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WO2014091554A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2014091554A1
WO2014091554A1 PCT/JP2012/082059 JP2012082059W WO2014091554A1 WO 2014091554 A1 WO2014091554 A1 WO 2014091554A1 JP 2012082059 W JP2012082059 W JP 2012082059W WO 2014091554 A1 WO2014091554 A1 WO 2014091554A1
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WO
WIPO (PCT)
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martensite
steel sheet
less
rolled steel
hot
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/082059
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
前田　大介
河野　治
純治 土師
田崎　文規
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
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Priority to CN201280077560.6A priority patent/CN104838026B/zh
Priority to US14/650,086 priority patent/US10273566B2/en
Priority to MX2015007274A priority patent/MX2015007274A/es
Priority to ES12890068.5T priority patent/ES2689230T3/es
Priority to PL12890068T priority patent/PL2933346T3/pl
Priority to BR112015013061-5A priority patent/BR112015013061B1/pt
Priority to PCT/JP2012/082059 priority patent/WO2014091554A1/ja
Priority to EP12890068.5A priority patent/EP2933346B1/en
Priority to KR1020157016246A priority patent/KR101744429B1/ko
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof. More specifically, the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in elongation and hole-expandability and a method for producing the same.
  • Automobile undercarriage members often have complicated shapes to ensure high rigidity. Therefore, since a plurality of processes such as burring, stretch flange process, and stretch process are performed in press forming, the hot-rolled steel sheet as a raw material is required to have workability corresponding to these. In general, burring workability and stretch flange workability are correlated with the hole expansion rate measured in the hole expansion test, and many studies have been made to increase the hole expansion rate.
  • DP steel ⁇ Dual Phase steel
  • DP steel ⁇ Dual Phase steel
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet that has bainite or bainitic ferrite as a main phase to ensure strength and greatly improve hole expansibility.
  • the strain and stress concentration as described above do not occur, and a high hole expansion rate can be obtained.
  • it becomes difficult to ensure high elongation by using single-structure steel of bainite or bainitic ferrite it is not easy to achieve both elongation and hole expansion at a high level.
  • Patent Documents 2 and 3 steel sheets have been proposed that use ferrite having excellent elongation as the structure of a single-structure steel and increase the strength using carbides such as Ti and Mo (for example, Patent Documents 2 and 3).
  • the steel sheet proposed in Patent Document 2 contains a large amount of Mo
  • the steel sheet proposed in Patent Document 3 contains a large amount of V.
  • Patent Document 4 proposes a composite structure steel plate in which martensite in DP steel is bainite and the hole expanding property is enhanced by reducing the difference in strength between the structures with ferrite.
  • martensite in DP steel is bainite
  • the hole expanding property is enhanced by reducing the difference in strength between the structures with ferrite.
  • patent document 5 in order to have hole expansibility and a moldability, in addition to quenching and tempering of the martensite after quenching, the amount of solid solution C in the ferrite before quenching was controlled, and excellent.
  • a high-strength steel sheet excellent in hole expansibility and formability that achieves both strength and hole expansibility using ductile ferrite and tempered martensite is disclosed.
  • the present inventors have conducted a detailed investigation on the relationship between the structure of a DP steel having high strength and high elongation, and the relationship between elongation and hole expansibility, and a method for improving both elongation and hole expansibility with respect to conventional steel types.
  • the inventors have found a technique for improving the hole expandability while maintaining high elongation of DP steel by controlling the dispersion state of martensite. That is, even in a DP structure such as ferrite and martensite that has a large strength difference and generally has low hole expansibility, the martensite area ratio and average diameter are controlled, and R / D M 2 described later.
  • the relationship of ⁇ 1.00 it has been clarified that the hole expandability can be enhanced while maintaining high elongation.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • R average martensite interval ( ⁇ m) defined by the following formula (B)
  • D M martensite average diameter ( ⁇ m)
  • R ⁇ 12.5 ⁇ ( ⁇ / 6V M ) 0.5 ⁇ (2/3) 0.5 ⁇ ⁇ D M
  • V M Martensite area ratio (%)
  • D M Martensite average diameter ( ⁇ m) (2)
  • the chemical composition is at least one of Nb: 0.005 to 0.06% and Ti: 0.02 to 0.20% by mass%. You may contain.
  • the chemical composition is mass%, V: 0.02 to 0.20%, W: 0.1 to 0.5%, and Mo: At least one of 0.05 to 0.40% may be contained.
  • the chemical composition is, in mass%, Cr: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.1 to It may contain at least one of 1.2%, Ni: 0.05 to 0.6% and B: 0.0001 to 0.005%.
  • the chemical composition is% by mass, REM: 0.0005 to 0.01%, and Ca: 0.0005 to You may contain at least 1 sort (s) of 0.01%.
  • the slab having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above is subjected to multi-pass rough rolling after having been set to 1150 to 1300 ° C.
  • a rough rolling step in which four passes or more are rolled in a temperature range of 1000 to 1050 ° C. and a total rolling reduction of 30% or more to form a rough bar; and when rolling starts on the rough bar within 60 seconds after completion of the rough rolling
  • the average is a diagram showing the relationship between divided by R / D M 2 and the hole expanding ratio by the square of the martensite intervals R martensite average diameter D M (%). It is a diagram showing the relationship between the martensite number above the circle equivalent diameter 3 ⁇ m at a depth position of 1/4 of the sheet thickness of the steel sheet from the steel sheet surface density N M (pieces / 10000 2) and hole expansion ratio (%).
  • DP steel is a steel sheet in which hard martensite is dispersed in soft ferrite, and it achieves high elongation despite its high strength.
  • strain and stress concentration due to the difference in strength between ferrite and martensite occurs, and voids that cause ductile fracture are likely to be generated. For this reason, the hole expandability is very low.
  • no detailed investigation on void formation behavior has been conducted, and the relationship between the microstructure and ductile fracture of DP steel has not always been clear.
  • the present inventors conducted a detailed investigation on the relationship between the structure and void generation behavior and the relationship between void generation behavior and hole expansibility in DP steel having various structural configurations.
  • the martensite dispersion state which is a hard second phase structure, has a great influence on the hole expandability of DP steel.
