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WO2020110855A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2020110855A1
WO2020110855A1 PCT/JP2019/045397 JP2019045397W WO2020110855A1 WO 2020110855 A1 WO2020110855 A1 WO 2020110855A1 JP 2019045397 W JP2019045397 W JP 2019045397W WO 2020110855 A1 WO2020110855 A1 WO 2020110855A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
rolling
texture
steel sheet
hot
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/045397
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
翔平 藪
邦夫 林
山口　裕司
真莉菜 森
直紀 井上
玄紀 虻川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to KR1020217015153A priority Critical patent/KR102473857B1/ko
Priority to MX2021006059A priority patent/MX2021006059A/es
Priority to CN201980077459.2A priority patent/CN113166867B/zh
Priority to JP2020516926A priority patent/JP6750761B1/ja
Priority to US17/295,298 priority patent/US11939650B2/en
Publication of WO2020110855A1 publication Critical patent/WO2020110855A1/ja
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent bending workability and having small anisotropy in bending workability.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2018-222296 filed in Japan on November 28, 2018, and the content thereof is incorporated herein.
  • hot-rolled steel sheet produced by hot rolling is widely used as a relatively inexpensive structural material and as a material for structural members of automobiles and industrial equipment.
  • hot-rolled steel sheets used for automobile underbody parts, bumper parts, shock absorbing members, etc. are being strengthened from the viewpoints of weight reduction, durability, shock absorbing ability, etc.
  • Non-Patent Document 1 reports that bending workability is improved by controlling a single structure such as ferrite, bainite, and martensite by controlling the structure.
  • Patent Document 1 C: 0.010 to 0.055%, Si: 0.2% or less, Mn: 0.7% or less, P: 0.025% or less, and S: 0.02 in mass%. %, N: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, Ti: 0.06 to 0.095%, and a ferrite crystal is controlled to have a structure in which 95% or more in area ratio is ferrite.
  • a ferrite crystal is controlled to have a structure in which 95% or more in area ratio is ferrite.
  • Patent Document 1 Although excellent bending workability can be realized, high strength of 780 MPa or higher cannot be realized because it is necessary to control the structure to be a ferrite single-phase structure.
  • Patent Document 2 C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 1.0 to 2.0%, and P: 0.04 in mass%. %, S: 0.0030% or less, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.005% or less and Ti: 0.03 to 0.13%, and the internal structure of the steel sheet is
  • the bainite single phase or bainite is controlled to have a structure with a fraction of more than 95%, and the microstructure of the steel sheet surface layer has a bainite phase fraction of less than 80% and a fraction of workable ferrite of 10%. %, the bending workability is improved while maintaining the tensile strength of 780 MPa or more.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.8 to 1.5%, P: 0.025. % Or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ti: 0.001 to 0.05%, Mo: 0.1 to 1.0%, Cr: 0.1-1.0%, tempered martensite phase as a main phase with a volume ratio of 90% or more, and average grain size of former austenite grains in a cross section parallel to the rolling direction.
  • Patent Document 4 the pole density of each orientation of a specific crystal orientation group is controlled in the central portion of the sheet thickness, which is a sheet thickness range of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction is controlled.
  • the rankford value rC is 0.70 or more and 1.10 or less
  • the rankford value r30 in the direction forming 30° with respect to the rolling direction is 0.70 or more and 1.10 or less
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet which is excellent in bending workability and has small anisotropy in bending workability.
  • the bending workability described above is an index indicating that cracks are unlikely to occur from the outside of bending even with bending work with a small bending radius R, or an index indicating that cracks are unlikely to grow.
  • the gist of the present invention is as follows. (1)
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has C: 0.030% or more and 0.400% or less, Si: 0.050% or more and 2.5% or less, and Mn as mass% as chemical components. : 1.00% or more and 4.00% or less, sol.
  • Al 0.001% to 2.0%, Ti: 0% to 0.20%, Nb: 0% to 0.20%, B: 0% to 0.010%, V: 0% Or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, Cu: 0% or more and 1.0% or less, Co: 0% or more and 1.0% or less , W: 0% to 1.0%, Ni: 0% to 1.0%, Ca: 0% to 0.01%, Mg: 0% to 0.01%, REM: 0% or more 0.01% or less, Zr: 0% or more and 0.01% or less, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.010% or less, and the balance iron and 2.
  • the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is 0.5 or more in the surface region made of impurities and ranging from the steel plate surface to the plate thickness 1/10. It is 0 or less, the standard deviation of the polar density of the orientation group is 0.2 or more and 2.0 or less, and the tensile strength is 780 MPa or more and 1370 MPa or less.
  • crystals of ⁇ 334 ⁇ 263> are formed in the central region, which is a range from the plate thickness of 3/8 to the plate thickness of 5/8 with the steel plate surface as a reference.
  • the azimuth pole density may be 1.0 or more and 7.0 or less.
  • Ti 0.001% or more and 0.20% or less and Nb: 0.001% or more and 0.1% by mass as the chemical components. 20% or less, B: 0.001% or more and 0.010% or less, V: 0.005% or more and 1.0% or less, Cr: 0.005% or more and 1.0% or less, Mo: 0.005% or more 1.0% or less, Cu: 0.005% or more and 1.0% or less, Co: 0.005% or more and 1.0% or less, W: 0.005% or more and 1.0% or less, Ni: 0.005 % To 1.0%, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, Zr:0 At least one of 0.0003% or more and 0.01% or less may be contained.
  • a hot-rolled steel sheet having a tensile strength (tensile maximum strength) of 780 MPa or more, excellent bending workability, and small anisotropy in bending workability.
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the inventors of the present invention have earnestly studied the cause of the anisotropy of bending workability, and the bending anisotropy is caused by the texture of the hot-rolled steel sheet, and as shown in FIG. Bending anisotropy between bending in which the ridge line is parallel to the rolling direction (L direction) (L axis bending) and bending in which the ridge line is parallel to the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) (C axis bending) It was found that the sex becomes the largest.
  • the inventors of the present invention control the texture formed in the steel sheet surface region in the finish rolling of hot rolling to suppress the anisotropy between the L direction and the C direction. It was found that a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent bending workability in both L-axis bending and C-axis bending can be realized. In addition, it has been found that bending workability and its anisotropy can be more preferably improved by controlling the texture of the steel plate surface region and then controlling the texture of the plate thickness center region.
  • the steel composition is controlled within an appropriate range, the plate thickness and the temperature during hot rolling are controlled, and in addition, in the finish rolling of hot rolling, which has not been actively controlled in the past,
  • the plate thickness, the roll shape ratio, the reduction ratio, and the temperature in the final two-stage rolling the work structure of the steel plate surface region is controlled.
  • recrystallization is controlled and the texture of the steel sheet surface region is optimized, so that excellent bending workability is realized in both L-axis bending and C-axis bending.
  • the work texture of the plate thickness central region is controlled by preferably controlling the finish rolling conditions of hot rolling, and as a result, the aggregation of the plate thickness central region is performed. It has been found that if the structure is optimized, the bending workability of both L-axis bending and C-axis bending is more preferably improved.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment as a chemical component, in mass %, C: 0.030% or more and 0.400% or less, Si: 0.050% or more and 2.5% or less, Mn: 1.00%. Above 4.00%, sol.
  • Al 0.001% to 2.0%, Ti: 0% to 0.20%, Nb: 0% to 0.20%, B: 0% to 0.010%, V: 0% Or more and 1.0% or less, Cr: 0% or more and 1.0% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, Cu: 0% or more and 1.0% or less, Co: 0% or more and 1.0% or less , W: 0% to 1.0%, Ni: 0% to 1.0%, Ca: 0% to 0.01%, Mg: 0% to 0.01%, REM: 0% or more 0.01% or less, Zr: 0% or more and 0.01% or less, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.010% or less, and the balance iron and Consist of impurities.
  • the density is 0.5 or more and 3.0 or less
  • the standard deviation of the pole density of the orientation group is 0.2 or more and 2.0 or less.
  • the tensile strength is 780 MPa or more and 1370 MPa or less.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> in the central region which is the range from the plate thickness 3/8 to the plate thickness 5/8 with the steel plate surface as a reference. Is preferably 1.0 or more and 7.0 or less.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment has Ti: 0.001% or more and 0.20% or less, Nb: 0.001% or more and 0.20% or less, B:0. 001% to 0.010%, V: 0.005% to 1.0%, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, Co: 0.005% to 1.0%, W: 0.005% to 1.0%, Ni: 0.005% to 1.0%, Ca: 0.0003% or more and 0.01% or less, Mg: 0.0003% or more and 0.01% or less, REM: 0.0003% or more and 0.01% or less, Zr: 0.0003% or more and 0.01% You may contain at least 1 sort(s) of the following.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains basic elements as chemical components, optionally selected elements, and the balance iron and impurities.
  • C, Si, Mn, and Al are basic elements (main alloying elements).
