WO2012133540A1 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2012133540A1
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貴行 野崎
高橋　学
藤田　展弘
吉田　博司
渡辺　真一郎
武史 山本
千智 若林
力 岡本
幸一 佐野
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新日本製鐵株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet excellent in local deformability such as bendability, stretch flangeability, burring workability, hole expandability, and the like, having less orientation dependency of formability and excellent in ductility, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a steel sheet using a TRIP (Transformation Induced Plasticity) phenomenon.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Non-Patent Document 1 discloses a method for ensuring uniform elongation by allowing austenite to remain in a steel sheet.
  • Non-Patent Document 1 also discloses a method for controlling the metal structure of a steel sheet that improves the local ductility required for bending, hole expanding, and burring.
  • Non-Patent Document 2 discloses that if inclusions are controlled, the microstructure is controlled to a single structure, and the hardness difference between the microstructures is reduced, it is effective for bendability and hole expansion processing. ing.
  • Non-Patent Document 3 the technology for obtaining an appropriate fraction of ferrite and bainite by controlling the metal structure by cooling control after hot rolling and controlling precipitates and transformation structure is also disclosed in Non-Patent Document 3. Is disclosed. However, since either method is a method for improving the local deformability depending on the structure control (control of the microstructure on the classification), the local deformability is greatly influenced by the base structure.
  • Non-Patent Document 4 discloses a technique for improving the material of a hot-rolled steel sheet by increasing the amount of reduction in the continuous hot rolling process. Such a technique is a so-called crystal grain refining technique.
  • the main phase of a product is obtained by transforming unrecrystallized austenite into ferrite by performing large pressure at the lowest possible temperature in the austenite region. A certain ferrite crystal grain is refined to enhance strength and toughness.
  • no consideration is given to improvement of local deformability and ductility.
  • the structure control mainly including inclusions has been performed.
  • TRIP steel is excellent in strength and ductility, it is generally characterized by low local deformability such as hole expansibility. Therefore, in order to use this TRIP steel, for example, as a high-strength steel plate for undercarriage parts, local deformability such as hole expansibility must be improved.
  • the present inventors have found that, in TRIP steel, local deformability is improved when the pole density of a predetermined crystal orientation is appropriately controlled.
  • the present inventors succeeded in producing a steel sheet excellent in local deformability and other mechanical properties by optimizing the chemical composition and production conditions of TRIP steel and controlling the microstructure of the steel sheet.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition of the steel sheet is, by mass, C: 0.02% or more and 0.5% or less, Si: 0.001% or more, and 4.0. %: Mn: 0.001% or more and 4.0% or less, Al: 0.001% or more and 4.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.01% or less, O: 0.01% or less, the balance is made of iron and inevitable impurities, and in the chemical composition of the steel sheet, the total of Si and Al is 1.0% or more.
  • the plate thickness central part which is 4.0% or less and is a plate thickness range of 5/8 to 3/8, ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>, which is the polar density represented by the arithmetic average of the polar densities of each crystal orientation ⁇ 100 ⁇ ⁇ 01 >- ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group has an average pole density of 1.0 or more and 6.5 or less, and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation pole density of 1.0 or more and 5.0
  • a plurality of crystal grains are present in the microstructure of the steel sheet, and this microstructure has an area ratio of residual austenite of 2% to 30%, ferrite of 20% to 50%, bainite.
  • the area ratio is limited to 20% or less of pearlite and 20% or less of martensite
  • rC which is a Rankford value perpendicular to the rolling direction
  • R30 which is a Rankford value in a direction that is 0.70 or more and 1.10 or less and that forms 30 ° with respect to the rolling direction, is 0.70 or more and 1.10 or less.
  • the chemical composition of the steel sheet is further, by mass%, Ti: 0.001% or more and 0.2% or less, Nb: 0.001% or more and 0.2% or less, V: 0.001% to 1.0%, W: 0.001% to 1.0%, Cu: 0.001% to 2.0%, B: 0.0001% to 0.005%, Mo: 0.001% to 1.0%, Cr: 0.001% to 2.0%, As: 0.0001% to 0.00% 50% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.010% or less, REM: 0.0001% or more and 0.1% or less, Ca: 0.0001% or more and 0.010% or less, Ni: 0.00. 001% to 2.0%, Co: 0.0001% to 1.0%, Sn: .0001% or more and 0.2% or less, Zr: 0.0001% or more and may contain one or more selected from 0.2% or less.
  • the volume average diameter of the crystal grains may be 1 ⁇ m or more and 4 ⁇ m or less.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 1.0 or more and 5.0 or less.
  • the polar density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> may be 1.0 or more and 4.0 or less.
  • a distance L between nearest crystal grains to at least 100 crystal grains of the retained austenite and the martensite may be 5 ⁇ m or less.
  • T1 + 30 ° C or more and T + 200 ° C. includes a mass reduction path more than 30% of rolling reduction in a temperature range of less, the cumulative rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less 50% or more, Ar 3 ° C. or more and less than T1 + 30 ° C.
  • the steel is subjected to a second hot rolling in which the cumulative rolling reduction in the temperature range is limited to 30% or less and the rolling end temperature is Ar 3 ° C or higher; the final pass of the large rolling passes;
  • the steel is subjected to primary cooling so that the waiting time t from the completion to the start of cooling satisfies Equation 2; average cooling of 10 to 100 ° C./second to a temperature T 3 in the range of 630 ° C. to 800 ° C. Cooling the steel at a speed; holding the steel in a temperature range of 630 ° C. or more and 800 ° C. or less for 1 second or more and 20 seconds or less, or from the temperature T3 to less than the temperature T3 and 550 ° C.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] (Formula 1)
  • [C], [N] and [Mn] are mass percentages of the amounts of C, N and Mn in the steel, respectively.
  • t1 is represented by the following formula 3.
  • Tf is the temperature in degrees Celsius of the steel at the completion of the final pass
  • P1 is a percentage of the rolling reduction in the final pass.
  • the steel further has, as the chemical composition, mass%, Ti: 0.001% to 0.2%, Nb: 0. 0.001% to 0.2%, V: 0.001% to 1.0%, W: 0.001% to 1.0%, Cu: 0.001% to 2.0% %: B: 0.0001% to 0.005%, Mo: 0.001% to 1.0%, Cr: 0.001% to 2.0%, As: 0.0001 % To 0.50%, Mg: 0.0001% to 0.010%, REM: 0.0001% to 0.1%, Ca: 0.0001% to 0.010% Ni: 0.001% or more and 2.0% or less, Co: 0.0001% or more and 1.
  • the temperature calculated by the following equation 4 may be T1.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] + 350 ⁇ [Nb] + 250 ⁇ [Ti] + 40 ⁇ [B] + 10 ⁇ [Cr] + 100 ⁇ [Mo] + 100 ⁇ [V] (Formula 4) )
  • [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] and [V] are respectively C, N, It is a mass percentage of Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo and V amount.
  • the waiting time t seconds may further satisfy the following formula 5 using t1.
  • t ⁇ t1 (Formula 5)
  • the waiting time t seconds may further satisfy the following formula 6 using the t1.
  • an average cooling rate is 50 ° C./second or more, and the steel temperature at the start of cooling And the steel temperature at the end of cooling may be 40 ° C. or more and 140 ° C. or less, and the steel temperature at the end of cooling may be T1 + 100 ° C. or less.
  • the temperature change rate is ⁇ 40 ° C./h or more and 40 ° C./h or less in the temperature range control. There may be.
  • the primary cooling may be performed between rolling stands.
  • high strength hot rolling excellent in local deformability such as bendability, stretch flangeability, burring workability, hole expansibility and the like, having low orientation dependency of formability and excellent ductility.
  • a steel plate and a manufacturing method thereof can be provided. If this steel plate is used, the industrial contribution is extremely remarkable, particularly in that it is possible to achieve both weight reduction and collision safety of the automobile.
  • the hole expandability and bendability such as inclusion control, precipitate refinement, homogenization of microstructure, single-phase structure control and reduction of hardness difference between microstructures, etc. It was improved by.
  • these technologies alone must limit the main organizational structure.
  • Nb, Ti, or the like which is a representative element that greatly contributes to an increase in strength, is added to increase the strength, the anisotropy becomes extremely large. Therefore, problems such as sacrificing other formability factors or limiting the direction in which the blank is taken before forming occur, and the use of the steel sheet is limited.
  • the amount of retained austenite and the amount of C in the retained austenite are increased by increasing the concentration of C in the austenite during the annealing process, thereby improving the tensile properties.
  • the present inventors have investigated and examined the microstructure refinement and the texture control in the hot rolling process in order to improve the hole expandability and bending workability in such a TRIP steel sheet. .
  • the local deformability of the TRIP steel sheet is sufficiently improved by controlling the pole density of the crystal orientation described later.
  • the inventors of the present invention in particular, rC that is a Rankford value (r value) in a direction perpendicular to the rolling direction and r30 that is a Rankford value (r value) in a direction that forms an angle of 30 ° with the rolling direction. It has been clarified that the local deformability of the TRIP steel sheet is drastically improved.
  • Polar density of crystal orientation (D1 and D2): In the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, as the pole density of two types of crystal orientations, a thickness range of 5/8 to 3/8 (from the steel sheet surface to the steel sheet thickness direction (depth direction) Average of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups with respect to the sheet thickness section parallel to the rolling direction at the sheet thickness central portion, which is a range separated by a distance of 5/8 to 3/8)
  • the pole density D1 hereinafter may be abbreviated as the average pole density
  • the pole density D2 of the crystal orientation ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> are controlled.
  • the average pole density is a characteristic point (orientation accumulation degree, texture development degree) of a particularly important texture (crystal orientation of crystal grains in the microstructure).
  • the average pole density is the phase of pole density in each crystal orientation of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>. It is the pole density expressed as an arithmetic mean.
  • Electron Back Scattering Diffraction (EBSD) or X-ray diffraction is performed on the cross section at the thickness center in the thickness range of 5/8 to 3/8, and the electron diffraction intensity or X-ray diffraction intensity in each direction for a random sample.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups can be obtained from the intensity ratios. If the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 6.5 or less, d / RmC (plate thickness d is required for machining the undercarriage part and the skeleton part).
  • the index divided by the minimum bending radius RmC (bending in the C direction) can satisfy 1.5 or more. This condition is in particular that the tensile strength TS, the hole expansion ratio ⁇ , and the elongation EL satisfy two conditions required for the undercarriage member, namely TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000.
  • the average pole density is 5.0 or less, the ratio of the minimum bending radius Rm45 of 45 ° direction bending to the minimum bending radius RmC of C direction bending, which is an index of orientation dependency (isotropic property) of formability. (Rm45 / RmC) decreases, and a high local deformability independent of the bending direction can be secured. Therefore, the average pole density is preferably 6.5 or less, and preferably 5.0 or less. When better hole expansibility and small critical bending properties are required, the average pole density is more desirably less than 4.0, and even more desirably less than 3.0.
  • the average pole density is preferably 1.0 or more.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the plate thickness that is a plate thickness range of 5/8 to 3/8 is 5.0 or less.
  • This condition is one condition in which the steel sheet satisfies d / RmC ⁇ 1.5.
  • the tensile strength TS, the hole expansion ratio ⁇ , and the elongation EL are the two required for the suspension member. It is also a condition for satisfying both the conditions, that is, TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000.
  • the pole density is 4.0 or less, TS ⁇ ⁇ and d / RmC can be further increased.
  • the above pole density is desirably 4.0 or less, and more desirably 3.0 or less.
  • the pole density is more than 5.0, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong. As a result, the local deformability only in a specific direction is improved, but the local deformability in a direction different from that direction is significantly deteriorated. Therefore, as shown in FIG. 2, in this case, the steel sheet cannot reliably satisfy d / RmC ⁇ 1.5.
  • this pole density is less than 1.0, there is a concern about deterioration of local deformability. Therefore, it is preferable that the pole density of the ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation is 1.0 or more.
  • the pole density is synonymous with the X-ray random intensity ratio.
