WO2012141265A1 - 局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents

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嘉宏 諏訪
和昭 中野
邦夫 林
力 岡本
藤田　展弘
幸一 佐野
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新日本製鐵株式会社
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in local deformability such as bending, stretch flange, and burring, and a method for producing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2011-089250 for which it applied to Japan on April 13, 2011, and uses the content here.
  • Non-Patent Document 2 discloses a method of ensuring uniform elongation even with the same strength by compounding the metal structure of a steel plate.
  • Non-Patent Document 3 discloses that inclusion control, structure unification, and reduction in hardness difference between structures are effective in improving bendability and hole expansibility. This is to improve the hole expanding property by making the tissue a single tissue by the tissue control.
  • Non-Patent Document 4 In order to achieve both strength and ductility, by controlling the metal structure by controlling the cooling after hot rolling (control of precipitates and control of transformation structure), the pro-eutectoid ferrite and bainite, which are soft phases, are appropriately fractionated. The technique obtained by this is disclosed in Non-Patent Document 4.
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving strength, ductility, and hole expandability.
  • Factors that degrade local deformability are “nonuniformity” such as hardness difference between structures, non-metallic inclusions, and developed rolling texture.
  • nonuniformity such as hardness difference between structures, non-metallic inclusions, and developed rolling texture.
  • the factor having the greatest influence is “the hardness difference between structures” disclosed in Non-Patent Document 3.
  • the other dominant factor is the “developed rolling texture” disclosed in Patent Document 1.
  • the present invention improves the local ductility of a high-strength steel sheet by making the steel structure a metal structure having an area ratio of bainite of 95% or more in combination with texture control, and also anisotropy in the steel sheet.
  • the present invention provides a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in local deformability that can be improved and a method for producing the same.
  • the inventors focused on the influence of the texture of the steel sheet, and investigated and studied the influence in detail. As a result, it has been found that if the strength of the orientation of a specific crystal orientation group is controlled, the local deformability is dramatically improved without greatly reducing the elongation and strength.
  • the amount of improvement in local deformability by texture control largely depends on the steel structure, and if the steel structure is a metal structure with an area ratio of bainite of 95% or more, the strength of the steel is ensured. In addition, the present inventors have clarified that the allowance for improving the local deformability can be maximized.
  • the present inventors have found that the size of crystal grains greatly affects the local ductility in a structure in which the strength of the orientation of a specific crystal orientation group is controlled.
  • the definition of crystal grains is very vague and difficult to quantify.
  • the present inventors have found that the problem of crystal grain quantification can be solved by determining the “grain unit” of crystal grains as follows.
  • the “grain unit” of crystal grains defined in the present invention is EBSP (Electron In the analysis of the orientation of the steel sheet by the Back Scattering Pattern), it is determined as follows. That is, in the analysis of the orientation of a steel sheet by EBSP, for example, orientation measurement is performed at a magnification of 1500 times in a measurement step of 0.5 ⁇ m or less, and the position where the orientation difference between adjacent measurement points exceeds 15 ° Boundary. A region surrounded by the boundary is defined as a “grain unit” of crystal grains.
  • the crystal equivalent diameter d is determined for the crystal grains in the grain unit thus determined, and the volume of the crystal grain in each grain unit is obtained by 4 / 3 ⁇ d 3 . And the weighted average of the volume was calculated and the volume average diameter (Mean Volume Diameter) was calculated
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the area ratio of bainite in the metal structure is 95% or more, ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> in the central portion of the thickness which is a thickness range of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate.
  • the ratio of the length dL in the rolling direction to the length dt in the plate thickness direction the ratio of the crystal grains whose dL / dt is 3.0 or less is 50% or more
  • Ti 0.001% or more, 0.20% or less
  • Nb 0.001% or more, 0.20% or less
  • V 0.001% or more, 1.0% or less
  • W A high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability according to [1], containing one or more of 0.001% or more and 1.0% or less.
  • B 0.0001% or more, 0.0050% or less, Mo: 0.001% or more, 1.0% or less, Cr: 0.001% or more, 2.0% or less, Cu: 0.001% or more, 2.0% or less, Ni: 0.001% or more, 2.0% or less, Co: 0.0001% or more, 1.0% or less, Sn: 0.0001% or more, 0.2% or less, Zr: 0.0001% or more, 0.2% or less, As: The high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability according to [1], containing one or more of 0.0001% or more and 0.50% or less.
  • Mg 0.0001% or more, 0.010% or less
  • REM 0.0001% or more, 0.1% or less
  • Ca A high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability according to [1], containing one or more of 0.0001% or more and 0.010% or less.
  • a first hot rolling is performed in which rolling at a reduction rate of 40% or more is performed once or more, In the first hot rolling, the austenite grain size is 200 ⁇ m or less, In a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C.
  • At least one second hot rolling is performed in which rolling is performed at 30% or more in one pass,
  • the total reduction ratio in the second hot rolling is 50% or more
  • primary cooling is started so that the waiting time t seconds satisfies the following formula (2)
  • the average cooling rate in the primary cooling is set to 50 ° C./second or more, and the primary cooling is performed in a range where the temperature change is 40 ° C. or more and 140 ° C. or less
  • secondary cooling is started, In the secondary cooling, an average cooling rate of 15 ° C./second or more is cooled to a temperature range of Ae 3 -50 ° C.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the average value of the pole densities of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups and the thickness / minimum bending radius. It is a figure which shows the relationship of the pole density of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> azimuth
  • Crystal orientation The average value of the pole densities of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups in the central portion of the plate thickness that is the thickness range of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate, and ⁇ 332 ⁇ ⁇ The pole density of the crystal orientation 113> will be described.
  • the average value of the pole densities of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is preferably less than 3.0.
  • the average value is 4.0 or more, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong. As a result, the local deformability in a specific direction is improved, but the material in a direction different from the specific direction is remarkably increased. As a result, the thickness / bending radius ⁇ 1.5 is not satisfied. On the other hand, it is difficult to realize by the current general continuous hot rolling process, but when the average value is less than 0.5, there is a concern about deterioration of local deformability.
  • orientations included in the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups are ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 335 ⁇ ⁇ 110>, and ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>.
  • the pole density is synonymous with the X-ray random intensity ratio.
  • Extreme density is a sample material obtained by measuring the X-ray intensity of a standard sample and a test material that do not accumulate in a specific orientation under the same conditions by the X-ray diffraction method, etc. Is a numerical value obtained by dividing the X-ray intensity by the X-ray intensity of the standard sample. This extreme density is determined by X-ray diffraction, EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method, or ECP (Electron Measurement can be performed by any of the (Channeling Pattern) methods.
  • 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. ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 110 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 110 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 110 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 103 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 3 ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>
  • the pole density of each orientation is obtained, and the pole density of the orientation group is obtained by arithmetically averaging these pole densities.
  • the intensities of (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], and (223) [1-10] may be used as they are.
  • the pole density of the ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation of the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate is not less than 5.0, as shown in FIG. Don't be. If the above-mentioned pole density is 5.0 or less, the plate thickness / bending radius ⁇ 1.5 required for processing of the skeleton part can be satisfied.
  • the pole density is desirably 3.0 or less.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is a metal structure having an area ratio of bainite of 95% or more, it is understood that the thickness / bending radius ⁇ 2.5 is satisfied.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is more than 5.0, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong, and the local deformability in a specific direction is improved.
  • the material in the direction different from the direction is significantly deteriorated, and the plate thickness / bending radius ⁇ 2.5 is not satisfied.
  • the current general continuous hot rolling process is difficult to realize, but when the pole density is less than 0.5, the local deformability may be deteriorated.
  • the sample used for the X-ray diffraction, EBSP method, and ECP method is thinned from the surface to a predetermined plate thickness by mechanical polishing or the like.
  • the distortion is removed by chemical polishing, electrolytic polishing, or the like, and a sample is prepared so that an appropriate surface becomes a measurement surface within a range of 5/8 to 3/8 of the plate thickness.
  • a steel piece cut to a size of 30 mm ⁇ from the 1/4 W or 3/4 W position of the plate width W is ground with a three-side finish (centerline average roughness Ra: 0.4a to 1.6a).
  • the distortion is removed by chemical polishing or electrolytic polishing, and a sample for X-ray diffraction is produced.
  • the plate width direction it is desirable to collect at a position of 1/4 or 3/4 from the end of the steel plate.
  • the above-mentioned limit range of the pole density is not limited to as many thickness positions as possible, in addition to the plate thickness central portion where the pole density is 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate.
  • the spread performance local elongation
  • the thickness of 5/8 to 3/8 is defined as the measurement range.
  • the crystal orientation represented by ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> means that the normal direction of the steel plate surface is parallel to ⁇ hkl> and the rolling direction is parallel to ⁇ uvw>.
  • the orientation perpendicular to the plate surface is usually represented by [hkl] or ⁇ hkl ⁇
  • the orientation parallel to the rolling direction is represented by (uvw) or ⁇ uvw>.
  • ⁇ Hkl ⁇ and ⁇ uvw> are generic terms for equivalent planes, and [hkl] and (uvw) indicate individual crystal planes.
  • the body-centered cubic structure is targeted, for example, (111), ( ⁇ 111), (1-11), (11-1), ( ⁇ 1-11), ( ⁇ 11-1) ), (1-1-1) and (-1-1-1) planes are equivalent and indistinguishable. In such a case, these orientations are collectively referred to as ⁇ 111 ⁇ . Since the ODF display is also used to display the orientation of other crystal structures with low symmetry, the individual orientation is generally displayed as [hkl] (uvw). In the present invention, however, [hkl] (uvw) ) And ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> are synonymous.
