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CN103562427A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN103562427A
CN103562427A CN201280024587.9A CN201280024587A CN103562427A CN 103562427 A CN103562427 A CN 103562427A CN 201280024587 A CN201280024587 A CN 201280024587A CN 103562427 A CN103562427 A CN 103562427A
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明涉及一种热轧钢板，其中，｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度为1.0～5.0，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～4.0；金属组织以面积率计，合计含有30%～99%的铁素体和贝氏体，并含有1%～70%的马氏体；当将以单位面积%计的所述马氏体的面积率设定为fM、将以μm为单位的所述马氏体的平均尺寸设定为dia、将以μm为单位的所述马氏体间的平均距离设定为dis、将以MPa为单位的所述钢板的抗拉强度设定为TS时，满足下述式1以及式2。dia≤13μm （式1），TS/fM×dis/dia≥500 （式2）。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及有助于鼓凸成形性和拉深加工性等的均匀变形能力、以及有助于弯曲性、拉伸凸缘性和扩孔弯边加工性等的局部变形能力两者均优良的高强度热轧钢板及其制造方法。特别地，本发明涉及一种具有DP（Dual Phase）组织的钢板。
本申请基于2011年5月25日提出的日本专利申请特愿2011-117432号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
为了抑制源于汽车的二氧化碳气体的排出量，由高强度钢板的使用导致的汽车车体的轻量化正在进行。另外，从确保乘客安全性的角度考虑，汽车车体除软钢板以外，也已经大量使用高强度钢板了。但是，今后为了进一步推进汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的使用强度提高到以前以上的水平。另外，例如为了将高强度钢板用于汽车车体的行走部件，除必须改善均匀变形能力以外，也必须改善有助于扩孔弯边加工性等的局部变形能力。
然而，一般地说，如果提高钢板的强度，则成形性（变形能力）降低。例如，在非专利文献1中，公开了因提高钢板强度而使对拉深加工和鼓凸成形重要的均匀拉伸率降低的技术内容。
与此相对照，在非专利文献2中，公开了通过使钢板的金属组织复合化、从而在同一强度下也使均匀拉伸率得以确保的方法。
另一方面，在非专利文献3中，公开了通过夹杂物的控制和使其组织单一化、进而降低组织间的硬度差而使以弯曲性、扩孔性以及扩孔弯边加工性为代表的局部延展性得以改善的金属组织控制法。金属组织控制法是通过组织控制而使钢板成为单一组织，从而改善有助于扩孔性等的局部变形能力。但是，为了成为单一组织，正如非专利文献4所记载的那样，从奥氏体单相开始的热处理成为制法的根本。
另外，在非专利文献4中，公开了一种如下的技术：通过热轧后的冷却控制而进行金属组织控制，由此获得析出物和相变组织的优选形态、以及铁素体和贝氏体的适当分数，从而使钢板的强度和延展性得以兼顾。但是，上述的无论哪一种技术都是依赖组织控制的局部变形能力的改善方法，对基底的组织形成产生很大的影响。
对于连续热轧时，通过增加压下量，使晶粒微细化而改善钢板材质的方法，也存在现有技术。例如，在非专利文献5中，公开了一种如下的技术：在奥氏体区域内的尽可能低温区域进行大压下，使其从未再结晶奥氏体向铁素体相变，由此使产品的主相即铁素体的晶粒微细化，从而提高钢板的强度和实现强韧化。但是，在非专利文献5中，对于本发明所要解决的用于改善局部变形能力的手段，一点也没有考虑。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：岸田，“新日鉄技報”（1999）No.371，p.13
非专利文献2：O.Matsumura et al，Trans.ISIJ（1987）vol.27，p.570
非专利文献3：加藤等，“製鉄研究”（1984）vol.312，p.41
非专利文献4：K.Sugimoto et al，（2000）Vol.40，p.920
非专利文献5：中山製鋼所NFG製品紹介（中山炼钢所NFG产品介绍）
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，实际情况是高强度、且同时满足均匀变形能力以及局部变形能力两者的特性的技术还没有看到。例如，为了改善高强度钢板的局部变形能力，需要进行包括夹杂物的组织控制。但是，该改善由于取决于组织控制，因而需要控制析出物、铁素体以及贝氏体等组织的分数和形态，从而基底的金属组织受到限制。由于基底金属组织受到限制，因而除局部变形能力以外，难以同时提高强度和局部变形能力。
本发明的目的在于：不仅进行基底组织的控制，而且进行织构的控制，进而控制晶粒的尺寸和形态，从而提供强度高、均匀变形能力和局部变形能力优良、而且成形性方位依存性（各向异性）少的热轧钢板及其制造方法。此外，在本发明中，所谓强度，主要是指抗拉强度，另外，所谓高强度，是指抗拉强度在440MPa以上。另外，在本发明中，所谓强度高、且均匀变形能力和局部变形能力优良，是指使用抗拉强度（TS）、均匀拉伸率（u-EL）、扩孔率（λ）以及板厚d和C方向弯曲最小半径RmC之比即d/RmC的特性值，同时满足TS≥440（单位：MPa）、TS×u-EL≥7000（单位：MPa·%）、TS×λ≥30000（单位：MPa·%）、而且d/RmC≥1（没有单位）的所有条件的情况。
用于解决课题的手段
根据以前的见解，如前所述，有助于扩孔性和弯曲性等的局部变形能力的改善通过夹杂物控制、析出物微细化、组织均质化、单一组织化以及降低组织间的硬度差等来进行。但是，单凭这些技术，不得不限定主要的组织构成。再者，在为了高强度化而添加大大有助于强度上升的具有代表性的元素即Nb或Ti等的情况下，令人担心的是各向异性变得极大。因此，不得不牺牲其它成形性因子，或者限定成形前的坯料排样的方向，从而用途受到限制。另一方面，均匀变形能力可以通过使马氏体等硬质组织分散于金属组织中而得以改善。
本发明人为了高强度、和提高有助于鼓凸成形性等的均匀变形能力、以及有助于扩孔性和弯曲性等的局部变形能力这两者，最近除了着眼于钢板的金属组织的分数和形态的控制以外、还着眼于钢板的织构的影响，详细调查研究了其作用效果。其结果表明：通过控制钢板的化学组成、金属组织、特定的结晶方位群的用各方位的极密度表示的织构，可以确保高强度，而且轧制方向、与轧制方向成90°角的方向（C方向）、与轧制方向成30°角的方向、或者与轧制方向成60°角的方向的兰克福特值（r值）取得平衡而使局部变形能力飞跃般提高，同时通过分散马氏体等硬质组织也可以确保均匀变形能力。
本发明的要旨如下所述。
（1）本发明的一实施方式涉及一种热轧钢板，其中，钢板的化学组成以质量%计，含有C：0.01%～0.4%、Si：0.001%～2.5%、Mn：0.001%～4.0%、Al：0.001%～2.0%，并将P限制在0.15%以下、将S限制在0.03%以下、将N限制在0.01%以下、将O限制在0.01%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；在距所述钢板的表面5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部，｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各结晶方位的极密度的以算术平均表示的极密度即｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度为1.0～5.0，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～4.0；在所述钢板的金属组织中存在多个晶粒，该金属组织以面积率计，合计含有30%～99%的铁素体和贝氏体，并含有1%～70%的马氏体；当将以单位面积%计的所述马氏体的面积率设定为fM、将以μm为单位的所述马氏体的平均尺寸设定为dia、将以μm为单位的所述马氏体间的平均距离设定为dis、将以MPa为单位的所述钢板的抗拉强度设定为TS时，满足下述式1以及式2。
dia≤13μm          （式1）
TS/fM×dis/dia≥500 （式2）
（2）根据上述（1）所述的热轧钢板，其中，所述钢板的化学组成以质量%计，也可以进一步含有Mo：0.001%～1.0%、Cr：0.001%～2.0%、Ni：0.001%～2.0%、Cu：0.001%～2.0%、B：0.0001%～0.005%、Nb：0.001%～0.2%、Ti：0.001%～0.2%、V：0.001%～1.0%、W：0.001%～1.0%、Ca：0.0001%～0.01%、Mg：0.0001%～0.01%、Zr：0.0001%～0.2%、Rare Earth Metal（REM：稀土金属）：0.0001%～0.1%、As：0.0001%～0.5%、Co：0.0001%～1.0%、Sn：0.0001%～0.2%、Pb：0.0001%～0.2%、Y：0.0001%～0.2%、Hf：0.0001%～0.2%之中的1种以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的热轧钢板，其中，所述晶粒的体积平均直径也可以为5μm～30μm。
（4）根据上述（1）或（2）所述的热轧钢板，其中，所述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度也可以为1.0～4.0，所述｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度也可以为1.0～3.0。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的热轧钢板，其中，当将所述马氏体的长轴设定为La、以及将所述马氏体的短轴设定为Lb时，满足下述式3的所述马氏体的面积率相对于所述马氏体面积率fM也可以为50%～100%。
La/Lb≤5.0    （式3）
（6）根据上述（1）～（5）中任一项所述的热轧钢板，其中，所述金属组织以面积率计，也可以含有30%～99%的所述铁素体。
（7）根据上述（1）～（6）中任一项所述的热轧钢板，其中，所述金属组织以面积率计，也可以含有5%～80%的所述贝氏体。
（8）根据上述（1）～（7）中任一项所述的热轧钢板，其中，所述马氏体也可以含有回火马氏体。
