WO2021065346A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2021065346A1
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hot
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rolled steel
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洋志 首藤
和政 筒井
林　宏太郎
章文 ▲榊▼原
洵 安藤
将太 遠藤
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日本製鉄株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet. Specifically, the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that is formed into various shapes by press working or the like and is used, and in particular, a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility and shearing workability.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-181314 filed in Japan on October 1, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 states that retained austenite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less is dispersed in a ferrite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less to improve collision resistance and moldability.
  • Excellent automotive high-strength steel sheets are disclosed.
  • austenite undergoes martensitic transformation during processing and exhibits a large elongation due to transformation-induced plasticity, but the formation of hard martensite impairs hole expansion.
  • Patent Document 1 discloses that not only ductility but also hole expansion property is improved by refining ferrite and retained austenite.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel plate having excellent ductility and stretch flangeability and a tensile strength of 980 MPa or more, in which a second phase composed of retained austenite and / or martensite is finely dispersed in crystal grains. There is.
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving peeling and creases on the end surface of a plate by reducing the content of P.
  • Patent Documents 1 to 4 are all techniques for improving either ductility or end face properties after shearing. However, Patent Documents 1 to 3 do not mention a technique for achieving both of these characteristics. Patent Document 4 refers to both shearing workability and press moldability. However, since the strength of the steel sheet disclosed in Patent Document 4 is less than 850 MPa, it may be difficult to apply the technique disclosed in Patent Document 4 to a member having a high strength of 980 MPa or more.
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility and shearing workability.
  • the present inventors have obtained the following findings (a) to (h) as a result of intensive studies on the chemical composition of the hot-rolled steel sheet and the relationship between the metallographic structure and the mechanical properties.
  • the invention was completed.
  • having excellent shearing workability means that the burr height after shearing is small.
  • having excellent strength or high strength means that the tensile strength is 980 MPa or more.
  • a hard structure is generally formed in a phase transformation of 600 ° C. or lower, but in this temperature range, a grain boundary having a crystal orientation difference of 60 ° with respect to the ⁇ 110> direction and a crystal orientation difference of 7 A large number of grain boundaries at ° are formed.
  • the residence time is short or the plate thickness reduction is small, the microsegregation of Mn becomes large, so that the standard deviation of the Mn concentration cannot be kept below a certain value, and the grain boundaries with a crystal orientation difference of 7 ° are uniform. Not distributed in.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%.
  • C 0.050 to 0.250%
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • One or more of Ti, Nb and V 0.060 to 0.500% in total, sol.
  • Al 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, Cu: 0-2.00%, Cr: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 2.00%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0-0.0200%, REM: 0 to 0.1000%, Bi: 0 to 0.020%, One or more of Zr, Co, Zn and W: 0 to 1.00% in total, and Sn: 0 to 0.050%.
  • the rest consists of Fe and impurities In a metal structure with a cross section parallel to the rolling direction, at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and at the center position in the plate width direction. Area%, retained austenite is less than 3.0%, ferrite is 15.0% or more and less than 60.0%, pearlite is less than 5.0%, and the crystal orientation is about the ⁇ 110> direction.
  • the difference is L 60 / L 7 is less than 0.60 the ratio of the grain boundary length L 7 is a crystal orientation difference and the grain boundaries of the length L 60 is 60 ° is 7 °,
  • the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less,
  • the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above may have an average crystal grain size of less than 3.0 ⁇ m on the surface layer.
  • (3) The hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above has a chemical composition of% by mass. Cu: 0.01-2.00%, Cr: 0.01-2.00%, Mo: 0.01-1.00%, Ni: 0.02-2.00%, B: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0005-0.0200%, Mg: 0.0005-0.0200%, REM: 0.0005 to 0.1000%, and Bi: 0.0005 to 0.020% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent strength, ductility and shear workability can be obtained. Further, according to the above-mentioned preferable aspect according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. it can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.
  • the chemical composition and metallographic structure of the hot-rolled steel sheet (hereinafter, may be simply referred to as a steel sheet) according to the present embodiment will be specifically described below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the numerical limit range described below with “ ⁇ ” in between includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values that indicate “less than” or “greater than” do not fall within the numerical range.
  • % regarding the chemical composition of the steel sheet is mass% unless otherwise specified.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, Ti in mass%. , Nb and V or more: 0.060 to 0.500% in total, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities including. Each element will be described in detail below.
  • C 0.050 to 0.250% C increases the fraction of the hard phase and increases the strength of ferrite by combining with precipitation strengthening elements such as Ti, Nb, and V. If the C content is less than 0.050%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the C content is set to 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more, and even more preferably 0.080% or more.
  • the C content exceeds 0.250%, the ferrite fraction decreases, so that the ductility of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the C content is set to 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.150% or less.
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Si has an action of promoting the formation of ferrite to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet and an action of solid-solving and strengthening the ferrite to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Si has an action of making the steel sound by deoxidation (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). If the Si content is less than 0.05%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the Si content is 3.00% greater than the surface texture and chemical conversion of the hot-rolled steel sheet, more with ductility and weldability is significantly degraded, A 3 transformation point increases significantly. This makes it difficult to perform hot rolling in a stable manner. Therefore, the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Mn 1.00 to 4.00% Mn has the effect of suppressing the ferrite transformation and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.80% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 4.00%, the angular difference of the crystal grains in the hard phase becomes non-uniform due to the segregation of Mn, and it becomes difficult to obtain a desired shearing workability. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.70% or less, more preferably 3.50% or less.
  • Ti, Nb and V 0.060 to 0.500% in total Ti, Nb and V are elements that are finely precipitated in steel as carbides and nitrides and improve the strength of steel by precipitation strengthening. In addition, these elements are elements that fix C by forming the above-mentioned carbides and suppress the formation of cementite, which is harmful to shearing workability. In order to obtain these effects, the total content of Ti, Nb and V is set to 0.060% or more. It is not necessary that all of Ti, Nb and V are contained, and any one of them may be contained. When only one of them is contained, the content of the element may be 0.060% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.080% or more, more preferably 0.090% or more, and even more preferably 0.100% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is set to 0.500% or less. It is preferably 0.300% or less, more preferably 0.250% or less, and even more preferably 0.120% or less.
