CN103403208B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种热轧钢板，其距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的以算术平均表示的方位群即｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为1.0～6.5，且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～5.0；与轧制方向成直角的方向的兰克福特值rC为0.70～1.10，且相对于所述轧制方向成30°角的方向的兰克福特值r30为0.70～1.10。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及鼓凸成形等中弯曲、拉伸凸缘（stretchflange）、扩孔弯边加工等局部变形能力优良、成形性的方位依存性少、且主要在汽车部件等中使用的热轧钢板及其制造方法。
本申请基于2011年3月4日提出的日本专利申请特愿2011-047720号、和2011年3月4日提出的日本专利申请特愿2011-048231号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
为了抑制源于汽车的二氧化碳气体的排出量，由高强度钢板的使用导致的汽车车体的轻量化正在进行。从确保乘客安全性的角度考虑，汽车车体除软钢板以外，也已经大量使用高强度钢板了。但是，今后为了进一步推进汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的使用强度提高到以前以上的水平。
然而，一般地说，如果使钢板高强度化，则成形性降低。例如，在非专利文献1中，公开了因高强度化而使对拉深成形和鼓凸成形重要的均匀拉伸率降低的技术内容。
因此，为了在例如汽车车体的行走部件和有助于碰撞能量吸收的部件等中使用高强度钢板，重要的是改善有助于扩孔弯边加工性和弯曲加工性等成形性的局部延展性等局部变形能力。
与此相对照，在非专利文献2中，公开了通过使钢板的金属组织复合化、从而在同一强度下也使均匀拉伸率得以提高的方法。
在非专利文献3中，公开了通过夹杂物的控制和使其单一组织化、进而降低组织间的硬度差而使以弯曲性、扩孔加工性以及扩孔弯边加工性为代表的局部变形能力得以改善的金属组织控制法。这虽然是通过组织控制而形成单一组织，从而改善扩孔性，但为了形成单一组织，正如非专利文献4中记载的那样，基于奥氏体单相的热处理成为制造方法的根本。
另外，在非专利文献4中，公开了一种如下的技术：通过热轧后的冷却控制而进行金属组织控制，从而进行析出物的控制以及相变组织的控制，由此获得适当的铁素体和贝氏体分数，从而使高强度化和延展性的确保得以兼顾。
但是，上述的无论哪一种技术都是依赖组织控制的局部变形能力的改善方法，对基底的组织形成产生很大的影响。
另一方面，关于连续热轧工序中因压下量的增加引起的材质改善，也存在现有技术。即所谓的晶粒微细化技术，例如在非专利文献5中，公开了一种如下的技术：在奥氏体区域内的尽可能低温区域进行大压下，使未再结晶奥氏体发生铁素体相变，从而谋求产品的主相即铁素体的晶粒微细化，并通过细粒化而实现高强度化和强韧化。但是，对于本发明所要解决的用于改善局部变形能力的手段，一点也没有进行研究。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：岸田，“新日鉄技報”（1999）No.371，p.13
非专利文献2：O.Matsumuraetal.“Trans.ISIJ”（1987）vol.27，p.570
非专利文献3：加藤等，“製鉄研究”（1984）vol.312，p.41
非专利文献4：K.Sugimotoetal.“ISIJInternational”（2000）Vol.40，p.920
非专利文献5：中山製钢所NFG製品紹介（中山炼钢所NFG产品介绍）
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，为了改善高强度钢板的拉伸率和局部变形能力，进行包含夹杂物控制在内的组织控制是主要的手段。但是，由于取决于组织控制，因而需要控制析出物、铁素体以及贝氏体等组织的分数和形态，从而基底的金属组织受到限制。
本发明的目的在于：不是进行基底组织的控制，而是进行织构的控制，进而控制晶粒的晶粒单元的尺寸和形态，从而不局限于相的种类而提供高强度、拉伸率和局部变形能力优良、且成形性方位依存性较少的热轧钢板及其制造方法。
本发明中的所谓高强度，是指抗拉强度在440MPa以上。
用于解决课题的手段
根据以前的见解，如前所述，有助于扩孔性和弯曲性等的拉伸率和局部变形能力的改善通过夹杂物控制、析出物微细化、组织均质化、单一组织化以及降低组织间的硬度差等来进行。但是，单凭这些技术，不得不限定主要的组织构成。再者，在为了高强度化而添加大大有助于强度上升的具有代表性的元素即Nb和Ti等的情况下，令人担心的是各向异性变得极大。因此，不得不牺牲其它成形性因子，或者限定成形前的坯料排样（blanking）的方向，从而用途受到限制。
本发明人为了提高有助于扩孔性和弯曲加工性等的拉伸率和局部变形能力，新近着眼于钢板的织构的影响，详细调查研究了其作用效果。其结果清楚地表明：在热轧工序中，控制特定的结晶方位群（crystalorientationgroup）的各方位的极密度，进而控制相对于轧制方向成90°角的方向（C方向）的兰克福特值（r值）以及成30°角的方向的兰克福特值（r值），从而使局部变形能力飞跃般提高。
除此以外，在特定的结晶方位群的各方位的强度受到控制的组织中，发现通过控制轧制方向的r值、以及相对于轧制方向成60°角的方向的r值、晶粒的形状、尺寸以及硬度，可以进一步提高局部变形能力。
然而，一般地说，在低温生成相（贝氏体、马氏体等）混在一起的组织中，难以实现晶粒的定量化。因此，以前并没有就晶粒的形状和尺寸的影响进行过研究。
与此相对照，本发明人发现：如果将采用如下的方法测定的晶粒单元定义为晶粒，并将该晶粒单元的尺寸用作结晶粒径，则可以解决定量化的问题。
也就是说，本发明中所说的晶粒单元是在采用EBSP法（ElectronBackScatteringDiffractionPattern:电子背散射衍射图像法）进行的钢板的方位解析中，例如通过用1500倍的放大倍数，以0.5μm以下的测定步长进行方位测定，并将相邻的测定点的方位差超过15°的位置规定为晶粒单元的晶粒边界而得到的。
关于如上所述定义的晶粒（晶粒单元），当将如上所述定义的当量圆直径设定为d、d＝2r时，以4πr3/3求出每个的体积，然后通过体积的加权平均，可以求出体积平均直径。
就该体积平均直径对晶粒单元的拉伸率的影响进行了研究，结果发现：在控制特定的结晶方位群的各方位的强度的基础上，通过将体积平均直径设定为临界直径以下，便可以进一步提高延展性和局部延展性。
本发明是以上述的见解为基础而构成的，为解决上述的课题并实现其目的，本发明采用了以下的手段。
