WO2021090642A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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rolling
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翔平 藪
邦夫 林
林　宏太郎
和政 筒井
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日本製鉄株式会社
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for producing the same. Specifically, the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility, perforation property and toughness, and a method for producing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-201427 filed in Japan on November 6, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • a steel sheet having both high strength and excellent moldability is strongly desired.
  • the moldability a steel sheet having excellent ductility and hole expanding property is particularly desired.
  • the steel plate applied to the automobile body is also required to have excellent toughness in order to sufficiently absorb the impact at the time of a collision.
  • the bainite fraction is 80% or more, and the average particle size r (nm) of the precipitate is expressed by the formula (r ⁇ 207 ⁇ (27.4 ⁇ (V) + 23.5 ⁇ (Nb) + 31). .4 ⁇ (Ti) + 17.6 ⁇ (Mo) + 25.5 ⁇ (Zr) + 23.5 ⁇ (W)) is satisfied, and the average particle size r and the precipitate fraction f are given by the formula (r / f ⁇ 12000). ), A high-strength hot-rolled steel sheet having excellent fatigue characteristics and stretch flangeability is disclosed.
  • the steel structure at a depth of 1/4 of the thickness from the surface of the steel sheet is, in area%, bainite: 60% or more, polygonal ferrite: 5% or more and less than 30%, retained austenite: less than 3%.
  • V ⁇ s> 1.5V ⁇ q where V ⁇ s is the area ratio (%) of polygonal ferrite at a depth of 100 ⁇ m from the surface of the steel sheet, and V ⁇ q is the polygonal at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet characterized by satisfying (the area ratio of ferrite) is disclosed.
  • Patent Documents 1 and 2 toughness is not considered.
  • the present inventors have found that it is necessary not only to improve ductility and hole-expandability but also to secure toughness in order to achieve both weight reduction of the vehicle body and collision characteristics.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility, hole-expanding property and toughness, and a method for producing the same.
  • the steel plate applied to the automobile body may be required to have excellent punching characteristics in addition to the above-mentioned characteristics. Therefore, it is an object of the present invention to preferably provide a hot-rolled steel sheet having excellent punching characteristics in addition to the above-mentioned characteristics and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • (1) The hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%. C: 0.030 to 0.200%, Si: 0.05-2.50%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol.
  • the metal structure is% of the area, Bainite: 80.0% or more, Ferrite: 10.0% or less, Remaining tissue: 10.0% or less, In said bainite, ⁇ 110> direction as an axis, the sum of the density of the grain
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has a chemical composition of mass%. Nb: 0.005 to 0.200%, B: 0.001 to 0.010%, V: 0.005 to 1.00%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cu: 0.005 to 1.00%, W: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 1.00%, Ni: 0.005 to 1.00%, Co: 0.005 to 1.00%, Ca: 0.0005-0.010%, Mg: 0.0005-0.010%, REM: 0.0005 to 0.010%, and Zr: 0.0005 to 0.010% It may contain one or more of the group consisting of. (3) The hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above has the above-mentioned metal structure.
  • the average particle size of the old austenite grains is 10 to 30 ⁇ m.
  • the ratio l d / S d of the major axis l d and the minor axis S d of the old austenite grains may be 2.0 or less.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to another aspect of the present invention is A heating step of holding the slab having the chemical composition described in (1) above at a heating temperature of 1200 ° C. or higher for 1.0 hour or longer, A hot rolling process in which rough rolling is performed so that the rough rolling completion temperature is 1000 ° C. or higher and the total rolling reduction ratio exceeds 65%, and finish rolling is performed so that the finish rolling completion temperature is 860 to 980 ° C.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to (4) above is as follows.
  • the total rolling reduction in the rough rolling is 70% or more.
  • the finish rolling may be performed so that the rolling reduction of all three steps after the finish rolling is less than 25%.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a mass% of C: 0.030 to 0.200%, Si: 0.05 to 2.50%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. .. Al: 0.001 to 2.000%, Ti: 0.030 to 0.200%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.010% or less, and the balance: Contains Fe and impurities.
