热轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及外观及伸长率与扩孔性的平衡优异的抗拉强度为590MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，为了改善汽车的燃料效率及提高碰撞安全性，正在积极地致力于通过应用高强度钢板来进行车体轻量化。在汽车的车体等中应用高强度钢板的情况下，确保加压成型性变得重要。此外，例如在汽车用车轮辐板中为了提高表面设计性，要求极力除掉Si氧化皮花纹。此外，由于实施伸长加工、扩孔弯边加工，所以对于作为原材料的钢板，要求优异的外观、以及高的伸长率及扩孔性。

在专利文献1中，提出了使马氏体的组织分率为3％以上且低于10％的热轧钢板。在专利文献1中，公开了通过利用Ti和Nb使铁素体析出强化而使强度提高，从而得到伸长率与扩孔性的平衡优异的热轧钢板。

在专利文献2中，公开了具有铁素体与马氏体的复合组织的钢，其为了防止成为化学转化处理性的劣化原因的Si氧化皮的产生而添加Al，并使显微组织中的铁素体的比例为40％以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-184788号公报

专利文献2：日本特开2005-120438号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

在专利文献1中记载的技术中，为了铁素体的析出强化而添加Ti和Nb。因此，在热轧时织构发达，铁素体的塑性各向异性变强。其结果是，得不到充分的扩孔性。

此外，在专利文献1中记载的技术中，Si添加0.5％以上。因此，由于通过在热轧时生成的氧化皮，在钢板中生成筋状花纹(以下，称为氧化皮花纹)，所以得不到优异的外观。

在专利文献2中记载的技术中，通过在钢板中添加Al作为Si的替代，使外观和化学转化处理性提高。然而，由于若添加Al则铁素体相变开始温度被高温化，所以形成粗大的铁素体和马氏体。其结果是，在专利文献2中记载的钢板中，在铁素体与马氏体的界面处容易引起裂纹，伸长率及扩孔性不充分。

鉴于上述那样的情况，本发明的目的是提供外观优异、并且伸长率与扩孔性的平衡优异的抗拉强度为590MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。

本发明中，所谓外观优异表示表面的氧化皮花纹的生成少，所谓伸长率与扩孔性的平衡优异表示同时具有20％以上的伸长率和100％以上的扩孔率。

用于解决问题的手段

本发明人们对用于解决上述课题的手段进行了各种研究。

若显微组织包含马氏体，则强度提高，但是扩孔性的降低令人担忧。因此，为了提高强度，作为利用马氏体提高强度(相变强化)的代替，考虑了利用Ti和Nb的析出强化。然而，若含有Ti和Nb，则在热轧中形成织构。

此外，若为了改善外观，含有Al作为成为氧化皮花纹生成的原因的Si的代替，则形成粗大的马氏体，扩孔性劣化。本发明人们新发现了：为了解决这两个课题，控制即将相变前的奥氏体组织是重要的。

具体而言，发现：通过将精轧的最终道次中的压下率设定为20％以上、并且将精轧温度设定为880℃以上且1000℃以下，能够促进奥氏体的再结晶，由此，能够谋求织构的改善。进而发现：通过在精轧结束后0.01秒～1.0秒之间开始钢板的水冷，能够以短时间完成再结晶，由此能够制作微细的再结晶奥氏体。在从微细的再结晶奥氏体的相变中，铁素体的核生成位点多，并且迅速地进行相变。因此，通过在上述冷却完成后进行空冷而形成细的铁素体，在空冷中残留的奥氏体也微细地残存。其结果是，能够使相变后的马氏体微细化。

本发明是基于上述的见解而得到的。本发明的主旨如下所述。

(1)即，本发明的一方式所述的热轧钢板的化学成分以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.005～0.1％、Mn：0.5～2.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.2～0.8％、N：0.01％以下、Ti：0.01～0.11％、Nb：0～0.10％、Ca：0～0.0030％、Mo：0.02～0.5％、Cr：0.02～1.0％，剩余部分包含Fe及杂质，Si含量与Al含量的合计超过0.20％且低于0.81％；显微组织以面积率计具有90～99％的铁素体和1～10％的马氏体，并且贝氏体被限制在5％以下；上述马氏体的粒径为1～10μm；与钢板的轧制面平行、并且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比为3.0以下；抗拉强度为590MPa以上。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，上述化学成分以质量％计也可以含有Nb：0.01％～0.10％、Ca：0.0005～0.0030％、Mo：0.02～0.5％、Cr：0.02～1.0％中的1种以上。