  • C (C: 0.030% or more and 0.400% or less) C (carbon) is an important element for ensuring the steel plate strength. If the C content is less than 0.030%, a tensile strength of 780 MPa or more cannot be secured. Therefore, the C content is 0.030% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.400%, the weldability deteriorates, so the upper limit is made 0.400%.
  • the C content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20%.
  • Si 0.050% or more and 2.5% or less
  • Si silicon
  • the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more.
  • the Si content is set to 2.5% or less.
  • the Si content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 1.00% or more and 4.00% or less
  • Mn manganese
  • Mn is an element effective in increasing the mechanical strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, a tensile strength of 780 MPa or more cannot be secured. Therefore, the Mn content is 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 2.00% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less, preferably 3.00% or less, and more preferably 2.60% or less.
  • sol.Al 0.001% or more and 2.0% or less
  • Al acid-soluble aluminum
  • sol. is an element that has a function of deoxidizing steel and soundening the steel sheet. sol. If the Al content is less than 0.001%, sufficient deoxidation cannot be achieved, so sol. The Al content is 0.001% or more. However, when sufficient deoxidation is required, sol. The Al content is more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.02% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 2.0%, the weldability is significantly deteriorated, and the oxide-based inclusions are increased to significantly deteriorate the surface properties. Therefore, sol. The Al content is 2.0% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less, and most preferably 0.08% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al that is not an oxide such as Al 2 O 3 but is soluble in acid.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment contains impurities as a chemical component.
  • impurities refer to those that are mixed in from the ore or scrap as a raw material, or from the manufacturing environment, when industrially manufacturing steel. For example, it means elements such as P, S, and N. These impurities are preferably limited as follows in order to fully exert the effects of this embodiment. Further, since the content of impurities is preferably small, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value of impurities may be 0%.
  • P phosphorus
  • P is an impurity generally contained in steel.
  • P since it has the effect of increasing the tensile strength, P may be intentionally included.
  • the P content is limited to 0.020% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.010% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the P content may be 0.001% or more.
  • S sulfur
  • S sulfur
  • the S content is limited to 0.020% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.010% or less, more preferably 0.005% or less. From the viewpoint of desulfurization cost, the S content may be 0.001% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable from the viewpoint of weldability. If the N content exceeds 0.010%, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the N content is limited to 0.010% or less.
  • the N content is preferably limited to 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain a selective element in addition to the basic elements and impurities described above.
  • a selective element for example, at least one of Ti, Nb, B, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, and Zr is used as a selective element instead of a part of the above-mentioned remaining Fe.
  • You may contain 1 type.
  • These selective elements preferably improve the mechanical properties of the hot rolled steel sheet.
  • These selective elements may be contained depending on the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limits of these selective elements, and the lower limits may be 0%. Even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti is an element that, as TiC, precipitates in ferrite or bainite of the steel sheet structure during cooling or winding of the steel sheet and contributes to the improvement of strength. Therefore, Ti may be contained.
  • the Ti content is 0.20% or less.
  • the Ti content is preferably 0.18% or less, more preferably 0.15% or less. In order to preferably obtain the above effects, the Ti content may be 0.001% or more.
  • the Ti content is preferably 0.02% or more.
  • Nb 0% or more and 0.20% or less
  • Nb niobium
  • Nb is an element that precipitates as NbC to improve the strength and remarkably suppress the recrystallization of austenite. Therefore, Nb may be contained.
  • Nb exceeds 0.20%, recrystallization of austenite is suppressed during hot rolling, and a texture is developed, so that at least one of L-axis bending and C-axis bending, the minimum bending radius becomes the plate thickness.
  • Rm/t which is a value divided by does not become 2.0 or less. Therefore, the Nb content is 0.20% or less.
  • the Nb content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less. In order to preferably obtain the above effects, the Nb content may be 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment as a chemical component, in mass%, at least Ti: 0.001% or more and 0.20% or less and Nb: 0.001% or more and 0.20% or less. It is preferable to contain one kind.
  • B 0% or more and 0.010% or less
  • B boron
  • B is segregated at the grain boundaries to improve the grain boundary strength, so that it is possible to suppress the roughening of the punching cross section during punching. Therefore, B may be contained. Even if the B content exceeds 0.010%, the above effect is saturated and becomes economically disadvantageous. Therefore, the upper limit of the B content is 0.010%.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. In order to preferably obtain the above effects, the B content may be 0.001% or more.
  • V 0% or more and 1.0% or less
  • Cr 0% or more and 1.0% or less
  • Mo 0% to 1.0%)
  • Cu 0% to 1.0%)
  • Co Co: 0% or more and 1.0% or less
  • W 0% to 1.0%)
  • Ni 0% or more and 1.0% or less
  • V vanadium
  • Cr chromium
  • Mo molybdenum
  • Cu copper
  • Co cobalt
  • W tungsten
  • Ni nickel
  • the content of each of these elements is set to 1.0% or less.
  • the content of each of these elements is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
  • the content of each element may be 0.005% or more.
  • V 0.005% or more and 1.0% or less
  • Cr 0.005% or more and 1.0% or less
  • Mo 0. 005% or more and 1.0% or less
  • Cu 0.005% or more and 1.0% or less
  • Co 0.005% or more and 1.0% or less
  • W 0.005% or more and 1.0% or less
  • Ni It is preferable to contain at least one of 0.005% or more and 1.0% or less.
  • Ca (Ca: 0% to 0.01%) (Mg: 0% to 0.01%) (REM: 0% to 0.01%) (Zr: 0% or more and 0.01% or less)
  • Ca calcium
  • Mg manganesium
  • REM rare earth element
  • Zr zirconium
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and is at least one of them.
  • the content of REM means the total content of at least one of these elements.
  • lanthanoid it is industrially added in the form of misch metal.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment as a chemical component, by mass%, Ca: 0.0003% or more and 0.01% or less, Mg: 0.0003% or more and 0.01% or less, REM: 0. It is preferable to contain at least one of 0003% or more and 0.01% or less and Zr: 0.0003% or more and 0.01% or less.
  • the above steel components may be measured by a general steel analysis method.
  • the steel composition may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by thermally decomposing a sample with an acid.
  • C and S may be measured by a combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by an inert gas melting-thermal conductivity method
  • O may be measured by an inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the average pole density of the azimuth group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> in the surface region which is the range from the steel sheet surface to the plate thickness 1/10, It has a texture of 0.5 or more and 3.0 or less and a standard deviation of the pole density of this orientation group of 0.2 or more and 2.0 or less.
  • the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is 0.5 or more and 3.0 or less, and the standard deviation of the orientation density of this orientation group is 0.2 to 2.0
  • the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is more than 3.0 in the surface region ranging from the steel plate surface to the plate thickness 1/10, the deformation of Since the region in which the materialization occurs increases and causes bending cracks, at least one of the L-axis bending and the C-axis bending, Rm/t, which is a value obtained by dividing the minimum bending radius by the plate thickness, is 2.0. The following cannot be satisfied. Therefore, the average pole density of the azimuth group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is 3.0 or less.
  • the average pole density of this orientation group is preferably 2.5 or less, more preferably 2.0 or less.
  • the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is preferably as small as possible, but in a high strength hot rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, this value is set to less than 0.5. Therefore, the practical lower limit is 0.5.
  • the anisotropy of bendability Will grow. If the standard deviation of the pole density of each orientation of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> exceeds 2.0, the anisotropy between the L-axis bending and the C-axis bending increases. In at least one of the L-axis bending and the C-axis bending, Rm/t, which is a value obtained by dividing the minimum bending radius by the plate thickness, cannot satisfy 2.0 or less.
  • the standard deviation of the pole density of the azimuth group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is set to 2.0 or less.
  • the standard deviation of the pole density of this azimuth group is preferably 1.5 or less, more preferably 1.0 or less.
  • the standard deviation of the pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is preferably as small as possible, but less than 0.2 for the high strength hot rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more. Is difficult, the practical lower limit is 0.2.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> is 1 in the central region that is the range from the sheet thickness 3/8 to the sheet thickness 5/8 with the steel sheet surface as a reference. It is preferable to have a texture of 0.0 or more and 7.0 or less.
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> is 1.0 or more and 7.0 or less
  • the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> is 1.0 or more and 7.0 or less
  • the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is 0.5 or more and 3.0 or less, and the standard deviation of the orientation density of this orientation group is If the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> in the central region is 0.2 or more and 2.0 or less and 7.0 or less, the minimum bending radius in both the L direction and the C direction. Rm/t, which is a value obtained by dividing by the plate thickness, satisfies 1.5 or less. Therefore, it is preferable to set the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> to 7.0 or less.
  • the pole density of this crystal orientation is more preferably 6.0 or less, and further preferably 5.0 or less.
  • the pole density can be measured by the EBSP (Electron BackScatter Diffraction Pattern) method.
  • EBSP Electro BackScatter Diffraction Pattern
  • a cut surface parallel to the rolling direction and perpendicular to the plate surface is mechanically polished, and then strain is removed by chemical polishing or electrolytic polishing.
