WO2012128206A1 - プレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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less
steel sheet
cementite
hot
inclusions
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前田　大介
河野　治
和也 大塚
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet excellent in press formability suitable for automobiles and a method for producing the same.
  • Automobile undercarriage members often have complicated shapes to ensure high rigidity.
  • a plurality of types of processing such as burring, stretch flange processing, and stretch processing are performed. Therefore, workability corresponding to these processes is required for a hot-rolled steel sheet as a raw material.
  • burring workability and stretch flange workability are considered to correlate with the hole expansion rate measured in the hole expansion test, and development of high-strength steel sheets with improved hole expansion has been promoted so far. .
  • single-phase steel is ideal as a hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility, and it is preferable that the difference in plastic deformability between the phases constituting the composite structure is small in the composite steel. . That is, it is preferable that the difference in hardness between the phases is small.
  • a hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility according to such a concept, a steel sheet mainly composed of bainite or bainitic ferrite has been proposed (for example, Patent Document 1).
  • the present inventors diligently investigated the cause of cracking during actual press forming even in the case of a conventional hot-rolled steel sheet having excellent hole expandability. As a result, the inventors of the present invention are greatly different from the molding in the actual expansion flange processing, and even if the hole expansion performance is excellent, it cannot be said that the stretch flangeability is excellent. I found out.
  • the hole expansion rate which indicates the hole expansion property, is an opening ratio until a punched end surface is widened with a punch and a crack generated on the punched end surface penetrates the plate thickness.
  • the stretch flange process is a process of stretching a plate end portion cut by a shear or the like when the flange is erected.
  • the molding in the hole expansion test is greatly different from the molding in the actual stretch flange processing.
  • a difference will arise in the stress state and distortion state of a hot-rolled steel plate, and the amount of limit deformation which leads to a fracture will change. It is thought that the amount of limit deformation changes because the metal structure that greatly affects the fracture changes depending on the stress state and strain state.
  • the present invention pays attention to actual stretch flange processing, can suppress cracking during stretch flange molding, and has a hot-rolled steel plate excellent in press formability that has good hole-expandability as in the past and It aims at providing the manufacturing method.
  • the cracks generated at the end of the steel sheet progress due to ductile fracture. That is, when a strain is applied, a plurality of voids are generated and grown at the interface between martensite or the hard second phase and the soft phase, and the cracks are developed by connecting the voids to each other. Therefore, it is an important factor to improve the hole expandability and stretch flange workability by making the structure composed of phases having a small strength difference between adjacent phases.
  • the present inventors investigated a structure factor that affects stretch flangeability by a side bend test simulating stretch flange processing.
  • a side bend test simulating stretch flange processing.
  • the side bend elongation is governed by the dispersion state of hard second phase particles such as martensite and / or retained austenite (hereinafter sometimes referred to as MA), cementite hard second phase, and inclusions.
  • MA hard second phase particles
  • cementite hard second phase cementite hard second phase
  • the hole expanding process is a process of expanding a punched hole, and the stretch flange process is performed so that the edge of the steel plate extends when the end of the steel plate is bent to form a flange.
  • the strain decreases from the end toward the inside of the workpiece. The reduction rate at this time is called a strain gradient.
  • stretch flange processing is a process with a smaller strain gradient than hole expansion processing, so paying attention to strain gradient, stretch flange processing is more sensitive to internal cracks than the hole expansion processing. It becomes easy to progress to.
  • a void generation connection index L (Equation 1) reflecting the dispersion state of MA, cementite and inclusions was proposed, and it was found that this index shows a strong correlation with side bend elongation indicating stretch flangeability. That is, a hot-rolled steel sheet with excellent press formability that satisfies both strength and hole expansibility, and has good hole expansibility by controlling the structure so that the void generation connection index L is a high numerical value. Can be obtained.
  • n ⁇ , n i , n MA number density of cementite, inclusions and MA (pieces / ⁇ m 2 ), respectively D ⁇ , D i , D MA : cementite, inclusion, mean diameter of MA ( ⁇ m), respectively L ⁇ , L i , L MA : Mean distance ( ⁇ m) between cementite, inclusions and MA, respectively
  • the void generation connection index L is 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more
  • the slope of the side bend elongation increases and the elongation increases. It has been found that it has a more sensitive effect on flange workability. Therefore, it has been found that by controlling the structure so that the void generation connection index L is 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more, the generated voids are difficult to connect and higher stretch flangeability can be obtained.
  • the present invention has been made based on these findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the void formation connection index L (unit: ⁇ m ⁇ 1 ) represented by Formula 1 is A hot-rolled steel sheet excellent in press formability, characterized by being 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more.
  • n ⁇ , n i, n MA each cementite, inclusions, martensite and one or both of the number density of residual austenite (pieces / [mu] m 2)
  • D ⁇ , D i , D MA Average diameter ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusion, martensite, and retained austenite, respectively
  • L ⁇ , L i , L MA Mean spacing ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusions, martensite and retained austenite, respectively
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane parallel to the surface at the 1/2 thickness position, 1/4 thickness position, and 1/8 thickness position is 1.5 or less, respectively.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities,
  • P 0.05% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.30% or less
  • N a step of reheating a slab made of steel limited to 0.01% or less to a temperature of 1150 ° C.
  • a step of performing finish rolling so that the end temperature is Ae 3 ⁇ 30 ° C. or higher and Ae 3 + 30 ° C. or lower;
  • a primary cooling step to a temperature of 510 ° C. to 700 ° C. at a cooling rate of 50 ° C./s or more, Next, air cooling for 2 to 5 seconds;
  • a step of performing secondary cooling at a cooling rate of 30 ° C./s or more, Next, a step of winding at a temperature of 500 ° C. to 600 ° C., Next, a step of cooling to 200 ° C.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet having excellent press formability comprising obtaining a steel sheet.
  • Ae 3 937-477C + 56Si-20Mn-16Cu-15Ni-5Cr + 38Mo + 125V + 136Ti-19Nb + 198Al + 3315B ...
  • C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, and B in Formula 2 indicate the content (% by mass) of each element.
  • the slab is further mass%, Nb: 0.08% or less, Ti: 0.2% or less, V: 0.2% or less, W: 0.5% or less, Mo: 0.4% or less, Cu: 1.2% or less Ni: 0.6% or less Cr: 1.0% or less B: 0.005% or less Ca: 0.01% or less, and REM: 0.01% or less,
  • Void formation connection index L represented by Formula 1 regarding the average distance, average diameter, and number density of each or both of cementite, inclusions, and martensite and retained austenite in the metal structure of the steel sheet : ⁇ m ⁇ 1 ) of 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more, a method for producing a hot-rolled steel sheet having excellent press formability.
  • n ⁇ , n i, n MA each cementite, inclusions, martensite and one or both of the number density of residual austenite (pieces / [mu] m 2)
  • D ⁇ , D i , D MA Average diameter ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusion, martensite, and retained austenite, respectively
  • L ⁇ , L i , L MA Mean spacing ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusions, martensite and retained austenite, respectively (8)
  • Void formation connection index L (unit: in terms of the average interval, average diameter, and number density of each or both of cementite, inclusions, and martensite and retained austenite in the metal structure of the steel sheet A method for evaluating a hot-rolled steel sheet having excellent press formability, characterized by evaluating the stretch flangeability of the steel sheet at ⁇ m ⁇ 1 ).
  • n ⁇ , n i, n MA each cementite, inclusions, martensite and one or both of the number density of residual austenite (pieces / [mu] m 2)
  • D ⁇ , D i , D MA Average diameter ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusion, martensite, and retained austenite, respectively
  • L ⁇ , L i , L MA Mean spacing ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusions, martensite and retained austenite, respectively (9)
  • it is characterized by evaluating the stretch flangeability of the steel sheet in consideration of the area ratio of ferrite in the metal structure of the steel sheet, the area ratio of bainite, and the area ratio of either one or both of martensite and retained austenite.
  • the method for evaluating a hot-rolled steel sheet having excellent press formability according to (8) (10) The steel sheet is (1) % By mass C: 0.03% to 0.10%, Si: 0.5% to 1.5% Mn: 0.5% to 2.0% And the balance consists of Fe and inevitable impurities, As an impurity, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.30% or less, N: The method for evaluating a hot-rolled steel sheet having excellent press formability according to (8) or (9), wherein the steel sheet is limited to 0.01% or less.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent ductility, hole expandability, and stretch flangeability can be obtained.
  • FIG. 1 is a diagram showing a relationship between void generation connection index and side bend elongation. Data of TS (tensile strength) of 540 MPa or more, ⁇ 110% or more, and elongation at break of 30% or more are plotted.
  • the present invention also pays attention to actual stretch flange processing, can suppress cracking during stretch flange molding, and has excellent press formability that has good hole expandability as in the past, and its manufacture It aims to provide a method. Therefore, with the exception of stretch flange workability, the goal is to have the same characteristics as conventional materials.
  • a specific target mechanical property a numerical value equivalent to that of a conventional steel having a tensile strength of 540 MPa shown below was set as a target.
  • the side bend elongation may be low even in the case of a hot-rolled steel sheet having improved hole expansibility as a structure composed of a phase having a small strength difference between the phases in the crystal structure.
  • MA martensite and / or retained austenite
  • hard second phase such as cementite
  • hard second phase particles such as inclusions It was found to be dominated by the existence state (dispersed state).
  • the present inventors have found the void generation connection index L shown in the above formula 1 as an index of the existence state (dispersion state) of these second phases and inclusions.
  • index L used as the core of this invention is demonstrated.
  • Hole expansion is a process that widens punched holes.
  • the punched end is subjected to severe processing.
  • Stretch flange processing is performed so that the edge of a steel plate extends when a flange is formed by bending a steel plate end.
  • Stretch flange processing is processing with a small strain gradient compared to hole expansion processing. For this reason, in stretch flange processing, minute cracks generated in the punched end portion easily propagate to the inside, and breakage occurs with a strain amount lower than that in hole expansion processing.
  • the progress of cracks is defined as the hard second phase such as MA and cementite, and the hard second particles such as inclusions (hereinafter referred to as “hard second phase etc.” unless otherwise specified).
  • the hard second phase such as MA and cementite
  • the hard second particles such as inclusions
  • control of these hard second phases becomes more important than hole expansion processing. Therefore, even if a metal structure is composed of phases having a small strength difference between phases and high hole expandability is realized, high stretch flangeability can be obtained depending on the distribution of MA, cementite, and inclusions. I can't.
  • the ease of void formation, the ease of connection of voids, that is, the ease of crack growth, is greatly influenced by the void generation connection index L obtained from the dispersion state of these hard second phases, etc.