  • C 0.030 to 0.200%
  • Si 0.05 to 2.50%
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • sol. .. Al 0.001 to 2.000%
  • Ti 0.030 to 0.200%
  • P 0.020% or less
  • S 0.020% or less
  • N 0.010% or less
  • C 0.030 to 0.200%
  • C is an element that promotes the formation of bainite by improving the strength of the hot-rolled steel sheet and improving the hardenability.
  • the C content is set to 0.030% or more.
  • the C content is 0.040% or more.
  • the C content is set to 0.200% or less.
  • the C content is preferably 0.180% or less.
  • Si 0.05-2.50%
  • Si is an element that contributes to solid solution strengthening and is an element that contributes to improving the strength of hot-rolled steel sheets. Further, 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 1.00% or more.
  • Si is an element that promotes the formation of a mixture (MA) of hard martensite (hereinafter, when simply referred to as martensite, it means fresh martensite) and retained austenite. When the Si content exceeds 2.50%, MA is generated and the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, the Si content is 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.00% or less.
  • Mn 1.00 to 4.00% Mn dissolves in the steel and contributes to the increase in the strength of the hot-rolled steel sheet, and promotes the formation of bainite by improving the hardenability, thereby improving the hole-expanding property of the hot-rolled steel sheet.
  • the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is 1.30% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is 3.50% or less.
  • sol. Al 0.001 to 2.000% Like Si, Al has an action of deoxidizing the steel to make the steel sound. 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. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, an increase in oxide-based inclusions is caused, and the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, sol. The Al content is 2.000% or less. sol. The Al content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.300% or less. In this embodiment, sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid solution Al existing in steel in a solid solution state.
  • Ti 0.030 to 0.200% Ti is precipitated as carbide or nitride in steel, and has an action of finening the metal structure by a pinning effect and improving the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Ti content is less than 0.030%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.030% or more.
  • the Ti content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
  • the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.170% or less, more preferably 0.150% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an element that dissolves in steel and contributes to increasing the strength of hot-rolled steel sheet.
  • P is also an element that segregates at the grain boundaries, particularly the former austenite grain boundaries, and promotes the grain boundary fracture due to the grain boundary segregation, thereby causing a decrease in the workability of the hot-rolled steel sheet.
  • the P content is preferably as low as possible, but a P content of up to 0.020% is acceptable. Therefore, the P content is set to 0.020% or less. Preferably, the P content is 0.015% or less.
  • the P content is preferably 0%, but if it is reduced to less than 0.0001%, the production cost increases, so the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is an element that adversely affects weldability and manufacturability during casting and hot rolling.
  • S combines with Mn to form coarse MnS. This MnS deteriorates the bendability and hole widening property of the hot-rolled steel sheet, and promotes the occurrence of delayed fracture.
  • the S content is preferably as low as possible, but the content of S up to 0.020% is acceptable. Therefore, the S content is set to 0.020% or less.
  • the S content is 0.015% or less.
  • the S content is preferably 0%, but if it is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases and it is economically disadvantageous. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms a coarse nitride in steel. This nitride deteriorates the bendability and hole expansion property of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Preferably, the N content is 0.008% or less. Since reducing the N content to less than 0.0001% causes a significant increase in manufacturing cost, the N content may be 0.0001% or more.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities mean those mixed from ore as a raw material, scrap, manufacturing environment, etc., and / or those permitted within a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. To do.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may contain the following elements as optional elements in addition to a part of Fe.
  • the lower limit of the content when the following optional elements are not contained is 0%.
  • each arbitrary element will be described in detail.
  • Nb 0 to 0.200%
  • Nb is an element that forms carbides during hot rolling and contributes to improving the strength of hot-rolled steel sheets by precipitation strengthening.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is set to 0.200% or less.
  • B 0 to 0.010%
  • B is an element that segregates at the grain boundaries of the former austenite, suppresses the formation and growth of ferrite, and contributes to the improvement of the strength and hole expansion property of the hot-rolled steel sheet.
  • the B content is preferably 0.001% or more.
  • the B content is set to 0.010% or less.
