WO2012161248A1 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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幸一 佐野
邦夫 林
和昭 中野
力 岡本
藤田　展弘
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention is a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in both uniform deformability that contributes to stretch workability and drawability, and local deformability that contributes to bendability, stretch flangeability, burring workability, and the like. It relates to the manufacturing method.
  • the present invention relates to a steel sheet having a DP (Dual Phase) structure.
  • Non-Patent Document 1 discloses that by increasing the strength of a steel sheet, the uniform elongation important for drawing and overhanging decreases.
  • 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 describes a metal structure in which local ductility represented by bendability, hole expansibility and burring workability is improved by inclusion control, single structure formation, and reduction in hardness difference between structures.
  • a control method is disclosed. This is to improve the local deformability that contributes to hole expansibility and the like by making the steel sheet into a single structure by structure control.
  • heat treatment from an austenite single phase is the basis of the manufacturing method.
  • Non-Patent Document 4 the strength of the steel sheet is obtained by obtaining preferable forms of precipitates and transformation structures and appropriate fractions of ferrite and bainite by controlling the metal structure by cooling control after hot rolling. And a technology that achieves both ductility and the ductility are disclosed.
  • any of the above techniques is a method for improving local deformability that relies on tissue control, and is greatly influenced by the formation of the base structure.
  • Non-Patent Document 5 discloses that a steel plate is made by refining the crystal grains of ferrite, which is the main phase of the product, by performing large pressure reduction in the lowest temperature region within the austenite region and transforming from unrecrystallized austenite to ferrite. A technique for increasing the strength and toughness of the steel is disclosed. However, in Non-Patent Document 5, no consideration is given to means for improving the local deformability that the present invention intends to solve.
  • an object is to provide a hot-rolled steel sheet with less formability orientation dependency (anisotropic) and a method for producing the same.
  • “strength” mainly means tensile strength
  • “high strength” means a tensile strength of 440 MPa or more.
  • high strength and excellent in uniform deformability and local deformability include tensile strength (TS), uniform elongation (u-EL), hole expansion ratio ( ⁇ ), and plate thickness d.
  • TS ⁇ 440 (unit: MPa), TS ⁇ u-EL ⁇ 7000 (unit: MPa ⁇ %), TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 using the characteristic value of d / RmC, which is the ratio to the minimum C-direction bending radius RmC (Unit: MPa ⁇ %) and d / RmC ⁇ 1 (no unit) all the conditions are satisfied simultaneously.
  • d / RmC which is the ratio to the minimum C-direction bending radius RmC (Unit: MPa ⁇ %) and d / RmC ⁇ 1 (no unit) all the conditions are satisfied simultaneously.
  • the improvement of local deformability that contributes to hole expandability and bendability is the inclusion control, precipitate refinement, structure homogenization, single structure, and between structures This was done by reducing the hardness difference.
  • these technologies alone must limit the main organizational structure.
  • the anisotropy becomes extremely large when Nb, Ti, or the like, which is a representative element that greatly contributes to an increase in strength, is added to increase the strength. Therefore, other formability factors must be sacrificed or the direction of blank removal before molding must be limited, and the application is limited.
  • the uniform deformability can be improved by dispersing a hard structure such as martensite in the metal structure.
  • the present inventors have newly added a metal of the steel plate.
  • a metal of the steel plate In addition to controlling the fraction and form of the structure, we focused on the influence of the texture of the steel sheet, and investigated and studied its effects in detail. As a result, by controlling the chemical composition of the steel sheet, the metal structure, and the texture represented by the extreme density of each orientation of a specific crystal orientation group, the strength is high and the rolling direction and the rolling direction are 90 °.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%, C: 0.01% or more and 0.4% or less, Si: 0.001% or more, and 2.5 %: Mn: 0.001% or more and 4.0% or less, Al: 0.001% or more and 2.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.01% or less, O: 0.01% or less, with the balance being iron and unavoidable impurities; center of thickness in the range of 5/8 to 3/8 thickness from the surface of the steel plate Part is represented by an arithmetic average of polar densities of each crystal orientation of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups which is the pole density to be applied, is 1.0 to 5.0 And ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation pole density is 1.0 or more and 4.0 or less;
  • the metal structure of the steel sheet has a plurality of crystal grains, and the metal structure has an area
  • the ratio of ferrite and bainite is 30% or more and 99% or less, martensite is 1% or more and 70% or less; the martensite area ratio is fM in unit area%, and the average size of martensite is
  • the unit ⁇ m is dia
  • the average distance between the martensites is dis in the unit ⁇ m
  • the tensile strength of the steel sheet is TS in the unit of MPa
  • the chemical composition of the steel sheet further includes, in mass%, Mo: 0.001% or more and 1.0% or less, Cr: 0.001% or more and 2.0% or less, Ni: 0.001% to 2.0%, Cu: 0.001% to 2.0%, B: 0.0001% to 0.005%, Nb: 0.001% to 0.2%, Ti: 0.001% to 0.2%, V: 0.001% to 1.0%, W: 0.001% to 1.
  • a volume average diameter of the crystal grains may be 5 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is 1.0 or more and 4.0 or less.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> may be 1.0 or more and 3.0 or less.
  • the area ratio may be 50% or more and 100% or less with respect to the martensite area ratio fM.
  • the metal structure may include the ferrite in an area ratio of 30% to 99%.
  • the metal structure may include the bainite in an area ratio of 5% or more and 80% or more.
  • the martensite may contain tempered martensite.
  • the area ratio of coarse crystal grains having a grain size exceeding 35 ⁇ m among the crystal grains in the metal structure of the steel sheet May be 0% or more and 10% or less.
  • the hardness H of the ferrite may satisfy the following formula 4. H ⁇ 200 + 30 ⁇ [Si] + 21 ⁇ [Mn] + 270 ⁇ [P] + 78 ⁇ [Nb] 1/2 + 108 ⁇ [Ti] 1/2 (Formula 4) (11)
  • a value obtained by dividing the standard deviation of the hardness by the average value of the hardness may be 0.2 or less.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.01% or more and 0.4% or less, Si: 0.001% or more and 2.5% or less, Mn: 0.001% or more and 4.0% or less, Al: 0.001% or more and 2.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0 .01% or less, O: limited to 0.01% or less, with a balance of 40% or more in a temperature range of 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less with respect to a steel having a chemical composition consisting of iron and inevitable impurities.
  • the first hot rolling including at least one pass of the rolling reduction is performed, the average austenite grain size of the steel is set to 200 ⁇ m or less; the temperature calculated by the following formula 5 is set to T1 in the unit ° C., and the following formula 6
  • T1 + 30 comprise ° C. or more and T1 + 200 ° C. temperature range below 30% or higher reduction ratio of the large reduction path, and 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 or more and
  • the steel is subjected to a second hot rolling in which the cumulative rolling reduction in the temperature range below T1 + 30 ° C.
  • the steel temperature at the start of cooling is subjected to primary cooling in which the change in cooling temperature, which is the difference from the steel temperature at the end of cooling, is 40 ° C. or higher and 140 ° C. or lower, and the steel temperature at the end of cooling is T1 + 100 ° C. or lower; Second hot rolling After completion, the steel is secondarily cooled to a temperature range of 600 ° C. to 800 ° C.
  • 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%, Mo: 0.001% to 1.0%, Cr: 0 0.001% to 2.0%, Ni: 0.001% to 2.0%, Cu: 0.001% to 2.0%, B: 0.0001% to 0.005 %: Nb: 0.001% to 0.2%, Ti: 0.001% to 0.2%, V: 0.001% to 1.0%, W: 0.001 % To 1.0%, Ca: 0.0001% to 0.01%, Mg: 0.0001% to 0.01%, Zr: 0.0001% to 0.2% , Rare Earth Metal: 0.0001% or more and 0.1% or less, As: 0.
  • the temperature calculated by 9 may be T1.
  • T1 850 + 10 ⁇ ([C] + [N]) ⁇ [Mn] + 350 ⁇ [Nb] + 250 ⁇ [Ti] + 40 ⁇ [B] + 10 ⁇ [Cr] + 100 ⁇ [Mo] + 100 ⁇ [V]
  • [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] and [V] are C, N, Mn, Nb, It is a mass percentage of Ti, B, Cr, Mo and V.
  • the waiting time t may further satisfy the following formula 10.
  • the waiting time t may further satisfy the following formula 11. t1 ⁇ t ⁇ t1 ⁇ 2.5 (Expression 11)
  • the first hot rolling is performed at least twice or more at a reduction rate of 40% or more.
  • the average austenite particle size may be 100 ⁇ m or less.
  • the secondary cooling is started within 3 seconds after the end of the second hot rolling. May be.
  • the temperature increase of the steel between each pass is set to 18 ° C. or less in the second hot rolling. Also good.
  • a hot-rolled steel sheet that has little influence on anisotropy even when elements such as Nb and Ti are added, has high strength, and is excellent in local deformability and uniform deformability. Obtainable.
  • Average pole density of crystal orientation D1 1.0 or more and 5.0 or less
  • Polar density of crystal orientation D2 1.0 or more and 4.0 or less
  • poles of two kinds of crystal orientations A plate having a density range of 5/8 to 3/8 as a density (range of 5/8 to 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction (depth direction) of the steel plate from the surface of the steel plate)
  • the average pole density D1 is a feature point (orientation accumulation degree, texture development degree) of a particularly important texture (crystal orientation of crystal grains in the metal structure).
  • the average pole density D1 is the pole density of each crystal orientation of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>, ⁇ 116 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 114 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110>. It is a pole density expressed by an arithmetic mean.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • X-ray diffraction is performed on the above-mentioned cross section in the central portion of the plate thickness which is a plate thickness range of 5/8 to 3/8, and the electron diffraction intensity or X-ray of each direction with respect to a random sample
  • the intensity ratio of the diffraction intensities is obtained, and the average pole density D1 of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups can be obtained from the intensity ratios.
  • the d / RmC plate that is the minimum required for processing the undercarriage parts and the skeleton parts
  • the index obtained by dividing the thickness d by the minimum bending radius RmC (C direction bending) can satisfy 1.0 or more.
  • the tensile strength TS, the hole expansion ratio ⁇ , and the total elongation EL are two conditions required for the underbody member of the automobile body, namely TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000. It is also a condition for satisfying the above.
  • the average pole density D1 is 4.0 or less, the minimum bending radius Rm45 of 45 ° direction bending with respect to the minimum bending radius RmC of C direction bending, which is an index of orientation dependency (isotropy) of formability, The ratio (Rm45 / RmC) decreases, and high local deformability independent of the bending direction can be ensured.
  • the average pole density D1 is preferably 5.0 or less, and preferably 4.0 or less. When better hole expansibility and small critical bending properties are required, the average pole density D1 is more desirably less than 3.5, and even more desirably less than 3.0.
  • the average pole density D1 is 1.0 or more.
  • the pole density D2 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 set to 4.0 or less.
  • This condition is one condition in which the steel sheet satisfies d / RmC ⁇ 1.0, and in particular, the tensile strength TS, the hole expansion ratio ⁇ , and the total elongation EL are required for the suspension member 2 It is also a condition for preferably satisfying two conditions, namely TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 and TS ⁇ EL ⁇ 14000.
  • the pole density D2 is desirably 2.5 or less, and more desirably 2.0 or less. If the pole density D2 is more than 4.0, 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 reduced. Therefore, in this case, the steel sheet cannot sufficiently satisfy d / RmC ⁇ 1.0.
  • the polar density D2 of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> 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 ECP (Electron-Channeling-Pattern).
  • the average pole density D1 of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is among the ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 100 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , ⁇ 310 ⁇ pole figures measured by these methods.
  • ODF Orientation Distribution Functions
  • the steel sheet 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, the thickness is reduced to 5 / 8-3.
  • What is necessary is just to measure a pole density according to the above-mentioned method, adjusting a sample so that the suitable surface containing the range of / 8 may become a 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 D1 of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation group and the pole density D2 of the crystal orientation of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the central portion of the thickness of 5/8 to 3/8. It stipulates.
  • ⁇ 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.
  • the basic metal structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is a DP (Dual Phase) structure including a plurality of crystal grains, having ferrite and / or bainite as a main phase, and martensite as a second phase.
  • DP Dual Phase
  • the improvement of the uniform deformability is attributed to an increase in the work hardening rate of the steel sheet due to the fine dispersion of martensite, which is a hard structure, in the metal structure.
  • the ferrite and bainite mentioned here include polygonal ferrite and bainetic ferrite.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment includes retained austenite, pearlite, cementite, and a plurality of inclusions as structures other than ferrite, bainite, and martensite. It is preferable to limit the structures other than ferrite, bainite, and martensite to 0% or more and 10% or less in terms of area ratio. Further, if austenite remains in the structure, the secondary work brittleness and delayed fracture characteristics deteriorate. Therefore, it is preferable that substantially no residual austenite is contained other than the residual austenite having an area ratio of about 5%.