（9）根据上述（1）～（8）中任一项所述的热轧钢板，其中，在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，粒径超过35μm的粗大晶粒的面积率也可以为0%～10%。
（10）根据上述（1）～（9）中任一项所述的热轧钢板，其中，所述铁素体的硬度H也可以满足下述式4。
H＜200＋30×[Si]＋21×[Mn]＋270×[P]＋78×[Nb]1/2＋108×[Ti]1/2    （式4）
（11）根据上述（1）～（10）中任一项所述的热轧钢板，其中，对于作为主相的所述铁素体或者所述贝氏体，在就100个以上的点进行硬度测定的情况下，所述硬度的标准偏差除以所述硬度的平均值所得到的值也可以为0.2以下。
（12）本发明的一实施方式涉及一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：对具有以下化学组成的钢在1000℃～1200℃的温度范围，进行包括至少1次以上的压下率为40%以上的道次的第1热轧，从而将所述钢的平均奥氏体粒径设定为200μm以下，其中，所述化学组成的钢以质量%计，含有C：0.01%～0.4%、Si：0.001%～2.5%、Mn：0.001%～4.0%、Al：0.001%～2.0%，并将P限制在0.15%以下、将S限制在0.03%以下、将N限制在0.01%以下、将O限制在0.01%以下，剩余部分包括铁和不可避免的杂质；对所述钢进行第2热轧，在将以℃为单位的由下述式5算出的温度设定为T1、将以℃为单位的由下述式6算出的铁素体相变温度设定为Ar3的情况下，所述第2热轧在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围包含压下率为30%以上的大压下道次，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的累计压下率为50%以上，在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率被限制在30%以下，轧制结束温度在Ar3以上；对所述钢进行一次冷却，在所述一次冷却中，在将以秒为单位的从所述大压下道次中的最终道次的结束至冷却开始的等待时间设定为t时，该等待时间t满足下述式7，平均冷却速度为50℃/秒以上，冷却开始时的钢温度和冷却结束时的钢温度之差即冷却温度变化为40℃～140℃，所述冷却结束时的钢温度为T1＋100℃以下；在所述第2热轧结束后，以15℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度对所述钢进行二次冷却，直至600℃～800℃的温度范围；在600℃～800℃的温度范围内保持所述钢1秒～15秒；在所述保持后，以50℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度对所述钢进行三次冷却，直至室温～350℃的温度范围；在室温～350℃的温度范围对所述钢进行卷取。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]    （式5）
在此，[C]、[N]以及[Mn]分别为C、N以及Mn的质量百分数。
Ar3＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]＋38.0×[Si]＋274.7×[P]（式6）
此外，在该式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分别为C、Mn、Si以及P的质量百分数。
t≤2.5×t1    （式7）
在此，tl用下述式8表示。
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1    （式8）
在此，Tf为所述最终道次结束时的所述钢的摄氏温度，P1为所述最终道次的压下率的百分数。
（13）根据上述（12）所述的热轧钢板的制造方法，其中，作为所述化学组成，所述钢以质量%计，进一步含有Mo：0.001%～1.0%、Cr：0.001%～2.0%、Ni：0.001%～2.0%、Cu：0.001%～2.0%、B：0.0001%～0.005%、Nb：0.001%～0.2%、Ti：0.001%～0.2%、V：0.001%～1.0%、W：0.001%～1.0%、Ca：0.0001%～0.01%、Mg：0.0001%～0.01%、Zr：0.0001%～0.2%、Rare Earth Metal：0.0001%～0.1%、As：0.0001%～0.5%、Co：0.0001%～1.0%、Sn：0.0001%～0.2%、Pb：0.0001%～0.2%、Y：0.0001%～0.2%、Hf：0.0001%～0.2%之中的1种以上，也可以将由下述式9算出的温度作为所述T1以代替由所述式5算出的温度。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]    （式9）
在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V的质量百分数。
（14）根据上述（12）或（13）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t也可以进一步满足下述式10。
0≤t＜t1    （式10）
（15）根据上述（12）或（13）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t也可以进一步满足下述式11。
t1≤t≤t1×2.5    （式11）。
（16）根据上述（12）～（15）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述第1热轧中，也可以将压下率为40%以上的压下进行至少2次以上，从而将所述平均奥氏体粒径设定为100μm以下。
（17）根据上述（12）～（16）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以在所述第2热轧结束后，在3秒以内开始所述二次冷却。
（18）根据上述（12）～（17）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以在所述第2热轧中，将各道次间的所述钢的温度上升设定为18℃以下。
（19）根据上述（12）～（18）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的轧制的最终道次也可以为所述大压下道次。
（20）根据上述（12）～（19）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述保持也可以在600℃～680℃的温度范围内保持3秒～15秒。
（21）根据上述（12）～（20）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以在轧制机架间进行所述一次冷却。
发明的效果
根据本发明的上述实施方式，即使在添加Nb或Ti元素等的情况下，也可以得到对各向异性的影响较小、高强度、而且局部变形能力和均匀变形能力优良的热轧钢板。
附图说明
图1表示了｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1与d/RmC（板厚d/最小弯曲半径RmC）之间的关系。
图2表示了｛332｝＜113＞方位的极密度D2与d/RmC之间的关系。
具体实施方式
下面就本发明的一实施方式的热轧钢板进行详细的说明。首先，就热轧钢板的结晶方位的极密度进行叙述。
结晶方位的平均极密度D1：1.0～5.0
结晶方位的极密度D2：1.0～4.0
在本实施方式的热轧钢板中，作为2种结晶方位的极密度，对于5/8～3/8的板厚范围（在钢板的板厚方向（深度方向）距钢板表面的距离为板厚的5/8～3/8的范围）即板厚中央部的与轧制方向平行的（以板厚方向为法线）板厚断面，控制｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1（以下有时省略为平均极密度）、和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2。
在本实施方式中，平均极密度D1是特别重要的织构（金属组织中的晶粒的结晶方位）的特征（方位集成度、织构的发达度）。此外，平均极密度D1是｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各结晶方位的极密度的以算术平均表示的极密度。
对于5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的上述断面，进行EBSD（Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射）或者X射线衍射，对随机试样求出各方位的电子衍射强度或者X射线衍射强度的强度比，由该各强度比可以求出｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1。
该｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1如果为5.0以下，则可以满足在行走部件和骨架部件的加工中最低限度所需要的d/RmC（板厚d除以最小弯曲半径RmC（C方向弯曲）所得到的指标）为1.0以上。该条件特别也是抗拉强度TS、扩孔率λ和总拉伸率EL优选满足汽车车体的行走构件所需要的2个条件、即TS×λ≥30000以及TS×EL≥14000的一个条件。
再者，如果平均极密度D1在4.0以下，则成形性的方位依存性（各向同性）的指标即45°方向弯曲的最小弯曲半径Rm45相对于C方向弯曲的最小弯曲半径RmC的比率（Rm45/RmC）降低，可以确保不依赖于弯曲方向的高局部变形能力。因此，平均极密度D1可以为5.0以下，优选为4.0以下。在需要更优良的扩孔性和较小的极限弯曲特性的情况下，平均极密度D1更优选为低于3.5，更进一步优选为低于3.0。
如果｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1超过5.0，则钢板的机械特性的各向异性变得极强。其结果是，虽然只是特定方向的局部变形能力得以改善，但与其方向不同的方向的局部变形能力显著降低。因此，在此情况下，钢板不能满足d/RmC≥1.0。
另一方面，如果平均极密度D1低于1.0，则令人担心局部变形能力的降低。因此，平均极密度D1优选为1.0以上。
再者，基于同样的理由，将5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2设定为4.0以下。该条件是钢板满足d/RmC≥1.0的一个条件，特别也是抗拉强度TS、扩孔率λ和总拉伸率EL优选满足行走构件所需要的2个条件、即TS×λ≥30000以及TS×EL≥14000的一个条件。
再者，如果上述极密度D2为3.0以下，则可以进一步提高TS×λ和d/RmC。因此，上述极密度D2优选为2.5以下，更优选为2.0以下。如果该极密度D2超过4.0，则钢板的机械特性的各向异性变得极强。其结果是，虽然只是特定方向的局部变形能力得以改善，但与其方向不同的方向的局部变形能力显著降低。因此，在此情况下，钢板不能充分满足d/RmC≥1.0。