  • V 0 to 1.00%
  • V is an element that forms a carbonitride during hot rolling and contributes to the improvement of the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation strengthening.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is set to 1.00% or less.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element that promotes the formation of bainite by improving the hardenability of steel and contributes to the improvement of the strength and hole expansion of hot-rolled steel sheets.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • Cu 0 to 1.00%
  • Cu is an element that is effective in ensuring the strength of the hot-rolled steel sheet in a stable manner. Therefore, Cu may be contained. However, even if it is contained in an amount exceeding 1.00%, the effect of the above action is likely to be saturated and may be economically disadvantageous. Therefore, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of the above action more reliably.
  • W 0 to 1.00% W is an element that is effective in improving the strength of hot-rolled steel sheets by solid or precipitation. However, even if it is contained in an amount exceeding 1.00%, the effect of the above action is likely to be saturated and may be economically disadvantageous. Therefore, the W content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less. The W content is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of the above action more reliably.
  • Cr 0 to 1.00% Cr is an element that is effective in improving the hardenability and the strength of the hot-rolled steel sheet. However, even if it is contained in an amount exceeding 1.00%, the effect of the above action is likely to be saturated and may be economically disadvantageous. Therefore, the Cr content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less. The Cr content is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of the above action more reliably.
  • Ni 0 to 1.00%
  • Ni is an element that is effective in improving the hardenability and the strength of hot-rolled steel sheets. However, if it is contained in excess of 1.00%, the hardenability is excessively increased and the martensite structure fraction is increased, which may deteriorate the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less. The Ni content is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of the above action more reliably.
  • Co 0 to 1.00%
  • Co is an element that is effective in improving the strength of hot-rolled steel sheets by strengthening the solid solution. However, even if it is contained in an amount exceeding 1.00%, the effect of the above action is likely to be saturated and may be economically disadvantageous. Therefore, the Co content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less. The Co content is preferably 0.005% or more in order to obtain the effect of the above action more reliably.
  • Ca 0 to 0.010% Mg: 0 to 0.010% REM: 0 to 0.010% Zr: 0 to 0.010%
  • Ca (calcium), Mg (magnesium), REM (rare earth element), and Zr (zirconium) are all elements that contribute to inclusion control, especially fine dispersion of inclusions, and enhance the toughness of hot-rolled steel sheets. Is. Therefore, these elements may be contained. However, if each of the elements is contained in an amount of more than 0.010%, deterioration of the surface texture may become apparent. Therefore, the content of each of these elements is 0.010% or less. The content of each of these elements is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, respectively. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable that each element is 0.0005% or more.
  • 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 chemical composition of the hot-rolled steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • OES emission spectroscopic analysis
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the hot-rolled steel plate according to the present embodiment has a metal structure having an area% of bainite: 80.0% or more, ferrite: 10.0% or less, and a residual structure of 10.0% or less. ⁇ 110> direction as an axis, the sum of 0.35 to 0 of the density of the grain boundaries of the length L 68 length L 7 and misorientation of the grain boundary misorientation is 7 ° is 68 °. It is 60 ⁇ m / ⁇ m 2 .
  • an average particle diameter of the prior austenite grain is 10 ⁇ 30 [mu] m
  • the ratio of the major axis l d and the short axis S d of the prior austenite grain l d / S d may be 2.0 or less.
  • the metal structure is defined as a cross section parallel to the rolling direction, a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface, and a metal structure at the center position in the plate width direction. The reason is that the metallographic structure at this position represents a typical metallographic structure of the steel sheet.
  • Bainite 80.0% or more Bainite means a structure having a lath-shaped bainite ferrite and a structure having Fe-based carbides between and / or inside the bainite ferrite. Unlike polygonal ferrite, bainitic ferrite has a lath-like shape and has a relatively high dislocation density inside, so it can be easily distinguished from other structures using SEM or TEM.
  • the area ratio of bainite is set to 80.0% or more. It is preferably 85.0% or more, and more preferably 90.0% or more.
  • Ferrite 10.0% or less Ferrite is polygonal ferrite, and bainitic ferrite is not included in ferrite. If the area ratio of ferrite exceeds 10.0%, the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 10.0% or less. It is preferably 5.0% or less. From the viewpoint of ensuring ductility, the area ratio of ferrite may be 1.0% or more.