  • the present inventors diligently studied the texture control of the hot-rolled steel sheet. As a result, under the condition that the texture is controlled as described above, the effect of the crystal grains in the grain unit on the local ductility is extremely large, and by making the crystal grains finer, the local ductility can be dramatically improved. I understood that it was obtained.
  • the “grain unit” of the crystal grain is defined as a crystal grain boundary at a position where the orientation difference exceeds 15 ° in the analysis of the orientation of the steel sheet by EBSP.
  • C 0.07% or more and 0.20% or less C is an element that increases the strength and needs to be 0.07% or more. Preferably it is 0.08% or more.
  • the upper limit is made 0.20%. If it exceeds 0.10%, formability deteriorates, so C is preferably 0.10% or less.
  • Mn 0.01% or more and 4.0% or less Mn is also an element effective for increasing the mechanical strength of the steel sheet. However, if it exceeds 4.0%, the workability deteriorates, so the upper limit is 4 0.0%. Preferably it is 3.3% or less. Since it is difficult to make Mn less than 0.01% in practical steel, 0.01% is made the lower limit. Preferably it is 0.07% or more.
  • P 0.001% or more
  • 0.15% P is an impurity element
  • the upper limit is made 0.15% in order to prevent deterioration of workability and cracking during hot rolling or cold rolling.
  • it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.05% or less. Since it is difficult to reduce to less than 0.001% by the current general refining (including secondary refining), the lower limit is set to 0.001%.
  • S 0.0005% or more
  • 0.03% S is an impurity element
  • the upper limit is set to 0.03% in order to prevent deterioration of workability and cracking during hot rolling or cold rolling.
  • it is 0.01%, More preferably, it is 0.005% or less. Since it is difficult to reduce to less than 0.0005% by the current general refining (including secondary refining), the lower limit is set to 0.0005%.
  • Al 0.001% or more and 2.0% or less Al is added in an amount of 0.001% or more for deoxidation.
  • Al significantly increases the ⁇ ⁇ ⁇ transformation point, and thus is an effective element particularly when directing hot rolling at an Ar 3 point or less.
  • the upper limit is made 2.0%.
  • the Ar 3 point is a temperature at which ferrite begins to precipitate when the alloy in the austenite single phase region is cooled.
  • Ar 3 or more is used in order to emphasize that it is in the austenite single phase state.
  • the total amount of Si and Al is preferably less than 1%.
  • N 0.0005% or more and 0.01% or less N is an impurity element and is made 0.01% or less so as not to impair workability. Preferably it is 0.005% or less.
  • the current general refining (including secondary refining) is difficult to reduce to less than 0.0005%, so the lower limit was made 0.0005%.
  • O 0.0005% or more and 0.01% or less
  • O is an impurity element and is made 0.01% or less so as not to impair workability. Preferably it is 0.005% or less.
  • the current general refining (including secondary refining) is difficult to reduce to less than 0.0005%, so the lower limit was made 0.0005%.
  • one or more of Ti, Nb, V, and W may be added to produce fine carbonitrides, and the strength may be improved by precipitation strengthening.
  • Ti 0.001% to 0.20% Nb: 0.001% to 0.20% V: 0.001% to 1.0% W: 0.001% to 1.0 % Or less
  • all of Ti, Nb, V, and W are 0.001% or more. Must be added.
  • all of Ti, Nb, V, and W are 0.01% or more.
  • the upper limit of Ti and Nb is 0.20%, and the upper limit of V and W is 1.0%.
  • Ti and Nb are 0.01% or more and 0.1% or less, and V and W are 0.01% or more and 0.6 or less.
  • one or two of B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr, As are used to increase the hardenability of the structure and perform second phase control to ensure strength. The above may be added.
  • B 0.0001% to 0.0050% Mo, 0.001% to 1.0% Cr, Cu, Ni: 0.001% to 2.0% Co: 0.0001% 1.0% or less Sn, Zr: 0.0001% or more, 0.2% or less As: 0.0001% or more, 0.50% or less
  • B is 0.0001% or more, Mo, Cr, Ni, and Cu need to be added 0.001% or more, and Co, Sn, Zr, and As need to be added 0.0001% or more.
  • B is 0.001% or more, Mo, Cr, Ni, and Cu are 0.005% or more, and Co, Sn, Zr, and As are 0.001% or more.
  • the upper limit of B is 0.0050%
  • the upper limit of Mo is 1.0%
  • the upper limit of Cr, Cu, and Ni is 2.0%
  • the upper limit of Co is 1.0%
  • the upper limit of Sn and Zr is 0.2%
  • the upper limit of As is 0.50%.
  • one or more of Mg, REM, and Ca may be added to improve local formability.
  • Mg, REM, and Ca are 0.001% or more.
  • Mg is 0.010% or less
  • REM is 0.1% or less
  • Ca is 0.010% or less.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is a metal structure having an area ratio of bainite of 95% or more, preferably a bainite single phase structure.
  • the structure is generated by transformation at a relatively high temperature, it is not necessary to cool to a low temperature during production, which is a preferable structure in terms of material stability and productivity.
  • proeutectoid ferrite As a balance, 5% or less proeutectoid ferrite, pearlite, martensite, and retained austenite are allowed. Proeutectoid ferrite is not a problem as long as it is sufficiently precipitation strengthened, but depending on the component composition, it may become soft, and when the area ratio exceeds 5%, the hole expandability is due to the hardness difference from bainite. Slightly lower.
  • Pearlite may impair strength and / or workability when the area ratio exceeds 5%.
  • the area ratio of martensite exceeds 1%, or the area ratio of retained austenite that becomes martensite by processing-induced transformation exceeds 5%, the interface between bainite and the harder structure than bainite is the origin of cracking. As a result, the hole expandability deteriorates. If the area ratio of bainite is 95% or more, the area ratio of the remaining pro-eutectoid ferrite, pearlite, martensite, and retained austenite is 5% or less, so that a good balance between strength and hole expandability can be maintained. However, the area ratio of martensite needs to be less than 1%.
  • the bainite in the steel sheet of the present invention is the latest research on the bainite structure and transformation behavior of low carbon steels-Final Report of the Bainite Research Group (1994, Japan Iron and Steel Institute). As described, it is defined as a continuous cooling transformation structure (Zw) in an intermediate stage between a microstructure including polygonal ferrite and pearlite generated by a diffusion mechanism and martensite generated by a non-diffusion and shear mechanism. Refers to the microstructure.
  • Zw continuous cooling transformation structure
  • the continuous cooling transformation structure (Zw) is mainly composed of Bainitic ferrite ( ⁇ ° B ) and Granular bainitic ferrite ( ⁇ B ) as described in the above-mentioned references 125 to 127 as an optical microscope observation structure. ) And Quasi-polygonal ferrite ( ⁇ q ), and is further defined as a microstructure containing a small amount of residual austenite ( ⁇ r ) and Martensite-austenite (MA).
  • ⁇ q is clearly distinguished from PF because the internal structure does not appear by etching, as in polygonal ferrite (PF), but the shape is ashular.
  • PF polygonal ferrite
  • the continuous cooling transformation structure (Zw) of the steel sheet of the present invention is defined as a microstructure containing one or more of ⁇ ° B , ⁇ B , ⁇ q , ⁇ r , and MA.
  • a small amount of ⁇ r and MA is 3% or less in total.
  • Tables 2 and 3 show the large pressure in the temperature range from T1 + 30 ° C. to T1 + 200 ° C. and the subsequent light pressure at T1 + T1 + 30 ° C.
  • the average value of the pole densities of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups in the central portion of the thickness that is the thickness range of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate And ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation pole density is controlled, and the local deformability of the final product is dramatically improved.
  • T1 itself has been determined empirically.
  • the present inventors have empirically found that recrystallization in the austenite region of steel is promoted based on T1. In order to obtain better local deformability, it is important to accumulate strain due to large reduction, and the total reduction ratio is required to be 50% or more.
  • finish rolling in order to promote uniform recrystallization by releasing accumulated strain, rolling is performed at T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower at least once with 30% or more in one pass.
  • Finish rolling is preferably completed at T1 + 30 ° C or higher.
  • the resized crystallized austenite grains may expand and the isotropic property may be lowered.
  • the production method of the present invention improves the local deformability such as hole expandability and bendability by controlling the texture of the product by recrystallizing austenite uniformly and finely in finish rolling.
  • the rolling rate can be obtained by actual results or calculation from rolling load, sheet thickness measurement, and the like.
  • the temperature can be actually measured with an inter-stand thermometer, and can be obtained by a calculation simulation considering processing heat generation from the line speed and the rolling reduction. Therefore, it can be easily confirmed whether or not the rolling specified in the present invention is performed.
  • the final reduction with a reduction ratio of 30% or more is performed only in the rolling stand 6 arranged in the front stage of the finish rolling mill 3 (left side in FIG. 6, upstream side of rolling), and the subsequent stage of the finish rolling mill 3 (see FIG. In the rolling stand 6 arranged on the right side in FIG. 6 (on the downstream side of the rolling), when the rolling with a reduction rate of 30% or more is not performed, the start of the primary cooling is started by the cooling nozzle 11 arranged in the runout table 5.
  • the waiting time t seconds may not satisfy the above equation (2) or the above equations (2a) and (2b). In such a case, primary cooling is started by the inter-stand cooling nozzle 10 disposed between the rolling stands 6 of the finish rolling mill 3.
  • cooling is performed so that the temperature change (temperature drop) is 40 ° C. or more and 140 ° C. or less at an average cooling rate of 50 ° C./second or more.
  • the temperature change is less than 40 ° C.
  • recrystallized austenite grains grow and low temperature toughness deteriorates.
  • coarsening of austenite grains can be suppressed.