  • n ⁇ , n i, n MA cementite, inclusions, either or both of martensite and residual austenite, each number density (number / [mu] m 2)
  • D ⁇ , D i , D MA Mean diameter ( ⁇ m) of one or both of cementite, inclusions, martensite and retained austenite
  • L ⁇ , L i , L MA any one or both of cementite, inclusions, martensite, and retained austenite, average distance ( ⁇ m) of each
  • Equation 1 the value obtained by dividing the average interval by the square of the average diameter for each of MA, cementite, and inclusions is the effective interval, and the weighted average of the effective intervals of MA, cementite, and inclusions is the void generation connection index L It is said.
  • the void generation connection index L is qualitatively described as follows. The probability of void generation is proportional to the surface area (D 2 ) of the hard second phase, and the ease of connection of voids is inversely proportional to the distance between the phases (interval L 0 between the phases). Therefore, (D 2 / L 0 ) can be considered as an index for generating voids and easily connecting them.
  • Equation 3 the subscripts of cementite, inclusions, and MA are ⁇ , i, and MA, and the average intervals L ⁇ , L i , and L MA can be obtained from Equation 3, for example.
  • f ⁇ , f i , and f MA indicate the area ratios of cementite, inclusions, and MA, respectively
  • D ⁇ , D i , and D MA indicate average diameters ( ⁇ m) of cementite, inclusions, and MA, respectively.
  • the area ratio is the ratio of cementite, inclusions, and MA to the entire survey area.
  • the average diameter is the average value of the major and minor diameters of cementite, inclusions, and MA, respectively, which were investigated.
  • the measuring method of each area ratio, number density, and average interval will be described in Examples described later.
  • Equation 3 an average interval ( ⁇ m) when an isotropic distribution is assumed is obtained.
  • the ease of connection of voids generated from these depends on the effective interval. This is because voids are more difficult to connect as the effective interval is larger.
  • the quotient obtained by dividing the average interval by the square of the average diameter is the effective interval (unit is ⁇ m ⁇ 1 ). This is because the ease of connecting the voids is not simply determined by the average interval, but the smaller the size of the hard second phase, etc., the smaller the voids generated from these and the more difficult it is to connect. is there.
  • the ease of generating voids differs depending on the type of the hard second phase and the like, and the inclusions are more likely to generate voids than MA and cementite. This is the reason why the inclusion term is multiplied by a factor in the weighted average.
  • the coefficient is the ratio of the number of voids generated per inclusion and the number of voids generated per MA and cementite, and was 2.1 from the observation results.
  • FIG. 1 it was confirmed that there is a strong correlation between the void generation connection index L considering the ease of generation of voids and the side bend elongation. Further, it was found that the increase rate of the side bend elongation increases when the void generation connection index exceeds 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ). That is, it was confirmed that the stretch flangeability can be greatly improved by setting the void generation connection index L to 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more.
  • the amount of strain leading to fracture is due to the generation and connection of voids starting from the hard second phase present in the steel structure, and is determined by the type, amount and size of the hard second phase. Therefore, even if the composition of the steel material changes, the critical void generation connection index that can achieve the effect of the invention does not change.
  • interval, and an average diameter are those whose area is 0.1 micrometer ⁇ 2 > or more in the cross section of a hot-rolled steel plate. This is because smaller MA and cementite are less likely to greatly affect the side bend elongation.
  • interval, and an average diameter has an area of 0.05 micrometer ⁇ 2 > or more in the cross section of a hot-rolled steel plate. This is because inclusions smaller than this do not greatly affect the side bend elongation.
  • the area ratio, average interval, and average diameter are determined by image analysis. Prepare sample for measurement by MA for repeller etching and cementite for picral etching.
  • optical micrographs of these samples are binarized, and the area ratio and average diameter can be obtained using image analysis software (for example, Image Pro). Inclusions can be obtained using particle analysis software (for example, particle finder) in FE-SEM. From these values, an interval when an isotropic distribution is assumed can be obtained as an average interval.
  • image analysis software for example, Image Pro
  • particle analysis software for example, particle finder
  • the stretch flangeability of the steel sheet can also be evaluated by the void generation connection index. Since the steel sheet can be evaluated by the void generation connection index without actually testing the steel sheet and confirming the stretch flangeability, the quality control efficiency of the steel sheet can be remarkably improved.
  • C 0.03% to 0.10% C is an important component for securing strength.
  • the C content is less than 0.03%, it is difficult to obtain sufficient strength, for example, strength of 540 MPa or more.
  • the C content is more than 0.10%, the hard second phase such as cementite is excessively increased, and the hole expandability is deteriorated. Therefore, the C content is 0.03% to 0.10%.
  • the C content is preferably 0.05% or more from the viewpoint of securing strength, and more preferably 0.06% or more.
  • the C content is preferably 0.08% or less, and more preferably 0.07% or less.
  • Si 0.5% to 1.5% Si is an important element for securing strength by solid solution strengthening.
  • the Si content is less than 0.5%, it is difficult to obtain sufficient strength, for example, strength of 540 MPa or more.
  • the Si content is more than 1.5%, the hole expandability deteriorates. This is because when a large amount of Si is added, the toughness is lowered, and the brittle fracture occurs before large deformation. Therefore, the Si content is 0.5% to 1.5%.
  • the Si content is preferably 0.7% or more, and more preferably 0.8% or more.
  • the Si content is preferably 1.4% or less, and more preferably 1.3% or less.
  • Mn 0.5% to 2.0%
  • Mn is an important element that ensures hardenability. If the Mn content is less than 0.5%, bainite cannot be generated sufficiently, and it is difficult to obtain sufficient strength, for example, strength of 540 MPa or more. This is because Mn is an austenite former and has an effect of suppressing ferrite transformation. That is, if Mn is small, ferrite transformation proceeds excessively and bainite cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is more than 2.0%, the transformation is remarkably delayed, making it difficult to produce ferrite, and the ductility deteriorates. This is because Mn, which is an austenite former, has the effect of lowering the Ae3 point. Therefore, the Mn content is 0.5% to 2.0%. Furthermore, the Mn content is preferably 1.0% or more, and preferably 1.6% or less.
  • Al 0.30% or less
  • Al functions as a deoxidizing element, but if the Al content exceeds 0.3%, many inclusions such as alumina are formed, and the hole expandability and stretch flangeability deteriorate. To do. Therefore, Al is an element to be excluded, but even if it is inevitably contained, the Al content is limited to 0.3% or less. Preferably, the content is 0.15% or less, and further limited to 0.10% or less. Although the lower limit of the Al content is not particularly defined, it is technically difficult to reduce it to less than 0.0005%.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity element, and when the P content is more than 0.05%, when the hot-rolled steel sheet is welded, embrittlement of the weld becomes significant. Therefore, the P content should be as low as possible, and is limited to 0.05% or less. Preferably, it is 0.01% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly defined, it is economically disadvantageous to reduce it to less than 0.0001% in a dephosphorization (P) step or the like.
  • S 0.01% or less
  • S is an impurity element, and if the S content exceeds 0.01%, the adverse effect on weldability becomes significant. Therefore, the S content should be as low as possible, and is limited to 0.01% or less. Preferably, it is 0.005% or less. Moreover, when S is contained excessively, coarse MnS is formed, and the hole expandability and stretch flange workability tend to deteriorate. Although the lower limit of the S content is not particularly defined, it is economically disadvantageous to reduce it to less than 0.0001% in the desulfurization (S) step or the like.
  • N 0.01% or less
  • N is an impurity element, and if the N content exceeds 0.01%, coarse nitrides are formed, and the hole expandability and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the N content should be as low as possible, and is limited to 0.01% or less. Preferably, it is 0.005% or less. Further, as the N content increases, blow holes are more likely to occur during welding.
  • the lower limit of the N content is not particularly defined, but when it is reduced to less than 0.0005%, the production cost is remarkably increased.
  • the balance of the hot-rolled steel sheet according to the present invention and the steel used for its production is Fe. However, it may contain at least one element selected from Nb, Ti, V, W, Mo, Cu, Ni, Cr, B, Ca, and REM (rare earth metal).
  • Nb, Ti, V, W, and Mo are elements that contribute to further improvement in strength.
  • the lower limit of the content of these elements is not particularly defined, in order to improve the strength effectively, the Nb content is 0.005% or more, the Ti content is 0.02% or more, and the V content is 0.00. 02% or more, W content is preferably 0.1% or more, and Mo content is preferably 0.05% or more.
  • Nb content is 0.08% or less
  • Ti content is 0.2% or less
  • V content is 0.2% or less
  • W content is 0.5% or less
  • the Mo content is preferably 0.4% or less.
  • Cu, Ni, Cr and B are also elements contributing to high strength. Although the lower limit is not particularly defined, it is preferable to add Cu: 0.1% or more, Ni: 0.01%, Cr: 0.01%, B: 0.0002% or more to obtain the effect of increasing the strength. . However, if excessively added, the formability may be deteriorated, so Cu: 1.2%, Ni: 0.6%, Cr: 1.0%, B: 0.005% are made the upper limit.
  • Ca and REM are effective elements for controlling the form of oxides and sulfides.
  • the lower limit of the content of these elements is not particularly defined, but in order to effectively control the form, the Ca content and the REM content are preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content and the REM content are both preferably 0.01% or less.
  • REM in this invention shows the element of La and a lanthanoid series.
  • misch metal can be added in the steelmaking stage.
  • Misch metal contains a series of elements such as La and Ce.
  • Metal La and / or metal Ce may be added.
  • Ferrite area ratio 70% or more Ferrite is an extremely important structure for ensuring ductility. If the area ratio of ferrite is less than 70%, sufficiently high ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is 70% or more, further preferably 75% or more, and more preferably 80% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite is more than 90%, bainite may be insufficient and the strength may not be ensured. Moreover, C concentration to austenite progresses, and as a result, the strength of bainite increases excessively and the hole expandability may deteriorate. Therefore, the area ratio of ferrite is preferably 90% or less. If possible, it is more preferable that it is 88% or less, and if it is 85% or less, deterioration of hole expansibility is eliminated, which is better.
  • Bainite area ratio 30% or less Bainite is an important structure that contributes to strengthening.
  • the area ratio of bainite is less than 5%, it is difficult to ensure a sufficiently high tensile strength, for example, a tensile strength of 540 MPa or more. Therefore, the area ratio of bainite is preferably 5% or more, and more preferably 7% or more.
  • the area ratio of bainite is preferably 30% or less, more preferably 27% or less from the viewpoint of securing ductility by ferrite, and even more preferably 25% or less.
  • MA martensite-residual austenite area ratio: 2% or less MA is one or both of martensite and retained austenite, and is observed as a white part in an optical microscope image of a sample etched with a repeller reagent, for example. be able to. Further, the inclusions include oxides such as MnS and Al 2 O 3 , sulfides, and the like. These contain, for example, impurity components and components added for deoxidation. MA is a structure that forms voids with deformation and deteriorates hole expansibility. Therefore, when the area ratio of MA is more than 2%, such deterioration of hole expansibility becomes remarkable. Therefore, the area ratio of MA is 2% or less. The MA area ratio should be small, preferably 1% or less, more preferably 0.5% or less.