  • the value obtained by dividing the average martensite interval obtained by the formula (1) by the square of the average diameter of martensite to 1.00 or more, even in a structure having a large inter-structure strength difference such as DP steel. It has been found that high hole expandability can be obtained.
  • the void formation is delayed due to the refinement of the martensite size. This is thought to be due to the fact that martensite becomes smaller and the strain and stress concentration areas formed in the vicinity thereof become narrower. Moreover, when the space
  • FIG. 1 showing the relationship between the martensite average diameter ( ⁇ m) D M and martensite area fraction V M (%), by controlling the area ratio and the size of the martensite in a range It was found that high hole expandability can be obtained.
  • the numerical value in a parenthesis shows a hole expansion rate (%).
  • R average martensite interval ( ⁇ m) defined by the following formula (2)
  • D M martensite average diameter ( ⁇ m)
  • R ⁇ 12.5 ⁇ ( ⁇ / 6V M ) 0.5 ⁇ (2/3) 0.5 ⁇ ⁇ D M
  • V M Martensite area ratio (%)
  • D M Martensite average diameter ( ⁇ m)
  • Equation (1) represents the difficulty of void formation and connection
  • the average martensite spacing R obtained by equation (2) is divided by the square of the average diameter of martensite from the area ratio and average diameter of martensite. It has a shape.
  • the average diameter of martensite means the arithmetic average of martensite having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more. This is because martensite having a thickness of less than 1.0 ⁇ m does not affect the formation and connection of voids. As the distance between martensites increases, voids generated from martensite become harder to be connected, and void generation and connection are suppressed due to the refinement of martensite.
  • FIG. 3 shows the relationship between the martensite number density N M (pieces / 10000 ⁇ m 2 ) having an equivalent circle diameter of 3 ⁇ m or more and the hole expansion ratio (%) at a depth position of 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel sheet from the steel sheet surface.
  • N M pieces / 10000 ⁇ m 2
  • the hole expansion ratio (%) at a depth position of 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel sheet from the steel sheet surface.
  • the martensite number density of the circle equivalent diameter of 3 ⁇ m or more at the 1/4 thickness position of the plate thickness needs to be 5.0 pieces / 10,000 ⁇ m 2 or less.
  • C 0.030-0.10% C is an important element that generates martensite and contributes to strengthening. If the C content is less than 0.030%, it is difficult to generate martensite. Therefore, the C content is 0.030% or more. Preferably it is 0.04% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.10%, the area ratio of martensite increases and the hole expansibility decreases. Therefore, the C content is 0.10% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • Si and Al are important elements involved in strengthening ferrite and producing ferrite. If the total content of Si and Al is less than 0.100%, the generation of ferrite becomes insufficient, and it becomes difficult to obtain the target microstructure. Therefore, the total content of Si and Al is 0.100% or more. Preferably it is 0.5% or more, More preferably, it is 0.8% or more. On the other hand, even if the total content of Si and Al exceeds 2.5%, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the total content of Si and Al is 2.5% or less. Preferably it is 1.5% or less, More preferably, it is 1.3% or less.
  • Si has higher ferrite strengthening ability than Al, and can strengthen ferrite more efficiently.
  • the Si content is preferably 0.30% or more. More preferably, it is 0.60% or more.
  • the Si content is preferably 2.0% or less. More preferably, it is 1.5% or less.
  • Al has the effect of promoting the strengthening of ferrite and the formation of ferrite in the same manner as Si, and therefore it is possible to suppress the Si content by increasing the Al content. It becomes easy to suppress generation. Therefore, from such a viewpoint, the Al content is preferably 0.010% or more. More preferably, it is 0.040% or more.
  • the Al content is preferably less than 0.300%. More preferably, it is less than 0.200%.
  • P 0.04% or less
  • P is an element generally contained as an impurity, and when it exceeds 0.04%, embrittlement of the weld becomes significant. Therefore, the P content is 0.04% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly defined, it is economically disadvantageous to make it less than 0.0001%. Therefore, the P content is preferably 0.0001% or more.
  • Nb and Ti are elements related to precipitation strengthening of ferrite. Therefore, you may contain 1 type or 2 types of these elements. However, if Nb is contained in excess of 0.06%, the ferrite transformation is significantly delayed and the elongation deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.06% or less. Preferably it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.025% or less. Further, when Ti is contained in an amount exceeding 0.20%, ferrite is excessively strengthened and high elongation cannot be obtained. Therefore, the Ti content is 0.20% or less. Preferably it is 0.16% or less, More preferably, it is 0.14% or less.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and particularly preferably 0.015% or more.
  • the Ti content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.06% or more, and particularly preferably 0.08% or more.
  • Cr Cr: 0 to 1.0%) (Cu: 0 to 1.2%) (Ni: 0-0.6%) (B: 0 to 0.005%)
  • Cr, Cu, Ni, and B are elements that have the effect of increasing the strength of steel. Therefore, at least one of these elements may be contained. However, when it contains excessively, moldability may be deteriorated. Therefore, the Cr content is 1.0% or less, the Cu content is 1.2% or less, the Ni content is 0.6% or less, and the B content is 0.005% or less. In order to more reliably obtain the effect of increasing the strength, the Cr content is preferably 0.01% or more, the Cu content is preferably 0.01% or more, and the Ni content is 0.01%. % Or more, and the B content is preferably 0.0001% or more.
  • Martensite 3 to 15.0%
  • Martensite is an important organization for securing strength and elongation.
  • the area ratio of martensite is less than 3%, it is difficult to ensure excellent uniform elongation. Therefore, the martensite area ratio is set to 3% or more.
  • the martensite area ratio exceeds 15%, the hole expandability deteriorates. Therefore, the martensite area ratio is set to 15.0% or less.
  • the number density of martensite having an average diameter of 3 ⁇ m or more is set to 5.0 / 10,000 ⁇ m 2 or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength of 590 MPa or more. More preferably, it is 630 MPa or more, and particularly preferably 740 MPa or more.
  • steel is melted by a conventional method, and a slab is manufactured by casting, and in some cases, rolling in pieces. Casting is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity.