  • the X-ray random intensity ratio is obtained by measuring the diffraction intensity (X-rays and electrons) of a standard sample that does not accumulate in a specific orientation and the diffraction intensity of the specimen by the X-ray diffraction method under the same conditions. It is a numerical value obtained by dividing the diffraction intensity of the obtained specimen by the diffraction intensity of the standard sample. This extreme density can be measured using X-ray diffraction, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), or electronic channeling.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • the pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is a plurality of pole figures among ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 310 ⁇ pole figures measured by these methods.
  • ODF three-dimensional texture
  • the steel plate is reduced to a predetermined thickness by mechanical polishing, and then the strain is removed by chemical polishing, electrolytic polishing, etc. and at the same time 5/8 of the plate thickness.
  • the sample density may be measured according to the method described above by adjusting the sample so that an appropriate surface including the range of ⁇ 3 / 8 becomes the measurement surface.
  • the steel plate satisfies the above-mentioned pole density, so that the local deformability is further improved.
  • the material at the central portion of the plate thickness generally represents the material characteristics of the entire steel plate. Therefore, the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group and the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the thickness of 5/8 to 3/8 It prescribes.
  • ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to ⁇ hkl> and the rolling direction is parallel to ⁇ uvw> when the sample is collected by the above method.
  • the crystal orientation is usually expressed as (hkl) or ⁇ hkl ⁇ in the direction perpendicular to the plate surface and [uvw] or ⁇ uvw> in the direction parallel to the rolling direction.
  • ⁇ Hkl ⁇ ⁇ uvw> is a general term for equivalent planes, and (hkl) [uvw] refers to individual crystal planes.
  • the body-centered cubic structure (bcc structure) is targeted, for example, (111), ( ⁇ 111), (1-11), (11-1), ( ⁇ 1-11) ), (-11-1), (1-1-1), and (-1-1-1) are equivalent and cannot be distinguished. In such a case, these orientations are collectively referred to as ⁇ 111 ⁇ planes. Since the ODF display is also used for displaying the orientation of other crystal structures with low symmetry, in the ODF display, the individual orientation is generally displayed as (hkl) [uvw]. , ⁇ Hkl ⁇ ⁇ uvw> and (hkl) [uvw] are synonymous.
  • R value (rC) in the direction perpendicular to the rolling direction The r value (Rankford value) of this steel sheet is important in this embodiment. That is, as a result of intensive studies by the present inventors, as shown in FIG. 3, by making the above-mentioned pole densities within the above range and at the same time making rC 0.70 or more, good hole expansibility and bending We found that we can get sex. For this reason, rC is preferably 0.70 or more. The upper limit of rC is preferably 1.10 or less in order to obtain better hole expansibility and bendability.
  • R value (r30) in a direction forming 30 ° with respect to the rolling direction The r value (Rankford value) of this steel sheet is important in this embodiment. That is, as a result of intensive studies by the present inventors, as shown in FIG. 4, by making each of the above-mentioned pole densities within the above range and at the same time r30 being 1.10 or less, good hole expansibility and bending are achieved. We found that we can get sex. Therefore, r30 is preferably 1.10 or less. The lower limit of r30 is preferably 1.10 in order to obtain better hole expansibility and bendability.
  • the above r values are evaluated by a tensile test using a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the r value may be evaluated in a range where the tensile strain is in the range of 5 to 15% and corresponds to uniform elongation.
  • the basic microstructure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is composed of ferrite, bainite, and retained austenite.
  • pearlite and martensite in addition to this basic microstructure component (in place of a part of ferrite, bainite and retained austenite), pearlite and martensite (including tempered martensite) are included as necessary or unavoidable. 1) or more) may be contained in the microstructure as a component of the selective microstructure. In the present embodiment, each microstructure is evaluated by the area ratio.
  • Ferrite and bainite are essential for improving ductility due to the TRIP effect in order to concentrate C in retained austenite. Furthermore, ferrite and bainite contribute to improvement of hole expansibility. It is possible to change the fraction of ferrite and bainite depending on the strength level targeted for development, but it is excellent by making ferrite 20% to 50% and bainite 10% to 60%. The ductility and hole expandability can be obtained. Therefore, ferrite is 20% or more and 50% or less, and bainite is 10% or more and 60% or less.
  • Residual austenite is a structure that enhances ductility, particularly uniform elongation, by transformation-induced plasticity, and requires a retained austenite of 2% or more in area ratio.
  • retained austenite is transformed into martensite by processing, which contributes to improvement in strength. The higher the area ratio of retained austenite, the better.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is set to 30% or less.
  • the retained austenite is preferably 3% or more, more preferably 5% or more, and most preferably 8% or more.
  • the microstructure may contain 20% of pearlite and martensite (including tempered martensite).
  • pearlite and martensite including tempered martensite.
  • the workability and local deformability of the steel sheet decrease, or the utilization rate of C that generates retained austenite decreases. Therefore, in the microstructure, pearlite is limited to 20% or less, and martensite is limited to 20% or less.
  • the area ratio of austenite can be determined from the diffraction intensity obtained by performing X-ray diffraction on a plane parallel to the plate surface in the vicinity of the 1/4 plate thickness position.
  • the area ratio of ferrite, pearlite, bainite, and martensite is within the range of 1/8 to 3/8 thickness (that is, the thickness range centered at 1/4 thickness position). It can be determined from an image obtained by observation with a microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). In this FE-SEM observation, a sample is taken so that a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate becomes the observation surface, and polishing and nital etching are performed on this observation surface.
  • the microstructure (component) of the steel sheet may be significantly different from other parts due to decarburization and Mn segregation, respectively. For this reason, in the present embodiment, the microstructure is observed based on the 1 ⁇ 4 thickness position.
  • the size of the crystal grains in the microstructure may be refined. Furthermore, by reducing the volume average diameter, the fatigue characteristics (fatigue limit ratio) required for automobile steel sheets and the like are improved. Since the influence of the number of coarse grains on elongation is higher than that of fine grains, the elongation is more strongly correlated with the volume average diameter calculated by the weighted average of the volume than the number average diameter. Therefore, in order to obtain the above effect, the volume average diameter is 1 to 15 ⁇ m, preferably 1 to 9.5 ⁇ m, and more preferably 1 to 4 ⁇ m.
  • the volume average diameter when the volume average diameter is reduced, local strain concentration occurring at the micro order is suppressed, strain at the time of local deformation can be dispersed, and elongation, particularly uniform elongation, is improved.
  • the grain boundary that becomes a barrier to dislocation motion can be controlled appropriately, and this grain boundary acts on repeated plastic deformation (fatigue phenomenon) caused by the dislocation motion, thereby improving fatigue characteristics. .
  • each crystal grain can be determined as follows.
  • the pearlite is specified by observing the structure with an optical microscope.
  • the grain units of ferrite, austenite, bainite, and martensite are specified by EBSD. If the crystal structure of the region determined by EBSD is a face-centered cubic structure (fcc structure), this region is determined to be austenite. Further, if the crystal structure of the region determined by EBSD is a body-centered cubic structure (bcc structure), this region is determined as one of ferrite, bainite, and martensite.
  • Ferrite, bainite, and martensite can be identified by using the KAM (Kernel Average Missoriation) method equipped in EBSP-OIM (registered trademark, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy).
  • KAM Kernel Average Missoriation
  • EBSP-OIM Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy
  • the second approximation using all 12 pixels (19 pixels in total), or the third approximation using all 18 pixels outside these 12 pixels (total 37 pixels) the orientation difference between each pixel And the average value obtained is determined as the value of the center pixel, and such an operation is performed on the entire pixel.
  • a map expressing the orientation change in the grain can be created. This map represents a strain distribution based on local orientation changes in the grains.
  • the azimuth difference between adjacent pixels is calculated by the third approximation.
  • the grain size of ferrite, bainite, martensite, and austenite is measured, for example, by performing the above-mentioned orientation measurement at a measurement step of 0.5 ⁇ m or less at a magnification of 1500 times, and at a position where the orientation difference between adjacent measurement points exceeds 15 °. It is obtained by defining the boundary (this grain boundary is not necessarily a general grain boundary) and calculating the equivalent circle diameter.
  • the crystal grain size of pearlite can be calculated by applying image processing methods such as binarization and cutting to the image obtained by the optical microscope. it can.
  • the ratio of the area occupied by grains (coarse grains) having a grain size exceeding 20 ⁇ m per unit area (coarse grain area ratio) is 10% for all the components of the microstructure. Restrict to the following. As the number of large grains increases, the tensile strength decreases and the local deformability also decreases. Therefore, it is preferable to make the crystal grains as fine as possible. In addition, since bendability is improved when all crystal grains are uniformly and equivalently strained, local crystal grain strain can be suppressed by limiting the amount of coarse grains.
  • the standard deviation of the distance L MA [ ⁇ m] between crystal grains (residual austenite or martensite) closest to each other among the grains of retained austenite and martensite may be set to 5 ⁇ m.
  • the distance LMA may be measured for at least 100 residual austenite and martensite grains to obtain a standard deviation of the distance LMA .
  • C 0.02% or more and 0.5% or less C is essential in order to secure high strength and secure retained austenite. In order to obtain a sufficient amount of retained austenite, a C amount of 0.02% or more is required. On the other hand, if the steel sheet contains excessive C, the weldability is impaired, so the upper limit of the C content is set to 0.5% or less. In the case of further improving the strength and elongation, the C content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more, and most preferably 0.08% or more. . Moreover, when improving weldability more, it is preferable that C amount is 0.45% or less, and it is more preferable that it is 0.40% or less.
  • Si 0.001% or more and 4.0% or less
  • Si is a deoxidizer, and preferably contains 0.001% or more of Si in the steel.
  • Si stabilizes ferrite during temperature control after hot rolling, and suppresses cementite precipitation after winding (during bainite transformation). Therefore, Si increases the C concentration of austenite and contributes to securing retained austenite. The effect increases as the amount of Si increases.
  • the upper limit of Si content is 4.0% or less.
  • the Si amount is preferably 0.02% or more, more preferably 0.20% or more, and 0.50% or more. Most preferably it is.
  • the Si content is preferably 3.5% or less, and more preferably 3.0% or less.
  • Mn 0.001% or more and 4.0% or less
  • Mn is an element that stabilizes austenite and improves hardenability. In order to ensure sufficient hardenability, 0.001% or more of Mn needs to be included in the steel. On the other hand, if Mn is added excessively to the steel, the ductility is impaired, so the upper limit of the Mn content is 4.0%. In order to ensure higher hardenability, the amount of Mn is preferably 0.1% or more, more preferably 0.5% or more, and most preferably 1.0% or more. Moreover, when ensuring higher ductility, it is preferable that the amount of Mn is 3.8% or less, and it is more preferable that it is 3.5% or less.
  • P 0.15% or less
  • P is an impurity, and if P is excessively contained in steel, ductility and weldability are impaired. Therefore, the upper limit of the P content is 0.15% or less.
  • P acts as a solid solution strengthening element, but is inevitably contained in the steel, so the lower limit of the amount of P is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the P amount may be 0.001%.
  • the P content is preferably 0.12% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • S 0.03% or less S is an impurity.
  • the upper limit of S content is 0.03%.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, and is 0%. In consideration of the current general refining (including secondary refining), the lower limit of the amount of S may be 0.0005%.
  • the S content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • O 0.01% or less
  • O (oxygen) is an impurity.
  • the upper limit of the O amount is 0.01%.
  • the lower limit of the amount of O is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the O amount may be 0.0005%.
  • Al 0.001% or more and 4.0% or less
  • Al is a deoxidizer, and considering the current general refining (including secondary refining), the steel contains 0.001% or more of Al. It is preferable.
  • Al stabilizes ferrite during temperature control after hot rolling, and suppresses cementite precipitation during bainite transformation. Therefore, Al increases the C concentration of austenite and contributes to securing retained austenite. The effect increases as the amount of Al increases. However, when Al is excessively added to the steel, surface properties, paintability, and weldability deteriorate. Therefore, the upper limit of the Al amount is set to 2.0%.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 3.5% or less, and more preferably 3.0% or less.
  • N 0.01% or less N is an impurity, and if the amount of N exceeds 0.01%, ductility deteriorates. Therefore, the upper limit of the N amount is 0.01% or less.