  • a hot-rolled steel sheet excellent in press formability having high ductility, hole expansibility, and side bend elongation can be obtained. Therefore, for example, the application of high-strength steel sheets to automobile undercarriage parts is promoted, and the contribution to improvement of fuel consumption and reduction of carbon dioxide emissions is extremely remarkable. Furthermore, by controlling the texture as shown below, a hot-rolled steel sheet with small material anisotropy and excellent press formability can be obtained. That is, in steel having a predetermined component composition, by producing so that the void structure and connection index L is in a predetermined range (11.5 or more in the present invention) with a predetermined structure. It is possible to produce a hot-rolled steel sheet that is excellent not only in hole expandability but also in stretch flangeability.
  • Texture is an important factor for material anisotropy. If there is a difference of 10% or more between the side bend elongation in the sheet width direction and the rolling direction, cracks may occur depending on the molding direction of the actual part.
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane parallel to the steel plate surface (rolled surface) at the 1/2 thickness position, 1/4 thickness position, and 1/8 thickness position of the steel sheet is 1.5 or less and 1.3 or less, respectively. 1.1 or less, the anisotropy of side bend elongation is reduced, and the difference can be 10% or less.
  • the 1/2 thickness position, the 1/4 thickness position, and the 1/8 thickness position are positions where the distance in the thickness direction from the surface of the hot-rolled steel sheet is 1/2 of the thickness of the hot-rolled steel sheet, It means that the position is 1/4 and 1/8.
  • the amount of strain until the generated crack penetrates in the thickness direction is measured. Therefore, in order to reduce the anisotropy, it is effective to reduce the X-ray random intensity ratio at all plate thickness positions.
  • ⁇ Slabs (steel pieces) are obtained by melting and casting steel with the above components. As casting, it is preferable to perform continuous casting from the viewpoint of productivity.
  • the slab is reheated to a temperature of 1150 ° C. or higher, held for 120 minutes or more, and then hot-rolled. By heating at 1150 ° C. or more for 120 minutes or more, inclusions such as MnS in the slab are dissolved, and even if inclusions are generated in the subsequent cooling process, the inclusions become fine. is there. If the reheating temperature is less than 1150 ° C., or if the time is less than 120 minutes, the coarse inclusions present in the slab remain without being sufficiently dissolved, and thus high stretch flangeability may not be obtained. is there.
  • the upper limit of the reheating temperature is not particularly defined, but is preferably 1300 ° C. or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the upper limit of the reheating holding time is not particularly defined, but is preferably 180 minutes or less from the viewpoint of manufacturing cost. However, this is not the case when a slab cast by continuous casting is directly fed hot and rolled. In that case, what is necessary is just to be a temperature state of 1150 degreeC or more continuously for 120 minutes or more before rolling including the temperature after continuous casting.
  • finish rolling In hot rolling, rough rolling is performed, and then finish rolling is performed. At this time, the finish rolling is preferably performed so that the end temperature (finish rolling temperature) is Ae 3 ⁇ 30 ° C. or higher and Ae 3 + 30 ° C. or lower.
  • finish rolling temperature is higher than Ae 3 + 30 ° C.
  • the austenite grains after recrystallization are coarsened, and ferrite transformation hardly occurs.
  • finish rolling temperature is less than Ae 3 -30 ° C., recrystallization is remarkably delayed, and the anisotropy of side bend elongation increases.
  • finish rolling is preferably performed so that the temperature is preferably Ae 3 ⁇ 25 ° C.
  • Ae 3 937-477C + 56Si-20Mn-16Cu-15Ni-5Cr + 38Mo + 125V + 136Ti-19Nb + 198Al + 3315B (Formula 2)
  • C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, and B indicate the content (% by mass) of each element.
  • the total time between passes of the last four stands in the case of a four-tandem tandem rolling mill, the total time passing between each stand (three sections)) be 3 seconds or less. If the total time between passes exceeds 3 seconds, recrystallization occurs between passes, and strain cannot be accumulated, so that the recrystallization rate after finish rolling becomes slow. As a result, the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane increases, and side bend anisotropy may increase.
  • the rolled steel sheet is cooled in two stages. This two-stage cooling is called primary cooling and secondary cooling, respectively.
  • the cooling rate of a steel plate shall be 50 degrees C / s or more. This is because if the cooling rate of the primary cooling is less than 50 ° C./s, ferrite grains grow greatly and the number of nucleation sites of cementite decreases. As a result, cementite is coarsened, and a void generation connection index L of 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more cannot be obtained.
  • the lower limit of the cooling rate is preferably 60 ° C./s or higher, preferably 70 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the cooling rate in primary cooling is not specifically defined, it is good to make an upper limit into 300 degrees C / s or less in a practical range.
  • Primary cooling is preferably started between 1.0 second and 2.0 seconds from the end of hot rolling. If it is started before the lapse of 1.0 second, recrystallization does not proceed sufficiently, so that the random strength ratio increases and the anisotropy of side bend elongation tends to increase. On the other hand, when cooling is started after 2.0 seconds have elapsed, the ⁇ grains after recrystallization are coarsened, making it difficult to ensure strength.
  • the lower limit of the elapsed time from hot rolling to the start of primary cooling is preferably 1.2 seconds, more preferably 1.3 seconds, and the upper limit of the elapsed time is preferably It may be 1.9 seconds, more preferably 1.8 seconds.
  • the primary cooling stop temperature is 510 ° C to 700 ° C.
  • ferrite grain growth proceeds, and the number of nucleation sites of cementite decreases.
  • a void generation connection index L 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more cannot be obtained.
  • the primary cooling stop temperature is as low as possible. Therefore, the primary cooling stop temperature is preferably 650 ° C. or less, and more preferably 620 ° C. or less. More preferably, when the temperature is 600 ° C.
  • the primary cooling stop temperature is desirably as low as possible, but it cannot be so low from the viewpoint of the ferrite transformation rate.
  • the lower limit of the primary cooling stop temperature is preferably 520 ° C., more preferably 530 ° C. More preferably, if the primary cooling stop temperature is set to 550 ° C. or higher, the ferrite transformation also proceeds, and the subsequent air cooling effect can be obtained with a margin.
  • Air cooling is performed for 2 to 5 seconds between primary cooling and secondary cooling. If the air cooling time is less than 2 seconds, the ferrite transformation does not proceed sufficiently and sufficient elongation cannot be obtained. On the other hand, when the air cooling time is longer than 5 seconds, pearlite is generated and bainite cannot be obtained, so that the strength is lowered.
  • the air cooling is to leave in the atmosphere, that is, to let it cool, and its cooling rate is about 4 to 5 ° C./s.
  • the cooling rate in the secondary cooling is 30 ° C./s or more. This is because when the cooling rate is less than 30 ° C./s, the growth of cementite is promoted, and a void generation connection index L of 11.5 ( ⁇ m ⁇ 1 ) or more cannot be obtained.
  • the cooling rate is preferably 40 ° C./s or more, and more preferably 50 ° C./s or more.
  • the upper limit of the cooling rate in secondary cooling is not specifically defined, it is good to make an upper limit into 300 degrees C / s or less in a practical range.
  • the end point temperature of the secondary cooling is substantially the same as the winding start temperature.
  • the winding start temperature is preferably 500 ° C. to 600 ° C.
  • the upper limit of the winding start temperature is preferably 590 ° C, and more preferably 580 ° C.
  • the winding start temperature is less than 500 ° C.
  • bainite becomes excessive, and not only the hole expandability but also stretch flangeability deteriorate.
  • the winding start temperature is a low temperature of less than 500 ° C.
  • the formation of acicular ferrite is easily promoted.
  • the needle-like ferrite easily generates a void as a starting point of the crack, deteriorates the stretch flangeability, and lowers the ductility.
  • the winding start temperature is preferably 510 ° C.
  • it is more preferable that it is 520 degreeC or more. If it is 530 degreeC or more, the production
  • the average cooling rate until reaching 200 ° C. from the winding start temperature is 30 ° C./h or more.
  • the method for controlling the cooling rate is not particularly limited.
  • the coil obtained by winding may be directly water-cooled.
  • the cooling rate decreases as the coil mass increases, the cooling rate can be increased by reducing the coil mass.
  • the production method is based on the production method described above, and the void generation connection index L proposed in the present invention is within a predetermined range (11.5 or more in the present invention). In this way, it is advisable to finely modify the unique characteristics of the production line.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of pearlite were measured from optical micrographs at 1/4 thickness positions of samples etched with a nital reagent.
  • the area ratio (f MA ), average diameter (D MA ), and number density (n MA ) of MA were measured by image analysis of a 500-fold optical micrograph at a 1/4 thickness position of a sample etched with a repeller reagent. .
  • the measurement field of view and 40000Myuemu 2 or more, area was measured to 0.1 [mu] m 2 or more MA.
  • the area ratio of bainite was the area ratio of the remainder of ferrite, pearlite, and MA.
  • the area ratio (f ⁇ ), average diameter (D ⁇ ), and number density (n ⁇ ) of cementite were measured by image analysis of a 1000 times optical micrograph at a 1/4 thickness position of a sample etched with a Picral reagent. did.
  • the measurement field of view was 10,000 ⁇ m 2 or more, and two or more fields were measured per sample, and cementite having an area of 0.1 ⁇ m 2 or more was used as the measurement target.
  • the area ratio (f i ), average diameter (D i ), and number density (n i ) of inclusions are 1 at the 1/4 thickness position of the plate thickness cross section in the rolling direction by particle analysis (particle finder method). Measured within an area of 0.0 mm ⁇ 2.0 mm. At this time, inclusions having an area of 0.05 ⁇ m 2 or more were measured.
  • the measurement object of MA and cementite is set to have an area of 0.1 ⁇ m 2 or more because smaller MA and cementite do not significantly affect the side bend elongation.
  • the inclusion was measured with an area of 0.05 ⁇ m 2 or more because inclusions are more likely to generate voids than MA and cementite and affect side bend elongation. is there.
  • Tensile strength and elongation at break were measured according to JIS Z 2241 using a JIS Z 2201 No. 5 test piece taken perpendicularly to the rolling direction from the center in the sheet width direction.
  • the hole expansion rate was evaluated according to the test method described in the Japan Iron and Steel Federation plan JFST 1001-1996, using a hole expansion test piece taken from the center in the plate width direction.
  • Side bend elongation was evaluated by the method described in JP-A-2009-145138. In this method, strip-shaped steel slabs were collected from the hot-rolled steel sheet in two directions, ie, the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction (sheet width direction). A ruled line was drawn on the surface of the steel slab.