另一方面，如果该极密度D2低于1.0，则令人担心局部变形能力的降低。因此，｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2优选为1.0以上。
极密度与X射线随机强度比具有相同的意义。X射线随机强度比是指在相同条件下采用X射线衍射法等测定不具有向特定方位的集成的标准试样的衍射强度（X射线和电子）、和供试材料的衍射强度，然后用得到的供试材料的衍射强度除以标准试样的衍射强度所得到的数值。该极密度可以使用X射线衍射、EBSD（Electron Back Scattering Diffraction）、或者ECP（Electron Channeling Pattern：电子通道花样）进行测定。例如可以采用如下的方法得到：对于｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度D1，在采用这些方法测定的｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极图中，由采用多个极图并按级数展开法计算得到的3维织构（ODF：Orientation Distribution Functions）求出｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的极密度，然后将这些极密度进行算术平均。
对于供给X射线衍射、EBSD、ECP的试样，可以采用机械研磨等将钢板减薄至规定的板厚，接着采用化学研磨和电解研磨等除去应变，同时调整试样，使包含板厚的5/8～3/8范围的适当的面成为测定面，然后按照上述的方法对极密度进行测定。关于板宽度方向，优选在1/4或者3/4的板厚位置（距钢板端面的距离为钢板的板宽度的1/4的位置）附近采集试样。
通过不仅在板厚中央部，而且在尽可能多的板厚位置使钢板满足上述的极密度，局部变形能力便更进一步变得良好。然而，由于上述的板厚中央部的方位集成最强、且对钢板的各向异性产生的影响较大，因而该板厚中央部的材质大概代表了钢板整体的材质特性。因此，对5/8～3/8的板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2进行了规定。
在此，｛hkl｝＜uvw＞表示在采用上述方法采集试样时，板面的法线方向平行于＜hkl＞，轧制方向与＜uvw＞平行。此外，结晶方位通常将垂直于板面的方位用（hkl）或者｛hkl｝来表示，将平行于轧制方向的方位用[uvw]或者＜uvw＞来表示。｛hkl｝＜uvw＞是等效的面的总称，（hkl）[uvw]是指各个结晶面。也就是说，在本实施方式中，由于以体心立方结构（bcc结构）为对象，所以例如（111）、（-111）、（1-11）、（11-1）、（-1-11）、（-11-1）、（1-1-1）、（-1-1-1）的各面是等效的而不加区別。在这样的情况下，将这些方位总称为｛111｝面。ODF表示由于也可以用于其它对称性较低的晶体结构的方位表示，因而在ODF表示中通常将各个方位用（hkl）[uvw]来表示，但在本实施方式中，｛hkl｝＜uvw＞和（hkl）[uvw]具有相同的意义。
接着，就本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板的基本的金属组织的特征在于：含有多个晶粒，是以铁素体和/或贝氏体为主相、以马氏体为第二相的DP（DualPhase）组织。通过在作为主相的变形能力优良的铁素体或贝氏体中分散硬质组织即马氏体作为第二相，便能够使强度和均匀变形能力得以提高。该均匀变形能力的提高起因于在金属组织中微细分散作为硬质组织的马氏体而使钢板的加工硬化率上升。另外，在这里所说的铁素体以及贝氏体包括多边形铁素体和贝氏体铁素体。
在本实施方式的热轧钢板中，作为铁素体、贝氏体以及马氏体以外的组织，还包括残余奥氏体、珠光体、渗碳体以及多种夹杂物等。这些铁素体、贝氏体以及马氏体以外的组织以面积率计，优选限制在0%～10%。另外，如果在组织中残存有奥氏体，则2次加工脆性和延迟断裂特性恶化。因此，除了不可避免地存在的以面积率计为5%左右的残余奥氏体以外，优选实质上不含有残余奥氏体。
作为主相的铁素体和贝氏体的面积率：30%以上且低于99%
作为主相的铁素体以及贝氏体是比较软质的，具有较高的变形能力。在铁素体和贝氏体合计的面积率为30%以上的情况下，本实施方式的热轧钢板的均匀变形能力和局部变形能力两者的特性都可以得到满足。铁素体和贝氏体的合计更优选的是以面积率计设定为50%以上。另一方面，如果铁素体和贝氏体的合计的面积率为99%以上，则钢板的强度和均匀变形能力降低。
作为主相，优选的是将铁素体的面积率设定为30%～99%。通过将变形能力更为优良的铁素体的面积率设定为30%～99%，便在钢板的强度和延展性（变形能力）的平衡中，可以更令人满意地提高延展性（变形能力）。特别地，铁素体有助于均匀变形能力的提高。
或者，作为主相，也可以将贝氏体的面积率设定为5%～80%。通过将强度更为优良的贝氏体的面积率设定为5%～80%，便在钢板的强度和延展性（变形能力）的平衡中，可以更令人满意地提高强度。通过提高硬度比铁素体硬的组织即贝氏体的面积率，从而使钢板的强度得以提高。另外，与马氏体的硬度差比铁素体小的贝氏体可以抑制在软质相和硬质相的界面的孔隙的发生，从而使扩孔性得以提高。
马氏体的面积率fM：1%～70%
通过使作为第二相的硬质组织的马氏体分散在金属组织中，便可以提高强度和均匀变形能力。在马氏体的面积率低于1%的情况下，硬质组织的分散减少，加工硬化率下降，从而均匀变形能力降低。马氏体的面积率优选为3%以上。另一方面，在以面积率计含有超过70%的马氏体的情况下，由于硬质组织的面积率过高，因而钢板的变形能力大幅度减少。也可以根据强度和变形能力的平衡，将马氏体的面积率设定为50%以下。马氏体的面积率也可以优选为30%以下。马氏体的面积率也可以更优选为20%以下。
马氏体晶粒的平均尺寸dia：13μm以下
在马氏体的平均尺寸超过13μm的情况下，钢板的均匀变形能力下降，而且局部变形能力也降低。可以认为当马氏体的平均尺寸粗大时，对加工硬化的贡献减小，因而均匀拉伸率降低，另外，由于在粗大的马氏体的周围容易产生孔隙，因而局部变形能力降低。马氏体的平均尺寸优选为10μm以下。马氏体的平均尺寸更优选为7μm以下。
TS/fM×dis/dia的关系：500以上
另外，本发明人进行了潜心的研究，结果在将以MPa为单位的抗拉强度设定为TS（Tensile Strength）、将以%为单位的马氏体的面积率设定为fM（fraction of Martensite）、将以μm为单位的马氏体晶粒间的平均距离设定为dis（distance）、将以μm为单位的马氏体晶粒的平均尺寸设定为dia（diameter）时，在TS、fM、dis、dia的关系满足下述式1的情况下，钢板的均匀变形能力显然得以提高。
TS/fM×dis/dia≥500    （式1）
在TS/fM×dis/dia的关系小于500的情况下，钢板的均匀变形能力有可能大大降低。该式1的物理含义尚不清楚。但是，可以认为其原因在于：马氏体晶粒间的平均距离dis越小，而且马氏体晶粒的平均尺寸dia越大，就越可以高效地进行加工硬化。另外，在TS/fM×dis/dia的关系中，并没有特别的上限值。只是在实际操作方面，由于TS/fM×dis/dia的关系很少超过10000，因而将上限设定为10000以下。
长轴短轴比为5.0以下的马氏体的比例：50%以上
再者，在将以μm为单位的马氏体晶粒的长轴设定为La、将以μm为单位的短轴设定为Lb时，在满足下述式2的马氏体晶粒相对于上述马氏体面积率fM以面积率计为50%～100%的情况下，由于局部变形能力得以提高，因而是优选的。
La/Lb≤5.0    （式2）
能够得到该效果的详细理由尚不清楚。但是，由于马氏体的形态比针状更接近于球状，因而可以认为向马氏体周围的铁素体和贝氏体的过度的应力集中得以缓和，从而局部变形能力得以提高。优选的是La/Lb为3.0以下的马氏体的晶粒相对于fM以面积率计为50%以上。更优选的是La/Lb为2.0以下的马氏体的晶粒相对于fM以面积率计为50%以上。另外，在等轴的马氏体的比例相对于fM低于50%时，局部变形能力有可能劣化。另外，上述的式2的下限值为1.0。
另外，上述马氏体的一部分或者全部也可以为回火马氏体。通过设定为回火马氏体，钢板的强度减少，但主相和第二相之间的硬度差减少，从而钢板的扩孔性得以提高。可以根据必要的强度和变形能力的平衡，控制回火马氏体相对于马氏体面积率fM的面积率。
上述的铁素体、贝氏体以及马氏体等金属组织可以采用场致发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope）对1/8～3/8的板厚范围（即1/4的板厚位置成为中心的板厚范围）进行观察。可以从通过该观察而得到的图像中决定上述的特性值。或者，也可以通过后述的EBSD来决定。在该FE-SEM观察中，以钢板的平行于轧制方向的（以板厚方向为法线）板厚断面成为观察面的方式采集试样，然后对该观察面进行研磨以及硝酸乙醇侵蚀。此外，关于板厚方向，在钢板表面附近以及钢板中心附近，钢板的各自的金属组织（构成要素）往往因脱碳以及Mn偏析而与其它部分大为不同。因此，在本实施方式中，进行了以1/4的板厚位置为基准的金属组织的观察。
晶粒的体积平均直径：5μm～30μm
此外，在进一步提高变形能力的情况下，可以使金属组织中的晶粒的尺寸、特别是体积平均直径微细化。再者，通过使体积平均直径微细化，汽车用钢板等所要求的疲劳特性（疲劳极限比）也得以提高。与细晶粒相比，粗大晶粒的数量对变形能力的影响度较高，因而与个数平均直径相比，变形能力更与以体积的加权平均算出的体积平均直径强烈相关。因此，在得到上述效果的情况下，体积平均直径可以为5μm～30μm，优选为5μm～20μm，进一步优选为5μm～10μm。
此外，如果体积平均直径减小，则可以认为在微米级别产生的局部的应变集中受到抑制，从而可以分散局部变形时的应变，拉伸率特别是均匀拉伸率得以提高。另外，如果体积平均直径减小，则可以适当地控制成为位错运动的障碍的晶界，该晶界对由位错运动产生的反复塑性变形（疲劳现象）产生作用，从而使疲劳特性得以提高。
另外，可以如以下那样对各个晶粒（晶粒单元）的直径进行决定。珠光体采用通过光学显微镜进行的组织观察来特别规定。另外，铁素体、奥氏体、贝氏体、马氏体的晶粒单元采用EBSD来特别规定。采用EBSD判定的区域的晶体结构如果为面心立方结构（fcc结构），则将该区域判定为奥氏体。另外，采用EBSD判定的区域的晶体结构如果为体心立方结构（bcc结构），则将该区域判定为铁素体、贝氏体、马氏体中的任一种。铁素体、贝氏体、马氏体可以采用在EBSP-OIM（注册商标：ElectronBack Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy）上装备的KAM（Kernel Average Misorientation）法来进行识别。KAM法是对于使用测定数据中的某一个正六边形的像素（中心像素）和与该像素相邻的6个像素的第一近似（总计7个像素）、或者还使用上述6个像素的更外侧的12个像素的第二近似（总计19个像素）、或者还使用上述12个像素的更外侧的18个像素的第三近似（总计37个像素），将各像素间的方位差进行平均，然后将得到的平均值决定为其中心像素的值，并对整个像素进行这样的操作。以不超过晶界的方式进行采用该KAM法的计算，由此可以作出表现晶粒内的方位变化的图。该图表示以晶粒内的局部的方位变化为基础的应变的分布。