  • the measurement interval was 4 ⁇ m and the measurement area was 150,000 ⁇ m 2 in the range from the steel plate surface to the plate thickness 1/10 and, if necessary, the range from the plate thickness 3/8 to the plate thickness 5/8.
  • Analysis by the EBSP method is performed as described above.
  • the crystal orientation of the rolled plate is usually indicated by (hkl) or ⁇ hkl ⁇ for the lattice plane parallel to the plate surface and [uvw] or ⁇ uvw> for the orientation parallel to the rolling direction.
  • ⁇ hkl ⁇ and ⁇ uvw> are generic terms for equivalent lattice planes and directions, and (uvw) and [hkl] indicate individual lattice planes and directions.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is targeted for the bcc structure, for example, (110), (-110), (1-10), (-1-10), (101), (-) 101), (10-1), (-10-1), (011), (0-11), (01-1), and (0-1-1) are equivalent lattice planes, and are distinguished from each other. Not stick. In such a case, these lattice planes are collectively referred to as ⁇ 110 ⁇ .
  • the azimuth group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> is an azimuth in which the deformation resistance value greatly changes depending on the value of ⁇ 1.
  • the L direction is The deformation resistance is large when deformed to, and when the angle of ⁇ 1 is 45° to 90°, the deformation resistance is large when deformed in the C direction. Therefore, in the texture in which this azimuth group has been developed, when deformed in the L direction or the C direction, it is caused by the difference in the deformation amount between the crystal having a large deformation resistance and the crystal having a small deformation resistance.
  • the deformation is localized, which is the starting point of crack initiation.
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the texture may be controlled as described above, and the constituent phases of the steel structure are not particularly limited.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain compounds such as ferrite, bainite, fresh martensite, tempered martensite, pearlite, retained austenite, and carbonitride as constituent phases of the steel structure. Absent.
  • ferrite 0% or more and 70% or less
  • total of bainite and tempered martensite 0% or more and 100% or less (may be bainite and tempered martensite single structure)
  • retained austenite 25% or less
  • Fresh martensite 0% or more and 100% or less (may be a single structure of martensite)
  • pearlite 5% or less.
  • the balance other than the above constituent phases is preferably limited to 5% or less.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has sufficient strength that contributes to weight reduction of the automobile. Therefore, the maximum tensile strength (TS) is 780 MPa or more. The maximum tensile strength is preferably 980 MPa or more. The upper limit of the maximum tensile strength does not have to be specified, but the upper limit may be set to 1370 MPa, for example. Further, the hot rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a total elongation (EL) of 7% or more. The tensile test may be performed in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment satisfies the above-mentioned steel composition, texture, and tensile strength, and is thus subjected to any bending test along the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction).
  • Rm/t which is a value obtained by dividing the minimum bending radius by the plate thickness (minimum bending radius/plate thickness), is 2.0 or less.
  • Rm is the minimum bending radius and t is the thickness of the hot rolled steel sheet.
  • a strip-shaped test piece is cut out from the 1/2 position in the width direction of the hot rolled steel sheet, and the bending ridge line is parallel to the rolling direction (L direction) (L axis bending), and the bending ridge line is Both bending (C-axis bending) parallel to the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) may be performed in accordance with JIS Z 2248 (2014) (V block 90° bending test).
  • the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is not limited to the following method.
  • the following manufacturing method is one example for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • the bending in either the L direction or the C direction is controlled. It is important to suppress the occurrence of bending cracks even during deformation. Furthermore, it is desirable to reduce the pole density in a predetermined direction in the plate thickness center region so that minute cracks generated in the steel plate surface region do not propagate to the inside. The manufacturing conditions for satisfying these are shown below.
  • the manufacturing process preceding hot rolling is not particularly limited. That is, various secondary smeltings may be carried out subsequent to smelting in a blast furnace, an electric furnace, or the like, and then casting may be performed by a method such as normal continuous casting, ingot casting, or thin slab casting.
  • a method such as normal continuous casting, ingot casting, or thin slab casting.
  • the casting slab is once cooled to a low temperature, it may be heated again and then hot-rolled, or the casting slab may not be cooled to a low temperature and may be hot-rolled as it is after casting. .. Scrap may be used as a raw material.
  • the slab is heated to a temperature of 1200° C. or higher and 1300° C. or lower and then held for 30 minutes or longer. If the heating temperature is less than 1200°C, Ti and Nb-based precipitates are not sufficiently melted, so sufficient precipitation strengthening cannot be obtained during hot rolling in the subsequent step, and coarse carbides remain in the steel to improve formability. Deteriorate. Therefore, the heating temperature of the slab is 1200° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1300° C., the scale production amount increases and the yield decreases, so the heating temperature is set to 1300° C. or less. In order to sufficiently dissolve the Ti and Nb-based precipitates, it is preferable to hold the temperature within this temperature range for 30 minutes or longer. Further, in order to suppress excessive scale loss, the holding time is preferably 10 hours or less, more preferably 5 hours or less.
  • Rough rolling is performed on the heated slab.
  • the thickness of the rough rolled plate after rough rolling is controlled to more than 35 mm and 45 mm or less.
  • the thickness of the rough rolled plate affects the amount of temperature decrease from the leading end to the trailing end of the rolled plate that occurs from the start of rolling to the end of rolling in the finish rolling process.
  • the thickness of the rough rolled plate is 35 mm or less or more than 45 mm, the amount of strain introduced into the steel plate during the next step of finish rolling changes, and the work structure formed during finish rolling changes. To do.
  • the recrystallization behavior changes and it becomes difficult to obtain a desired texture. In particular, it becomes difficult to obtain the above-mentioned texture in the steel plate surface region.
  • Finish rolling the rough rolled plate In this finish rolling step, multi-stage finish rolling is performed.
  • the starting temperature of finish rolling is 1000° C. or higher and 1150° C. or lower, and the thickness of the steel sheet (thickness of rough rolled plate) before the start of finish rolling is more than 35 mm and 45 mm or less.
  • the rolling temperature In the rolling one step before the final step of the multi-step finish rolling, the rolling temperature is 960°C or more and 1015°C or less, and the rolling reduction is more than 11% and 23% or less.
  • the rolling temperature In the final stage of the multi-stage finish rolling, the rolling temperature is 930°C or higher and 995°C or lower, and the rolling reduction is more than 11% and 21% or less.
  • each condition at the time of the final two stages of rolling is controlled, and the texture formation parameter ⁇ calculated by the following formula 1 satisfies 100 or less. Finish rolling is performed under the above conditions.
  • PE Converted value of the recrystallization suppression effect by the precipitate forming element (unit: mass%)
  • Ti Concentration of Ti contained in steel (unit: mass%)
  • Nb Concentration of Nb contained in steel (unit: mass%)
  • F 1 * Converted reduction rate one step before the last step (unit: %)
  • F 2 * Conversion rolling reduction of the final stage (unit: %)
  • F 1 Reduction ratio one step before the final step (unit: %)
  • F 2 the reduction ratio of the final stage (unit:%)
  • Sr 1 Rolling shape ratio one step before the last step (no unit)
  • Sr 2 Rolling shape ratio in the final stage (no unit)
  • D 1 Roll diameter one step before the final step (unit: mm)
  • D 2 Roll diameter of final stage (unit: mm)
  • t f Plate thickness after finish rolling
  • the numbers 1 and 2 added to the variables such as F 1 and F 2 are the final two-stage rolling in the multi-stage finishing rolling and the rolling one stage before the final stage. 1 is added to the variable related to, and 2 is added to the variable related to the final stage rolling.
  • F 1 means the rolling reduction of the 6th rolling counting from the rolling inlet side
  • F 2 means the rolling reduction of the 7th rolling.
  • Formula 1 shows preferable manufacturing conditions in finish rolling in which the final stage rolling temperature FT 2 is 930° C. or higher, and when FT 2 is lower than 930° C., it means the value of the texture formation parameter ⁇ . Don't do That is, FT 2 is 930° C. or higher and ⁇ is 100 or lower.
  • the starting temperature of finish rolling is set to 1000° C. or higher.
  • the starting temperature of finish rolling is preferably 1050° C. or higher.
  • the finish rolling start temperature is set to 1150° C. or less.
  • the rolling reductions F 1 and F 2 in the final two-stage rolling used for the calculation of ⁇ defined in Equation 1 are obtained by dividing the difference between the sheet thicknesses before and after rolling in each stage by the sheet thickness before rolling in percentage. It is a numerical value represented by.
  • the diameters D 1 and D 2 of the rolling rolls are measured at room temperature, and it is not necessary to consider flatness during hot rolling.
  • the sheet thicknesses t 1 and t 2 on the rolling inlet side and the sheet thickness t f after finish rolling may be measured in-situ using radiation or the like, or considering deformation resistance or the like from the rolling load. It may be obtained by calculation.