  • test no. In No. 1 since the C content was lower than the range of the present invention, a strength of 540 MPa or more could not be obtained.
  • Test No. In No. 2 since the C content was higher than the range of the present invention, the area ratio of bainite was higher than the range of the present invention, and the ductility and the hole expansion rate were low.
  • Test No. 3 since the Si content was lower than the range of the present invention, cementite was excessively generated, and the void generation connection index L became smaller than the range of the present invention. For this reason, although the hole expansion ratio was high, side bend elongation of 70% or more was not obtained. Test No. In No. 4, since the Si content was higher than the range of the present invention, 110% or more hole expandability was not obtained.
  • the cooling rate of the primary cooling is lower than the range of the present invention, so that coarse carbides are generated, the void generation connection index L is smaller than the range of the present invention, and the side bend elongation is 70% or more. It was not obtained.
  • Test No. 21 since the primary cooling stop temperature was lower than the range of the present invention, the ferrite transformation did not proceed and the elongation was low. That is, the ductility deteriorated. Test No. In No. 22, since the primary cooling stop temperature was higher than the range of the present invention, the second phase became coarse and the side bend elongation decreased.
  • Test No. 23 since the air cooling time was shorter than the range of the present invention, the ferrite transformation did not proceed and the elongation was low. That is, the ductility was low. Test No. In No. 24, since the air cooling time was longer than the range of the present invention, pearlite was generated, and bainite was not obtained, so the strength was lowered. Test No. In No. 25, since the winding temperature was lower than the range of the present invention, bainite was excessive and the ductility was low. Test No. In No. 26, since the winding temperature was higher than the range of the present invention, a strength of 540 MPa or more could not be obtained. Further, the carbide was coarsened and the side bend elongation was low.
  • FIG. 1 shows the measurement results obtained by these tests, those having a tensile strength of 540 MPa or more and a hole expansion ratio of 110% or more.
  • a high-strength steel of 540 MPa class or higher can produce a steel sheet having not only hole expandability but also stretch flange workability and excellent workability and press formability. Therefore, the present invention is not limited to the steel industry but can be widely used in industries such as the automobile industry using steel plates.

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Abstract

　伸びフランジ性の評価を従来の穴広げ性ではなく、実際の現象であるサイドベンド伸びで評価し、穴広げ性だけでなく伸びフランジ加工性を兼ね備えたプレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。　上記課題を解決するために、一定範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎを含有する鋼の金属組織におけるフェライトの面積率が７０％以上、ベイナイトの面積率が３０％以下、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の面積率が２％以下であり、セメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の各平均間隔（Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ）、平均直径（Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ）、及び個数密度（ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ）に関し、以下に示すボイド生成連結指標Ｌ（μｍ－１）が１１．５（μｍ－１）以上であることを特徴とする鋼板であれば、良好な穴広げ性と伸びフランジ性を有することが確認された。

Description

プレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、自動車に好適なプレス成形性に優れる熱延鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、世界的な環境意識の高まりから、自動車分野においては二酸化炭素排出量の削減や燃費向上が強く求められている。これらの課題に対しては車体の軽量化が有効であり、高強度鋼板の適用による軽量化が押し進められている。現在、自動車の足回り部品には引張強度が４４０ＭＰａ級の熱延鋼板が多く使用されている。車体軽量化に対応すべく、高強度鋼板の適用が望まれているものの、引張強度が５００ＭＰａ以上の熱延鋼板の適用は一部にとどまっているのが現状である。この主な原因として、高強度化に伴うプレス成形性の劣化が挙げられる。
　自動車の足回り部材は高い剛性を確保するため、形状が複雑であるものが多い。プレス成形においてはバーリング加工、伸びフランジ加工、伸び加工と複数種類の加工が施されるため、素材となる熱延鋼板にはこれらの加工に対応した加工性が求められる。一般にバーリング加工性及び伸びフランジ加工性は、穴広げ試験で測定される穴広げ率と相関があると考えられており、これまでに穴広げ性を高めた高強度鋼板の開発が進められてきた。
　穴広げ性を向上させる方策としては、熱延鋼板の組織中の第二相や介在物を排除することが有効であると言われている。この第二相や介在物の塑性変形能は、主相のそれとは大きく異なるため、熱延鋼板が加工される際に、主相と第二相や介在物との界面で応力集中が生じる。そのため、破断の起点となる微細なクラックが、主相と第二相や介在物との境界部にて生成しやすい。従って、第二相や介在物の量を抑制してクラック発生の起点を極力少なくすることが、穴広げ性の向上に大きく寄与するのである。
　以上の点から、穴広げ性に優れた熱延鋼板としては単相組織鋼が理想的であり、複合組織鋼においては、複合組織を構成する各相間の塑性変形能の差が小さいことが好ましい。つまり各相間の硬度差が小さいことが好ましいとされている。このような考え方に沿った穴広げ性に優れる熱延鋼板として、ベイナイトあるいはベイニティックフェライトを主体組織とするものが提案されている（例えば特許文献１）。
特開平９－１７００４８号公報 特開２０１０-０９０４７６号公報 特開２００７-００９３２２号公報 特開平１１－０８０８９２号公報
　しかしながら、穴広げ性を高めた熱延鋼板であっても、実際のプレス成形時には伸びフランジ成形部において割れが発生する場合が多く、高強度鋼板の適用を阻害する原因となっている。
　本発明者らは、従来の熱延鋼板において、穴広げ性が優れていても実際のプレス成形時に割れが生じる原因について鋭意検討を行った。この結果、本発明者らは、穴広げ試験における成形が、実際の伸びフランジ加工における成形と大きく相違しており、穴広げ性が優れていても伸びフランジ加工性が優れているとはいえないことを知見した。
　穴広げ性を示す穴広げ率は、打ち抜いた穴をポンチで押し広げ、打ち抜き端面に発生した亀裂が板厚を貫通するまでの開口率である。一方、伸びフランジ加工は、フランジを立てる際にシャー等で切断された板端部を引き伸ばす加工である。このように、穴広げ試験における成形は、実際の伸びフランジ加工における成形と大きく相違している。そして、このような相違があるために、熱延鋼板の応力状態及び歪状態に相違が生じ、破断にいたる限界変形量が変化してしまう。限界変形量が変化するのは、応力状態及び歪状態によって、破断に大きく影響する金属組織が変化するためだと考えられる。
　本発明者らは、このような理由により、穴広げ性を高めても、必ずしも伸びフランジ加工性が高いわけではなく、実際のプレス成形において伸びフランジ部で破断が生じることを知見したのである。従来、このような知見はなく、穴広げ試験で測定される穴広げ率を高めることを目的とした技術は提案されていても、伸びフランジ加工性は考慮されていない（例えば特許文献２、３）。特に特許文献３にあるように、伸びフランジ特性を穴広げ率で評価しており、実際の伸びフランジ加工とは乖離した評価がなされたまま、言葉としての「伸びフランジ特性」が使用されていた。
　また、従来から高強度鋼板の加工性は、引張強度（ＴＳ）と破断伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）を指標とする「強度―伸びバランス」でも評価されていた（例えば特許文献４）。しかし、これは引張試験における破断強度と伸びで評価しているため、実際の伸びフランジ加工のようなサイドベンド伸びとは異なり、伸びフランジ加工も含めた加工性を的確に評価するものではない。そのため、「強度―伸びバランス」でも評価される特許文献４記載の発明は、ベイナイトに代え針状フェライトを析出させ、耐衝撃性を向上させたものであり、伸びフランジ加工性に対しては逆にクラックの起点となるボイドが生成し易くなっている。さらに、針状フェライトを析出させるため延性が低下することは避けられない。
　そこで、本発明は実際の伸びフランジ加工にも着目し、伸びフランジ成形時の割れを抑制することができ、従来と同様に良好な穴広げ性も持ち合わせたプレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、自動車の足回り部材への高強度熱延鋼板の適用を促進するためには、施されるそれぞれの加工における特性の支配因子を理解し、熱延鋼板の組織の設計に反映させることが重要であると考え、鋭意検討を重ねた。
　穴広げ加工及び伸びフランジ加工では鋼板の端部に発生する亀裂が延性破壊によって進行する。すなわち、歪が加わることによってマルテンサイトや硬質第二相と軟質相との界面に複数のボイドが生成し成長し、ボイドが互いに連結することで亀裂が進展する。従って、隣接する相どうしの強度差が小さい相からなる組織とすることは、穴広げ性にも伸びフランジ加工性の向上にも重要な因子である。
　一方、本発明者らは、伸びフランジ加工を模擬したサイドベンド試験により伸びフランジ加工性に影響する組織因子の調査を行った。その結果、強度差の小さい相からなる組織として穴広げ性を高めた鋼板であっても、サイドベンド伸びが低い場合があることを見出した。そして、サイドベンド伸びが、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方（以下、ＭＡということがある）、セメンタイトの硬質第二相、並びに介在物等の硬質第二相粒子の分散状態によって支配されていることも見出した。