  • the lower limit of the N amount is not particularly limited and is 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the N amount may be 0.0005%. In order to further increase the ductility, the N content is preferably 0.005% or less.
  • Si + Al 1.0% or more and 4.0% or less
  • Si and Al stabilize ferrite during temperature control after hot rolling, and suppress cementite precipitation after winding (during bainite transformation). Therefore, these elements increase the C concentration of austenite and contribute to securing retained austenite. Therefore, the total of the Si amount and the Al amount is preferably 1.0% or more. However, if these elements are excessively added to the steel, the surface properties, paintability, weldability and the like deteriorate, so the total amount of Si and Al is 4.0% or less. In the case of further ensuring surface properties, paintability, weldability and the like, the total is preferably 3.5% or less, and more preferably 3.0% or less.
  • the above chemical elements are the basic components (basic elements) of the steel in the present embodiment, the basic elements are controlled (contained or restricted), and the chemical composition consisting of iron and unavoidable impurities as the balance is Basic composition.
  • the following chemical elements may be further contained in the steel as necessary.
  • these selection elements are inevitably mixed in the steel (for example, an amount less than the lower limit of the amount of each selection element), the effect in the present embodiment is not impaired.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr as selective elements in order to improve local deformability by, for example, inclusion control or precipitate refinement.
  • V, W, Ni, Cu, Co, Sn, Zr, As may be included.
  • fine carbonitrides are preferably generated.
  • the addition of Ti, Nb, V, W, and Cu is effective, and the steel sheet may contain one or more of these as required.
  • the Ti amount is 0.001% or more, the Nb amount is 0.001% or more, the V amount is 0.001% or more, and the W amount is It is desirable that 0.001% or more and the amount of Cu be 0.001% or more.
  • the amount is limited to 0.2% or less, the Nb amount is 0.2% or less, the V amount is 1.0% or less, the W amount is 1.0% or less, and the Cu amount is limited to 2.0% or less.
  • the lower limits of the amounts of Ti, Nb, V, W and Cu are all 0%.
  • the B content is preferably 0.0001% or more
  • the Mo content and the Cr content are 0.001% or more
  • the As content is 0.0001% or more.
  • the upper limit of B amount is 0.005%
  • the upper limit of Mo amount is 1.0%
  • the upper limit of Cr amount is 2.0%
  • the upper limit of As amount is limited to 0.50%.
  • Mg, REM (Rare Earth Metal), and Ca are important selection elements for controlling the inclusions to be harmless and improving the local deformability of the steel sheet. Therefore, if necessary, one or more of Mg, REM, and Ca may be added to the steel.
  • the lower limit of each chemical element is preferably 0.0001%.
  • the upper limit of the amount of each chemical element is 0.010% or less for Mg, 0.1% or less for REM, The amount of Ca is limited to 0.010% or less.
  • the lower limits of the amounts of Mg, REM and Ca are all 0%.
  • Ni, Co, Sn, and Zr are selective elements that increase the strength, and if necessary, one or more of these chemical elements may be added to the steel.
  • the Ni amount is 0.001% or more
  • the Co amount is 0.0001% or more
  • the Sn amount is 0.0001% or more
  • the Zr amount is 0.0001% or more.
  • the Ni content is 2.0% or less
  • the Co content is 1.0% or less
  • Sn is 1.0% or less
  • the amount is limited to 0.2% or less
  • the Zr amount is limited to 0.2%.
  • the lower limits of the amounts of Ni, Co, Sn and Zr are all 0%.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment includes the above-described basic element, and the balance is selected from the chemical composition composed of Fe and inevitable impurities, or the above-described basic element and the above-described selective element. It has at least one kind, and the balance has a chemical composition consisting of iron and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may be surface-treated.
  • surface treatment such as electroplating, hot dipping, vapor deposition plating, alloying treatment after plating, organic film formation, film lamination, organic / inorganic salt treatment, non-chromate treatment (non-chromate treatment)
  • the rolled steel sheet may be provided with various coatings (film or coating).
  • the hot-rolled steel sheet may have a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on its surface. Even if the hot-rolled steel sheet is provided with the above-described coating, the local deformability can be sufficiently maintained.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, but may be, for example, 1.5 to 10 mm, or 2.0 to 10 mm.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited, and for example, the tensile strength may be 440 to 1500 MPa.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can be applied to all uses of high-strength steel sheets, and the local deformability such as bending workability and hole expansibility of the high-strength steel sheets is dramatically improved.
  • the direction of bending the hot-rolled steel sheet is not particularly limited because it varies depending on the processed parts.
  • the same characteristics are obtained in any bending direction, and the hot-rolled steel sheet can be applied to composite forming including processing modes such as bending, stretching, and drawing.
  • the production method preceding hot rolling is not particularly limited.
  • various secondary refining can be performed subsequent to smelting and refining in a blast furnace, electric furnace, converter, etc., and steel satisfying the above chemical composition can be melted to obtain steel (molten steel).
  • the steel can be cast by a casting method such as a normal continuous casting method, an ingot method, or a thin slab casting method.
  • the steel may be once cooled to a low temperature (for example, room temperature) and reheated, and then the steel may be hot-rolled, or the steel immediately after casting (cast slab) may be continuously It may be hot rolled.
  • the austenite grain size before finish rolling is small, and if the average austenite grain size before finish rolling is 200 ⁇ m or less, it is effective to obtain sufficient local deformability.
  • rough rolling in order to obtain the average austenite grain size before finish rolling of 200 ⁇ m or less, rough rolling (first step) in a temperature range of 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less (preferably 1150 ° C. or less) is used.
  • the steel may be rolled once or more at a rolling reduction of 40% or more by hot rolling.
  • the finer austenite grains can be obtained. For example, it is desirable to control to an average austenite grain size of 100 ⁇ m or less in rough rolling. In order to perform this grain size control, rolling with a rolling reduction of 40% or more in one pass is performed twice (two passes) or more. Good. However, in rough rolling, by reducing the reduction rate of one pass to 70% or less, or limiting the number of reductions (number of passes) to 10 times or less, the concern about the decrease in temperature and excessive generation of scale is reduced. Can be made. Therefore, in rough rolling, the rolling reduction of one pass may be 70% or less, and the number of rolling (number of passes) may be 10 or less. Thus, reducing the austenite grain size before finish rolling promotes recrystallization of austenite in subsequent finish rolling, and is effective in improving local deformability.
  • the austenite grain boundary after rough rolling that is, before finish rolling
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the cross section of the plate piece collected from the steel plate obtained by cooling is etched to make the austenite grain boundary in the microstructure stand up and measured with an optical microscope.
  • the particle size of austenite is measured by image analysis or a cutting method with respect to 20 or more fields of view at a magnification of 50 times or more, and each austenite particle size is averaged to obtain an average austenite particle size.
  • the sheet bars may be joined and finish rolling may be performed continuously.
  • the coarse bar may be wound once in a coil shape, stored in a cover having a heat retaining function as necessary, and rewound again before joining.
  • the finish rolling after the rough rolling is performed according to the following formula 7 depending on the chemical composition (mass%) of the steel. Rolling is controlled based on a determined temperature T1 (° C.).
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] + 350 ⁇ [Nb] + 250 ⁇ [Ti] + 40 ⁇ [B] + 10 ⁇ [Cr] + 100 ⁇ [Mo] + 100 ⁇ [V] (Formula 7 )
  • [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo], and [V] are C, N, It is a mass percentage of Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo and V amount.
  • the amount of chemical element (chemical component) not included in Equation 7 is calculated as 0%. Therefore, in the basic composition containing only the above basic components, the following formula 8 may be used instead of the above formula 7.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] (Formula 8)
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn]
  • Formula 8 it is necessary to set the temperature calculated by Formula 7 instead of the temperature calculated by Formula 8 to T1 (° C.).
  • T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower preferably a temperature range of T1 + 50 ° C. and T1 + 100 ° C. or lower
  • a large reduction ratio In the temperature range of Ar 3 ° C or higher and lower than T1 + 30 ° C, the rolling reduction is limited to a small range (including 0%).
  • the local deformability of the final product can be enhanced.
  • a large rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less and limiting the rolling reduction in a temperature range of Ar 3 ° C. or more and less than T1 + 30 ° C., in a thickness range of 5/8 to 3/8.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group and the pole density of the crystal orientation ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in a central part of a certain plate thickness are sufficiently controlled to localize the final product. Deformability is dramatically improved.
  • This temperature T1 itself has been determined empirically.
  • the present inventors have empirically found through experiments that the temperature range in which recrystallization in the austenite region of each steel can be promoted can be determined based on the temperature T1.
  • T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less is 50% or more.
  • the cumulative rolling reduction is desirably 70% or more from the viewpoint of promoting recrystallization due to strain accumulation.
  • the cumulative rolling reduction may be 90% or less.
  • a large reduction pass with a reduction ratio of 30% or more in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less is included. So that finish rolling is controlled.
  • finish rolling at a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower, at least one reduction of a reduction ratio of 30% or more is performed.
  • the reduction rate of the final pass in this temperature range is 30% or more, that is, the final pass is a large reduction pass.
  • the final two-pass rolling reduction is preferably 30% or more.
  • the rolling reduction of the large rolling pass (1 pass) is preferably 40% or more.
  • it is good that the rolling reduction of a large rolling down pass (1 pass) is 70% or less.
  • a more uniform recrystallized austenite can be obtained by suppressing the temperature rise (for example, 18 ° C. or lower) of the steel sheet between each rolling pass.
  • the cumulative reduction ratio is 30% or less.
  • the rolling reduction in the temperature range of Ar 3 ° C. or higher and less than T1 + 30 ° C. is large, the recrystallized austenite grains expand and local deformability deteriorates. That is, in the manufacturing conditions according to this embodiment, the austenite is uniformly and finely recrystallized in finish rolling to control the texture and r value of the hot rolled product and improve local deformability such as hole expandability and bendability. can do.
  • the finally obtained hot-rolled steel sheet has an average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of 1.0 or more and 6.5 or less in the center portion of the plate thickness. It does not satisfy at least one of certain conditions, that is, the pole density of crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is 1.0 or more and 5.0 or less.
  • finish rolling when rolling is performed in a temperature range higher than T1 + 200 ° C.
  • the rolling reduction can be obtained by actual results or calculation from measurement of rolling load or sheet thickness.
  • the rolling temperature (for example, each of the above temperature ranges) can be measured by an inter-stand thermometer, or can be calculated by a calculation simulation considering processing heat generation from line speed, rolling reduction, etc. (both actual measurement and calculation) It can be obtained by performing.
  • the reduction ratio in one pass is the amount of reduction in one pass with respect to the inlet plate thickness before passing through the rolling stand (difference between the inlet plate thickness before passing through the rolling stand and the outlet plate thickness after passing through the rolling stand). The percentage.
  • the cumulative reduction ratio is based on the inlet plate thickness before the first pass in rolling in each of the above temperature ranges, and the cumulative reduction amount relative to this reference (the inlet plate thickness before the first pass in rolling in each of the above temperature ranges and the above mentioned It is a percentage of the difference between the outlet plate thickness after the final pass in rolling in each temperature range.
  • the Ar 3 temperature is obtained by the following formula 9.
  • Ar 3 879.4 ⁇ 516.1 ⁇ [C] ⁇ 65.7 ⁇ [Mn] + 38.0 ⁇ [Si] + 274.7 ⁇ [P] (Formula 9)
  • the hot rolling (finish rolling) performed as described above, when the hot rolling is finished at a temperature lower than Ar 3 (° C.), the steel is rolled in a two-phase region (two-phase temperature region) of austenite and ferrite. For this reason, the accumulation of crystal orientations in the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups becomes strong, and as a result, the local deformability is significantly deteriorated.
  • the rolling end temperature of finish rolling is T1 ° C. or higher, the amount of strain in the temperature range of T1 ° C. or lower can be reduced to further reduce anisotropy, and as a result, the local deformability can be further increased. . Therefore, the finish temperature of finish rolling may be T1 ° C. or higher.