  • the plate thickness t f after finish rolling may be the final plate thickness of the steel plate after completion of hot rolling.
  • values measured by a thermometer such as a radiation thermometer between the finishing rolling stands may be used.
  • the texture formation parameter ⁇ is an index considering the rolling strain introduced into the entire steel sheet in the final two stages of finish rolling, the shear strain introduced into the steel sheet surface area, and the recrystallization rate after rolling. Means the ease of formation.
  • the texture formation parameter ⁇ exceeds 100, the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> develops in the surface region, and the surface region aggregate
  • the organization cannot be controlled within the above range.
  • the distribution of the polar densities of the crystal orientations included in the orientation group in the surface region becomes uneven, and the standard deviation of the pole density of the orientation group cannot be controlled within the above range. Therefore, the texture formation parameter ⁇ is controlled to 100 or less in the finish rolling process.
  • the texture formation parameter ⁇ is 60 or less, the amount of shear strain introduced into the steel sheet surface region decreases, and the recrystallization behavior in the plate thickness central region is promoted, so that the texture of the steel plate surface region becomes In addition, the pole density of the crystal orientation of ⁇ 334 ⁇ 263> becomes 7.0 or less in the plate thickness center region, and the anisotropy of bending workability becomes small. Therefore, it is preferable to set the texture formation parameter ⁇ to 60 or less in the finish rolling step.
  • Rolling temperature FT 1 one step before the final step is 960°C or more and 1015°C or less
  • the rolling temperature FT 1 is 960° C. or higher.
  • the rolling temperature FT 1 is 1015° C. or less.
  • the rolling reduction F 1 one step before the final step is more than 11% and 23% or less.
  • the rolling reduction F 1 one step before the final step is 11% or less, the amount of strain introduced into the steel sheet by rolling is insufficient and recrystallization does not occur sufficiently, and the texture of the surface region falls within the above range. Cannot control. Therefore, the rolling reduction F 1 is set to more than 11%.
  • the rolling reduction F 1 is more than 23%, the lattice defects in the crystal become excessive and the recrystallization behavior changes, so that the texture of the surface region cannot be controlled within the above range. Therefore, the rolling reduction F 1 is set to 23% or less.
  • Rolling temperature FT 2 in the final stage is 930°C or higher and 995°C or lower. If the final stage rolling temperature FT 2 is less than 930° C., the recrystallization rate of austenite will be significantly reduced, and the development of orientation groups consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> in the surface region will occur. It cannot be suppressed and the texture of the surface region cannot be controlled within the above range. Therefore, the rolling temperature FT 2 is set to 930° C. or higher. On the other hand, when the rolling temperature FT 2 is higher than 995° C., the formation state of the work structure and the recrystallization behavior change, and therefore the texture of the surface region cannot be controlled within the above range. Therefore, the rolling temperature FT 2 is 995° C. or lower.
  • the final stage rolling reduction F 2 is more than 11% and 21% or less.
  • the above conditions are controlled simultaneously and inseparably. It is not necessary for each of the above-mentioned conditions to satisfy only one of the conditions, and when all of the above-mentioned conditions are simultaneously satisfied, the texture of the surface region can be controlled within the above range.
  • the hot rolled steel sheet after finish rolling is cooled and wound up.
  • excellent bending workability is achieved in both L-axis bending and C-axis bending by controlling the texture rather than controlling the base texture (structural phase of the steel texture). is doing. Therefore, manufacturing conditions are not particularly limited in the cooling step and the winding step. Therefore, the cooling process and the winding process after the multi-stage finish rolling may be performed by a conventional method.
  • the constituent phase of the steel sheet during finish rolling is mainly austenite, and the texture of austenite is controlled by the above finish rolling.
  • the high temperature stable phase such as austenite is transformed into a low temperature stable phase such as bainite during cooling and winding after finish rolling.
  • the crystal orientation may change due to this phase transformation, and the texture of the steel sheet after cooling may change.
  • the above-described crystal orientation controlled by the surface region is not significantly affected by cooling and winding after finish rolling. That is, if the texture is controlled as austenite during finish rolling, even if the phase is transformed into a low temperature stable phase such as bainite during subsequent cooling and winding, this low temperature stable phase has the above texture in the surface region. Meet the regulations of. The same applies to the texture of the plate thickness center region.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be subjected to pickling if necessary after cooling. Even if this pickling treatment is performed, the texture of the surface region does not change.
  • the pickling treatment may be carried out, for example, with hydrochloric acid having a concentration of 3 to 10% at a temperature of 85 to 98° C. for 20 to 100 seconds.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be subjected to skin pass rolling if necessary after cooling.
  • the skin pass rolling may be performed at a rolling reduction rate that does not change the texture of the surface region.
  • Skin pass rolling has the effects of preventing stretcher strain that occurs during processing and shaping and of correcting the shape.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Tables 1 and 2 show the chemical composition of hot rolled steel sheet. Regarding the chemical components, the value added with " ⁇ " in the table indicates that the value was below the detection limit of the measuring device, indicating that these elements were not intentionally added to the steel.
  • finish rolling is started from the temperatures shown in Tables 3 to 6, and the final two stages from the start of rolling are excluded except for the final two stages of rolling.
  • Rolling was performed up to the plate thickness t 1 at the start of rolling one step before the step.
  • the final two-stage rolling was performed under the conditions shown in Tables 3 to 10.
  • cooling and winding were performed in the following cooling patterns to obtain hot-rolled steel sheets having the sheet thickness t f shown in Tables 3 to 6.
  • the final thickness of the steel sheet after hot rolling was defined as the sheet thickness t f after finish rolling.
  • Cooling pattern B bainite pattern
  • the coil was wound into a coil at an average cooling rate of 20° C./sec or more, after cooling to a winding temperature of 450° C. to 550° C.
  • Cooling pattern F+B Ferrite-Bainite pattern
  • cooling is performed within the cooling stop temperature range of 600 to 750° C. at an average cooling rate of 20° C./second or more, and the cooling is stopped within the cooling stop temperature range and is held for 2 to 4 seconds. Then, it was further wound into a coil at a winding temperature of 550° C. or lower at an average cooling rate of 20° C./second or higher.
  • the cooling stop temperature and the holding time were set with reference to the following Ar3 temperature.
  • Ar3(°C) 870-390C+24Si-70Mn-50Ni-5Cr-20Cu+80Mo
  • Cooling pattern Ms Martensite pattern
  • the film was cooled to a coiling temperature of 100° C. or less at an average cooling rate of 20° C./sec or more, and then coiled.
  • Table 1 and Table 2 show each chemical composition
  • Tables 3 to 10 show each production condition
  • Tables 11 to 14 show each production result.
  • “B” indicates a bainite pattern
  • "F+B” indicates a ferrite-bainite pattern
  • "Ms” indicates a martensite pattern.
  • “texture” in Tables 11 to 14 “A direction group” indicates a direction group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001>, and “B direction” indicates ⁇ 334 ⁇ . 263> indicates a crystal orientation.
  • each symbol used in the table corresponds to the symbol described above.
  • the tensile strength was measured according to JIS Z2241 (2011) by using JIS No. 5 test pieces that were taken from the position of 1/4 in the width direction of the hot rolled steel sheet so that the longitudinal direction was the direction perpendicular to the rolling direction (C direction).
  • a tensile test was carried out in accordance with the regulations, and the maximum tensile strength TS and the butt elongation (total elongation) EL were obtained.
  • the bending test was performed using a test piece cut into a strip shape of 100 mm ⁇ 30 mm from the position 1/2 of the width of the hot rolled steel sheet in accordance with JIS Z 2248 (2014) (V block 90° bending test). Bending test of both bending (L axis bending) in which the bending ridge line is parallel to the rolling direction (L direction) and bending (C axis bending) in which the bending ridge line is parallel to the direction (C direction) perpendicular to the rolling direction. was carried out and the minimum bending radius at which cracks did not occur was determined.
  • the V-block 90° bending test after the test piece was cut along a plane parallel to the bending direction and perpendicular to the plate surface was mirror-polished, and then cracked on the outside of the bend of the test piece with an optical microscope. It was observed, and it was judged that a crack was present when the observed crack length exceeded 50 ⁇ m.
  • test material No. indicated as "Example of the present invention” Is a steel plate that satisfies all the conditions of the present invention.
  • the steel composition is satisfied, the average pole density of the orientation group consisting of ⁇ 110 ⁇ 110> to ⁇ 110 ⁇ 001> in the surface region is 0.5 or more and 3.0 or less, and The standard deviation of the pole density of the azimuth group is 0.2 or more and 2.0 or less, and the tensile strength is 780 MPa or more. Therefore, in both the L-axis bending and the C-axis bending, Rm/t, which is a value obtained by dividing the minimum bending radius by the plate thickness, is 2.0 or less, which has excellent bendability and different bending workability. A hot-rolled steel sheet having a low degree of directionality is obtained.