(3)本发明的其它方式所述的热轧钢板的制造方法，其具备以下工序：通过将具有上述(1)或(2)所述的化学成分的钢进行连续铸造而得到板坯的铸造工序；将上述板坯加热至1200℃以上的温度域的加热工序；对经加热的上述板坯进行粗轧的粗轧工序；在上述粗轧工序后，将上述板坯用具有串联地配置的多个轧机的精轧机列，按照最终道次的压下率成为20％以上、精轧温度成为880～1000℃的方式进行连续精轧而得到钢板的精轧工序；自上述精轧工序完成起0.01秒～1.0秒后开始，将上述钢板以30℃/秒以上的冷却速度水冷至600～750℃的温度范围的一次冷却工序；在上述一次冷却工序后，将上述钢板空冷3～10秒钟的空冷工序；在上述空冷工序后，将上述钢板以30℃/秒以上的冷却速度水冷至200℃以下的二次冷却工序；在上述二次冷却工序后将上述钢板卷取的卷取工序。

发明效果

根据本发明的上述方式，可得到具有规定的化学成分、在显微组织中铁素体的组织分率为90％以上且99％以下、并且马氏体的粒径为1μm以上且10μm以下、马氏体的组织分率为1％以上且10％以下、与轧制面平行并且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比为3.0以下、抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板。该热轧钢板的外观、及伸长率与扩孔性的平衡优异。

此外，在将具有规定的化学成分的板坯进行热轧时，通过将精轧温度设定为880℃以上且1000℃以下，能够促进奥氏体的再结晶，谋求织构的改善。进而，通过将精轧压下率(最终道次中的压下率)设定为20％以上，且在轧制结束后在0.01秒以上且1.0秒以内开始水冷，能够以短时间完成再结晶，制作微细的再结晶奥氏体。在从微细的再结晶奥氏体的相变中，铁素体的核生成位点多，并且迅速地进行相变。因此，之后通过进行空冷，形成细的铁素体。此外，由于在空冷中残留的奥氏体也微细地残存，所以能够使相变后的马氏体微细化。即，根据本发明的上述方式，能够制造具有规定的显微组织和X射线随机强度比、外观优异、并且伸长率与扩孔性的平衡优异的抗拉强度为590MPa以上的高强度热轧钢板。

附图说明

图1是表示X射线随机强度比与扩孔率的关系的图。

图2是表示本实施方式所述的热轧钢板的制造方法的一例的流程图。

具体实施方式

以下，对本发明的一实施方式所述的热轧钢板(以下，有时称为本实施方式所述的热轧钢板。)进行说明。

本实施方式所述的热轧钢板以抗拉强度为590MPa以上的高强度热轧钢板作为对象。在这样的高强度热轧钢板中，为了实现扩孔性的提高，在其显微组织(金属组织)中，使铁素体的组织分率(面积率)为90％以上、马氏体的组织分率(面积率)为10％以下是有效的。各组织的组织分率及粒径例如可以对适当进行了腐蚀的钢板的通过光学显微镜照片(视野：500×500μm的视野)得到的组织照片，进行图像解析而求出。作为得到这样的组织的手段，考虑了例如如专利文献1中所示的那样，对含有0.5％以上的Si的钢板，在热轧工序的出料辊道(以下，称为ROT)中实施空冷(中间空冷)，促进铁素体相变的方法。然而，Si成为产生以Si氧化皮为起因的氧化皮花纹的原因。因此，若含有Si，则钢板使用时的外观不良成为课题。

另一方面，在不添加Si的情况下，为了促进铁素体相变，产生使精轧温度低温化的必要。然而，若将精轧温度低温化，则导致钢板的织构的发达。具体而言，与轧制面平行、并且与轧制方向平行的{211}<110>发达。若这样的织构发达，则塑性变形的各向异性变强，扩孔性劣化。