  • Residual tissue (cementite, pearlite, martensite, tempered martensite and retained austenite): 10.0% or less in total Cementite, pearlite, martensite, tempered martensite and retained austenite are all origins of voids during deformation. It is a structure that deteriorates the hole expandability of hot-rolled steel sheets. If the total area ratio of these residual tissues exceeds 10.0%, the desired ductility and perforation property cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the residual tissue (cementite, pearlite, martensite, tempered martensite and retained austenite) shall be 10.0% or less. It is preferably 5.0% or less.
  • the area ratio of the remaining structure is 5. It is preferably 0.0% or less. More preferably, it is 3.0% or less.
  • a test piece is taken from the hot-rolled steel sheet so that the metal structure can be observed from the surface at a depth of 1/4 of the plate thickness and at the center position in the plate width direction with a cross section parallel to the rolling direction.
  • the diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirrored using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. Finish.
  • polishing is performed with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • the length is 50 ⁇ m
  • the depth from the surface to 1/8 of the plate thickness to the surface to the plate thickness is 3 so that the 1/4 depth position from the surface is the center.
  • the / 8 depth region is measured by electron backscatter diffraction at a measurement interval of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • 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 obtained crystal orientation information is used to calculate the area ratio of retained austenite using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. Those having a crystal structure of fcc are judged to be retained austenite.
  • the maximum value of "Grain Average IQ" in the ferrite region is set to I ⁇ under the condition that the 5 ° grain boundary is defined as the grain boundary.
  • the region above I ⁇ / 2 is extracted as bainite, and the region below I ⁇ / 2 is extracted as “residual tissue other than retained austenite (cementite, pearlite, martensite and tempered martensite)”.
  • the area ratio of the extracted bainite is obtained.
  • the area ratio of the extracted "residual tissue other than retained austenite (cementite, pearlite, martensite and tempered martensite)" is calculated, and the area ratio of the above retained austenite is added to obtain the residual structure (cementite, pearlite). , Martensite, tempered martensite and retained austenite).
  • cementite, pearlite, martensite and tempered martensite can be distinguished by the following method. First, in order to observe the same region as the EBSD measurement region by SEM, a Vickers indentation is imprinted in the vicinity of the observation position. After that, the contamination on the surface layer is removed by polishing, leaving the structure of the observation surface, and nightal etching is performed. Next, the same field of view as the EBSD observation surface is observed by SEM at a magnification of 3000 times.
  • the region having a substructure in the grain and where cementite is precipitated with a plurality of variants is determined to be tempered martensite.
  • the region where cementite is deposited in a lamellar manner is judged to be pearlite.
  • Spherical particles with high brightness and particle size (diameter equivalent to a circle) of 2 ⁇ m or less are judged to be cementite.
  • the region where the brightness is high and the substructure is not exposed by etching is judged as "martensite and retained austenite”.
  • the area ratio of martensite can be obtained by subtracting the area ratio of retained austenite obtained by the above-mentioned EBSD from the area ratio of the obtained "martensite and retained austenite".
  • a method such as buffing using alumina particles having a particle size of 0.1 ⁇ m or less or Ar ion sputtering may be used.
  • In bainite as an axis of ⁇ 110> direction, the sum of the density of the grain boundaries of the length L 68 length L 7 and misorientation of the grain boundary misorientation is 7 ° is 68 °: 0. 35-0.60 ⁇ m / ⁇ m 2
  • the total density of L 7 and L 68 is set to 0.35 ⁇ m / ⁇ m 2 or more. Preferably, it is 0.40 ⁇ m / ⁇ m 2 or more.
  • the total density of L 7 and L 68 exceeds 0.60 ⁇ m / ⁇ m 2 , the ductility of bainite is lowered, and excellent ductility and hole expansion property cannot be obtained in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the total density of L 7 and L 68 is set to 0.60 ⁇ m / ⁇ m 2 or less. Preferably, it is 0.55 ⁇ m / ⁇ m 2 or less.
