JP2015206071A - 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
板厚が3〜20mmであり、
成分組成が、質量%で、
C :0%超0.3%以下、
Si:0%超0.5%以下、
Mn:0.2〜1%、
P :0%超0.05%以下、
S :0%超0.05%以下、
Al:0.01〜0.1%、
N :0.008〜0.025%、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
固溶N:0.007%以上、かつ、
CとNの含有量が10C+N≦3.0の関係を満足し、
組織が、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト:5%以上、パーライト:20%未満、残部:ポリゴナルフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が3〜50μmの範囲であり、
板厚方向の硬さ分布が、表面部と、tを板厚としたときt/4部と、中心部の3箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をHvmax、最小値をHvminとすると、(Hvmax−Hvmin)/Hvminが 0.3以下である
ことを特徴とする。
上記第1発明において、
成分組成が、さらに、質量%で、
Cr:0%超2%以下、および、
Mo:0%超2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである。
上記第1または第2発明において、
成分組成が、さらに、
Ti:0%超0.2%以下、
Nb:0%超0.2%以下、および、
V:0%超0.2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである。
上記第1〜第3発明のいずれか1つの発明において、
成分組成が、さらに、質量%で、
B:0%超0.005%以下
を含むものである。
上記第1〜第4発明のいずれか1つの発明において、
成分組成が、さらに、質量%で、
Cu:0%超5%以下、
Ni:0%超5%以下、および、
Co:0%超5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである。
上記第1〜第5発明のいずれか1つの発明において、
成分組成が、さらに、質量%で、
Ca:0%超0.05%以下、
REM:0%超0.05%以下、
Mg:0%超0.02%以下、
Li:0%超0.02%以下、
Pb:0%超0.5%以下、および、
Bi:0%超0.5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである。
まず、本発明鋼板は、板厚が3〜20mmのものを対象とする。板厚が3mm未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が20mmを超えると、本発明で規定する組織形態を達成することが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は4〜19mmである。
<C :0%超0.3%以下>
Cは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素であり、組織は、ベイニティックフェライト−ポリゴナルフェライト−パーライト複相組織ではあるが、できるだけパーライトの少ないベイニティックフェライト−ポリゴナルフェライト主体組織とするために、含有量を制限する必要がある元素である。Cを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のC含有量は、0.3%以下、好ましくは0.25%以下、さらに好ましくは0.2%以下、特に好ましくは0.15%以下に制限する。ただし、Cの含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるとともに、冷間加工後の強度、硬さを満たし難くなるので、好ましくは0.0005%以上、さらに好ましくは0.0008%以上、特に好ましくは0.001%以上とする。
Siは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、極力低減する必要がある元素である。そのため、鋼板中のSi含有量は、変形抵抗の増加を抑制するため、0.5%以下、好ましくは0.45%以下、さらに好ましくは0.4%以下、特に好ましくは0.3%以下に制限する。しかし、Siの含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるとともに、冷間加工後の強度、硬さを満たし難くなるので、好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.008%以上、特に好ましくは0.01%以上とする。
Mnは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のNの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、いっぽうでMnはその時の加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。これらの作用を有効に発揮させるために、鋼材中のMn含有量は0.2%以上、好ましくは0.22%以上、さらに好ましくは0.25%以上とする。ただし、Mn含有量が過剰になると変形抵抗が過大となり、偏析による組織の不均一性が生じるので、1%以下、好ましくは0.98%以下、さらに好ましくは0.95質量%以下とする。