　一般に、穴広げ加工は打ち抜き穴を広げる加工であり、伸びフランジ加工は、鋼板端部を曲げ加工してフランジを形成する際、鋼板縁部が伸びるように加工するものである。どちらの加工においても、端部から被加工材の内部に向かって歪が減少する。このときの減少率は歪勾配とよばれる。しかし、伸びフランジ加工は穴広げ加工と比較して歪勾配が小さい加工となるので、歪勾配に着目すると、伸びフランジ加工は、穴広げ加工よりも、打ち抜き端部に発生した微小なクラックが内部まで進展しやすくなる。
　このため、鋼板中のＭＡ、セメンタイト、及び介在物等のクラックの進展に寄与するような相又は粒子の存在状態（分散状態）によっては、穴広げ性が優れていても伸びフランジ加工時にクラックが進展し破断が生じてしまうことが判明した。即ち、ＭＡ、セメンタイト、及び介在物は、ボイドを生成する起点となるため、極力低減することが望ましい。しかし、高強度化のために炭素が添加されていること、及び精錬技術の限界等の事情から完全に排除することは難しい。
　また、前述したように従来技術では、穴広げ性と伸びフランジ加工性が同一視されており、比較的良好な穴広げ性が得られているため、ＭＡ、セメンタイト、及び介在物の排除やそれらの存在状況についての検討は行われていなかった。
　そこで、本発明者らは、ＭＡ、セメンタイト、及び介在物の存在状態（分散状況）と伸びフランジ加工性を向上する技術について更に鋭意検討を行った。この結果、ＭＡ、セメンタイト、介在物の分散状態を反映するボイド生成連結指標Ｌ（式１）を提案し、この指標が伸びフランジ性を示すサイドベンド伸びと強い相関を示すことを見出した。即ち、強度、穴拡げ性を満足させ、尚且つボイド生成連結指標Ｌが高い数値となるように組織構造を制御することにより、良好な穴広げ性も持ち合わせたプレス成形性に優れた熱延鋼板を得ることができるのである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの個数密度（個／μｍ２）
　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの平均直径（μｍ）
　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの平均間隔（μｍ）
　また、本発明者らが検証したボイド生成連結指標Ｌとサイドベンド伸びの関係から、ボイド生成連結指標Ｌが１１．５（μｍ－１）以上になると、サイドベンド伸びの傾きが大きくなり、伸びフランジ加工性へより敏感に影響することを突き止めた。したがって、ボイド生成連結指標Ｌが１１．５（μｍ－１）以上になるよう組織を制御することで、生成したボイドが連結しにくくなり、より高い伸びフランジ加工性が得られることを見出した。
　本発明は、これら知見により成されたものであり、その主旨とするところは以下のとおりである。
（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．０３％～０．１０％、
　Ｓｉ：０．５％～１．５％、
　Ｍｎ：０．５％～２．０％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　不純物として
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．３０％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下に限定した鋼板であって、

　前記鋼板の金属組織における、フェライトの面積率が７０％以上、ベイナイトの面積率が３０％以下、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の面積率が２％以下であり、
　セメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌ（単位：μｍ－１）が１１．５（μｍ－１）以上であることを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度（個／μｍ２）
　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径（μｍ）
　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔（μｍ）
　（２）
　　前記鋼板が、さらに質量％で、
　Ｎｂ：０．０８％以下、
　Ｔｉ：０．２％以下、
　Ｖ：０．２％以下、
　Ｗ：０．５％以下、
　Ｍｏ：０．４％以下、
　Ｃｕ：１．２％以下
　Ｎｉ：０．６％以下
　Ｃｒ：１．０％以下
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｃａ：０．０１％以下、及び
　ＲＥＭ：０．０１％以下、
　のうち一種または二種以上を含むことを特徴とする（１）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板。
　（３）
　前記鋼板において、その表面から厚さ方向で、１／２厚位置、１／４厚位置、１／８厚位置における表面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比がそれぞれ１．５以下、１．３以下、１．１以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板。
　（４）
　　質量％で、
　Ｃ　：０．０３％～０．１０％、
　Ｓｉ：０．５％～１．５％、
　Ｍｎ：０．５％～２．０％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　不純物として
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．３０％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下に限定した鋼からなるスラブを
１１５０℃以上の温度に再加熱し、１２０分間以上保持して、粗圧延を行う工程と、
　次に、終了温度がＡｅ３－３０℃以上、Ａｅ３＋３０℃以下となるように仕上圧延を行う工程と、
　次に、５０℃／ｓ以上の冷却速度で５１０℃～７００℃の温度まで一次冷却する工程と、
　次に、２秒間～５秒間の空冷を行う工程と、
　次に、３０℃／ｓ以上の冷却速度で二次冷却する工程と、
　次に、５００℃～６００℃の温度で巻き取りを行う工程と、
　次に、３０℃／ｈ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、
　を有し鋼板を得ることを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
　ここで、Ａｅ３＝９３７－４７７Ｃ＋５６Ｓｉ－２０Ｍｎ－１６Ｃｕ－１５Ｎｉ－５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ－１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（式２）
　式２中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量（質量％）を示す。
　（５）
　前記仕上圧延における最終の４スタンドの合計パス間時間を３秒間以下とすることを特徴とする（４）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
　（６）
　前記スラブが、さらに質量％で、
　Ｎｂ：０．０８％以下、
　Ｔｉ：０．２％以下、
　Ｖ：０．２％以下、
　Ｗ：０．５％以下、
　Ｍｏ：０．４％以下、
　Ｃｕ：１．２％以下
　Ｎｉ：０．６％以下
　Ｃｒ：１．０％以下
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｃａ：０．０１％以下、及び
　ＲＥＭ：０．０１％以下、
　のうち一種または二種以上を含むことを特徴とする（４）又は（５）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
　（７）
　前記鋼板の金属組織におけるセメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌ（単位：μｍ－１）が１１．５（μｍ－１）以上になることを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度（個／μｍ２）
　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径（μｍ）
　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔（μｍ）
　（８）
　鋼板の金属組織におけるセメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌ（単位：μｍ－１）で鋼板の伸びフランジ加工性を評価することを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板の評価方法。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度（個／μｍ２）
　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径（μｍ）
　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔（μｍ）
（９）
　さらに、前記鋼板の金属組織におけるフェライトの面積率、ベイナイトの面積率、およびマルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の面積率で加味して鋼板の伸びフランジ加工性を評価することを特徴とする（８）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の評価方法。
（１０）
　前記鋼板が、（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．０３％～０．１０％、
　Ｓｉ：０．５％～１．５％、
　Ｍｎ：０．５％～２．０％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　不純物として
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０１％以下、
　Ａｌ：０．３０％以下、
　Ｎ　：０．０１％以下に限定した鋼板であることを特徴とする（８）または（９）に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の評価方法。
　本発明によれば、延性、穴広げ性、及び伸びフランジ性が優れる高強度の熱延鋼板を得ることができる。
図１は、ボイド生成連結指標とサイドベンド伸びとの関係を示す図である。ＴＳ（引張強度）５４０ＭＰａ以上、λ１１０％以上、破断伸び３０％以上のデータをプロットしたものである。
　本発明は実際の伸びフランジ加工にも着目し、伸びフランジ成形時の割れを抑制することができ、従来と同様に良好な穴広げ性も持ち合わせたプレス成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。従って、伸びフランジ加工性以外については、従来材並みの特性を有することを目標とする。具体的な目標とする機械特性として以下に示す引張強度５４０ＭＰａレベルの従来鋼と同等の数値を目標とした。
　引張強度　５４０ＭＰａ
　破断伸び　３０％
　穴広げ率　１１０％
　伸びフランジ加工性についてはサイドベンド伸びで評価する。
　以下本発明について詳細に説明する。
［ボイド生成連結指標Ｌ］
　前述したように、結晶組織において各相間の強度差の小さい相からなる組織として穴広げ性を高めた熱延鋼板であっても、サイドベンド伸びが低い場合があることがある。その理由を究明する過程で、サイドベンド伸びが、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方（以下、ＭＡという）、セメンタイト等の硬質第二相、並びに介在物等の硬質第二相粒子の存在状態（分散状態）によって支配されていることが分かった。本発明者らは、これら第二相や介在物等の存在状態（分散状態）の指標として、前記式１に示すボイド生成連結指標Ｌを見出した。以下、本発明の中核となるボイド生成連結指標Ｌについて説明する。
　穴広げ加工は打ち抜き穴を広げる加工であり、穴広げ加工では、打ち抜き端部が厳しい加工を受ける。伸びフランジ加工は、鋼板端部を曲げ加工してフランジを形成する際、鋼板縁部が伸びるように加工するものである。伸びフランジ加工は、穴広げ加工と比較して歪勾配が小さい加工である。このため、伸びフランジ加工では、打ち抜き端部に発生した微小なクラックが内部まで進展しやすく、穴広げ加工よりも低い歪量で破断に至ってしまう。
　亀裂の進展は、ＭＡ、セメンタイト等の硬質第二相、及び介在物等の硬質第二粒子（以下、特に断らない限り硬質第二相および硬質第二粒子をあわせて「硬質第二相等」とよぶこととする）を起点に生成するボイドが連結することで起こる。このため、伸びフランジ加工では、穴広げ加工以上にこれら硬質第二相等の制御が重要になる。従って、金属組織を相間の強度差の小さい相により構成されるものとして高い穴広げ性を実現しても、それだけでは、ＭＡ、セメンタイト、及び介在物の分布如何によっては高い伸びフランジ加工性は得られない。
　そこで、ボイドの生成しやすさ、ボイドの連結しやすさ、すなわち亀裂の進展しやすさは、これら硬質第二相等の分散状態から求められるボイド生成連結指標Ｌに大きく影響を受けることを、本発明者らは検討結果から導いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
 　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：セメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方、それぞれの個数密度（個／μｍ２）