  • sol. Al 0.001 to 2.000%
  • Al has an action of deoxidizing the steel to make the steel sound, and also has an action of promoting the formation of ferrite and increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet.
  • sol. If the Al content is less than 0.001%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.001% or more. sol.
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effects are saturated and economically unfavorable.
  • the Al content is 2.000% or less. sol.
  • the Al content is preferably 1.500% or less and 1.300% or less.
  • sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid solution Al existing in steel in a solid solution state.
  • P 0.100% or less
  • P is an element generally contained as an impurity, but it is also an element having an action of increasing the strength of a hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained.
  • P is an element that is easily segregated, and when the P content exceeds 0.100%, the moldability and toughness are significantly reduced due to grain boundary segregation. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified, but it is preferably 0.001% from the viewpoint of refining cost.
  • S 0.0300% or less
  • S is an element contained as an impurity and forms sulfide-based inclusions in the steel to reduce the formability of the hot-rolled steel sheet.
  • the S content exceeds 0.0300%, the moldability of the hot-rolled steel sheet is significantly lowered. Therefore, the S content is 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content does not need to be specified, but is preferably 0.0001% from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity and has an effect of lowering the formability of the hot-rolled steel sheet.
  • the N content is set to 0.1000% or less.
  • the N content is preferably 0.0800% or less, and more preferably 0.0700% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified, but when one or more of Ti, Nb and V are contained to further refine the metal structure, the precipitation of carbonitride is promoted.
  • the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O forms a coarse oxide that becomes a starting point of fracture when it is contained in a large amount in steel, and causes brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more or 0.0010% or more in order to disperse a large number of fine oxides when the molten steel is deoxidized.
  • the balance of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • the impurities mean those mixed from ore as a raw material, scrap, manufacturing environment, etc., or those allowed within a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W and Sn as optional elements instead of a part of Fe. You may. When the above optional element is not contained, the lower limit of the content is 0%. Hereinafter, the above optional elements will be described in detail.
  • Cu has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of precipitating as carbide in the steel at a low temperature to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is set to 2.00% or less.
  • the Cu content is preferably 1.50% or less or 1.00% or less.
  • Cr has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of stabilizing retained austenite.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of precipitating as carbides in the steel to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less or 0.20% or less.
  • Ni has the effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet. Further, when Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain it in a large amount. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has an effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • Ca, Mg and REM all have an effect of improving the formability of the hot-rolled steel sheet by adjusting the shape of the inclusions in the steel to a preferable shape.
  • Bi has an effect of improving the formability of the hot-rolled steel sheet by refining the solidified structure. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the content of any one or more of Ca, Mg, REM and Bi is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content or Mg content exceeds 0.0200%, or when the REM content exceeds 0.1000%, inclusions are excessively formed in the steel, and on the contrary, the formability of the hot-rolled steel sheet is deteriorated. May reduce. Further, even if the Bi content exceeds 0.020%, the effect of the above action is saturated, which is economically unfavorable. Therefore, the Ca content and Mg content are 0.0200% or less, the REM content is 0.1000% or less, and the Bi content is 0.020% or less.
  • the Bi content is preferably 0.010% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • the residual austenite is 3.0% in the area% in the metal structure at the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and the central position in the plate width direction in the cross section parallel to the rolling direction. Less than, ferrite is 15.0% or more and less than 60.0%, pearlite is less than 5.0%, and the grain boundary length is 60 ° with respect to the ⁇ 110> direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can obtain high strength, excellent ductility, and shear workability.
  • the reason for defining the metal structure at the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and the center position in the plate width direction of the cross section parallel to the rolling direction is that the metal structure at this position is a representative of the steel sheet. This is because it shows a typical metal structure.
  • Retained austenite is a metal structure that exists as a face-centered cubic lattice even at room temperature. Residual austenite has the effect of increasing the ductility of hot-rolled steel sheets due to transformation-induced plasticity (TRIP). On the other hand, retained austenite transforms into high-carbon martensite during shearing, which hinders stable crack generation and causes coarse burrs. When the surface integral of the retained austenite is 3.0% or more, the above-mentioned action becomes apparent and the shearing workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the surface integral of retained austenite is less than 3.0%. The surface integral of retained austenite is preferably less than 1.0%. Since the smaller the retained austenite, the more preferable it is, the surface integral of the retained austenite may be 0%.
  • Methods for measuring the area fraction of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (electron backscatter diffraction image, Electron Backscattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement methods, and the measured values may differ depending on the measurement method. ..
  • the surface integral of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • Co-K ⁇ is obtained in a cross section parallel to the rolling direction at a depth of 1/4 of the plate thickness of the hot-rolled steel plate and at the center position in the plate width direction.
  • Using a line obtain the integrated intensity of a total of 6 peaks of ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220), and use the intensity averaging method.
  • the area fraction of retained austenite is obtained.
  • Ferrite is a structure formed when fcc is transformed into bcc at a relatively high temperature. Since ferrite has a high work hardening rate, it has the effect of increasing the strength-ductility balance of hot-rolled steel sheets. In order to obtain the above action, the surface integral of ferrite is set to 15.0% or more. It is preferably 16.0% or more. On the other hand, since ferrite has low strength, it is not possible to obtain a desired tensile strength if the surface integral is excessive. Therefore, the ferrite surface integral is set to less than 60.0%. It is preferably 50.0% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has one type of bainite and martensite having a total area fraction of more than 32.0% and 85.0% or less as a residual structure other than retained austenite, ferrite and pearlite.
  • a hard structure consisting of two types is included.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is deposited in layers between ferrites, and is a soft metal structure compared to bainite and martensite. is there.