Pは鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、これがフェライトに含有されるとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Pの含有量は冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、0.05%以下、好ましくは0.03%以下とする。
SもPと同様に不可避的不純物であり、FeSとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、本発明ではS含有量を0.05%以下、好ましくは0.03%以下とする。ただし、S含有量を0にすることは工業上困難である。なお、Sは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは0.002%以上、より好ましくは0.006%以上含有させることが推奨される。
Alは、製鋼過程において脱酸に有効な元素である。この脱酸の効果を得るために、鋼材中のAl含有量は0.01%以上、好ましくは0.015%以上、さらに好ましくは0.02%以上とする。ただし、Alの含有量が過剰になると、靭性を低下させ、割れが発生しやすくなるので、0.1%以下、好ましくは0.09%以下、さらに好ましくは0.08質量%以下とする。
Nは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のN含有量は、0.008%以上、好ましくは0.0085%以上、さらに好ましくは0.009%以上とする。ただし、Nの含有量が過剰になると静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加して不適であるので、0.025%以下、好ましくは0.023質量%以下、さらに好ましくは0.02%以下とする。
そして、鋼板中に固溶Nを所定量(以下、「固溶N量」という。)確保することで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。冷間加工後に所要の強度を確保するためには、固溶N量が0.007%以上必要である。ただし、固溶N量が過剰になると、冷間加工性が劣化するとともに、加工ひずみへの固溶Nの固着量も多くなって、熱延板の板厚方向において硬さ分布が発生しやすくなり、後述する焼鈍条件を適用しても板厚方向の硬さ分布を解消できず、局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような加工により割れが発生しやすくなる。このため、好ましくは0.03%以下とする。なお、鋼材中のNの含有量は0.025%以下であるので、実質的に固溶N量は0.025%以上になることはない。
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してNを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全N量を求める。
(b)アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法(全N化合物量の測定)
供試材から切り出したサンプルを、10%AA系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全N化合物量を測定する。用いる10%AA系電解液は、10%アセトン、10%塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
そして、上記(a)の方法によって求められた全N量から、上記(b)の方法によって求められた全N化合物量を差し引いて固溶N量を求めることができる。
本発明の鋼材において、固溶Cは変形抵抗を大きく増加させ、静的ひずみ時効にあまり寄与せず、一方、固溶Nは変形抵抗をあまり上昇させずに、静的ひずみ時効を促進させることができるため加工後の硬さを増加させることができる作用を有する。そのため、本発明の鋼材においては、加工中の変形抵抗をあまり上昇させずに、加工後の硬さを増加させるために、Cの含有量とNの含有量とは、10C+N≦3.0の関係を満足させることが必須であり、好ましくは0.009≦10C+N≦2.8、さらに好ましくは0.01≦10C+N≦2.5、特に好ましくは0.01≦10C+N≦2.0とする。熱延鋼板での結晶粒の微細化および該鋼板の成形性の確保の観点からはC含有量および固溶C量をある程度必要とするが、10C+N>3.0では、Cおよび/またはNの量が過剰となり、変形抵抗が過大となる。ここで、上記不等式において、C含有量の係数をN含有量の係数の10倍としたのは、固溶Cは固溶Nに比べて同じ含有量でも、本発明の熱延鋼板での強度および変形抵抗を上昇させる度合いが1桁(10倍)程度大きいことを考慮したものである。
Mo:0%超2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種>
Crは結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには、Crは0.2%含有させることが好ましい。しかし、Crを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は2%以下、さらには1.5%以下、特に1%以下が推奨される。
Nb:0%超0.2%以下、および、
V:0%超0.2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種>