  • 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 crystal boundary in which the crystal orientations of the crystal grains A and the crystal grains B are the same when rotated by X ° about 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 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.
  • L 7 is obtained by performing analysis in at least 5 visual fields in the region and calculating the average value of the lengths of grain boundaries having a crystal orientation difference of 7 ° around the ⁇ 110> direction in bainite.
  • L 68 is obtained by calculating the average value of the lengths of the grain boundaries having a crystal orientation difference of 68 ° about the ⁇ 110> direction in bainite. As described above, a directional difference of ⁇ 4 ° is allowed.
  • the length L 7 of the grain boundary having a crystal orientation difference of 7 ° and the crystal orientation difference of 68 in the bainite with the ⁇ 110> direction as the axis By dividing the obtained L 7 and L 68 by the measurement area, the length L 7 of the grain boundary having a crystal orientation difference of 7 ° and the crystal orientation difference of 68 in the bainite with the ⁇ 110> direction as the axis. Obtain the sum of the densities of grain boundary length L 68, which is °. In order to extract only bainite and measure the density of the length of a specific grain boundary, the region having more than I ⁇ / 2 may be extracted as bainite, as in the case of obtaining the area ratio of bainite.
  • Average particle size of old austenite grains 10-30 ⁇ m
  • the ratio of the major axis l d to the minor axis S d of the old austenite grains l d / S d 2.0 or less
  • the average particle size of the old austenite grains is 10 to 30 ⁇ m.
  • the ratio l d / S d of the major axis l d and the minor axis S d of the old austenite grains may be 2.0 or less.
  • the following describes the measuring method of the ratio l d / S d of the long axis l d and the short axis S d of the average particle diameter and the former austenite grains prior austenite grains.
  • a test piece is taken from the hot-rolled steel sheet so that the metal structure can be observed from the surface at a depth of 1/4 of the plate thickness and at the center position in the plate width direction with a cross section parallel to the rolling direction.
  • Former austenite grain boundaries are revealed by corroding the observation surface with a saturated aqueous solution of picric acid.
  • a magnified photograph of a cross section parallel to the rolling direction that has been corroded, at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and at the center position in the plate width direction is taken with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1000 times and 5 fields or more. ..
  • SEM scanning electron microscope
  • the circle-equivalent diameter (diameter) of at least 20 old austenite grains having a circle-equivalent diameter (diameter) of 2 ⁇ m or more, which are included in each SEM photograph, is obtained by image processing, and the average value of these is calculated to obtain the old value.
  • the average value of the major and minor axes obtained by measuring for each prior austenite grains obtaining a long axis l d and the short axis S d of prior austenite grains.
  • the ratio l d / S d of the major axis l d and the minor axis S d of the old austenite grains is obtained.
  • Tensile strength 780 MPa or more
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a tensile (maximum) strength of 780 MPa or more. If the tensile strength is less than 780 MPa, the applicable parts are limited, and the contribution of weight reduction of the vehicle body is small.
  • the tensile strength is preferably 980 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1800 MPa from the viewpoint of suppressing mold wear.
  • Total elongation 14.0% or more
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have a total elongation of 14.0% or more.
  • the upper limit of the total elongation is not particularly limited, but may be 30.0% or less or 25.0% or less.
  • Tensile strength and total elongation are measured in accordance with JIS Z 2241: 2011 using JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece may be the center position in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be the longitudinal direction.
  • the crosshead speed is 3 mm / min.
  • Hole expansion rate 50% or more
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have a hole expansion rate of 50% or more.
  • the upper limit of the hole expansion rate is not particularly limited, but may be 90% or less or 85% or less.
  • the hole expansion rate is obtained by performing a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256: 2010.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have an impact value at ⁇ 40 ° C. of 60 J / cm 2 or more. It is not necessary to particularly limit the upper limit of the impact value at -40 °C but, 180 J / cm 2 or less, or 175J / cm 2 may be less.
  • a sub-sized Charpy impact test piece is taken from an arbitrary position on the hot-rolled steel sheet, and the impact value at ⁇ 40 ° C. is determined according to the test method described in JIS Z 2242: 2005.