本实施方式在EBSP-OIM（注册商标）中，采用第三近似计算邻接的像素间的方位差。铁素体、贝氏体、马氏体以及奥氏体的粒径例如采用以下的方法来得到：用1500倍的放大倍数，以0.5μm以下的测定步长进行上述的方位测定，并将相邻的测定点的方位差超过15°的位置规定为晶粒边界（该晶粒边界未必局限于一般的晶界），然后算出其当量圆直径。在金属组织中含有珠光体的情况下，对于采用光学显微镜得到的图像，可以通过使用二值化处理、切断法等图像处理法而算出珠光体的结晶粒径。
这样定义的晶粒（晶粒单元）在将当量圆半径（当量圆直径的半值）设定为r的情况下，各个晶粒的体积由4×π×r3/3而得到，通过该体积的加权平均便可以求出体积平均直径。另外，下述的粗大晶粒的面积率可以通过将采用该方法得到的粗大晶粒的面积率除以测定对象的面积而得到。此外，除上述的体积平均直径以外，例如上述的马氏体晶粒的平均尺寸dia等可以使用上述的当量圆直径、或者采用二值化处理以及切断法等求出的结晶粒径。
上述的马氏体晶粒间的平均距离dis除了上述的FE-SEM观察法以外，也可以使用由该EBSD法（其中，能够进行EBSD的FE-SEM）得到的、马氏体和马氏体以外的晶粒之间的边界来决定。
粒径超过35μm的粗大晶粒的面积率：0%～10%
再者，在更加改善局部变形能力的情况下，关于金属组织的整个构成要素，可以将粒径超过35μm的晶粒（粗大晶粒）在每单位面积中所占的面积的比例（粗大晶粒的面积率）限制在0%～10%。如果粒径较大的晶粒增加，则抗拉强度减小，局部变形能力也降低。因此，优选尽可能地使晶粒成为细晶粒。除此以外，所有的晶粒通过均匀且等效地接受应变而改善局部变形能力，因而通过限制粗大晶粒的量，可以抑制晶粒局部的应变。
马氏体晶粒间的平均距离dis的标准偏差：5μm以下
另外，为了进一步提高弯曲性、拉伸凸缘性、扩孔弯边加工性、扩孔性等局部变形能力，优选的是作为硬质组织的马氏体分散在金属组织中。因此，马氏体晶粒间的平均距离dis的标准偏差优选为0μm～5μm。在此情况下，对至少100个马氏体晶粒测定了晶粒间的距离，从而可以得到平均距离dis及其标准偏差。
铁素体的硬度H：优选满足下述式3。
作为主相的软质的铁素体有助于钢板变形能力的提高。因此，铁素体的硬度H的平均值优选满足下述式3。如果存在下述式3以上的硬质的铁素体，则有可能不能得到钢板变形能力的提高效果。此外，铁素体的硬度H的平均值通过采用纳米试验压头、并以1mN的载荷测定铁素体硬度100点以上而求出。
H＜200＋30×[Si]＋21×[Mn]＋270×[P]＋78×[Nb]1/2＋108×[Ti]1/2    （式3）
在此，[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]以及[Ti]分别为Si、Mn、P、Nb以及Ti的质量百分数。
铁素体或者贝氏体的硬度的标准偏差/平均值：0.2以下
本发明人进行了着眼于作为主相的铁素体或者贝氏体的均质性的研究，结果发现：如果为该主相的均质性较高的组织，则可以令人满意地改善均匀变形能力和局部变形能力的平衡。具体地说，如果铁素体硬度的标准偏差除以铁素体硬度的平均值所得到的值在0.2以下，则可以得到上述效果，因而是优选的。或者，如果贝氏体硬度的标准偏差除以贝氏体硬度的平均值所得到的值在0.2以下，则可以得到上述效果，因而是优选的。该均质性可以对于作为主相的铁素体或者贝氏体，采用纳米试验压头并以1mN的载荷对硬度测定100点以上，然后使用其平均值和标准偏差来定义。也就是说，硬度的标准偏差/硬度的平均值的数值越低，均质性越高，在0.2以下时可以得到其效果。在纳米试验压头（例如CSIRO公司生产的UMIS-2000）中，使用比结晶粒径更小的压头，由此可以测定不包含晶界的单一晶粒的硬度。
接着，就本实施方式的热轧钢板的化学组成进行说明。
下面，就本实施方式的热轧钢板的基本成分、数值限定范围及其限定理由进行说明。这里记载的%为质量%。
C：0.01%～0.4%
C（碳）是提高钢板强度的元素，而且是为了确保马氏体的面积率所必须的元素。之所以将C含量的下限设定为0.01%，是因为以面积率计可以得到1%以上的马氏体。另一方面，如果C含量超过0.40%，则钢板的变形能力降低，而且钢板的焊接性也恶化。优先将C含量设定为0.30%以下。
Si：0.001%～2.5%
Si（硅）是钢的脱氧元素，是对提高钢板的机械强度有效的元素。另外，Si还是这样的一种元素，它在热轧后的温度控制时使铁素体稳定化，而且在贝氏体相变时抑制渗碳体析出。但是，如果Si含量超过2.5%，则钢板的变形能力降低，而且容易在钢板上发生表面缺陷。另一方面，如果Si含量低于0.001%，则难以得到上述的效果。
Mn：0.001%～4.0%
Mn（锰）是对提高钢板的机械强度有效的元素。但是，如果Mn含量超过4.0%，则钢板的变形能力降低。优选将Mn含量设定为3.5%以下。进一步优选将Mn含量设定为3.0%以下。另一方面，如果Mn含量低于0.001%，则难以得到上述的效果。另外，Mn也是通过将钢中的S（硫）固定化而防止热轧时的开裂的元素。在除Mn以外、并没有充分添加能够抑制因S引起的热轧时开裂的发生的Ti等元素的情况下，Mn含量和S含量以质量%计，优选满足Mn/S≥20。
Al：0.001%～2.0%
Al（铝）是钢的脱氧元素。另外，Al还是这样的一种元素，它在热轧后的温度控制时使铁素体稳定化，而且在贝氏体相变时抑制渗碳体析出。为了获得该效果，将Al含量设定为0.001%以上。但是，如果Al含量超过2.0%，则焊接性低劣。另外，虽然难以定量地表示其效果，但Al是钢冷却时使γ（奥氏体）开始向α（铁素体）相变的温度Ar3显著上升的元素。因此，也可以通过Al含量来控制钢的Ar3。
本实施方式的热轧钢板除上述的基本成分以外，还含有不可避免的杂质。这里，所谓不可避免的杂质，是指从废料等辅助原料或制造工序中不可避免地混入的P、S、N、O、Cd、Zn、Sb等元素。其中，P、S、N以及O为了优选发挥上述的效果，对其进行如下的限制。另外，P、S、N以及O以外的上述不可避免的杂质分别优选限制在0.02%以下。不过，这些杂质即使含有0.02%以下，也不会失去上述的效果。杂质含量的限制范围包含0%，但在工业上稳定地成为0%是困难的。这里记载的%为质量%。
P：0.15%以下
P（磷）为杂质，是在钢中过剩地含有时，助长热轧或者冷轧时的开裂的元素，而且是损害钢板的延展性和焊接性的元素。因此，将P含量限制在0.15%以下。优选将P含量限制在0.05%以下。此外，P作为固溶强化元素发挥作用，而且不可避免地在钢中含有，因而没有必要特别地限制P含量的下限。P含量的下限也可以为0%。另外，考虑到现行的一般的精炼（包括二次精炼），P含量的下限也可以为0.0005%。
S：0.03%以下
S（硫）为杂质，是在钢中过剩地含有时，生成因热轧而伸长的MnS，从而使钢板的变形能力降低的元素。因此，将S含量限制在0.03%以下。此外，S不可避免地在钢中含有，因而没有必要特别地限制S含量的下限。S含量的下限也可以为0%。另外，考虑到现行的一般的精炼（包括二次精炼），P含量的下限也可以为0.0005%。
N：0.01%以下
N（氮）为杂质，是使钢板的变形能力降低的元素。因此，将N含量限制在0.01%以下。此外，N不可避免地在钢中含有，因而没有必要特别地限制N含量的下限。N含量的下限也可以为0%。另外，考虑到现行的一般的精炼（包括二次精炼），N含量的下限也可以为0.0005%。
O：0.01%以下
O（氧）为杂质，是使钢板的变形能力降低的元素。因此，将O含量限制在0.01%以下。此外，O不可避免地在钢中含有，因而没有必要特别地限制O含量的下限。O含量的下限也可以为0%。另外，考虑到现行的一般的精炼（包括二次精炼），O含量的下限也可以为0.0005%。
以上的化学元素是本实施方式的钢的基本成分（基本元素），该基本元素受到控制（含有或者限制）、且剩余部分包括铁和不可避免的杂质的化学组成为本实施方式的基本组成。然而，除该基本成分以外（代替剩余部分的Fe的一部分），在本实施方式中，也可以根据需要进一步在钢中含有以下的化学元素（选择元素）。此外，这些选择元素即使不可避免地（例如，各选择元素的量低于下限的量）混入钢中，也不会损害本实施方式的效果。
也就是说，除上述的基本成分以及杂质元素以外，本实施方式的热轧钢板也可以进一步含有Mo、Cr、Ni、Cu、B、Nb、Ti、V、W、Ca、Mg、Zr、REM、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf之中的至少1种作为任选成分。下面就任选成分的数值限定范围及其限定理由进行说明。这里记载的%为质量%。
Ti：0.001%～0.2%
Nb：0.001%～0.2%
B：0.0001%～0.005%
Ti（钛）、Nb（铌）、B（硼）固定钢中的碳和氮而生成微细的碳氮化物，因而是给钢带来析出强化、组织控制、细晶粒强化等效果的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Ti、Nb、B之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选的是将Ti含量设定为0.001%以上，将Nb含量设定为0.001%以上，将B含量设定为0.0001%以上。但是，这些选择元素即使在钢中过度地添加，也使上述含量饱和，除此以外，还有可能抑制热轧后的再结晶而使结晶方位的控制变得困难，从而使钢板的加工性（变形能力）劣化。因此，优选的是将Ti含量设定为0.2%以下，将Nb含量设定为0.2%以下，将B含量设定为0.005%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限均为0%。
Mg：0.0001%～0.01%
REM：0.0001%～0.1%
Ca：0.0001%～0.01%
Mg（镁）、REM（Rare Earth Metal）、Ca（钙）是对于将夹杂物控制为无害的形态、从而提高钢板的局部变形能力重要的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Mg、REM、Ca之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选的是将Mg含量设定为0.0001%以上，将REM含量设定为0.0001%以上，将Ca含量设定为0.0001%以上。另一方面，如果在钢中过剩地添加这些选择元素，则有可能形成延伸形状的夹杂物，从而使钢板的变形能力降低。因此，优选的是将Mg含量设定为0.01%以下，将REM含量设定为0.1%以下，将Ca含量设定为0.01%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限均为0%。