（1）也就是说，本发明的一实施方式涉及一种热轧钢板，其以质量%计，含有C含量[C]为0.0001%～0.40%的C、Si含量[Si]为0.001%～2.5%的Si、Mn含量[Mn]为0.001%～4.0%的Mn、P含量[P]为0.001%～0.15%的P、S含量[S]为0.0005%～0.10%的S、Al含量[Al]为0.001%～2.0%的Al、N含量[N]为0.0005%～0.01%的N、O含量[O]为0.0005%～0.01%的O，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；在钢板的金属组织中，存在多个晶粒；距所述钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的以算术平均表示的方位群即｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为1.0～6.5，且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～5.0；与轧制方向成直角的方向的兰克福特值rC为0.70～1.10，且相对于所述轧制方向成30°角的方向的兰克福特值r30为0.70～1.10。
（2）根据上述（1）所述的热轧钢板，其中，所述晶粒的体积平均直径也可以为2μm～15μm。
（3）根据上述（1）所述的热轧钢板，其中，所述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值也可以为1.0～5.0，所述｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度也可以为1.0～4.0。
（4）根据上述（3）所述的热轧钢板，其中，在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，粒径超过35μm的粗大晶粒的面积比例也可以为0%～10%。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的热轧钢板，其中，所述轧制方向的兰克福特值rL也可以为0.70～1.10，且相对于所述轧制方向成60°角的方向的兰克福特值r60也可以为0.70～1.10。
（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的热轧钢板，其中，在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，在将所述轧制方向的长度设定为dL，将板厚方向的长度设定为dt的情况下，所述轧制方向的长度dL除以所述板厚方向的长度dt所得到的值为3.0以下的所述晶粒的比例也可以为50%～100%。
（7）根据上述（1）～（6）中任一项所述的热轧钢板，其中，在所述钢板的所述金属组织中也可以存在铁素体相，而且所述铁素体相的维氏硬度Hv满足下述式1。
Hv＜200＋30×[Si]＋21×[Mn]＋270×[P]＋78×[Nb]1/2＋108×[Ti]1/2（式1）
（8）根据上述（1）～（7）中任一项所述的热轧钢板，其中，在所述钢板的所述金属组织中以相分数最高的相为主相，在对该主相的100点以上的点进行硬度测定的情况下，所述硬度的标准偏差除以所述硬度的平均值所得到的值也可以为0.2以下。
（9）根据上述（1）～（8）中任一项所述的热轧钢板，其以质量%计，也可以进一步含有Ti含量[Ti]为0.001%～0.20%的Ti、Nb含量[Nb]为0.001%～0.20%的Nb、V含量[V]为0.001%～1.0%的V、W含量[W]为0.001%～1.0%的W、B含量[B]为0.0001%～0.0050%的B、Mo含量[Mo]为0.001%～2.0%的Mo、Cr含量[Cr]为0.001%～2.0%的Cr、Cu含量[Cu]为0.001%～2.0%的Cu、Ni含量[Ni]为0.001%～2.0%的Ni、Co含量[Co]为0.0001%～1.0%的Co、Sn含量[Sn]为0.0001%～0.2%的Sn、Zr含量[Zr]为0.0001%～0.2%的Zr、As含量[As]为0.0001%～0.50%的As、Mg含量[Mg]为0.0001%～0.010%的Mg、Ca含量[Ca]为0.0001%～0.010%的Ca以及REM含量[REM]为0.0001%～0.1%的REM之中的1种以上。
（10）本发明的一实施方式涉及一种热轧钢板的制造方法，其中，在1000℃～1200℃的温度范围对钢锭或者板坯进行将40%以上的压下进行至少1次以上的第1热轧，从而将奥氏体粒径设定为200μm以下，所述钢锭或者板坯以质量%计，含有C含量[C]为0.0001%～0.40%的C、Si含量[Si]为0.001%～2.5%的Si、Mn含量[Mn]为0.001%～4.0%的Mn、P含量[P]为0.001%～0.15%的P、S含量[S]为0.0005%～0.10%的S、Al含量[Al]为0.001%～2.0%的Al、N含量[N]为0.0005%～0.01%的N、O含量[O]为0.0005%～0.01%的O，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；在将下述式2中由钢板成分决定的温度设定为T1℃的情况下，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围进行压下率的合计为50%以上的第2热轧；在T1℃以上但低于T1＋30℃的温度范围进行压下率的合计为30%以下的第3热轧；在T1℃以上结束热轧；在轧制机架间进行一次冷却，从而在将T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围中的30%以上的压下率的道次设定为大压下道次的情况下，使得从所述大压下道次中的最终道次结束至冷却开始的等待时间t秒满足下述式3。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]（式2）
t≤t1×2.5（式3）
在此，t1用下述式4表示。
t1=0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1（式4）
在此，Tf为所述最终道次结束时的所述钢板的温度（℃），P1为所述最终道次的压下率（%）。
（11）根据上述（10）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒也可以进一步满足下述式5。
t＜t1（式5）
（12）根据上述（10）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒也可以进一步满足下述式6。
t1≤t≤t1×2.5（式6）
（13）根据上述（10）～（12）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述一次冷却的冷却开始时的钢板温度和冷却结束时的钢板温度之差即冷却温度变化也可以为40℃～140℃，而且所述一次冷却的所述冷却结束时的所述钢板温度也可以在T1＋100℃以下。
（14）根据上述（10）～（13）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的所述第2热轧中，也可以将以1个道次计为30%以上的压下率的压下进行至少1次以上。
（15）根据上述（10）～（14）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述第1热轧中，也可以将40%以上的压下率的压下进行至少2次以上，从而将奥氏体粒径设定为100μm以下。
（16）根据上述（10）～（15）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以在所述一次冷却结束后，在10秒以内通过最终轧制机架后开始二次冷却。
（17）根据上述（10）～（16）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以在所述第2热轧中，将各道次间的钢板的温度上升设定为18℃以下。