  • the 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 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 steel plate according to this 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 becomes difficult to miniaturize the metal structure, particularly the old austenite grains, and it may be difficult to secure the above-mentioned metal structure in terms of the structure fraction. 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 galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, 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
  • a preferred method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment includes the following steps.
  • 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 mixture After cooling to a temperature range of 570 to 620 ° C at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher and winding, the mixture is held in a temperature range of 500 to 580 ° C. for 2.0 to 12.0 hours, and then cooled to room temperature. Cooling process.
  • the finish rolling may be performed so that the total reduction rate in the rough rolling is 70% or more and the reduction rate in each of the three subsequent stages of the finish rolling is less than 25%.
  • Heating step the slab having the above-mentioned chemical composition is heated to a heating temperature of 1200 ° C. or higher and held for 1.0 hour. Since the coarse precipitates present at the slab stage cause cracks during rolling and deterioration of material properties, it is preferable to heat the steel material before hot rolling to dissolve the coarse carbides as a solid solution. Therefore, the heating temperature is set to 1200 ° C. or higher, and the holding time is set to 1.0 hour or higher. The preferred heating temperature is 1230 ° C. or higher, and the preferred holding time is 3.0 hours or higher.
  • the heating temperature is set to 1400 ° C. or less, and the holding time is 20. It may be 0 hours or less.
  • the slab to be heated is preferably produced by continuous casting from the viewpoint of manufacturing cost, but may be produced by another casting method (for example, ingot forming method).
  • Hot rolling step When rough rolling is performed at a temperature lower than 1000 ° C., the old austenite grains are not sufficiently recrystallized, so that the texture develops and the desired hole-expanding property cannot be obtained. Therefore, rough rolling is performed so that the rough rolling completion temperature is 1000 ° C. or higher. Preferably, it is 1050 ° C. or higher. On the other hand, when rough rolling is performed at a temperature exceeding 1300 ° C., the amount of scale generated increases and the yield may decrease. Therefore, the rough rolling completion temperature may be 1300 ° C. or lower.
  • the total reduction rate in rough rolling is set to more than 65%.
  • the total rolling reduction in rough rolling is preferably 68% or more, more preferably 70% or more, and even more preferably 80% or more.
  • the upper limit of the total rolling reduction in rough rolling is not particularly limited, but may be 90% or less.
  • the average particle size and aspect ratio of the former austenite grains described above can be realized. Can be done.
  • the finish rolling completion temperature is set to 860 ° C. or higher.
  • the temperature is 900 ° C. or higher.
  • the finish rolling completion temperature is set to 980 ° C. or lower. It is preferably 950 ° C. or lower.
  • the total reduction ratio in the rough rolling and the three steps after the finish rolling are performed.
  • the rolling reduction rate may be strictly controlled. Specifically, as described above, the total rolling reduction in the rough rolling may be 70% or more, and the rolling reduction in the three subsequent stages of the finish rolling may be less than 25%.
  • the rolling reduction of three steps after the finish rolling that is, the rolling reduction of at least one of the final pass of the finish rolling, the second pass from the final pass, and the third pass from the final pass is 25% or more
  • the rolling is performed.
  • the old austenite grains become flat, and the old austenite grains having a large aspect ratio, which is the starting point of cracking during punching, are formed. Therefore, the reduction rate of the third stage after the finish rolling (the final pass of the finish rolling, the reduction rate of the second pass from the final pass, and the reduction rate of the third pass from the final pass) may be less than 25%. Preferably, both are 20% or less.
  • the rolling reduction ratio can be expressed as (1-h / h 0 ) ⁇ 100 (%) when the plate thickness after rolling in one pass is h and the plate thickness before rolling is h 0.
  • Cooling step After the hot rolling step, the product is cooled to a temperature range of 570 to 620 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • the average cooling rate is set to 20 ° C./s or more. It is preferably 30 ° C./s or higher, and more preferably 50 ° C./s or higher. From the viewpoint of suppressing the increase in cooling equipment, the average cooling rate may be 200 ° C./s or less.