  • the slab is subjected to multi-pass rough rolling, and the final four passes or more are rolled into a rough bar at a temperature range of 1000 to 1050 ° C. and a total reduction of 30% or more.
  • it is important to refine austenite in the hot rolling process. For this purpose, it is effective to recrystallize austenite repeatedly in the rough rolling step before finish rolling.
  • the grain growth after recrystallization is remarkably fast, so it is difficult to make austenite fine.
  • the next reduction is performed without being completely recrystallized, and the grain sizes in the non-recrystallized portion and the recrystallized portion become nonuniform.
  • the number density of martensite having an average diameter of 3 ⁇ m or more increases.
  • the total rolling reduction is less than 30%, it cannot be sufficiently miniaturized.
  • the austenite grain size becomes non-uniform, and as a result, coarse martensite is generated. Therefore, the above slab is rolled into a rough bar by multi-pass rough rolling by rolling the final four passes or more at a temperature range of 1000 to 1050 ° C. and a total rolling reduction of 30% or more.
  • the rough bar starts rolling within 60 seconds after completion of the rough rolling, and is subjected to finish rolling that completes rolling in a temperature range of 850 to 950 ° C. to obtain a finish rolled steel sheet.
  • finish rolling that completes rolling in a temperature range of 850 to 950 ° C. to obtain a finish rolled steel sheet.
  • austenite becomes coarse. Therefore, the time from the completion of rough rolling to the start of finish rolling is within 60 seconds.
  • the finishing temperature exceeds 950 ° C., the austenite after finishing rolling is coarsened, so that the number of ferrite transformation nucleation sites decreases and the ferrite transformation is significantly delayed. Therefore, the finishing temperature is 950 ° C. or lower.
  • the finishing temperature is less than 850 ° C., the rolling load increases. Therefore, the finishing temperature is 850 ° C. or higher.
  • the secondary cooling rate is an average cooling rate of 30 ° C./s or more. If the secondary cooling rate is less than 30 ° C./s, the bainite transformation proceeds excessively during cooling, and the area ratio of ferrite cannot be obtained sufficiently, so the uniform elongation deteriorates.
  • the upper limit is not particularly defined, but if it exceeds 100 ° C./s, the equipment cost becomes excessive, which is not preferable.
  • a sample was collected from the obtained steel plate, and the metal structure at a thickness of 1/4 was observed using an optical microscope.
  • the plate thickness cross section in the rolling direction was polished as an observation surface and etched with a Nital reagent and a repeller reagent.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of pearlite were determined by image analysis from an optical micrograph at a magnification of 500 times etched with a Nital reagent. Further, the area ratio and average diameter of martensite were determined by image analysis from an optical micrograph having a magnification of 500 times etched with a repeller reagent.
  • the average diameter is the number average of equivalent circle diameters of each martensite grain. Martensite grains of less than 1.0 ⁇ m were excluded from the count.
  • the area ratio of bainite was determined as the balance of ferrite, pearlite, and martensite.
  • Tensile strength (TS) was evaluated in accordance with JIS Z 2241: 2011 using a JIS Z 2201: 1998 No. 5 test piece taken in a direction perpendicular to the rolling direction from a 1/4 position in the sheet width direction. Uniform elongation (u-El) and total elongation (t-El) were measured along with tensile strength (TS). The hole expansion test was evaluated according to the test method described in Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996. Tables 5 and 6 show the structure and mechanical properties of the steel sheet. Table 5 In Table 6, V F is ferrite, V B is bainite, V P pearlite, V M is the respective area ratio% of martensite. D M is martensite average diameter ( ⁇ m), N M is martensite number density of 2 per 10000 ⁇ m above circle equivalent diameter 3 ⁇ m in 1/4 of the depth position of the sheet thickness of the steel sheet from the steel sheet surface.
  • Experimental Examples 3 to 8, 16, 18, 19, 21, 22, 24, 26 to 28, 30 to 32, 37, 39, 40, and 42 to 48 are examples of the present invention.
  • the chemical composition, production conditions, and microstructure of the steel composition satisfy the requirements of the present invention, and both the elongation and the hole expandability are excellent.
  • Experimental Examples 1, 2, 9 to 15, 17, 20, 23, 25, 29, 33 to 36, 38, and 41 are comparative examples. In these comparative examples, the effect could not be obtained for the following reason.
  • Example 11 the ferrite transformation did not proceed sufficiently due to the air cooling time being too short. For this reason, the ferrite fraction was less than 80% and the uniform elongation was low.
  • Experimental Example 17 is a steel No. with a high C content. Due to the use of I, the martensite area ratio was high. For this reason, the hole expandability was low.
  • Experimental Example 23 is a steel No. having a low Si + Al content. Due to the use of O, the ferrite transformation did not proceed sufficiently. For this reason, the uniform elongation was low.
  • Experimental example 38 is steel No. with low C content. Due to the use of Y, the area ratio of martensite was less than 3%. For this reason, the uniform elongation was low.
  • Experimental example 41 is a steel No. with a low Mn content. Martensite was not generated due to the use of AC. For this reason, the uniform elongation was low.