（18）根据上述（10）～（17）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢锭或者所述板坯以质量%计，也可以进一步含有选自Ti含量[Ti]为0.001%～0.20%的Ti、Nb含量[Nb]为0.001%～0.20%的Nb、V含量[V]为0.001%～1.0%的V、W含量[W]为0.001%～1.0%的W、B含量[B]为0.0001%～0.0050%的B、Mo含量[Mo]为0.001%～2.0%的Mo、Cr含量[Cr]为0.001%～2.0%的Cr、Cu含量[Cu]为0.001%～2.0%的Cu、Ni含量[Ni]为0.001%～2.0%的Ni、Co含量[Co]为0.0001%～1.0%的Co、Sn含量[Sn]为0.0001%～0.2%的Sn、Zr含量[Zr]为0.0001%～0.2%的Zr、As含量[As]为0.0001%～0.50%的As、Mg含量[Mg]为0.0001%～0.010%的Mg、Ca含量[Ca]为0.0001%～0.010%的Ca以及REM含量[REM]为0.0001%～0.1%的REM之中的1种以上。
发明的效果
根据本发明，即使在添加Nb和Ti等元素的情况下，也可以得到对各向异性的影响较小、且拉伸率和局部变形能力优良的热轧钢板。
附图说明
图1是表示本实施方式的热轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值与板厚/最小弯曲半径之间的关系的图示。
图2是表示本实施方式的热轧钢板的｛332｝＜113＞方位群的极密度与板厚/最小弯曲半径之间的关系的图示。
图3是表示本实施方式的粗轧（第1热轧）中的40%以上的轧制次数与奥氏体粒径之间的关系的图示。
图4是表示本实施方式的热轧钢板的T1＋30℃～T1＋200℃的合计压下率与｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值之间的关系的图示。
图5是表示本实施方式的热轧钢板的T1＋30℃～T1＋200℃的合计压下率与｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度之间的关系的图示。
图6是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与扩孔性之间的关系的图示。
图7是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与弯曲性之间的关系的图示。
图8是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与拉伸率之间的关系的图示。
图9是表示本实施方式的热轧钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
下面就本发明的一实施方式进行详细的说明。
（1）距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值、｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度：
在本实施方式的热轧钢板中，距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的以算术平均表示的方位群即｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值是特别重要的特性值。
如图1所示，只要距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度、即采用EBSP法求出对于随机试样的各方位的强度比时的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，就满足行走部件和骨架部件的加工所必须的板厚/最小弯曲半径d/Rm（C方向弯曲）在1.5以上。再者，如果｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均值在5.0以下，则成形性的方位依存性（各向同性）的指标即C方向弯曲与45°方向弯曲的比率（45°方向弯曲/C方向弯曲）为1.4以下，并与弯曲方向无关而表现出较高的局部变形能力，因而是更优选的。在需要更优选的扩孔性和较小的极限弯曲特性的情况下，上述极密度的平均值更优选为低于4.0，更进一步优选为低于3.0。
如果｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值超过6.5，则钢板的机械特性的各向异性变得极强。其结果是，即使某一方向的局部变形能力得以改善，与其方向不同的方向的材质也显著劣化，从而不能满足前述的板厚/最小弯曲半径≥1.5。
另一方面，在极密度低于1.0时，令人担心的是局部变形能力的劣化。
基于同样的理由，如图2所示，只要距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度在5.0以下，则满足行走部件的加工所必须的板厚/最小弯曲半径在1.5以上。
再者，如果｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度在4.0以下，则满足C方向弯曲与45°方向弯曲的比率在1.4以下，因而是更优选的。上述的极密度更优选为3.0以下。当其超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强。其结果是，即便只是某一方向的局部变形能力得以改善，与其方向不同的方向的材质也显著劣化。因此，确实不能满足板厚/最小弯曲半径≥1.5，或者C方向弯曲与45°方向弯曲的比率≤1.4。另一方面，在极密度低于1.0时，令人担心的是局部变形能力的劣化。
以上叙述的结晶方位的极密度对于弯曲加工时的形状冻结性很重要的理由未必清楚，但可以推测其与弯曲变形时的结晶的滑移举动有关。
（2）与轧制方向成直角的方向的r值rC：
该rC在本实施方式中是重要的。也就是说，本发明人进行了潜心的研究，结果判明，如果只是上述的各种结晶方位的极密度合适，未必可以得到良好的扩孔性和弯曲性。在满足上述极密度的同时，rC还必须为0.70～1.10。
通过将上述的rC设定为0.70～1.10，可以得到优良的局部变形能力。
（3）相对于轧制方向成30°角的方向的r值r30：
该r30在本实施方式中是重要的。也就是说，本发明人进行了潜心的研究，结果判明，如果只是上述的各种结晶方位的极密度合适，未必可以得到良好的局部变形能力。在满足上述极密度的同时，r30还必须为0.70～1.10。
通过将上述的r30设定为0.70～1.10，可以得到优良的局部变形能力。
（4）晶粒的体积平均直径：
本发明人对热轧钢板中的织构的控制以及显微组织进行了潜心的研究，结果发现：在织构如上述那样进行控制的条件下，晶粒的尺寸、特别是体积平均直径对拉伸率的影响极大，通过使其微细化而可以获得拉伸率的提高。进而发现：通过使体积平均直径微细化，汽车用钢板等所要求的疲劳特性（疲劳极限比）得以提高。
关于晶粒单元的贡献，即使个数为少量，也是较大的晶粒单元越多，拉伸率的劣化越大。因此，可以得出晶粒单元的尺寸不是与通常的尺寸平均强烈相关，而是与由体积的加权平均算出的体积平均直径强烈相关。为了得到上述的效果，体积平均直径优选为2μm～15μm。在为抗拉强度在540MPa以上的钢板的情况下，更优选为9.5μm以下。
虽然因体积平均直径的微细化而提高拉伸率的理由尚未明确，但一般认为其原因在于：通过抑制在微米级别上产生的局部的应变集中，在局部变形时可以促进应变的分散。除此以外，一般认为通过提高变形的均质化，可以抑制微观的局部应变集中，即使在微米级别上也可以使应变均匀分散，从而提高均匀拉伸率。另一方面，可以认为之所以因体积平均直径的微细化而提高疲劳特性，是因为疲劳现象为反复的塑性变形，该塑性变形为位错运动，受到成为其障碍的晶界的强烈影响。