  • test material No. indicated as “Comparative example” is shown. Is a steel sheet that does not satisfy at least one of the steel composition, surface region texture, and tensile strength.
  • the value of the texture formation parameter ⁇ does not make sense, so ⁇ and the like are left blank in the table.

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Abstract

この熱延鋼板は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ｓｏｌ．Ａｌを含有し、表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつこの方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、曲げ加工性に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい高強度熱延鋼板に関する。
　本願は、２０１８年１１月２８日に、日本に出願された特願２０１８－２２２２９６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の燃費向上と衝突安全性確保との両立が求められており、自動車用鋼板の高強度化がすすめられており、自動車車体には、高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。
　熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に、自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱延鋼板には、軽量化、耐久性、衝撃吸収能などの観点から、高強度化が進められており、同時に複雑な形状への成形に耐えうるだけの優れた成形性も必要とされている。
　しかし、熱延鋼板の成形性は、材料の高強度化とともに低下する傾向があるため、高強度と良好な成形性とを両立することは難しい課題である。
　特に近年、自動車の足廻り部品の軽量化への要望が高まっており、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性の実現が重要な課題となっている。
　例えば、非特許文献１には、組織制御によって、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト等の単一組織に制御することで曲げ加工性が改善することが報告されている。
　特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０５５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．７％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０６～０．０９５％を含有し、面積率で９５％以上がフェライトからなる組織に制御し、フェライト結晶粒内のＴｉを含む炭化物粒子径と、Ｔｉを含む硫化物として平均径０．５μｍ以下のＴｉＳのみが分散析出した組織に制御することで、５９０ＭＰａ以上７５０ＭＰａ以下の引張強度と優れた曲げ加工性を実現する方法が開示されている。
　しかし、特許文献１の技術では、優れた曲げ加工性を実現することができるが、組織をフェライト単相組織に制御する必要があるため、７８０ＭＰａ以上の高強度を実現することができない。
　一方、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．２～１．２％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００５％以下およびＴｉ：０．０３～０．１３％を含有し、鋼板内部の組織を、ベイナイト単相、またはベイナイトを分率で９５％超とする組織に制御し、かつ、鋼板表層部の組織をベイナイト相の分率が８０％未満でかつ、加工性に富むフェライトの分率を１０％以上とすることで、引張強度７８０ＭＰａ以上を維持したまま、曲げ加工性を向上させる方法が開示されている。
　さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％を含有し、焼戻マルテンサイト相を体積率で９０％以上の主相とし、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が２０μｍ以下で、かつ圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が１５μｍ以下である旧γ粒の異方性を低減した組織に制御することで、降伏強さ９６０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ加工性、および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
　しかし、近年、高強度化のためにＮｂやＴｉ等の元素を含有したり、低い温度で仕上げ圧延が行われることが多く、そのため、熱延鋼板の曲げ加工性の異方性が大きく、成形前のブランク取りの方向が限定されるという課題が顕在化している。
　特許文献４には、鋼板表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、特定の結晶方位群の各方位の極密度を制御し、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下とすることで、局部変形能に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板が開示されている。
日本国特開２０１３－１３３４９９号公報 日本国特開２０１２－６２５５８号公報 日本国特開２０１２－７７３３６号公報 国際公開第２０１２／１２１２１９号
Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ｊａｐａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　ｏｆ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ｖｏｌ．３６（１９９５）、Ｎｏ．４１６、ｐ．９７３
　上記したように鋼板の強度を高めた上でさらに曲げ加工性やその異方性を改善することが、現在、要求されているが、上記した特許文献１から特許文献４の技術では、強度や曲げ加工性やその異方性の向上が十分であるとは言えない。本発明が解決しようとする課題は、曲げ加工性に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい高強度熱延鋼板を提供することである。
　なお、上記した曲げ加工性とは、曲げ半径Ｒの小さい曲げ加工でも、曲げの外側から亀裂が生じにくいことを示す指標であり、またはその亀裂が成長しにくいことを示す指標である。
　本発明の要旨は次の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、Ｂ：０％以上０．０１０％以下、Ｖ：０％以上１．０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上１．０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｎｉ：０％以上１．０％以下、Ｃａ：０％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含み、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄および不純物からなり、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつ前記方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である。
　（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、上記鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が１．０以上７．０以下であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、上記化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、７８０ＭＰａ以上の引張強度（引張最大強度）を持ち、曲げ加工性に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板を得ることができる。
熱延鋼板の模式図であって、曲げ試験の試験片の採取方向と曲げ試験の曲げ方向とを示した図である。 φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）であって、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群を示した図である。 φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）であって、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位を示した図である。
　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。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
　まず、本実施形態に係る熱延鋼板を想到するに至った経緯を説明する。
　本発明者らは、曲げ加工性の異方性発現の要因について、鋭意検討を行い、曲げ異方性は、熱延鋼板の集合組織に起因すること、および、図１に示すように、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）との間で曲げ異方性が最も大きくなることを知見した。
　また、従来は圧延方向に延伸したＭｎＳ等の介在物に起因して、Ｌ軸曲げ時の曲げ加工性が、Ｃ軸曲げ時の曲げ加工性に比べて劣位であるとの認識が一般的であったが、鋼板の集合組織に起因した曲げ加工性の異方性が発現する場合には、従来の認識とは逆に、Ｃ軸曲げ時の曲げ加工性が、Ｌ軸曲げ時の曲げ加工性に比べて劣位となる場合があることを見出した。
　さらに、曲げ加工性の異方性は、板厚中心領域の集合組織の影響よりも、曲げ変形が最も厳しくなる鋼板表面領域の集合組織の影響を強く受けるため、鋼板表面領域の集合組織制御を行わなければ、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの間の異方性は十分に改善されないことが明らかとなった。
　上記の特許文献２および特許文献３に記載された技術では、組織制御によって優れた曲げ加工性が得られているが、集合組織の制御は一切行われておらず、Ｌ軸曲げ時の曲げ加工性は改善するが、Ｃ軸曲げ時には、優れた曲げ加工性を安定的に確保することが困難であるという問題があった。
　また、特許文献４に示す技術では、板厚中心領域における集合組織を制御しているが、鋼板表面領域の集合組織については、何ら制御を行っておらず、そのため、試験片長手がＣ方向に沿ったＣ方向曲げ（すなわちＬ軸曲げ）と、４５°方向の曲げについては、優れた曲げ加工性が得られているが、Ｃ軸曲げについては優れた曲げ加工性が得られないという問題があった。
　本発明者らが鋭意検討を行った結果、曲げ変形の最も厳しくなる鋼板表面領域の集合組織は、曲げ変形時の亀裂の形成に影響することを見出した。さらに、板厚中心領域の集合組織は、表面領域で発生した亀裂の伝搬に影響することを見出した。
　本発明者らは、上記知見に基づいて、熱間圧延の仕上げ圧延にて、鋼板表面領域に形成する集合組織を制御し、Ｌ方向とＣ方向との間の異方性を抑制することで、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの両方で優れた曲げ加工性を備えた高強度熱延鋼板を実現できることを見出した。加えて、鋼板表面領域の集合組織を制御した上で、板厚中心領域の集合組織も制御すれば、曲げ加工性およびその異方性をさらに好ましく向上できることを見出した。
　具体的には、鋼組成を適切な範囲に制御し、熱間圧延時の板厚と温度とを制御し、加えて、従来では積極的に制御されてこなかった熱間圧延の仕上げ圧延時の最終２段の圧延にて、板厚やロール形状比や圧下率や温度を制御することで、鋼板表面領域の加工組織を制御する。その結果、再結晶が制御されて、鋼板表面領域の集合組織が適正化されるので、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの両方で優れた曲げ加工性が実現されることを見出した。
　また、上記の鋼板表面領域の集合組織の適正化に加えて、熱間圧延の仕上げ圧延条件を好ましく制御することで板厚中心領域の加工組織を制御し、その結果、板厚中心領域の集合組織を適正化すれば、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの両方の曲げ加工性がさらに好ましく向上することを見出した。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、Ｂ：０％以上０．０１０％以下、Ｖ：０％以上１．０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上１．０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｎｉ：０％以上１．０％以下、Ｃａ：０％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含み、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄および不純物からなる。また、本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつ上記方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下である。また、本実施形態に係る熱延鋼板では、引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が１．０以上７．０以下であることが好ましい。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
１．化学成分
　まず、鋼組成およびその限定理由について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部が鉄及び不純物からなる。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌが基本元素（主要な合金化元素）である。
（Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下）
　Ｃ（炭素）は、鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が、０．４００％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．４００％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％である。
（Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下）
　Ｓｉ（シリコン）は、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５０％未満では、降伏強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．５％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下である。
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．６０％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下）
　ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶アルミニウム）は、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０１％以上の添加がより望ましく、さらに望ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、最も好ましくは０．０８％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