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Abstract

　この熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１０％、Ｍｎ：０．５～２．５％、およびＳｉ＋Ａｌ：０．１００～２．５％を含有する化学組成を有し、面積率で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：３～１５．０％、パーライト：３．０％未満を有し、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイトの個数密度が５．０個／１００００μｍ２以下であり、さらに下記式（１）を満たすミクロ組織を有する。　Ｒ／ＤＭ ２≧１．００　・・・式（１） ここで、Ｒ：下記式（２）で規定する平均マルテンサイト間隔（μｍ）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ） Ｒ＝｛１２．５×（π／６ＶＭ）０．５－（２／３）０．５｝×ＤＭ　・・・式（２） ここで、ＶＭ：マルテンサイト面積率（％）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、世界的な環境意識の高まりから、自動車分野では二酸化炭素排出量の削減や燃費向上が強く求められている。これらの課題に対しては車体の軽量化が極めて有効であり、高強度鋼板の適用による軽量化が押し進められている。現在、自動車の足回り部品には引張強度が４４０ＭＰａ級の熱延鋼板が多く使用されているが、車体軽量化に対応すべく、さらなる高強度鋼板の適用が望まれている。
　自動車の足回り部材は高い剛性を確保するため、形状が複雑であるものが多い。したがってプレス成形においてはバーリング加工、伸びフランジ加工、伸び加工など複数の加工が施されるため、素材となる熱延鋼板にはこれらに対応した加工性が求められる。一般に、バーリング加工性と伸びフランジ加工性は、穴広げ試験で測定される穴広げ率と相関があり、穴広げ率を高めるための研究が多くなされている。
　フェライトとマルテンサイトから構成されるＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼（以下、ＤＰ鋼と表記する。）は高強度ながら伸びに優れるものの、穴広げ性は低い。これはフェライトとマルテンサイトの強度差が大きいために、成形に伴ってマルテンサイト近傍のフェライトに大きな歪、応力集中が発生し、クラックが発生することが理由である。この知見を元に、組織間強度差を低減することで穴広げ率を高めた熱延鋼板が開発されている。
　特許文献１ではベイナイトまたはベイニティックフェライトを主相として強度を確保し、穴広げ性を大きく向上させた鋼板が提案されている。単一組織鋼とすることで前述したような歪、応力集中が発生せず、高い穴広げ率が得られるというものである。しかしながら、ベイナイトやベイニティックフェライトの単一組織鋼としたことで高い伸びを確保することが困難となるので、伸びと穴広げ性とを高次元で両立させることは容易ではない。
　近年では単一組織鋼の組織として伸びに優れるフェライトを利用し、Ｔｉ、Ｍｏ等の炭化物を利用して高強度化を図った鋼板が提案されている（例えば、特許文献２、３）。しかし特許文献２にて提案された鋼板は多量のＭｏを含有し、特許文献３にて提案された鋼板は多量のＶを含有する。
　また特許文献４ではＤＰ鋼中のマルテンサイトをベイナイトとし、フェライトとの組織間強度差を小さくすることで穴広げ性を高めた複合組織鋼板が提案されている。しかし、強度を確保するためにベイナイト組織の面積率を高めた結果、高い伸びを確保することが困難となるので、伸びと穴広げ性とを高次元で両立させることは容易ではない。また、特許文献５では、穴拡げ性と成形性を具備するために、焼入れと焼入れ後のマルテンサイトの焼き戻しに加え、焼き入れ前でのフェライト中の固溶Ｃ量を制御し、優れた延性を有するフェライトと焼き戻しマルテンサイトとを用いた強度と穴拡げ性の両立を図った穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板が開示されている。しかし、近年では、さらに伸び－穴広げ性バランスを向上させることが望まれている。

日本国特開２００３－１９３１９０号公報 日本国特開２００３－０８９８４８号公報 日本国特開２００７－０６３６６８号公報 日本国特開２００４－２０４３２６号公報 日本国特開２００７－３０２９１８号公報
　本発明は、高価な元素を含有させずとも優れた伸びと穴広げ性とが得られる高強度熱延鋼板およびその製造方法の提供を目的とするものである。
　本発明者らは、高強度でありながら高い伸びを有するＤＰ鋼の組織構成と伸びおよび穴広げ性の関係について詳細な調査を行い、従来鋼種に対して伸びと穴広げ性を共に向上させる方法について検討した。その結果、マルテンサイトの分散状態を制御することによって、ＤＰ鋼の高い伸びを維持したまま穴広げ性を向上させる手法を見出した。すなわちフェライトとマルテンサイトの様に強度差が大きく、一般的に穴広げ性が低いとされるＤＰ組織であっても、マルテンサイトの面積率、平均直径を制御し、後述するＲ／ＤＭ ２≧１．００の関係を満たすことで、高い伸びを維持したまま穴広げ性を高めることができることを明らかにした。
　本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）本発明の第一の態様は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１０％、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．１００～２．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０～０．０６％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｗ：０～０．５％、Ｍｏ：０～０．４０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．２％、Ｎｉ：０～０．６％、Ｂ：０～０．００５％、ＲＥＭ：０～０．０１％、Ｃａ：０～０．０１％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積率で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：３～１５．０％、パーライト：３．０％未満を有し、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイトの個数密度が５．０個／１００００μｍ２以下であり、さらに下記式（Ａ）を満たすミクロ組織を有する熱延鋼板である。
　Ｒ／ＤＭ ２≧１．００　・・・式（Ａ）
ここで、Ｒ：下記式（Ｂ）で規定する平均マルテンサイト間隔（μｍ）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
Ｒ＝｛１２．５×（π／６ＶＭ）０．５－（２／３）０．５｝×ＤＭ　　　・・・式（Ｂ）
ここで、ＶＭ：マルテンサイト面積率（％）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０６％およびＴｉ：０．０２～０．２０％の少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｗ：０．１～０．５％およびＭｏ：０．０５～０．４０％の少なくとも１種を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．１～１．２％、Ｎｉ：０．０５～０．６％およびＢ：０．０００１～０．００５％の少なくとも１種を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．０００５～０．０１％およびＣａ：０．０００５～０．０１％の少なくとも１種を含有してもよい。