これらの元素はNとの親和力が強く、Nと共存してN化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。しかし、各元素とも上限値を超えて含有させても特性改善効果が得られない。各元素の含有量はそれぞれ、0.2%以下、さらには0.001〜0.15%、特に0.002〜0.1%が推奨される。
Bは、上記Ti、NbおよびVと同様、Nとの親和力が強く、Nと共存してN化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させ、また、耐割れ性を向上させる役割を有する元素である。そのため、本発明の鋼板がBを含有する場合、所要の固溶N量を確保して冷間加工後の強度を向上させることができることから、その含有量は0.005%以下、さらには0.0001〜0.0035%、特に0.0002〜0.002%が推奨される。
Ni:0%超5%以下、および、
Co:0%超5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種>
これらの元素は、いずれも鋼材をひずみ時効させ、硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は、それぞれ0.1%以上、さらには0.3%以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材をひずみ時効および硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるため、それぞれ5%以下、さらには4%以下、特に3%以下が推奨される。
REM:0.05%以下(0%を含まない)、
Mg:0.02%以下(0%を含まない)、
Li:0.02%以下(0%を含まない)、
Pb:0.5%以下(0%を含まない)、および、
Bi:0.5%以下(0%を含まない)よりなる群から選ばれる少なくとも1種>
Caは、MnSなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Caは、0.0005%以上、さらには0.001%以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、0.05%以下、さらには0.03%以下、特に0.01%以下が推奨される。
なお、本発明において、REMとは、ランタノイド元素(LaからLnまでの15元素)およびSc(スカンジウム)とY(イットリウム)を含む意味である。これらの元素のなかでも、La、CeおよびYよりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはLaおよび/またはCeを含有するのがよい。
上述したとおり、本発明鋼板は、ベイニティックフェライト−ポリゴナルフェライト−パーライト複相組織鋼をベースとするものであるが、特に、ベイニティックフェライト粒のサイズを特定範囲に制御すること、さらには、板厚方向の硬さ分布を制御することを特徴とする。
本発明鋼板の組織は、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとパーライトの複相組織で構成されるものとする。ベイニティックフェライトは、冷間加工中には加工性を高めるとともに、加工後には硬さを高める一方でストレッチャーストレインマークの発生を抑制する作用を有し、これらの作用を有効に発揮させるため、面積率で5%以上、好ましくは10%以上、さらに好ましくは15%以上とする。また、パーライトが過剰に存在すると鋼板の成形性を劣化させるので、パーライトは面積率で20%以下、より好ましくは19%以下、さらに好ましくは18%以下、特に好ましくは15%以下とする。残部はポリゴナルフェライトである。
なお、本発明鋼板の組織中には、上記組織以外に、セメンタイト相も存在しているが、その面積率は高々1%程度以下と極微量であることから、本明細書中では、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、パーライトの各面積率は、これら3相の合計面積率が100%となるように規格化したものと定義した。
ベイニティックフェライト組織を構成するベイニティックフェライトの平均結晶粒径は、鋼板の加工性を向上させるとともに、加工後の表面性状を満足させるため、3〜50μmの範囲であることが必要である。ベイニティックフェライト粒が細かくなりすぎると、変形抵抗が高くなりすぎるため、その平均結晶粒径は3μm以上、好ましくは4μm以上、さらに好ましくは5μm以上とする。一方、ベイニティックフェライトが粗大化しすぎると、加工後の表面性状が劣化し、また靱性、疲労特性などが劣化するため、その平均結晶粒径は50μm以下、好ましくは45μm以下、さらに好ましくは40μm以下とする。
トランスミッション部品では、複雑形状を有するため、プレス成形や鍛造加工の際、局所的に変形ひずみが極めて高い領域(真ひずみε換算で2程度以上に相当)が存在するが、板厚方向の硬さ分布(強度分布、応力分布)が大きい鋼板では、不均一な塑性変形が生じてしまう。低い加工領域、すなわち低い変形ひずみの領域(εが2程度未満)では、その影響は小さく、問題は生じないが、高いひずみ量の領域(εが2程度以上)では、それにより局所割れを生じてしまう。このようなεが2程度以上の極めて高いひずみ量の領域でも局所割れを発生させないため、板厚方向の硬さ分布として、表面部と、板厚t/4部と、中心部の3箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をHVmax、最小値をHVminとしたとき、(Hvmax−Hvmin)/Hvminを 0.3以下、好ましくは0.2以下、さらに好ましくは0.15以下に制限する。
そこで、本発明鋼板は、熱延上がり板を、後述する推奨条件でバッチ焼鈍することにより、板厚方向での硬さ分布を小さくすることで得ることができる。