  • the cooling (primary cooling) after the last large rolling reduction (rolling at the rolling stand) in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less greatly affects the crystal grain size of the final product.
  • this cooling makes it possible to control the crystal grains to have an equiaxed (uniform size) microstructure with few coarse grains.
  • the final reduction pass in the hot rolling in the hot rolling is a reduction (pass) of a reduction rate of 30% or more in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less).
  • Tf in Equation 11 is the temperature (° C.) of the steel plate when the final pass of the large reduction pass is completed, and P1 is the reduction rate (%) in the final pass of the large reduction passes.
  • operability for example, controllability of shape correction and secondary cooling
  • primary cooling is preferably performed between rolling stands.
  • the waiting time t exceeds the value on the right side of Formula 10 (2.5 ⁇ t1), the recrystallization is almost completed, but the crystal grains grow significantly and the crystal grain size increases. And the elongation decreases. Therefore, the waiting time t is 2.5 ⁇ t1 seconds or less.
  • t1 0.001 ⁇ ((Tf ⁇ T1) ⁇ P1 / 100) 2 ⁇ 0.109 ⁇ ((Tf ⁇ T1) ⁇ P1 / 100) +3.1 (Formula 11)
  • the waiting time t By further limiting the waiting time t to less than t1 seconds, crystal grain growth can be significantly suppressed.
  • the volume average diameter of the final product can be controlled to 4 ⁇ m or less. As a result, even if recrystallization does not proceed sufficiently, the elongation of the steel sheet can be sufficiently improved, and at the same time, fatigue characteristics can be improved.
  • the volume average diameter (for example, more than 4 ⁇ m) is increased as compared with the case where the waiting time t is less than t1 seconds. Since the recrystallization proceeds sufficiently and the crystal orientation is randomized, the elongation of the steel sheet can be sufficiently improved, and at the same time, the isotropic property can be greatly improved.
  • the primary cooling described above can be performed between the rolling stands or after the last rolling stand. That is, after primary cooling, a low rolling reduction (for example, 30% or less (or less than 30%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher (for example, Ar 3 (° C) to T1 + 30 (or Tf) (° C)) )) Rolling may be performed.
  • a low rolling reduction for example, 30% or less (or less than 30%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher (for example, Ar 3 (° C) to T1 + 30 (or Tf) (° C))
  • Rolling may be performed.
  • the change in cooling temperature which is the difference between the steel plate temperature (steel temperature) at the start of cooling in primary cooling and the steel plate temperature (steel temperature) at the end of cooling, is preferably 40 ° C. or higher and 140 ° C. or lower. Further, it is desirable that the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less. If this cooling temperature change is 40 ° C. or higher, the grain growth of recrystallized austenite grains can be further suppressed. If the change in cooling temperature is 140 ° C. or less, recrystallization can proceed more sufficiently, and the pole density can be further improved.
  • the cooling temperature change by limiting the cooling temperature change to 140 ° C or lower, not only can the temperature of the steel sheet be controlled relatively easily, but also variant selection (avoidance of variant restrictions) can be controlled more effectively, further improving the texture development. It can also be suppressed. Therefore, in this case, the isotropic property can be further increased, and the orientation dependency of workability can be further reduced. Furthermore, when the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less, a more sufficient cooling effect can be obtained. By this cooling effect, crystal grain growth can be suppressed and an increase in austenite grain size can be further suppressed. Moreover, it is desirable that the average cooling rate in primary cooling is 50 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the primary cooling is 50 ° C./second or more, the grain growth of the recrystallized austenite grains can be further suppressed.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly required, but the average cooling rate may be 200 ° C./second or less from the viewpoint of the plate shape.
  • the steel is cooled at an average cooling rate of 10 to 100 ° C./second (secondary cooling) to a temperature T3 in the range of 630 ° C. or higher and 800 ° C. or lower, which is near the nose of the pro-eutectoid ferrite region. Thereafter, the steel is held in a temperature range of 630 ° C. or more and 800 ° C. or less for 1 second or more and 20 seconds or less, or 20 ° C./second or less from temperature T3 to a temperature in the range of less than T3 and 550 ° C. or more. Slowly cool at an average cooling rate. By such temperature control, a sufficient amount of ferrite can be easily obtained.
  • the crystal grains can be refined by cooling to 630 ° C. or higher and 800 ° C. or lower at an average cooling rate of 10 ° C./second or higher.
  • the holding time exceeds 20 seconds, the ferrite fraction becomes too high and the strength decreases.
  • the holding time is less than 1 second, the amount of ferrite produced is insufficient.
  • the temperature at which slow cooling is stopped is lower than 550 ° C., or if the cooling stop temperature before holding or slow cooling is less than 630 ° C., pearlite transformation may occur. Therefore, the temperature at which slow cooling is stopped is set to 550 ° C. or higher, and the cooling stop temperature before holding or slow cooling is set to 630 ° C. or higher.
  • the steel is cooled and wound up to a temperature within the range of 350 to 500 ° C.
  • the coil (steel) thus wound is subjected to a temperature range control in which the coil (steel) is held in a range of 350 to 500 ° C. for 30 to 300 minutes, and then the coil is air-cooled.
  • the coiling temperature exceeds 500 ° C.
  • the bainite transformation proceeds excessively.
  • the coiling temperature is lower than 350 ° C., the bainite transformation is excessively suppressed, and the stabilization of residual austenite due to C concentration is not sufficient.
  • martensitic transformation occurs during air cooling, and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained.
  • the holding time at 350 ° C. to 500 ° C. is less than 30 minutes, the progress of bainite transformation is not sufficient and the retained austenite fraction decreases.
  • the holding time exceeds 300 minutes cementite precipitates or the precipitated cementite grows, so that the desired retained austenite fraction cannot be obtained.
  • the temperature change rate of the coil is -40 ° C./h or more and 40 ° C./h or less in this temperature range control, the temperature change in the coil is gradual, so the material in the coil is controlled more uniformly. be able to.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent local deformability can be obtained by the manufacturing method as described above.
  • This skin pass rolling it is possible to prevent stretcher strain generated during processing and to correct the steel plate shape.
  • surface treatment such as electroplating, hot dipping, vapor deposition, alloying after plating, organic film formation, film lamination, organic / inorganic salt treatment, non-chromic treatment, etc. is applied to the obtained hot-rolled steel sheet.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the hot-rolled steel sheet. Even when the above surface treatment is performed, the local deformability can be sufficiently maintained.
  • FIG. 6 shows a flowchart showing an outline of a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • Tables 7 to 9 show the feature points and mechanical properties of the microstructure (including the texture).
  • ⁇ , F, B, M, and P represent the area ratios of retained austenite, ferrite, bainite, martensite, and pearlite, respectively.
  • f 20 , d V and ⁇ MA indicate the percentage of the area ratio of crystal grains (coarse grains) exceeding 20 ⁇ m, the volume average diameter of crystal grains, and the standard deviation of the above-mentioned distance L MA , respectively.
  • the hole expansion rate ⁇ of the final product and the critical bending radius (d / RmC) by 90 ° V-bending were used.
  • the tensile test (measurement of TS and EL), the bending test, and the hole expansion test were compliant with JIS Z 2241, JIS Z 2248 (V block 90 ° bending test), and the iron standard JFS T1001, respectively.
  • JIS Z 2241 JIS Z 2248
  • JFS T1001 the iron standard JFS T1001
  • Production No. Nos. 1 to 14 and 25 to 34 satisfy the conditions of the present invention. Then, d / RmC, TS ⁇ ⁇ , and TS ⁇ EL of the obtained steel plate were excellent. In addition, d / RmC, TS ⁇ ⁇ , and TS ⁇ EL were further improved by further optimizing the manufacturing conditions. On the other hand, production No. In 15 to 24 and 35, the conditions of the present invention were not satisfied, so at least one of d / RmC, TS ⁇ ⁇ , and TS ⁇ EL of the obtained steel sheet was not sufficient.