  • it is less than 40 ° C. the effect cannot be obtained.
  • it exceeds 140 ° C. recrystallization becomes insufficient, and it becomes difficult to obtain a target random texture. Further, it is difficult to obtain a ferrite phase effective for elongation, and the hardness of the ferrite phase is increased, so that elongation and local deformability are deteriorated.
  • the average cooling rate in the primary cooling is less than 50 ° C./second, the recrystallized austenite grains grow and the low temperature toughness deteriorates.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but 200 ° C./second or less is considered appropriate from the viewpoint of the steel plate shape.
  • the amount of processing in the temperature range below T1 + 30 ° C. is as small as possible, and the reduction rate in the temperature range below T1 + 30 ° C. is 30%.
  • the following is desirable.
  • the finish rolling mill 3 of the continuous hot rolling line 1 shown in FIG. 6 when passing one or more rolling stands 6 arranged on the front side (left side in FIG. 6, upstream side of rolling).
  • the steel sheet passes through one or two or more rolling stands 6 that are in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower and are arranged on the subsequent stage side (right side in FIG.
  • the rolling speed is not particularly limited. However, if the rolling speed on the final stand side of finish rolling is less than 400 mpm, the ⁇ grains grow and become coarse, and the region where ferrite can be precipitated for obtaining ductility is reduced, which may deteriorate ductility. is there. Even if the upper limit of the rolling speed is not particularly limited, the effect of the present invention can be obtained, but 1800 mpm or less is realistic due to equipment restrictions. Therefore, in the finish rolling process, the rolling speed is preferably 400 mpm or more and 1800 mpm or less.
  • the cooling control after the primary cooling is also important in order to form a required steel structure.
  • cooling in the temperature range near the nose of the ferrite transformation Ae 3 ⁇ 50 ° C. or lower and 700 ° C. or higher. Speed is important.
  • the average cooling rate is preferably 20 ° C./second or more, more preferably 30 ° C./second or more.
  • Ae 3 [° C.] can be calculated by the following formula (4) according to the content [% by mass] of C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr, and Mo. The element not contained is calculated as 0%.
  • Ae 3 911-239C-36Mn + 40Si-28Cu-20Ni-12Cr + 63Mo (4)
  • the lower limit is made over 350 ° C.
  • 400 ° C. or higher is preferable.
  • sheet bars may be joined after rough rolling, 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 hot-rolled steel sheet may be subjected to skin pass rolling as necessary. Skin pass rolling has the effect of preventing stretcher strain generated during processing and the effect of correcting the shape.
  • the steel sheet of the present invention can be applied not only to bending work but also to composite forming mainly composed of bending work such as bending, overhanging and drawing. Even if surface treatment is applied to the steel sheet of the present invention, the effect of improving the local deformability is not lost, so electroplating, hot dipping, vapor deposition plating, organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, non-chromic treatment, etc. Even if applied, the effect of the present invention can be obtained.
  • the hot rolling first, in the rough rolling which is the first hot rolling, rolling was performed at least once at a rolling reduction of 40% or more in a temperature range of 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less.
  • rolling with a rolling reduction of 40% or more was not performed in one pass in the rough rolling.
  • Tables 2 and 3 show the number of reductions, the respective reduction ratios (%), and the austenite grain size ( ⁇ m) after rough rolling (before finish rolling) in rough rolling.
  • finish rolling as the second hot rolling was performed.
  • finish rolling rolling is performed at a temperature of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower at least once with a reduction ratio of 30% or more. It was.
  • finish rolling rolling with a rolling reduction of 30% or more was performed in one pass in the final pass in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower.
  • the total rolling reduction was set to 50% or more.
  • the total rolling reductions of the steel types G2, H4, and M3 in Table 2 and the steel types G2 ', H4', and M3 'in Table 3 were less than 50%.
  • the rolling reduction (%) of the final pass in the temperature range of T1 + 30 ° C or higher and T1 + 200 ° C or lower the rolling reduction of the pass one step before the final pass (rolling rate of the final previous pass) (%) 2 and shown in Table 3.
  • Table 2 shows the total rolling reduction (%) in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower in finish rolling, and the temperature Tf after rolling in the final pass in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower.
  • Table 3 shows.
  • P1 is shown in Tables 2 and 3.
  • the steel types H8 ′, K2 ′, and N2 ′ shown in Table 3 are subjected to primary cooling after a waiting time t seconds of 2.5 ⁇ t1 has elapsed since the final reduction with a reduction ratio of 30% or more in finish rolling. Started.
  • the steel type M2 in Table 2 and the steel type M2 ′ in Table 3 have a temperature change (cooling temperature amount) of less than 40 ° C. in the primary cooling, and the steel type H10 in Table 2 and the steel type H10 ′ in Table 3 are The temperature change (cooling temperature amount) in the primary cooling was over 140 ° C.
  • the steel type H11 in Table 2 and the steel type H11 ′ in Table 3 had an average cooling rate in primary cooling of less than 50 ° C./second.
  • Tables 2 and 3 show t1 (seconds) and 2.5 ⁇ t1 (seconds) of each steel type.
  • waiting time t (second) until the start of primary cooling, t / t1, average cooling rate (° C./second) in primary cooling, temperature Changes (cooling temperature amount) (° C.) are shown in Tables 2 and 3.
  • Secondary cooling was started after the primary cooling. In this secondary cooling, cooling was performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or higher to a temperature range of Ae 3 ⁇ 50 ° C. or lower and 700 ° C. or higher.
  • the steel types A2, G3, H2, I2, and L2 in Table 2 and the steel types A2 ′, G3 ′, H2 ′, I2 ′, and L2 ′ in Table 3 have an average cooling rate of 15 ° C./secondary cooling. Less than a second.
  • Tables 2 and 3 show the average cooling rate of each steel type in the secondary cooling up to a temperature range of Ae 3 -50 ° C. or lower and 700 ° C. or higher.
  • Tables 4 and 5 show the ratio of crystal grains ( ⁇ m) and dL / dt of 3.0 or less (equal axis grain ratio) (%). Also, the tensile strength TS (MPa) of each steel type, the elongation El (%), the hole expansion ratio ⁇ (%) as an index of local deformability, and the critical bending radius (plate thickness / minimum bending radius by 60 ° V-bending) ) Are shown in Tables 4 and 5.
  • the bending test was C direction bending (C bending).
  • the tensile test and the bending test were based on JIS Z 2241 and Z 2248 (V block 90 ° bending test).
  • the hole expansion test complied with the Iron Federation standard JFS T1001.
  • the pole density in each crystal orientation was measured at a pitch of 0.5 ⁇ m in the region of 3/8 to 5 / of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction using the above-mentioned EBSP.
  • FIG. 7 shows the relationship between strength and hole expandability in invention steel and comparative steel
  • FIG. 8 shows the relationship between strength and bendability in invention steel and comparative steel.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０7％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織におけるベイナイトの面積率が９５％以上であり、鋼板の表面から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＞方位群の極密度の平均値が４．０以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、前記金属組織の結晶粒の体積平均が１０μｍ以下である、局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。

Description

局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
　本発明は、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものである。
　本願は、２０１１年４月１３日に日本に出願された特願２０１１－０８９２５０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、自動車車体を軽量化することが進められている。また、搭乗者の安全性を確保するためにも、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。