晶粒单元的测定方法如前所述。
（5）粒径超过35μm的粗大晶粒的比例：
弯曲性强烈受到晶粒的等轴性的影响，已经发现其效果较大。为了通过各向同性化和等轴晶粒化的效果而抑制应变的局部化、从而提高弯曲性，在金属组织中的晶粒中，粒径超过35μm的粗大晶粒所占的面积比例（粗晶粒面积率）最好较少，优选为0%～10%。当降低至10%以下时，可充分提高弯曲性。
上述的理由尚未清楚，但可以认为弯曲变形属于应变局部集中的模式，所有的晶粒均匀且等值地受到应变的状态对弯曲性有利。在大粒径的晶粒较多的情况下，即使各向同性化和等轴晶粒化充分，也可以认为由于局部的晶粒产生应变，因而通过该局部地发生应变的晶粒的方位，使弯曲性出现较大的偏差，从而引起弯曲性的降低。
（6）轧制方向的r值rL以及相对于轧制方向成60°角的方向的r值r60：
再者，本发明人进行了潜心的研究，结果判明：如果在将上述的各种结晶方位的极密度和rC、r30控制在规定的范围的基础上，使轧制方向的rL为0.70～1.10，而且使相对于轧制方向成60°角的方向的r值r60为0.70～1.10，则可以得到更优良的局部变形能力。
例如，如果｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为1.0～6.5，｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～5.0，rC以及r30为0.70～1.10，进而rL值以及r60值为0.70～1.10，则满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。
一般地说，为人所知的是织构与r值相关，但在本实施方式的热轧钢板中，已经叙述的关于结晶方位的极密度的限定和关于r值的限定相互不具有相同的意义。因此，如果两者的限定同时满足，则可以得到良好的局部变形能力。
（7）等轴性优良的晶粒的比例：
本发明人进一步研究了局部变形能力，结果发现：在满足上述的织构以及r值的基础上，当晶粒的等轴性也优良时，则弯曲加工的方向依存性较小，局部变形能力得以提高。作为表示该等轴性的指标，为钢板的金属组织中的整个晶粒中，热轧方向的长度dL除以板厚方向的长度dt所得到的值（dL/dt）在3.0以下的等轴性优良的晶粒的比例、即等轴晶粒分数。该等轴晶粒分数优选为50%～100%。当低于50%时，轧制方向即L方向或者与轧制方向成直角的方向即C方向的弯曲性R劣化。
（8）铁素体相的硬度：
为了进一步提高拉伸率，优选在钢板中存在铁素体组织，如果在整个组织中所占的比例为10%以上，则是更为优选的。此时，所得到的铁素体相的维氏硬度优选满足下述（式1）。如果硬度在其以上，则不能得到由铁素体相存在所产生的拉伸率的改善效果。
Hv＜200＋30×[Si]＋21×[Mn]＋270×[P]＋78×[Nb]1/2＋108×[Ti]1/2（式1）
[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]、[Ti]分别为钢板中的元素重量浓度（质量%）。
（9）主相的硬度的标准偏差/硬度的平均值：
除了织构、结晶粒径以及等轴性以外，各个晶粒的均质性也大大有助于轧制时微米级别的应变的均匀分散。本发明人着眼于该均质性而进行了研究，结果发现：在主相的均质性较高的组织中，可以改善最终产品的延展性和局部变形的平衡。该均质性可以对于相分数最高的主相，采用纳米试验压头并以1mN的载荷对100点以上进行硬度测定，然后使用其标准偏差来定义。也就是说，硬度的标准偏差/硬度的平均值越低，均质性越高，在0.2以下时可以得到其效果。在纳米试验压头（例如CSIRO公司生产的UMIS-2000）中，使用比结晶粒径更小的压头，由此可以测定不包含晶界的单一晶粒的硬度。
本发明可以适用于所有热轧钢板，只要满足上述的限定，就并不局限于钢板的金属组织的组合，热轧钢板的拉伸率、弯曲加工性和扩孔性等局部成形能得以飞跃般提高。上述热轧钢板包括成为冷轧钢板和镀锌钢板等的原板的热轧钢带。
所谓极密度，与X射线随机强度比具有相同的意义。所谓X射线随机强度比，是指在相同条件下采用X射线衍射法等测定不在特定方位聚集的标准试样和试验材料的X射线强度，然后用得到的供试验材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度所得到的数值。该极密度采用X射线衍射、EBSP法或者ECP（ElectronChannelingPattern：电子通道花样）法中的任一种都可以测定。例如可以采用如下的方法求出：对于｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度，在采用这些方法测定的｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极图中，由采用多个极图并按级数展开法计算得到的3维织构（ODF）求出｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的极密度，然后将这些极密度进行算术平均。供给X射线衍射、EBSP法、ECP法的试样可以采用机械研磨等将钢板减薄至规定的板厚，接着采用化学研磨和电解研磨等除去应变，同时按照上述的方法调整试样，使板厚的3/8～5/8的范围的适当的面成为测定面，然后进行测定。关于板宽度方向，优选在距钢板端部1/4或者3/4的位置进行采集。
当然，上述的极密度的限定不只是板厚中央部，通过满足尽可能多的厚度，可以使局部变形能力更进一步变得良好。然而，就织构对钢板材质的影响进行了研究，结果距钢板表面5/8～3/8的板厚中央部的方位聚集最强地对钢板的各向异性产生影响，大概可以代表整个钢板的材质特性。因此，对距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度进行了规定。
在此，所谓｛hkl｝＜uvw＞，表示在采用上述方法采集试样时，板面的法线方向平行于｛hkl｝，轧制方向与＜uvw＞平行。此外，结晶方位通常将垂直于板面的方位用[hkl]或者｛hkl｝来表示，将平行于轧制方向的方位用（uvw）或者＜uvw＞来表示。｛hkl｝、＜uvw＞是等效的面的总称，[hkl]、（uvw）是指各个结晶面。也就是说，在本实施方式中，由于以体心立方结构为对象，所以例如（111）、（-111）、（1-11）、（11-1）、（-1-11）、（-11-1）、（1-1-1）、（-1-1-1）面是等效的而不加区別。在这样的情况下，将这些方位总称为｛111｝。在ODF表示中，由于也可以使用其它对称性较低的晶体结构的方位表示，因而通常将各个方位用[hkl]（uvw）来表示，但在本实施方式中，[hkl]（uvw）和｛hkl｝＜uvw＞具有相同的意义。
各钢板中的金属组织的判定可以采用如下的方法进行。
采用通过光学显微镜进行的组织观察而特别规定珠光体。接着采用EBSP法来判定晶体结构，将fcc结构的结晶规定为奥氏体。bcc结构的铁素体、贝氏体以及马氏体可以采用在EBSP-OIM（注册商标）上装备的KAM（KernelAverageMisorientation）法来进行识别。KAM法是将测定数据中的某一个正六边形的像素相邻的6个即第一近似、或者进而在其外侧的12个即第二近似、或者进而在其外侧的18个即第三近似的像素间的方位差进行平均，然后通过对各像素进行将该平均值作为该中心像素的值的计算而算出的值。以不超过晶界的方式进行该计算，由此可以作出表现晶粒内的方位变化的图。该图表示以晶粒内的局部的方位变化为基础的应变的分布。