即，在不添加Si的钢板中使伸长率与扩孔性的平衡提高在以往无法达成。

本实施方式所述的热轧钢板中，作为Si的代替，以Al来促进铁素体相变。通过含有规定量的Al，使铁素体由微细的奥氏体发生相变，能够避免铁素体的粗大化。

此外，在精轧中，将精轧温度设定为880～1000℃、将最终道次的压下率设定为20％以上，在精轧结束后0.01～1.0秒之间开始一次冷却。在该一次冷却中，以30℃/秒以上的冷却速度冷却至600～750℃。在一次冷却后，进行3～10秒空冷，空冷后，以30℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却至200℃以下并卷取。通过上述的制造方法，能够得到铁素体的组织分率为90～99％、马氏体的粒径为1～10μm、且马氏体的组织分率为1～10％、钢板织构的与轧制面平行、且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比为3.0以下、抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板。该热轧钢板的外观、及伸长率与扩孔性的平衡优异。

以下对本实施方式所述的热轧钢板详细进行说明。

首先，对化学成分的限定理由进行叙述。

C：0.02～0.10％

C是为了提高钢板的强度而重要的元素。为了得到该效果，将C含量的下限设定为0.02％。C含量的优选的下限为0.04％。另一方面，若C含量超过0.10％则韧性劣化，无法确保作为钢板的基本特性。因此，将C含量的上限设定为0.10％。

Si：0.005～0.1％

Si是预脱氧中必要的元素。因此，将Si含量的下限设定为0.005％。另一方面，由于Si是成为引起外观不良的原因的元素，所以将Si含量的上限设定为0.1％。Si含量优选为低于0.1％，更优选为0.07％以下，进一步优选为0.05％以下。

Mn：0.5～2.0％

Mn是通过淬火性提高及固溶强化而有助于钢板的强度上升的元素。为了得到目标强度，将Mn含量的下限设定为0.5％。然而，若Mn含量过剩则生成对韧性的各向同性有害的MnS。因此，将Mn含量的上限设定为2.0％。

P：0.1％以下

P是杂质，是对加工性和焊接性造成不良影响，同时也使疲劳特性降低的元素。因此，P含量越低越优选，但由于脱磷成本的关系，也可以将其下限设定为0.0005％。由于若P含量超过0.1％，则该不良影响变得显著，所以将P含量限制在0.1％以下。

S：0.01％以下

S会生成对韧性的各向同性有害的MnS等夹杂物。因此，S含量越低越优选，但由于脱硫成本的关系，也可以将其下限设定为0.0005％。由于若S含量超过0.01％，则该不良影响变得显著，所以将S含量限制在0.01％以下。在要求特别严格的低温韧性的情况下，优选将S含量限制在0.006％以下。

Al：0.2～0.8％

Al是对本实施方式所述的热轧钢板重要的元素。为了在精轧后的ROT中的冷却中促进铁素体相变，将Al含量的下限设定为0.2％。但是，若Al含量变得过剩，则生成以团簇状析出的氧化铝，韧性劣化。因此，将Al含量的上限设定为0.8％。

N：0.01％以下

N是在比S高的温度域中与Ti形成析出物的元素。若N含量过剩，则不仅会使对固定S有效的Ti减少，而且形成粗大的Ti氮化物而使钢板的韧性劣化。因此将含有N限制在0.01％以下。

Ti：0.01～0.11％

Ti是通过析出强化而提高钢板的强度的元素。为了将铁素体析出强化并得到优异的伸长率与扩孔性的平衡，将Ti含量的下限设定为0.01％。然而，若Ti含量超过0.11％，则生成以TiN为起因的夹杂物，扩孔性劣化。因此，将Ti含量的上限设定为0.11％。

0.20％<Si+Al<0.81％

Si及Al均为促进铁素体相变的元素。Si含量与Al含量的合计即Si+Al为0.20％以下时，在中间空冷中没有进行铁素体相变，在ROT冷却中无法得到目标铁素体组织分率。另一方面，Si+Al为0.81％以上时，由于铁素体相变温度过度地变高，在轧制中引起铁素体相变，所以织构的各向异性变强。Si+Al优选为超过0.20％且0.60％以下。

本实施方式所述的热轧钢板以含有上述的化学成分、并且剩余部分包含Fe及杂质作为基本。然而，为了减少制造不均、或者使强度更加提高，也可以以下述的范围进一步含有选自Nb、Ca、Mo、Cr中的一种以上。另外，这些化学元素由于不一定需要添加到钢板中，所以其下限为0％。

Nb：0.01～0.10％

Nb能够减小热轧钢板的晶体粒径及通过NbC的析出强化来提高钢板的强度。在得到这些效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.01％以上。另一方面，若Nb含量超过0.10％，则该效果饱和。因此，将Nb含量的上限设定为0.10％。