　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。例えば、足回り部品に高強度鋼板を用いるためには、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、一般的に、鋼板を高強度化すれば、成形性が低下し、非特許文献１に記載されているように、絞り成形や張出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対し、非特許文献２には、鋼板の金属組織を複合化して、同一強度でも均一伸びを確保する方法が開示されている。
　一方で、曲げ成形、穴拡げ加工、バーリング加工に代表され局部変形能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。介在物の制御、組織の単一化、さらには、組織間の硬度差の低減が、曲げ性や、穴広げ性の向上に効果的であることが非特許文献３に開示されている。これは、組織制御で、組織を単一組織とすることにより、穴広げ性を改善するものである。
　強度と延性の両立を図るため、熱間圧延後の冷却制御により金属組織制御（析出物の制御及び変態組織の制御）を行うことで、軟質相である初析フェライトとベイナイトを適切な分率で得る技術が非特許文献４に開示されている。
　一方、熱間圧延の仕上温度、及び、仕上圧延の圧下率及び温度範囲を制御して、オーステナイトの再結晶を促進し、圧延集合組織の発達を抑制して、結晶方位をランダム化することにより、強度、延性、及び、穴広げ性を向上させる手法が特許文献１に開示されている。
特開２００９－２６３７１８号公報
岸田、新日鉄技報(1999)No.371,p.13 O. Matsumura　et al、Trans.ISIJ(1987)vol.27,p.570 加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41 K.Sugimoto et al、ISIJInternational(2000)Vol.40,p.920
　局部変形能を劣化させる要因は、組織間の硬度差、非金属介在物、発達した圧延集合組織等の“不均一性”である。そのなかで最も影響が大きい要因は、非特許文献３に開示されている“組織間の硬度差”である。その他、有力な支配的要因は、特許文献１に開示されている“発達した圧延集合組織”である。
　これらの要因が、複合的に絡み合い、鋼板の局部変形能を決定している。集合組織制御による局部変形能の向上代を最大化するためには、併せて組織制御を行い、“組織間の硬度差”に起因する“不均一性”を極力排除する必要がある。
　本発明は、集合組織制御と併せて、鋼組織を、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織とすることで、高強度鋼板の局部延性を改善し、併せて、鋼板内の異方性についても改善できる局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。
　従来の知見によれば、穴拡げ性や曲げ性などの改善は、介在物の制御、析出物の微細化、組織の均質化・単相化、及び、組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これだけでは、ＮｂやＴｉなどが添加されている高強度鋼板において、異方性への影響が懸念される。このことは、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前の素材の取る方向を限定してしまうなどの問題を発生させることとなり、高強度鋼板の用途は限定的になってしまう。
　そこで、本発明者らは、高強度鋼板の穴拡げ性、曲げ加工性を向上させるために、鋼板の集合組織の影響に着目し、その影響を詳細に調査し、研究した。その結果、特定の結晶方位群の方位の強度を制御すれば、伸びや強度が大きく低下することなく、局部変形能が飛躍的に向上することが判明した。
　強調すべき点は、集合組織制御による局部変形能の向上代は、鋼組織に大きく依存し、鋼組織を、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織とすれば、鋼の強度を担保したうえで、局部変形能の向上代を最大化できることを、本発明者らが解明したことである。
　加えて、本発明者らは、特定の結晶方位群の方位の強度を制御した組織においては、結晶粒のサイズが局部延性に大きく影響することを見いだした。一般に、低温生成相（ベイナイト、マルテンサイト等）が混在した組織において、結晶粒の定義は極めてあいまいで、定量化が困難であった。
　これに対し、本発明者らは、次のようにして結晶粒の”粒単位”を定めれば、結晶粒の定量化の問題を解決できることを見いだした。
　本発明で定められる結晶粒の“粒単位”は、ＥＢＳＰ（Electron
Back Scattering Pattern：電子後方散乱パターン）による鋼板の方位の解析において、次のようにして定められる。すなわち、ＥＢＳＰによる鋼板の方位の解析において、例えば、１５００倍の倍率で、０．５μｍ以下の測定ステップで方位測定を行い、隣りあう測定点の方位差が１５°を超えた位置を結晶粒の境界とする。そして、この境界で囲まれた領域が、結晶粒の“粒単位”と定められる。
　このようにして定められた粒単位の結晶粒について、円相当径ｄを求め、個々の粒単位の結晶粒の体積を４／３πｄ3で求める。そして、体積の重み付き平均を算出して、体積平均径（Ｍｅａｎ　Ｖｏｌｕｍｅ　Ｄｉａｍｅｔｅｒ）を求めた。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０7％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
金属組織におけるベイナイトの面積率が９５％以上であり、
鋼板の表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
前記金属組織の結晶粒の体積平均径が１０μｍ以下である、局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
［２］
前記ベイナイトの結晶粒のうち、圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔが３．０以下である結晶粒の割合が５０％以上である、［１］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
［３］
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下
の１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
［４］
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、
Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
［５］
さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
の１種又は２種以上を含有する、［１］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
［６］
質量％で、
Ｃ：０．０7％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなるからなる鋼片を、
１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
前記第２の熱間圧延での圧下率の合計を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始し、
前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
前記１次冷却の終了後、２次冷却を開始し、
前記２次冷却で、平均冷却速度を１５℃／秒以上で、Ａe3－５０℃以下、７００℃以上の温度域まで冷却し、
３５０℃超～６５０℃で巻き取る、局部変形能に優れた高強度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　・・・　（１）
ｔ≦２．５×ｔ１　・・・　（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）2－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・　（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
［７］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計が３０％以下である、［６］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［８］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、［６］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　ｔ＜ｔ１　・・・　（２ａ）
［９］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、［６］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　・・・　（２ｂ）
［１０］
前記一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、［６］に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼板の集合組織と鋼組織を制御することで、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などに必要な局部変形能に優れ、自動車部品等の製造に好適な高強度熱延鋼板を提供することができる。
｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と、板厚／最小曲げ半径の関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞方位群の極密度と、板厚／最小曲げ半径の関係を示す図である。 粗圧延における圧下率４０％以上の圧延回数と、粗圧延のオーステナイト粒径の関係を示す図である。 Ｔ１＋３０～Ｔ１＋２００℃の圧下率と、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値の関係を示す図である。 Ｔ１＋３０～Ｔ１＋２００℃の圧下率と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度の関係を示す図である。 連続熱間圧延ラインの説明図である。 発明鋼と比較鋼における強度と穴拡げ性の関係を示す図である。 発明鋼と比較鋼における強度と曲げ性の関係を示す図である。
　以下に、本発明の内容を説明する。
（結晶方位）
　鋼板の表面から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＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度について説明する。
　鋼板の表面から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＞方位群の極密度の平均値は、本発明の高強度熱延鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）において、特に重要な特性値である。
　鋼板の表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部におけるＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めると、図１に示すように、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０未満で、骨格部品の加工に必要な、板厚／曲げ半径≧１．５を満たすことが解る。加えて、鋼組織が、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織であると、板厚／曲げ半径≧２．５を満たすことが解る。
　穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値は、３．０未満が望ましい。
　上記平均値が４．０以上であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいては、特定方向の局部変形能は改善されるものの、特定方向と異なる方向での材質が著しく劣化し、板厚／曲げ半径≧１．５が満足されないことになる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、上記平均値が０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
　｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群に含まれる方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞である。
　極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義である。極密度（Ｘ線ランダム強度比）とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。この極密度は、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン：Electron Back Scattering Ｐａｔｔｅｒｎ)法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。
　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（好ましくは３つ以上の）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することで、上記方位群の極密度が求められる。なお、上記の全ての方位の強度を得ることができない場合は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で代替してもよい。
　例えば、上記各結晶方位の極密度は、３次元集合組織のφ２＝４５゜の断面における（００１）［１－１０］、（１１６）［１－１０］、（１１４）［１－１０］、（１１３）［１－１０］、（１１２）［１－１０］、（３３５）［１－１０］、及び、（２２３）［１－１０］の各強度を、そのまま用いればよい。
　同様の理由から、鋼板の表面から５／８～３／８板厚における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、図２に示すように、５．０以下でなければならない。上記極密度が５．０以下であれば、骨格部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たすことができる。上記極密度は、望ましくは３．０以下である。加えて、本発明鋼板の組織が、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織であると、板厚／曲げ半径≧２．５を満たすことが解る。
　｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が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り、ひいては、特定方向の局部変形能は改善されるものの、特定方向と異なる方向での材質が著しく劣化し、板厚／曲げ半径≧２．５が満足されないことになる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、上記極密度が０．５未満になると、局部変形能の劣化が懸念される。
　結晶方位の極密度が、曲げ加工時の形状凍結性に対し重要な因子であることの理由は必ずしも明らかでないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があると推測される。
　Ｘ線回折、ＥＢＳＰ法、ＥＣＰ法に供する試料は、機械研磨などによって、鋼板を表面から所定の板厚まで減厚する。次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去し、板厚の５／８～３／８の範囲で適当な面が測定面となるように試料を作製する。例えば、板幅Ｗの１／４Ｗ又は３／４Ｗ位置より３０ｍｍφの大きさで切り取った鋼片に、三山仕上げ（中心線平均粗さＲａ：０．４ａ～１．６ａ）の研削が行われる。次いで、化学研磨又は電解研磨によって歪みが除去されて、Ｘ線回折に供する試料が作製される。板幅方向については、鋼板の端部から１／４もしくは、３／４の位置で採取することが望ましい。
　当然のことであるが、極密度が、鋼板の表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部だけでなく、なるべく多くの厚み位置について、上述の極密度の限定範囲を満たすことで、より一層、局延性能（局部伸び）が良好になる。しかし、鋼板の表面から５／８～３／８の範囲を測定することで、概ね、鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の５／８～３／８を測定範囲と規定する。
　なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位は、鋼板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを意味している。結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛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、本発明においては体心立方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）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示で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、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）の２７４～２９６頁に記載の方法に従って行われる。
（結晶粒の体積平均径）
　本発明者らは、熱延鋼板の集合組織制御について鋭意検討した。その結果、集合組織が、上記のように制御された条件下では、粒単位の結晶粒が局部延性に及ぼす影響が極めて大きく、結晶粒を微細化することで、局部延性の飛躍的な向上が得られることが解った。なお、上述したように、結晶粒の“粒単位”は、ＥＢＳＰによる鋼板の方位の解析において、方位差が１５°を超えた位置を結晶粒の境界として定めた。
　このように局部延性が向上する理由は明らかでない。しかし、鋼板の集合組織がランダム化し、結晶粒が微細化すると、ミクロオーダーで生じる局部的な歪みの集中が抑制され、変形の均質化が高まり、歪がミクロオーダーで均一に分散されるためであると考えられる。
　個数が少量であっても、大きい結晶粒が多いと、局部延性の劣化は大きくなる。それ故、結晶粒のサイズは、通常の平均径ではなく、体積の重み付け平均で定義される体積平均径が、局部延性と相関する。局部延性向上効果を得るためには、結晶粒の体積平均径が１０μｍ以下であることが必要である。穴拡げ性をより高いレベルで確保するためには、７μｍ以下が望ましい。