  • the surface integral of pearlite is set to less than 5.0%.
  • the surface integral of pearlite is preferably 3.0% or less.
  • the surface integral of pearlite is preferably reduced as much as possible, and the lower limit thereof is 0%.
  • the surface integral of ferrite and pearlite is measured by the following method.
  • the cross section parallel to the rolling direction at the center position in the plate width direction is mirror-finished and polished at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • the length is 50 ⁇ m, 1/8 depth from the surface to 3/8 of the plate thickness, so that the 1/4 depth from the surface can be analyzed at any position in the longitudinal direction of the sample cross section.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring the depth region by electron backscatter diffraction at measurement intervals of 0.1 ⁇ m.
  • an EBSD analyzer composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer is 9.6 ⁇ 10-5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kv
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the reflected electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are precipitated in layers are specified from the reflected electron image, and the area fraction of the crystal grains is calculated to obtain the area fraction of pearlite.
  • the obtained crystal orientation information is used by using the "Grain Average Simulation" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. Therefore, a region having a Grain Average crystallization value of 1.0 ° or less is determined to be ferrite.
  • the surface integral of ferrite is obtained by obtaining the surface integral of the region determined to be ferrite.
  • the area fraction of the residual structure is obtained by subtracting the area fraction of retained austenite, the area fraction of ferrite and the area fraction of pearlite from 100%.
  • the ratio of the grain boundary length L 60 having a crystal orientation difference of 60 ° and the grain boundary length L 7 having a crystal orientation difference of 7 ° about the ⁇ 110> direction is L. 60 / L 7 : Less than 0.60
  • the matrix In order to obtain high strength of 980 MPa or more, the matrix must have a hard structure.
  • a hard structure is generally formed in a phase transformation of 600 ° C. or lower, but in this temperature range, the grain boundary with a crystal orientation difference of 60 ° and the crystal orientation difference of 7 ° with the ⁇ 110> direction as the axis. A large amount of grain boundaries are formed. Dislocations are less likely to accumulate in the hard structure during the formation of grain boundaries with a crystal orientation difference of 7 ° about the ⁇ 110> direction.
  • the hard phase is deformed in a metal structure in which the density of such grain boundaries is high and the grain boundaries are uniformly dispersed (that is, the total length of the grain boundaries is large as described above). Strain tends to concentrate inside the hard structure, and cracks easily occur from there. As a result, even if shearing is performed under a condition where the clearance is large, cracks are likely to occur from both the punch side and the die side, and the generation of excessive burrs is suppressed.
  • L 60 / L 7 The susceptibility to excessive burrs after shearing under the conditions is dominated by L 60 / L 7.
  • L 60 / L 7 is 0.60 or more, excessive burrs are likely to occur due to the above action. Therefore, in order to improve the shearing workability of the hot-rolled steel sheet, it is necessary to set L 60 / L 7 to less than 0.60.
  • the grain boundary having a crystal orientation difference of X ° with respect to the ⁇ 110> direction means that when two adjacent crystal grains A and crystal grains B are specified at a certain grain boundary, one crystal grain B is defined as ⁇ . 110> refers to a grain boundary having a crystallographic relationship in which the crystal orientations of the crystal grains A and the crystal grains B are the same when rotated by X ° along the axis. However, considering the measurement accuracy of the crystal orientation, an orientation difference of ⁇ 4 ° is allowed from the matching orientation relation.
  • EBSP-OIM Electro Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy
  • a highly inclined sample is irradiated with an electron beam in a scanning electron microscope (SEM)
  • the Kikuchi pattern formed by backscattering is photographed with a high-sensitivity camera, and the photographed photograph is image-processed by a computer.
  • the crystal orientation of the irradiation point can be measured in a short waiting time.
  • the EBSP-OIM method is performed using a device that combines a scanning electron microscope and an EBSP analyzer and an OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK.
  • the analyzable area of the EBSP-OIM method is an area that can be observed by SEM. Although it depends on the resolution of the SEM, according to the EBSP-OIM method, analysis can be performed with a minimum resolution of 20 nm.
  • ferrite and pearlite are soft phases and have a small effect on the dislocation accumulation effect inside the hard phase, and retained austenite is not a structure formed by a phase transformation of 600 ° C. or lower and has no dislocation accumulation effect. Therefore, ferrite, pearlite and retained austenite are not included in the analysis in this measurement method.
  • Pearlite can be specified by the same method as the method for measuring the area fraction of pearlite
  • ferrite can be specified by the same method as the method for measuring the area fraction of ferrite
  • pearlite and ferrite can be excluded from the analysis target.
  • retained austenite having a crystal structure of fcc can be excluded from the analysis target.
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less
  • the standard deviation of Mn concentration at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment and at the center position in the plate width direction is 0. It is .60% by mass or less.
  • the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably as small as the value from the viewpoint of suppressing excessive burrs, but the practical lower limit is 0.10% by mass due to the restrictions of the manufacturing process.
  • the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet and the center position in the plate width direction are measured with an electron probe microanalyzer (EPMA).
  • EMA electron probe microanalyzer
  • the measurement conditions are that the acceleration voltage is 15 kV, the magnification is 5000 times, and the distribution image in the range of 20 ⁇ m in the sample rolling direction and 20 ⁇ m in the sample plate thickness direction is measured. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration at 40,000 or more points is measured.
  • the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentration obtained from all the measurement points.
  • the internal bending crack becomes remarkable in the steel sheet having a tensile strength of 980 MPa class or more. Further, the present inventors have found that the finer the crystal grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet, the more the local strain concentration is suppressed and the less likely it is that internal bending cracks occur.
  • the average crystal grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet is preferably less than 3.0 ⁇ m. More preferably, it is 2.5 ⁇ m or less.
  • the surface layer is a region from the surface of the hot-rolled steel sheet to a depth of 50 ⁇ m from the surface.
  • the crystal grain size of the surface layer is measured using the above-mentioned EBSP-OIM method.