此外，在此将REM设定为从原子序数57的镧到71的镥这15个元素、加上原子序数21的钪总计16个元素的总称。通常以这些元素的混合物即混合稀土的形式进行供给，从而添加于钢中。
Mo：0.001%～1.0%
Cr：0.001%～2.0%
Ni：0.001%～2.0%
W：0.001%～1.0%
Zr：0.0001%～0.2%
As：0.0001%～0.5%
Mo（钼）、Cr（铬）、Ni（镍）、W（钨）、Zr（锆）、As（砷）是用于提高钢板的机械强度的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Mo、Cr、Ni、W、Zr、As之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选的是将Mo含量设定为0.001%以上，将Cr含量设定为0.001%以上，将Ni含量设定为0.001%以上，将W含量设定为0.001%以上，将Zr含量设定为0.0001%以上，将As含量设定为0.0001%以上。但是，如果在钢中过剩地添加这些选择元素，则有可能使钢板的变形能力降低。因此，优选的是将Mo含量设定为1.0%以下，将Cr含量设定为2.0%以下，将Ni含量设定为2.0%以下，将W含量设定为1.0%以下，将Zr含量设定为0.2%以下，将As含量设定为0.5%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限均为0%。
V：0.001%～1.0%
Cu：0.001%～2.0%
V（钒）和Cu（铜）与Nb和Ti等同样，是具有析出强化效果的选择元素。另外，V和Cu的添加与因Nb和Ti等的添加所产生的局部变形能力的降低相比较，其降低的程度较小。因此，在高强度、而且欲更加提高扩孔性和弯曲性等局部变形能力的情况下，V和Cu是比Nb和Ti等更有效的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加V以及Cu之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选的是将V含量设定为0.001%以下，将Cu含量设定为0.001%以下。但是，如果在钢中过剩地添加这些选择元素，则有可能使钢板的变形能力降低。因此，优选的是将V含量设定为1.0%以下，将Cu含量设定为2.0%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限均为0%。
Co：0.0001%～1.0%
Co（钴）虽然难以定量地表示其效果，但它是钢冷却时使γ（奥氏体）开始向α（铁素体）相变的温度Ar3显著上升的选择元素。因此，也可以通过Co含量来控制钢的Ar3。另外，Co还是提高钢板强度的选择元素。为了获得上述效果，优选将Co含量设定为0.0001%以上。但是，如果在钢中过剩地添加Co，则钢板的焊接性有可能劣化，而且有可能使钢板的变形能力降低。因此，优选将Co含量设定为1.0%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的该选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加该选择元素，因而该选择元素含量的下限为0%。
Sn：0.0001%～0.2%
Pb：0.0001%～0.2%
Sn（锡）以及Pb（铅）是对提高镀层润湿性和镀层附着力有效的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Sn以及Pb之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选将Sn含量设定为0.0001%以上，将Pb含量设定为0.0001%以上。但是，如果在钢中过度地添加这些选择元素，则有可能发生热的脆化而在热加工中产生裂纹，从而容易在钢板上发生表面缺陷。因此，优选的是将Sn含量设定为0.2%以下，将Pb含量设定为0.2%以下。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限为0%。
Y：0.0001%～0.2%
Hf：0.0001%～0.2%
Y（钇）以及Hf（铪）是对提高钢板的耐蚀性有效的选择元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Y以及Hf之中的任1种以上。为了获得上述效果，优选将Y含量设定为0.0001%以上，将Hf含量设定为0.0001%以上。但是，如果在钢中过剩地添加这些选择元素，则有可能使扩孔性等局部变形能力降低。因此，优选的是将Y含量设定为0.20%以下，将Hf含量设定为0.20%以下。另外，Y在钢中形成氧化物，具有吸附钢中氢的效果。因此，也可以期待使钢中的扩散性氢降低，从而提高钢板的耐氢脆特性。该效果也可以在上述Y含量的范围内得到。此外，即使在钢中含有数量低于下限的这些选择元素，也不会损害本实施方式的效果。另外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些选择元素，因而这些选择元素含量的下限为0%。
如上所述，本实施方式的热轧钢板具有如下的化学组成：含有上述的基本元素，且剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；或者含有上述的基本元素和选自上述的选择元素之中的至少1种，且剩余部分包括铁和不可避免的杂质。
此外，也可以对本实施方式的热轧钢板进行表面处理。例如，也可以通过适用电镀、热浸镀、蒸镀、镀覆后的合金化处理、有机皮膜形成、薄膜层叠、有机盐类以及无机盐类处理、无铬处理（无铬酸盐处理）等表面处理，使热轧钢板具有各种覆盖膜（薄膜或涂层）。作为这样的例子，热轧钢板在其表面也可以具有热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层。热轧钢板即使具有上述的覆盖膜，也可以充分维持高强度、以及均匀变形能力和局部变形能力。
此外，在本实施方式中，热轧钢板的板厚并没有特别的限制，例如可以为1.5～10mm，也可以为2.0～10mm。另外，热轧钢板的强度也没有特别的限制，例如抗拉强度也可以为440～1500MPa。
本实施方式的热轧钢板可以适用于高强度钢板的所有用途，均匀变形能力优良，而且高强度钢板的弯曲加工性和扩孔性等局部变形能力得以飞跃般提高。
另外，对热轧钢板实施弯曲加工的方向因加工部件的不同而不同，因而并没有特别的限定。在本实施方式的热轧钢板中，在任何弯曲方向均可以得到同样的特性，可以将热轧钢板适用于包含弯曲加工、鼓凸成形、拉深加工等加工模式的复合成形。
接着，就本发明的一实施方式的热轧钢板的制造方法进行说明。为了制造高强度、而且具有优良的均匀变形能力以及局部变形能力的热轧钢板，重要的是对钢的化学组成、金属组织、特定的结晶方位群的用各方位的极密度表示的织构进行控制。详细情况如下所述。
热轧之前的制造方法并没有特别的限定。例如，接着采用高炉、电炉、转炉等进行的冶炼以及精炼，进行各种二次精炼，便熔炼出满足上述化学组成的钢，从而得到钢（钢水）。接着，为了由该钢得到钢锭或者板坯，例如可以采用通常的连续铸造法、铸锭法、薄板坯铸造法等铸造方法对钢进行铸造。在连续铸造的情况下，可以将钢一次冷却至低温（例如室温），在再加热后，对该钢进行热轧，也可以对刚铸造的钢（铸造板坯）连续地进行热轧。此外，钢（钢水）的原料即便使用废料也没关系。
为了得到高强度、且均匀变形能力和局部变形能力优良的高强度钢板，最好满足以下的要件。下面，以同样的含义使用“钢”以及“钢板”。
第1热轧工序
作为第1热轧工序，使用上述熔炼以及铸造而成的钢锭，在1000℃～1200℃（优选为1000℃～1150℃）的温度范围，进行至少1次以上的压下率为40%以上的轧制道次。通过在这些条件下进行第1热轧，第1热轧工序后的钢板的平均奥氏体粒径便达到200μm以下，从而有助于最终得到的热轧钢板的均匀变形能力和局部变形能力的提高。
压下率越大且压下的次数越多，越能成为更微细的奥氏体晶粒。例如在第1热轧工序中，通过进行2次（2道次）以上的1个道次的压下率为40%以上的轧制，钢板的平均奥氏体粒径便达到100μm以下，因而是优选的。但是，在第1热轧中，通过将1个道次的压下率限制在70%以下，或者将压下次数（道次数）限制在10次以下，便能够使钢板温度下降和氧化皮过剩生成的可能性降低。因此，在粗轧制中，1个道次的压下率也可以为70%以下，压下次数（道次数）也可以为10次以下。
这样，通过使第1热轧工序后的奥氏体晶粒变得微细，在后续工序中便可以使奥氏体晶粒进一步微细，而且在后续工序中可以使由奥氏体相变而成的铁素体、贝氏体以及马氏体微细且均匀地分散，因而是优选的。其结果是，由于可以控制织构，因而钢板的各向异性和局部变形能力得以改善，而且可以使金属组织微细化，因而钢板的均匀变形能力和局部变形能力（特别是均匀变形能力）得以改善。另外，可以推测在后续工序的第2热轧工序中，因第1热轧工序而微细化的奥氏体的晶界作为1个再结晶核而发挥作用。
为了确认第1热轧工序后的平均奥氏体粒径，优选对第1热轧工序后的钢板以尽可能大的冷却速度进行骤冷。例如，以10℃/秒以上的平均冷却速度对钢板进行冷却。再者，将由冷却得到的该钢板采集的板片的断面侵蚀，使显微组织中的奥氏体晶界浮现，之后用光学显微镜进行测定。此时，以50倍以上的放大倍数对20个以上的视场，采用图像解析和切断法就奥氏体的粒径进行测定，然后将在各视场中测得的奥氏体粒径进行平均，从而得到平均奥氏体粒径。
也可以在第1热轧工序后，将薄板坯（sheet bar）接合，然后连续地进行作为后续工序的第2热轧工序。此时，也可以将粗棒暂且卷绕成卷材状，然后根据需要收藏在具有保温功能的罩内，在再次退卷后进行接合。
第2热轧工序
作为第2热轧工序，是对第1热轧工序后的钢板进行轧制，该轧制在将以℃为单位的由下述式4算出的温度设定为T1时，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围包含压下率为30%以上的大压下道次，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的累计压下率为50%，在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率被限制在30%以下，轧制结束温度在Ar3℃以上。
作为用于将5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2控制在前述范围的一个条件，是在第2热轧工序中，以如下述式4那样由钢的化学组成（单位：质量%）决定的温度T1（单位：℃）为基准而对轧制进行控制。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]    （式4）
此外，在该式4中，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V的质量百分数。
虽然包含在该式4中，但钢中未含有的化学元素将其含量作为0%而进行计算。因此，在钢的化学组成只包含上述基本成分的情况下，也可以使用下述式5以代替上述式4。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]    （式5）