（結晶粒の等軸性）
　本発明者らは、さらに局部延性を追求した結果、上記の集合組織と結晶粒のサイズを満たしたうえで、結晶粒の等軸性が優れていると、局部延性が向上することを見いだした。等軸性を表す指標として、結晶粒の圧延方向の長さｄＬと、板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔを採用する。そして、局部延性の向上のためには、ｄＬ／ｄｔが３．０以下の等軸性に優れた結晶粒が、全ベイナイトの結晶粒の少なくとも５０％以上必要である。ベイナイトの結晶粒のうち、上記等軸性に優れた結晶粒が５０％未満では、局部延性が劣化する。
（成分組成）
　次に、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。なお、成分組成に係る％は重量％を意味する。
　Ｃ：０．０７％以上、０．２０％以下
　Ｃは、強度を増加させる元素であり、０．０７％以上必要である。好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃが０．２０％を超えると、溶接性が低下したり、硬質組織の増加により加工性が極端に劣化したりするので、上限を０．２０％とする。０．１０％を超えると、成形性が劣化するので、Ｃは０．１０％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下
　Ｓｉは、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると、加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、上限を２．５％とする。Ｓｉが多いと、化成処理性が低下するので、１．０％以下が好ましい。実用鋼で、Ｓｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、下限を０．００１％とする。好ましくは０．０１％以上である。
　Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下
　Ｍｎも、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、４．０％超となると、加工性が劣化するので、上限を４．０％とする。好ましくは３．３％以下である。実用鋼でＭｎを０．０１％未満とするのは困難であるので、０．０１％を下限とする。好ましくは０．０７％以上である。
　Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されていない場合には、質量％で、Ｍｎ／Ｓ≧２０となる量を添加することが望ましい。Ｍｎは、含有量の増加に伴い、オーステナイト域温度を低温側に拡大させて、焼入性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、１％未満では発現し難いので、１％以上添加することが望ましい。
　Ｐ：０．００１％以上、０．１５％
　Ｐは、不純物元素であり、加工性の劣化や、熱間圧延又は冷間圧延時の割れを防ぐため、上限を０．１５％とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で０．００１％未満に低減するのは困難であるので、下限を０．００１％とする。
　Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％
　Ｓは、不純物元素であり、加工性の劣化や、熱間圧延又は冷間圧延時の割れを防ぐため、上限を０．０３％とする。好ましくは０．０１％、より好ましくは０．００５％以下である。現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で０．０００５％未満に低減するのは困難であるので、下限を０．０００５％とする。
　Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下
　Ａｌは、脱酸のために０．００１％以上添加する。また、Ａｌは、γ→α変態点を顕著に上昇させるので、特に、Ａr3点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。しかし、多すぎると溶接性が劣化するので、上限を２．０％とする。
　Ａr3点は、オーステナイト単相域にある合金を冷却した際に、フェライトが析出し始める温度である。本発明では、オーステナイト単相の状態であることを強調するためにＡr3点以上という言葉を用いる。
　ＳｉとＡｌが過剰に含まれると、過時効処理中のセメンタイトの析出が抑制され、残留オーステナイト分率が過剰となる可能性があるので、ＳｉとＡｌの合計添加量は１％未満が好ましい。
　Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下
　Ｎは、不純物元素であり、加工性を損なわないように、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で、０．０００５％未満に低減するのは困難であるので、下限を０．０００５％とした。
　Ｏ：０．０００５%以上、０．０１％以下
　Ｏは、Ｎと同様に、不純物元素であり、加工性を損なわないように、０．０１％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で、０．０００５％未満に低減するのは困難であるので、下限を０．０００５％とした。
　本発明鋼板においては、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｗの１種又は２種以上を添加して、微細な炭窒化物を生成させ、析出強化によって強度向上を図ってもよい。
　Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下
　Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下
　Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下
　Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上の添加で、析出強化による強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｗのいずれも、０．００１％以上の添加が必要である。好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｗのいずれも、０．０１％以上である。ただし、過剰に添加しても強度上昇効果が飽和するだけであるので、Ｔｉ及びＮｂの上限を０．２０％とし、Ｖ及びＷの上限を１．０％とする。好ましくは、Ｔｉ及びＮｂは、０．０１％以上、０．１％以下であり、Ｖ及びＷは、０．０１％以上、０．６以下である。
　本発明鋼板においては、組織の焼入性を高めて第二相制御を行い、強度を確保するため、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓの１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下
　Ｍｏ、：０．００１％以上、１．０％以下
　Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下
　Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下
　Ｓｎ、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下
　Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下
　第二相制御による強度向上効果を得るために、Ｂは０．０００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、及び、Ｃｕは０．００１％以上、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、及び、Ａｓは０．０００１％以上の添加が必要である。好ましくは、Ｂは０．００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、及び、Ｃｕは０．００５％以上、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、及び、Ａｓは０．００１％以上である。
　しかし、過剰の添加は加工性を劣化させるので、Ｂの上限を０．００５０％、Ｍｏの上限を１．０％、Ｃｒ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの上限を２．０％、Ｃｏの上限を１．０％、Ｓｎ及びＺｒの上限を０．２％、Ａｓの上限を０．５０％とする。
　本発明鋼板においては、局部成形能の向上のため、さらに、Ｍｇ、ＲＥＭ、及び、Ｃａの１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
　ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下
　Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
　Ｍｇ、ＲＥＭ、及び、Ｃａは、介在物を無害化するために添加する重要な元素である。介在物無害化効果を得るため、Ｍｇ、ＲＥＭ、及び、Ｃａのいずれも０．０００１％以上添加する。
　好ましくは、Ｍｇ、ＲＥＭ、及び、Ｃａのいずれも０．００１％以上である。一方、過剰の添加は、鋼の清浄度を悪化させるので、Ｍｇは０．０１０％以下、ＲＥＭは０．１％以下、Ｃａは０．０１０％以下とする。
（金属組織）
　次に、本発明鋼板の金属組織について説明する。
　本発明鋼板の組織は、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織であり、好ましくはベイナイト単相の組織である。鋼組織を、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織（ベイナイト単相を含む）とすることにより、強度と穴広げ性の両立が可能になる。
　さらに、上記組織は、比較的高温での変態によって生成するので、製造する際に低温まで冷却する必要がなくなり、材質安定性及び生産性の観点でも好ましい組織である。
　残部として、５％以下の初析フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトが許容される。初析フェライトは、十分に析出強化されていれば問題ないが、成分組成によっては軟質になることがあり、また、面積率が５％超になると、ベイナイトとの硬度差により、穴広げ性が若干低下する。
　パーライトは、面積率が５％超になると、強度及び／又は加工性を損なうことがある。マルテンサイトの面積率が１％超になったり、加工誘起変態でマルテンサイトになる残留オーステナイトの面積率が５％超になると、ベイナイトと、ベイナイトよりも硬質な組織との界面が割れ発生の起点になり、穴広げ性が劣化する。ベイナイトの面積率を９５％以上にすれば、残部の初析フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率は５％以下になるので、強度と穴広げ性のバランスを良好に維持できる。ただし、マルテンサイトの面積率は１％未満とする必要がある。
　本発明鋼板おけるベイナイトは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究－ベイナイト調査研究部会最終報告書－（１９９４年　日本鉄鋼協会）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と、無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある連続冷却変態組織（Ｚw）と定義されるミクロ組織をいう。
　即ち、連続冷却変態組織（Ｚw）は、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献の１２５～１２７項に記載されているように、主に、Bainitic ferrite（α°B）と、Granular bainitic ferrite（αB）と、Quasi-polygonal ferrite（αq）とから構成され、さらに、少量の残留オーステナイト（γr）と、Martensite-austenite（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義される。
　なお、αqとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様に、エッチングで内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーであり、ＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、円相当径をｄｑとすると、比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαqである。
　本発明鋼板の連続冷却変態組織（Ｚw）は、α°B、αB、αq、γr、及び、ＭＡのいずれか一種又は二種以上を含むミクロ組織と定義される。なお、少量のγrとＭＡは、合計量で３％以下とする。
　連続冷却変態組織（Ｚw）は、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡で観察しても、判別し難い場合がある。その場合は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭTMを用いて判別する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭTM（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image
Microscopy）は、走査型電子顕微鏡（Scaninng Electron Microscope）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成される菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータで画像処理することにより、照射点の結晶方位を短時間で測定する装置、及び、ソフトウエアで構成されている。
　ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができる。分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば、最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。ＥＢＳＰ－ＯＩＭTMによる解析は、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。
　多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や、結晶粒の大きさを見ることができる。本発明においては、各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚw）と便宜的に定義してもよい。
　初析フェライトの組織分率は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭTMに装備されているKernel Average Misorientation（ＫＡＭ）法にて求めた。ＫＡＭ法は、測定データの中の、ある正六角形のピクセルの隣り合う６個（第一近似）、さらに、その外側の１２個（第二近似）、また、さらに、その外側の１８個（第三近似）のピクセル間の方位差を平均し、その値を、その中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う方法である。
　粒界を越えないように、上記計算を実施することで、粒内の方位変化を表現するマップを作成することができる。即ち、作成したマップは、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。なお、本発明において、解析条件は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭTMにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する第三近似として、この方位差が５°以下となるものを表示させた。
　本発明鋼板の初析フェライトは、隣接するピクセル間の方位差が、第三近似で１°以下と算出されたピクセルの面積分率までのミクロ組織と定義した。高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは、拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さい。
　そして、これまで、本発明者らが実施した様々な調査結果により、光学顕微鏡観察で得られるポリゴナルなフェライト体積分率と、ＫＡＭ法にて測定した方位差の第三近似１°で得られるエリアの面積分率が、ほぼ一致すること確認できた。それ故、本発明鋼板の初析フェライトについては、上記のように定義した。
（製造方法）
　次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。優れた局部変形能を実現するためには、所要の極密度をもつ集合組織の形成、及び、結晶粒の微細化、結晶粒の等軸性及び均質化に係る条件を満たす鋼板とすることが重要である。これらの条件を同時に満たすための製造条件の詳細を、以下に説明する。
　熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定されるものではない。高炉、電炉等による溶製に引き続き、各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの鋳造方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度、低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱延してもよい。原料には、スクラップを使用してもよい。
　上述した製造方法により得られたスラブは、熱間圧延工程前に、スラブ加熱工程において加熱されるが、本発明製造方法においては、加熱温度は特に定めない。ただし、加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は１２６０℃以下が好ましい。一方、１１５０℃未満の加熱温度では、スケジュール上、操業効率を著しく損なうため、加熱温度は１１５０℃以上が望ましい。
　また、スラブ加熱工程における加熱時間については特に定めないが、中心偏析等を回避する観点からは、所要の加熱温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合は、この限りではない。
（第１の熱間圧延）
　スラブ加熱工程の後は、特に待つことなく、加熱炉より抽出したスラブを、第１の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。本発明の局部変形能に優れた高強度鋼板は、粗圧延後、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば、結晶粒の微細化、及び、主相の均質化に大きく寄与する。