  • TRIP steel a hot-rolled steel sheet having excellent local deformability, less orientation dependency of formability, and excellent ductility, and a manufacturing method thereof are provided.

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Abstract

　この熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下を含有し、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上かつ４．０％以下であり、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、ミクロ組織が、面積率で、残留オーステナイトを２％以上かつ３０％以下、フェライトを２０％以上かつ５０％以下、ベイナイトを１０％以上かつ６０％以下含み、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．１０以下であり、かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．１０以下である。

Description

熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、曲げ性、伸びフランジ性、バーリング加工性、穴拡げ性などの局部変形能に優れ、かつ成形性の方位依存性が少なく、かつ延性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関する。特に、本発明は、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）現象を利用した鋼板に関する。
　本願は、２０１１年３月２８日に、日本に出願された特願２０１１－０７０７２５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。したがって、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるには、バーリング加工のための局部変形能を改善しなければならない。
　しかしながら、一般的に鋼板の強度を高めると、成形性が低下し、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対して、非特許文献１には、鋼板にオーステナイトを残留させ均一伸びを確保する方法が開示されている。
　加えて、この非特許文献１では、曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に求められる局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されている。また、介在物を制御し、ミクロ組織を単一の組織に制御し、ミクロ組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や穴拡げ加工に効果的であることが非特許文献２に開示されている。
　延性と強度とを両立させるために、熱間圧延後の冷却制御により金属組織制御を行い、析出物および変態組織を制御することでフェライトとベイナイトの適切な分率を得る技術も非特許文献３に開示されている。しかし、いずれの方法も組織制御（分類上のミクロ組織の制御）に頼った局部変形能の改善方法であるため、局部変形能がべース組織に大きく影響されてしまう。
　一方、非特許文献４には、連続熱間圧延工程に於ける圧下量を増加させて熱延鋼板の材質を改善する技術が開示されている。このような技術は、いわゆる、結晶粒微細化の技術であり、非特許文献４では、オーステナイト域内の極力低温で大圧下を行い、未再結晶オーステナイトからフェライトに変態させることで製品の主相であるフェライトの結晶粒を微細化し、強度及び靭性を高めている。しかし、非特許文献４に開示された製法では、局部変形能及び延性の改善について一切配慮されていない。
　上述のように、高強度鋼板の局部変形能を改善するために、主に介在物を含む組織制御が行われていた。
　また、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、強度と延性とのバランスが必要である。このような要求に対して、これまでに残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。
　しかしながら、ＴＲＩＰ鋼は、強度、延性に優れるものの、一般に穴拡げ性などの局部変形能が低いという特徴点がある。したがって、このＴＲＩＰ鋼を、例えば足回り部品の高強度鋼板として用いるには、穴拡げ性などの局部変形能を改善しなければならない。
日本国特開昭６１－２１７５２９号公報 日本国特開平５－５９４２９号公報
高橋、新日鉄技報（２００３）Ｎｏ．３７８、ｐ．７ 加藤ら、製鉄研究（１９８４）ｖｏｌ．３１２、ｐ．４１ Ｋ．Ｓｕｇｉｍｏｔｏ　ｅｔ　ａｌ．、ＩＳＩＪ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ（２０００）Ｖｏｌ．４０、ｐ．９２０ 中山製鋼所　ＮＦＧ製品紹介　ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｎａｋａｙａｍａ－ｓｔｅｅｌ．ｃｏ．ｊｐ／ｍｅｎｕ／ｐｒｏｄｕｃｔ／ｎｆｇ．ｈｔｍｌ
　本発明は、ＴＲＩＰ鋼において、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性が少ない延性に優れた高強度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。また、熱間圧延によって集合組織を制御し、熱延鋼板の異方性を改善する高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼のうち、所定の結晶方位の極密度が適切に制御されると、局部変形能が向上することを見出した。また、本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼の化学成分及び製造条件を最適化し、鋼板のミクロ組織を制御することによって、局部変形能及びその他の機械的特性に優れた鋼板の製造に成功した。
　本発明の主旨は、以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板では、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ４．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記鋼板の化学組成では、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上かつ４．０％以下であり、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、前記鋼板のミクロ組織に、複数の結晶粒が存在し、このミクロ組織が、面積率で、残留オーステナイトを２％以上かつ３０％以下、フェライトを２０％以上かつ５０％以下、ベイナイトを１０％以上かつ６０％以下含み、前記ミクロ組織では、面積率で、パーライトが２０％以下、マルテンサイトが２０％以下に制限され、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．１０以下であり、かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．１０以下である。
　（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記鋼板の化学組成が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下から選択される１種以上を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、前記結晶粒の体積平均径が１μｍ以上かつ４μｍ以下であってもよい。
　（４）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、前記｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であってもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記複数の結晶粒のうち、２０μｍを超える結晶粒の面積割合が１０％以下に制限されていてもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記残留オーステナイト及び前記マルテンサイトのうち、少なくとも１００個の結晶粒に対する互いにもっとも近い結晶粒間の距離ＬＭＡの標準偏差が５μｍ以下であってもよい。
　（７）本発明の一態様に係る熱延鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ４．０％以下を含有し、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上かつ４．０％以下である化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；下記式１により算出される温度をＴ１℃とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ３℃以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が式２を満たすように、前記鋼に対して一次冷却を行い；６３０℃以上かつ８００℃以下の範囲の温度Ｔ３まで１０～１００℃／秒の平均冷却速度で前記鋼を冷却し；６３０℃以上かつ８００℃以下の温度範囲内に１秒以上かつ２０秒以下前記鋼を保持、もしくは、前記温度Ｔ３から前記温度Ｔ３未満かつ５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で前記鋼を徐冷し；３５０～５００℃の温度範囲で前記鋼を巻き取り；３５０～５００℃の温度範囲内に前記鋼を３０～３００分保持する温度範囲制御を行った後、前記鋼を空冷する。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　　　　（式１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ及びＭｎ量の質量百分率である。
　ｔ≦２．５×ｔ１　　　（式２）
　ここで、ｔ１は下記式３で表される。
　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　　　　（式３）
　ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
　（８）上記（７）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記鋼は、前記化学組成として、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下から選択される１種以上を含有し、前記式１により算出される温度の代わりに下記式４により算出される温度を前記Ｔ１としてもよい。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］　　　　（式４）
　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ量の質量百分率である。
　（９）上記（７）または（８）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、さらに前記ｔ１を用いた下記式５を満たしてもよい。
　ｔ＜ｔ１　　　　　　　　　　（式５）
　（１０）上記（７）または（８）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、さらに前記ｔ１を用いた下記式６を満たしてもよい。
　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　　　（式６）
　（１１）上記（７）～（１０）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記一次冷却において、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下であってもよい。
　（１２）上記（７）～（１１）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスが前記大圧下パスであってもよい。
　（１３）上記（７）～（１２）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記温度範囲制御において、温度変化速度が－４０℃／ｈ以上かつ４０℃／ｈ以下であってもよい。
　（１４）上記（７）～（１３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記一次冷却を圧延スタンド間で行ってもよい。
　本発明の上記態様によれば、曲げ性、伸びフランジ性、バーリング加工性、穴拡げ性などの局部変形能に優れ、かつ成形性の方位依存性が少なく、かつ延性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と衝突安全性とを両立することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度とｄ／ＲｍＣ（板厚ｄ／最小曲げ半径ＲｍＣ）の関係を示す。 ｛３３２｝＜１１３＞方位の極密度とｄ／ＲｍＣとの関係を示す。 圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）とｄ／ＲｍＣとの関係を示す。 圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値（ｒ３０）とｄ／ＲｍＣとの関係を示す。 粗圧延における４０％以上の圧延回数と粗圧延のオーステナイト粒径との関係を示す。 本発明の一実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の概略を示すフローチャートである。
　前述のように、従来の知見によれば、穴拡げ性や曲げ性などは、介在物制御、析出物微細化、ミクロ組織の均質化、単相組織制御およびミクロ組織間の硬度差の低減などによって改善されていた。しかし、これらの技術だけでは、主な組織構成を限定せざるを得ない。さらに、高強度化のために、強度上昇に大きく寄与する代表的な元素であるＮｂやＴｉなどを添加した場合には、異方性が極めて大きくなる。そのため、他の成形性因子が犠牲になったり、成形前にブランクを取る方向が限定されてしまったりするなどの問題が生じてしまい、鋼板の用途が限定されてしまう。
　延性を高める技術の一つであるＴＲＩＰ鋼板では、焼鈍の過程において、オーステナイト中のＣを濃化させることによって残留オーステナイトの量やこの残留オーステナイト中のＣ量が増加し、引張り特性が向上する。
　そこで、本発明者らは、このようなＴＲＩＰ鋼板において、穴拡げ性や曲げ加工性を向上させるために、熱延工程におけるミクロ組織の細粒化と集合組織制御とについて調査及び検討を行った。その結果、後述の結晶方位の極密度を制御することで、ＴＲＩＰ鋼板の局部変形能が十分に向上することを明らかにした。また、本発明者らは、特に、圧延方向に垂直な方向のランクフォード値（ｒ値）であるｒＣと、圧延方向と３０°の角度をなす方向のランクフォード値（ｒ値）であるｒ３０とがバランスしている場合には、ＴＲＩＰ鋼板の局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにした。
　以下に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。
　まず、熱延鋼板の結晶方位の極密度について述べる。
　結晶方位の極密度（Ｄ１及びＤ２）：
　本実施形態に係る熱延鋼板では、２種類の結晶方位の極密度として、５／８～３／８の板厚範囲（鋼板の表面から鋼板の板厚方向（深さ方向）に板厚の５／８～３／８の距離だけ離れた範囲）である板厚中央部における圧延方向に平行な板厚断面に対して、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１（以下では、平均極密度と省略する場合がある）と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを制御している。
　本実施形態では、平均極密度は、特に重要な集合組織（ミクロ組織中の結晶粒の結晶方位）の特徴点（方位集積度、集合組織の発達度）である。なお、平均極密度は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である。
　５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における断面に対してＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）またはＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の電子回折強度またはＸ線回折強度の強度比を求め、この各強度比から｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を求めることができる。
　この｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が６．５以下であれば、足回り部品や骨格部品の加工に必要とされるｄ／ＲｍＣ（板厚ｄを最小曲げ半径ＲｍＣ（Ｃ方向曲げ）で除した指標）が１．５以上を満たしうる。この条件は、特に、引張強度ＴＳと、穴拡げ率λと、伸びＥＬとが、足回り部材に必要とされる２つの条件、すなわちＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００を満たすための一条件でもある。さらに、平均極密度が５．０以下であれば、成形性の方位依存性（等方性）の指標である、Ｃ方向曲げの最小曲げ半径ＲｍＣに対する４５°方向曲げの最小曲げ半径Ｒｍ４５の比率（Ｒｍ４５／ＲｍＣ）が低下し、曲げ方向に依存しない高い局部変形能を確保できる。そのため、平均極密度が、６．５以下であるとよく、５．０以下であることが好ましい。より優れた穴拡げ性や小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、平均極密度は、より望ましくは４．０未満であり、さらに一層望ましくは３．０未満である。
　｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が６．５超では、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなる。その結果、特定の方向のみの局部変形能が改善するが、その方向とは異なる方向での局部変形能が著しく劣化する。そのため、図１に示すように、この場合には、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．５を満足できなくなる。
　一方、平均極密度が１．０未満になると、局部変形能の劣化が懸念される。そのため、平均極密度が１．０以上であることが好ましい。
　さらに、同様な理由から、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下である。この条件は、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．５を満足する一条件であり、特に、引張強度ＴＳと、穴拡げ率λと、伸びＥＬとが、足回り部材に必要とされる２つの条件、すなわちＴＳ×λ≧３００００及びＴＳ×ＥＬ≧１４０００をともに満たすための一条件でもある。