  • analysis was performed in a region of 1200 times magnification and 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m in at least 5 visual fields.
  • a place where the angle difference between adjacent measurement points is 5 ° or more is defined as a grain boundary, and the crystal grain size of the area average is calculated.
  • the obtained area average crystal grain size is defined as the average crystal grain size of the surface layer.
  • Retained austenite is not a structure generated by phase transformation at 600 ° C or lower and has no effect of dislocation accumulation. Therefore, retained austenite is not included in the analysis in this measurement method. As described above, in the EBSP-OIM method, retained austenite having a crystal structure of fcc can be excluded from the analysis target.
  • tensile strength characteristics are evaluated in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • the test piece shall be JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece may be 1/4 of the end portion in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be the longitudinal direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more. If the tensile strength is less than 980 MPa, the applicable parts are limited and the contribution of weight reduction of the vehicle body is small.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1780 MPa from the viewpoint of suppressing mold wear.
  • the product (TS ⁇ El) of the tensile strength, which is an index of ductility, and the total elongation is preferably 15000 MPa ⁇ % or more. If the product of the tensile strength and the total elongation is less than 15,000 MPa ⁇ %, the applicable parts are limited and the contribution of weight reduction of the vehicle body is small.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.6 to 8.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 0.6 mm, it may be difficult to secure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be 0.6 mm or more. It is preferably 1.2 mm or more or 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it may be difficult to miniaturize the metal structure, and it may be difficult to obtain the above-mentioned metal structure. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less. It is preferably 6.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to be a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanization and electroZn—Ni alloy plating.
  • the hot-dip plating layer include hot-dip zinc plating, alloyed hot-dip zinc plating, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, and the like.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, it is also possible to further enhance the corrosion resistance by subjecting an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid
  • the slab is heated under predetermined conditions, then hot-rolled, accelerated and cooled to a predetermined temperature range, then slowly cooled, and cooled until winding. It is important to control the history.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • the slab is held in a temperature range of 700 ° C. to 850 ° C. for 900 seconds or longer, then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850 to 1100 ° C. so that the total plate thickness is reduced by 90% or more.
  • Hot rolling is completed so that the hot rolling completion temperature Tf becomes equal to or higher than the temperature T1 (° C.) represented by the following formula (1).
  • the hot rolling is cooled to a temperature range of Tf-50 ° C or lower, and then accelerated to a temperature range of 600 to 730 ° C at an average cooling rate of 50 ° C / sec or higher. Cooling. However, it is a more preferable cooling condition to cool to a temperature range of the hot rolling completion temperature Tf-50 ° C. or lower within 1 second after the completion of hot rolling. (5) In the temperature range of 600 to 730 ° C., slow cooling with an average cooling rate of less than 5 ° C./s is performed for 2.0 seconds or more. (6) Cool to a temperature range of 250 ° C. or lower at an average cooling rate of 50 ° C./s or higher. (7) Wind up in a temperature range of 250 ° C. or lower.
  • T1 (° C.) 868-396 x [C] -68.1 x [Mn] + 24.6 x [Si] -36.1 x [Ni] -24.8 x [Cr] -20.7 x [Cu] ] + 250 ⁇ [sol. Al] ...
  • the [element symbol] in the above formula (1) indicates the content (mass%) of each element in steel. If it does not contain an element, substitute 0.
  • the slab to be subjected to hot rolling As the slab to be subjected to hot rolling, a slab obtained by continuous casting, a slab obtained by casting / slab, or the like can be used. If necessary, hot or cold working products may be used.
  • the slab to be subjected to hot rolling needs to be held in a temperature range of 700 to 850 ° C. during heating for 900 seconds or longer, then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • the temperature of the steel sheet When the steel sheet is held in the temperature range of 700 to 850 ° C., the temperature of the steel sheet may be changed in this temperature range or may be constant. Further, when holding at 1100 ° C. or higher, the temperature of the steel sheet may be changed in the temperature range of 1100 ° C. or higher, or may be constant.
  • Mn is dispersed between the ferrite and the austenite, and by lengthening the transformation time, Mn can be diffused in the ferrite region.
  • the Mn microsegregation unevenly distributed in the slab can be eliminated, and the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced.
  • the austenite particles must be heated at 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • Hot rolling reduction rate A total plate thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100 ° C.
  • the plate thickness reduction in the temperature range of 850 to 1100 ° C. means that the inlet plate thickness before the first pass in rolling in this temperature range is t 0, and the outlet plate thickness after the final pass in rolling in this temperature range is t. When it is 1 , it can be expressed as (t 0 ⁇ t 1 ) / t 0 ⁇ 100 (%).
  • Hot rolling completion temperature Tf T1 (° C.) or higher It is desirable that the hot rolling completion temperature Tf is T1 (° C.) or higher.
  • Tf By setting the hot rolling completion temperature Tf to T1 (° C.) or higher, it is possible to suppress an excessive increase in the number of ferrite nucleation sites in austenite, and in the final structure (metal structure of hot-rolled steel sheet after production). The formation of ferrite can be suppressed, and a high-strength hot-rolled steel sheet can be obtained.
  • the average cooling rate referred to here is a value obtained by dividing the temperature drop width of the steel sheet from the start of accelerated cooling to the completion of accelerated cooling by the time required from the start of accelerated cooling to the completion of accelerated cooling. ..
  • the cooling stop temperature for accelerated cooling is preferably 600 ° C. or higher.
  • the average cooling rate is the temperature drop width of the steel sheet from the cooling stop temperature of accelerated cooling to the end temperature of slow cooling divided by the time required from the stop of accelerated cooling to the end of slow cooling. It refers to the value.
  • slow cooling with an average cooling rate of less than 5 ° C./s is performed for 2.0 seconds or more.
  • the time for slow cooling is preferably 3.0 seconds or longer, more preferably 4.0 seconds or longer.