上記各相の面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡(SEM;倍率1000倍)により5視野撮影し、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの各比率を点算法で求めることができる。
ここで、ベイニティックフェライトは、ベイナイト(上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを総称したもの)組織中に存在する、結晶粒の形状が長軸化したフェライト粒であって(古原 忠,「鉄鋼のベイナイト組織の定義」−現状の理解−,熱処理第50巻第1号,平成22年2月,p.22−27参照)、アスペクト比(長軸/短軸の比)が2以上のものと定義する。また、ポリゴナルフェライトは、結晶粒の形状が等軸状のフェライト粒であって、アスペクト比(長軸/短軸の比)が2未満のものと定義する。
上記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径については、以下のようにして測定することができる。すなわち、最表層部、板厚1/4部、板厚中心部の3箇所にそれぞれ存在するベイニティックフェライトの結晶粒径を測定する。ベイニティックフェライト粒子1個の粒径については、各測定箇所の圧延方向の側面部をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡(SEM;倍率1000倍)により該当部位を5視野撮影し、ベイニティックフェライトの結晶粒を画像解析による重心直径により、平均結晶粒径とした。
熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面において、表面部(板表面から400μm深さの位置)、板厚1/4部、および板厚中心部の各箇所で、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、荷重:50g、測定回数:5回の条件でビッカース硬さ(Hv)を測定し、それぞれの平均を各箇所におけるビッカース硬さとした。
そして、これら3箇所におけるビッカース硬さのうち最大値Hvmaxと最小値Hvminを求め、(Hvmax−Hvmin)/Hvminを算出した。
本発明鋼板の製造は、上記成分組成を有する原料鋼を所望の板厚に成形できる方法であれば、いずれの方法にしたがって行ってもよい。例えば、以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。
溶鋼中のNの含有量については、転炉での溶製の際に、溶鋼にN化合物を含む原料を添加すること、および/または、転炉の雰囲気をN2雰囲気に制御することにより調整することができる。
熱間圧延前の加熱は1100〜1300℃で行う。この加熱では、N化合物を生成せずに、なるべく多くのNを固溶させるために、高温の加熱条件が必要である。加熱温度の好ましい下限は1100℃、さらに好ましい下限は1150℃である。一方、1300℃を超える温度は操業上困難である。
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が880℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト(ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトを総称したもの)中の析出炭化物が粗大化し、疲労強度が劣化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイニティックフェライトの粒径をある程度大きくするため、900℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、1000℃とする。
上記仕上げ圧延終了後、5s以内に20℃/s以上の冷却速度(第1急冷速度)で急冷し、550℃以上650℃未満の温度(急冷停止温度)で急冷を停止する。所定の相分率のベイニティックフェライト−ポリゴナルフェライト−パーライト複相組織を得るためである。冷却速度(急冷速度)が20℃/s未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が550℃未満ではベイナイト変態が抑制され、いずれも所定の相分率のベイニティックフェライト−ポリゴナルフェライト−パーライト鋼を得るのが困難になり、冷間加工性や加工後の表面品質が劣化する。一方、急冷停止温度が650℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、疲労強度が劣化する。急冷停止温度は、好ましくは560〜640℃、さらに好ましくは580〜620℃である。
上記急冷停止後、放冷または空冷により10℃/s以下の冷却速度(緩冷速度)で5〜20s緩冷する。これによりポリゴナルフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が10℃/sを超え、または、緩冷時間が5s未満では、ポリゴナルフェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が20sを超えると析出炭化物が粗大化せず、疲労強度が劣化する。
上記緩冷後、再度20℃/s以上の冷却速度(第2急冷速度)で急冷し、500〜600℃で巻き取る。ベイニティックフェライト+フェライト主体の組織にすることで、冷間加工性を確保するためである。冷却速度(第2急冷速度)が20℃/s未満、または、巻取り温度が600℃超では、パーライトが多く形成されて冷間加工性が劣化し、一方500℃未満では、ベイニティックフェライトの形成量が不足して加工後の表面品質性が劣化する。