（６）本発明の第二の態様は、上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブを１１５０～１３００℃とした後に多パス粗圧延に供し、最終の４パス以上を１０００～１０５０℃の温度域かつ３０％以上の合計圧下率で圧延して粗バーとする粗圧延工程と；前記粗バーに、前記粗圧延完了後６０秒間以内に圧延を開始するととともに、８５０～９５０℃の温度域で圧延を完了する仕上圧延を施して仕上圧延鋼板を得る仕上圧延工程と；前記仕上圧延鋼板を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７５０℃の温度域に冷却し、５～１０秒間空冷した後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却して巻き取り、熱延鋼板を得る冷却及び巻取工程と；を有する熱延鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、高価な元素を含有させずとも、伸びと穴広げ性が共に優れる高強度熱延鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

マルテンサイト平均直径（μｍ）ＤＭとマルテンサイト面積分率ＶＭ（％）との関係を示す図であり、括弧内の数値は穴拡げ率（％）を示す。 平均マルテンサイト間隔Ｒをマルテンサイト平均直径ＤＭの二乗で除したＲ／ＤＭ ２と穴拡げ率（％）との関係を示す図である。 鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイト個数密度ＮＭ（個／１００００μｍ２）と穴広げ率（％）との関係を示す図である。
　ＤＰ鋼は軟質なフェライト中に硬質なマルテンサイトを分散させた鋼板であり、高強度でありながら高い伸びを実現している。しかしながら変形時には、フェライトとマルテンサイトの強度差に起因した歪、応力集中が発生し、延性破壊を引き起こすボイドが生成しやすい。このため、穴広げ性は非常に低い。しかしながらボイド生成挙動に関する詳細な調査は行われておらず、ＤＰ鋼のミクロ組織と延性破壊の関係は必ずしも明確ではなかった。
　そこで本発明者らは様々な組織構成を有するＤＰ鋼において、組織とボイド生成挙動との関係およびボイド生成挙動と穴広げ性との関係について詳細な調査を行った。その結果、ＤＰ鋼の穴広げ性には硬質第二相組織であるマルテンサイトの分散状態が大きく影響していることを明らかにした。さらに式（１）で求められる平均マルテンサイト間隔をマルテンサイトの平均直径の二乗で除した値を１．００以上とすることで、ＤＰ鋼のように組織間強度差が大きい組織であっても高い穴広げ性が得られることを見出した。
　穴広げ加工における亀裂の発生および進展はボイドの生成、成長、連結を素過程とする延性破壊によって引き起こされる。ＤＰ鋼の様に強度差の大きな組織においては、硬質なマルテンサイトを起因として高い歪、応力の集中が発生するためボイドが形成されやすく、穴広げ性が低い。
　しかしながら、組織とボイド生成挙動の関係およびボイド生成挙動と穴広げ性の関係を詳細に調査したところ、硬質第二相であるマルテンサイトの分散状態によっては、ボイドの生成、成長、連結が遅延し、高い穴広げ性が得られる場合があることが明らかになった。
　具体的にはマルテンサイトサイズの微細化によってボイド生成が遅延することが明らかとなった。これはマルテンサイトが小さくなるとともに、その近傍に形成される歪、応力集中領域が狭くなるためだと考えられる。またマルテンサイトの個数密度や平均直径によって変化するマルテンサイト間の間隔が大きいと、マルテンサイトを起点として形成するボイド間の距離も同時に拡大し、連結しづらくなることを見出した。
　上記の知見を元に、高い穴広げ性を有するＤＰ組織について検討を行った。その結果、マルテンサイト平均直径（μｍ）ＤＭとマルテンサイト面積分率ＶＭ（％）との関係を示す図１に示すように、マルテンサイトの面積率とサイズを一定範囲に制御することで高い穴広げ性が得られることがわかった。尚、図１において、括弧内の数値は穴拡げ率（％）を示す。
　さらに平均マルテンサイト間隔Ｒをマルテンサイト平均直径ＤＭの二乗で除したＲ／ＤＭ ２と穴拡げ率（％）との関係を示す。この図２に示す様に、下記式（１）の左辺であるＲ／ＤＭ ２は、穴拡げ率（％）と明確な相関関係を有していて、Ｒ／ＤＭ ２を１．００以上とすることでＤＰ組織であっても高い穴広げ性が得られ、伸びと穴広げ性が優れた熱延鋼板が得られることがわかった。
Ｒ／ＤＭ ２≧１．００　・・・式（１）
ここで、Ｒ：下記式（２）で規定する平均マルテンサイト間隔（μｍ）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
Ｒ＝｛１２．５×（π／６ＶＭ）０．５－（２／３）０．５｝×ＤＭ　　　・・・式（２）
ここで、ＶＭ：マルテンサイト面積率（％）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
　式（１）はボイド生成、連結のしづらさを現わしており、マルテンサイトの面積率、平均直径から式（２）により求められる平均マルテンサイト間隔Ｒをマルテンサイトの平均直径の二乗で除した形になっている。本明細書において、マルテンサイトの平均直径は円相当直径１．０μｍ以上のマルテンサイトについての算術平均を意味する。これは１．０μｍ未満のマルテンサイトはボイドの生成・連結に影響を及ぼさないためである。マルテンサイト間の距離が拡大するほどマルテンサイトを起点に生成するボイドが連結しづらくなること、マルテンサイトの微細化によってボイド生成、連結が抑制されることを現わしている。
　マルテンサイトの微細化によってボイドの連結が抑制される理由は定かではないが、ボイドの成長が大きく遅延することが理由と考えられる。マルテンサイトが小さいと、マルテンサイトを起点に生成するボイドのサイズも微細化する。生成したボイドは成長して連結に至るが、ボイドサイズの微細化とともにボイド表面積／ボイド体積の比が大きくなり、すなわち表面張力が大きくなるためにボイドの成長が遅延するためだと考えられる。
　しかしながら、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイト個数密度ＮＭ（個／１００００μｍ２）と穴広げ率（％）との関係を示す図３に示すように、式（１）を満たしていても、粗大なマルテンサイトが存在すると、局所的な破壊が進行し、穴広げ性が低くなってしまうことも判明した。これを防ぐためには板厚の１／４厚位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイト個数密度を５．０個／１００００μｍ２以下とする必要がある。尚、図３は、円相当直径３μｍ以上のマルテンサイト個数密度（個／１００００μｍ２）が５．０以上だと穴広げ性が低くなることを示している。このグラフにはＲ／ＤＭ ２が１．００以上のデータのみを載せている。
　以下、本発明の熱延鋼板の化学組成について詳細に説明する。なお、各元素の含有量を表す「％」は質量％を意味する。
（Ｃ：０．０３０～０．１０％）
　Ｃはマルテンサイトを生成させ、強化に寄与する重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、マルテンサイトを生成させることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、マルテンサイトの面積率が高まり、穴広げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。
（Ｍｎ：０．５～２．５％）
　Ｍｎはフェライトの強化および焼き入れ性に関わる重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、焼き入れ性を高め、マルテンサイトを生成させることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、フェライトを十分に生成させることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。
（Ｓｉ＋Ａｌ：０．１００～２．５％）