本发明的实施例在EBSP-OIM（注册商标）中将计算相邻像素间的方位差的条件规定为第三近似，将该方位差设定为5°以下，在上述的方位差第三近似中，超过1°定义为低温相变产物即贝氏体或者马氏体，1°以下定义为铁素体。其原因在于：在高温下发生相变的多边形初析铁素体通过扩散相变而生成，位错密度较小，晶粒内的应变较少，因而结晶方位在晶粒内之差较小，根据迄今为止由发明人实施的各种调查结果，采用光学显微镜观察得到的铁素体体积分数和在采用KAM法测定的方位差第三近似为1°的区域得到的面积分数大致很好地一致。
上述的各r值由使用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验进行评价。拉伸应变在5～15%的范围，便能够以均匀拉伸率的范围进行评价。
实施弯曲加工的方向依加工部件的不同而不同，因而并没有特别的限定。本实施方式的热轧钢板使钢板的面内各向异性受到抑制，在C方向具有充分的弯曲特性。C方向在轧制材料中是弯曲特性最低的方向，因而在任何方向都可以满足弯曲特性。
铁素体、贝氏体、马氏体以及奥氏体的粒径采用如下的方法而得到：在采用如前所述的EBSP法的钢板的方位解析中，例如通过用1500倍的放大倍数，以0.5μm以下的测定步长进行方位测定，并将相邻的测定点的方位差超过15°的位置规定为晶粒边界，然后求出其当量圆直径。此时，通过同时求出轧制方向以及板厚方向的晶粒的长度而可以得到dL/dt。
在金属组织中存在珠光体组织的情况下，其等轴晶粒分数dL/dt以及结晶粒径可以在光学显微镜的组织观察中，通过二值化处理、点计数法而求出。
接着，就钢板成分的限定条件进行叙述。各成分的含量的%为质量%。
C是基本上含有的元素，将其含量[C]的下限设定为0.0001%。此外，为了抑制炼钢成本的极度上升，更优选为0.001%，为了廉价地获得高强度钢，进一步优选为0.01%。另一方面，C含量[C]如果超过0.40%，则加工性和焊接性变差，因而将其上限设定为0.40%。此外，过度地添加C使点焊性显著劣化，因而更优选为0.30%以下。此外，进一步优选为0.20%。
Si是对提高钢板的机械强度有效的元素，但其含量[Si]超过2.5%时，其加工性劣化，或者发生表面缺陷。因此，将2.5%作为上限。另一方面，在实用钢中将Si含量[Si]设定为低于0.001%是困难的，因而将0.001%作为下限。此外，优选为0.01%，更优选为0.05%。
Mn是对提高钢板的机械强度有效的元素，但其含量[Mn]超过4.0%时，其加工性劣化。因此，将4.0%作为上限。Mn由于抑制铁素体的生成，所以欲在组织中含有铁素体相而确保拉伸率的情况下，优选设定为3.0%以下。另一方面，Mn含量[Mn]的下限设定为0.001%。但是，为了避免炼钢成本的极度上升，优选设定为0.01%以上。此外，进一步优选为0.2%。另外，除Mn以外，在没有充分添加能够抑制因S引起的热裂的发生的Ti等元素的情况下，优选添加以重量%计为[Mn]/[S]≥20的Mn量。
关于P和S的含量[P]以及[S]，为了防止加工性的劣化和热轧或者冷轧时的开裂，[P]设定为0.15%以下，[S]设定为0.10%以下。关于各自的下限，[P]设定为0.001%，[S]设定为0.0005%。此外，由于极端的脱硫使成本过于升高，因而对于[S]，更优选为0.001%以上。
Al为脱氧而添加0.001%以上。但是，在需要充分脱氧的情况下，更优选添加0.01%以上。进一步优选为0.02%。但是，如果过多，则焊接性劣化，因而将其上限设定为2.0%。也就是说，Al含量[Al]设定为0.01%～2.0%。
N和O为杂质，为了不使加工性恶化，N含量[N]以及O含量[O]均设定为0.01%以下。关于下限，两元素均设定为0.0005%。但是，为了抑制炼钢成本的极度上升，其含量优选设定为0.001%以上。此外，更优选为0.002%。
以上的化学元素是本实施方式的钢的基本成分（基本元素），该基本元素受到控制（含有或者限制）、且剩余部分包括铁和不可避免的杂质的化学组成为本实施方式的基本组成。然而，除该基本成分以外（代替剩余部分的Fe的一部），在本实施方式中，也可以根据需要进一步在钢中含有以下的化学元素（选择元素）。此外，这些选择元素即使不可避免地（例如，各选择元素的量低于下限的量）混入钢中，也不会损害本实施方式的效果。
也就是说，为了通过析出强化而进一步提高机械强度，或者为了提高局部变形能力而进行夹杂物的控制或者使析出物微细化，作为一直以来使用的元素，即使含有Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As之中的任1种以上也没关系。为了获得析出强化，生成微细的碳氮化物是有效的，Ti、Nb、V、W的添加是有效的。另外，Ti、Nb、V、W作为固溶元素，也具有有助于晶粒微细化的效果。
为了通过Ti、Nb、V、W的添加而得到析出强化的效果，Ti含量[Ti]优选为0.001%以上，Nb含量[Nb]优选为0.001%以上，V含量[V]优选为0.001%以上，W含量[W]优选为0.001%以上。在特别需要析出强化的情况下，Ti含量[Ti]更优选添加0.01%以上、Nb含量[Nb]更优选添加0.005%以上，V含量[V]更优选添加0.01%以上，W含量[W]更优选添加0.01%以上。再者，Ti、Nb除析出强化以外，还具有通过碳、氮的固定、组织控制、细粒强化等机理而改善材质的效果。另外，V对析出强化是有效的，与Mo和Cr相比，由添加产生的强化所导致的局部变形能力的劣化量更少，在需要高强度且更好的扩孔性和弯曲性的情况下，是有效的添加元素。但是，即使过度添加，强度上升也达到饱和，而且热轧后的再结晶受到抑制，从而使结晶方位的控制变得困难，因而Ti含量[Ti]以及Nb含量[Nb]优选设定为0.20%以下，V含量[V]以及W含量[W]优选设定为1.0%以下。但是，特别在需要拉伸率的情况下，V含量[V]更优选设定为0.50%以下，W含量[W]更优选设定为0.50%以下。
在使组织的淬透性上升、且通过进行第二相控制而确保强度的情况下，进一步添加B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As中的1种或者2种以上是有效的。再者，B除上述以外，还具有通过碳或氮的固定、析出强化、细粒强化等机理而改善材质的效果。另外，Mo、Cr除了提高机械强度的效果以外，还具有改善材质的效果。
为了得到这些效果，B含量[B]优选为0.0001%以上，Mo含量[Mo]、Cr含量[Cr]、Ni含量[Ni]、Cu含量[Cu]优选为0.001%以上，Co含量[Co]、Sn含量[Sn]、Zr含量[Zr]、As含量[As]优选为0.0001%以上。但是，过度的添加反而使加工性劣化，因而B含量[B]的上限优选设定为0.0050%，Mo含量[Mo]的上限优选设定为2.0%，Cr含量[Cr]、Ni含量[Ni]、Cu含量[Cu]的上限优选设定为2.0%，Co含量[Co]的上限优选设定为1.0%，Sn含量[Sn]、Zr含量[Zr]的上限优选设定为0.2%，As含量[As]的上限优选设定为0.50%。特别在强烈要求加工性的情况下，B含量[B]的上限优选设定为0.005%，Mo含量[Mo]的上限优选设定为0.50%。另外，从成本的角度考虑，在上述的添加元素中，更优选选择B、Mo、Cr以及As。
Mg、REM、Ca是对于使夹杂物无害化，且进一步提高局部变形能力很重要的添加元素。将用于获得该效果的含量[Mg]、[REM]、[Ca]的下限分别设定为0.0001%，但在需要进行夹杂物的形态控制的情况下，优选分别添加0.0005%以上。另一方面，过剩添加将带来纯净度的恶化，因而Mg含量[Mg]以0.010%为上限，REM含量[REM]以0.1%为上限，Ca含量[Ca]以0.010%为上限。