　さらに、上記極密度が４．０以下であれば、ＴＳ×λやｄ／ＲｍＣをさらに高めることができる。そのため、上記極密度は、望ましくは４．０以下であり、より望ましくは３．０以下である。この極密度が５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなる。その結果、特定の方向のみの局部変形能が改善するが、その方向とは異なる方向での局部変形能が著しく劣化する。そのため、図２に示すように、この場合には、鋼板がｄ／ＲｍＣ≧１．５を確実に満足できなくなる。
　一方、この極密度が１．０未満になると、局部変形能の劣化が懸念される。そのため、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上であることが好ましい。
　極密度は、Ｘ線ランダム強度比と同義である。Ｘ線ランダム強度比は、特定の方位への集積を持たない標準試料の回折強度（Ｘ線や電子）と、供試材の回折強度とを同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材の回折強度を標準試料の回折強度で除した数値である。この極密度は、Ｘ線回折やＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、または電子チャンネリングを用いて測定することができる。例えば、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度は、これらの方法によって測定された｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を求め、これら極密度を相加平均して得られる。
　Ｘ線回折、ＥＢＳＤ、電子チャンネリングに供する試料については、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚の５／８～３／８の範囲を含む適当な面が測定面となるように試料を調整し、上述の方法に従って極密度を測定すればよい。板幅方向については、１／４もしくは３／４の板厚位置（鋼板の端面から鋼板の板幅の１／４の距離だけ離れた位置）近傍で試料を採取することが望ましい。
　板厚中央部だけでなく、なるべく多くの板厚位置についても、鋼板が上述の極密度を満たすことにより、より一層局部変形能が良好になる。しかしながら、上述の板厚中央部の方位集積が最も強く鋼板の異方性に与える影響が大きいため、この板厚中央部の材質が概ね鋼板全体の材質特性を代表する。そのため、５／８～３／８の板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを規定している。
　ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、上述の方法で試料を採取した時、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。なお、結晶の方位は、通常板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）または｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］は、個々の結晶面を指す。すなわち、本実施形態においては、体心立方構造（ｂｃｃ構造）を対象としているため、例えば、（１１１）、（－１１１）、（１－１１）、（１１－１）、（－１－１１）、（－１１－１）、（１－１－１）、（－１－１－１）の各面は、等価であり区別できない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝面と称する。ＯＤＦ表示は、他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、ＯＤＦ表示では個々の方位を（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示するのが一般的であるが、本実施形態においては、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞と（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］とは同義である。
　圧延方向に対して直角方向のｒ値（ｒＣ）：
　この鋼板のｒ値（ランクフォード値）は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、図３に示すように、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒＣを０．７０以上にすることにより、良好な穴拡げ性及び曲げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒＣが０．７０以上であるとよい。
　ｒＣの上限は、より優れた穴拡げ性及び曲げ性を得るためには、１．１０以下であるとよい。
　圧延方向に対して３０°をなす方向のｒ値（ｒ３０）：
　この鋼板のｒ値（ランクフォード値）は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、図４に示すように、上記各極密度を上記の範囲内にすると同時に、ｒ３０を１．１０以下にすることにより、良好な穴拡げ性及び曲げ性を得ることができることを見出した。そのため、ｒ３０が１．１０以下であるとよい。
　ｒ３０の下限は、より優れた穴拡げ性及び曲げ性を得るためには、１．１０であるとよい。
　上述の各ｒ値については、ＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。通常の高強度鋼板の場合を考慮して、引張ひずみが、５～１５％の範囲内であり、かつ、均一伸びに相当する範囲でｒ値を評価すればよい。
　ところで、一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本実施形態に係る熱延鋼板においては、既述の結晶方位の極密度に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではない。したがって、両方の限定が同時に満たされれば良好な局部変形能を得ることができる。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板の基本的なミクロ組織は、フェライトと、ベイナイトと、残留オーステナイトとからなる。本実施形態では、この基本的なミクロ組織の構成要素に加え（フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの一部の代わりに）、必要に応じてまたは不可避的に、パーライト、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）の１種以上を選択的なミクロ組織の構成要素としてミクロ組織中に含んでいてもよい。なお、本実施形態では、個々のミクロ組織を面積率により評価する。
　フェライト及びベイナイトは、残留オーステナイト中にＣを濃化させるため、ＴＲＩＰ効果による延性の向上に必須である。さらに、フェライト及びベイナイトは、穴拡げ性の向上にも寄与する。開発の狙いの強度レベルにより、フェライトとベイナイトとの分率を変化させることが可能であるが、フェライトを２０％以上かつ５０％以下、ベイナイトを１０％以上かつ６０％以下にすることによって、優れた延性及び穴拡げ性を得ることができる。そのため、フェライトが２０％以上かつ５０％以下であり、ベイナイトが１０％以上かつ６０％以下である。
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって延性、特に一様伸びを高める組織であり、面積率で、２％以上の残留オーステナイトが必要である。また、残留オーステナイトは、加工によってマルテンサイトに変態するため、強度の向上にも寄与する。残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましいが、面積率で３０％超の残留オーステナイトを確保するためには、Ｃ、Ｓｉ量を増加させる必要があり、溶接性や表面性状を損なう。したがって、残留オーステナイトの面積率の上限を３０％以下とする。なお、より一様伸びを高める必要がある場合には、残留オーステナイトが３％以上であることが好ましく、５％以上であることがより好ましく、８％以上であることが最も好ましい。
　また、ミクロ組織が、パーライト及びマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）をそれぞれ２０％含んでもよい。パーライト及びマルテンサイトの量が多くなると、鋼板の加工性及び局部変形能が低下したり、残留オーステナイトを生成させるＣの利用率が低下したりする。そのため、ミクロ組織中において、パーライトを２０％以下に、マルテンサイトを２０％以下に制限する。
　ここで、オーステナイトの面積率は、１／４の板厚位置近傍の板面に平行な面に対してＸ線回折を行い、得られた回折強度から決定することができる。
　また、フェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は、１／８～３／８の板厚範囲（すなわち、１／４の板厚位置が中心になる板厚範囲）を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により観察し、得られた画像から決定することができる。このＦＥ－ＳＥＭ観察では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面になるように試料を採取し、この観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行っている。
　なお、板厚方向について、鋼板表面近傍及び鋼板中心近傍では、それぞれ、脱炭及びＭｎ偏析により鋼板のミクロ組織（構成要素）がその他の部分と大きく異なる場合がある。そのため、本実施形態では、１／４の板厚位置を基準としたミクロ組織の観察を行っている。
　加えて、さらに伸びを向上させる場合には、ミクロ組織中の結晶粒のサイズ、特に、体積平均径を微細化するとよい。さらに、体積平均径を微細化することで、自動車用鋼板などで求められる疲労特性（疲労限度比）が向上する。
　細粒に比べると粗大粒の数が伸びへ与える影響度が高いため、伸びは、個数平均径よりも体積の重み付け平均で算出される体積平均径と強く相関する。そのため、上記の効果を得る場合には、体積平均径が、１～１５μｍ、望ましくは、１～９．５μｍ、さらに望ましくは、１～４μｍであるとよい。
　なお、体積平均径が小さくなると、ミクロオーダーで生じる局部的な歪集中が抑制され、局部変形時の歪を分散することができ、伸び、特に均一伸びが向上すると考えられる。また、体積平均径が小さくなると、転位運動の障壁となる結晶粒界を適切に制御でき、この結晶粒界が転位運動によって生じる繰り返し塑性変形（疲労現象）に作用して、疲労特性が向上する。
　また、以下のように、個々の結晶粒（粒単位）の径を決定することができる。
　パーライトは、光学顕微鏡による組織観察により特定される。また、フェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトの粒単位は、ＥＢＳＤにより特定される。ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ構造）であれば、この領域をオーステナイトと判定する。また、ＥＢＳＤにより判定された領域の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ構造）であれば、この領域をフェライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれかと判定する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイトは、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（登録商標、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法を用いて識別することができる。ＫＡＭ法では、測定データのうちのある正六角形のピクセル（中心のピクセル）とこのピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、もしくはこれら６個のピクセルのさらに外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、もしくはこれら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値に決定し、このような操作をピクセル全体に対して行う。このＫＡＭ法による計算を粒界を超えないように行うことにより、粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは、粒内の局所的な方位変化に基づく歪みの分布を表している。
　本実施形態では、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（登録商標）において、第三近似により隣接するピクセル間の方位差を計算する。フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びオーステナイトの粒径は、例えば、１５００倍の倍率で０．５μｍ以下の測定ステップで上述の方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が１５°を超える位置を粒境界（この粒境界は、必ずしも、一般的な粒界とは限らない）として定め、その円相当径を算出することにより得られる。ミクロ組織中にパーライトが含まれる場合には、光学顕微鏡によって得られた画像に対して、二値化処理、切断法等の画像処理法を適用することによりパーライトの結晶粒径を算出することができる。
　このように定義された結晶粒（粒単位）では、円相当半径（円相当径の半値）をｒとした場合に個々の粒の体積が４×π×ｒ３／３により得られ、この体積の重み付け平均により体積平均径を求めることができる。
　また、下記の粗大粒の面積率は、この方法により得られた粗大粒の面積率を測定対象の面積で除することにより得ることができる。
　加えて、下記の距離ＬＭＡは、上記の方法（但し、ＥＢＳＤが可能なＦＥ－ＳＥＭ）により得られた、オーステナイトとオーステナイト以外の粒との間の境界と、マルテンサイトとマルテンサイト以外の粒との間の境界とを使用して決定することができる。
　更に、曲げ性をより改善する場合には、ミクロ組織の全構成要素について、単位面積当たりに粒径が２０μｍを超える粒（粗大粒）が占める面積の割合（粗大粒の面積率）を１０％以下に制限するとよい。粒径の大きな粒が増えると、引張強度が小さくなり、局部変形能も低下する。したがって、なるべく結晶粒を細粒にすることが好ましい。加えて、全ての結晶粒が均一かつ等価に歪を受けることにより曲げ性が改善されるため、粗大粒の量を制限することにより、局部的な結晶粒の歪を抑制することができる。
　また、曲げ性、伸びフランジ性、バーリング加工性、穴拡げ性などの局部変形能をさらに向上させるためには、残留オーステナイトやマルテンサイト等の硬質組織が分散しているほうが好ましい。そのため、残留オーステナイト及びマルテンサイトの粒のうち、互いにもっとも近い結晶粒（残留オーステナイトもしくはマルテンサイト）間の距離ＬＭＡ[μｍ]の標準偏差を５μｍとしてもよい。この場合、少なくとも１００個の残留オーステナイト及びマルテンサイトの粒について、距離ＬＭＡを測定し、距離ＬＭＡの標準偏差を得るとよい。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分（化学元素）の限定理由について述べる。ここでは、各化学成分の含有量の「％」は、「質量％」である。
　Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下
　Ｃは、高強度を確保し、かつ残留オーステナイトを確保するために必須である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．０２％以上のＣ量が必要となる。一方、鋼板がＣを過剰に含有すると、溶接性を損なうため、Ｃ量の上限を０．５％以下とした。強度と伸びとをより向上させる場合には、Ｃ量が、０．０５％以上であることが好ましく、０．０６％以上であることがより好ましく、０．０８％以上であることが最も好ましい。また、より溶接性を向上させる場合には、Ｃ量が、０．４５％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．００１％以上かつ４．０％以下
　Ｓｉは脱酸剤であり、鋼中に０．００１％以上のＳｉを含むことが好ましい。また、Ｓｉは、熱間圧延後の温度制御時にフェライトを安定化させ、かつ、巻き取り後（ベイナイト変態時）のセメンタイト析出を抑制する。そのため、Ｓｉは、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ｓｉ量が多いほどその効果は大きくなるが、Ｓｉを過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などが劣化する。そのため、Ｓｉ量の上限を４．０％以下とする。安定な残留オーステナイトを得る効果をＳｉによって十分発現させる場合には、Ｓｉ量が、０．０２％以上であることが好ましく、０．２０％以上であることがより好ましく、０．５０％以上であることが最も好ましい。また、表面性状、塗装性、溶接性などをさらに確保する場合には、Ｓｉ量が、３．５％以下であることが好ましく、３．０％以下であることがより好ましい。
　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、鋼中に０．００１％以上のＭｎを含む必要がある。一方、Ｍｎを鋼中に過剰に添加すると、延性を損なうため、Ｍｎ量の上限を４．０％とする。より高い焼入れ性を確保するためには、Ｍｎ量が、０．１％以上であることが好ましく、０．５％以上であることがより好ましく、１．０％以上であることが最も好ましい。また、より高い延性を確保する場合には、Ｍｎ量が、３．８％以下であることが好ましく、３．５％以下であることがより好ましい。
　Ｐ：０．１５％以下
　Ｐは不純物であり、Ｐを過剰に鋼中に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量の上限を０．１５％以下とする。なお、Ｐは、固溶強化元素として作用するが、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｐ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｐ量の下限は、０．００１％であってもよい。延性及び溶接性をより高める場合には、Ｐ量が、０．１２％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがより好ましい。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは不純物であり、Ｓを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴拡げ性などの成形性が劣化する。したがって、Ｓ量の上限を０．０３％とする。なお、Ｓは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｓ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｓ量の下限は、０．０００５％であってもよい。延性及び穴拡げ性をより高める場合には、Ｓ量が、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがより好ましい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏ（酸素）は不純物であり、Ｏ量が０．０１％を超えると、延性が劣化する。したがって、Ｏ量の上限を０．０１％とする。なお、Ｏは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｏ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｏ量の下限は、０．０００５％であってもよい。
　Ａｌ：０．００１％以上かつ４．０％以下