  • Area ratio of ferrite and bainite as main phases 30% or more and less than 99% Ferrite and bainite as main phases are relatively soft and have high deformability.
  • the area ratio of ferrite and bainite is 30% or more, both the uniform deformability and the local deformability of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment are satisfied.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is 50% or more.
  • the combined area ratio of ferrite and bainite is 99% or more, the strength and uniform deformability of the steel sheet are lowered.
  • the area ratio of ferrite is 30% or more and 99% or less.
  • ductility (deformability) can be more preferably increased in the balance between strength and ductility (deformability) of the steel sheet.
  • ferrite contributes to improvement of uniform deformability.
  • the area ratio of bainite may be 5% or more and 80% or less.
  • the strength can be more preferably increased in the balance between the strength and ductility (deformability) of the steel plate.
  • the area ratio of bainite which is harder than ferrite, the strength of the steel sheet is improved.
  • bainite having a hardness difference from martensite smaller than ferrite suppresses the generation of voids at the interface between the soft phase and the hard phase, and improves the hole expandability.
  • Martensite area ratio fM 1% or more and 70% or less
  • the martensite which is a hard structure as the second phase, is dispersed in the metal structure, whereby the strength and the uniform deformability can be increased.
  • the area ratio of martensite is less than 1%, there is little dispersion
  • the area ratio of martensite is 3% or more.
  • the area ratio of martensite may be 50% or less depending on the balance between strength and deformability.
  • the area ratio of martensite may be 30% or less. More preferably, the martensite area ratio may be 20% or less.
  • Average size dia of martensite crystal grains 13 ⁇ m or less
  • the average size of martensite exceeds 13 ⁇ m, the uniform deformability of the steel sheet decreases and the local deformability also decreases. This is because if the average size of martensite is coarse, the contribution to work hardening will be small and the uniform elongation will be low, and voids will easily occur around the coarse martensite and local deformability will be low. Conceivable.
  • the average size of martensite is 10 ⁇ m or less. More preferably, the average martensite size is 7 ⁇ m or less.
  • TS / fM ⁇ dis / dia relationship 500 or more
  • the tensile strength is unit MPa
  • TS Torsile Strength
  • the martensite area ratio is unit%
  • fM fraction of martensite
  • Equation 1 When the relationship of TS / fM ⁇ dis / dia is smaller than 500, the uniform deformability of the steel sheet may be greatly reduced.
  • the physical meaning of Equation 1 is not clear. However, it is considered that this is because the smaller the average distance dis between the martensite crystal grains and the larger the average size dia of the martensite crystal grains, the more work hardening occurs.
  • there is no particular upper limit in the relationship of TS / fM ⁇ dis / dia In actual operation, the relationship of TS / fM ⁇ dis / dia is rarely over 10,000, so the upper limit is made 10,000 or less.
  • Ratio of martensite whose major axis / minor axis ratio is 5.0 or less 50% or more
  • the major axis of the martensite crystal grains is La in the unit ⁇ m and the minor axis is Lb in the unit ⁇ m
  • the martensite crystal grains satisfying Equation 2 are 50% or more and 100% or less in terms of area ratio with respect to the martensite area ratio fM, it is preferable because local deformability is improved.
  • the martensite crystal grains having La / Lb of 3.0 or less have an area ratio of 50% or more with respect to fM. More preferably, the martensite crystal grains having La / Lb of 2.0 or less have an area ratio of 50% or more with respect to fM. Further, if the ratio of equiaxed martensite is less than 50% with respect to fM, local deformability may be deteriorated.
  • the lower limit value of Equation 2 is 1.0.
  • part or all of the martensite may be tempered martensite.
  • tempered martensite By using tempered martensite, the strength of the steel sheet is reduced, but the hardness difference between the main phase and the second phase is reduced, and the hole expandability of the steel sheet is improved. What is necessary is just to control the area ratio of the tempered martensite with respect to the martensite area ratio fM according to the balance between the required strength and deformability.
  • the above-described metal structures such as ferrite, bainite, and martensite have field emission type scanning electrons within a thickness range of 1/8 to 3/8 (that is, a thickness range centered on a 1/4 thickness position). It can be observed with a microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). The characteristic value can be determined from the image obtained by this observation. Alternatively, it can be determined by EBSD described later. In this FE-SEM observation, a sample was taken so that a cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction of the steel plate (the normal direction is the plate thickness direction) was the observation surface, and polishing and nital etching were performed on this observation surface. It is carried out.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • the metal structure (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 metal structure is observed based on the 1 ⁇ 4 thickness position.
  • volume average diameter of crystal grains 5 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less
  • the size of crystal grains in the metal structure particularly the volume average diameter, 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 also improved. Since the influence of the number of coarse grains on the deformability is higher than that of fine grains, the deformability is more strongly correlated with the volume average diameter calculated by the weighted average of the volume than the number average diameter.
  • the volume average diameter is 5 ⁇ m or more and 30 ⁇ m or less, desirably 5 ⁇ m or more and 20 ⁇ m or less, and more desirably 5 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • 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 using the KAM (Kernel Average Missoration) method equipped in EBSP-OIM (registered trademark, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy).
  • KAM Kernel Average Missoration
  • 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 a boundary (this grain boundary is not necessarily a general crystal grain boundary) and calculating the equivalent circle diameter.
  • the crystal grain size of pearlite can be calculated by applying an image processing method such as binarization or cutting to the image obtained by the optical microscope. it can.
  • the equivalent circle radius (half the equivalent circle diameter) in the case of the r the volume of individual grains is obtained by 4 ⁇ ⁇ ⁇ r 3/3 , this The volume average diameter can be obtained by weighted average of the volumes.
  • the area ratio of the following coarse grain can be obtained by dividing the area ratio of the coarse grain obtained by this method by the area to be measured.
  • the average size dia of the above-described martensite crystal grains uses the above-mentioned equivalent circle diameter or the crystal grain diameter obtained by the binarization process and the cutting method.
  • the average distance dis between the above-mentioned martensite crystal grains is not limited to the above-mentioned FE-SEM observation method, but is obtained by this EBSD method (however, FE-SEM capable of EBSD). It can also be determined using the boundary between the grains.
  • the particle size is 35 ⁇ m per unit area for all the components of the metal structure. It is preferable to limit the ratio of the area (coarse grain area ratio) occupied by grains exceeding 60% (coarse grains) to 0% or more and 10% or less. 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 all the crystal grains are uniformly and equivalently strained, the local deformability is improved. Therefore, by limiting the amount of coarse grains, local crystal grain distortion can be suppressed.
  • Standard deviation of average distance dis between crystal grains of martensite 5 ⁇ m or less
  • martens which is a hard structure It is preferable that the sites are dispersed in the metal structure. Therefore, the standard deviation of the average distance dis between the martensite crystal grains is preferably 0 ⁇ m or more and 5 ⁇ m or less. In this case, for at least 100 martensite crystal grains, the distance between the crystal grains may be measured to obtain an average distance dis and its standard deviation.
  • Hardness H of ferrite It is preferable to satisfy the following formula 3. Soft ferrite, which is the main phase, contributes to improving the deformability of the steel sheet. Therefore, it is desirable that the average value of the hardness H of the ferrite satisfies the following formula 3. If hard ferrite exists in the following formula 3 or more, there is a possibility that the effect of improving the deformability of the steel sheet cannot be obtained.
  • the average value of the hardness H of the ferrite is determined by measuring 100 or more points of the hardness of the ferrite with a load of 1 mN using a nanoindenter.
  • Standard deviation / average value of hardness of ferrite or bainite 0.2 or less
  • the present inventors have found that the main phase has high homogeneity. It has been found that the balance between uniform deformability and local deformability can be preferably improved for a tissue. Specifically, it is preferable that the value obtained by dividing the standard deviation of the hardness of the ferrite by the average value of the hardness of the ferrite is 0.2 or less because the above effect can be obtained.
  • the value which divided the standard deviation of the hardness of bainite by the average value of the hardness of bainite is 0.2 or less, since the above-mentioned effect is acquired, it is preferred.
  • This homogeneity can be defined by measuring the hardness of 100 or more points of ferrite or bainite as a main phase with a nanoindenter at a load of 1 mN and using the average value and the standard deviation thereof. That is, the lower the standard value of hardness / the average value of hardness, the higher the homogeneity, and the effect is obtained when the hardness is 0.2 or less.
  • a nanoindenter for example, UMIS-2000 manufactured by CSIRO
  • the hardness of a single crystal grain that does not include a grain boundary can be measured by using an indenter smaller than the crystal grain size.
  • C 0.01% or more and 0.4% or less
  • C (carbon) is an element that increases the strength of the steel sheet, and is an essential element for securing the area ratio of martensite.
  • the reason why the lower limit of the C content is set to 0.01% is to obtain martensite in an area ratio of 1% or more.
  • the C content exceeds 0.40%, the deformability of the steel sheet decreases, and the weldability of the steel sheet also deteriorates.
  • the C content is 0.30% or less.
  • Si 0.001% or more and 2.5% or less
  • Si is a deoxidizing element of steel, and is an element effective for increasing the mechanical strength of a steel sheet.
  • Si is an element that stabilizes ferrite during temperature control after hot rolling and suppresses cementite precipitation during bainite transformation.
  • the Si content exceeds 2.5%, the deformability of the steel sheet decreases, and surface flaws tend to occur on the steel sheet.
  • the Si content is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effects.
  • Mn 0.001% or more and 4.0% or less
  • Mn manganese
  • Mn is an element effective for increasing the mechanical strength of the steel sheet.
  • the Mn content is 3.5% or less. More preferably, the Mn content is 3.0% or less.
  • Mn is also an element that prevents cracking during hot rolling by fixing S (sulfur) in steel.
  • S sulfur
  • Al 0.001% or more and 2.0% or less
  • Al is a deoxidizing element of steel.
  • Al is an element that stabilizes ferrite during temperature control after hot rolling and suppresses cementite precipitation during bainite transformation.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content exceeds 2.0%, the weldability becomes poor.
  • Al is an element that remarkably increases the temperature Ar 3 at which transformation starts from ⁇ (austenite) to ⁇ (ferrite) during steel cooling. Therefore, the Al content may be controlled Ar 3 of the steel.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment contains inevitable impurities in addition to the basic components described above.
  • the inevitable impurities mean secondary materials such as scrap and elements such as P, S, N, O, Cd, Zn, and Sb that are inevitably mixed from the manufacturing process.
  • P, S, N, and O are limited as follows in order to preferably exhibit the above effects.
  • the limit range of the impurity content includes 0%, but it is difficult to achieve 0% stably industrially.
  • the described% is mass%.
  • P 0.15% or less
  • P phosphorus
  • the P content is limited to 0.15% or less.
  • the P content is limited to 0.05% or less.
  • the lower limit of the P content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the P content may be 0.0005%.
  • S 0.03% or less S (sulfur) is an impurity, and when excessively contained in steel, MnS stretched by hot rolling is generated and is an element that lowers the deformability of the steel sheet. Therefore, the S content is limited to 0.03% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0%.
  • the lower limit of the P content may be 0.0005%.
  • N 0.01% or less
  • N nitrogen
  • the lower limit of the N content may be 0%.
  • the lower limit of the N content may be 0.0005%.
  • O 0.01% or less
  • O (oxygen) is an impurity and is an element that lowers the deformability of the steel sheet. Therefore, the O content is limited to 0.01% or less.
  • the lower limit of the O content may be 0%. In consideration of current general refining (including secondary refining), the lower limit of the O content may be 0.0005%.
  • 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 Mo, Cr, Ni, Cu, B, Nb, Ti, V, W, Ca, Mg as optional components in addition to the basic components and impurity elements described above.
  • Zr, REM, As, Co, Sn, Pb, Y, Hf may be contained.
  • the numerical limitation range of the selected component and the reason for limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • Ti 0.001% or more and 0.2% or less
  • Nb 0.001% or more and 0.2% or less
  • B 0.0001% or more and 0.005% or less
  • Ti (titanium), Nb (niobium), B (Boron) is a selective element that brings about effects such as precipitation strengthening, structure control, and fine grain strengthening in steel because carbon and nitrogen in steel are fixed to produce fine carbonitrides. Therefore, if necessary, one or more of Ti, Nb, and B may be added to the steel. In order to obtain the above effects, it is desirable that the Ti content is 0.001% or more, the Nb content is 0.001% or more, and the B content is 0.0001% or more.
  • the Ti content is 0.2% or less
  • the Nb content is 0.2% or less
  • the B content is 0.005% or less.
  • the lower limit of the content of these selective elements is 0%.