即使对本实施方式的热轧钢板实施表面处理，也不会失去局部变形能力的改善效果，即便实施电镀、热浸镀、蒸镀、有机覆盖膜形成、薄膜层叠、有机盐类/无机盐类处理以及无铬处理等之中的任一种，也可以获得本发明的效果。
下面就本实施方式的热轧钢板的制造方法进行叙述。
为了实现优良的拉伸率和局部变形能力，重要的是形成具有规定极密度的织构、以及满足rC、r30的条件。再者，更优选的是满足晶粒单元（体积平均直径）、粗晶粒面积率、等轴性、均质化、抑制铁素体的过度硬化的条件。为满足这些的制造条件的详细情况记载如下。
热轧之前的制造方法并没有特别的限定。也就是说，接着采用高炉或电炉等进行的熔炼，进行各种二次精炼，接着可以采用通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造、或者薄板坯铸造等方法进行铸造。在连续铸造的情况下，既可以一次将铸造板坯冷却至低温之后，再次加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却至低温而在铸造后直接进行热轧。原料即便使用废料也没关系。
本实施方式的热轧钢板在使用上述成分的钢、且满足以下要件的情况下得到。
为了满足rC为0.70以上、且r30为1.10以下这一前述规定的值，重要的是粗轧后即精轧前的奥氏体粒径。因此，将精轧前的奥氏体粒径设定为200μm以下。通过减小精轧前的奥氏体粒径，可以改善拉伸率和局部变形能力。
为了得到200μm以下的精轧前的奥氏体粒径，如图3所示，能够以1000℃～1200℃的温度区域的轧制进行粗轧（第1热轧），而且在该温度区域以40%以上的压下率压下至少1次以上。
再者，为了经由rL和r60的控制、通过后来的精轧中的奥氏体的再结晶促进而改善局部变形能力，精轧前的奥氏体粒径优选设定为100μm以下。因此，在上述第1热轧中，优选以40%以上的压下率进行2次以上的压下。压下率及其压下的次数越大，可以得到越微细的奥氏体粒径。然而，超过70%的压下或超过10次的粗轧有可能使温度降低或使氧化皮过剩生成。
可以推测奥氏体粒径的微细化对局部变形能力产生影响的理由在于：粗轧后即精轧前的奥氏体晶界作为精轧中的再结晶核之一而发挥作用。
为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选对进入精轧之前的钢板尽可能地进行骤冷，从而以10℃/s以上的冷却速度对钢板进行冷却，然后侵蚀钢板断面的组织而使奥氏体晶界显现，之后用光学显微镜进行测定。此时，以50倍以上的放大倍数采用图像解析和点计数法对20个以上的视场进行测定。
为了将距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值、以及｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度设定为前述的规定值的范围，在粗轧后的精轧中，以由钢板成分决定的下述式2中记载的T1温度为基准，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域（优选为T1＋50℃～T1＋100℃的温度区域）进行采用较大的压下率的加工（第2的热轧），且在T1℃以上但低于T1＋30℃的温度区域进行采用较小的压下率的加工（第3的热轧）。根据上述方案，可以确保最终热轧产品的局部变形能力和形状。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]（式2）
其中，在上述式2中未包含的化学元素（化学成分）的量以0%计算。
也就是说，如图4和图5所示，T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的大压下、和其后的T1℃以上但低于T1＋30℃的轻压下通过控制距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值以及｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度，从而使热轧钢板的局部变形能力得到飞跃般改善。
该T1温度本身是通过经验求出的。发明人通过实验获得了如下的见解：以T1温度为基准，各钢的奥氏体区域的再结晶得以促进。
为了获得良好的局部变形能力，重要的是通过T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的大压下（第2的热轧）而蓄积应变，或者在每次的压下中反复进行再结晶。为了蓄积应变，该温度区域的压下率的合计需要50%以上。优选为70%以上。另一方面，从温度确保和过大的轧制负荷的角度考虑，压下率的合计超过90%是不优选的。再者，为了提高热轧板的均质性，并将拉伸率、局部变形能力提高至极限，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的轧制（第2的热轧）中，优选以30%以上的压下率至少进行1个道次的压下。更优选为40%以上。另一方面，如果1个道次超过70%，则有可能在形状方面出现故障。在要求更高的加工性的情况下，更优选将第2热轧工序的最终2个道次设定为30%以上。
为了促进由蓄积的应变的释放所产生的均匀的再结晶，需要在T1＋30℃～T1＋200℃的大压下之后，将T1℃以上但低于T1＋30℃的温度区域的轧制（第3的热轧）的加工量抑制在尽可能少的水平。因此，将T1℃以上但低于T1＋30℃的压下率的合计设定为30%以下。从板形状的角度考虑，优选的是10%以上的压下率，在更重视局部变形能力的情况下，压下率更优选为0%。T1℃以上但低于T1＋30℃的压下率如果超过规定的范围，则再结晶的奥氏体晶粒伸展，从而使局部变形能力劣化。
如上所述，在本实施方式的制造条件下，为了改善扩孔性和弯曲性这样的局部变形能力，重要的是通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶，从而控制热轧产品的织构。
如果以比前述规定的温度区域更低的温度进行轧制，或者采用比规定的压下率更大的压下率，则奥氏体的织构发达。其结果是，在最终得到的热轧钢板中，不能得到距钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值在5.0以下、且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度在4.0以下这样的各结晶方位的极密度。
另一方面，如果以比规定的温度区域更高的温度进行轧制，或者采用比规定的压下率更小的压下率，则可能导致粗粒化和混粒，从而粒径超过35μm的粗大晶粒的面积率和体积平均直径增大。关于是否进行了上述规定的轧制，压下率可从轧制载荷、板厚测定等通过实测或者计算而求出。另外，关于温度，只要有机架间温度计，也是可以实测的，或者可以根据生产线速度和压下率等进行考虑了加工发热等的计算模拟，因而通过其中的任一种方法或者两种方法都可以得到。
以上进行的热轧在T1℃以上的温度下结束。如果热轧的结束温度低于T1℃，则成为未再结晶区域的轧制，从而各向异性增强，因此，局部变形能力显著劣化。
在将T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的30%以上的压下率的道次设定为大压下道次的情况下，从该大压下道次中的最终道次的结束到在轧制机架间开始一次冷却的等待时间t秒需要满足下述式3。所述最终道次后的冷却对奥氏体粒径产生较大的影响。也就是说，对钢板的等轴晶粒分数、粗晶粒面积率产生较大的影响。
t≤2.5×t1（式3）
在此，t1用下述的（式4）求出。
t1=0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1（式4）