  • the upper limit of the time for slow cooling is determined by the equipment layout, but it should be generally less than 10.0 seconds. Further, although the lower limit of the average cooling rate for slow cooling is not particularly set, raising the temperature without cooling may require a large investment in equipment, and may be set to 0 ° C./s or higher.
  • Average cooling rate to take-up temperature 50 ° C./sec or more From the cooling stop temperature of slow cooling to the take-up temperature in order to suppress the area fraction of pearlite and obtain a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the average cooling rate is 50 ° C./sec or higher.
  • the average cooling rate referred to here is the temperature drop width of the steel plate from the cooling stop temperature of slow cooling where the average cooling rate is less than 5 ° C / s to the winding temperature, and the average cooling rate is less than 5 ° C / s. It is the value divided by the time required from the stop of slow cooling to winding.
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature of slow cooling where the average cooling rate is less than 5 ° C./s to the winding temperature is 50 ° C./sec or more.
  • Winding temperature 250 ° C or less
  • the winding temperature shall be 250 ° C or less.
  • the transformation driving force from austenite to bcc becomes small, and the deformation strength of austenite becomes small. Therefore, during the transformation from austenite to bainite and martensite, the length L 60 of the grain boundary with a crystal orientation difference of 60 ° around the ⁇ 110> direction increases, and L 60 / L 7 exceeds 0.60. Become. As a result, excellent shear workability cannot be obtained. Therefore, the winding temperature is set to 250 ° C. or lower.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the test piece was JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece was 1/4 from the end in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction.
  • the presence or absence of cracks is determined by mirror-polishing the cross section of the test piece after the V block 90 ° bending test cut on a surface parallel to the bending direction and perpendicular to the plate surface, and then observing the cracks with an optical microscope. When the crack length observed inside the bend exceeds 30 ⁇ m, it is judged that there is a crack.
  • the manufacturing No. which is a comparative example. 3 to 6, 8 to 11 and 25 to 29 were inferior in any one or more of the characteristics (tensile strength TS, total elongation EL, shear workability).
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength, ductility and shear workability. Further, according to the above-mentioned preferable aspect according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. it can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織において、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ６０／Ｌ７が０．６０未満であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つ延性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０１９年１０月１日に、日本に出願された特願２０１９－１８１３１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれている。これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。また、自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、せん断加工後のコイニング等の後処理に必要な荷重が大きくなるため、後処理を行う必要が無いように、せん断加工後のバリ高さを高い精度で制御することが望まれている。
　延性向上の技術については、例えば特許文献１には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織中に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態して、変態誘起塑性により大きな伸びを示すものの、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献１には、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性のみならず穴拡げ性も向上することが開示されている。
　特許文献２には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、延性および伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
　せん断加工性の向上についての技術は、例えば特許文献３には、表層のフェライト粒径ｄｓと内部のフェライト結晶粒ｄｂとの比ｄｓ／ｄｂを０．９５以下に制御することで、打ち抜き後のバリ高さを制御する技術が開示されている。
　特許文献４にはＰの含有量を低減することで板端面のハガレやメクレを改善する技術が開示されている。
日本国特開平１１－６１３２６号公報 日本国特開２００５－１７７９０３号公報 日本国特開平１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４号公報
　特許文献１～４に開示された技術は、いずれも延性またはせん断加工後の端面性状のいずれか一方を向上させる技術ではある。しかし、特許文献１～３ではこれらの特性を両立させる技術について言及されてない。特許文献４では、せん断加工性とプレス成形性との両立について言及されている。しかし、特許文献４に開示された鋼板の強度は８５０ＭＰａ未満であるため、特許文献４に開示された技術を９８０ＭＰａ以上の高強度の部材へ適用することは困難な場合がある。
　本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れた延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見（ａ）～（ｈ）を得て、本発明を完成した。なお、優れたせん断加工性を有するとは、せん断加工後のバリ高さが小さいことを示す。また、優れた強度または高い強度を有するとは、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さを得るためには、硬質な組織を活用することが好ましい。すなわち、マルテンサイトまたはベイナイトを組織中に含むことが好ましい。
（ｂ）しかし、硬質な組織は延性に乏しい組織であるため、単にこれらを主体とする金属組織とするだけでは、優れた延性を確保することができない。
（ｃ）高強度の熱延鋼板に優れた延性も兼備させるためには、延性の高いフェライトを適量含有させることが効果的である。
（ｄ）フェライトは一般的に軟質であるため、所望の強度を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を析出強化元素として活用することが必要である。そのため、熱延プロセスにおいて中間空冷を施し、適切な量の析出強化フェライトを得ることが必要である。
（ｅ）硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成されるが、この温度域においては＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が６０°である粒界および結晶方位差が７°である粒界が多量に形成される。
（ｆ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の生成時には、硬質組織中に転位が蓄積されやすい。硬質相中において、このような粒界の密度が高く、且つ均一に分散している（すなわち上記のような粒界の合計の長さが大きい）金属組織では、せん断加工時に硬質組織中に転位が蓄積するため、硬質組織内部から容易にき裂が発生する。その結果、クリアランスが大きい条件でせん断加工を行ってもき裂が発生し易く、過大なバリの発生が抑制される。
（ｇ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界を硬質相中に均一に分散させるには、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とする必要がある。Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱の際に７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持し、かつ８５０℃～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う必要がある。滞留時間が短かったり板厚減が少なかったりすると、Ｍｎのミクロ偏析が大きくなるため、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすることができず、結晶方位差が７°である粒界が均一に分布しない。
（ｈ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の長さを増大させるには、室温まで急冷することが必要である。２５０℃以上の温度で冷却を停止すると、上記粒界の長さが減少する。
　上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）　本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
Ｓｎ：０～０．０５０％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、
　面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ６０／Ｌ７が０．６０未満であり、
　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
（２）　上記（１）に記載の熱延鋼板は、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であってもよい。
（３）　上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明の上記態様に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
せん断加工後のバリ高さを説明するための図である。
　本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、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。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