  • Mg 0.0001% or more and 0.01% or less REM: 0.0001% or more and 0.1% or less Ca: 0.0001% or more and 0.01% or less Mg (magnesium), REM (Rare Earth Metal) , Ca (calcium) is an important selection element for controlling inclusions in a harmless form and improving the local deformability of the steel sheet. Therefore, as needed, you may add any 1 or more types in Mg, REM, and Ca in steel. In order to obtain the above effects, it is desirable that the Mg content is 0.0001% or more, the REM content is 0.0001% or more, and the Ca content is 0.0001% or more.
  • the Mg content is 0.01% or less
  • the REM content is 0.1% or less
  • the Ca content is 0.01% or less.
  • the lower limit of the content of these selective elements is 0%.
  • REM is a collective term for a total of 16 elements including 15 elements from lanthanum with atomic number 57 to lutesium with 71 and scandium with atomic number 21. Usually, it is supplied in the form of misch metal, which is a mixture of these elements, and added to the steel.
  • Mo 0.001% to 1.0% Cr: 0.001% to 2.0% Ni: 0.001% to 2.0% W: 0.001% to 1.0% % Or less Zr: 0.0001% or more and 0.2% or less As: 0.0001% or more and 0.5% or less Mo (molybdenum), Cr (chromium), Ni (nickel), W (tungsten), Zr ( Zirconium) and As (arsenic) are selective elements that increase the mechanical strength of the steel sheet. Therefore, if necessary, one or more of Mo, Cr, Ni, W, Zr, and As may be added to the steel.
  • the Mo content is 0.001% or more, the Cr content is 0.001% or more, the Ni content is 0.001% or more, the W content is 0.001% or more, and the Zr content. Is preferably 0.0001% or more, and the As content is preferably 0.0001% or more.
  • Mo content is 1.0% or less, Cr content is 2.0% or less, Ni content is 2.0% or less, W content is 1.0% or less, Zr content is 0.2%.
  • the As content is preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the content of these selective elements is 0%.
  • V 0.001% or more and 1.0% or less
  • Cu 0.001% or more and 2.0% or less
  • V (vanadium) and Cu (copper) have the effect of precipitation strengthening, like Nb and Ti. It is a selective element. Further, the addition of V and Cu has a lower degree of decrease compared to the decrease in local deformability caused by the addition of Nb, Ti and the like. Therefore, it is a selective element that is more effective than Nb or Ti when it is desired to enhance the local deformation ability such as hole expandability and bendability with high strength. Therefore, as needed, you may add any 1 or more types of V and Cu in steel. In order to acquire the said effect, it is preferable that V content is 0.001% or less and Cu content is 0.001% or less.
  • the V content is 1.0% or less and the Cu content is 2.0% or less.
  • the lower limit of the content of these selective elements is 0%.
  • Co 0.0001% or more and 1.0% or less
  • Co (cobalt) is difficult to show the effect quantitatively, but the temperature Ar 3 at which transformation starts from ⁇ (austenite) to ⁇ (ferrite) during steel cooling Is a selective element that remarkably increases. Therefore, the Co content may control the Ar 3 of the steel.
  • Co is a selective element that improves the strength of the steel sheet.
  • the Co content is preferably 0.0001% or more.
  • the Co content is preferably 1.0% or less.
  • the effect in this embodiment is not impaired.
  • the lower limit of the content of this selective element is 0%.
  • Sn 0.0001% or more and 0.2% or less
  • Pb 0.0001% or more and 0.2% or less
  • Sn (tin) and Pb (lead) improve plating wettability and plating adhesion. It is an effective selective element. Therefore, you may add any 1 or more types in Sn and Pb in steel as needed. In order to obtain the above effects, it is preferable that the Sn content is 0.0001% or more and the Pb content is 0.0001% or more. However, when these selective elements are excessively added to the steel, hot embrittlement occurs, cracks occur during hot working, and surface flaws are likely to occur in the steel sheet. Therefore, it is preferable that the Sn content is 0.2% or less and the Pb content is 0.2% or less.
  • Y 0.0001% or more and 0.2% or less
  • Hf 0.0001% or more and 0.2% or less
  • Y (yttrium) and Hf (hafnium) are effective selection elements for improving the corrosion resistance of the steel sheet. is there. Therefore, you may add any 1 or more types of Y and Hf in steel as needed.
  • the Y content is 0.0001% or more and the Hf content is 0.0001% or more.
  • the Y content is 0.20% or less and the Hf content is 0.20% or less.
  • Y has an effect of forming an oxide in steel and adsorbing hydrogen in the steel. For this reason, the diffusible hydrogen in steel is reduced, and it can also be expected to improve the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet. This effect can also be obtained within the range of the Y content described above. In addition, even if these selective elements are contained in the steel in an amount less than the lower limit, the effects in this embodiment are not impaired. Moreover, since it is not necessary to intentionally add these selective elements to the steel in order to reduce the alloy cost, the lower limit of the content of these selective elements is 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 and 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 film, it is possible to sufficiently maintain high strength and uniform deformability and local deformability.
  • 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, has excellent uniform deformability, and dramatically improves local deformability such as bending workability and hole expansibility of high-strength steel sheets. ing.
  • 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.
  • 1st hot rolling process As a 1st hot rolling process, 40% or more in the temperature range of 1000 degreeC or more and 1200 degrees C or less (preferably 1150 degrees C or less) using the said ingot made by melting and casting A rolling pass with a reduction ratio of at least once is performed.
  • the average austenite grain size of the steel sheet after the first hot rolling process becomes 200 ⁇ m or less, and the uniform deformability and local deformation of the finally obtained hot rolled steel sheet Contributes to the improvement of performance.
  • the average austenite grain size of the steel sheet is 100 ⁇ m or less by performing rolling in which the rolling reduction rate of one pass is 40% or more twice (two passes) in the first hot rolling step.
  • the reduction rate of one pass is limited to 70% or less, or the number of reductions (number of passes) is limited to 10 times or less, thereby reducing the steel sheet temperature and excessive scale. Generation concerns can be reduced. 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.
  • the austenite grains after the first hot rolling process fine, the austenite grains can be made finer in the subsequent process, and the ferrite, bainite, transformed from the austenite in the subsequent process, And martensite is preferable because it can be dispersed finely and uniformly.
  • the texture can be controlled, so that the anisotropy and local deformability of the steel sheet can be improved, and the metal structure can be refined, so that the uniform deformability and local deformability of the steel sheet can be improved ( In particular, the uniform deformability is improved.
  • the austenite grain boundaries refined by the first hot rolling step during the second hot rolling step, which is a subsequent step function as one of the recrystallization nuclei.
  • the steel plate after the first hot rolling step it is desirable to rapidly cool the steel plate after the first hot rolling step at a cooling rate as large as possible.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./second 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 austenite grain size was measured by image analysis or a cutting method, and the austenite grain size measured in each field of view was averaged to obtain an average austenite grain size. Get.
  • the sheet bar may be joined and the second hot rolling step, which is a subsequent step, may be continuously performed.
  • 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.
  • Second Hot Rolling Step when the temperature calculated by the following equation 4 is T1 in the unit of ° C. on the steel plate after the first hot rolling step, T1 + 30 ° C. or more and Includes a large reduction pass with a reduction rate of 30% or more in the temperature range of T1 + 200 ° C or less, the cumulative reduction rate in the temperature range of T1 + 30 ° C or more and T1 + 200 ° C or less is 50%, Ar 3 ° C or more and less than T1 + 30 ° C Rolling is performed such that 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.
  • a temperature T1 (as shown in the following formula 4 depending on the chemical composition (unit: mass%) of the steel) The rolling is controlled based on the unit (° C).
  • 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 C, N, It is the mass percentage of Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo and V.
  • a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower (preferably T1 + 50 ° C. or higher and T1 + 100 ° C. or lower) based on the temperature T1 (unit: ° C) obtained by the above formula 4 or formula 5.
  • T1 unit: ° C
  • a large reduction ratio is secured, and the reduction ratio is limited to a small range (including 0%) in a temperature range of Ar 3 ° C or higher and lower than T1 + 30 ° C.
  • 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. A plurality of passes are rolled in the following temperature range, and the cumulative reduction ratio is set to 50% or more.
  • this cumulative rolling reduction is desirably 70% or more from the viewpoint of promoting recrystallization due to strain accumulation. Further, by limiting the upper limit of the cumulative rolling reduction, the rolling temperature can be secured more sufficiently and the rolling load can be further suppressed. Therefore, the cumulative rolling reduction may be 90% or less.
  • a dynamic recrystallized structure accumulates strain received during processing in the crystal, and a recrystallized region and a non-recrystallized region are locally mixed. Therefore, the texture is relatively developed and anisotropic.
  • the metal structure may be mixed.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is characterized in that austenite is recrystallized by static recrystallization. Therefore, the recrystallized austenite structure is uniform, fine, equiaxed, and suppresses the development of texture. Can be obtained.
  • the rolling reduction in one pass is 30% or more in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less.
  • the second hot rolling is controlled so as to include at least one large reduction pass. In this way, in the second hot rolling, at a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less, the reduction at a reduction rate of 30% or more in one pass is performed at least once.
  • the rolling reduction of the final pass in this temperature range is preferably 25% or more, and more preferably 30% or more.
  • the final pass in this temperature range is a large reduction pass (a rolling pass with a reduction rate of 30% or more).
  • the rolling reduction ratios of the first half pass are all less than 30%, and the rolling reduction ratios of the final two passes are each 30% or more.
  • a large reduction pass with a reduction rate of 40% or more in one pass is preferably performed.
  • a large rolling pass with a rolling reduction rate in one pass of 70% or less is used.
  • the temperature rise of the steel plate between each pass of rolling can be suppressed to, for example, 18 ° C. or less to obtain more uniform recrystallized austenite. it can.
  • 0% is more desirable. That is, in the temperature range of Ar 3 ° C. or higher and lower than T1 + 30 ° C., the reduction does not have to be performed, and even when the reduction is performed, the cumulative reduction rate is set to 30% or less.
  • austenite can be recrystallized uniformly, finely and equiaxially, and the uniform structure and local deformability can be improved by controlling the texture, metal structure and anisotropy of the steel sheet. it can.
  • the final hot-rolled steel sheet has a major axis / minor axis ratio of martensite, an average size of martensite, and an average distance between martensites. Etc. can be controlled.
  • the Ar 3 ° C. or more and the cumulative rolling reduction at a temperature range of less than T1 + 30 ° C. is too large, austenite texture Develop.
  • the finally obtained hot-rolled steel sheet has an average pole density D1 in the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups of 1.0 or more and 5.0 or less at the center of the plate thickness. Or at least one of the conditions of ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in which the pole density D2 of the crystal orientation is 1.0 or more and 4.0 or less.
  • the pole density D2 of the crystal orientation is 1.0 or more and 4.0 or less.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower is too small, uniform and fine Recrystallization does not occur, and the metal structure includes coarse grains or mixed grains, or the metal structure becomes mixed grains. Therefore, the area ratio and volume average diameter of crystal grains exceeding 35 ⁇ m increase.
  • the second hot rolling Ar 3 when completed in less than a temperature, Ar 3 (Unit: ° C.) at less and rolling end temperature or temperature range, the two-phase of austenite and ferrite Steel is rolled in the region (two-phase temperature region). Therefore, the texture of the steel plate develops, and the anisotropy and local deformability of the steel plate are significantly deteriorated.
  • the rolling end temperature of the second hot rolling when the rolling end temperature of the second hot rolling is equal to or higher than T1, the amount of strain in the temperature range below T1 can be reduced to further reduce the anisotropy, and as a result, the local deformability can be further increased. Can do. Therefore, the rolling end temperature of the second hot rolling may be T1 or higher.
  • 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
  • the rolling temperature 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 above-described reduction ratio in one pass is the amount of reduction in one pass relative 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.
  • Ar 3 which is the ferrite transformation temperature from austenite during cooling, is determined by the following formula 6 in units of ° C. As described above, although it is difficult to show an effect quantitatively, Al and Co also affect Ar 3 .
  • Ar 3 879.4 ⁇ 516.1 ⁇ [C] ⁇ 65.7 ⁇ [Mn] + 38.0 ⁇ [Si] + 274.7 ⁇ [P] (Formula 6)
  • [C], [Mn], [Si], and [P] are mass percentages of C, Mn, Si, and P, respectively.
  • Tf in Equation 8 is the temperature (unit: ° C.) of the steel sheet at the time of completion of the final pass in the large reduction pass
  • P1 is the reduction rate (unit:%) in the final pass of the large reduction pass. is there.
  • the austenite crystal grains can be controlled to have a metal structure that is equiaxed and has few coarse grains (having a uniform size). Therefore, the finally obtained hot-rolled steel sheet also has a metal structure that is equiaxed and has few coarse grains (uniform size), and the ratio of the major axis to the minor axis of martensite, the average size of martensite, and between martensites The average distance can be preferably controlled.