  • cooling having an average cooling rate of 20 ° C./s or more is performed up to a temperature range of 570 to 620 ° C. If the cooling shutdown temperature exceeds 620 ° C., a desired amount of bainite cannot be obtained. Therefore, the cooling shutdown temperature is set to 620 ° C. or lower.
  • the cooling shutdown temperature may be any temperature as long as it can be maintained in the temperature range of 620 ° C. or lower and 500 to 580 ° C., but in order to maintain the cooling shutdown temperature in the temperature range of 500 to 580 ° C. for 2.0 hours or more, the cooling shutdown temperature is The temperature is preferably 550 ° C. or higher. Further, in order to preferably control the total density of L 7 and L 68 and obtain excellent toughness, the cooling shutdown temperature is preferably 570 ° C. or higher.
  • the cooling shutdown temperature is lower than 500 ° C. and the desired amount of bainite cannot be obtained even if the heating is performed again and then held in the temperature range of 500 to 580 ° C., it is not desirable to heat the bainite after the cooling is stopped. ..
  • the holding temperature is set to a temperature range of 500 to 580 ° C., and the holding time is set to 2.0 to 12.0 hours.
  • the lower limit of the holding temperature is preferably 530 ° C.
  • the upper limit of the holding temperature is preferably 560 ° C.
  • the lower limit of the holding time is preferably 4.0 hours, more preferably 6.0 hours.
  • the upper limit of the holding time is preferably 10.0 hours, more preferably 8.0 hours.
  • the temperature of the steel sheet may be changed or kept constant in the temperature range of 500 to 580 ° C. Further, even if the cooling shutdown temperature of cooling having an average cooling rate of 20 ° C./s or more is less than 580 ° C., it is sufficient that a holding time of 2.0 to 12.0 hours can be secured in a temperature range of 500 to 580 ° C. ..
  • room temperature After performing the above-mentioned holding in the temperature range of 500 to 580 ° C., cool to room temperature. Any method may be used for cooling to room temperature, and in addition to air cooling, cooling may be performed by an appropriate method such as mist cooling or rapid cooling using a water cooling tank.
  • the room temperature referred to here is a temperature range of 20 to 30 ° C.
  • 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.
  • TS tensile strength
  • El total elongation
  • Hole expansion rate ( ⁇ ) The hole expansion rate ( ⁇ ) was evaluated by performing a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256: 2010. When the hole expanding rate ( ⁇ ) was 50% or more, it was judged to be acceptable as having excellent hole expanding property, and when it was less than 50%, it was determined to be rejected as being poor in hole expanding property.
  • Impact value (vE- 40 ) The toughness was evaluated by performing a Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. and determining the impact value. The toughness was evaluated by collecting a sub-sized Charpy impact test piece from an arbitrary position on the hot-rolled steel sheet and determining the impact value at ⁇ 40 ° C. according to the test method described in JIS Z 2242: 2005. When the impact value (vE- 40 ) was 60 J / cm 2 or more, it was judged to be excellent in toughness, and when it was less than 60 J / cm 2 , it was judged to be inferior in toughness.
  • Punching characteristics were evaluated by conducting a punching test and observing the properties of the punched end face.
  • a punched hole was prepared with a hole diameter of 10 mm, a clearance of 12.5%, and a punching speed of 80 mm / s.
  • a cross section perpendicular to the rolling direction of the punched hole was embedded in the resin, and the punched end face was photographed with a scanning electron microscope.
  • "E (Excellent)" was described in Tables 5 to 7 as the punching characteristics were particularly good.
  • the examples of the present invention have high strength and excellent ductility, perforation and toughness. Further, the example of the present invention in which the average particle size of the former austenite grains is 10 to 30 ⁇ m and the ratio l d / S d of the major axis l d to the minor axis S d of the former austenite grains is 2.0 or less is punched. It can be seen that the characteristics are particularly good. On the other hand, it can be seen that the comparative example is inferior in any one or more of strength, ductility, perforation property and toughness.