　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：セメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方、それぞれの平均直径（μｍ）
　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：セメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方、それぞれの平均間隔（μｍ）
　式１では、ＭＡ、セメンタイト、及び介在物のそれぞれについて平均間隔を平均直径の二乗で除した値を有効間隔とし、このＭＡ、セメンタイト、及び介在物の有効間隔の加重平均をボイド生成連結指標Ｌとしている。ボイド生成連結指標Ｌは、定性的に説明すると次のようになる。ボイドの発生確率は硬質第二相の表面積(Ｄ２)に比例し、ボイドの連結しやすさは各相間の距離（各相間の間隔Ｌ０）に反比例する。したがって、ボイドが生成し連結し易い指標として（Ｄ２／Ｌ０）が考えられる。これの逆数が、ボイドが生成し連結しにくい指標、つまり伸びフランジ加工性が良くなる指標となる。
　ここで、セメンタイト、介在物、ＭＡの添字をθ、ｉ、ＭＡとし、各平均間隔Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡは、例えば、式３から求めることができる。式３において、ｆθ、ｆｉ、ｆＭＡは、それぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの面積率を示し、Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡは、それぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの平均直径（μｍ）を示す。　面積率は、調査範囲全体に対するセメンタイト、介在物、ＭＡがそれぞれ占める割合である。平均直径は、調査対象となったそれぞれセメンタイト、介在物、ＭＡの長径と短径の平均値とする。それぞれの面積率、個数密度、平均間隔の測定方法については、後述する実施例において説明する。
この式３では、等方分布を仮定した場合の平均間隔（μｍ）が求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　硬質第二相等のサイズが等しい場合、これらを起点として生成したボイドの連結しやすさは有効間隔に依存する。有効間隔が大きいほどボイドが連結しづらくなるためである。また、本発明では、平均間隔を平均直径の二乗で除して得られる商を有効間隔（単位はμｍ－１となる）としている。これは、ボイドの連結しやすさは単なる平均間隔で決まるわけではなく、硬質第二相等のサイズが小さい程、これらを起点に生成するボイドが微細化して連結しづらくなることを反映させたためである。硬質第二相等のサイズが小さい程、ボイドが連結しづらくなる理由は明確ではないが、ボイドのサイズが小さい程、ボイドの単位体積当たりの表面積が大きくなり、すなわち表面張力が大きくなることでボイドが成長しづらくなるためであると考えられる。
　また、硬質第二相等が小さいと、ボイドが成長しづらくなるだけでなく、連結も起こりにくくなる。したがって破断に至るまでの歪量は硬質第二相等が小さい程、ボイド生成連結指標Ｌが大きいほど増加することになる。平均直径の2乗となる理由は、加工によって生まれる硬質第二相等の周りの応力は、サイズに比例する一方で、硬質第二相等の単位表面積当りの応力は小さくなってボイドが成長しづらくなるためだと考えられる。
　また、硬質第二相等の種類によってボイドの生成しやすさが異なり、介在物はＭＡ及びセメンタイトと比較してボイドを生成させやすいことが確認された。加重平均に当たり介在物の項に係数を乗じているのはこのためである。係数は、介在物１個当たりのボイド生成数と、ＭＡおよびセメンタイト１個当たりのボイド生成数との比であり、観察結果から２．１とした。
　図１に示すように、ボイドの生成しやすさを考慮したボイド生成連結指標Ｌとサイドベンド伸びとの間には強い相関関係が存在することが確認された。さらに、ボイド生成連結指標が１１．５（μｍ－１）を境にそれ以上になると、サイドベンド伸びの増加率が増えることが分かった。つまり、ボイド生成連結指標Ｌが１１．５（μｍ－１）以上とすることにより、伸びフランジ加工性を大きく改善することができることを確認した。
　ボイド生成連結指標が１１．５（μｍ－１）以上になるとサイドベンド伸びが大きく向上するのは、ボイドの連結が抑制されるためと考えられるが、その詳細な理由は明確ではない。しかし、硬質第二相等のサイズがボイド生成へ影響していると考えられる。つまり、硬質第二相等の微細化により、ボイドが連結しにくくなるだけでなく、ボイド自体が生成しにくくなる効果があるからでなはいかと考える。そのためにボイド生成連結指標が大きい領域では、サイドベンド伸びの向上代が大きくなっていると推定される。また、破断に至る歪量は鋼材組織中に存在する硬質第二相等を起点としたボイドの生成および連結によるものであり、硬質第二相等の種類、量およびサイズで決められるものである。したがって鋼材の成分が変化しても発明の効果が得られる臨界のボイド生成連結指標は変化しない。
　なお、面積率、平均間隔、平均直径を勘案すべきＭＡ及びセメンタイトは、熱延鋼板の断面において面積が０．１μｍ２以上のものである。これよりも小さなＭＡ及びセメンタイトは、サイドベンド伸びに大きく影響しにくいためである。また、面積率、平均間隔、平均直径を勘案すべき介在物は、熱延鋼板の断面において面積が０．０５μｍ２以上のものである。これよりも小さな介在物は、サイドベンド伸びに大きく影響しにくいためである。
　面積率、平均間隔、平均直径は画像解析によって求められる。ＭＡはレペラーエッチング、セメンタイトはピクラールエッチングして計測用サンプルを準備する。これらサンプルの光学顕微鏡写真を二値化し、画像解析ソフト（例えばImage Pro）を用いて面積率と平均直径を求めることができる。介在物はFE-SEMにて粒子解析ソフト（例えばparticle finder）を用いて求めることができる。これらの値から、等方分布を仮定した場合の間隔を平均間隔として求めることができる。
　以上ボイド生成連結指標Ｌについて説明してきたとおり、ボイド生成連結指標により鋼板の伸びフランジ加工性を評価することもできる。鋼板を実際に試験して伸びフランジ性を確認することなく、ボイド生成連結指標により評価できるため、鋼板の品質管理上の効率を顕著に向上させることができる。
［鋼板成分］
　次に、本発明に係る熱延鋼板及びその製造に用いる鋼の成分について詳細に説明する。なお、各成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ:０．０３％～０．１０％
　Ｃは強度を確保するために重要な成分である。Ｃ含有量が０．０３％未満であると、十分な強度、例えば５４０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難である。一方、Ｃ含有量が０．１０％超であると、セメンタイト等の硬質第二相等が過剰に増加し、穴広げ性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０３％～０．１０％とする。なお、Ｃ含有量は、強度確保の観点から０．０５％以上であることが好ましく、さらに０．０６％以上であると更に好ましい。また、セメンタイト等の硬質第二相等の過剰な増加を極力抑えるため、Ｃ含有量は０．０８%以下であることが好ましく、更には０．０７％以下であることがより好ましい。
　Ｓｉ:０．５％～１．５％
　Ｓｉは固溶強化により強度を確保するために重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満であると、十分な強度、例えば５４０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難である。一方、Ｓｉ含有量が１．５％超であると、穴広げ性が劣化する。Siを多量に添加すると靭性が低下し、大きく変形する前に脆性破壊してしまうからである。従って、Ｓｉ含有量は０．５％～１．５％とする。
　なお、強度確保の観点からＳｉ含有量は０．７％以上であることが好ましく、さらには０．８％以上であるとより好ましい。また、硬質第二相等の過剰な増加を極力抑える観点からＳｉ含有量は、１．４％以下であることが好ましく、さらには１．３％以下とするとより好ましい。
　Ｍｎ：０．５％～２．０％
　Ｍｎは焼き入れ性を担保する重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、ベイナイトを十分に生成させることができず、十分な強度、例えば５４０ＭＰａ以上の強度を得ることが困難である。Ｍｎはオーステナイトフォーマーであり、フェライト変態を抑制する効果があるからである。つまり、Ｍｎが少ないとフェライト変態が過剰に進行し、ベイナイトを得ることができないからである。
　一方、Ｍｎ含有量が２．０％超であると、変態が著しく遅延し、フェライトを生成させることが困難となって延性が劣化する。オーステナイトフォーマーであるＭｎはAe3点を低下させる効果があるからである。従って、Ｍｎ含有量は０．５％～２．０％とする。さらには、Ｍｎ含有量は１．０％以上であることが好ましく、１．６％以下であることが好ましい。
　Ａｌ:０．３０%以下
　Ａｌは脱酸元素として機能するが、Ａｌ含有量が０．３％超であると、アルミナ等の介在物が多く形成され、穴広げ性及び伸びフランジ加工性が劣化する。従って、Ａｌは排除したい元素であるが、不可避的に含有されたとしてもＡｌ含有量は０．３％以下に限定する。好ましくは０．１５％以下とするとよく、さらには０．１０％以下に限定するとよい。なお、Ａｌ含有量の下限は特に定めないが、技術的に、０．０００５％未満まで低減させることは困難である。
　Ｐ:０．０５％以下
　Ｐは不純物元素であり、Ｐ含有量が０．０５％超であると、熱延鋼板に溶接が施された場合に溶接部の脆化が顕著になる。従って、Ｐ含有量はできるだけ少ないほうがよく、０．０５％以下に限定する。好ましくは、０．０１％以下とするとよい。なお、Ｐ含有量の下限は特に定めないが、脱リン（Ｐ）工程などで０．０００１％未満まで低減することは経済的に不利である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは不純物元素であり、Ｓ含有量が０．０１％超であると、溶接性への悪影響が顕著となる。従って、Ｓ含有量はできるだけ少ないほうがよく、０．０１％以下に限定する。好ましくは、０．００５％以下とするとよい。また、Ｓが過剰に含有されていると、粗大なＭｎＳが形成され、穴広げ性及び伸びフランジ加工性が劣化しやすい。なお、Ｓ含有量の下限は特に定めないが、脱硫（Ｓ）工程などで０．０００１％未満まで低減することは経済的に不利である。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは不純物元素であり、Ｎ含有量が０．０１％超であると、粗大な窒化物が形成され、穴広げ性及び伸びフランジ加工性が劣化する。従って、Ｎ含有量はできるだけ少ないほうがよく、０．０１％以下に限定する。好ましくは、０．００５％以下とするとよい。また、Ｎ含有量が増加するほど、溶接時にブローホールが発生しやすくなる。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、０．０００５％未満まで低減すると、製造コストが著しく上昇する。
　本発明に係る熱延鋼板及びその製造に用いられる鋼の残部はＦｅである。但し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｕ，Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ、及びＲＥＭ（希土類金属）から選択された少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＭｏは強度の更なる向上に寄与する元素である。これらの元素の含有量の下限は特に定めないが、強度を効果的に向上させるために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上、Ｔｉ含有量は０．０２％以上、Ｖ含有量は０．０２％以上、Ｗ含有量は０．１％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、成形性の確保のために、Ｎｂ含有量は０．０８％以下、Ｔｉ含有量は０．２％以下、Ｖ含有量は０．２％以下、Ｗ含有量は０．５％以下、Ｍｏ含有量は０．４％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂも高強度化に寄与する元素である。下限は特に定めないが、高強度化の効果を得るにはＣｕ：０．１％以上、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｒ：０．０１％、Ｂ：０．０００２％以上添加することが好ましい。ただし過剰に添加すると成形性を劣化させる場合があるためＣｕ：１．２％、Ｎｉ：０．６％、Ｃｒ：１．０％、Ｂ：０．００５％を上限とする。
　Ｃａ、及びＲＥＭは酸化物及び硫化物の形態の制御に有効な元素である。これらの元素の含有量の下限は特に定めないが、形態の制御を効果的に行うために、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量は、いずれも０．０００５％以上であることが好ましい。一方、成形性の確保のために、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量は、いずれも０．０１％以下であることが好ましい。なお、本発明におけるＲＥＭとは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を示す。ＲＥＭとしては、例えば製鋼段階でミッシュメタルを添加することができる。ミッシュメタルは、Ｌａ及びＣｅ等の系列の元素を複合で含有する。金属Ｌａ及び／又は金属Ｃｅを添加してもよい。
［鋼板組織］
　次に、本発明に係る熱延鋼板の組織について詳細に説明する。
　フェライト面積率：７０％以上