如果等待时间t超过t1×2.5，则再结晶几乎已经结束，另一方面，晶粒显著生长而使粗粒化发展，从而r值以及拉伸率降低。
通过将等待时间t进一步限定为低于t1，便可以大幅度抑制晶粒的生长。只要是具有本实施方式的成分的热轧钢板，就可以将体积平均直径控制为15μm以下。其结果是，即使不充分进行再结晶，也可以充分提高钢板的拉伸率，同时使疲劳特性得以提高。
另一方面，通过将等待时间t进一步限定为t1～2.5×t1，虽然晶粒以体积平均直径计例如超过15μm，但再结晶化充分地进行而使结晶方位随机化，因而可以充分提高钢板的拉伸率，同时使各向同性大大提高。
在因T1＋30℃～T1＋200℃的钢板的温度上升过低过而在T1＋30℃～T1＋200℃的范围不能得到规定的压下率的情况下，再结晶受到抑制。
在将极密度、rC、r30设定为规定的范围的基础上，如果rL以及r60分别为0.70～1.10，则满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。因此，优选在将直至一次冷却开始的等待时间设定为上述值的基础上，将T1＋30℃～T1＋200℃的压下时的各道次间的钢板的温度上升抑制在18℃以下。
在T1＋30℃～T1＋200℃的各道次间的钢板的温度上升为18℃以下、且t满足上述式3的情况下，可以得到rL、r60为0.70～1.10的均匀的再结晶奥氏体。
一次冷却的冷却开始时的钢板温度与冷却结束时的钢板温度之差即冷却温度变化优选为40℃～140℃，且一次冷却的冷却结束时的钢板温度优选为T1＋100℃以下。通过设定为40℃以上，可以抑制奥氏体晶粒的粗大化。在低于40℃时，则不能得到其效果。另一方面，在超过140℃时，再结晶并不充分，从而难以得到目标的随机织构。另外，也难以得到对拉伸率有效的铁素体相，而且铁素体相的硬度升高，因而拉伸率、局部变形能力也发生劣化。另外，冷却结束时的钢板温度如果超过T1＋100℃，则不能充分得到冷却的效果。这是因为例如当在最终道次后，即使于适当的条件下实施一次冷却，一次冷却结束后的钢板温度也超过T1＋100℃时，有可能引起晶粒生长，从而有可能使奥氏体粒径粗大化。
关于通过精轧机后的冷却模式，并没有特别的规定。即使采用用于进行与各自的目的一致的组织控制的冷却模式，也可以获得本发明的效果。例如，接着一次冷却，为了进一步抑制奥氏体晶粒的粗大化，也可以在通过精轧机的最终轧制机架后进行二次冷却。在接着一次冷却进行二次冷却的情况下，优选在一次冷却结束后10秒以内实施。如果超过10秒，则不能得到抑制奥氏体晶粒粗大化的效果。
关于上述本实施方式的制造方法，图9示出了其流程图。
如上所述，使第1热轧、第2热轧、第3热轧以及一次冷却在规定的条件下进行对本实施方式来说是重要的。
在热轧中，也可以在粗轧后将薄板坯接合，从而连续地进行精轧。此时，也可以将粗棒暂且卷绕成卷材状，然后根据需要收藏在具有保温功能的罩内，在再次退卷后进行接合。另外，在热轧后，可以进行卷取。
在热轧钢板中，也可以在冷却后根据需要实施表皮光轧。表皮光轧具有防止加工成形时产生的拉伸应变和矫正形状的效果。
本实施方式所得到的热轧钢板的组织也可以含有铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体以及碳氮化物等化合物。其中，珠光体由于使局部延展性劣化，因而优选为5%以下。
此外，本实施方式的热轧钢板不仅可以适用于弯曲加工，而且也可以适用于以弯曲、鼓凸成形、拉深等以及弯曲加工为主体的复合成形。
实施例
下面举出本发明的实施例，就本实施方式的热轧钢板的技术内容进行说明。图1～图8是将下述的实施例作成图而得到的。
下面就使用具有表1～3所示的成分组成的从A至AN、以及a～k的钢作为实施例进行研究的结果进行说明。
表1重量％
表2重量％
表3重量％
这些钢在铸造后，直接地或者在一次冷却到室温后进行再加热，加热至1000℃～1300℃的温度范围，然后，在表4～18的条件下实施热轧，在T1℃以上结束热轧，然后在表4～18的条件下冷却，最终成为2～5mm厚的热轧钢板。
表4
表5
表6
表7
表8
表9
表10
表11
表12
表13
表14
表15
表16
表17
表18
表1～3示出了各钢的化学成分，表4～18示出了各制造条件和机械特性。
作为局部变形能力的指标，使用扩孔率λ以及基于90°V字弯曲的极限弯曲半径（板厚/最小弯曲半径）。弯曲试验进行C方向弯曲和45°方向弯曲，使用其比率作为成形性的方位依存性（各向同性）的指标。拉伸试验以及弯曲试验按照JISZ2241以及Z2248（V形块90°弯曲试验）进行，扩孔试验按照日本钢铁联盟标准JFST1001进行。极密度使用前述的EBSP法，在平行于轧制方向的断面的5/8～3/8的区域的板厚中央部，在距宽度方向的端部1/4的位置以0.5μm的间距进行测定。另外，关于各方向的r值、体积平均直径，采用前述的方法进行测定。
关于疲劳试验，是从产品板中切出长度为98mm、宽度为38mm、最小断面部的宽度为20mm、缺口的曲率半径为30mm的平面弯曲疲劳试验片，保持产品表面的状态不变而进行全反复平面弯曲疲劳试验。钢板的疲劳特性用2×106次的疲劳强度σW除以钢板的抗拉强度σB所得到的值（疲劳极限比σW/σB）进行评价。
满足本发明的规定者，例如如图6、图7、图8所示，兼备优良的扩孔性、弯曲性以及拉伸率。再者，在优选的制造条件范围者，表现出更优良的扩孔率以及弯曲性、各向同性、疲劳特性等。
产业上的可利用性
如前所述，根据本发明，不限定主要的组织结构，除控制晶粒的尺寸和形态以外，还对织构进行控制，从而可以得到局部变形能力优良、成形性的方位依存性少的热轧钢板。因此，本发明在钢铁产业中具有较高的可利用性。
另外，一般地说，由于越是高强度化，成形性越是降低，因而在为高强度钢板时具有特别大的效果。

Claims (17)

1.一种热轧钢板，其特征在于：以质量％计，含有
C含量[C]为0.0001％～0.40％的C、
Si含量[Si]为0.001％～2.5％的Si、
Mn含量[Mn]为0.001％～4.0％的Mn、
P含量[P]为0.001％～0.15％的P、
S含量[S]为0.0005％～0.10％的S、
Al含量[Al]为0.001％～2.0％的Al、
N含量[N]为0.0005％～0.01％的N、
O含量[O]为0.0005％～0.01％的O，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在钢板的金属组织中，存在多个晶粒；
距所述钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{112}＜110＞、{223}＜110＞的各方位的以算术平均表示的方位群即{100}＜011＞～{223}＜110＞方位群的极密度的平均值为1.0～6.5，且{332}＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～5.0；
与轧制方向成直角的方向的兰克福特值rC为0.70～1.10，且相对于所述轧制方向成30°角的方向的兰克福特值r30为0.70～1.10；
在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，在将所述轧制方向的长度设定为dL，将板厚方向的长度设定为dt的情况下，所述轧制方向的长度dL除以所述板厚方向的长度dt所得到的值为3.0以下的所述晶粒的比例为50％～100％。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：所述晶粒的体积平均直径为2μm～15μm。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：所述{100}＜011＞～{223}＜110＞方位群的极密度的平均值为1.0～5.0，所述{332}＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～4.0。