熱間圧延後、板厚方向の硬さ分布を上記所定範囲内に制限するために、熱延上がり板(熱延コイル)を以下の条件でバッチ焼鈍を行う。
すなわち、本バッチ焼鈍は、表面スケールの生成や脱炭を抑制するため、H2:15〜20容積%の雰囲気下で、鋼板を室温から400℃以上Ac1以下まで加熱した後、1h以上15h以下保持して行う。
なお、保持温度および保持時間は、熱延上がり板の板厚やコイルのサイズにより異なるが、要求される冷間加工度合いに対応して必要とされる板厚方向の硬さ分布の制限度合い、コイル内温度の均一性によって適宜選択される。
この熱処理により、熱延時に発生した残留応力を除去し、軟化させたり、ひずみを少なくしたりするとともに、固着N元素の開放、炭化物の球状化を促進するとともに、微細ラメラを、オーステナイト中に溶解させることにより、板厚方向の硬さ分布を小さくする。上記バッチ焼鈍後は、鋼板を600℃まで10℃/h以下の速度で冷却し、これにより炭化物の球状化を促進させる。次いで600〜400℃までは、15℃/h以下の速度で冷却するが、これはコイル内を均一に冷却することによりコイルつぶれなどの形状を安定化させるためである。その後、400℃以下では、コイル内の温度分布が均一に冷却できるのであれば、水冷等により高い冷却速度(50〜100℃/h程度以上など)で冷却してよい。
バッチ焼鈍の保持温度は、400℃未満では上記の効果は小さく、一方Ac1点を超えると組織が変化してしまう。保持温度は、より好ましくは450〜650℃、特に好ましくは500〜600℃である。
保持時間は、1時間未満では上記の効果は小さく、一方15時間を超えると効果は飽和してしまい、生産性を阻害するとともに、表面スケールが生じやすくなり好ましくない。保持時間は、より好ましくは2〜14h、特に好ましくは3〜12hである。
局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような冷間加工における加工性(強冷間加工性)を評価するために、試験片の表面部に導入される加工ひずみ量が真ひずみ換算で4以上となるような試験として、80トンプレス試験機にて、図1に概略構成を示すように、円柱状の試験片およびくさび型の治具を用いて、くさび型圧縮試験(圧縮速度1mm/秒で、試験片直径の80%圧下)を行った。なお、試験片としては、上記熱延鋼板から、板厚が10mm以上の場合は直径10mmに、板厚が10mm未満の場合は板厚を直径とするように、円柱状に切り出したものを用いた。
○:試験片に割れ発生せず
△:試験片の表面に微小割れ発生
×:試験片に割れ発生
また、加工後の硬さの評価として、上記くさび型圧縮試験後の試験片の、圧縮治具により圧縮された部位の表面中央部を、ビッカース硬さ試験機を用いて荷重:500g、測定回数:5回の条件でビッカース硬さ(Hv)を測定し、その平均を加工後硬さとし、250Hv以上のものを合格とした。
Claims (6)
- 板厚が3〜20mmであり、
成分組成が、質量%で、
C :0%超0.3%以下、
Si:0%超0.5%以下、
Mn:0.2〜1%、
P :0%超0.05%以下、
S :0%超0.05%以下、
Al:0.01〜0.1%、
N :0.008〜0.025%、
残部は鉄および不可避的不純物からなり、
固溶N:0.007%以上、かつ、
CとNの含有量が10C+N≦3.0の関係を満足し、
組織が、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト:5%以上、パーライト:20%未満、残部:ポリゴナルフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が3〜50μmの範囲であり、
板厚方向の硬さ分布が、表面部と、tを板厚としたときt/4部と、中心部の3箇所におけるビッカース硬さのうち最大値をHvmax、最小値をHvminとすると、(Hvmax−Hvmin)/Hvminが 0.3以下である
ことを特徴とする強冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量%で、
Cr:0%超2%以下、および、
Mo:0%超2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである請求項1に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、
Ti:0%超0.2%以下、
Nb:0%超0.2%以下、および、
V:0%超0.2%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである請求項1または2に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量%で、
B:0%超0.005%以下
を含むものである請求項1〜3のいずれか1項に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量%で、
Cu:0%超5%以下、
Ni:0%超5%以下、および、
Co:0%超5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである請求項1〜4のいずれか1項に記載の熱延鋼板。 - 成分組成が、さらに、質量%で、
Ca:0%超0.05%以下、
REM:0%超0.05%以下、
Mg:0%超0.02%以下、
Li:0%超0.02%以下、
Pb:0%超0.5%以下、および、
Bi:0%超0.5%以下よりなる群から選ばれる少なくとも1種
を含むものである請求項1〜5のいずれか1項に記載の熱延鋼板。
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