　仕上げ圧延前において２００μｍ以下のオーステナイト粒径を得るためには、図３に示すように、１０００℃以上１２００℃以下の温度域での粗圧延において、４０％以上の圧下率で、少なくとも１回以上圧延する必要がある。
　圧下率が大きいほど、また、大きい圧下率での圧下回数が多いほど、細粒を得ることができる。１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましく、このためには、４０％以上の圧延を２回以上行うことが望ましい。ただし、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は、温度の低下や、スケールの過剰生成の懸念がある。
　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，後の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進、最終組織の結晶粒の微細化及び等軸化の制御を通じた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（即ち、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の確認は、仕上げ圧延に入る前の鋼板片を可能な限り急冷、例えば、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して、鋼板片の断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて観察して行う。この際、５０倍以上の倍率にて、２０視野以上を観察し、画像解析やポイントカウント法にて確認する。
（第２の熱間圧延）
　粗圧延工程（第１の熱間圧延）が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とすることが望ましい。
　仕上げ圧延工程（第２の熱間圧延）においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることが望ましい。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、各仕上げ圧延パスにおいて、圧延対象の粗バーに与える圧延温度が低温化し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し等方性が劣化する。
　なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に限定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で、鋼板地鉄と表面スケールの間に、ウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるので、１１５０℃未満が望ましい。
　仕上げ圧延では、鋼板の成分組成により決定される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う。また、仕上げ圧延では、圧下率の合計を５０％以上とする。この条件を満足することにより、鋼板の表面から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＞方位群の極密度の平均値が４．０未満となり、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下となる。
　ここで、Ｔ１は、下記式（１）で算出される温度である。
　Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ　　・・・（１）
　Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
　図４及び図５に、各温度域での圧下率と各方位の極密度の関係を示す。図４と図５に示すように、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上Ｔ１＋３０℃未満での軽圧下は、表２及び３（実施例の項、参照）にも見られるように、鋼板の表面から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＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を制御して、最終製品の局部変形能を飛躍的に改善する。
　Ｔ１自体は経験的に求めたものである。Ｔ１を基準として、鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、本発明者らは経験的に知見した。さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要であり、圧下率の合計としては、５０％以上が必須である。
　Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分ではなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行しない。そのため、集合組織が発達して等方性が劣化する。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られる。一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱により、Ｔ１＋２００℃以下の温度域することが難しくなり、また、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。
　仕上げ圧延では、蓄積した歪みの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下で、少なくとも１回は、１パスで３０％以上の圧延を行う。
　なお、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要である。そのためには、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
　仕上げ圧延は、Ｔ１+３０℃以上で終了することが望ましい。Ｔ１+３０℃未満での熱間圧延では、一旦再結晶した整粒なオーステナイト粒が展伸して等方性が低下する恐れがある。
　即ち、本発明の製造方法は、仕上げ圧延において、オーステナイトを均一・微細に再結晶させることで製品の集合組織を制御して、穴拡げ性や曲げ性等の局部変形能を改善する。
　圧延率は、圧延荷重、板厚測定などから実績又は計算により求めることができる。温度は、スタンド間温度計で実測可能であり、また、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で得ることができる。よって、本発明で規定した圧延が行われているか否は、容易に確認できる。
　熱間圧延をＡr3以下で終了すると、オーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなる。その結果、局部変形能が著しく劣化する。
　結晶粒を微細化し、伸展粒を抑制するためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の最大加工発熱量、即ち、圧下による温度上昇代を１８℃以下に抑えることが望ましい。この達成のために、スタンド間冷却などを適用するのが望ましい。
（１次冷却）
　仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始する。
ｔ≦２．５×ｔ１　・・・　（２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）2－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・　（３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
　なお、”圧下率が３０％以上の最終圧下”とは、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、圧下率が３０％以上となる圧延の中の最後に行われた圧延を指す。例えば、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段で行われた圧延の圧下率が３０％以上である場合は、その最終段で行われた圧延が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。また、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段よりも前に行われた圧延の圧下率が３０％以上であり、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が行われた後は、圧下率が３０％以上となる圧延が行われなかった場合であれば、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。
　仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、１次冷却が開始されるまでの待ち時間ｔ秒は、オーステナイト粒径に大きな影響を与える。すなわち、鋼板の等軸粒分率、粗粒面積率に大きな影響を与える。
　待ち時間ｔが、ｔ１×２．５を超えると、再結晶は既にほとんど完了している一方で結晶粒が著しく成長して粗粒化が進むことで、ｒ値及び伸びが低下する。
　待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たすことで、結晶粒の成長を優先的に抑制することができる。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。
　ｔ＜ｔ１　・・・　（２ａ）
　一方、待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たすことで、再結晶化が十分に進み結晶方位がランダム化する。そのため、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。
　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　・・・　（２ｂ）
　ここで、図６に示すように、連続熱間圧延ライン１では、加熱炉で所定温度に加熱された鋼片（スラブ）が、粗圧延機２、仕上げ圧延機３で順に圧延され、所定の厚みの熱延鋼板４となってランナウトテーブル５に送り出される。本発明の製造方法では、粗圧延機２で行われる粗圧延工程（第１の熱間圧延）において、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率２０％以上の圧延が鋼片（スラブ）に１回以上行われる。
　こうして粗圧延機２で所定厚みに圧延された粗バーは、次に、仕上げ圧延機３の複数の圧延スタンド６で仕上げ圧延（第２の熱間圧延）され、熱延鋼板４となる。そして、仕上げ圧延機３では、温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延が行われる。また、仕上げ圧延機３では、圧下率の合計は５０％以上となる。
　さらに、仕上げ圧延工程において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）のいずれかを満たすように、１次冷却が開始される。この１次冷却の開始は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０、あるいは、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行われる。
　例えば、仕上げ圧延機３の前段（図６において左側、圧延の上流側）に配置された圧延スタンド６においてのみ、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われ、仕上げ圧延機３の後段（図６において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６では、圧下率が３０％以上となる圧延が行われない場合、１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行ったのでは、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たさなくなってしまう場合がある。かかる場合は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、１次冷却を開始する。
　また、例えば、仕上げ圧延機３の後段（図６において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６で、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われる場合、１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行っても、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（２ａ）、（２ｂ）を満たすことが可能な場合もある。かかる場合は、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって、１次冷却を開始しても構わない。もちろん、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後であれば、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、１次冷却を開始しても良い。
　そして、この１次冷却では、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、温度変化（温度降下）が４０℃以上１４０℃以下となる冷却を行う。
　温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。４０℃以上とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。４０℃未満では、その効果は得られない。一方、１４０℃を超えると、再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られにくくなる。また、伸びに有効なフェライト相も得られにくく、またフェライト相の硬さが高くなることで、伸び、局部変形能も劣化する。また、温度変化が１４０℃超では、Ａr3変態点温度以下まで、オーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、やはり、集合組織が形成されて等方性が低下する。
　１次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、やはり、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。平均冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。
　また、粒成長を押え、さらに優れた低温靭性を得るためには、パス間の冷却装置等を使用し、仕上げ圧延の各スタンド間の加工発熱を１８℃以下とすることが望ましい。
　圧延率（圧下率）は、圧延荷重、板厚測定などから、実績又は計算で求めることができる。圧延中の鋼片の温度は、スタンド間に温度計を配置して実測するか、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮してシミュレーションするか、又は、その両方で得ることができる。
　また、先にも説明したように、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量がなるべく少ないことが望ましく、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率が３０％以下であることが望ましい。例えば、図６に示す連続熱間圧延ライン１の仕上げ圧延機３において、前段側（図６において左側、圧延の上流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域であり、その後段側（図６において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域である場合、その後段側（図４において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、圧下が行わないか、あるいは、圧下が行われても、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
　本発明製造方法において、圧延速度は特に限定されない。しかし、仕上げ圧延の最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長して粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少して、延性が劣化する恐れがある。圧延速度の上限を特に限定しなくとも、本発明の効果は得られるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延工程において、圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。
（２次冷却）
　本発明鋼板においては、所要の鋼組織を形成するため、上記の１次冷却後の冷却制御も重要となる。フェライト変態を抑制し、金属組織を面積率で９５％以上のベイナイトとするためには、フェライト変態のノーズ近傍の温度域である、Ａe3－５０℃以下７００℃以上までの温度域での冷却速度が重要である。
　この温度域の冷却速度が遅い場合、初析フェライトの面積率が５％を超えることがあるので、平均冷却速度は１５℃／秒以上にすることが必要である。初析フェライトの面積率を確実に５％以下に抑制するため、平均冷却速度は２０℃／秒以上が好ましく、さらに好ましくは３０℃／秒以上である。
　Ａe3［℃］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏの含有量［質量％］によって、下記式（４）によって計算できる。含有しない元素は、０％として計算する。
Ａe3＝９１１－２３９Ｃ－３６Ｍｎ＋４０Ｓｉ－２８Ｃｕ－２０Ｎｉ－１２Ｃｒ＋６３Ｍｏ　・・・　（４）
（巻き取り）
　本発明においては、巻取り温度も重要であり、３５０℃超～６５０℃とすることが必要である。巻取り温度が６５０℃を超えると、フェライト組織の面積率が増加し、ベイナイトの面積率を９５％以上にすることができなくなる。ベイナイトの面積率を確実に９５％以上にするには、巻取り温度を６００℃以下にすることが好ましい。
　巻取り温度が３５０℃以下であると、マルテンサイトが増加し、穴広げ性が劣化するので、の下限を３５０℃超とする。マルテンサイトの生成を確実に抑制するためには、４００℃以上が好ましい。
　熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ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。熱延鋼板には、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、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する効果や、形状を矯正する効果がある。