　ＳｉおよびＡｌはフェライトの強化およびフェライトの生成に関わる重要な元素である。ＳｉおよびＡｌの合計含有量が０．１００％未満では、フェライトの生成が不十分となり、目的とするミクロ組織を得ることが困難となる。したがって、ＳｉおよびＡｌの合計含有量は０．１００％以上とする。好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは０．８％以上である。一方、ＳｉおよびＡｌの合計含有量を２．５％超としても、その効果が飽和し、コストが増大する。したがって、ＳｉおよびＡｌの合計含有量は２．５％以下とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．３％以下である。
　ここで、ＳｉはＡｌに比してフェライトの強化能が高く、フェライトをより効率的に強化することが可能である。したがって、フェライトの効率的な強化を図る観点からは、Ｓｉ含有量は０．３０％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が高いと、鋼板表面に赤色スケールが生成し、美観性が失われる場合がある。したがって、赤色スケールの生成を抑制する観点からは、Ｓｉ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１．５％以下である。
　また、Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライトの強化およびフェライトの生成を促進する作用を有することから、Ａｌ含有量を高めることによりＳｉ含有量を抑制することが可能となり、その結果、上記赤色スケールの生成を抑制することが容易になる。したがって、斯かる観点より、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０４０％以上である。一方、上述したようにフェライトの強化を図る観点からはＳｉ含有量を高めることが好ましい。したがって、斯かる観点からはＡｌ含有量は０．３００％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは０．２００％未満である。
（Ｐ：０．０４％以下）
　Ｐは、一般に不純物として含有される元素であり、０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になる。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。Ｐ含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、一般に不純物として含有される元素であり、溶接性、鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。また、Ｓを過剰に含有すると、粗大なＭｎＳを形成し、穴広げ性を低下させることから、穴広げ性向上のためには、Ｓ含有量を低減することが好ましい。Ｓ含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、一般に不純物として含有される元素であり、Ｎ含有量が０．０１％を超えると、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。また、Ｎの含有量が増加すると、溶接時のブローホール発生の原因になることから低減することが好ましい。Ｎ含有量の下限は、少ない方が望ましく特に定めないが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製造コストが上昇する。したがって、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
　本発明の鋼板の化学組成は、さらに、任意成分としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａを含有してもよい。これらの元素は任意成分として鋼に含有されるため、下限値は特に規定されるものではない。
（Ｎｂ：０～０．０６％）
（Ｔｉ：０～０．２０％）
　ＮｂおよびＴｉはフェライトの析出強化に関する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｎｂを０．０６％を超えて含有させるとフェライト変態が大幅に遅延し、伸びが劣化してしまう。したがって、Ｎｂ含有量は０．０６％以下とする。好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。また、Ｔｉを０．２０％を超えて含有させるとフェライトが過剰に強化され、高い伸びが得られなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１６％以下、さらに好ましくは０．１４％以下である。フェライトをより確実に強化するには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがさらに好ましく、０．０１５％以上とすることが特に好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．０６％以上とすることがさらに好ましく、０．０８％以上とすることが特に好ましい。
（Ｖ：０～０．２０％）
（Ｗ：０～０．５％）
（Ｍｏ：０～０．４０％）
　Ｖ、ＷおよびＭｏは強化に寄与する元素である。したがって、これらの元素の少なくとも１種を含有させてもよい。しかし、過剰に含有すると成形性が劣化する場合がある。したがって、Ｖ含有量は０．２０％以下、Ｗ含有量は０．５％以下、Ｍｏ含有量は０．４０％以下とする。高強度化の効果をより確実に得るにはＶ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、Ｗ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
（Ｃｒ：０～１．０％）
（Ｃｕ：０～１．２％）
（Ｎｉ：０～０．６％）
（Ｂ：０～０．００５％）
　Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは鋼を高強度化する作用を有する元素である。したがって、これらの元素の少なくとも１種を含有させてもよい。しかし、過剰に含有すると成形性の劣化を招く場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下、Ｃｕ含有量は１．２％以下、Ｎｉ含有量は０．６％以下、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
（ＲＥＭ：０～０．０１％）
（Ｃａ：０～０．０１％）
　ＲＥＭおよびＣａは、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素もその含有量が過剰になると成形性を損なう場合がある。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。酸化物や硫化物の形態をより確実に制御するには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。なお本発明において、ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものであり、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等の系列の元素を複合で含有する。金属Ｌａや金属Ｃｅを含有してもよい。
残部はＦｅおよび不純物である。
　以下、本発明のミクロ組織について詳細に説明する。
（フェライト：８０％以上）
　フェライトは伸びを確保する上で最も重要な組織である。フェライトの面積率が８０％未満では従来のＤＰ鋼が有する高い伸びを実現することができない。したがって、フェライトの面積率は８０％以上とする。一方、フェライト面積率の上限は、後述するようにマルテンサイトの面積率によって決定され、フェライト面積率が９７％を超えると、マルテンサイトが過少となるため、マルテンサイトによる強化を活用することが困難となる。なお、その他の手法、たとえば析出強化量を高めることで強度を確保したとしても均一伸びが低下してしまうため、高い伸びを得ることが困難である。
（マルテンサイト：３～１５．０％）