  • the value on the right side of Formula 7 (2.5 ⁇ t1) means the time when the recrystallization of austenite is almost completed.
  • the waiting time t exceeds the value on the right side of Formula 7 (2.5 ⁇ t1), the recrystallized crystal grains grow significantly and the crystal grain size increases. Therefore, the strength, uniform deformability and local deformability, fatigue characteristics, and the like of the steel plate are reduced. Accordingly, the waiting time t is 2.5 ⁇ t1 seconds or less.
  • This primary cooling may be performed between rolling stands in consideration of operability (for example, control of shape correction and secondary cooling). Note that the lower limit of the waiting time t is 0 second or longer.
  • the volume average diameter of the finally obtained hot-rolled steel sheet can be controlled to 30 ⁇ m or less. As a result, even if the recrystallization of austenite does not proceed sufficiently, the characteristics of the steel sheet, particularly the uniform deformability and fatigue characteristics can be preferably improved.
  • the development of the texture can be suppressed by limiting the waiting time t to t1 seconds or more and 2.5 ⁇ t1 seconds or less so that t1 ⁇ t ⁇ 2.5 ⁇ t1.
  • the waiting time is longer than the case where the waiting time t is less than t1 seconds, the volume average diameter increases, but the recrystallization of austenite proceeds sufficiently to randomize the crystal orientation.
  • the anisotropy and local deformability of the steel sheet can be preferably improved.
  • the primary cooling described above can be performed between rolling stands in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or after the last rolling stand in this temperature range. That is, if the waiting time t satisfies the above condition, one pass reduction is performed in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less after the completion of the final pass of the large reduction pass to the start of primary cooling. Rolling at a rate of 30% or less may be further performed. Further, after the primary cooling, if the rolling reduction in one pass is 30% or less, rolling may be further performed in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less.
  • the change in cooling temperature which is the difference between the steel plate temperature at the start of cooling (steel temperature) and the steel plate temperature at the end of cooling (steel temperature), is desirably 40 ° C. or higher and 140 ° C. or lower. 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 extreme density can be preferably improved. Moreover, by limiting the cooling temperature change to 140 ° C.
  • the temperature of the steel sheet not only can the temperature of the steel sheet be controlled relatively easily, but also the variant selection (variant limitation) can be controlled more effectively, and the development of the recrystallized texture is preferable. It can also be suppressed. Therefore, in this case, the isotropic property can be further increased, and the orientation dependency of the formability can be further reduced. If the change in cooling temperature exceeds 140 ° C., the progress of recrystallization becomes insufficient, the desired texture cannot be obtained, the ferrite becomes difficult to obtain, and the hardness of the obtained ferrite becomes high. There is a possibility that the uniform deformability and the local deformability are lowered.
  • the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less.
  • the steel plate temperature T2 at the end of the primary cooling is T1 + 100 ° C. or less.
  • the average cooling rate in the 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 steel plate shape.
  • Secondary cooling step As the secondary cooling step, after the second hot rolling and after the primary cooling step, at an average cooling rate of 15 ° C / second or more and 300 ° C / second or less, 600 ° C or more and 800 ° C. It is preferable to cool the steel sheet to the following temperature range. During this secondary cooling step, when the steel sheet is cooled and the temperature of the steel sheet becomes Ar 3 or less, austenite begins to transform into ferrite. By setting the average cooling rate to 15 ° C./second or more, coarsening of austenite crystal grains can be preferably suppressed. The upper limit of the average cooling rate is not particularly required, but the average cooling rate may be 300 ° C./second or less from the viewpoint of the steel plate shape. Further, it is preferable to start secondary cooling within 3 seconds after the second hot rolling and after the primary cooling step. When the start of secondary cooling exceeds 3 seconds, austenite may be coarsened.
  • a steel plate is hold
  • the transformation from austenite to ferrite proceeds, and the ferrite area ratio of the steel sheet can be increased.
  • a steel plate is hold
  • the holding time is set to 1 second or more in order to advance the ferrite transformation. However. If it exceeds 15 seconds, the ferrite crystal grains become coarse and cementite may be precipitated.
  • the holding time is preferably 3 seconds or more and 15 seconds or less.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of room temperature to 350 ° C. at an average cooling rate of 50 ° C./second to 300 ° C./second.
  • austenite that has not been transformed into ferrite even after the holding step is transformed into bainite and martensite.
  • the bainite transformation proceeds excessively because the temperature is too high, and finally, martensite cannot be obtained in an area ratio of 1% or more.
  • the minimum in particular of the cooling stop temperature of a tertiary cooling process when water cooling is assumed, what is necessary is just room temperature or more. Further, when cooling at an average cooling rate of less than 50 ° C./second, pearlite transformation may occur during cooling.
  • the upper limit of the average cooling rate in the tertiary cooling step is not particularly required, but may be 300 ° C. or less from the viewpoint of operation.
  • the bainite area ratio can be increased by reducing the average cooling rate.
  • the martensite area ratio can be increased.
  • the crystal grain size of bainite and martensite is also fine.
  • the area ratio of ferrite and bainite as the main phase and martensite as the second phase may be controlled.
  • ferrite can be controlled mainly in the holding process
  • bainite and martensite can be controlled mainly in the tertiary cooling process.
  • the crystal grain size and shape of these main phases, ferrite and bainite, and martensite, which is the second phase largely depend on the grain size and shape of austenite, which is a structure before transformation. It also depends on the holding process and the tertiary cooling process.
  • the value of TS / fM ⁇ dis / dia which is the relationship between the martensite area ratio fM, the martensite average size dia, the martensite average distance dis, and the tensile strength TS of the steel sheet, It can be satisfied by controlling the above manufacturing process in a complex manner.
  • Winding process As the winding process, after the tertiary cooling process, winding of the steel sheet is started at a temperature not lower than room temperature and not higher than 350 ° C., which is the cooling stop temperature of the tertiary cooling, and then air-cooled.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can be manufactured.
  • 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 if the above surface treatment is performed, the uniform deformability and the local deformability can be sufficiently maintained.
  • a tempering treatment or an aging treatment may be performed as the reheating treatment.
  • Nb, Ti, Zr, V, W, Mo, or the like dissolved in the steel may be precipitated as carbides, or martensite may be softened as tempered martensite.
  • martensite may be softened as tempered martensite.
  • the effect of this reheating treatment can also be obtained by heating for the above-described hot dipping or alloying treatment.
  • the conditions in the present embodiment are one condition example adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Tables 15 to 22 show characteristic points such as metal structure, texture, and mechanical properties.
  • the average pole density of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is denoted by D1
  • the pole density of the ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> crystal orientation is denoted by D2.
  • the area fractions of ferrite, bainite, martensite, pearlite, and retained austenite are indicated as F, B, fM, P, and ⁇ , respectively.
  • the average martensite size is denoted by dia
  • the average distance between martensites is denoted by dis.
  • the standard deviation ratio of hardness means a value obtained by dividing the standard deviation of hardness by the average value of the hardness with respect to the higher area fraction of ferrite or bainite.
  • the hole expansion rate ⁇ of the final product and the critical bending radius (d / RmC) by 90 ° V-bending were used.
  • the bending test was C direction bending.
  • the tensile test (measurement of TS, u-EL, 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 linkage standard JFS T1001, respectively.
  • JIS Z 2241 JIS Z 2241
  • JIS Z 2248 V block 90 ° bending test
  • JFS T1001 iron linkage standard
  • the pole density was measured at a measurement step of 0.5 ⁇ m with respect to the central part.
  • the r value (Rankford value) in each direction was measured in accordance with JIS Z 2254 (2008) (ISO 10113 (2006)).
  • surface shows that it is a value which does not satisfy
  • TS ⁇ 440 (unit: MPa), TS ⁇ u ⁇ EL ⁇ 7000 (unit: MPa ⁇ %), TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 (unit: MPa ⁇ %), and d / RmC ⁇ 1 ( It can be said that this is a hot-rolled steel sheet that satisfies all the conditions of (no unit) at the same time, has high strength, and is excellent in uniform deformability and local deformability.
  • P3-P6, P8, P9, P12, P15, P20, P22, P28, P32, P35, P42-P47, and P78-P140 are comparative examples that did not satisfy the conditions of the present invention.
  • TS ⁇ 440 unit: MPa
  • TS ⁇ u ⁇ EL ⁇ 7000 unit: MPa ⁇ %)
  • TS ⁇ ⁇ ⁇ 30000 unit: MPa ⁇ %)
  • d / RmC ⁇ 1 The unit is not satisfied.
  • FIG. 1 and FIG. 2 are graphs showing the relationship between D1 and D2 and d / RmC with respect to the above example and the comparative example. As shown in FIG. 1 and FIG. 2, d / RmC ⁇ 1 is satisfied when D1 is 5.0 or less and when D2 is 4.0 or less.