Ca：0.0005～0.0030％

Ca具有使钢液中分散许多微细的氧化物而将组织微细化的效果。此外，Ca是通过将钢液中的S以球形的CaS的形式固定，抑制MnS等延伸夹杂物的生成，从而提高钢板的扩孔性的元素。在得到这些效果的情况下，优选使Ca含量为0.0005％以上。另一方面，由于即使Ca含量超过0.0030％，该效果也饱和，所以将Ca含量的上限设定为0.0030％。

Mo：0.02～0.5％

Mo是对使铁素体析出强化有效的元素。在得到该效果的情况下，优选使Mo含量为0.02％以上。但是，若Mo含量变得过剩，则板坯的裂纹敏感性提高而板坯的处理变得困难。因此，将Mo含量的上限设定为0.5％。

Cr：0.02～1.0％

Cr是对使钢板的强度提高有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将Cr含量设定为0.02％以上。但是，若Cr含量变得过剩，则伸长率降低。因此，将Cr含量的上限设定为1.0％。

接着，对本实施方式所述的热轧钢板的显微组织及X射线随机强度比进行说明。

作为兼顾高强度和高的伸长率的钢板，有在软质且伸长率优异的铁素体中分散马氏体等硬质组织而得到的钢板即复合组织钢。这样的复合组织钢为高强度，同时具有高的伸长率。然而，在复合组织钢的情况下，由于高的应变集中于硬质组织附近，龟裂传播速度变快，所以具有扩孔性低的缺点。

为了抑制起因于马氏体的存在的扩孔性的劣化，在使马氏体的粒径为10μm以下的基础上，使显微组织中的马氏体的组织分率(面积率)为10％以下是有效的。另一方面，为了确保疲劳特性或伸长率与强度的平衡，需要使马氏体的面积率为1％以上。此外，在为了抑制扩孔性的劣化，使马氏体的面积率降低至10％以下的情况下，有可能得不到充分的强度。因此，在本实施方式所述的热轧钢板中，作为确保伸长率、并且提高强度的手段，必须以面积率计包含90％以上的通过Ti而析出强化的铁素体。然而，若以析出强化为目的而使钢板中含有Ti，则由于精轧中的奥氏体的再结晶被抑制，所以通过精轧而形成强的加工织构。该加工组织在相变后也被延续，在相变后的钢板中，织构显示强的聚集度，扩孔性变差。因此，在本实施方式所述的热轧钢板中，除了上述铁素体及马氏体的面积率的最优化以外，作为钢板的织构的指标，将与轧制面平行、并且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比设定为3.0以下。通过像上述那样将组织分率和织构设定为最适的范围，能够兼顾高的伸长率和扩孔性。

此外，贝氏体相对于铁素体而言伸长率和扩孔性差，与马氏体相比，强度上升变低。因此，由于伸长率与扩孔性的兼顾变得困难的理由，贝氏体的面积率优选限制在5％以下。在本实施方式所述的热轧钢板中，对于除铁素体、马氏体、贝氏体以外的组织，没有必要规定其面积率。

接着，对本实施方式所述的热轧钢板的制造方法进行说明。

首先，连续铸造具有上述的化学成分的钢，得到连续铸造板坯(以下，称为板坯)(铸造工序)。在热轧之前，将板坯加热至1200℃以上的(加热工序)。在以低于1200℃的温度加热板坯的情况下，TiC在板坯中没有充分溶解，铁素体的析出强化所需要的Ti不足。另一方面，若加热温度达到1300℃以上，则由于氧化皮的产生量或加热炉的维护费用增大，所以不优选。

对经加热的板坯，进行粗轧(粗轧工序)，进一步以串联地配置有多个轧机的精轧机列进行连续精轧(精轧工序)。此时，精轧的最终的压下率(精轧的最终道次的压下率)设定为20％以上，最终的精轧的精轧温度FT(最终道次完成时的温度)设定为880～1000℃。为了在高温下引起奥氏体的再结晶，作为最终道次的压下率，需要20％以上的压下率。最终道次的压下率低于20％时，再结晶所需要的驱动力不充分，从精轧的最终道次完成后到冷却开始之间引起晶粒生长。其结果是，马氏体粗大化而扩孔性变差。精轧温度低于880℃时，由于奥氏体的再结晶没有进行，钢板的织构发达，与轧制面平行、且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比变得超过3.0，所以扩孔性变差。精轧温度超过1000℃时，奥氏体的晶体粒径粗大化，同时位错密度急剧降低，所以铁素体相变大幅地延迟。其结果是，变得得不到90％以上的铁素体的组织分率。