（Ｐ：０．０２０％以下）
　Ｐ（燐）は、一般には鋼に含有される不純物である。ただ、引張強度を高める作用を有するので、Ｐを意図的に含有させることもある。しかし、Ｐ含有量が０．０２０％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０１０％以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上にしてもよい。
（Ｓ：０．０２０％以下）
　Ｓ（硫黄）は、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２０％超では溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
　Ｎ（窒素）は、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒのうちの少なくとも１種を含有してもよい。これらの選択元素は、熱延鋼板の機械特性を好ましく向上させる。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
　Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして、鋼板の冷却中又は巻取り中に、鋼板組織のフェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。Ｔｉを過剰に添加すると、熱間圧延時の再結晶を抑制し、特定の結晶方位の集合組織が発達する。そのため、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの少なくとも一方で、複雑な形状を有する足回り部品の加工に必要な、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが２．０以下とならない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。
（Ｎｂ：０％以上０．２０％以下）
　Ｎｂ（ニオブ）は、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶を著しく抑制する元素である。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂが０．２０％を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶を抑制し、集合組織が発達することで、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの少なくとも一方で、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが２．０以下とならない。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
　Ｂ（ボロン）は、粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。Ｂ含有量が０．０１０％を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。
（Ｖ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｒ：０％以上１．０％以下）
（Ｍｏ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｕ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｏ：０％以上１．０％以下）
（Ｗ：０％以上１．０％以下）
（Ｎｉ：０％以上１．０％以下）
　Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロミウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、Ｎｉ（ニッケル）は、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ１．０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ１．０％以下とする。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれの元素についても、それぞれ０．００５％以上であればよい。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．０１％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１％以下）
　Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒ（ジルコニウム）は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ０．０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ０．０１％以下とする。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれの元素についても、それぞれ０．０００３％以上であればよい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
　上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。また、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　２．集合組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の集合組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつこの方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下である集合組織を有する。
（鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域）
　鋼板を曲げ変形する際、板厚中心を境に、表面に向かってひずみが大きくなり、最表面でひずみは最大となる。したがって、曲げ亀裂は鋼板表面に生成する。このような、亀裂の生成に寄与するのは、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域の組織であるため、表面領域の集合組織を制御する。
（表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつこの方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下）
　鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域における、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が３．０超であると、変形の局在化が起こる領域が増加し、曲げ割れ発生の要因となるので、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの少なくとも一方で、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが２．０以下を満たせない。そのため、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度は、３．０以下とする。この方位群の平均極密度は、好ましくは２．５以下、より好ましくは２．０以下である。
　上記の｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度は小さい程好ましいが、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、この値を０．５未満とすることは困難であるため、実質的な下限が０．５となる。
　鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域における、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の分布が不均一であると、曲げ加工性の異方性が大きくなる。｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の各方位の極密度の標準偏差が２．０超であると、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの異方性が大きくなり、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの少なくとも一方で、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが２．０以下を満たせない。そのため、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の極密度の標準偏差は、２．０以下とする。この方位群の極密度の標準偏差は、好ましくは１．５以下、より好ましくは１．０以下とする。
　上記の｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の極密度の標準偏差は小さい程好ましいが、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、０．２未満とすることは困難であるため、実質的な下限が０．２となる。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が１．０以上７．０以下である集合組織を有することが好ましい。
（鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域）
　鋼板を曲げ変形して表面領域にて曲げ亀裂が生成すると、この曲げ亀裂が板厚中心領域に向かって伝搬することがある。このような、曲げ亀裂の進展は、鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域が主に寄与するため、この領域の集合組織を制御することが好ましい。
（中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が１．０以上７．０以下）
　板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度を７．０以下に制御することで、Ｌ方向およびＣ方向ともにより優れた曲げ加工性が好ましく得られる。例えば、表面領域にて｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつこの方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下であり、且つ中心領域にて｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が７．０以下であれば、Ｌ方向とＣ方向との両方で、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが１．５以下を満たす。したがって、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度を７．０以下とすることが好ましい。この結晶方位の極密度は、より好ましくは６．０以下、さらに好ましくは５．０以下である。
　上記の｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度は小さい程好ましいが、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、１．０未満に制御することは困難であるため、実質的な下限が１．０となる。
　極密度は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定できる。ＥＢＳＰ法による解析に供する試料は、圧延方向と平行でかつ板面に垂直な切断面を機械研磨し、その後に化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去する。この試料を用いて、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲、また必要に応じて板厚３／８から板厚５／８までの範囲について、測定間隔を４μｍとし、測定面積が１５００００μｍ２以上となるようにＥＢＳＰ法による解析を行う。
　図２に、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）と、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群とを示す。｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群とは、集合組織解析をＢＵＮＧＥ表示し、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、｛１１０｝＜１１０＞の結晶方位（φ１＝０°、Φ＝９０．０°、φ２＝４５．０°）から、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位（φ１＝９０．０°、Φ＝９０．０°、φ２＝４５．０°）までのφ１＝０～９０°の範囲を指す。ただ、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差があるため、本実施形態に係る熱延鋼板では、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度と標準偏差とを、図２中に示すハッチング部（Φ＝８０～９０°、φ１＝０～９０°の範囲内）で算出する。
　なお、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群には、｛１１０｝＜１１０＞、｛１１０｝＜１１１＞、｛１１０｝＜２２３＞、｛１１０｝＜１１２＞、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位が含まれる。
　ここで、圧延板の結晶方位は、通常、板面と平行な格子面を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。なお、｛ｈｋｌ｝および＜ｕｖｗ＞は、等価な格子面および方向の総称であり、（ｕｖｗ）および［ｈｋｌ］は、個々の格子面および方向を指す。即ち、本実施形態に係る熱延鋼板では、ｂｃｃ構造を対象としているので、例えば、（１１０）、（－１１０）、（１－１０）、（－１－１０）、（１０１）、（－１０１）、（１０－１）、（－１０－１）、（０１１）、（０－１１）、（０１－１）、（０－１－１）、は等価な格子面であり、区別がつかない。このような場合、これらの格子面を総称して｛１１０｝と称する。
　｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群は、φ１の値によって、変形抵抗値が大きく変化する方位であり、例えば、φ１の角度が０°～４５°では、Ｌ方向に変形させたときの変形抵抗が大きく、φ１の角度が４５°～９０°では、Ｃ方向に変形させたときの変形抵抗が大きくなる。したがって、この方位群が発達した集合組織では、Ｌ方向またはＣ方向に変形させた際、変形抵抗が大きい方位の結晶と、変形抵抗の小さい方位の結晶との間で、変形量の違いに起因した変形の局在化が起こり、亀裂発生の起点となる。
　図３に、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）と、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位とを示す。｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位とは、集合組織解析をＢＵＮＧＥ表示し、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、（φ１＝３６．１°、Φ＝４６．７°、φ２＝４５．０°）を指す。ただ、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差があるため、本実施形態に係る熱延鋼板では、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度として、図３中に示すハッチング部（Φ＝４０～５０°、φ１＝３０～４０°の範囲内）における平均強度を算出する。
　｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位は、Ｌ方向とＣ方向とのいずれに対しても、変形抵抗が大きいことから、この結晶方位が発達することで、他の結晶方位との変形抵抗との差異に起因した変形の局在化が起こり、これら変形集中箇所が亀裂の伝播を助長することによって、曲げ性を劣化させる。