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Abstract

　この熱延鋼板は、｛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、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上かつ４．０以下であり、金属組織が、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて３０％以上かつ９９％以下、マルテンサイトを１％以上かつ７０％以下含み、マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭ、マルテンサイトの平均サイズを単位μｍでｄｉａ、マルテンサイト間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ、鋼板の引張強度を単位ＭＰａでＴＳとしたとき、下記の式１及び式２を満たす。　ｄｉａ≦１３μｍ　・・・（式１）　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００　・・・（式２）

Description

熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、張り出し加工性や絞り加工性などに寄与する均一変形能と、曲げ性、伸びフランジ性、及びバーリング加工性などに寄与する局部変形能との両方に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明は、ＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）組織を有する鋼板に関する。
　本願は、２０１１年５月２５日に、日本に出願された特願２０１１－１１７４３２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、高強度鋼板の使用による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観点からも、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。しかし、自動車車体の軽量化を今後さらに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。また、例えば自動車車体の足回り部品に高強度鋼板を用いるには、均一変形能に加えて、バーリング加工性などに寄与する局部変形能も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（変形能）が低下する。例えば、非特許文献１には、鋼板の強度を高めることによって、絞り加工や張り出し加工に重要な均一伸びが低下することが開示されている。
　これに対して、非特許文献２には、鋼板の金属組織を複合化することで、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、非特許文献３には、介在物制御や単一組織化、さらには組織間の硬度差の低減によって、曲げ性や穴拡げ性やバーリング加工性に代表される局部延性が改善する金属組織制御法が開示されている。これは、組織制御によって鋼板を単一組織にすることにより、穴拡げ性などに寄与する局部変形能を改善するものである。しかし、単一組織にするためには、非特許文献４に記載されるようにオーステナイト単相からの熱処理が製法の基本となる。
　また、非特許文献４には、熱間圧延後の冷却制御による金属組織の制御によって、析出物及び変態組織の好ましい形態と、フェライト及びベイナイトの適切な分率とを得ることで、鋼板の強度と延性とを両立させる技術が開示されている。しかし、上記のいずれの技術も組織制御に頼った局部変形能の改善方法であり、べースの組織形成に大きく影響されてしまう。
　連続熱間圧延時に圧下量を増加させることによって、結晶粒を微細化し、鋼板の材質を改善する方法についても、先行技術が存在する。例えば、非特許文献５には、オーステナイト域内の極力低温領域で大圧下を行い、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させて、鋼板の強度及び強靭を高める技術が開示されている。しかし、非特許文献５では、本発明が解決しようとする局部変形能の改善のための手段について、一切配慮されていない。
：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、（２０００）Ｖｏｌ．４０、ｐ．９２０ ：中山製鋼所　ＮＦＧ製品紹介
　上述のように、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性を同時に満足する技術は見当たらないのが実情である。例えば、高強度鋼板の局部変形能改善のためには、介在物を含む組織制御を行うことが必要であった。しかし、この改善は組織制御によっていることから、析出物や、フェライトやベイナイト等の組織の分率や形態を制御する必要があり、ベースの金属組織が限定されていた。ベース金属組織が限定されるため、局部変形能に加えて、強度と局部変形能とを同時に向上させることが困難であった。
　本発明では、ベース組織の制御だけではなく、集合組織の制御を行い、さらには、結晶粒のサイズや形態を制御することで、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れ、併せて成形性方位依存性（異方性）の少ない熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明で、強度とは主として引張強度のことを意味し、また、高強度とは引張強度で４４０ＭＰａ以上を指す。また、本発明で、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れるとは、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ｕ－ＥＬ）、穴拡げ率（λ）、及び板厚ｄとＣ方向曲げ最小半径ＲｍＣとの比であるｄ／ＲｍＣの特性値を用いて、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ－ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）のすべての条件を同時に満足する場合とする。
　従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などに寄与する局部変形能の改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質化、単一組織化、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ことが懸念される。そのため、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前のブランク取りの方向を限定したりせざるを得ず、用途が限定される。一方で、均一変形能は、マルテンサイトなどの硬質組織を金属組織中に分散させることにより改善出来る。
　本発明者らは、高強度でかつ、張り出し加工性などに寄与する均一変形能と、穴拡げ性や曲げ性などに寄与する局部変形能との両方を向上させるために、新たに鋼板の金属組織の分率や形態の制御に加えて、鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、鋼板の化学組成と、金属組織と、特定の結晶方位群の各方位の極密度で表される集合組織とを制御することで、高強度でかつ、圧延方向、圧延方向と９０°をなす方向（Ｃ方向）、圧延方向と３０°をなす方向、または圧延方向と６０°をなす方向のランクフォード値（ｒ値）がバランスして局部変形能が飛躍的に向上し、かつ、マルテンサイトなどの硬質組織を分散させることによって均一変形能も確保できることを明らかにした。
　本発明の要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は、鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％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；前記鋼板の表面から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５．０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４．０以下であり；前記鋼板の金属組織に、複数の結晶粒が存在し、この金属組織が、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて３０％以上かつ９９％以下、マルテンサイトを１％以上かつ７０％以下含み；前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭ、前記マルテンサイトの平均サイズを単位μｍでｄｉａ、前記マルテンサイト間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ、前記鋼板の引張強度を単位ＭＰａでＴＳとしたとき、下記の式１及び式２を満たす。
　　ｄｉａ≦１３μｍ　・・・（式１）
　　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００　・・・（式２）
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記鋼板の化学組成では、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｂ　：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｔｉ：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、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下の１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の熱延鋼板では、前記結晶粒の体積平均径が５μｍ以上かつ３０μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）又は（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４．０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３．０以下であってもよい。
（５）上記（１）～（４）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記マルテンサイトの長軸をＬａ及び短軸をＬｂとしたとき、下記の式３を満たす前記マルテンサイトの面積率が、前記マルテンサイト面積率ｆＭに対して５０％以上かつ１００％以下であってもよい。
　　Ｌａ／Ｌｂ≦５．０　・・・（式３）
（６）上記（１）～（５）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記金属組織が、面積率で、前記フェライトを３０％以上かつ９９％以下含んでもよい。
（７）上記（１）～（６）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記金属組織が、面積率で、前記ベイナイトを５％以上かつ８０％以上含んでもよい。
（８）上記（１）～（７）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記マルテンサイトに焼き戻しマルテンサイトが含まれてもよい。
（９）上記（１）～（８）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記鋼板の前記金属組織中の前記結晶粒のうち、粒径が３５μｍを超える粗大結晶粒の面積率が０％以上１０％以下であってもよい。
（１０）上記（１）～（９）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、前記フェライトの硬さＨが下記の式４を満たしてもよい。
　　Ｈ＜２００＋３０×［Ｓｉ］＋２１×［Ｍｎ］＋２７０×［Ｐ］＋７８×［Ｎｂ］１／２＋１０８×［Ｔｉ］１／２　・・・（式４）
（１１）上記（１）～（１０）の何れか一項に記載の熱延鋼板では、主相である前記フェライトまたは前記ベイナイトに対して１００点以上の点について硬さの測定を行った場合に、前記硬さの標準偏差を前記硬さの平均値で除した値が０．２以下であってもよい。
（１２）本発明の一態様に係る熱延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％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；下記の式５により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記式６により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ３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を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式７を満たし、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℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；前記第２の熱間圧延の終了後に、１５℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、６００℃以上かつ８００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；６００℃以上かつ８００℃の温度範囲内で１秒以上かつ１５秒以下前記鋼を保持し；前記保持後に、５０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、室温以上かつ３５０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；室温以上かつ３５０℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取る。
　　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　・・・（式５）
　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ及びＭｎの質量百分率である。
　　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］　・・・（式６）
　なお、この式６で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
　　ｔ≦２．５×ｔ１　・・・（式７）
　ここで、ｔ１は下記の式８で表される。
　　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・（式８）
　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。
（１３）上記（１２）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、Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、Ｔｉ：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、Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下の１種以上を含有し、前記式５により算出される温度の代わりに下記式９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９）
　ここで、［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の質量百分率である。
（１４）上記（１２）又は（１３）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔが、さらに下記式１０を満たしてもよい。
　　０≦ｔ＜ｔ１　・・・（式１０）
（１５）上記（１２）又は（１３）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔが、さらに下記式１１を満たしてもよい。
　　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　・・・（式１１）
（１６）上記（１２）～（１５）の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記第１の熱間圧延で、４０％以上の圧下率である圧下を少なくとも２回以上行い、前記平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下としてもよい。
（１７）上記（１２）～（１６）の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延の終了後、３秒以内に、前記二次冷却を開始してもよい。
（１８）上記（１２）～（１７）の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延で、各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下としてもよい。
（１９）上記（１２）～（１８）の何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℃以下の温度範囲での圧延の最終パスが前記大圧下パスであってもよい。
（２０）上記（１２）～（１９）の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記保持が、６００℃以上かつ６８０℃以下の温度範囲内で、３秒以上かつ１５秒以下の保持であってもよい。
（２１）上記（１２）～（２０）の何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、ＮｂやＴｉの元素などが添加された場合でも異方性への影響が小さく、高強度でかつ、局部変形能と均一変形能とに優れた熱延鋼板を得ることができる。
｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１とｄ／ＲｍＣ（板厚ｄ／最小曲げ半径ＲｍＣ）との関係を示す。 ｛３３２｝＜１１３＞方位の極密度Ｄ２とｄ／ＲｍＣとの関係を示す。
　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。
　結晶方位の平均極密度Ｄ１：１．０以上かつ５．０以下
　結晶方位の極密度Ｄ２：１．０以上かつ４．０以下
　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（板厚方向を法線とする）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Ｄ１が、特に重要な集合組織（金属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Ｄ１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上記断面に対して、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Ｄ１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Ｄ１が５．０以下であれば、足回り部品や骨格部品の加工に最低限必要とされる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１．０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、全伸びＥＬとが、自動車車体の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を好ましく満たすための一条件でもある。
　さらに、平均極密度Ｄ１が４．０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Ｄ１が、５．０以下であるとよく、４．０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Ｄ１は、より望ましくは３．５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Ｄ１が５．０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低下する。そのため、この場合には、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．０を満足できなくなる。
　一方、平均極密度Ｄ１が１．０未満になると、局部変形能の低下が懸念される。そのため、平均極密度Ｄ１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Ｄ２を４．０以下とする。この条件は、鋼板が、ｄ／ＲｍＣ≧１．０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、全伸び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を好ましく満たすための一条件でもある。
　さらに、上記極密度Ｄ２が３．０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Ｄ２は、望ましくは２．５以下であり、より望ましくは２．０以下である。この極密度Ｄ２が４．０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低下する。そのため、この場合には、鋼板がｄ／ＲｍＣ≧１．０を十分に満足できなくなる。