另外，在钢的化学组成含有上述选择元素的情况下，需要将由式4算出的温度设定为T1（单位：℃）以代替由式5算出的温度。
在第2热轧工序中，以由上述式4或者式5得到的温度T1（单位：℃）为基准，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围（优选为T1＋50℃～T1＋100℃的温度范围），确保较大的压下率，而在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围，将压下率限制在较小的范围（包括0%）。除了上述的第1热轧工序外，还进行这样的第2热轧工序，由此可以使钢板的均匀变形能力和局部变形能力令人满意地得以提高。特别地，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围确保较大的压下率，而且在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围限制压下率，由此可以充分地控制5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2，因而其结果是，钢板的各向异性和局部变形能力得以飞跃般改善。
该温度T1自身是通过经验求出的。发明人通过实验经验获得了如下的见解：以温度T1为基准，可以决定各钢在奥氏体区域的再结晶得以促进的温度范围。为了获得良好的均匀变形能力和局部变形能力，重要的是通过压下蓄积大量的应变，从而得到更细晶粒的再结晶粒子，因此，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围进行多个道次的轧制，并将其累计压下率设定为50%以上。再者，从通过蓄积应变而促进再结晶的角度考虑，该累计压下率优选为70%以上。另外，通过限制累计压下率的上限，可以更充分地确保轧制温度，从而可以进一步抑制轧制负荷。因此，累计压下率也可以为90%以下。
如果在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围进行多个道次的轧制，则通过轧制而蓄积应变，然后在轧制道次间以该蓄积的应变为驱动力而产生奥氏体的再结晶。也就是说，通过在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围进行多个道次的轧制，便在每一次压下中产生反复再结晶。因此，可以得到均匀且微细、等轴的再结晶奥氏体组织。如果在该温度范围，则轧制时不产生动态再结晶而在结晶中蓄积应变，然后在轧制道次间以该蓄积的应变为驱动力而产生静态再结晶。一般地说，动态再结晶组织将在加工中接受的应变蓄积在其结晶中，而且再结晶区域和未再结晶区域局部地混在一起。因此，织构比较发达，而且具有各向异性。另外，金属组织往往成为混合晶粒。本实施方式的热轧钢板的制造方法的特征在于：通过静态再结晶使奥氏体再结晶，因而能够得到均匀、微细、而且等轴、织构的发达受到抑制的再结晶奥氏体组织。
为了提高钢板的均质性，而且进一步令人满意地提高钢板的均匀变形能力和局部变形能力，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围对第2热轧进行控制，从而使其包含至少1次以上的在1个道次的压下率为30%以上的大压下道次。这样，在第2热轧中，于T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围，进行至少1次以上的在1个道次的压下率为30%以上的压下。特别地，考虑到后述的冷却工序，该温度范围的最终道次的压下率优选为25%以上，进一步优选为30%以上。也就是说，该温度范围的最终道次优选为大压下道次（压下率为30%以上的轧制道次）。在钢板要求更高的变形能力的情况下，进一步优选的是将前一半道次的压下率都设定为低于30%，而且将最终的2个道次的压下率分别设定为30%以上。为了更令人满意地提高钢板的均质性，可以进行在1个道次的压下率为40%以上的大压下道次。另外，为了获得更良好的钢板形状，进行在1个道次的压下率为70%以下的大压下道次。
此外，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的轧制中，将轧制的各道次间的钢板的温度上升例如抑制在18℃以下，由此可以得到更均匀的再结晶奥氏体。
为了抑制织构的发达、从而保持等轴的再结晶组织，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的轧制后，将Ar3℃以上且低于T1＋30℃（优选为T1以上且低于T1＋30℃）的温度范围的加工量抑制在尽量少的水平。因此，将Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率限制在30%以下。在该温度范围内，当欲确保优良的钢板形状时，优选为10%以上的累计压下率，但在欲更加改善各向异性和局部变形能力时，累计压下率优选为10%以下，更优选为0%。也就是说，也可以在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围不进行压下，即使在进行压下时，也将累计压下率设定为30%以下。
如果在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率较大，则在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围再结晶的奥氏体在该轧制的作用下伸展，从而晶粒的形状变得不是等轴，另外，在该轧制的作用下蓄积应变，从而再次使织构发达。也就是说，在本实施方式的制造条件下，第2热轧工序通过在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围、以及Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围这两个范围对轧制进行控制，便使奥氏体均匀、微细、且等轴地再结晶，并对钢板的织构、金属组织、各向异性进行控制，从而可以改善均匀变形能力和局部变形能力。另外，使奥氏体均匀、微细、而且等轴地再结晶，由此可以控制最终得到的热轧钢板的马氏体的长轴短轴比、马氏体的平均尺寸以及马氏体间的平均距离等。
在第2热轧工序中，如果在低于Ar3℃的温度范围进行轧制，或者在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率过大，则奥氏体的织构发达。其结果是，最终得到的热轧钢板在其板厚中央部，不会满足｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度D1为1.0～5.0的条件、以及｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度D2为1.0～4.0的条件之中的至少一个。另一方面，在第2热轧工序中，如果在高于T1＋200℃的温度范围进行轧制，或者在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的累计压下率过小，则不会产生均匀而且微细的再结晶，金属组织含有粗大晶粒或混合晶粒，或者金属组织成为混合晶粒。因此，超过35μm的晶粒的面积率或体积平均直径增大。
另外，如果在低于Ar3（单位：℃）的温度结束第2热轧，则在低于Ar3（单位：℃）且轧制结束温度以上的温度范围，钢在奥氏体和铁素体的2相区域（2相温度区域）进行轧制。因此，钢板的织构发达，钢板的各向异性和局部变形能力显著劣化。在此，如果第2热轧的轧制结束温度在T1以上，则可以减少低于T1的温度范围的应变量，从而各向异性更为降低，其结果是，可以更加提高局部变形能力。因此，第2热轧的轧制结束温度也可以为T1以上。
在此，压下率可从轧制载荷、板厚测定等通过实测或者计算而求出。另外，关于轧制温度（例如上述各温度范围），可以采用如下的方法得到：通过机架间温度计进行实测，或者由生产线速度和压下率等通过考虑了加工发热的计算机模拟进行计算，或者进行这两者（实测和计算）。另外，上述1个道次的压下率是1个道次的压下量（轧制机架通过前的入口板厚和轧制机架通过后的出口板厚之差）相对于轧制机架通过前的入口板厚的百分数。累计压下率是以上述各温度范围的轧制的最初道次前的入口板厚为基准，累计压下量（上述各温度范围的轧制的最初道次前的入口板厚和上述各温度范围的轧制的最终道次后的出口板厚之差）相对于该基准的百分数。再者，冷却中从奥氏体向铁素体相变的温度即Ar3以℃为单位，由以下的式6求出。此外，如上所述，难以定量地表示其效果，但Al以及Co也对Ar3产生影响。
Ar3＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]＋38.0×[Si]＋274.7×[P]（式6）
此外，在该式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分别为C、Mn、Si以及P的质量百分数。
一次冷却工序
作为一次冷却工序，在上述T1＋30℃～T1＋200℃温度范围的、1个道次的压下率为30%以上的大压下道次中的最终道次结束后，当将从该最终道次结束到冷却开始的等待时间以秒为单位而设定为t时，以使该等待时间t满足下述式7的方式对钢板进行冷却。在此，式7中的t1可以通过下述式8求出。式8中的Tf为大压下道次中的最终道次结束时的钢板温度（单位：℃），P1为大压下道次中的最终道次的压下率（单位：%）。
t≤2.5×t1    （式7）
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1    （式8）
该最后的大压下道次后的一次冷却对最终得到的热轧钢板的结晶粒径产生较大的影响。另外，通过该一次冷却，也可以将奥氏体晶粒控制为等轴、且粗大晶粒较少（为均匀尺寸）的金属组织。因此，最终得到的热轧钢板也成为等轴、且粗大晶粒较少（为均匀尺寸）的金属组织，另外，还可以令人满意地控制马氏体的长轴短轴比、马氏体的平均尺寸以及马氏体间的平均距离等。
式7的右边的值（2.5×t1）意味着奥氏体的再结晶大致结束的时间。如果等待时间t超过式7的右边的值（2.5×t1），则再结晶的晶粒显著生长而使粒径增加。因此，钢板的强度、均匀变形能力以及局部变形能力以及疲劳特性等降低。因此，等待时间t设定为2.5×t1秒以下。在考虑操作性（例如形状矫直和二次冷却的控制性）的情况下，该一次冷却也可以在轧制机架间进行。此外，等待时间t的下限值为0秒以上。
再者，通过如0≤t＜t1那样将上述等待时间t限定为0秒以上且低于t1秒，则可以大幅度抑制晶粒的生长。在此情况下，可以将最终得到的热轧钢板的体积平均直径控制在30μm以下。其结果是，即使奥氏体的再结晶没有充分地进行，也可以令人满意地提高钢板的特性、特别是均匀变形能力和疲劳特性等。
另一方面，通过如t1≤t≤2.5×t1那样将上述等待时间t限定为t1秒～2.5×t1秒，则可以抑制织构的发达。在此情况下，与上述的等待时间t低于t1秒的情况相比，由于等待时间较长，因而体积平均直径增加，但奥氏体的再结晶充分地进行而使结晶方位随机化。其结果是，可以令人满意地改善钢板的各向异性以及局部变形能力等。