（平均直径３μｍ以上のマルテンサイトの個数密度：５．０個／１００００μｍ２以下）
　マルテンサイトは強度および伸びを確保する上で重要な組織である。マルテンサイトの面積率が３％未満になると、優れた均一伸びを確保することが難しい。したがって、マルテンサイト面積率は３％以上とする。一方、マルテンサイト面積率が１５％を超えると穴広げ性が劣化する。したがって、マルテンサイト面積率は１５．０％以下とする。
　また、粗大なマルテンサイトが存在すると、局所的に破壊が進行し、穴広げ性が低下する。これを抑制するために平均直径３μｍ以上のマルテンサイトの個数密度を５．０個／１００００μｍ２以下とする。
（パーライト：３．０％未満）
　パーライトは穴広げ性を劣化させるため、存在しないことが好ましい。ただし、面積率３．０％未満であれば実害はないため、これを上限として許容する。
（その他の組織）
　その他の組織としてベイナイトが存在しても良い。ベイナイトは必須ではなく、面積率０％でも構わない。ベイナイトは高強度化に寄与する組織である。但し、多量に活用して高強度化すると、上記フェライト面積率を確保することが困難となり、高い伸びを達成することができなくなる。
　本発明の熱延鋼板は引張強度が５９０ＭＰａ以上であることが好ましい。さらに好ましくは６３０ＭＰａ以上、特に好ましくは７４０ＭＰａ以上である。
　以下、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
　まず常法により鋼を溶製し、鋳造、場合により分塊圧延を施してスラブを製造する。鋳造は生産性の観点から連続鋳造が好ましい。
　上記化学組成を有するスラブを１１５０～１３００℃とした後に多パス粗圧延に供する。粗圧延に供するスラブの温度が１１５０℃未満では、粗圧延時の圧延荷重が著しく高まるため生産性が阻害される。したがって、粗圧延に供するスラブの温度は１１５０℃以上とする。一方、粗圧延に供するスラブの温度を１３００℃超にすることは製造コスト上好ましくない。したがって、粗圧延に供するスラブの温度は１３００℃以下とする。なお、粗圧延に供するスラブは鋳造したスラブを熱間のまま直送圧延しても良い。析出強化による高強度化効果を得るには、Ｎｂ、Ｔｉ等の元素を溶体化する必要があるため、粗圧延に供するスラブの温度を１２００℃以上とすることが好ましい。
　上記スラブは多パス粗圧延に供され、最終の４パス以上を１０００～１０５０℃の温度域かつ３０％以上の合計圧下率で圧延されて粗バーとされる。
　粗大なマルテンサイトの生成を抑制するには、熱延工程においてオーステナイトを微細化することが重要である。これには仕上圧延前の粗圧延工程においてオーステナイトを繰り返し再結晶させることが効果的である。ここで、１０５０℃超の温度域の圧延では再結晶後の粒成長が著しく速いため、オーステナイトを微細化することが困難である。一方、１０００℃未満の温度域の圧延では完全に再結晶しないまま次の圧下が行われ、未再結晶部分と再結晶部分での粒径が不均一となる。その結果、平均直径３μｍ以上のマルテンサイト個数密度が増加する。また、合計圧下率が３０％未満では十分に微細化することができない。また、３０％以上の合計圧下率で圧延を行っても、圧下パス数が４回未満ではオーステナイト粒径が不均一になり、その結果、粗大なマルテンサイトが生成する。
　したがって、上記スラブは多パス粗圧延により、最終の４パス以上を１０００～１０５０℃の温度域かつ３０％以上の合計圧下率で圧延して粗バーとする。
　上記粗バーは、上記粗圧延完了後６０秒間以内に圧延を開始するととともに、８５０～９５０℃の温度域で圧延を完了する仕上圧延が施されて、仕上圧延鋼板が得られる。
　上述したように、粗大なマルテンサイトの生成を抑制するには、熱延工程においてオーステナイトを微細化することが重要であるところ、上記粗圧延を行っても、粗圧延完了後仕上圧延開始までの時間が６０秒間を超えるとオーステナイトが粗大化してしまう。したがって、粗圧延完了後仕上圧延開始までの時間は６０秒間以内とする。
　仕上温度が９５０℃を超えると仕上圧延完了後のオーステナイトが粗大化するため、フェライト変態の核生成サイトが減少し、フェライト変態が大幅に遅延する。したがって、仕上温度は９５０℃以下とする。一方、仕上温度が８５０℃未満では圧延負荷が大きくなる。したがって、仕上温度は８５０℃以上とする。
　その後、仕上圧延鋼板に対し一次冷却を行い、空冷した後、さらに二次冷却を行って、巻き取る。一次冷却速度は５０℃／ｓ以上の平均冷却速度とする。一次冷却速度が低いとフェライト粒径が粗大化する。マルテンサイトはフェライト変態が進行した残部オーステナイトが変態して得られるものである。フェライト粒径が粗大化すると、残部のマルテンサイトも粗大化してしまう。一次冷却速度の上限は特に定めないが１００℃／ｓを超える場合には設備コストが過剰になるため好ましくない。
　一次冷却停止温度は６００～７５０℃とする。６００℃未満では空冷時にフェライト変態を十分に進めることができない。また７５０℃を超えるとフェライト変態が過剰に進み、その後の冷却時にパーライト変態が起こり、穴広げ性も劣化する。
　空冷時間は５～１０秒とする。５秒未満ではフェライト変態を十分に進行させることができない。また１０秒を超えて空冷すると、パーライト変態が起こり、穴広げ性が劣化する。
　二次冷却速度は３０℃／ｓ以上の平均冷却速度とする。二次冷却速度が３０℃／ｓ未満では冷却中にベイナイト変態が過剰に進行し、フェライトの面積率が十分に得られないため、均一伸びが劣化する。上限は特に定めないが１００℃／ｓを超える場合には設備コストが過剰になるため好ましくない。
　巻取温度は４００℃以下とする。巻取温度が４００℃を超えるとベイナイト変態が過剰に進行し、マルテンサイトが十分に得られないため、高い均一伸びを確保することができない。好ましい範囲は２５０℃以下であり、さらに好ましくは１００℃以下であり、室温であってもよい。
　実験例１～４８として、表１、表２に示す化学成分を有する鋼Ａ～ＡＪを溶解し、鋳造して得られたスラブを表３、表４に示す条件で圧延した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼板から試料を採取し、光学顕微鏡を用いて板厚１／４厚における金属組織の観察を行った。試料の調整として、圧延方向の板厚断面を観察面として研磨し、ナイタール試薬、レペラー試薬にてエッチングした。ナイタール試薬にてエッチングした倍率５００倍の光学顕微鏡写真から画像解析によりフェライトの面積率、パーライトの面積率を求めた。またレペラー試薬にてエッチングした倍率５００倍の光学顕微鏡写真から画像解析によりマルテンサイトの面積率、平均直径を求めた。平均直径とは各マルテンサイト粒の円相当直径を個数平均したものである。１．０μｍ未満のマルテンサイト粒については個数のカウントから除外した。ベイナイトの面積率はフェライト、パーライトおよびマルテンサイトの残部として求めた。
　引張強度（ＴＳ）は、板幅方向１／４位置から圧延方向に垂直な方向に採取したＪＩＳ　Ｚ　２２０１：１９９８の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。均一伸び（ｕ－Ｅｌ）および全伸び（ｔ－Ｅｌ）は引張強度（ＴＳ）とともに測定した。穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。表５、表６に鋼板の組織、機械的特性を示した。表５、表６において、ＶＦはフェライト、ＶＢはベイナイト、ＶＰはパーライト、ＶＭはマルテンサイトのそれぞれの面積率％である。ＤＭはマルテンサイト平均直径（μｍ）で、ＮＭは鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上の１００００μｍ２当りのマルテンサイト個数密度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　結果について説明する。実験例３～８、１６、１８、１９、２１、２２、２４、２６～２８、３０～３２、３７、３９、４０、４２～４８は本発明の実施例である。これらの実施例では、鋼成の化学組成、製造条件およびミクロ組織が本発明の要件を満たしており、伸びと穴広げ性が共に優れている。一方、実験例１、２、９～１５、１７、２０、２３、２５、２９、３３～３６、３８、４１は比較例である。これらの比較例では、次に示す理由により効果を得ることができなかった。