　フェライトは延性を確保するために極めて重要な組織である。フェライトの面積率が７０％未満であると、十分に高い延性を得ることができない。従って、フェライトの面積率は７０％以上とし、さらには７５%以上が好ましく、８０％以上であるとより好ましい。一方、フェライトの面積率が９０％超であると、ベイナイトが不足して強度を確保できない可能性がある。また、オーステナイトへのＣ濃化が進み、その結果、ベイナイトの強度が過剰に高まって穴広げ性が劣化することもある。従って、フェライトの面積率は９０％以下であることが好ましい。できれば８８％以下であるとより好ましく、８５％以下であれば、穴拡げ性の劣化がなくなるので、よりよい。
　ベイナイト面積率：３０％以下
　ベイナイトは強化に寄与する重要な組織である。ベイナイトの面積率が５％未満であると、十分に高い引張強度、例えば５４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、ベイナイトの面積率は５％以上であることが好ましく、７％以上あるとより好ましい。一方、ベイナイトの面積率が３０％を超えると、フェライトの面積率が不足して十分な延性が得られない。従って、ベイナイトの面積率は３０％以下とするとよく、フェライトによる延性確保の観点から２７％以下がより好ましく、２５％以下であればなお好ましい。
　ＭＡ（マルテンサイト－残留オーステナイト）面積率：２％以下
　ＭＡは、マルテンサイトと残留オーステナイトのいずれか一方または両方であり、例えば、レペラー試薬にてエッチングしたサンプルの光学顕微鏡像において白色部として観察することができる。また、介在物には、ＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物、硫化物等が含まれる。これらは、例えば、不純物成分や脱酸のために添加される成分を含有している。
　ＭＡは変形に伴ってボイドを形成し、穴広げ性を劣化させる組織である。そのため、ＭＡの面積率が２％超であると、このような穴広げ性の劣化が顕著となる。従って、ＭＡの面積率は２％以下とする。ＭＡ面積率は少ないほうがよく、できれば１％以下、さらに０．５％以下であればより好ましい。
　以上のような組織制御によって延性、穴広げ性、及びサイドベンド伸びが共に高いプレス成形性に優れた熱延鋼板が得られる。従って、例えば、自動車用足回り部品への高強度鋼板の適用が促進され、燃費の向上及び二酸化炭素排出量の削減への貢献が極めて顕著である。更に、以下に示すような集合組織を制御することで、材質の異方性が小さいプレス成形性に優れた熱延鋼板が得られる。
　即ち、所定の成分組成を有する鋼において、所定の組織構造であってボイド生成連結指標Ｌが所定の範囲（本発明においては１１．５以上）となるように製造することにより、
穴拡げ性だけでなく伸びフランジ加工性にも優れた熱延鋼板を製造することができるのである。
　集合組織は材質の異方性に関する重要な因子である。板幅方向と圧延方向のサイドベンド伸びに１０％以上の差が存在すると、実部品の成形方向によっては割れが発生するなどしてしまう。鋼板の１／２厚位置、１／４厚位置、１／８厚位置における鋼板表面（圧延面）と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比をそれぞれ１．５以下、１．３以下、１．１以下とすることで、サイドベンド伸びの異方性が小さくなり、その差は１０％以下とすることができる。ここで、１／２厚位置、１／４厚位置、１／８厚位置は、それぞれ熱延鋼板の表面からの厚さ方向の距離が当該熱延鋼板の厚さの１／２の位置、１／４の位置、１／８の位置であることを意味する。サイドベンド試験では発生した亀裂が板厚方向に貫通するまでの歪量を測定している。したがって異方性を小さくするためには全板厚位置におけるＸ線ランダム強度比を低下させることが有効である。
［製造方法］
　次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
　上記の成分の鋼の溶製及び鋳造を行ってスラブ（鋼片）を得る。鋳造としては、生産性の観点から連続鋳造を行うことが好ましい。次いで、スラブを１１５０℃以上の温度に再加熱し、１２０分間以上保持した後、熱間圧延を行う。１１５０℃以上の温度で１２０分間以上加熱することにより、スラブ中のＭｎＳ等の介在物が溶解し、その後の冷却過程で介在物が生成しても、当該介在物は微細なものとなるためである。再加熱の温度が１１５０℃未満、又は時間が１２０分間未満であると、スラブ中に存在する粗大な介在物が十分に溶解せずに多く残存するため、高い伸びフランジ性が得られない場合がある。なお、再加熱の温度の上限は特に定めないが、製造コストの観点から１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱の保持時間の上限も特に定めないが、製造コストの観点から１８０分間以下とすることが望ましい。但し、連続鋳造により鋳造されたスラブを熱間のまま直送し、圧延する場合はこの限りではない。その場合、連続鋳造後の温度も含め圧延前までに連続して１２０分以上の間１１５０℃以上の温度状態であればよい。
　熱間圧延は、粗圧延を行い、その後に仕上圧延を行う。このとき、仕上圧延は、その終了温度（仕上圧延温度）がＡｅ３－３０℃以上、Ａｅ３＋３０℃以下となるように行うとよい。仕上圧延温度がＡｅ３＋３０℃超であると、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化し、フェライト変態が起こりにくい。一方、仕上圧延温度がＡｅ３－３０℃未満であると、再結晶が著しく遅延して、サイドベンド伸びの異方性が大きくなる。これらの懸念を解消するため、このましくはＡｅ３―２５℃以上Ａｅ３＋２５℃以下、さらに好ましくはＡｅ３―２０℃以上Ａｅ３＋２０℃以下となるよう仕上圧延を行うとよい。なおＡｅ３は以下の式２にて求めることができる。
　Ａｅ３＝９３７－４７７Ｃ＋５６Ｓｉ－２０Ｍｎ－１６Ｃｕ－１５Ｎｉ－５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ－１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ　　　・・・（式２）
　ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量（質量％）を示す。
　また、仕上圧延では、最終の４スタンドのパス間時間の合計（４連タンデム圧延機の場合、各スタンド間（３区間）の通過時間の合計）を３秒間以下とすることが好ましい。合計のパス間時間が３秒間超であると、パス間で再結晶が起こり、歪を蓄積させることができないため、仕上圧延後の再結晶速度が遅くなる。その結果｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が高くなり、サイドベンド異方性が大きくなることがある。
　熱間圧延後、圧延された鋼板の冷却は２段階で行う。この２段階冷却を、それぞれ一次冷却及び二次冷却とよぶ。
　一次冷却では、鋼板の冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。一次冷却の冷却速度が５０℃／ｓ未満であると、フェライト粒が大きく成長してセメンタイトの核生成サイトが減少してしまうからである。この結果、セメンタイトが粗大化して、１１．５（μｍ－１）以上のボイド生成連結指標Ｌが得られなくなるからである。より確実にセメンタイトの粗大かを抑制するため、冷却速度の下限は６０℃／ｓ以上、できれば７０℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、一次冷却での冷却速度の上限は特に定めないが、実用的な範囲で上限を３００℃／ｓ以下とするとよい。
　一次冷却は、熱間圧延が終了した時点から１．０秒間～２．０秒間の間で開始することが好ましい。１．０秒間の経過前に開始すると、再結晶が十分に進んでいないため、ランダム強度比が大きくなり、サイドベンド伸びの異方性が大きくなりやすい。一方、２．０秒間経過した後に冷却を開始すると、再結晶後のγ粒が粗大化するため強度を確保しにくい。これらの効果をより確実にするため、熱間圧延後から一次冷却開始までの経過時間の下限は好ましくは１．２秒、より好ましくは１．３秒とするとよく、経過時間の上限は好ましくは１．９秒、より好ましくは１．８秒とするとよい。
　一次冷却の停止温度は５１０℃～７００℃とする。７００℃超の温度で停止すると、フェライトの粒成長が進むため、セメンタイトの核生成サイトが減少する。この結果、セメンタイトが粗大化して、１１．５（μｍ－１）以上のボイド生成連結指標Ｌが得られないからである。また、そのため十分なサイドベンド伸びが得られないからである。
　セメンタイトやＭＡの微細化のためには、一次冷却停止温度はできるだけ低い方が望ましい。このため、一次冷却の停止温度は６５０℃以下とすることが好ましく、６２０℃以下であるとより好ましい。さらに好ましくは６００℃以下とするとより微細なセメンタトやＭＡが得られる。
　一方、５１０℃未満の温度で停止すると、フェライト変態が進まずにベイナイト体積率が増加するため、延性が劣化する。セメンタイトやＭＡの微細化のためには、一次冷却停止温度はできるだけ低い方が望ましいが、フェライト変態率の観点からはあまり低くすることはできない。このため、一次冷却の停止温度の下限は、好ましくは５２０℃、より好ましくは５３０℃とするとよい。さらに好ましくは一次冷却の停止温度を５５０℃以上とすれば、フェライト変態も進み、その後の空冷の効果が余裕をもって得ることができる。　
　一次冷却と二次冷却との間には、２秒間～５秒間の空冷を行う。空冷の時間が２秒間未満であると、フェライト変態が十分に進まず、十分な伸びが得られない。一方、空冷の時間が５秒間超であると、パーライトが生成し、ベイナイトが得られないため強度が低下する。ここで、空冷とは大気中に放置すること、いわゆる放冷することであり、その冷却速度は４～５℃/s程度である。
　その後、二次冷却を行う。二次冷却での冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。この冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、セメンタイトの成長が促され、１１．５（μｍ－１）以上のボイド生成連結指標Ｌが得られないからである。セメンタイトの成長を確実に抑制するため、冷却速度は４０℃／ｓ以上とすることが好ましく、５０℃／ｓ以上とすると、より好ましい。なお、二次冷却での冷却速度の上限は特に定めないが、実用的な範囲で上限を３００℃／ｓ以下とするとよい。
　二次冷却後に鋼板を巻き取りコイル状とする。したがって、二次冷却の終点温度は、ほぼ巻き取り開始温度と同じになる。巻き取り開始温度は５００℃～６００℃とするとよい。巻き取り開始温度が６００℃超であると、ベイナイトが不足して十分な強度を確保することができない。この懸念を解消する観点から巻き取り開始温度の上限は５９０℃とすることが好ましく、さらには５８０℃とすることがより好ましい。
　一方、巻き取り開始温度が５００℃未満であるとベイナイトが過剰となって、穴広げ性が劣化するだけでなく伸びフランジ加工性も悪化する。さらに、巻き取り開始温度が５００℃未満の低温となると針状フェライトの生成が促進され易くなる。前述したように、針状フェライトはクラックの起点となるボイドが生成し易く、伸びフランジ性を悪化させ、延性を低下させる。こうした懸念を解消するため、巻き取り開始温度は５１０℃であることが好ましい。さらには５２０℃以上であることがより好ましい。５３０℃以上であれば針状フェライトの生成の大きく抑えられる。
　巻き取り開始温度から２００℃まで到達するまでの平均冷却速度は３０℃／ｈ以上とする。この平均冷却速度が３０℃／ｈ未満であると、セメンタイトが過剰に成長して、１１．５（μｍ－１）以上のボイド生成連結指標Ｌが得られない。従って、十分なサイドベンド伸びが得られない。なお、この冷却速度の制御方法は特に限定されない。例えば、巻き取りにより得られたコイルを直接水冷すればよい。また、コイルの質量が大きくなるほど冷却速度が低くなるため、コイルの質量を小さくすることで冷却速度を高めることも可能である。
　以上、本発明について詳細に説明したが、本発明は前記した実施態様に限定されることはない。本発明の技術的特徴を備える態様であれば、特に限定されない。
　また、製造ライン固有の特性もあるため、製造方法においては、前記した製造方法を機軸とし、本発明で提案するボイド生成連結指標Ｌが所定の範囲（本発明においては１１．５以上）となるように製造ラインの固有の特性を微修正するとよい。
　次に、本発明者らが行った実施例について説明する。これらの実施例における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　先ず、表１の化学成分を有する鋼を鋳造してスラブ（鋼Ａ～Ｒ）を作製した。次いで、表２（表２は、表２－１と表２－２を示す。）に示す条件でスラブの熱間圧延を行って熱延鋼板（試験Ｎｏ．１～Ｎｏ．４０）を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　そして、各熱延鋼板から試料を採取し、圧延方向の板厚断面を観察面として研磨し、種々の試薬でエッチングすることで金属組織を観察し、ＭＡ、セメンタイト（炭化物）、及び介在物の評価を行った。これらの結果を表３（表３は、表３－１と表３－２を示す。）に示す。
　フェライトの面積率及びパーライトの面積率は、ナイタール試薬にてエッチングした試料の１／４厚位置における光学顕微鏡写真より測定した。ＭＡの面積率（ｆＭＡ）、平均直径（ＤＭＡ）、及び個数密度（ｎＭＡ）はレペラー試薬にてエッチングした試料の１／４厚位置における５００倍の光学顕微鏡写真の画像解析により測定した。このとき、測定視野は４００００μｍ２以上とし、面積が０．１μｍ２以上のＭＡを測定対象とした。ベイナイトの面積率は、フェライト、パーライト、及びＭＡの残部の面積率とした。
　セメンタイトの面積率（ｆθ）、平均直径（Ｄθ）、及び個数密度（ｎθ）は、ピクラール試薬にてエッチングした試料の１／４厚位置における１０００倍の光学顕微鏡写真の画像解析により測定した。測定視野は１００００μｍ２以上とし、１試料につき２視野以上の測定を行い、面積が０．１μｍ２以上のセメンタイトを測定対象とした。
　介在物の面積率（ｆｉ）、平均直径（Ｄｉ）、及び個数密度（ｎｉ）は、粒子解析（particle finder法）法により、圧延方向の板厚断面の１／４厚位置における１．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域内で測定した。このとき、面積が０．０５μｍ２以上の介在物を測定対象とした。