　本発明鋼板は、曲げ加工だけでなく、曲げ、張出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。本発明鋼板に表面処理を施しても、局部変形能の改善効果は失われないので、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、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、ノンクロ処理等を施しても、本発明の効果を得ることができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例に用いた各鋼の化学成分を表１に示す。表２、表３に各製造条件を示す。また、表２の製造条件による各鋼種の組織構成と機械的特性を表４に示す。表３の製造条件による各鋼種の組織構成と機械的特性を表５に示す。なお、各表における下線は、本発明の範囲外もしくは本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示す。
　表１に示す成分組成を有するＡ～Ｔまでの発明鋼、同じくａ～ｈの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。なお、表１において、各成分組成の数値は、質量％を示す。
　これらの鋼を、鋳造後、そのまま、又は、一旦室温まで冷却された後に再加熱し、１０００～１３００℃の温度域に加熱し、その後、表２、３に示す条件で熱間圧延を施して、２～５ｍｍ厚の熱延鋼板とし、次いで、ランナウトテーブルで冷却して、巻き取り、酸洗し、材質評価に供した。なお、表２、表３において、鋼種に付されているＡからＴまでの英文字とａからｉまでの英文字は、表１の各鋼Ａ～Ｔおよびａ～ｉの成分であることを示す。
　熱間圧延では、先ず、第１の熱間圧延である粗圧延において、１０００℃以上１２００℃以下の温度域で、４０％以上の圧下率で１回以上圧延した。但し、表２の鋼種Ｅ２、Ｈ３、Ｊ２、および、表３の鋼種Ｅ２’、Ｈ３’、Ｊ２’については、粗圧延において、１パスで圧下率が４０％以上の圧延は行われなかった。粗圧延における、圧下回数、各圧下率（％）、粗圧延後（仕上げ圧延前）のオーステナイト粒径（μｍ）を表２、表３に示す。
　粗圧延が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率３０％以上の圧延を行い、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲においては、合計の圧下率を３０％以下とした。なお、仕上げ圧延では、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスで、１パスで圧下率３０％以上の圧延を行った。
　但し、表２の鋼種Ｇ２、Ｈ４、Ｍ３、および、表３の鋼種Ｇ２’、Ｈ４’、Ｍ３’については、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率３０％以上の圧延は行われなかった。また、表２の鋼種Ｃ２、Ｆ３、Ｈ６、および、表３の鋼種Ｃ２’、Ｆ３’、Ｈ６’は、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲での合計の圧下率が３０％超であった。
　また、仕上げ圧延では、合計の圧下率を５０％以上とした。但し、表２の鋼種Ｇ２、Ｈ４、Ｍ３、および、表３の鋼種Ｇ２’、Ｈ４’、Ｍ３’は、合計の圧下率が５０％未満であった。
　仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスの圧下率（％）、最終パスよりも１段前のパスの圧下率（最終前パスの圧下率）（％）を表２、表３に示す。また、仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計の圧下率（％）、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスでの圧下後の温度Ｔｆを表２、表３に示す。なお、仕上げ圧延における、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での最終パスの圧下率（％）は特に重要であるため、Ｐ１として表２、表３に示す。
　仕上げ圧延において圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過する前に、１次冷却を開始した。１次冷却では、平均冷却速度を５０℃／秒以上とした。また、１次冷却での温度変化（冷却温度量）は、４０℃以上１４０℃以下の範囲とした。
　表２に示した製造条件では、仕上げ圧延において圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒がｔ１を経過する前（ｔ＜ｔ１）に、１次冷却を開始した。一方、表３に示した製造条件では、仕上げ圧延において圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒がｔ１以上、２．５×ｔ１を経過する前（ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５）に、１次冷却を開始した。なお、待ち時間ｔ秒の範囲を区別するために、表３に示した製造条件に従う鋼種については、符号に「’」（ダッシュ）を付した。
　但し、表３に示した鋼種Ｈ８’、Ｋ２’、Ｎ２’は、仕上げ圧延における圧下率が３０％以上の最終圧下から、待ち時間ｔ秒が２．５×ｔ１を経過した後に、１次冷却を開始した。表２の鋼種Ｍ２、および、表３の鋼種Ｍ２’は、１次冷却での温度変化（冷却温度量）が４０℃未満であり、表２の鋼種Ｈ１０、および、表３の鋼種Ｈ１０’は、１次冷却での温度変化（冷却温度量）が１４０℃超であった。表２の鋼種Ｈ１１、および、表３の鋼種Ｈ１１’は、１次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であった。
　各鋼種のｔ１（秒）、２．５×ｔ１（秒）を表２、表３に示す。また、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、１次冷却を開始するまでの待ち時間ｔ（秒）、ｔ／ｔ１、１次冷却での平均冷却速度（℃／秒）、温度変化（冷却温度量）（℃）を表２、表３に示す。
　１次冷却後、２次冷却を開始した。この２次冷却では、平均冷却速度を１５℃／秒以上で、Ａe3－５０℃以下、７００℃以上の温度域まで冷却した。但し、表２の鋼種Ａ２、Ｇ３、Ｈ２、Ｉ２、Ｌ２、および、表３の鋼種Ａ２’、Ｇ３’、Ｈ２’、Ｉ２’、Ｌ２’は、２次冷却での平均冷却速度が１５℃／秒未満であった。２次冷却における、Ａe3－５０℃以下、７００℃以上の温度域までの、各鋼種の平均冷却速度を表２、表３に示す。
　その後、３５０℃超～６５０℃で巻取りを行い、２～５ｍｍ厚の熱延原板を得た。但し、表２の鋼種Ｂ２、Ｄ２、Ｈ９、および、表３の鋼種Ｂ２’、Ｄ２’、Ｈ９’は、巻取り温度が６５０℃超であった。表３の鋼種Ｎ２’は、巻取り温度が３５０℃以下であった。各鋼種の巻取り温度（℃）を表２、表３に示す。
　各鋼種の金属組織における、ベイナイト、パーライト、初析フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率（組織分率）（％）を表４、表５に示す。なお、表２の製造条件に従う鋼種の組織構成と機械的特性を表４に示した。また、表３の製造条件に従う鋼種の組織構成と機械的特性を表５に示した。なお、表４、表５の組織分率において、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライト、Ｆは初析フェライト、Ｍはマルテンサイト、ｒＡは残留オーステナイトを意味する。各鋼種の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度、結晶粒の体積平均径（粒単位のサイズ)（μｍ）、ｄＬ/ｄｔが３．０以下である結晶粒の割合（等軸粒率）（％）を表４、表５に示す。また、各鋼種の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、伸び率Ｅｌ（％）、局部変形能の指標としての穴拡げ率λ（％）および６０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径（板厚／最小曲げ半径）を表４、表５に示す。曲げ試験はＣ方向曲げ（Ｃ曲げ）とした。なお、引っ張り試験および曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１およびＺ　２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠した。穴拡げ試験は、鉄連規格ＪＦＳ　Ｔ１００１に準拠した。各結晶方位の極密度は、前述のＥＢＳPを用いて、圧延方向に平行な断面の板厚の３／８～５／の領域を０．５μｍピッチで測定した。
　局部変形能の好ましい指標として、TS≧440MPa、El≧15%、λ≧90%、板厚/曲げ半径＞2.3を満足することとした。本発明の規定を満たすもののみが、図７、８に示すように優れた穴拡げ性と、曲げ性を併せ持つことができることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　図７に、発明鋼と比較鋼における強度と穴拡げ性の関係を示し、図８に、発明鋼と比較鋼における強度と曲げ性の関係を示す。
　図７及び８に示すように、本発明で規定する範囲を満たすもののみが、優れた穴拡げ性と、曲げ性を併せ持つことが解る。
　前述したように、本発明によれば、鋼板の集合組織と鋼組織を制御することで、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などに必要な局部変形能に優れ、自動車部品等の製造に好適な高強度熱延鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。
１　連続熱間圧延ライン
２　粗圧延機
３　仕上げ圧延機
４　熱延鋼板
５　ランナウトテーブル
６　圧延スタンド
１０　スタンド間冷却ノズル
１１　冷却ノズル１１

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７％以上、０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下
    を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
    金属組織におけるベイナイトの面積率が９５％以上であり、
    鋼板の表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が５．０以下であり、
    前記金属組織の結晶粒の体積平均径が１０μｍ以下である、局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
  2. 前記ベイナイトの結晶粒のうち、圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比：ｄＬ／ｄｔが３．０以下である結晶粒の割合が５０％以上である、請求項１に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
  3. さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
  4. さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下、
    Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下、
    Ａｓ：０．０００１％以上、０．５０％以下
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
  5. さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
    の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板。
  6. 質量％で、
    Ｃ：０．０7％以上、０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上、０．１５％以下、
    Ｓ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｏ：０．０００５％以上、０．０１％以下
    を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなるからなる鋼片を、
    １０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
    前記第１の熱間圧延で、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
    下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
    前記第２の熱間圧延での圧下率の合計を５０％以上とし、
    前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始し、
    前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
    前記１次冷却の終了後、２次冷却を開始し、
    前記２次冷却で、平均冷却速度を１５℃／秒以上で、Ａe3－５０℃以下、７００℃以上の温度域まで冷却し、
    ３５０℃超～６５０℃で巻き取る、局部変形能に優れた高強度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　・・・　（１）
    ｔ≦２．５×ｔ１　・・・　（２）
    ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）2－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・　（３）
    ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
  7. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計が３０％以下である、請求項６に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ａ）を満たす、請求項６に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
    　ｔ＜ｔ１　・・・　（２ａ）
  9. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（２ｂ）を満たす、請求項６に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
    　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　・・・　（２ｂ）
  10. 前記一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、請求項６に記載の局部変形能に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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US14/110,896 US9988697B2 (en) 2011-04-13 2012-04-12 High-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability and manufacturing method thereof
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PL12770870T PL2698440T3 (pl) 2011-04-13 2012-04-12 Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości mająca doskonałą miejscową podatność na odkształcenie oraz sposób jej wytwarzania
JP2013509967A JP5408387B2 (ja) 2011-04-13 2012-04-12 局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
EP12770870.9A EP2698440B1 (en) 2011-04-13 2012-04-12 High-strength hot-rolled steel sheet with excellent local deformability, and manufacturing method therefor
BR112013026024-6A BR112013026024B1 (pt) 2011-04-13 2012-04-12 chapa de aço de alta resistência laminada a quente com excelente deformabilidade local, e seu método de fabricação
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
RU2682074C2 (ru) * 2013-01-22 2019-03-14 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства
JP2021116476A (ja) * 2020-01-23 2021-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
WO2022180956A1 (ja) * 2021-02-26 2022-09-01 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2022185991A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 日本製鉄株式会社 鋼板
JP2023506388A (ja) * 2019-12-19 2023-02-16 アルセロールミタル 高靭性熱間圧延鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101910444B1 (ko) * 2014-02-27 2018-10-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
CN106232851B (zh) * 2014-04-23 2018-01-05 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
JP6191769B2 (ja) * 2014-05-28 2017-09-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN104018069B (zh) * 2014-06-16 2016-01-20 武汉科技大学 一种高性能低碳含Mo贝氏体钢及其制备方法