　Ａｌは脱酸剤であり、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、鋼中に０．００１％以上のＡｌを含むことが好ましい。また、Ａｌは、熱間圧延後の温度制御時にフェライトを安定化させ、かつ、ベイナイト変態時のセメンタイト析出を抑制する。そのため、Ａｌは、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。Ａｌ量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性が劣化する。そのため、Ａｌ量の上限を２．０％とする。安定な残留オーステナイトを得る効果をＡｌによって十分に発現させる場合には、Ａｌ量が、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１％以上であることがより好ましい。また、表面性状、塗装性、溶接性などをさらに確保する必要がある場合には、Ａｌ量が、３．５％以下であることが好ましく、３．０％以下であることがより好ましい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、不純物であり、Ｎ量が０．０１％を超えると延性が劣化する。したがって、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。なお、Ｎは、不可避的に鋼中に含まれるため、Ｎ量の下限は、特に制限する必要がなく、０％である。また、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｎ量の下限は、０．０００５％であってもよい。より延性を高める場合には、Ｎ量が０．００５％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％以上かつ４．０％以下
　これらの元素は、上述のように、脱酸剤である。また、Ｓｉ、Ａｌの両方とも、熱間圧延後の温度制御時にフェライトを安定化させ、かつ、巻き取り後（ベイナイト変態時）のセメンタイト析出を抑制する。そのため、これらの元素は、オーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する。したがって、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上であることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に鋼中に添加すると、表面性状、塗装性、溶接性などが劣化するので、Ｓｉ量とＡｌ量との合計を４．０％以下とする。表面性状、塗装性、溶接性などをさらに確保する場合には、この合計が、３．５％以下であることが好ましく、３．０％以下であることがより好ましい。
　以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部の鉄の一部の代わりに）、本実施形態では、さらに、必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板が、例えば介在物制御や析出物微細化により局部変形能を向上させるために、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓのうちいずれか１種以上を含有しても構わない。
　更に、析出強化によって強度を得る場合、微細な炭窒化物を生成させるとよい。析出強化を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕの添加が有効であり、必要に応じて、鋼板がこれらの１種以上を含有しても構わない。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕの添加でこの効果を得るためには、Ｔｉ量は０．００１％以上、Ｎｂ量は０．００１％以上、Ｖ量は０．００１％以上、Ｗ量は０．００１％以上、Ｃｕ量は０．００１％以上であることが望ましい。ただし、これらの化学元素を過度に鋼中に添加しても、強度上昇が飽和してしまうことに加え、熱延後の再結晶が抑制されて結晶方位の制御が困難になることから、Ｔｉ量を０．２％以下、Ｎｂ量を０．２％以下、Ｖ量を１．０％以下、Ｗ量を１．０％以下、Ｃｕ量を２．０％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ及びＣｕの量の下限は、いずれも０％である。
　組織の焼き入れ性を上昇させて第二相制御を行うことで強度を確保する場合、必要に応じたＢ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｓの１種以上の添加が有効である。この効果を得るためには、Ｂ量は０．０００１％以上、Ｍｏ量及びＣｒ量は０．００１％以上、Ａｓ量は０．０００１％以上であることが望ましい。しかし、これらの化学元素の過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Ｂ量の上限を０．００５％、Ｍｏ量の上限を１．０％、Ｃｒ量の上限を２．０％、Ａｓ量の上限を０．５０％に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＡｓの量の下限は、いずれも０％である。
　Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）、Ｃａは、介在物を無害な形態に制御し、鋼板の局部変形能を向上させるために重要な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａのうちいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、それぞれの化学元素の下限は、いずれも０．０００１％であることが望ましい。一方、これらの化学元素を過剰に鋼中に添加すると、清浄度が悪化するため、それぞれの化学元素の量の上限について、Ｍｇ量を０．０１０％以下、ＲＥＭ量を０．１％以下、Ｃａ量を０．０１０％以下に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａの量の下限は、いずれも０％である。
　Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ及びＺｒは強度を上げる選択元素であり、必要に応じて、これらの化学元素のうち１種以上を鋼中に添加してもよい。この場合、Ｎｉ量が０．００１％以上、Ｃｏ量が０．０００１％以上、Ｓｎ量が０．０００１％以上、Ｚｒ量が０．０００１％以上であることが望ましい。しかし、これらの化学元素を過剰に鋼中に添加すると、成形性を失ってしまうので、それぞれの化学元素の上限について、Ｎｉ量を２．０％以下、Ｃｏ量を１．０％以下、Ｓｎ量を０．２％以下、Ｚｒ量を０．２％に制限する。また、合金コストの低減のためには、これらの化学元素を意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ及びＺｒの量の下限は、いずれも０％である。
　以上のように、本実施形態に係る熱延鋼板は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板に表面処理してもよい。例えば、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、めっき後の合金化処理、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理（ノンクロメート処理）等の表面処理を適用することにより、熱延鋼板が各種被膜（フィルムやコーティング）を備えていてもよい。このような例として、熱延鋼板が、その表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。熱延鋼板が上記の被膜を備えていても、局部変形能を十分に維持することができる。
　なお、本実施形態では、熱延鋼板の板厚は、特に制限されないが、例えば、１．５～１０ｍｍであってもよく、２．０～１０ｍｍであってもよい。また、熱延鋼板の強度も、特に制限されず、例えば引張強度が４４０～１５００ＭＰａであってもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、高強度鋼板の用途全般に適用でき、高強度鋼板の曲げ加工性や穴拡げ性などの局部変形能が飛躍的に向上している。
　また、熱延鋼板に対して曲げ加工を施す方向は、加工部品によって異なるため、特に限定されない。本実施形態に係る熱延鋼板では、いずれの曲げ方向においても同様の特性が得られ、熱延鋼板を、曲げ、張り出し、絞り等の加工モードを含む複合成形に適用することができる。
　次に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について述べる。
　優れた局部変形能を実現するためには、異方性が少ない極密度を有する集合組織（未発達の集合組織）を形成させ、ｒＣ及びｒ３０を適切に制御することが重要である。製造された熱延鋼板について、各極密度、ｒＣ及びｒ３０を制御するための製造条件の詳細を以下に記す。
　熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定されない。例えば、高炉や電炉、転炉等による製錬及び精錬に引き続き各種の二次精錬を行って上記の化学組成を満足する鋼を溶製し、鋼（溶鋼）を得ることができる。次いで、この鋼から鋼塊またはスラブを得るために、例えば、通常の連続鋳造法、インゴット法、薄スラブ鋳造法などの鋳造方法で鋼を鋳造することができる。連続鋳造の場合には、鋼を一度低温（例えば、室温）まで冷却し、再加熱した後、この鋼を熱間圧延しても良いし、鋳造された直後の鋼（鋳造スラブ）を連続的に熱間圧延しても良い。なお、鋼（溶鋼）の原料にはスクラップを使用しても構わない。
　局部変形能に優れた高強度熱延鋼板を得るためには、以下の要件を満たすとよい。
　局部変形能を高めるためには、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒径が２００μｍ以下であれば十分な局部変形能を得るために効果的であることが判明した。
　図５に示すように、この２００μｍ以下の仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒径を得るためには、１０００℃以上かつ１２００℃以下（好ましくは１１５０℃以下）の温度範囲での粗圧延（第１の熱間圧延）で４０％以上の圧下率で１回以上鋼を圧延すればよい。
　圧下率および圧下の回数が大きいほど、より微細なオーステナイト粒を得ることができる。例えば、粗圧延において１００μｍ以下の平均オーステナイト粒径に制御することが望ましく、この粒径制御を行うためには、１パスの圧下率が４０％以上の圧延を２回（２パス）以上行うとよい。ただし、粗圧延において、１パスの圧下率を７０％以下に制限したり、圧下回数（パス数）を１０回以下に制限したりすることにより、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念を低下させることができる。そのため、粗圧延において、１パスの圧下率が７０％以下であってもよく、圧下回数（パス数）が１０回以下であってもよい。
　このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶を促進し、局部変形能の改善に有効である。
　これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後の（すなわち、仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が機能することによると推測される。
　粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の鋼（鋼板）を可能な限り大きな冷却速度で急冷することが望ましい。例えば、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で鋼板を冷却する。さらに、冷却して得られたこの鋼板から採取した板片の断面をエッチングしてミクロ組織中のオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率での２０以上の視野に対して、オーステナイトの粒径を、画像解析や切断法にて測定し、各オーステナイト粒径を平均して平均オーステナイト粒径を得る。
　粗圧延後に、シートバーを接合し、連続的に仕上圧延を行ってもよい。その際、粗バーを、一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
　また、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを前述の範囲に制御するための一条件として、粗圧延後の仕上げ圧延（第２の熱間圧延）で、鋼の化学組成（質量％）によって下記の式７のように決められる温度Ｔ１（℃）を基準に圧延を制御する。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］　　（式７）
　なお、この式７では、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ量の質量百分率である。また、式７中に含まれない化学元素（化学成分）の量は、０％として計算する。そのため、上記の基本成分のみを含む基本組成では、上記式７の代わりに、下記式８を使用してもよい。
　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　　（式８）
　また、鋼が選択元素を含む場合には、式８により算出される温度の代わりに式７により算出される温度をＴ１（℃）とする必要がある。
　仕上げ圧延では、上記式７または式８により得られる温度Ｔ１（℃）を基準に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲（望ましくはＴ１＋５０℃かつＴ１＋１００℃以下の温度範囲）では、大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲では、圧下率を小さな範囲（０％を含む）に制限する。上記の粗圧延に加え、このような仕上げ圧延を行うことにより、最終製品の局部変形能を高めることができる。
　Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において大きな圧下率を確保し、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲において圧下率を制限することにより、５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを十分に制御して最終製品の局部変形能が飛躍的に改善される。この温度Ｔ１自体は、経験的に求められている。温度Ｔ１を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進される温度範囲を決定できることを本発明者らは実験により経験的に知見した。さらに良好な局部変形能を得るためには、圧下により多くの量の歪を蓄積することが重要であるため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率は、５０％以上である。さらには、この累積圧下率は、歪蓄積による再結晶促進の観点から７０％以上であることが望ましい。また、累積圧下率の上限を制限することにより、圧延温度をより十分に確保し、圧延負荷をさらに抑制することができる。そのため、累積圧下率が、９０％以下であってもよい。
　さらに、熱延板の均質性を高め、最終製品の伸びと局部延性とを極限まで高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において３０％以上の圧下率の大圧下パスを含むように仕上圧延を制御する。このように、仕上圧延では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において、少なくとも１回の３０％以上の圧下率の圧下が行われる。特に、後述の冷却制御を考慮すると、この温度範囲における最終パスの圧下率は３０％以上である、すなわち、最終パスが大圧下パスであることが好ましい。より高い加工性が要求される場合には、最終の２パスの圧下率をそれぞれ３０％以上とするのがよい。より熱延板の均質性を高める場合には、大圧下パス（１パス）の圧下率が４０％以上であるとよい。また、より良好な鋼板形状を得る場合には、大圧下パス（１パス）の圧下率が７０％以下であるとよい。
　なお、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲において、圧延の各パス間の鋼板の温度上昇（例えば、１８℃以下）を抑制することにより、より均一な再結晶オーステナイトを得ることができる。
　さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧下が終了した後、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満（好ましくは、Ｔ１℃以上かつＴ１＋３０℃未満）の温度範囲での加工量をなるべく少なく抑える。そのため、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率を３０％以下に制限する。この温度範囲において、優れた板形状を確保する場合には１０％以上の累積圧下率が望ましいが、より局部変形能を重視する場合には累積圧下率が１０％以下であることが望ましく、０％であることがより望ましい。すなわち、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲では、圧下を行う必要がなく、圧下を行う場合であっても累積圧下率が３０％以下である。
　また、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での圧下率が大きいと、再結晶したオーステナイト粒が展伸し、局部変形能が劣化する。
　すなわち、本実施形態に係る製造条件では、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織及びｒ値を制御して穴拡げ性や曲げ性といった局部変形能を改善することができる。
　Ａｒ３℃未満の温度範囲で圧延が行われたり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が大きすぎたりすると、オーステナイトの集合組織が発達する。その結果、最終的に得られる熱延鋼板が、その板厚中央部において、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下である条件、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下である条件の少なくとも一方を満足しない。一方、仕上圧延において、Ｔ１＋２００℃よりも高い温度範囲で圧延が行われたり、累積圧下率が小さすぎたりすると、ミクロ組織に粗大粒や混粒が含まれたり、ミクロ組織が混粒になったりする。また、この場合には、２０μｍを超える結晶粒の面積率や体積平均径が増大する。
　ここで、圧下率は、圧延荷重や板厚の測定などから実績または計算により求めることができる。また、圧延温度（例えば、上記各温度範囲）については、スタンド間温度計により実測したり、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーションにより計算したり、その両方（実測及び計算）を行ったりすることによって得ることができる。また、上記において、１パスでの圧下率は、圧延スタンド通過前の入口板厚に対する１パスでの圧下量（圧延スタンド通過前の入口板厚と圧延スタンド通過後の出口板厚との差）の百分率である。累積圧下率は、上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚と上記各温度範囲での圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。さらに、Ａｒ３温度は、以下の式９により求められる。
　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］　　　　（式９）
　以上のように行われる熱間圧延（仕上げ圧延）では、熱間圧延をＡｒ３（℃）未満の温度で終了すると、オーステナイトとフェライトの２相の領域（２相温度域）で鋼が圧延されるため、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群への結晶方位の集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。ここで、仕上圧延の圧延終了温度が、Ｔ１℃以上であると、Ｔ１℃以下の温度範囲における歪量を減らして異方性をより低減でき、その結果、局部変形能をより高めることができる。そのため、仕上圧延の圧延終了温度が、Ｔ１℃以上であってもよい。