　なお、上述のように、ＭＡ及びセメンタイトの測定対象を面積が０．１μｍ２以上のものとしたのは、これよりも小さなＭＡ及びセメンタイトは、サイドベンド伸びに大きく影響しないためである。これに対して、介在物の測定対象を面積が０．０５μｍ２以上のものとしたのは、ＭＡ及びセメンタイトよりも、介在物の方がボイドを生成しやすく、サイドベンド伸びに影響するためである。
　そして、式１及び式２からボイド生成連結指標Ｌを算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　また、種々の機械的特性の評価も行った。これらの結果を表４に示す。
　引張強度及び破断伸びは、板幅方向の中央から圧延方向に垂直に採取したＪＩＳ　Ｚ　２２０１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して測定した。
　穴広げ率は板幅方向の中央から採取した穴広げ試験片を用い、日本鉄鋼連盟企画ＪＦＳＴ　１００１－１９９６に記載の試験方法に準拠して評価した。
　サイドベンド伸びは、特開２００９－１４５１３８号公報に記載された方法で評価した。この方法では、熱延鋼板から圧延方向及び圧延方向に対して垂直な方向（板幅方向）の２方向に短冊状の鋼片を採取した。そして、鋼片の表面に罫書き線を描いた。次いで、鋼片の長手方向の中央部における幅方向の端部を半円状に打ち抜いた。続いて、その打ち抜き端面に対して引張曲げを行い、板厚を貫通する亀裂を発生させた。そして、当該亀裂が発生までの歪量を、予め描いておいた罫書き線に基づいて測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　表３及び表４に示すように、本発明の条件を満たしている試験では、引張強度、伸び、穴広げ性、及びサイドベンド伸びがいずれも優れていた。しかし、Ｎｏ．８、Ｎｏ、１２、Ｎｏ．１８の試験では、製造条件の若干の違いから、サイドベンドの伸びの異方性が確認された。
　一方、試験Ｎｏ．１では、Ｃ含有量が本発明範囲よりも低いため、５４０ＭＰａ以上の強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．２では、Ｃ含有量が本発明範囲よりも高いため、ベイナイトの面積率が本発明範囲よりも高くなり、延性および穴広げ率が低かった。
　試験Ｎｏ．３では、Ｓｉ含有量が本発明範囲よりも低いため、セメンタイトが過剰に生成してボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなった。このため、穴広げ率は高いものの、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　試験Ｎｏ．４では、Ｓｉ含有量が本発明範囲よりも高いため、１１０％以上の穴広げ性が得られなかった。
　試験Ｎｏ．５では、Ｍｎ含有量が本発明範囲よりも低いため、ベイナイトがほとんど生成せず、５４０ＭＰａ以上の強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．６では、Ｍｎ含有量が本発明範囲よりも高いため、硬質第二相が過剰に生成し、３０％以上の伸びが得られなかった。つまり、延性が低かった。
　試験Ｎｏ．７では、スラブの再加熱温度が本発明範囲よりも低いため、ボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなり、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　試験Ｎｏ．１６では、二次冷却の冷却速度が本発明範囲よりも低いため、粗大なセメンタイトが生成し、ボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなり、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　試験Ｎｏ．１７では、スラブの再加熱時間が本発明範囲よりも短いため、ボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなり、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　試験Ｎｏ．１９では、仕上圧延の終了温度が本発明範囲よりも高いため、フェライト変態が大きく遅延し、伸びが低かった。つまり、延性が低かった。
　試験Ｎｏ．２０、４６、４８では、一次冷却の冷却速度が本発明範囲よりも低いため、粗大な炭化物が生成し、ボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなり、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　試験Ｎｏ．２１では、一次冷却の停止温度が本発明範囲よりも低いため、フェライト変態が進まず、伸びが低かった。つまり、延性が悪化した。
　試験Ｎｏ．２２では、一次冷却の停止温度が本発明範囲よりも高いため、第二相が粗大化し、サイドベンド伸びが低下した。
　試験Ｎｏ．２３では、空冷時間が本発明範囲よりも短いため、フェライト変態が進まず、伸びが低かった。つまり、延性が低かった。
　試験Ｎｏ．２４では、空冷時間が本発明範囲よりも長いため、パーライトが生成し、ベイナイトが得られなかったため、強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２５では、巻き取り温度が本発明範囲よりも低いため、ベイナイトが過剰となり、延性が低かった。試験Ｎｏ．２６では、巻き取り温度が本発明範囲よりも高いため、５４０ＭＰａ以上の強度が得られなかった。また炭化物が粗大化し、サイドベンド伸びも低かった。
　試験Ｎｏ．２７、４７、４９では、巻き取り後の冷却速度が本発明範囲よりも低いため、セメンタイトが粗大化し、ボイド生成連結指標Ｌが本発明範囲よりも小さくなり、７０％以上のサイドベンド伸びが得られなかった。
　図１には、これらの試験により得られた測定結果のうちで、引張強度が５４０ＭＰａ以上、かつ穴広げ率が１１０％以上のものを示してある。
　以上、本発明について詳細に説明をした。当然のことではあるが、本発明の実施にあたっては、本明細書中に記載した態様に限定されない。　
　本発明により５４０ＭＰａクラス以上の高張力鋼において、穴広げ性のみならず伸びフランジ加工性も有し、加工性に富んだプレス成形性の優れた鋼板を製造することができる。したがって、本発明は鉄鋼業に限らず鋼板を使用する自動車工業等、広く産業で利用することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％～０．１０％、
    　Ｓｉ：０．５％～１．５％、
    　Ｍｎ：０．５％～２．０％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　不純物として
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．３０％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下に限定した鋼板であって、
    　前記鋼板の金属組織における、フェライトの面積率が７０％以上、ベイナイトの面積率が３０％以下、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の面積率が２％以下であり、
    　セメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌが１１．５以上であることを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度であって、単位は個／μｍ２である。
    　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径であって、単位はμｍである。
    　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔であって、単位はμｍである。
  2. 　　前記鋼板が、さらに質量％で、
    　Ｎｂ：０．０８％以下、
    　Ｔｉ：０．２％以下、
    　Ｖ：０．２％以下、
    　Ｗ：０．５％以下、
    　Ｍｏ：０．４％以下、
    　Ｃｕ：１．２％以下
    　Ｎｉ：０．６％以下
    　Ｃｒ：１．０％以下
    　Ｂ：０．００５％以下
    　Ｃａ：０．０１％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．０１％以下、
    　のうち一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板。
  3. 　前記鋼板において、その表面から厚さ方向で、１／２厚位置、１／４厚位置、１／８厚位置における表面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比がそれぞれ１．５以下、１．３以下、１．１以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板。
  4. 　　質量％で、
    　Ｃ　：０．０３％～０．１０％、
    　Ｓｉ：０．５％～１．５％、
    　Ｍｎ：０．５％～２．０％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　不純物として
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．３０％以下、
    　Ｎ　：０．０１％以下に限定した鋼からなるスラブを
    １１５０℃以上の温度に再加熱し、１２０分間以上保持して、粗圧延を行う工程と、
    　次に、終了温度がＡｅ３－３０℃以上、Ａｅ３＋３０℃以下となるように仕上圧延を行う工程と、
    　次に、５０℃／ｓ以上の冷却速度で５１０℃～７００℃の温度まで一次冷却する工程と、
    　次に、２秒間～５秒間の空冷を行う工程と、
    　次に、３０℃／ｓ以上の冷却速度で二次冷却する工程と、
    　次に、５００℃～６００℃の温度で巻き取りを行う工程と、
    　次に、３０℃／ｈ以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、
    　を有し鋼板を得ることを特徴とするプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
    　ここで、Ａｅ３＝９３７－４７７Ｃ＋５６Ｓｉ－２０Ｍｎ－１６Ｃｕ－１５Ｎｉ－５Ｃｒ＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ－１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ　
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（式２）
    　式２中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
  5. 　前記仕上圧延における最終の４スタンドの合計パス間時間を３秒間以下とすることを特徴とする請求項４に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  6. 　前記スラブが、さらに質量％で、
    　Ｎｂ：０．０８％以下、
    　Ｔｉ：０．２％以下、
    　Ｖ：０．２％以下、
    　Ｗ：０．５％以下、
    　Ｍｏ：０．４％以下、
    　Ｃｕ：１．２％以下
    　Ｎｉ：０．６％以下
    　Ｃｒ：１．０％以下
    　Ｂ：０．００５％以下
    　Ｃａ：０．０１％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．０１％以下、
    　のうち一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項４又は５に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼板の金属組織におけるセメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌが１１．５以上になることを特徴とする請求項４又は５に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度であって、単位は個／μｍ２である。
    　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径であって、単位はμｍである。
    　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔であって、単位はμｍである。
  8. 　前記鋼板の金属組織におけるセメンタイト、介在物、並びに、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の各々の平均間隔、平均直径、及び個数密度に関し、式１で表わされるボイド生成連結指標Ｌが１１．５以上になることを特徴とする請求項６に記載のプレス成形性に優れた熱延鋼板の製造方法。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     　ｎθ、ｎｉ、ｎＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の個数密度であって、単位は個／μｍ２である。
    　Ｄθ、Ｄｉ、ＤＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均直径であって、単位はμｍである。
    　Ｌθ、Ｌｉ、ＬＭＡ：それぞれセメンタイト、介在物、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方または両方の平均間隔であって、単位はμｍである。
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