WO2016005780A1 (fr) 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
EP2975146A1 (en) * 2014-07-16 2016-01-20 Uddeholms AB Cold work tool steel
BR112017027412B1 (pt) * 2015-06-30 2021-07-06 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada por imersão a quente e chapa de aço galvanizada
KR101701649B1 (ko) * 2015-11-24 2017-02-02 현대제철 주식회사 강재 및 이의 제조방법
JP6358406B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
CN108611568A (zh) * 2016-12-12 2018-10-02 上海梅山钢铁股份有限公司 抗拉强度400MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
KR101879068B1 (ko) * 2016-12-13 2018-07-16 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
WO2019111028A1 (en) 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
CN108130481A (zh) * 2017-12-07 2018-06-08 安徽科汇钢结构工程有限公司 一种拉伸凸缘性优的冷轧钢板
CN108165881A (zh) * 2018-01-08 2018-06-15 哈尔滨工程大学 一种800MPa级多特性热轧钢板及其制备方法
JP6901417B2 (ja) * 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN110484805B (zh) * 2019-08-30 2021-06-15 武汉钢铁有限公司 一种局部强化的刀板型钢及其生产方法
CN110527908A (zh) * 2019-09-06 2019-12-03 武汉科技大学 一种中碳微纳结构贝氏体钢及其热处理方法
KR102326684B1 (ko) * 2019-09-17 2021-11-17 주식회사 포스코 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺
CN112319129A (zh) * 2020-02-27 2021-02-05 浙江航通机械制造股份有限公司 一种轻量化汽车轮辋结构及制造方法
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы
CN113215500B (zh) * 2021-04-14 2022-05-17 首钢集团有限公司 一种超高强析出强化钢及其制备工艺、应用
CN114892092B (zh) * 2022-05-31 2024-01-09 本钢板材股份有限公司 超宽幅高韧性700MPa级热轧汽车用钢及制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0598355A (ja) * 1991-10-02 1993-04-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP2000109951A (ja) * 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2001089811A (ja) * 1999-09-20 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
JP2002115025A (ja) * 2000-08-03 2002-04-19 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP2005272988A (ja) * 2004-03-26 2005-10-06 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009263718A (ja) 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0635619B2 (ja) 1986-02-05 1994-05-11 新日本製鐵株式会社 延性の良い高強度鋼板の製造方法
JPS6386819A (ja) * 1986-09-30 1988-04-18 Kawasaki Steel Corp 深絞り用冷延鋼板の製造方法
JP3109388B2 (ja) * 1994-09-28 2000-11-13 住友金属工業株式会社 面内異方性の小さい高加工性冷延鋼板の製造方法
JP2001220647A (ja) * 2000-02-04 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3532138B2 (ja) 2000-04-25 2004-05-31 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板及びその製造方法
JP3990549B2 (ja) * 2001-06-05 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
US6962631B2 (en) 2000-09-21 2005-11-08 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
JP3927384B2 (ja) * 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP2002363893A (ja) 2001-06-01 2002-12-18 Daio Paper Corp 疑似接着用紙の製造方法
ES2297047T5 (es) * 2001-10-04 2013-02-20 Nippon Steel Corporation Chapa delgada de acero, de alta resistencia, que se puede embutir y es excelente en la propiedad de fijación de las formas, y método para su producción
CA2521710C (en) * 2003-04-10 2009-09-29 Nippon Steel Corporation High strength molten zinc plated steel sheet and process of production of same
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) * 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
ES2523760T3 (es) 2004-07-27 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero que tiene un alto módulo de Young, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente usando la misma, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente y aleada, tubo de acero que tiene un alto módulo de Young, y método para la fabricación de los mismos
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
JP4555693B2 (ja) * 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
GB2437954B (en) * 2005-03-30 2010-12-08 Kobe Steel Ltd High strength hot rolled steel sheet excellent in phosphatability
JP4740099B2 (ja) 2006-03-20 2011-08-03 新日本製鐵株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) * 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP4309946B2 (ja) * 2007-03-05 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法
JP5037413B2 (ja) * 2007-04-19 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 低降伏比高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、及び、鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5139015B2 (ja) * 2007-09-18 2013-02-06 株式会社神戸製鋼所 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法
JP5157375B2 (ja) * 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
RU2361934C1 (ru) * 2008-01-09 2009-07-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности
AU2009234667B2 (en) * 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
BR112013001864B1 (pt) * 2010-07-28 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente, chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada e método de produção das mesmas
KR101091510B1 (ko) * 2011-01-07 2011-12-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
BR112013022394A2 (pt) * 2011-03-04 2016-12-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço laminada a quente e método de produção da mesma
PL2716783T3 (pl) * 2011-05-25 2019-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0598355A (ja) * 1991-10-02 1993-04-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP2000109951A (ja) * 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2001089811A (ja) * 1999-09-20 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
JP2002115025A (ja) * 2000-08-03 2002-04-19 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP2005272988A (ja) * 2004-03-26 2005-10-06 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009263718A (ja) 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"The Iron and Steel Institute of Japan, Society of basic research, Bainite Research Committee/Edition; Recent Research on Bainitic Microstructures and Transformation Behavior of Low Carbon Steels - Final Report of Bainite Research Committee", 1994, THE IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN
GENTARO: "Cullity, Elements of X-ray Diffraction", 1986, AGNE INC., pages: 274 - 296
K. SUGIMOTO ET AL., ISIJ INTERNATIONAL, vol. 40, 2000, pages 920
KATO ET AL., STEELMAKING RESEARCH, vol. 312, 1984, pages 41
KISHIDA, NIPPON STEEL TECHNICAL REPORT, 1999, pages 13
O. MATSUMURA ET AL., TRANS. ISIJ, vol. 27, 1987, pages 570

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2682074C2 (ru) * 2013-01-22 2019-03-14 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства
US10801090B2 (en) 2013-01-22 2020-10-13 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Ultra high obdurability steel plate having low yield ratio and process of manufacturing same
JP6465266B1 (ja) * 2017-07-07 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
KR20200011475A (ko) * 2017-07-07 2020-02-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
KR102269845B1 (ko) 2017-07-07 2021-06-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US11313009B2 (en) 2017-07-07 2022-04-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP2023506388A (ja) * 2019-12-19 2023-02-16 アルセロールミタル 高靭性熱間圧延鋼板及びその製造方法
JP2021116476A (ja) * 2020-01-23 2021-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
JP7226458B2 (ja) 2020-01-23 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
WO2022180956A1 (ja) * 2021-02-26 2022-09-01 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7513937B2 (ja) 2021-02-26 2024-07-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2022185991A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 日本製鉄株式会社 鋼板

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Publication number Publication date
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JP5408386B2 (ja) 2014-02-05
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CA2832159A1 (en) 2012-10-18
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EP2698440B1 (en) 2018-05-30
TWI457447B (zh) 2014-10-21
CA2832159C (en) 2016-06-14
US20160230245A1 (en) 2016-08-11
CN103459646A (zh) 2013-12-18
JPWO2012141263A1 (ja) 2014-07-28
KR20130126739A (ko) 2013-11-20
KR101542676B1 (ko) 2015-08-06
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KR20130133032A (ko) 2013-12-05
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TW201247896A (en) 2012-12-01
ZA201306547B (en) 2015-04-29
US20140124101A1 (en) 2014-05-08
BR112013026024B1 (pt) 2019-01-29
US9988697B2 (en) 2018-06-05
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EP2698442A4 (en) 2015-01-28
TW201247895A (en) 2012-12-01
RU2013150096A (ru) 2015-05-20
JPWO2012141265A1 (ja) 2014-07-28
EP2698442A1 (en) 2014-02-19
PL2698440T3 (pl) 2019-03-29
MX2013011750A (es) 2013-11-04
US20140030546A1 (en) 2014-01-30

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