另外，为了更可靠地使奥氏体再结晶，精轧温度优选设定为900℃以上。

继精轧后，进行一次冷却(一次冷却工序)。该一次冷却在精轧完成后0.01～1.0秒之间开始。在一次冷却中进行水冷，但为了在轧制后完成奥氏体的再结晶，需要从精轧完成到一次冷却开始为止，进行0.01秒以上的空冷(放冷)。为了可靠地完成再结晶，优选使从精轧完成到一次冷却开始为止的时间优选为0.02秒以上、更优选为0.05秒以上。然而，若空冷时间长，则引起再结晶的奥氏体的结晶粒的粗大化，铁素体相变大幅地被延迟，形成粗大的马氏体。为了抑制在铁素体与马氏体的界面处产生的空隙，得到优异的扩孔性，使马氏体的粒径为10μm以下是重要的。为此，需要抑制奥氏体的结晶粒粗大化，所以一次冷却在精轧完成后1.0秒以内开始。

精轧后的一次冷却以30℃/秒以上的冷却速度按照冷却停止温度达到600～750℃的温度范围的方式进行。此外，在一次冷却完成后，在该温度范围内进行3～10秒的中间空冷(空冷工序)。微细的奥氏体由于晶粒的生长速度快，所以冷却速度低于30℃/秒时，在冷却中晶粒生长而组织变得粗大。另一方面，若一次冷却的冷却速度过快，则在钢板的板厚方向上变得容易产生温度分布。若在板厚方向上存在温度分布，则有可能铁素体及马氏体的粒径在钢板中心部和表层部中发生变化，材质不均变大。因此，一次冷却的冷却速度优选设定为100℃/秒以下。冷却停止温度、及进行空冷的温度范围低于600℃时，铁素体相变延迟，得不到高的铁素体分率，伸长率劣化。另一方面，冷却停止温度、及进行空冷的温度范围超过750℃时，由于在铁素体中TiC粗大析出，所以没有充分地得到铁素体的析出强化，得不到590MPa的抗拉强度。中间空冷为了引起铁素体相变，需要3秒以上，但超过10秒的空冷时，通过进行贝氏体的析出，伸长率和扩孔性变差。

中间空冷之后，进行以30℃/秒以上的冷却速度将钢板冷却至200℃以下的二次冷却(二次冷却工序)，并进行卷取(卷取工序)。二次冷却的冷却速度低于30℃/秒时，进行贝氏体相变，变得得不到马氏体。在该情况下，抗拉强度降低，伸长率变差。另一方面，若二次冷却的冷却速度过快，则在钢板的板厚方向上变得容易产生温度分布。若在板厚方向上存在温度分布，则有可能铁素体及马氏体的粒径在钢板中心部和表层部发生变化，材质不均变大。因此，二次冷却的冷却速度优选设定为100℃/秒以下。此外，冷却停止温度超过200℃时，产生马氏体的自回火效果。若引起自回火，则抗拉强度降低，伸长率变差。

实施例

将含有表1中所示的成分的钢利用转炉进行熔炼，通过连续铸造制成厚度为230mm的板坯。之后，将板坯加热至1200℃～1250℃的温度，通过连续热轧装置进行粗轧、精轧，在ROT冷却后进行卷取，制造热轧钢板。表2中示出所使用的钢种记号和热轧条件、钢板的板厚。在表2中，“FT6”为最终精轧道次完成时的温度，“冷却开始时间”为从精轧到一次冷却开始为止的时间，“一次冷却”为结束精轧后到中间空冷温度为止的平均冷却速度，“中间温度”为一次冷却后的中间空冷温度，“中间时间”为一次冷却后的中间空冷时间，“二次冷却”为从中间空冷后到卷取为止的平均冷却速度，“卷取温度”为二次冷却结束后的温度。