　一方、この極密度Ｄ２が１．０未満になると、局部変形能の低下が懸念される。そのため、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２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ＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて測定することができる。例えば、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１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：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎｓ）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、ＥＣＰ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Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２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。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属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金属組織は、複数の結晶粒を含み、フェライト及び又はベイナイトを主相とし、マルテンサイトを第二相とするＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）組織であることを特徴とする。主相である変形能に優れたフェライトやベイナイトに、第二相として硬質組織であるマルテンサイトが分散することで、強度と、均一変形能とを高めることが可能となる。この均一変形能の向上は、金属組織中に硬質組織であるマルテンサイトが微細分散することにより、鋼板の加工硬化率が上昇することに起因する。また、ここでいう、フェライト及びベイナイトには、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを含む。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト以外の組織として、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイト、及び複数の介在物などを含む。これらのフェライト、ベイナイト、及びマルテンサイト以外の組織は、面積率で０％以上かつ１０％以下に制限することが好ましい。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化する。よって、不可避的に存在する面積率で５％程度の残留オーステナイト以外には、実質的に残留オーステナイトを含まないことが好ましい。
　主相であるフェライトとベイナイトとの面積率：３０％以上かつ９９％未満
　主相であるフェライト及びベイナイトは、比較的軟質であり高い変形能を有する。フェライトとベイナイトとを合わせて面積率が３０％以上である場合に、本実施形態に係る熱延鋼板の均一変形能と局部変形能との両方の特性が満足される。より好ましくは、フェライトとベイナイトとを合わせて面積率で５０％以上とする。一方、フェライトとベイナイトとを合わせた面積率が９９％以上であると、鋼板の強度と均一変形能とが低下する。
　好ましくは、主相として、フェライトの面積率を３０％以上かつ９９％以下とする。より変形能に優れるフェライトの面積率を３０％以上かつ９９％以下とすることで、鋼板の強度と延性（変形能）とのバランスのうち、延性（変形能）をより好ましく高めることができる。特に、フェライトが均一変形能の向上に寄与する。
　または、主相として、ベイナイトの面積率を５％以上かつ８０％以下としてもよい。より強度に優れるベイナイトの面積率を５％以上かつ８０％以下とすることで、鋼板の強度と延性（変形能）とのバランスのうち、強度をより好ましく高めることができる。フェライトより硬度が硬い組織であるベイナイトの面積率を高めることで、鋼板の強度が向上する。また、マルテンサイトとの硬度差がフェライトより小さいベイナイトは、軟質相と硬質相との界面でのボイドの発生を抑制し、穴拡げ性を向上させる。
　マルテンサイトの面積率ｆＭ：１％以上かつ７０％以下
　第二相として硬質組織であるマルテンサイトが金属組織中に分散することで、強度と、均一変形能とを高めることが可能となる。マルテンサイトの面積率が１％未満の場合、硬質組織の分散が少なく、加工硬化率が低くなり、均一変形能が低下する。好ましくは、マルテンサイトの面積率が３％以上である。一方、面積率で７０％を超えるマルテンサイトを含む場合には、硬質組織の面積率が高すぎるために、鋼板の変形能が大幅に減少する。強度と変形能とのバランスに応じて、マルテンサイトの面積率を５０％以下としてもよい。好ましくは、マルテンサイトの面積率が３０％以下であってもよい。より好ましくは、マルテンサイトの面積率が２０％以下であってもよい。
　マルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａ：１３μｍ以下
　マルテンサイトの平均サイズが１３μｍを超える場合、鋼板の均一変形能が低くなり、また、局部変形能も低くなる。これは、マルテンサイトの平均サイズが粗大であると、加工硬化に対する寄与が小さくなるため均一伸びが低くなり、また、粗大なマルテンサイトの周囲でボイドが発生しやすくなるため局部変形能が低くなると考えられる。好ましくは、マルテンサイトの平均サイズが１０μｍ以下である。より好ましくは、マルテンサイトの平均サイズが７μｍ以下である。
　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係：５００以上
　また、本発明者らが鋭意検討した結果、引張強度を単位ＭＰａでＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、マルテンサイトの面積率を単位％でｆＭ（ｆｒａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）、マルテンサイトの結晶粒間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ（ｄｉｓｔａｎｃｅ）、マルテンサイトの結晶粒の平均サイズを単位μｍでｄｉａ（ｄｉａｍｅｔｅｒ）としたとき、ＴＳ、ｆＭ、ｄｉｓ、ｄｉａの関係が下記の式１を満たす場合に、鋼板の均一変形能が向上することが明らかになった。
　　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００　・・・（式１）
　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係が５００より小さい場合には、鋼板の均一変形能が大きく低下する虞がある。この式１の物理的な意味は明らかになっていない。しかし、マルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓが小さいほど、かつ、マルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａが大きいほど、効率よく加工硬化するためであると考えられる。また、ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係に、特に上限値はない。ただ、実操業上、ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの関係が１００００超となることは少ないので、上限を１００００以下とする。
　長軸短軸比が５．０以下であるマルテンサイトの割合：５０％以上
　更に、マルテンサイトの結晶粒の長軸を単位μｍでＬａとし、短軸を単位μｍでＬｂとしたとき、下記の式２を満たすマルテンサイトの結晶粒が、上記マルテンサイト面積率ｆＭに対して、面積率で５０％以上かつ１００％以下である場合に、局部変形能が向上するので好ましい。
　　Ｌａ／Ｌｂ≦５．０　・・・（式２）
　この効果が得られる詳細な理由は明らかになっていない。しかし、マルテンサイトの形態が、針状よりも、球状に近くなることによって、マルテンサイトの周囲のフェライトやベイナイトへの過度な応力集中が緩和され、局部変形能が向上するものと考えられる。好ましくは、Ｌａ／Ｌｂが３．０以下であるマルテンサイトの結晶粒が、ｆＭに対して、面積率で５０％以上である。より好ましくは、Ｌａ／Ｌｂが２．０以下であるマルテンサイトの結晶粒が、ｆＭに対して、面積率で５０％以上である。また、等軸なマルテンサイトの割合が、ｆＭに対して５０％未満では局部変形能が劣化する虞がある。また、上記の式２の下限値は、１．０となる。
　また、上記マルテンサイトの一部または全てが焼き戻しマルテンサイトであってもよい。焼き戻しマルテンサイトとすることによって、鋼板の強度が減少するが、主相と第二相との間の硬度差が減少し、鋼板の穴拡げ性が向上する。必要とする強度と変形能とのバランスに応じて、マルテンサイト面積率ｆＭに対する、焼き戻しマルテンサイトの面積率を制御すればよい。
　上記した、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトなどの金属組織は、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）により観察することが出来る。この観察によって得られた画像から上記特性値を決定することができる。または、後述するＥＢＳＤによっても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（板厚方向を法線とする）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偏析により鋼板の金属組織（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金属組織の観察を行っている。
　結晶粒の体積平均径：５μｍ以上かつ３０μｍ以下
　加えて、さらに変形能を向上させる場合には、金属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）も向上する。細粒に比べると粗大粒の数が変形能へ与える影響度が高いため、変形能は、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、５μｍ以上かつ３０μｍ以下、望ましくは、５μｍ以上かつ２０μｍ以下、さらに望ましくは、５μｍ以上かつ１０μｍ以下であるとよい。
　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、一般的な結晶粒界とは限らない）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。金属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。なお、上記の体積平均径以外、例えば、上記したマルテンサイトの結晶粒の平均サイズｄｉａなどは、上記の円相当径、または、二値化処理及び切断法等により求めた結晶粒径を用いる。
　上記したマルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓは、上記のＦＥ－ＳＥＭ観察法以外に、このＥＢＳＤ法（但し、ＥＢＳＤが可能なＦＥ－ＳＥＭ）により得られた、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を使用して決定することもできる。
　粒径が３５μｍ超である粗大結晶粒の面積率：０％以上かつ１０％以下
　更に、局部変形能をより改善する場合には、金属組織の全構成要素について、単位面積当たりに粒径が３５μｍ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０％以上かつ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局部変形能が改善されるため、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。
　マルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓの標準偏差：５μｍ以下
　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、硬質組織であるマルテンサイトが金属組織中で分散しているほうが好ましい。そのため、マルテンサイトの結晶粒間の平均距離ｄｉｓの標準偏差が、０μｍ以上かつ５μｍ以下であると好ましい。この場合、少なくとも１００個のマルテンサイトの結晶粒について、結晶粒間の距離を測定し、平均距離ｄｉｓとその標準偏差とを得るとよい。
　フェライトの硬さＨ：下記の式３を満たすことが好ましい。
　主相である軟質なフェライトは、鋼板の変形能向上に寄与する。よって、フェライトの硬さＨの平均値が、下記の式３を満たすことが望ましい。下記の式３以上に硬質なフェライトが存在すると、鋼板の変形能向上効果が得られない虞がある。なお、フェライトの硬さＨの平均値は、ナノインデンターにて１ｍＮの荷重にてフェライトの硬さを１００点以上測定して求めることとする。
　　Ｈ＜２００＋３０×［Ｓｉ］＋２１×［Ｍｎ］＋２７０×［Ｐ］＋７８×［Ｎｂ］１／２＋１０８×［Ｔｉ］１／２　・・・（式３）
　ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｎｂ］、及び［Ｔｉ］は、それぞれ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、及びＴｉの質量百分率である。
　フェライトまたはベイナイトの硬さの標準偏差／平均値：０．２以下
　本発明者らは、主相であるフェライトまたはベイナイトの均質性に着目した検討を行った結果、この主相の均質性が高い組織であると、均一変形能と局部変形能とのバランスを好ましく改善できることを見出した。具体的には、フェライトの硬さの標準偏差を、フェライトの硬さの平均値で割った値が０．２以下であると、上記効果が得られるので好ましい。または、ベイナイトの硬さの標準偏差を、ベイナイトの硬さの平均値で割った値が０．２以下であると、上記効果が得られるので好ましい。この均質性は、主相であるフェライトまたはベイナイトについてナノインデンターにて１ｍＮの荷重にて硬さを１００点以上測定し、その平均値とその標準偏差とを用いることで定義できる。すなわち、硬さの標準偏差／硬さの平均値の値が低いほど均質性は高く、０．２以下の時にその効果が得られる。ナノインデンター（例えばＣＳＩＲＯ社製　ＵＭＩＳ－２０００）では、結晶粒径よりも小さな圧子を使用することで、結晶粒界を含まない単一の結晶粒の硬さを測定することができる。
　次に本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成について説明する。
　以下に、本実施形態に係る熱延鋼板の基本成分について、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下
　Ｃ（炭素）は、鋼板の強度を高める元素であり、また、マルテンサイトの面積率を確保するために必須な元素である。Ｃ含有量の下限を０．０１％としたのは、マルテンサイトを面積率で１％以上得るためである。一方、Ｃ含有量が０．４０％超になると鋼板の変形能が低下し、また、鋼板の溶接性も悪化する。好ましくは、Ｃ含有量を０．３０％以下とする。
　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。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、ベイナイト変態時のセメンタイト析出を抑制する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が、２．５％超となると、鋼板の変形能が低下し、また、鋼板に表面疵が発生しやすくなる。一方、Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、上記効果を得ることが困難である。
　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が、４．０％超となると、鋼板の変形能が低下する。好ましくは、Ｍｎ含有量を３．５％以下とする。更に好ましくは、Ｍｎ含有量を３．０％以下とする。一方、Ｍｎ含有量が、０．００１％未満では、上記効果を得ることが困難である。また、Ｍｎは、鋼中のＳ（硫黄）を固定化することにより、熱間圧延時の割れを防ぐ元素でもある。Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間圧延時の割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、Ｍｎ含有量とＳ含有量とが、質量％で、Ｍｎ／Ｓ≧２０を満足することが望ましい。
　Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％以下
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸元素である。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元素である。この効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が２．０％超では、溶接性が劣悪となる。また、定量的に効果を示すことが難しいが、Ａｌは、鋼冷却時にγ（オーステナイト）からα（フェライト）へ変態が開始する温度Ａｒ３を、顕著に上昇させる元素である。従って、Ａｌ含有量によって、鋼のＡｒ３を制御してもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した基本成分の他に、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ｓｂ等の元素を意味する。この中で、Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯは、上記効果を好ましく発揮させるために、以下のように制限する。また、Ｐ、Ｓ、Ｎ、及びＯ以外の上記不可避的不純物は、それぞれ０．０２％以下に制限することが好ましい。ただ、これらの不純物が、０．０２％以下含まれても、上記効果を失するものではない。不純物含有量の制限範囲には０％が含まれるが、工業的に安定して０％にすることが難しい。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｐ：０．１５％以下
　Ｐ（リン）は不純物であり、過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延または冷間圧延時の割れを助長する元素であり、また、鋼板の延性や溶接性を損なう元素である。したがって、Ｐ含有量を０．１５％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０５％以下に制限する。なお、Ｐは固溶強化元素として作用し、また不可避的に鋼中に含まれるので、Ｐ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｐ含有量の下限は０％でもよい。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含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓ（硫黄）は、不純物であり、過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成され、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｓ含有量を０．０３％以下に制限する。なお、Ｓは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｓ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｓ含有量の下限は０％でもよい。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含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ（窒素）は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｎ含有量を０．０１％以下に制限する。なお、Ｎは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｎ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｎ含有量の下限は０％でもよい。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含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏ（酸素）は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｏ含有量を０．０１％以下に制限する。なお、Ｏは不可避的に鋼中に含まれるので、Ｏ含有量の下限を特に制限する必要がない。Ｏ含有量の下限は０％でもよい。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含有量の下限は０．０００５％であってもよい。
　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Ｆｅ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は、上記した基本成分及び不純物元素の他に、更に、選択成分として、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆのうちの少なくとも１つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
　Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．２％以下
　Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下
　Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下
　Ｔｉ（チタニウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｂ（ホウ素）は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成するので、鋼に析出強化、組織制御、細粒強化など効果をもたらす選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００１％以上、Ｎｂ含有量を０．００１％以上、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加しても、上記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り、鋼板の加工性（変形能）を劣化させる虞がある。よって、Ｔｉ含有量を０．２％以下、Ｎｂ含有量を０．２％以下、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
　Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下
　ＲＥＭ：０．０００１％以上かつ０．１％以下
　Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下
　Ｍｇ（マグネシウム）、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）、Ｃａ（カルシウム）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のうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。一方、これらの選択元素を過剰に鋼中に添加すると、延伸した形状の介在物が形成され、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｍｇ含有量を０．０１％以下、ＲＥＭ含有量を０．１％以下、Ｃａ含有量を０．０１％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