１．化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
（１－１）Ｃ：０．０５０～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の分率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０５０％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、フェライトの分率が低下することで、熱延鋼板の延性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
　Ｓｉは、フェライトの生成を促進して熱延鋼板の延性を向上させる作用と、フェライトを固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用とを有する。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が３．００％超では、熱延鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、より好ましくは２．５０％以下である。
（１－３）Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。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１．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析に起因して、硬質相中の結晶粒の角度差が不均一となり、所望のせん断加工性を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、より好ましくは３．５０％以下である。
（１－４）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、これらの元素は、上記炭化物を形成することによってＣを固定して、せん断加工性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０６０％以上とする。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの全てが含有されている必要はなく、いずれか１種でも含まれていればよい。いずれか１種のみを含む場合は、その元素の含有量が０．０６０％以上であればよい。いずれか１種でもその含有量が０．０６０％以上であれば、上記効果を得ることができる。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．０９０％以上、より一層好ましくは０．１００％以上である。一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．１２０％以下である。
（１－５）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有するとともに、フェライトの生成を促進し、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、１．３００％以下である。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
（１－６）Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、一般的に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％とすることが好ましい。
（１－７）Ｓ：０．０３００％以下
　Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱延鋼板の成形性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。
（１－８）Ｎ：０．１０００％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の成形性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下であり、さらに好ましくは０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて金属組織をより微細化する場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
（１－９）Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、０．００８０％以下または０．００５０％以下とすることが好ましい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、あるいは本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
（１－１０）Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
　上述したようにＣｕは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下または１．００％以下である。
　上述したようにＣｒは、熱延鋼板の焼入性を高める作用および残留オーステナイトを安定化させる作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＭｏは、熱延鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下または０．２０％以下である。
　上述したようにＮｉは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＢは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
（１－１１）Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％およびＢｉ：０．０００５～０．０２０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上の含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の成形性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１０００％以下、並びにＢｉ含有量を０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。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。
（１－１２）Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％およびＳｎ：０～０．０５０％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、Ｓｎを多量に含有させると熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
２．熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板では、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０と、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ６０／Ｌ７が０．６０未満であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、高強度、優れた延性およびせん断加工性を得ることができる。なお、本実施形態において、圧延方向に平行な断面の、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織を規定する理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
　残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の延性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイトに変態するため、安定的なき裂発生を阻害し、粗大なバリの原因となる。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積分率は０％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
　本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、まず、熱延鋼板の板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで、残留オーステナイトの面積分率を得る。
（２－２）フェライトの面積分率：１５．０％以上６０．０％未満
　フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは加工硬化率が高いため、熱延鋼板の強度－延性バランスを高める作用がある。上記の作用を得るため、フェライトの面積分率は１５．０％以上とする。好ましくは１６．０％以上である。一方、フェライトは強度が低いため、面積分率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない。このため、フェライト面積分率は６０．０％未満とする。好ましくは５０．０％以下である。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板には、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織として、合計の面積分率が３２．０％超８５．０％以下のベイナイトおよびマルテンサイトの１種または２種からなる硬質組織が含まれる。
（２－３）パーライトの面積分率：５．０％未満
　パーライトはフェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、またベイナイトやマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が５．０％以上となると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイトやベイナイトの強度が低下し、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、パーライトの面積分率は５．０％未満とする。パーライトの面積分率は、好ましくは３．０％以下である。熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、その下限は０％とする。
　フェライトおよびパーライトの面積分率の測定は、以下の方法で行う。板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、表面から板厚の１／４深さを分析できるように、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
　残部組織の面積分率は、１００％から残留オーステナイトの面積分率、フェライトの面積分率およびパーライトの面積分率を差し引くことで得る。
（２－４）＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ６０／Ｌ７：０．６０未満
　９８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、母相を硬質な組織にする必要がある。硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成されるが、この温度域においては＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界と結晶方位差が７°である粒界とが多量に形成される。＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の生成時においては、硬質組織中に転位が蓄積されにくい。そのため、硬質相中において、このような粒界の密度が高く、且つ均一に分散している（すなわち上記のような粒界の合計の長さが大きい）金属組織では、硬質相が変形するため硬質組織の内部にひずみが集中しやすく、そこから容易にき裂が発生する。その結果、クリアランスが大きい条件でせん断加工を行ってもパンチ側およびダイス側の双方からき裂が発生し易く、過大なバリの発生が抑制される。
　一方、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が６０°である粒界においては、硬質相中に転位が蓄積されやすい。そのため、硬質相中において、このような粒界の密度が高い金属組織では、硬質相が変形しないため、せん断加工時に硬質相中への転位導入が難しい。その結果、硬質相内部からのき裂発生が抑制されるため、バリの形成が遅れ、過大なバリの発生が促進される。よって、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さをＬ６０、結晶方位差が７°である粒界の長さをＬ７としたとき、クリアランスが大きい条件でせん断加工をした後の過大なバリの発生し易さはＬ６０／Ｌ７によって支配される。Ｌ６０／Ｌ７が０．６０以上である場合には、上記の作用により過大なバリが発生し易くなる。よって、熱延鋼板のせん断加工性を向上させるために、Ｌ６０／Ｌ７を０．６０未満とする必要がある。
　なお、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差がＸ°である粒界とは、ある粒界で隣接する二つの結晶粒Ａと結晶粒Ｂとを特定したとき、片方の結晶粒Ｂを＜１１０＞軸に沿ってＸ°回転させることによって、結晶粒Ａと結晶粒Ｂの結晶方位が一致する結晶学的関係を有する粒界のことをいう。ただし、結晶方位の測定精度を考慮すると、一致する方位関係から±４°の方位差を許容する。
　本実施形態では、上記のような粒界の長さＬ７およびＬ６０をＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、撮影写真をコンピュータで画像処理する事により、照射点の結晶方位を短待間で測定することができる。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、試料表面の微細構造並びに結晶方位を解析できるため、特定の結晶方位差を持つ粒界の長さを定量的に求めることができる。また、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法の分析可能エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。
　圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織の特定粒界の長さの測定に当たっては、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ６０を得る。同様に、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ７を得る。なお、前述したように±４°の方位差を許容する。
　なお、フェライトおよびパーライトは軟質相であり、硬質相内部の転位蓄積効果に及ぼす影響が小さく、また残留オーステナイトは６００℃以下の相変態で生成した組織でなく、転位蓄積の効果を有さない。そのため、本測定方法では、フェライト、パーライトおよび残留オーステナイトは解析の対象としない。パーライトの面積分率の測定方法と同様の方法でパーライトを特定し、フェライトの面積分率の測定方法と同様の方法でフェライトを特定して、パーライトおよびフェライトを解析対象から除外することができる。また。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、結晶構造がｆｃｃである残留オーステナイトを解析対象から除外することができる。
（２－５）Ｍｎ濃度の標準偏差：０．６０質量％以下
　本実施形態に係る熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界を均一に分散させることができる。その結果、優れたせん断加工性を得ることができる。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨した後に、熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
（２－６）表層の平均結晶粒径：３．０μｍ未満
　表層の結晶粒径が細かいと、熱延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなる（以下、曲げ内割れと呼称する）。曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になることが分かった。また、本発明者らは、熱延鋼板の表層の結晶粒径が細かいほど、局所的なひずみ集中が抑制され、曲げ内割れが発生しにくくなることを見出した。上記作用を得るためには、熱延鋼板の表層の平均結晶粒径は３．０μｍ未満とすることが好ましい。より好ましくは２．５μｍ以下とする。
　なお、本実施形態において表層とは、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である。
　表層の結晶粒径は、前述のＥＢＳＰ－ＯＩＭ法を用いて測定する。圧延方向に平行な断面における、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置且つ板幅方向中央位置の領域において、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径とする。
　なお、残留オーステナイトは６００℃以下の相変態で生成した組織でなく、転位蓄積の効果を有さないので、本測定方法では、残留オーステナイトは解析の対象としない。上述の通りＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、結晶構造がｆｃｃである残留オーステナイトを解析対象から除外することができる。
３．引張強度特性
　熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とする。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。また、延性の指標となる引張強さと全伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）は１５０００ＭＰａ・％以上とすることが好ましい。引張強さと全伸びとの積が１５０００ＭＰａ・％未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。
４．板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．６～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が０．６ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は０．６ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上または１．４ｍｍ以上である。一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
５．その他
（５－１）めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
６．製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、その後緩冷却し、巻き取るまでの冷却履歴を制御することが重要である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（７）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（１）スラブを７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）熱間圧延完了温度Ｔｆが下記式（１）により表される温度Ｔ１（℃）以上となるように熱間圧延を完了する。
（４）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００～７３０℃の温度域まで加速冷却する。ただし、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することは、より好ましい冷却条件である。
（５）６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。
（６）５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２５０℃以下の温度域まで冷却する。
（７）２５０℃以下の温度域で巻き取る。
Ｔ１（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ］－６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］－３６．１×［Ｎｉ］－２４．８×［Ｃｒ］－２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［ｓｏｌ．Ａｌ］…（１）
　ただし、上記式（１）中の［元素記号］は各元素の鋼中の含有量（質量％）を示す。元素を含有しない場合は０を代入する。
（６－１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、加熱時の７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する必要がある。なお、７００～８５０℃の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。
　７００～８５０℃のオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイト間で分配し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。また、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にするためには、１１００℃以上で６０００秒以上加熱しなければならない。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（６－２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進され、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
　なお、８５０～１１００℃の温度域の板厚減とは、この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終パス後の出口板厚をｔ１としたとき、（ｔ０－ｔ１）／ｔ０×１００（％）で表すことができる。
（６－３）熱間圧延完了温度Ｔｆ：Ｔ１（℃）以上
　熱間圧延完了温度ＴｆはＴ１（℃）以上とすることが望ましい。熱間圧延完了温度ＴｆをＴ１（℃）以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができ、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、高強度の熱延鋼板を得ることができる。
（６－４）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却し、その後は５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００～７３０℃の温度まで加速冷却する。ただし、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することは、より好ましい冷却条件である。
　熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１秒以内に、５０℃以上冷却することがより好ましい。熱間圧延完了後１秒以内に熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却するためには、熱間圧延完了直後に平均冷却速度の大きい冷却を行う、例えば冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。熱間圧延完了後１秒以内にＴｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することにより、表層の結晶粒径を微細化でき、耐曲げ内割れ性を高めることができる。
　また、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下まで加速冷却を行うことで、析出強化量が少ないフェライトおよびパーライトの生成を抑制できる。これにより、熱延鋼板の強度が向上する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
　熱間圧延完了後の冷却において、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域までの冷却時間が１秒超であると、曲げ内割れ性が劣化する。また、加速冷却時の平均冷却速度が５０℃／秒未満であったり、冷却停止温度が７３０℃超であったりすると、鋼板内部での析出強化量が少ないフェライト変態および／またはパーライト変態が顕著となり、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることが困難となる。したがって、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却し、その後は５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下まで加速冷却することが好ましい。冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は６００℃以上とするとよい。
（６－５）６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。
　６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行うことにより、析出強化したフェライトを十分に析出させることができる。これにより、熱延鋼板の強度と延性とを両立することができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から緩冷却の終了温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から緩冷却の終了時までの所要時間で除した値のことをいう。
　緩冷却を行う時間が２．０秒未満であると、析出強化したフェライトの面積率が所望の量に達せず、上記作用を得ることが困難となる。よって、６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。緩冷却を行う時間は、好ましくは３．０秒以上であり、より好ましくは４．０秒以上である。緩冷却を行う時間の上限は、設備レイアウトによって決定されるが、おおむね１０．０秒未満とすればよい。また、緩冷却の平均冷却速度の下限は特に設けないが、冷却させずに昇温させることは設備上大きな投資を伴うため、０℃／ｓ以上としてもよい。
（６－６）巻取り温度までの平均冷却速度：５０℃／秒以上
　パーライトの面積分率を抑え、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るために、緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。これにより母相組織を硬質にすることができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。
　上記平均冷却速度が５０℃／秒未満では、パーライトの面積分率が増大し、熱延鋼板の強度が低下するとともに延性が低下する。したがって、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。
（６－７）巻取り温度：２５０℃以下
　巻取り温度は２５０℃以下とする。巻取り温度を２５０℃超とすると、オーステナイトからｂｃｃへの変態駆動力が小さくなり、また、オーステナイトの変形強度が小さくなる。そのため、オーステナイトからベイナイトおよびマルテンサイト変態する際に、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０が増大し、Ｌ６０／Ｌ７が０．６０超となる。結果として、優れたせん断加工性を得ることができない。したがって、巻取り温度は２５０℃以下とする。