３．鋼板組織
　本実施形態に係る熱延鋼板では、集合組織が上記のように制御されればよく、鋼組織の構成相は特に制限されない。
　ただ、本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼組織の構成相として、フェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイト、炭窒化物等の化合物などを含有しても構わない。
　例えば、面積％で、フェライト：０％以上７０％以下、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計：０％以上１００％以下（ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト単一組織でもよい）、残留オーステナイト：２５％以下、フレッシュマルテンサイト：０％以上１００％以下（マルテンサイト単一組織でもよい）、および、パーライト：５％以下であることが好ましい。上記の構成相以外の残部が５％以下に制限されることが好ましい。
４．機械特性
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の機械特性について説明する。
（引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下）
　本実施形態に係る熱延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度を有することが好ましい。そのため、引張最大強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上とする。引張最大強度は、好ましくは９８０ＭＰａ以上である。引張最大強度の上限は特に定める必要はないが、例えばこの上限を１３７０ＭＰａとすればよい。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、全伸び（ＥＬ）が７％以上あることが好ましい。なお、引張試験はＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した鋼組成、集合組織、および引張強度を満足することで、圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向の垂直方向（Ｃ方向）に沿った曲げ試験のいずれでも、最小曲げ半径を板厚で割った値（最小曲げ半径÷板厚）であるＲｍ／ｔが２．０以下となる。
　なお、Ｒｍは最小曲げ半径であり、ｔは熱延鋼板の板厚である。曲げ試験は、例えば、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０１４）（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して行えばよい。曲げ外側に亀裂が発生しているか否かを調査して、亀裂の発生しない最小曲げ半径Ｒｍを求める。
５．製造方法
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る熱延鋼板を製造するための一つの例である。
　Ｌ方向およびＣ方向のいずれの方向についても、優れた曲げ加工性を得るためには、最も厳しい曲げ変形を受ける鋼板表面領域の集合組織を制御することで、Ｌ方向およびＣ方向のいずれの曲げ変形時にも、曲げ亀裂の発生を抑制することが重要である。さらに、板厚中心領域の所定方位の極密度を低減させることで、鋼板表面領域に発生した微小な亀裂を内部まで進展させないことが望ましい。これらを満たすための製造条件を以下に示す。
　熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
　鋳造したスラブに、加熱を施す。この加熱工程では、スラブを１２００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉおよびＮｂ系析出物が十分に溶解しないので後工程の熱間圧延時に十分な析出強化が得られず、また粗大な炭化物として鋼中に残存することで成形性を劣化させる。したがって、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。一方、加熱温度１３００℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するため、加熱温度は１３００℃以下とする。ＴｉおよびＮｂ系析出物を十分に溶解させるため、この温度範囲で３０分以上保持することが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために保持時間は、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
　加熱されたスラブに、粗圧延を施す。この粗圧延工程では、粗圧延後の粗圧延板の厚さを３５ｍｍ超４５ｍｍ以下に制御する。粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における圧延開始時から圧延完了時までに生じる圧延板の先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼす。また、粗圧延板の厚さが、３５ｍｍ以下または４５ｍｍ超であると、次工程である仕上げ圧延中に鋼板へ導入されるひずみ量が変化して、仕上げ圧延中に形成される加工組織が変化する。その結果、再結晶挙動が変化して、所望の集合組織を得ることが困難になる。特に、鋼板表面領域で上記した集合組織を得ることが困難になる。
　粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上げ圧延工程では、多段仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下であり、仕上げ圧延の開始前の鋼板の厚さ（粗圧延板の厚さ）が３５ｍｍ超４５ｍｍ以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段より１段前の圧延は、圧延温度が９６０℃以上１０１５℃以下であり、圧下率が１１％超２３％以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段は、圧延温度が９３０℃以上９９５℃以下であり、圧下率が１１％超２１％以下である。また、最終２段の圧下時の各条件を制御し、下記の式１によって計算される集合組織形成パラメータωが１００以下を満たす。上記条件で仕上げ圧延を施す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　ここで、
　ＰＥ：析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値（単位：質量％）
　Ｔｉ：鋼中に含まれるＴｉの濃度（単位：質量％）
　Ｎｂ：鋼中に含まれるＮｂの濃度（単位：質量％）
　Ｆ１ ＊：最終段より１段前の換算圧下率（単位：％）
　Ｆ２ ＊：最終段の換算圧延圧下率（単位：％）
　Ｆ１：最終段より１段前の圧下率（単位：％）
　Ｆ２：最終段の圧下率（単位：％）
　Ｓｒ１：最終段より１段前の圧延形状比（無単位）
　Ｓｒ２：最終段における圧延形状比（無単位）
　Ｄ１：最終段より１段前のロール径（単位：ｍｍ）
　Ｄ２：最終段のロール径（単位：ｍｍ）
　ｔ１：最終段より１段前の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
　ｔ２：最終段の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
　ｔｆ：仕上げ圧延後の板厚（単位：ｍｍ）
　ＦＴ１ ＊：最終段より１段前の換算圧延温度（単位：℃）
　ＦＴ２ ＊：最終段の換算圧延温度（単位：℃）
　ＦＴ１：最終段より１段前の圧延温度（単位：℃）
　ＦＴ２：最終段の圧延温度（単位：℃）
　ただし、式１～式８で、Ｆ１やＦ２のように変数に付記されている数字の１および２は、多段仕上げ圧延での最終２段の圧延について、最終段より１段前の圧延に関する変数に１を付記し、最終段の圧延に関する変数に２を付記している。例えば、全７段の圧延からなる多段仕上げ圧延では、Ｆ１は圧延入口側から数えて６段目の圧延の圧下率を意味し、Ｆ２は７段目の圧延の圧下率を意味する。
　析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値ＰＥについて、ピン止めおよびソリュートドラッグの効果は、Ｔｉ＋１．３Ｎｂの値が０．０２以上で顕在化するため、式２にて、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ＜０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝０．０１とし、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ≧０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝Ｔｉ＋１．３Ｎｂ－０．０１とする。
　最終段より１段前の換算圧下率Ｆ１ ＊については、最終段より１段前の圧下率Ｆ１が集合組織に及ぼす影響は、Ｆ１の値が１２以上で顕在化するため、式３にて、Ｆ１＜１２を満たす場合には、Ｆ１ ＊＝１．０とし、Ｆ１≧１２を満たす場合には、Ｆ１ ＊＝Ｆ１－１１とする。
　最終段の換算圧延圧下率Ｆ２ ＊については、最終段の圧下率Ｆ２が集合組織に及ぼす影響は、Ｆ２の値が１１．１以上で顕在化するため、式４にて、Ｆ２＜１１．１を満たす場合には、Ｆ２ ＊＝０．１とし、Ｆ２≧１１．１を満たす場合には、Ｆ２ ＊＝Ｆ２－１１とする。
　式１は、最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上である仕上げ圧延での好ましい製造条件を示すものであり、ＦＴ２が９３０℃未満の場合には、集合組織形成パラメータωの値に意味をなさない。すなわち、ＦＴ２が９３０℃以上であり、且つωが１００以下である。
（仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下）
　仕上げ圧延の開始温度が１０００℃未満であると、最終２段を除く前段での圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、鋼板表面領域の集合組織が発達して、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、仕上げ圧延の開始温度は１０００℃以上とする。仕上げ圧延の開始温度は、好ましくは１０５０℃以上である。一方、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃超とすると、過度にオーステナイト粒が粗大化し、靱性を劣化させるので、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃以下とする。
（多段仕上げ圧延における最終２段の圧下時の各条件を制御し、式１によって計算されるωが１００以下となる条件で仕上げ圧延を施す）
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造では、多段仕上げ圧延における最終２段の熱延条件が重要となる。
　式１で定義するωの計算に用いる最終２段の圧延時の圧下率Ｆ１およびＦ２は、各段での圧延前後の板厚の差を、圧延前の板厚で除した値を百分率で表した数値である。圧延ロールの直径Ｄ１およびＤ２は、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。また、圧延入口側の板厚ｔ１およびｔ２、並びに仕上げ圧延後の板厚ｔｆは、放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重から、変形抵抗等を考慮して計算で求めてもよい。なお、仕上げ圧延後の板厚ｔｆは、熱延完了後の鋼板の最終板厚としても良い。圧延開始温度ＦＴ１およびＦＴ２は、仕上げ圧延スタンド間の放射温度計等の温度計によって測定した値を用いればよい。
　集合組織形成パラメータωは、仕上げ圧延の最終２段で鋼板全体に導入される圧延ひずみと、鋼板表面領域に導入されるせん断ひずみと、圧延後の再結晶速度を考慮した指標であり、集合組織の形成し易さを意味する。集合組織形成パラメータωが１００を超える条件で最終２段の仕上げ圧延を行うと、表面領域にて｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群が発達し、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。あるいは、表面領域にて上記方位群に含まれる結晶方位の極密度の分布が不均等になり、上記方位群の極密度の標準偏差を上記範囲に制御できない。したがって、仕上げ圧延工程にて、集合組織形成パラメータωは１００以下に制御する。
　また、集合組織形成パラメータωを６０以下とした場合、鋼板表面領域に導入されるせん断ひずみ量が低下するとともに、板厚中心領域における再結晶挙動が促進されるため、鋼板表面領域の集合組織に加えて、板厚中心領域にて｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が７．０以下となり、曲げ加工性の異方性が小さくなる。したがって、仕上げ圧延工程にて、集合組織形成パラメータωを６０以下とすることが好ましい。
（最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃以上１０１５℃以下）
　最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃未満であると、圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は９６０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ１が１０１５℃超であると、オーステナイト粒の粗大化などに起因して、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は１０１５℃以下とする。
（最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％超２３％以下）
　最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ１が２３％超であると、結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は２３％以下とする。
　なお、圧下率Ｆ１は以下のように計算される。
　　Ｆ１＝（ｔ１－ｔ２）／ｔ１×１００
（最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上９９５℃以下）
　最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃未満であると、オーステナイトの再結晶速度が著しく低下して、表面領域にて｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の発達を抑制することができず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９３０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ２が９９５℃超であると、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９９５℃以下とする。
（最終段の圧下率Ｆ２が１１％超２１％以下）
　最終段の圧下率Ｆ２が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ２が２１％超であると、結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は２１％以下とする。
　なお、圧下率Ｆ２は以下のように計算される。
　　Ｆ２＝（ｔ２－ｔｆ）／ｔ２×１００
　仕上げ圧延工程では、上記した各条件を同時に且つ不可分に制御する。上記した各条件は、どれか１つの条件だけを満足させればよいわけではなく、上記した各条件のすべてを同時に満たすときに、表面領域の集合組織を上記範囲に制御することができる。
　仕上げ圧延後の熱延鋼板を、冷却して巻き取る。本実施形態に係る熱延鋼板では、ベース組織（鋼組織の構成相）の制御ではなく、集合組織を制御することによって、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの両方で優れた曲げ加工性を達成している。そのため、冷却工程および巻取り工程では、製造条件を特に限定しない。したがって、多段仕上げ圧延後の冷却工程および巻取り工程は、常法によって行えばよい。