表2

对像这样操作而得到的钢板使用光学显微镜进行铁素体、贝氏体、马氏体的组织分率和织构解析。此外，调查了马氏体的粒径。

关于钢板的铁素体、贝氏体的组织分率，对在硝酸乙醇腐蚀后使用光学显微镜在500×500μm的视野中得到的组织照片，进行图像解析而求出面积率。关于马氏体的组织分率及粒径，对在Lepera腐蚀后使用光学显微镜在500×500μm的视野中得到的组织照片，使用图像解析而求出面积率及粒径。

关于织构解析，评价在板厚方向上距表面为1/4的位置即板厚1/4部中与轧制面平行、且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比(X random)。使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern，电子背散射衍射图案)法，在像素的测定间隔为平均粒径的1/5以下、能够测定5000个以上晶粒的区域中进行测定，由ODF(Orientation Distribution Function，取向分布函数)的分布测定X射线随机强度比。另外，将X射线随机强度比为3.0以下设定为合格。

关于钢板的拉伸试验，在钢板的轧制宽度方向(C方向)上采集JIS5号试验片，依据JISZ2241，评价屈服强度：YP(MPa)、抗拉强度：TS(MPa)、伸长率：EL(％)。

关于扩孔率：λ(％)，通过ISO16630中规定的方法进行评价。

关于钢板外观的评价，在热轧卷材的外周10m位置处将钢板沿长度方向切断500mm，测定氧化皮花纹的面积率。将氧化皮花纹的面积率为10％以下的钢板设定为“G：GOOD”。另一方面，将氧化皮花纹的面积率超过10％的钢板设定为“B：BAD”。

表3中示出各组织的组织分率(面积率)、马氏体粒径、织构、材质、外观的评价结果。

如表3中所示的那样，本发明例的抗拉强度为590MPa以上，铁素体的组织分率为90％以上，并且马氏体的粒径为10μm以下，其组织分率为1％以上且10％以下，与轧制面平行、且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比为3.0以下。即，本发明例的外观、和伸长率与扩孔性的平衡均优异。

与此相对，No.2由于中间空冷温度高，所以Ti在铁素体中粗大析出，没有得到充分的析出强化，因此抗拉强度低于590MPa。

No.5的精轧温度低于880℃，钢板织构的各向异性强，扩孔性差。

No.8的精轧后到一次冷却开始为止的时间超过1.0秒，进行奥氏体组织的粗大化，铁素体相变大幅地变慢，因而伸长率和扩孔性差。

No.12由于中间空冷时间低于3秒，所以铁素体相变没有充分进行，因此伸长率和扩孔性差。

No.16由于中间空冷时间超过10秒，所以进行贝氏体相变，没有得到马氏体的组织分率，因此伸长率和扩孔性差。

No.17由于中间空冷温度低于600℃，所以得不到铁素体的组织分率，伸长率和扩孔性差。

No.20由于精轧温度超过1000℃，所以因奥氏体组织的粗大化而铁素体相变变慢，伸长率和扩孔性差。

No.22由于卷取温度超过200℃，所以得不到马氏体，生成贝氏体。因此，抗拉强度低于590MPa、并且伸长率和扩孔性差。

No.24由于最终道次的压下率低于20％，所以马氏体粗大化，变成超过10μm。因此扩孔性差。此外，由于奥氏体的再结晶也不充分，所以钢板织构的各向异性强，扩孔性差。

No.29由于Al含量低于0.2质量％，所以铁素体相变没有进行，伸长率和扩孔性差。

No.30由于Si含量超过0.1质量％，所以外观上见到许多氧化皮花纹，氧化皮花纹的面积率变成超过整体的10％。

No.31由于精轧后到一次冷却开始为止的时间低于0.01秒，所以再结晶没有充分进行，织构发达，扩孔性差。

No.32由于一次冷却的冷却速度低于30℃/秒，所以马氏体粒径超过10μm，扩孔性降低。

No.33由于二次冷却的冷却速度低于30℃/秒，所以在冷却中贝氏体变得超过5％。因此，伸长率和扩孔性差。

产业上的可利用性

根据本发明的上述方式，可得到具有规定的化学成分、组织的比例为铁素体的组织分率为90％以上且99％以下、并且马氏体的粒径为1μm以上且10μm以下、其组织分率为1％以上且10％以下、与轧制面平行并且与轧制方向平行的{211}<011>方位的X射线随机强度比为3.0以下、抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板。该热轧钢板的外观、及伸长率与扩孔性的平衡优异。