　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説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性およ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限定されるものではない。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において、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および表２の鋼Ｎｏ．Ａ～Ｖに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３に示す製造条件により、表４に示す熱延鋼板を得た。なお、緩冷却の平均冷却速度は５℃／ｓ未満とした。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積分率、Ｌ６０／Ｌ７、Ｍｎ濃度の標準偏差および表層の平均結晶粒径を求めた。得られた測定結果を表４に示す。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　（１）引張強度特性
　得られた熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さＴＳおよび全伸びＥＬ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。
　引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａかつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌ≧１５０００（ＭＰａ・％）を満たした場合、強度および延性に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定した。
（２）せん断加工性
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により測定した。穴直径１０ｍｍ、クリアランス２５％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで打ち抜き穴を作製した。次に打ち抜き穴の圧延方向に直角な断面を樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡で断面形状を撮影した。得られた観察写真では、図１に示すような加工断面を観察することができる。観察写真において、鋼板の下面に沿う直線１と、バリの頂点（バリ部分の鋼板の下面と板厚方向に最も遠い点）を通り鋼板の下面に平行な直線２とを引き、この２直線の距離（図１のｄ）をバリ高さと定義した。各クリアランスにおいて打ち抜き穴１０個について最大のバリ高さを測定し、クリアランス２５％でも最大のバリ高さが１５．０μｍ以下であればせん断加工性に優れた熱延鋼板であるとして、合格と判定した。
（３）耐曲げ内割れ性
　曲げ試験片は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し、以下の曲げ試験により耐曲げ内割れ性を評価した。
　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）に準拠して耐曲げ内割れ性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。Ｒ／ｔ≦２．５であった場合、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板であると判断した。
　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、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
　得られた測定結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１、２、７、１２～２４、３０および３１において、優れた強度、延性、せん断加工性を有する熱延鋼板が得られた。更に、表層の平均粒径が３．０μｍ未満である製造Ｎｏ．１、２、１３～２０、２２～２４、３０および３１において、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板が得られた。
　一方、比較例である製造Ｎｏ．３～６、８～１１および２５～２９は、特性（引張強さＴＳ、全伸びＥＬ、せん断加工性）のうちいずれか一つ以上が劣った。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎ：０．１０００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
    Ｓｎ：０～０．０５０％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、
    　面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が６０°である粒界の長さＬ６０と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ６０／Ｌ７が０．６０未満であり、
    　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～２．００％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
    Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する
    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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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021182395A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16
CN113549826A (zh) * 2021-07-13 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法
WO2022044494A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044495A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044492A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044493A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022269742A1 (ja) * 2021-06-22 2022-12-29 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115491587A (zh) * 2022-07-06 2022-12-20 鞍钢股份有限公司 耐腐蚀性良好的高应变v强化管线宽厚板及其生产方法
CN115386796B (zh) * 2022-08-15 2023-03-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种ct150级连续油管用热轧钢带及其生产方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59222528A (ja) * 1983-05-31 1984-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延高張力鋼板の製造方法
JPH10168544A (ja) 1996-12-10 1998-06-23 Nkk Corp 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法
JPH1161326A (ja) 1997-08-06 1999-03-05 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
JP2005177903A (ja) 2003-12-17 2005-07-07 Kajiume Kogyo Kk 異径ワークのセンターレス研削加工方法及びその装置
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2007070661A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2019181314A (ja) 2018-04-02 2019-10-24 三菱電機株式会社 集塵装置、換気設備および電気掃除機

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2297291C (en) * 1999-02-09 2008-08-05 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
MX338997B (es) * 2011-03-28 2016-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
US9567658B2 (en) * 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10301697B2 (en) 2015-11-19 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN109563580A (zh) * 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
JP6465266B1 (ja) * 2017-07-07 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
MX2020001538A (es) 2017-10-30 2020-07-13 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente y metodo para producir la misma.

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59222528A (ja) * 1983-05-31 1984-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延高張力鋼板の製造方法
JPH10168544A (ja) 1996-12-10 1998-06-23 Nkk Corp 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法
JPH1161326A (ja) 1997-08-06 1999-03-05 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
JP2005177903A (ja) 2003-12-17 2005-07-07 Kajiume Kogyo Kk 異径ワークのセンターレス研削加工方法及びその装置
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2007070661A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2019181314A (ja) 2018-04-02 2019-10-24 三菱電機株式会社 集塵装置、換気設備および電気掃除機

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021182395A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16
WO2021182395A1 (ja) * 2020-03-11 2021-09-16 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
JP7348574B2 (ja) 2020-03-11 2023-09-21 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044494A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044495A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044492A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022044493A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
JP7564463B2 (ja) 2020-08-27 2024-10-09 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
JP7564464B2 (ja) 2020-08-27 2024-10-09 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022269742A1 (ja) * 2021-06-22 2022-12-29 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN113549826A (zh) * 2021-07-13 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法
CN113549826B (zh) * 2021-07-13 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法

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CN114502759B (zh) 2023-02-28
KR102706912B1 (ko) 2024-09-19

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