　また、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最後の大圧下パス（圧延スタンドでの圧下）後の冷却（一次冷却）は、最終製品の結晶粒径に大きな影響を与える。また、この冷却により、結晶粒を等軸（均一サイズ）で粗大粒が少ないミクロ組織に制御することもできる。
　上記熱間圧延における大圧下パス（上述のように、大圧下パスは、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率の圧下（パス）である）のうちの最終パスの完了から一次冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）が下記の式１０を満たすように、大圧下パスのうちの最終パスに相当する圧延スタンド後に鋼を冷却する。ここで、式１０中のｔ１は、下記式１１により求めることができる。式１１中のＴｆは、大圧下パスの最終パス完了時の鋼板の温度（℃）であり、Ｐ１は、大圧下パスのうちの最終パスでの圧下率（％）である。ここで、操業性（例えば、形状矯正や二次冷却の制御性）を考慮する場合には、一次冷却を圧延スタンド間で行うとよい。
　待ち時間ｔが、式１０の右辺の値（２．５×ｔ１）を超えると、ほとんど再結晶が完了している一方で、結晶粒が著しく成長して結晶粒径が増加するため、ｒ値及び伸びが低下する。そのため、待ち時間ｔは、２．５×ｔ１秒以下である。
　　　ｔ≦２．５×ｔ１　　　　　（式１０）
　　　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　　　　　（式１１）
　待ち時間ｔをｔ１秒未満にさらに限定することで、結晶粒の成長を大幅に抑制することができる。この場合には、最終製品の体積平均径を４μｍ以下に制御しうる。その結果、再結晶が十分に進行していなくても鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
　一方、待ち時間ｔをｔ１秒以上かつ２．５×ｔ１秒以下にさらに限定することで、待ち時間ｔがｔ１秒未満である場合に比べて体積平均径（例えば、４μｍ超）が増加するが、再結晶が十分に進み結晶方位がランダム化するため、鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、等方性を大きく向上させることができる。
　なお、上述の一次冷却は、圧延スタンドの間または最後の圧延スタンドの後に行うことができる。すなわち、一次冷却を行った後、Ａｒ３℃以上（例えば、Ａｒ３（℃）～Ｔ１＋３０（または、Ｔｆ）（℃））の温度範囲で低い圧下率（例えば、３０％以下（または３０％未満））の圧延を行ってもよい。
　一次冷却における冷却開始時の鋼板温度（鋼温度）と冷却終了時の鋼板温度（鋼温度）との差である冷却温度変化は、４０℃以上かつ１４０℃以下であることが望ましい。また、一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であることが望ましい。この冷却温度変化が４０℃以上であれば、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。冷却温度変化が１４０℃以下であれば、より十分に再結晶を進めることができ、極密度をより改善することができる。また、冷却温度変化を１４０℃以下に制限することにより、鋼板の温度を比較的容易に制御できるだけでなく、バリアント選択（バリアント制限の回避）をより効果的に制御でき、集合組織の発達をさらに抑制することもできる。したがって、この場合には、より等方性を高めることができ、加工性の方位依存性をより小さくすることができる。さらに、一次冷却の冷却終了時の鋼板温度Ｔ２がＴ１＋１００℃以下であると、より十分な冷却効果が得られる。この冷却効果により、結晶粒成長を抑制することができ、オーステナイト粒径の増加をさらに抑制することができる。
　また、一次冷却における平均冷却速度が５０℃／秒以上であることが望ましい。この一次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒以上であると、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。一方、平均冷却速度の上限を特に定める必要はないが、板形状の観点から平均冷却速度が２００℃／秒以下であってもよい。
　仕上げ圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である６３０℃以上かつ８００℃以下の範囲の温度Ｔ３まで１０～１００℃／秒の平均冷却速度で鋼を冷却する（二次冷却）。その後、６３０℃以上かつ８００℃以下の温度範囲内に１秒以上かつ２０秒以下前記鋼を保持、もしくは、温度Ｔ３から温度Ｔ３未満かつ５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷する。このような温度制御により、十分な量のフェライトを容易に得ることができる。また、６３０℃以上かつ８００℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することにより結晶粒を微細化することができる。実質的な等温保持処理の場合、保持時間が２０秒を超えると、フェライト分率が高くなりすぎ、強度が低下してしまう。一方、保持時間が１秒未満では、フェライトの生成量が不足してしまう。また、徐冷を停止する温度が５５０℃を下回ったり、保持または徐冷前の冷却停止温度が６３０℃未満であったりすると、パーライト変態が生じてしまう可能性がある。そのため、徐冷を停止する温度は、５５０℃以上とし、保持または徐冷前の冷却停止温度は、６３０℃以上とする。
　さらに、３５０～５００℃の範囲内の温度まで鋼を冷却して巻き取る。この巻き取ったコイル（鋼）を３５０～５００℃の範囲内に３０～３００分保持する温度範囲制御を行った後、このコイルを空冷する。巻き取り温度が、５００℃を超えると、ベイナイト変態が過度に進行する。また、巻き取り温度が、３５０℃を下回ると、ベイナイト変態が過度に抑制され、Ｃ濃化による残留オーステナイトの安定化が十分でない。加えて、この場合には、空冷時にマルテンサイト変態が起こり、十分な残留オーステナイト量が得られない。また、３５０℃～５００℃での保持時間が３０分未満では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイト分率が減少する。一方、保持時間が３００分を超えると、セメンタイトが析出したり、析出したセメンタイトが成長したりするため、目的の残留オーステナイト分率が得られない。さらに、この温度範囲制御においてコイルの温度変化速度が－４０℃／ｈ以上かつ４０℃／ｈ以下であると、コイル内の温度変化が緩やかであるため、コイル内の材質をより均質に制御することができる。
　以上のような製造方法によって、優れた局部変形能を有する熱延鋼板を得ることができる。
　なお、得られた熱延鋼板に、必要に応じてスキンパス圧延を行ってもよい。このスキンパス圧延によって、加工成形時に発生するストレッチャーストレインを防止したり、鋼板形状を矯正したりすることができる。
　なお、得られた熱延鋼板に表面処理してもよい。例えば、得られた熱延鋼板に、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、めっき後の合金化処理、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の表面処理を適用することができる。このような例として、熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。上記の表面処理を行っても、局部変形能を十分に維持することができる。
　参考のため、図６に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の概略を示すフローチャートを示す。
　本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
　表１及び表２に示した化学組成（残部が鉄及び不可避的不純物）を有する鋼ａ～ｔを用いて検討した結果について説明する。これらの鋼を溶製及び鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された鋼を再加熱し、９００℃～１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、表３～６に示される製造条件で熱間圧延（Ａｒ３以上の温度範囲のオーステナイト域）及び温度制御（冷却や保持等）を行い、２～５ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表７～９に、ミクロ組織（集合組織を含む）の特徴点と機械的特性とを示す。なお、表７～９では、γ、Ｆ、Ｂ、Ｍ及びＰは、それぞれ、残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びパーライトの面積率を示す。また、ｆ２０、ｄＶ及びσＭＡは、それぞれ、２０μｍを超える結晶粒（粗大粒）の面積割合の百分率、結晶粒の体積平均径及び上述の距離ＬＭＡの標準偏差を示す。
　局部変形能の指標として、最終製品の穴拡げ率λおよび９０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径（ｄ／ＲｍＣ）を用いた。なお、引張り試験（ＴＳ及びＥＬの測定）、曲げ試験及び穴拡げ試験は、それぞれ、ＪＩＳ　Ｚ ２２４１、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）及び鉄連規格ＪＦＳ　Ｔ１００１に準拠した。また、前述のＥＢＳＤを用いて、板幅方向の１／４の位置における圧延方向に平行な板厚断面の５／８～３／８の領域の板厚中央部に対して０．５μｍピッチで極密度を測定した。また、各方向のｒ値（ｒＣ、ｒ３０）については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）（ＩＳＯ１０１１３（２００６））に準拠し、前述した方法により測定した。
　なお、表１～８の下線は、本発明の条件を満たさない条件を示している。また、製造Ｎｏ．３８では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲内における圧延が３０％以上のパスを含まないため、Ｐ１の値として、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲の圧延における最終パスの圧下率を使用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　製造Ｎｏ．１～１４及び２５～３４は、本発明の条件を満たしており、これらの製造Ｎｏ．では、得られた鋼板のｄ／ＲｍＣ、ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬが優れていた。また、製造条件をさらに最適化することにより、ｄ／ＲｍＣ、ＴＳ×λ及びＴＳ×ＥＬがさらに向上した。
　一方、製造Ｎｏ．１５～２４及び３５では、本発明の条件を満たさなかったため、得られた鋼板のｄ／ＲｍＣ、ＴＳ×λ、ＴＳ×ＥＬの少なくとも１つが十分ではなかった。
　以上、本発明の好ましい実施例を説明したが、本発明はこれら実施例に限定されない。本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。本発明は前述した説明によって限定されることはなく、添付のクレームの範囲によってのみ限定される。
　ＴＲＩＰ鋼において、局部変形能に優れ、かつ成形性の方位依存性が少なく、延性に優れた熱延鋼板とその製法を提供する。

Claims (14)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上かつ４．０％以下
    を含有し、
    　Ｐ：０．１５％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　前記鋼板の化学組成では、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上かつ４．０％以下であり、
    　５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部では、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位の極密度の相加平均で表される極密度である｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ６．５以下であり、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、
    　前記鋼板のミクロ組織に、複数の結晶粒が存在し、このミクロ組織が、面積率で、残留オーステナイトを２％以上かつ３０％以下、フェライトを２０％以上かつ５０％以下、ベイナイトを１０％以上かつ６０％以下含み、前記ミクロ組織では、面積率で、パーライトが２０％以下、マルテンサイトが２０％以下に制限され、
    　圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上かつ１．１０以下であり、かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上かつ１．１０以下である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記鋼板の化学組成では、更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
    から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記結晶粒の体積平均径が１μｍ以上かつ４μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上かつ５．０以下であり、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  5. 　前記複数の結晶粒のうち、２０μｍを超える結晶粒の面積割合が１０％以下に制限されていることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  6. 　前記残留オーステナイト及び前記マルテンサイトのうち、少なくとも１００個の結晶粒に対する互いにもっとも近い結晶粒間の距離ＬＭＡの標準偏差が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以上かつ０．５％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上かつ４．０％以下
    を含有し、
    　Ｐ：０．１５％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下
    に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｓｉ量とＡｌ量との合計が１．０％以上かつ４．０％以下である化学組成を有する鋼に対して、１０００℃以上かつ１２００℃以下の温度範囲で、４０％以上の圧下率のパスを少なくとも１回以上含む第１の熱間圧延を行い、前記鋼の平均オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし；
    　下記式１により算出される温度をＴ１℃とした場合、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲に３０％以上の圧下率の大圧下パスを含み、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が５０％以上であり、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が３０％以下に制限され、圧延終了温度がＡｒ３℃以上である第２の熱間圧延を前記鋼に対して行い；
    　前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が式２を満たすように、前記鋼に対して一次冷却を行い；
    　６３０℃以上かつ８００℃以下の範囲の温度Ｔ３まで１０～１００℃／秒の平均冷却速度で前記鋼を冷却し；
    　６３０℃以上かつ８００℃以下の温度範囲内に１秒以上かつ２０秒以下前記鋼を保持、もしくは、前記温度Ｔ３から前記温度Ｔ３未満かつ５５０℃以上の範囲内の温度まで２０℃／秒以下の平均冷却速度で前記鋼を徐冷し；
    　３５０～５００℃の温度範囲で前記鋼を巻き取り；
    　３５０～５００℃の温度範囲内に前記鋼を３０～３００分保持する温度範囲制御を行った後、前記鋼を空冷する
    ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
    　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　　　　（式１）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ及びＭｎ量の質量百分率である。
    　ｔ≦２．５×ｔ１　　　（式２）
    　ここで、ｔ１は下記式３で表される。
    　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　　　　（式３）
    　ここで、Ｔｆは前記最終パス完了時の前記鋼の摂氏温度であり、Ｐ１は前記最終パスでの圧下率の百分率である。
  8. 　前記鋼は、前記化学組成として、更に、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
    から選択される１種以上を含有し、前記式１により算出される温度の代わりに下記式４により算出される温度を前記Ｔ１とすることを特徴とする請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法。
    　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］　　　　（式４）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］は、それぞれ、前記鋼中のＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ量の質量百分率である。
  9. 　前記待ち時間ｔ秒が、さらに前記ｔ１を用いた下記式５を満たすことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
    　ｔ＜ｔ１　　　　　　　　　　（式５）
  10. 　前記待ち時間ｔ秒が、さらに前記ｔ１を用いた下記式６を満たすことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
    　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　　　（式６）
  11. 　前記一次冷却では、平均冷却速度が５０℃／秒以上であり、冷却開始時の鋼温度と冷却終了時の鋼温度との差である冷却温度変化が４０℃以上かつ１４０℃以下であり、前記冷却終了時の鋼温度がＴ１＋１００℃以下であることを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
  12. 　Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスが前記大圧下パスであることを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
  13. 　前記温度範囲制御では、温度変化速度が－４０℃／ｈ以上かつ４０℃／ｈ以下であることを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
  14. 　前記一次冷却を圧延スタンド間で行うことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
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