　なお、ここではＲＥＭを、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムを加えた合計１６元素の総称とする。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。
　Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下
　Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下
　Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下
　Ｗ：０．００１％以上かつ１．０％以下
　Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
　Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下
　Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｒ（クロミウム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｗ（タングステン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ａｓ（ヒ素）は、鋼板の機械的強度を高める選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ａｓのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．００１％以上、Ｃｒ含有量を０．００１％以上、Ｎｉ含有量を０．００１％以上、Ｗ含有量を０．００１％以上、Ｚｒ含有量を０．０００１％以上、Ａｓ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｍｏ含有量を１．０％以下、Ｃｒ含有量を２．０％以下、Ｎｉ含有量を２．０％以下、Ｗ含有量を１．０％以下、Ｚｒ含有量を０．２％以下、Ａｓ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
　Ｖ：０．００１％以上かつ１．０％以下
　Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下
　Ｖ（バナジウム）及びＣｕ（銅）は、Ｎｂ及びＴｉ等と同様に、析出強化の効果を有する選択元素である。また、Ｖ及びＣｕの添加は、Ｎｂ及びＴｉ等の添加により生じる局部変形能の低下と比較して、その低下の度合いが小さい。よって、高強度でかつ、穴拡げ性や曲げ性などの局部変形能をより高めたい場合には、ＮｂやＴｉなどよりも効果的な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｖ及びＣｕのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００１％以下、Ｃｕ含有量を０．００１％以下とすることが好ましい。しかし、これらの選択元素を過剰に鋼中に添加すると、鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｖ含有量を１．０％以下、Ｃｕ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、いずれも０％である。
　Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下
　Ｃｏ（コバルト）は、定量的に効果を示すことが難しいが、鋼冷却時にγ（オーステナイト）からα（フェライト）へ変態が開始する温度Ａｒ３を、顕著に上昇させる選択元素である。従って、Ｃｏ含有量によって、鋼のＡｒ３を制御してもよい。また、Ｃｏは、鋼板の強度を向上させる選択元素である。上記効果を得るために、Ｃｏ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｏを過剰に鋼中に添加すると、鋼板の溶接性が劣化し、また鋼板の変形能を低下させる虞がある。よって、Ｃｏ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、この選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、この選択元素含有量の下限は、０％である。
　Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
　Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
　Ｓｎ（スズ）及びＰｂ（鉛）は、めっき濡れ性とめっき密着性とを向上させるのに有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｓｎ及びＰｂのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上、Ｐｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、熱間での脆化が起こり熱間加工で割れが生じ、鋼板に表面疵が発生しやすくなる虞がある。よって、Ｓｎ含有量を０．２％以下、Ｐｂ含有量を０．２％以下とすることが好ましい。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、０％である。
　Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
　Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
　Ｙ（イットリウム）及びＨｆ（ハフニウム）は、鋼板の耐食性を向上させるのに有効な選択元素である。そのため、必要に応じて、Ｙ及びＨｆのうちのいずれか１種以上を鋼中に添加してもよい。上記効果を得るために、Ｙ含有量を０．０００１％以上、Ｈｆ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、これらの選択元素を過度に鋼中に添加すると、穴拡げ性などの局部変形能が低下する虞がある。よって、Ｙ含有量を０．２０％以下、Ｈｆ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｙは、鋼中で酸化物を形成し、鋼中の水素を吸着する効果を有する。このため鋼中の拡散性水素が低減され、鋼板の耐水素脆化特性を向上させることも期待できる。この効果も上記したＹ含有量の範囲内で得ることが出来る。なお、下限未満の量のこれらの選択元素が鋼中に含有されても、本実施形態における効果を損なわない。また、合金コストの低減のためには、これらの選択元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの選択元素含有量の下限は、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、有機塩類及び無機塩類処理、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、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能と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、均一変形能に優れて、かつ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説明する。高強度でかつ、優れた均一変形能及び局部変形能を有する熱延鋼板を製造するためには、鋼の化学組成と、金属組織と、特定の結晶方位群の各方位の極密度で表される集合組織とを制御することが重要である。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。
　高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れた高強度鋼板を得るためには、以下の要件を満たすとよい。また以下では、「鋼」及び「鋼板」を同義として用いる。
　第１の熱間圧延工程
　第１の熱間圧延工程として、上記溶製及び鋳造した鋼塊を用いて、１０００℃以上かつ１２００℃以下（好ましくは１１５０℃以下）の温度範囲で、４０％以上の圧下率の圧延パスを少なくとも１回以上行う。これらの条件で第１の熱間圧延を行うことで、第１の熱間圧延工程後の鋼板の平均オーステナイト粒径が２００μｍ以下となり、最終的に得られる熱延鋼板の均一変形能と局部変形能との向上に寄与する。
　圧下率が大きくかつ圧下の回数が多いほど、より微細なオーステナイト粒となる。例えば、第１の熱間圧延工程で、１パスの圧下率が４０％以上の圧延を２回（２パス）以上行うことで、鋼板の平均オーステナイト粒径が１００μｍ以下となり好ましい。ただし、第１の熱間圧延で、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、鋼板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、第１の熱間圧延工程後のオーステナイト粒を微細とすることによって、後行程でオーステナイト粒をさらに微細とすることができ、また、後行程でオーステナイトから変態する、フェライト、ベイナイト、及びマルテンサイトを微細かつ均一に分散させることができるので好ましい。その結果、集合組織を制御することができるので鋼板の異方性と局部変形能とが改善され、また、金属組織を微細化することができるので鋼板の均一変形能と局部変形能とが（特に均一変形能が）改善される。また、後工程である第２の熱間圧延工程中に、第１の熱間圧延工程により微細化されたオーステナイトの粒界が、再結晶核の１つとして機能すると推測される。
　第１の熱間圧延工程後の平均オーステナイト粒径を確認するためには、第１の熱間圧延工程後の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℃／秒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、各視野で測定した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。
　第１の熱間圧延工程後に、シートバーを接合し、連続的に後工程である第２の熱間圧延工程を行ってもよい。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。
　第２の熱間圧延工程
　第２の熱間圧延工程として、第１の熱間圧延工程後の鋼板に、下記の式４により算出される温度を単位℃でＴ１としたとき、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％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℃以上である圧延を行う。
　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Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とを前述の範囲に制御するための一条件として、第２の熱間圧延工程で、鋼の化学組成（単位：質量％）によって下記の式４のように決められる温度Ｔ１（単位：℃）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４）
　なお、この式４で、［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の質量百分率である。
　この式４に含まれるが、鋼中に含有されない化学元素は、その含有量を０％として計算する。そのため、鋼が上記の基本成分のみを含む化学組成の場合には、上記式４の代わりに、下記式５を使用してもよい。
　　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　・・・（式５）
　また、鋼が上記の選択元素を含む化学組成の場合には、式５により算出される温度の代わりに、式４により算出される温度をＴ１（単位：℃）とする必要がある。
　第２の熱間圧延工程では、上記式４または式５により得られる温度Ｔ１（単位：℃）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℃以上かつＴ１＋１００℃以下の温度範囲）で、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、圧下率を小さな範囲（０％を含む）に制限する。上記の第１の熱間圧延工程に加え、このような第２の熱間圧延工程を行うことにより、鋼板の均一変形能と局部変形能とが好ましく向上する。特に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で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Ｄ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２とが十分に制御されるので、その結果、鋼板の異方性と局部変形能と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。良好な均一変形能と局部変形能とを得るためには、圧下により多くの量の歪を蓄積させて、より細粒な再結晶粒を得ることが重要であるため、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行い、その累積圧下率を５０％以上とする。さらに、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。
　Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行うと、圧延によって歪が蓄積し、そして、圧延パス間でこの蓄積した歪を駆動力としてオーステナイトの再結晶が生じる。つまり、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で複数パスの圧延を行うことで、圧下毎に繰り返し再結晶が生じる。そのため、均一かつ微細で、等軸な再結晶オーステナイト組織を得ることができる。この温度範囲では、圧延時に、動的再結晶が生じず結晶中に歪が蓄積し、そして、圧延パス間で、この蓄積した歪を駆動力として静的再結晶が生じる。一般的に、動的再結晶組織は、加工中に受けたひずみをその結晶中に蓄積しており、また、局所的に再結晶領域と未再結晶領域とが混在している。そのため、比較的、集合組織が発達しており、異方性がある。また、金属組織が混粒となることがある。本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、静的再結晶によりオーステナイトを再結晶させることを特徴としているので、均一、微細、かつ等軸で、集合組織の発達を抑制した再結晶オーステナイト組織を得ることができる。
　鋼板の均質性を高め、そして、鋼板の均一変形能と局部変形能とをさらに好ましく高めるためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲にて、１パスでの圧下率が３０％以上である大圧下パスを少なくとも１回以上含むように第２の熱間圧延を制御する。このように、第２の熱間圧延では、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で、１パスでの圧下率が３０％以上である圧下が少なくとも１回以上行われる。特に、後述する冷却工程を考慮すると、この温度範囲での最終パスの圧下率が２５％以上であることが好ましく、３０％以上であることがさらに好ましい。すなわち、この温度範囲での最終パスが大圧下パス（圧下率が３０％以上の圧延パス）であることが好ましい。より高い変形能が鋼板に要求される場合には、前半パスの圧下率をすべて３０％未満として、かつ最終の２パスの圧下率をそれぞれ３０％以上とするとさらに好ましい。鋼板の均質性をより好ましく高めるためには、１パスでの圧下率が４０％以上である大圧下パスを行うとよい。また、より良好な鋼板形状を得るためには、１パスでの圧下率が７０％以下である大圧下パスとする。
　なお、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延で、圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を、例えば、１８℃以下に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。
　集合組織の発達を抑制し、等軸な再結晶組織を保持するためには、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延後、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。この温度範囲で、優れた鋼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、異方性と局部変形能とをより改善したい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、圧下を行わなくてもよく、圧下を行う場合であっても累積圧下率を３０％以下とする。
　Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲での累積圧下率が大きいと、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で再結晶したオーステナイトが、この圧延により展伸して結晶粒の形状が等軸でなくなり、また、この圧延によりひずみが蓄積して再び集合組織が発達する。すなわち、本実施形態に係る製造条件では、第２の熱間圧延工程で、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲と、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃未満の温度範囲との両方で圧延を制御することで、オーステナイトを均一、微細、かつ等軸に再結晶させ、鋼板の集合組織と、金属組織と、異方性とを制御して、均一変形能と局部変形能とを改善することができる。また、オーステナイトを均一、微細、かつ等軸に再結晶させることで、最終的に得られる熱延鋼板の、マルテンサイトの長軸短軸比、マルテンサイトの平均サイズ、及びマルテンサイト間の平均距離などを制御することができる。
　第２の熱間圧延工程で、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、その板厚中央部で、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度Ｄ１が１．０以上かつ５．０以下である条件、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度Ｄ２が１．０以上かつ４．０以下である条件の少なくとも一方を満足しない。一方、第２の熱間圧延工程で、Ｔ１＋２００℃よりも高い温度範囲で圧延が行われたり、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での累積圧下率が小さすぎたりすると、均一かつ微細な再結晶が生じず、金属組織に粗大粒や混粒が含まれたり、金属組織が混粒になったりする。そのため、３５μｍを超える結晶粒の面積率や体積平均径が増大する。
　また、第２の熱間圧延をＡｒ３（単位：℃）未満の温度で終了すると、Ａｒ３（単位：℃）未満かつ圧延終了温度以上の温度範囲にて、オーステナイトとフェライトとの２相の領域（２相温度域）で鋼が圧延されることとなる。そのため、鋼板の集合組織が発達し、鋼板の異方性と局部変形能とが著しく劣化する。ここで、第２の熱間圧延の圧延終了温度が、Ｔ１以上であると、Ｔ１未満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、第２の熱間圧延の圧延終了温度が、Ｔ１以上であってもよい。
　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、上記した、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、冷却中のオーステナイトからのフェライト変態温度であるＡｒ３は、単位℃で、以下の式６により求められる。なお、上述したように、定量的に効果を示すことが難しいが、Ａｌ及びＣｏも、Ａｒ３に影響を与える。
　　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］　・・・（式６）
　なお、この式６で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
　一次冷却工程
　一次冷却工程として、上記したＴ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲における１パスの圧下率が３０％以上である大圧下パスのうちの最終パスの完了後、この最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式７を満たすように、鋼板に対して冷却を行う。ここで、式７中のｔ１は、下記の式８により求めることができる。式８中のＴｆは、大圧下パスのうちの最終パス完了時の鋼板の温度（単位：℃）であり、Ｐ１は、大圧下パスのうちの最終パスでの圧下率（単位：％）である。
　　ｔ≦２．５×ｔ１　・・・（式７）
　　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・（式８）
　この最後の大圧下パス後の一次冷却は、最終的に得られる熱延鋼板の結晶粒径に大きな影響を与える。また、この一次冷却により、オーステナイトの結晶粒を等軸で粗大粒が少ない（均一サイズである）金属組織に制御することもできる。そのため、最終的に得られる熱延鋼板も、等軸で粗大粒が少ない（均一サイズである）金属組織となり、また、マルテンサイトの長軸短軸比、マルテンサイトの平均サイズ、及びマルテンサイト間の平均距離などを好ましく制御することができる。
　式７の右辺の値（２．５×ｔ１）は、オーステナイトの再結晶がほぼ完了する時間を意味する。待ち時間ｔが、式７の右辺の値（２．５×ｔ１）を超えると、再結晶した結晶粒が著しく成長して結晶粒径が増加する。そのため、鋼板の強度、均一変形能及び局部変形能、及び疲労特性などが低下する。したがって、待ち時間ｔは、２．５×ｔ１秒以下とする。この一次冷却は、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、圧延スタンド間で行ってもよい。なお、待ち時間ｔの下限値は、０秒以上となる。
　さらに、０≦ｔ＜ｔ１となるように、上記待ち時間ｔを０秒以上かつｔ１秒未満に限定することで、結晶粒の成長を大幅に抑制することができる。この場合、最終的に得られる熱延鋼板の体積平均径を３０μｍ以下に制御しうる。その結果、オーステナイトの再結晶が十分に進行していなくても、鋼板の特性、特に、均一変形能及び疲労特性などを好ましく向上させることができる。
　一方、ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１となるように、上記待ち時間ｔをｔ１秒以上かつ２．５×ｔ１秒以下に限定することで、集合組織の発達を抑制することができる。この場合、上記した待ち時間ｔがｔ１秒未満である場合と比べて待ち時間が長いために、体積平均径が増加するが、オーステナイトの再結晶が十分に進んで結晶方位がランダム化する。その結果、鋼板の異方性及び局部変形能などを好ましく改善することができる。