4.根据权利要求3所述的热轧钢板，其特征在于：在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，粒径超过35μm的粗大晶粒的面积比例为0％～10％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：所述轧制方向的兰克福特值rL为0.70～1.10，且相对于所述轧制方向成60°角的方向的兰克福特值r60为0.70～1.10。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：在所述钢板的所述金属组织中存在铁素体相，而且所述铁素体相的维氏硬度Hv满足下述式1；
Hv＜200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2+108×[Ti]1/2(式1)。
7.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：在所述钢板的所述金属组织中以相分数最高的相为主相，在对该主相的100点以上的点进行硬度测定的情况下，所述硬度的标准偏差除以所述硬度的平均值所得到的值为0.2以下。
8.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有：
Ti含量[Ti]为0.001％～0.20％的Ti、
Nb含量[Nb]为0.001％～0.20％的Nb、
V含量[V]为0.001％～1.0％的V、
W含量[W]为0.001％～1.0％的W、
B含量[B]为0.0001％～0.0050％的B、
Mo含量[Mo]为0.001％～2.0％的Mo、
Cr含量[Cr]为0.001％～2.0％的Cr、
Cu含量[Cu]为0.001％～2.0％的Cu、
Ni含量[Ni]为0.001％～2.0％的Ni、
Co含量[Co]为0.0001％～1.0％的Co、
Sn含量[Sn]为0.0001％～0.2％的Sn、
Zr含量[Zr]为0.0001％～0.2％的Zr、
As含量[As]为0.0001％～0.50％的As、
Mg含量[Mg]为0.0001％～0.010％的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0001％～0.010％的Ca、
REM含量[REM]为0.0001％～0.1％的REM之中的1种以上。
9.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于：在1000℃～1200℃的温度范围对钢锭或者板坯进行将40％以上的压下进行至少1次以上的第1热轧，从而将奥氏体粒径设定为200μm以下，所述钢锭或者板坯以质量％计，含有
C含量[C]为0.0001％～0.40％的C、
Si含量[Si]为0.001％～2.5％的Si、
Mn含量[Mn]为0.001％～4.0％的Mn、
P含量[P]为0.001％～0.15％的P、
S含量[S]为0.0005％～0.10％的S、
Al含量[Al]为0.001％～2.0％的Al、
N含量[N]为0.0005％～0.01％的N、
O含量[O]为0.0005％～0.01％的O，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在将下述式2中由钢板成分决定的温度设定为T1℃的情况下，在T1+30℃～T1+200℃的温度范围进行压下率的合计为50％以上的第2热轧；
在T1℃以上但低于T1+30℃的温度范围进行压下率的合计为30％以下的第3热轧；
在T1℃以上结束热轧；
在轧制机架间进行一次冷却，从而在将T1+30℃～T1+200℃的温度范围中的30％以上的压下率的道次设定为大压下道次的情况下，使得从所述大压下道次中的最终道次结束至冷却开始的等待时间t秒满足下述式3；
T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V](式2)
t≤t1×2.5(式3)
在此，t1用下述式4表示；
t1＝0.001×((Tf－T1)×P1/100)2－0.109×((Tf－T1)×P1/100)+3.1(式4)；
在此，Tf为所述最终道次结束时的所述钢板的以℃为单位的温度，P1为所述最终道次的以％为单位的压下率。
10.根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述等待时间t秒进一步满足下述式5；
t＜t1(式5)。
11.根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述等待时间t秒进一步满足下述式6；
t1≤t≤t1×2.5(式6)。
12.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述一次冷却的冷却开始时的钢板温度和冷却结束时的钢板温度之差即冷却温度变化为40℃～140℃，而且所述一次冷却的所述冷却结束时的所述钢板温度在T1+100℃以下。
13.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在T1+30℃～T1+200℃的温度范围的所述第2热轧中，将以1个道次计为30％以上的压下率的压下进行至少1次以上。
14.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述第1热轧中，将40％以上的压下率的压下进行至少2次以上，从而将奥氏体粒径设定为100μm以下。
15.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述一次冷却结束后，在10秒以内通过最终轧制机架后开始二次冷却。
16.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述第2热轧中，将各道次间的钢板的温度上升设定为18℃以下。
17.根据权利要求9～11中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述钢锭或者所述板坯以质量％计，进一步含有选自
Ti含量[Ti]为0.001％～0.20％的Ti、
Nb含量[Nb]为0.001％～0.20％的Nb、
V含量[V]为0.001％～1.0％的V、
W含量[W]为0.001％～1.0％的W、
B含量[B]为0.0001％～0.0050％的B、
Mo含量[Mo]为0.001％～2.0％的Mo、
Cr含量[Cr]为0.001％～2.0％的Cr、
Cu含量[Cu]为0.001％～2.0％的Cu、
Ni含量[Ni]为0.001％～2.0％的Ni、
Co含量[Co]为0.0001％～1.0％的Co、
Sn含量[Sn]为0.0001％～0.2％的Sn、
Zr含量[Zr]为0.0001％～0.2％的Zr、
As含量[As]为0.0001％～0.50％的As、
Mg含量[Mg]为0.0001％～0.010％的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0001％～0.010％的Ca、
REM含量[REM]为0.0001％～0.1％的REM之中的1种以上。
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