此外，上述的一次冷却可以在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的轧制机架之间、或者在该温度范围的最后的轧制机架之后进行。也就是说，如果等待时间t满足上述条件，也可以在从上述大压下道次中的最终道次结束后至一次冷却开始的期间，于T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围，进一步进行1个道次的压下率为30%以下的轧制。另外，在进行一次冷却后，如果1个道次的压下率在30%以下，则在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围也可以进一步进行轧制。同样，在进行一次冷却后，如果累计压下率在30%以下，则在Ar3℃～T1＋30℃（或者Ar3℃～Tf℃）的温度范围也可以进一步进行轧制。这样，为了控制最终得到的热轧钢板的金属组织，只要大压下道次后的等待时间t满足上述条件，上述的一次冷却既可以在轧制机架间进行，也可以在轧制机架后进行。
在该一次冷却中，冷却开始时的钢板温度（钢温度）与冷却结束时的钢板温度（钢温度）之差即冷却温度变化优选为40℃～140℃。如果该冷却温度变化在40℃以上，则可以更加抑制再结晶的奥氏体晶粒的生长。如果冷却温度变化在140℃以下，则可以更充分地进行再结晶，从而可以令人满意地改善极密度。另外，通过将冷却温度变化限制在140℃以下，不仅可以比较容易地控制钢板的温度，而且可以更有效地控制不同的选择（不同的限制），也可以令人满意地抑制再结晶织构的发达。因此，在这种情况下，可以更加提高各向同性，从而可以更加减小成形性的方位依存性。如果冷却温度变化超过140℃，则再结晶的进行并不充分，不能得到目标的织构，难以得到铁素体，得到的铁素体的硬度提高，因此，钢板的均匀变形能力以及局部变形能力有可能降低。
另外，一次冷却的冷却结束时的钢板温度T2优选为T1＋100℃以下。一次冷却的冷却结束时的钢板温度T2如果在T1＋100℃以下，则可以得到更充分的冷却效果。通过该冷却效果，可以抑制晶粒生长，可以进一步抑制奥氏体晶粒的生长。
另外，一次冷却中的平均冷却速度优选为50℃/秒以上。如果该一次冷却的平均冷却速度在50℃/秒以上，则可以更加抑制再结晶的奥氏体晶粒的生长。另一方面，平均冷却速度的上限没有必要特别规定，但从钢板形状的角度考虑，平均冷却速度可以为200℃/秒以下。
二次冷却工序
作为二次冷却工序，优选在上述第2热轧后、以及在上述一次冷却工序后，以15℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度，将钢板冷却至600℃～800℃的温度范围。在该二次冷却工序中，当进行钢板的冷却而使钢板的温度处于Ar3以下时，奥氏体开始相变为铁素体。通过设定为15℃/秒以上的平均冷却速度，便可以令人满意地抑制奥氏体晶粒的粗大化。该平均冷却速度的上限没有必要特别规定，但从钢板形状的角度考虑，平均冷却速度可以为300℃/秒以下。另外，优选从上述第2热轧后、以及上述一次冷却工序后，在3秒钟以内开始二次冷却。二次冷却开始如果超过3秒，则有可能招致奥氏体的粗大化。
保持工序
作为保持工序，在二次冷却工序后，于600℃～800℃的温度范围内，将钢板保持1秒钟～15秒钟。通过在该温度区域的保持，从奥氏体向铁素体的相变得以进行，从而可以提高钢板的铁素体面积率。进一步优选的是在600℃～680℃的温度范围内保持钢板。通过在这样比较低的温度区域发生铁素体相变，可以微细且均匀地控制铁素体组织。与之相伴随，在后续工序形成的贝氏体以及马氏体也可以在金属组织内受到微细且均匀的控制。另外，为促进铁素体相变，保持时间设定为1秒以上。但是，如果超过15秒，则铁素体晶粒变得粗大，渗碳体也有可能析出。在600～680℃的较低温度保持的情况下，优先将保持时间设定为3秒～15秒。
三次冷却工序
作为三次冷却工序，在保持工序后，以50℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度，将钢板冷却至室温～350℃的温度范围。在该三次冷却工序中，即使在保持工序后也没有相变为铁素体的奥氏体相变成贝氏体以及马氏体。如果在超过350℃的温度下停止三次冷却，则由于温度过高，因而贝氏体相变过度地进行，最终不能得到以面积率计为1%以上的马氏体。此外，三次冷却工序的冷却停止温度的下限没有必要特别规定，但在以水冷为前提的情况下，可以在室温以上。另外，如果以低于50℃/秒的平均冷却速度进行冷却，则冷却中有可能产生珠光体相变。此外，三次冷却工序的平均冷却速度的上限没有必要特别规定，但从操作上的角度考虑，可以为300℃以下。如果在该平均冷却速度的上述范围内减慢平均冷却速度，则可以提高贝氏体面积率。另一方面，如果在该平均冷却速度的上述范围内加快平均冷却速度，则可以提高马氏体面积率。另外，贝氏体以及马氏体的结晶粒径也变得微细。
可以根据热轧钢板所要求的特性，控制作为主相的铁素体和贝氏体、以及作为第二相的马氏体的面积率。如上所述，铁素体可以主要在保持工序进行控制，贝氏体和马氏体可以主要在三次冷却工序进行控制。另外，这些作为主相的铁素体和贝氏体、以及作为第二相的马氏体的结晶粒径及其形状大大依赖于相变前的组织即奥氏体的粒径和形状。另外，还依赖于保持工序以及三次冷却工序。因此，例如马氏体的面积率fM、马氏体的平均尺寸dia、马氏体间的平均距离dis、和钢板的抗拉强度TS之间的关系即TS/fM×dis/dia的值可以通过复合控制上述的制造工序而得到满足。
卷取工序
作为卷取工序，在三次冷却工序后，于三次冷却的冷却停止温度即室温～350℃的温度下开始钢板的卷取，然后进行空冷。这样，便可以制造本实施方式的热轧钢板。
此外，也可以根据需要对得到的热轧钢板进行表皮光轧。通过该表皮光轧，可以防止加工成形时发生的拉伸应变，或者可以将钢板形状矫直。
此外，也可以对得到的热轧钢板进行表面处理。例如，可以对得到的热轧钢板适用电镀、热浸镀、蒸镀、镀覆后的合金化处理、有机皮膜形成、薄膜层叠、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等表面处理。作为这样的例子，在热轧钢板的表面也可以形成热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层。即使进行上述的表面处理，也可以充分地维持均匀变形能力和局部变形能力。
另外，也可以根据需要，进行回火处理和时效处理作为再加热处理。通过该处理，可以使在钢中固溶的Nb、Ti、Zr、V、W、Mo等以碳化物的形式析出，或者可以使马氏体软化而成为回火马氏体。其结果是，作为主相的铁素体和贝氏体、与作为第二相的马氏体之间的硬度差减小，从而使扩孔性和弯曲性等局部变形能力得以提高。该再加热处理的效果也可以通过用于上述的热浸镀和合金化处理的加热等而得到。
【实施例1】
下面举出本发明的实施例，就本发明的技术内容进行说明。此外，本实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
下面就使用具有表1～表6所示的化学组成（剩余部分包括铁和不可避免的杂质）的钢No.S1～S98而进行研究的结果加以说明。将这些钢熔炼和铸造后，将其直接地进行再加热、或者将暂且冷却至室温的钢进行再加热，加热至900℃～1300℃的温度范围，其后在表7～表14所示的制造条件下进行热轧以及温度控制（冷却和保持等），从而得到2～5mm厚的热轧钢板。
表15～表22表示了金属组织、织构以及机械特性等特征。此外，在表中，将｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度表示为D1，将｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度表示为D2。另外，将铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体以及残余奥氏体的面积分数分别表示为F、B、fM、P以及γ。另外，将马氏体的平均尺寸表示为dia，将马氏体间的平均距离表示为dis。另外，在表中，所谓硬度的标准偏差比，是指对于铁素体或者贝氏体的面积分数较高者，将其硬度的标准偏差除以其硬度的平均值而得到的值。
作为局部变形能力的指标，使用最终产品的扩孔率λ以及基于90°V字弯曲的极限弯曲半径（d/RmC）。弯曲试验设定为C方向弯曲。此外，拉伸试验（TS、u-EL以及EL的测定）、弯曲试验以及扩孔试验分别按照JIS Z2241、JIS Z2248（V形块90°弯曲试验）以及日本钢铁联盟标准JFST1001。另外，使用前述的EBSD，对于板宽度方向的1/4的位置的平行于轧制方向的（以板厚方向为法线）板厚断面的5/8～3/8的区域的板厚中央部，以0.5μm的测定步长对极密度进行了测定。另外，对于各方向的r值（兰克福特值），根据JIS Z2254（2008）（ISO10113（2006））而进行测定。此外，表中的下划线表示不满足本发明的值，另外，化学成分的空栏表示没有添加。
制造No.P1、P2、P7、P10、P11、P13、P14、P16-P19、P21、P23-P27、P29-P31、P33、P34、P36-P41、P48-P77以及P141-P180是满足本发明条件的实施例。这些实施例同时满足TS≥440（单位：MPa）、TS×u-EL≥7000（单位：MPa·%）、TS×λ≥30000（单位：MPa·%）、以及d/RmC≥1（无单位）的所有条件，可以说是高强度、且均匀变形能力和局部变形能力优良的热轧钢板。
另一方面，P3-P6、P8、P9、P12、P15、P20、P22、P28、P32、P35、P42-P47以及P78-P140是不满足本发明条件的比较例。这些比较例并不满足TS≥440（单位：MPa）、TS×u-EL≥7000（单位：MPa·%）、TS×λ≥30000（单位：MPa·%）、以及d/RmC≥1（无单位）中的至少1个条件。
图1以及图2是对于上述实施例和上述比较例，表示D1和D2与d/RmC之间的关系的曲线图。如这些图1以及图2所示，在D1为5.0以下的情况下，而且在D2为4.0以下的情况下，满足d/RmC≥1。
Figure BDA0000418674890000351
Figure BDA0000418674890000361
Figure BDA0000418674890000391
Figure BDA0000418674890000431
Figure BDA0000418674890000441
表11
Figure BDA0000418674890000451
表12
表13
表14
Figure BDA0000418674890000481
Figure BDA0000418674890000491
Figure BDA0000418674890000501
Figure BDA0000418674890000511
Figure BDA0000418674890000521
Figure BDA0000418674890000541
Figure BDA0000418674890000561
产业上的可利用性