　なお、上述の一次冷却は、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での圧延スタンド間、または、この温度範囲での最後の圧延スタンドの後に行うことができる。すなわち、待ち時間ｔが上記条件を満たすのであれば、上記大圧下パスのうちの最終パス完了後から一次冷却開始までの間に、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲で、１パスの圧下率が３０％以下の圧延をさらに行ってもよい。また、一次冷却を行った後、１パスの圧下率が３０％以下であるならば、Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲でさらに圧延を行ってもよい。同様に、一次冷却を行った後、累積圧下率が３０％以下であるならば、Ａｒ３℃以上かつＴ１＋３０℃以下（または、Ａｒ３℃以上かつＴｆ℃以下）の温度範囲でさらに圧延を行ってもよい。このように、最終的に得られる熱延鋼板の金属組織を制御するため、大圧下パス後の待ち時間ｔが上記条件を満たしてさえいれば、上述の一次冷却は、圧延スタンド間でも、圧延スタンド後のどちらであってもよい。
　この一次冷却で、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。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、極密度を好ましく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）をより効果的に制御でき、再結晶集合組織の発達を好ましく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、成形性の方位依存性をより小さくすることができる。冷却温度変化が１４０℃を超えると、再結晶の進行が不十分となり、目的の集合組織が得られなくなり、フェライトが得られにくくなり、得られたフェライトの硬さが高くなり、そのため、鋼板の均一変形能及び局部変形能が低下する虞がある。
　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。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、オーステナイト粒の成長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、鋼板形状の観点から平均冷却速度が２００℃／秒以下であればよい。
　二次冷却工程
　二次冷却工程として、上記第２の熱間圧延後、及び、上記一次冷却工程後、１５℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、６００℃以上かつ８００℃以下の温度範囲まで、鋼板を冷却することが好ましい。この二次冷却工程中、鋼板の冷却が進行して鋼板の温度がＡｒ３以下となると、オーステナイトがフェライトへ変態し始める。１５℃／秒以上の平均冷却速度とすることで、オーステナイトの結晶粒の粗大化を好ましく抑制することができる。この平均冷却速度の上限を特に定める必要はないが、鋼板形状の観点から平均冷却速度が３００℃／秒以下であればよい。また、上記第２の熱間圧延後、及び、上記一次冷却工程後から、３秒以内に二次冷却を開始することが好ましい。二次冷却開始が３秒を超えると、オーステナイトの粗大化を招く虞がある。
　保持工程
　保持工程として、二次冷却工程後、６００℃以上かつ８００℃以下の温度範囲内で、１秒以上かつ１５秒以下の間、鋼板を保持する。この温度域での保持によって、オーステナイトからフェライトへの変態が進み、鋼板のフェライト面積率を高めることができる。さらに好ましくは、６００℃以上かつ６８０℃以下の温度範囲内で鋼板を保持する。このような比較的低温域でフェライト変態させることによって、フェライト組織を微細かつ均一に制御することができる。これに伴い、後工程で形成されるベイナイト及びマルテンサイトも、金属組織内で微細かつ均一に制御することができる。また、保持時間は、フェライト変態を進めるために１秒以上とする。しかし。１５秒を超えると、フェライトの結晶粒が粗大になり、セメンタイトが析出する虞もある。６００以上かつ６８０℃以下の比較的低温で保持する場合には、保持時間を３秒以上かつ１５秒以下とすることが好ましい。
　三次冷却工程
　三次冷却工程として、保持工程後、５０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、室温以上かつ３５０℃以下の温度範囲まで、鋼板を冷却する。この三次冷却工程中に、保持工程後でもフェライトに変態していないオーステナイトが、ベイナイトおよびマルテンサイトへ変態する。３５０℃超の温度で三次冷却を停止すると、温度が高すぎるためにベイナイト変態が過度に進行して、最終的にマルテンサイトを面積率で１％以上得ることが出来ない。なお、三次冷却工程の冷却停止温度の下限を特に定める必要はないが、水冷を前提とした場合、室温以上であればよい。また、５０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却すると、冷却中、パーライト変態が生じる可能性がある。なお、三次冷却工程の平均冷却速度の上限を特に定める必要はないが、操業上の観点から３００℃以下であればよい。この平均冷却速度の上記範囲内で、平均冷却速度を遅くするとベイナイト面積率を高めることができる。一方、この平均冷却速度の上記範囲内で、平均冷却速度を速くするとマルテンサイト面積率を高めることができる。また、ベイナイト及びマルテンサイトの結晶粒径も微細となる。
　熱延鋼板に求められる特性に応じて、主相であるフェライト及びベイナイト、そして、第二相であるマルテンサイトの面積率を制御すればよい。上述のように、フェライトは主に保持工程で、ベイナイト及びマルテンサイトは主に三次冷却工程で制御することできる。また、これら主相であるフェライト及びベイナイト、及び、第二相であるマルテンサイトの結晶粒径やその形状は、変態前の組織であるオーステナイトの粒径や形状に依存することが大きい。また、保持工程及び三次冷却工程にも依存する。よって、例えば、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトの平均サイズｄｉａと、マルテンサイト間の平均距離ｄｉｓと、鋼板の引張強度ＴＳとの関係であるＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａの値は、上記した製造工程を複合的に制御することで満足させることができる。
　巻き取り工程
　巻き取り工程として、三次冷却工程後、三次冷却の冷却停止温度である室温以上かつ３５０℃以下の温度で、鋼板の巻き取りを開始し、そして空冷する。このようにして本実施形態に係る熱延鋼板を製造することができる。
　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、均一変形能と局部変形能とを十分に維持することができる。
　また、必要に応じて、再加熱処理として、焼戻し処理や時効処理を行ってもよい。この処理により、鋼中に固溶していたＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ等を炭化物として析出させたり、焼き戻しマルテンサイトとして、マルテンサイトを軟化させたりすればよい。その結果、主相であるフェライト及びベイナイトと、第二相であるマルテンサイトと間の硬度差が小さくなり、穴拡げ性や曲げ性などの局部変形能が向上する。この再加熱処理の効果は、上記の溶融めっきや合金化処理のための加熱などによっても得ることができる。
　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。なお、本実施例での条件は、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、種々の条件を採用し得る。
　表１～表６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Ｎｏ．Ｓ１～Ｓ９８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７～表１４に示される製造条件で熱間圧延、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。
　表１５～表２２に、金属組織、集合組織、及び機械的特性などの特徴点を示す。なお、表中で、｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度をＤ１と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度をＤ２と示す。また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、及び残留オーステナイトの面積分率を、それぞれ、Ｆ、Ｂ、ｆＭ、Ｐ、及びγと示す。また、マルテンサイトの平均サイズをｄｉａ、マルテンサイト間の平均距離をｄｉｓと示す。また、表中で、硬さの標準偏差比とは、フェライトまたはベイナイトの面積分率が高い方に関して、その硬さの標準偏差を、その硬さの平均値で割った値を意味する。
　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。曲げ試験は、Ｃ方向曲げとした。なお、引張り試験（ＴＳ、ｕ－ＥＬ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（板厚方向を法線とする）板厚断面の５／８～３／８の領域の板厚中央部に対して０．５μｍの測定ステップで極密度を測定した。また、各方向のｒ値（ランクフォード値）については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４（２００８）（ＩＳＯ１０１１３（２００６））に準拠して測定した。なお、表中の下線は、本発明を満たさない値であることを示し、また、化学成分の空欄は無添加を意味している。
　製造Ｎｏ．Ｐ１、Ｐ２、Ｐ７、Ｐ１０、Ｐ１１、Ｐ１３、Ｐ１４、Ｐ１６－Ｐ１９、Ｐ２１、Ｐ２３－Ｐ２７、Ｐ２９－Ｐ３１、Ｐ３３、Ｐ３４、Ｐ３６－Ｐ４１、Ｐ４８－Ｐ７７、及びＰ１４１－Ｐ１８０ は、本発明の条件を満たしている実施例である。これらの実施例では、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ－ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）のすべての条件を同時に満足しており、高強度でかつ、均一変形能と局部変形能とに優れる熱延鋼板であると言える。
　一方、Ｐ３－Ｐ６、Ｐ８、Ｐ９、Ｐ１２、Ｐ１５、Ｐ２０、Ｐ２２、Ｐ２８、Ｐ３２、Ｐ３５、Ｐ４２－Ｐ４７、及びＰ７８－Ｐ１４０は、本発明の条件を満たさなかった比較例である。これらの比較例では、ＴＳ≧４４０（単位：ＭＰａ）、ＴＳ×ｕ－ＥＬ≧７０００（単位：ＭＰａ・％）、ＴＳ×λ≧３００００（単位：ＭＰａ・％）、そしてｄ／ＲｍＣ≧１（単位なし）の少なくとも１つの条件を満足していない。
　図１及び図２は、上記実施例と上記比較例とに関して、Ｄ１及びＤ２と、ｄ／ＲｍＣとの関係を示すグラフである。これらの図１及び図２に示されるように、Ｄ１が５．０以下の場合、また、Ｄ２が４．０以下の場合に、ｄ／ＲｍＣ≧１を満たす。
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　本発明によれば、高強度でかつ、均一変形能及び局部変形能の両方の特性が同時に優れる熱延鋼板を得ることができるので、産業上の利用可能性が高い。
　

Claims (21)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上かつ２．０％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；
    　前記鋼板の表面から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５．０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４．０以下であり；
    　前記鋼板の金属組織に、複数の結晶粒が存在し、この金属組織が、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて３０％以上かつ９９％以下、マルテンサイトを１％以上かつ７０％以下含み；
    　前記マルテンサイトの面積率を単位面積％でｆＭ、前記マルテンサイトの平均サイズを単位μｍでｄｉａ、前記マルテンサイト間の平均距離を単位μｍでｄｉｓ、前記鋼板の引張強度を単位ＭＰａでＴＳとしたとき、下記の式１及び式２を満たす；
    ことを特徴とする熱延鋼板。
    　　ｄｉａ≦１３μｍ　・・・（式１）
    　　ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００　・・・（式２）
  2. 　前記鋼板の化学組成では、更に、質量％で、
    　Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｂ　：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    　Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｔｉ：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、
    　Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    　Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、
    　Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
    の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５μｍ以上かつ３０μｍ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４．０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３．０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. 　前記マルテンサイトの長軸をＬａ及び短軸をＬｂとしたとき、下記の式３を満たす前記マルテンサイトの面積率が、前記マルテンサイト面積率ｆＭに対して５０％以上かつ１００％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。
    　　Ｌａ／Ｌｂ≦５．０　・・・（式３）
  6. 　前記金属組織が、面積率で、前記フェライトを３０％以上かつ９９％以下含む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. 　前記金属組織が、面積率で、前記ベイナイトを５％以上かつ８０％以上含むことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  8. 　前記マルテンサイトに焼き戻しマルテンサイトが含まれ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。
  9. 　前記鋼板の前記金属組織中の前記結晶粒のうち、粒径が３５μｍを超える粗大結晶粒の面積率が０％以上１０％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。
  10. 　前記フェライトの硬さＨが下記の式４を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
    　Ｈ＜２００＋３０×［Ｓｉ］＋２１×［Ｍｎ］＋２７０×［Ｐ］＋７８×［Ｎｂ］１／２＋１０８×［Ｔｉ］１／２　・・・（式４）
  11. 　主相である前記フェライトまたは前記ベイナイトに対して１００点以上の点について硬さの測定を行った場合に、前記硬さの標準偏差を前記硬さの平均値で除した値が０．２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。
  12. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上かつ０．４％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上かつ２．５％以下、
    　Ｍｎ：０．００１％以上かつ４．０％以下、
    　Ａｌ：０．００１％以上、２．０％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；
    　下記の式５により算出される温度を単位℃でＴ１とし、下記式６により算出されるフェライト変態温度を単位℃でＡｒ３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を単位秒でｔとしたとき、この待ち時間ｔが下記の式７を満たし、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℃以下である一次冷却を、前記鋼に対して行い；
    　前記第２の熱間圧延の終了後に、１５℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、６００℃以上かつ８００℃以下の温度範囲まで、前記鋼を二次冷却し；
    　６００℃以上かつ８００℃の温度範囲内で１秒以上かつ１５秒以下前記鋼を保持し；
    　前記保持後に、５０℃／秒以上かつ３００℃／秒以下の平均冷却速度で、室温℃以上かつ３５０℃以下の温度範囲まで、前記鋼を三次冷却し；
    　室温℃以上かつ３５０℃以下の温度範囲で前記鋼を巻き取る
    ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
    　　Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］　・・・（式５）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ、Ｃ、Ｎ及びＭｎの質量百分率である。
    　　Ａｒ３＝８７９．４－５１６．１×［Ｃ］－６５．７×［Ｍｎ］＋３８．０×［Ｓｉ］＋２７４．７×［Ｐ］　・・・（式６）
    　なお、この式６で、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び［Ｐ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＰの質量百分率である。
    　　ｔ≦２．５×ｔ１　・・・（式７）
    　ここで、ｔ１は下記の式８で表される。
    　　ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）２－０．１０９×（（Ｔｆ－Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１　・・・（式８）
    　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。
  13. 　前記鋼は、前記化学組成として、更に、質量％で、
    　Ｍｏ：０．００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｃｒ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｎｉ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｃｕ：０．００１％以上かつ２．０％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上かつ０．００５％以下、
    　Ｎｂ：０．００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｔｉ：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、
    　Ｃａ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上かつ０．０１％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：０．０００１％以上かつ０．１％以下、
    　Ａｓ：０．０００１％以上かつ０．５％以下、
    　Ｃｏ：０．０００１％以上かつ１．０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｐｂ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｙ：０．０００１％以上かつ０．２％以下、
    　Ｈｆ：０．０００１％以上かつ０．２％以下
    の１種以上を含有し、前記式５により算出される温度の代わりに下記式９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１２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９）
    　ここで、［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の質量百分率である。
  14. 　前記待ち時間ｔが、さらに下記式１０を満たすことを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
    　　０≦ｔ＜ｔ１　・・・（式１０）
  15. 　前記待ち時間ｔが、さらに下記式１１を満たすことを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
    　　ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５　・・・（式１１）
  16. 　前記第１の熱間圧延で、４０％以上の圧下率である圧下を少なくとも２回以上行い、前記平均オーステナイト粒径を１００μｍ以下とすることを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  17. 　前記第２の熱間圧延の終了後、３秒以内に、前記二次冷却を開始することを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  18. 　前記第２の熱間圧延で、各パス間の前記鋼の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  19. 　Ｔ１＋３０℃以上かつＴ１＋２００℃以下の温度範囲での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１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  20. 　前記保持が、６００℃以上かつ６８０℃以下の温度範囲内で、３秒以上かつ１５秒以下の保持であることを特徴とする請求項１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  21. 　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１２または１３に記載の熱延鋼板の製造方法。
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