　実験例１では、Ｍｎの含有量が高い鋼Ｎｏ．Ａを用いたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例２では、Ｎｂの含有量が高い鋼Ｎｏ．Ｂを用いたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例９は空冷時間が長すぎたことに起因して、パーライトが適正範囲を超えて生成した。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例１０は仕上温度が高すぎたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例１１は空冷時間が短すぎたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例１２は一次冷却速度が遅かったことに起因して、マルテンサイトの平均直径が大きく、その結果式１を満たさなかった。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例１３及び実験例２０は、１０００～１０５０℃での圧下パス数が少なかったことに起因して、粗大なマルテンサイトの個数密度が高かった。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例１４は、１０００～１０５０℃での圧下率が小さかったことに起因して、マルテンサイトの平均直径が大きく、その結果式１を満たさなかった。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例１５は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間が長かったことに起因して、オーステナイトが粗大化し、マルテンサイトの平均直径が大きかった。このため、Ｒ／ＤＭ ２が小さくなり、穴広げ性が低かった。
　実験例１７はＣの含有量が高い鋼Ｎｏ．Ｉを用いたことに起因して、マルテンサイト面積率が高かった。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例２３はＳｉ＋Ａｌの含有量が低い鋼Ｎｏ．Ｏを用いたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、均一伸びが低かった。
　実験例２５は一次冷却速度が遅かったことに起因して、マルテンサイトの平均直径が大きく、その結果式１を満たさなかった。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例２９は、Ｔｉ含有量が高い鋼Ｎｏ．Ｕを用いたことに起因して、フェライトが過剰に強化された。このため、均一伸びが低かった。
　実験例３３は一次冷却停止温度が高すぎたことに起因して、パーライトが生成した。このため、穴広げ性が低かった。
　実験例３４は巻取温度が高すぎたことに起因して、マルテンサイトをほとんど生成させることができなかった。このため、均一伸びが低かった。
　実験例３５は一次冷却停止温度が低すぎたことに起因して、フェライト変態が十分に進まなかった。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例３６は二次冷却速度が遅かったことに起因して、ベイナイトが生成した。このため、フェライト分率が８０％未満であり、均一伸びが低かった。
　実験例３８はＣ含有量が低い鋼Ｎｏ．Ｙを用いたことに起因して、マルテンサイトの面積率が３％未満となった。このため、均一伸びが低かった。
　実験例４１ははＭｎ含有量が低い鋼Ｎｏ．ＡＣを用いたことに起因して、マルテンサイトが生成しなかった。このため、均一伸びが低かった。
　本発明によれば、高価な元素を含有させずとも優れた伸びと穴広げ性とが得られる高強度熱延鋼板およびその製造方法の提供することができる。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０～０．１０％、
    Ｍｎ：０．５～２．５％、
    Ｓｉ＋Ａｌ：０．１００～２．５％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０～０．０６％、
    Ｔｉ：０～０．２０％、
    Ｖ：０～０．２０％、
    Ｗ：０～０．５％、
    Ｍｏ：０～０．４０％、
    Ｃｒ：０～１．０％、
    Ｃｕ：０～１．２％、
    Ｎｉ：０～０．６％、
    Ｂ：０～０．００５％、
    ＲＥＭ：０～０．０１％、
    Ｃａ：０～０．０１％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　面積率で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：３～１５．０％、パーライト：３．０％未満を有し、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さ位置における円相当直径３μｍ以上のマルテンサイトの個数密度が５．０個／１００００μｍ２以下であり、さらに下記式（１）を満たすミクロ組織を有する
    ことを特徴とする熱延鋼板。
    　Ｒ／ＤＭ ２≧１．００　・・・式（１）
    ここで、Ｒ：下記式（２）で規定する平均マルテンサイト間隔（μｍ）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
    Ｒ＝｛１２．５×（π／６ＶＭ）０．５－（２／３）０．５｝×ＤＭ　　　・・・式（２）
    ここで、ＶＭ：マルテンサイト面積率（％）、ＤＭ：マルテンサイト平均直径（μｍ）
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．０６％および
    Ｔｉ：０．０２～０．２０％
    の少なくとも１種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. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｖ：０．０２～０．２０％、
    Ｗ：０．１～０．５％および
    Ｍｏ：０．０５～０．４０％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｃｕ：０．１～１．２％、
    Ｎｉ：０．０５～０．６％および
    Ｂ：０．０００１～０．００５％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１～請求項３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．０１％および
    Ｃａ：０．０００５～０．０１％
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１～請求項４のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の化学組成を有するスラブを１１５０～１３００℃とした後に多パス粗圧延に供し、最終の４パス以上を１０００～１０５０℃の温度域かつ３０％以上の合計圧下率で圧延して粗バーとする粗圧延工程と；
    　前記粗バーに、前記粗圧延完了後６０秒間以内に圧延を開始するととともに、８５０～９５０℃の温度域で圧延を完了する仕上圧延を施して仕上圧延鋼板を得る仕上圧延工程と；
    　前記仕上圧延鋼板を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７５０℃の温度域に冷却し、５～１０秒間空冷した後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却して巻き取り、熱延鋼板を得る冷却及び巻取工程と；
    を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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