根据本发明，由于可以得到高强度、且均匀变形能力和局部变形能力两者的特性同时优良的热轧钢板，因而在产业上具有较高的可利用性。

Claims (21)

1.一种热轧钢板，其特征在于：钢板的化学组成以质量%计，含有
C：0.01%～0.4%、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4.0%、
Al：0.001%～2.0%，
并将P限制在0.15%以下、
将S限制在0.03%以下、
将N限制在0.01%以下、
将O限制在0.01%以下，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质；
在距所述钢板的表面5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部，｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各结晶方位的极密度的以算术平均表示的极密度即｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度为1.0～5.0，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～4.0；
在所述钢板的金属组织中存在多个晶粒，该金属组织以面积率计，合计含有30%～99%的铁素体和贝氏体，并含有1%～70%的马氏体；
当将以单位面积%计的所述马氏体的面积率设定为fM、将以μm为单位的所述马氏体的平均尺寸设定为dia、将以μm为单位的所述马氏体间的平均距离设定为dis、将以MPa为单位的所述钢板的抗拉强度设定为TS时，满足下述式1以及式2；
dia≤13μm          （式1）
TS/fM×dis/dia≥500 （式2）。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：所述钢板的化学组成以质量%计，进一步含有
Mo：0.001%～1.0%、
Cr：0.001%～2.0%、
Ni：0.001%～2.0%、
Cu：0.001%～2.0%、
B：0.0001%～0.005%、
Nb：0.001%～0.2%、
Ti：0.001%～0.2%、
V：0.001%～1.0%、
W：0.001%～1.0%、
Ca：0.0001%～0.01%、
Mg：0.0001%～0.01%、
Zr：0.0001%～0.2%、
稀土金属：0.0001%～0.1%、
As：0.0001%～0.5%、
Co：0.0001%～1.0%、
Sn：0.0001%～0.2%、
Pb：0.0001%～0.2%、
Y：0.0001%～0.2%、以及
Hf：0.0001%～0.2%之中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述晶粒的体积平均直径为5μm～30μm。
4.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均极密度为1.0～4.0，所述｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为1.0～3.0。
5.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：当将所述马氏体的长轴设定为La、以及将所述马氏体的短轴设定为Lb时，满足下述式3的所述马氏体的面积率相对于所述马氏体面积率fM为50%～100%；
La/Lb≤5.0    （式3）。
6.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述金属组织以面积率计，含有30%～99%的所述铁素体。
7.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述金属组织以面积率计，含有5%以上且80%以上的所述贝氏体。
8.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述马氏体含有回火马氏体。
9.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：在所述钢板的所述金属组织中的所述晶粒中，粒径超过35μm的粗大晶粒的面积率为0%～10%。
10.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：所述铁素体的硬度H满足下述式4；
H＜200＋30×[Si]＋21×[Mn]＋270×[P]＋78×[Nb]1/2＋108×[Ti]1/2    （式4）。
11.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：对于作为主相的所述铁素体或者所述贝氏体，在就100个以上的点进行硬度测定的情况下，所述硬度的标准偏差除以所述硬度的平均值所得到的值为0.2以下。
12.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工序：
对具有以下化学组成的钢在1000℃～1200℃的温度范围，进行包括至少1次以上的压下率为40%以上的道次的第1热轧，从而将所述钢的平均奥氏体粒径设定为200μm以下，其中，所述化学组成的钢以质量%计，含有
C：0.01%～0.4%、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4.0%、
Al：0.001%～2.0%，
并将P限制在0.15%以下、
将S限制在0.03%以下、
将N限制在0.01%以下、
将O限制在0.01%以下，
剩余部分包括铁和不可避免的杂质；
对所述钢进行第2热轧，在将以℃为单位的由下述式5算出的温度设定为T1、将以℃为单位的由下述式6算出的铁素体相变温度设定为Ar3的情况下，所述第2热轧在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围包含压下率为30%以上的大压下道次，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的累计压下率为50%以上，在Ar3℃以上且低于T1＋30℃的温度范围的累计压下率被限制在30%以下，轧制结束温度在Ar3以上；
对所述钢进行一次冷却，在所述一次冷却中，在将以秒为单位的从所述大压下道次中的最终道次的结束至冷却开始的等待时间设定为t时，该等待时间t满足下述式7，平均冷却速度为50℃/秒以上，冷却开始时的钢温度和冷却结束时的钢温度之差即冷却温度变化为40℃～140℃，所述冷却结束时的钢温度为T1＋100℃以下；
在所述第2热轧结束后，以15℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度对所述钢进行二次冷却，直至600℃～800℃的温度范围；
在600℃以上且800℃的温度范围内保持所述钢1秒～15秒；
在所述保持后，以50℃/秒～300℃/秒的平均冷却速度对所述钢进行三次冷却，直至室温～350℃的温度范围；
在室温～350℃的温度范围对所述钢进行卷取；
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]    （式5）
在此，[C]、[N]以及[Mn]分别为C、N以及Mn的质量百分数；
Ar3＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]＋38.0×[Si]＋274.7×[P]（式6）
在该式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分别为C、Mn、Si以及P的质量百分数；
t≤2.5×t1    （式7）
在此，tl用下述式8表示；
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1    （式8）
在此，Tf为所述最终道次结束时的所述钢的摄氏温度，P1为所述最终道次的压下率的百分数。
13.根据权利要求12所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：作为所述化学组成，所述钢以质量%计，进一步含有
Mo：0.001%～1.0%、
Cr：0.001%～2.0%、
Ni：0.001%～2.0%、
Cu：0.001%～2.0%、
B：0.0001%～0.005%、
Nb：0.001%～0.2%、
Ti：0.001%～0.2%、
V：0.001%～1.0%、
W：0.001%～1.0%、
Ca：0.0001%～0.01%、
Mg：0.0001%～0.01%、
Zr：0.0001%～0.2%、
稀土金属：0.0001%～0.1%、
As：0.0001%～0.5%、
Co：0.0001%～1.0%、
Sn：0.0001%～0.2%、
Pb：0.0001%～0.2%、
Y：0.0001%～0.2%、以及
Hf：0.0001%～0.2%之中的1种以上，将由下述式9算出的温度作为所述T1以代替由所述式5算出的温度；
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]    （式9）
在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V的质量百分数。
14.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述等待时间t进一步满足下述式10；
0≤t＜t1    （式10）。
15.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述等待时间t进一步满足下述式11；
t1≤t≤t1×2.5    （式11）。
16.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述第1热轧中，将压下率为40%以上的压下进行至少2次以上，从而将所述平均奥氏体粒径设定为100μm以下。
17.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述第2热轧结束后，在3秒以内开始所述二次冷却。
18.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述第2热轧中，将各道次间的所述钢的温度上升设定为18℃以下。
19.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围的轧制的最终道次为所述大压下道次。
20.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述保持在600℃～680℃的温度范围内保持3秒～15秒。
21.根据权利要求12或13所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在轧制机架间进行所述一次冷却。
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