　なお、仕上げ圧延中の鋼板の構成相はオーステナイトが主体であり、上記した仕上げ圧延によってオーステナイトの集合組織が制御される。このオーステナイトなどの高温安定相は、仕上げ圧延後の冷却および巻き取り時に、ベイナイトなどの低温安定相へ相変態する。この相変態によって結晶方位が変化して、冷却後の鋼板の集合組織が変化することがある。ただ、本実施形態に係る熱延鋼板に関しては、表面領域で制御する上記の結晶方位が、仕上げ圧延後の冷却および巻取りに大きな影響を受けない。すなわち、仕上げ圧延時にオーステナイトとして集合組織を制御しておけば、その後の冷却および巻取り時にベイナイトなどの低温安定相へ相変態しても、この低温安定相が、表面領域にて上記の集合組織の規定を満たす。板厚中心領域の集合組織についても同様である。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板には、冷却後に、必要に応じ酸洗を施してもよい。この酸洗処理を行っても、表面領域の集合組織は変化しない。酸洗処理は、例えば、３～１０％濃度の塩酸に８５℃～９８℃の温度で２０秒～１００秒で行えばよい。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、冷却後に、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。このスキンパス圧延は、表面領域の集合組織が変化しない程度の圧下率とすればよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、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、この一条件例に制限されない。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。
　所定の化学成分を有する鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃～１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度で、目的の粗圧延板板厚まで、スラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。粗圧延板に、全段７段からなる多段仕上げ圧延を施した。仕上げ圧延後の鋼板を冷却して巻き取って熱延鋼板を作製した。
　表１および表２に熱延鋼板の化学成分を示す。なお、化学成分に関して、表中で「＜」を付記する値は、測定装置の検出限界以下の値であったことを示し、これらの元素は鋼に意図的に添加していないことを示す。
　また、仕上げ圧延工程では、表３～表６に記載の温度から仕上げ圧延を開始し、圧延開始から最終２段の圧延を除く、計５段の圧延によって、表３～表６に記載の最終段より１段前の圧延開始時における板厚ｔ１まで圧延した。その後、表３～表１０に記載の各条件で最終２段の圧延を施した。仕上げ圧延完了後、以下に示す各冷却パターンで冷却および巻取りを行い、表３～表６に示す板厚ｔｆの熱延鋼板とした。なお、熱延完了後の鋼板の最終板厚を、仕上げ圧延後の板厚ｔｆとした。
（冷却パターンＢ：ベイナイトパターン）
　本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、巻取り温度４５０℃～５５０℃まで冷却後、コイル状に巻き取った。
（冷却パターンＦ＋Ｂ：フェライト－ベイナイトパターン）
　本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、６００～７５０℃の冷却停止温度範囲内まで冷却し、冷却停止温度範囲内で冷却を停止して２～４秒保持後、さらに２０℃／秒以上の平均冷却速度で、５５０℃以下の巻取り温度でコイル状に巻き取った。なお、冷却停止温度や保持時間は、以下のＡｒ３温度を参考にして設定した。
　Ａｒ３（℃）＝８７０－３９０Ｃ＋２４Ｓｉ－７０Ｍｎ－５０Ｎｉ－５Ｃｒ－２０Ｃｕ＋８０Ｍｏ
（冷却パターンＭｓ：マルテンサイトパターン）
　本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、１００℃以下の巻取り温度まで冷却後、コイル状に巻き取った。
　なお、試材Ｎｏ．１～Ｎｏ．１４２では、１２００℃～１１００℃の範囲で合計圧下率４０％以上の粗圧延を行い、多段仕上げ圧延の最終２段以外の５段の合計の圧下率が５０％以上となるように仕上げ圧延を行った。ただし、合計の圧下率は、それぞれ、粗圧延の開始や仕上げ圧延の開始時の板厚と、粗圧延の完了や仕上げ５段目の完了時の板厚とに基づいて計算して百分率で表した数値である。
　作製した熱延鋼板に関して、表１および表２に各化学成分、表３～表１０に各製造条件、表１１～表１４に各製造結果を示す。なお、表７～表１０中の「冷却・巻取りパターン」で、「Ｂ」はベイナイトパターンを示し、「Ｆ＋Ｂ」はフェライト－ベイナイトパターンを示し、「Ｍｓ」はマルテンサイトパターンを示す。また、表１１～表１４中の「集合組織」で、「Ａ方位群」は｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群を示し、「Ｂ方位」は｛３３４｝＜２６３＞結晶方位を示す。また、表中で用いている各記号は、上記で説明した記号に対応する。
　引張強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張最大強さＴＳ、突合せ伸び（全伸び）ＥＬを求めた。
　曲げ試験は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状に切り出した試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０１４）（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）との両者の曲げ試験を実施し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求めた。ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で試験片の曲げ外側の亀裂を観察し、観察される亀裂長さが５０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
　表１～表１４中で下線を付した数値は、本発明の範囲外にあることを示す。
　表１～表１４中、「本発明例」と記す試材Ｎｏ．は、本発明の条件をすべて満足する鋼板である。
　本発明例では、鋼組成を満足し、表面領域にて｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつこの方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下であり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有している。そのため、Ｌ軸曲げとＣ軸曲げとの両方で、最小曲げ半径を板厚で割った値であるＲｍ／ｔが２．０以下となり、優れた曲げ性を有し、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板が得られている。
　一方、表１～表１４中、「比較例」と記す試材Ｎｏ．は、鋼組成、表面領域の集合組織、または引張強度のうちの少なくとも１つを満足しなかった鋼板である。
　試材Ｎｏ．５は、Ｍｎ含有量が制御範囲外であったため、引張強度が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．８は、Ｍｎ含有量が制御範囲外であったため、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が制御範囲外であったため、引張強度が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１５は、Ｔｉ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１９は、Ｎｂ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．３１は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．３３は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．３５は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．４８は、Ｔｉ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．５１は、Ｎｂ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．５５は、仕上圧延条件ＦＴ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．５８は、仕上圧延条件ＦＴ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．６３は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．６６は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．７１は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．７４は、仕上圧延条件Ｆ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．７９は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．８２は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．８７は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．９０は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．９５は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．９８は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１０３は、仕上げ圧延の開始温度および仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１０は、粗圧延板の厚さが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１３は、粗圧延板の厚さが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１４は、仕上圧延条件ＦＴ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１５は、仕上圧延条件ＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１６は、仕上圧延条件ＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１７は、仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１８は、仕上圧延条件Ｆ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１１９は、仕上圧延条件Ｆ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１２０は、仕上げ圧延の開始温度が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１２１は、Ｓｉ含有量、粗圧延板の厚さ、仕上げ圧延の開始温度、および仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１２２は、仕上圧延条件Ｆ１およびＦ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１２３は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　試材Ｎｏ．１２４は、粗圧延板の厚さ、仕上げ圧延の開始温度、仕上圧延条件Ｆ１、およびＦ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ性や曲げ加工性の異方性が十分でなかった。
　なお、最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃未満であった実施例は、集合組織形成パラメータωの値が意味をなさないので、表中でωなどを空欄としている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　本発明の上記態様によれば、７８０ＭＰａ以上の引張強度（引張最大強度）を持ち、曲げ加工性に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板を得ることができる。従って、産業上の利用可能性が高い。

Claims (3)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    　　Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、
    　　Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、
    　　Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、
    　　Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、
    　　Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、
    　　Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
    　　Ｖ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｃｕ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｃｏ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｗ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｎｉ：０％以上１．０％以下、
    　　Ｃａ：０％以上０．０１％以下、
    　　Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、
    　　ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、
    　　Ｚｒ：０％以上０．０１％以下、
    　を含み、
    　　Ｐ：０．０２０％以下、
    　　Ｓ：０．０２０％以下、
    　　Ｎ：０．０１０％以下、
    　に制限し、残部が鉄および不純物からなり、
    　鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛１１０｝＜１１０＞～｛１１０｝＜００１＞からなる方位群の平均極密度が０．５以上３．０以下であり、かつ前記方位群の極密度の標準偏差が０．２以上２．０以下であり、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記鋼板表面を基準として板厚３／８から板厚５／８までの範囲である中心領域にて、｛３３４｝＜２６３＞の結晶方位の極密度が１．０以上７．０以下である
    ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学成分として、質量％で、
    　　Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、
    　　Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、
    　　Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、
    　　Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、
    　　Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、
    　　Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、
    　　Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、
    　のうちの少なくとも１種を含有する
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
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