  • the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility, hole-expanding property and toughness, and a method for producing the same. According to the above-mentioned preferred embodiment according to the present invention, it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having excellent punching characteristics in addition to the above-mentioned characteristics and a method for producing the same.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、ベイナイト：８０．０％以上、フェライト：１０．０％以下、残部組織：１０．０％以下、前記ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計が０．３５～０．６０μｍ／μｍ２であり、引張強さが７８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、高強度であり、且つ延性、穴広げ性および靭性に優れる熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１９年１１月６日に、日本に出願された特願２０１９－２０１４２７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。成形性の中でも、特に、延性および穴広げ性に優れる鋼板が望まれている。また、自動車車体に適用される鋼板には、衝突時の衝撃を十分に吸収するため、靭性に優れることも要求される。
　例えば、特許文献１には、ベイナイト分率が８０％以上で、析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）が式（ｒ≧２０７÷（２７．４×（Ｖ）＋２３．５×（Ｎｂ）＋３１．４×（Ｔｉ）＋１７．６×（Ｍｏ）＋２５．５×（Ｚｒ）＋２３．５×（Ｗ））を満たし、平均粒径ｒと析出物分率ｆとが式（ｒ／ｆ≦１２０００）を満たすことを特徴とする疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
　特許文献２には、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が、面積％で、ベイナイト：６０％以上、ポリゴナルフェライト：５％以上３０％未満、残留オーステナイト：３％未満、ベイナイト、残留オーステナイトおよびポリゴナルフェライトを除く残部：１０％以下であって、鋼板表面から１００μｍ深さ位置のポリゴナルフェライト面積率と板厚の１／４深さ位置のポリゴナルフェライト面積率とが式（Ｖαｓ＞１．５Ｖαｑ、ただし、Ｖαｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率（％）、Ｖαｑは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置でのポリゴナルフェライトの面積率）を満足することを特徴とする熱延鋼板が開示されている。
日本国特開２００９－８４６３７号公報 日本国特開２０１６－５０３３５号公報
　しかしながら、特許文献１および２では、靭性について考慮されていない。本発明者らは、車体軽量化および衝突特性の両立を実現するためには、延性および穴広げ性を向上させるだけでなく、靱性を確保する必要があることを知見した。
　本発明は、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、穴広げ性および靭性を有する熱延鋼板、並びにその製造方法を提供することを目的とする。
　また、自動車車体に適用される鋼板は、上述の特性に加えて更に、打ち抜き特性に優れることが必要とされる場合がある。そのため、本発明は、好ましくは、上述の特性に加えて更に、打ち抜き特性にも優れる熱延鋼板およびその製造方法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）～（ｅ）を得て、本発明を完成した。
（ａ）優れた延性および穴広げ性を得るためには、ベイナイトの面積率を合計で８０．０％以上とすることが必要である。
（ｂ）ベイナイト内の特定方位を持つ粒界密度を制御することで、延性、穴広げ性および靭性をより向上することができる。
（ｃ）ベイナイト内の特定方位を持つ粒界密度を所望の範囲内とするためには、巻取り温度および巻取り後の保持温度および保持時間を制御する必要がある。
（ｄ）打ち抜き特性を向上するためには、旧オーステナイト粒の平均粒径およびアスペクト比を制御する必要がある。
（ｅ）旧オーステナイト粒の所望の平均粒径およびアスペクト比を得るためには、熱間圧延条件をより厳格に制御する必要がある。具体的には、熱間圧延工程における、粗圧延の総圧下率および仕上げ圧延の後段３段の圧下率を厳格に制御する必要がある。
　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：０．０３０～０．２００％、
Ｓｉ：０．０５～２．５０％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０～０．２００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．０１０％、および
Ｚｒ：０～０．０１０％
を含み、残部が鉄および不純物からなり、
　金属組織が、面積％で、
　　ベイナイト：８０．０％以上、
　　フェライト：１０．０％以下、
　　残部組織：１０．０％以下であり、
　前記ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計が０．３５～０．６０μｍ／μｍ２であり、
　引張強さが７８０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．２００％、
Ｂ：０．００１～０．０１０％、
Ｖ：０．００５～１．００％、
Ｍｏ：０．００５～１．００％、
Ｃｕ：０．００５～１．００％、
Ｗ：０．００５～１．００％、
Ｃｒ：０．００５～１．００％、
Ｎｉ：０．００５～１．００％、
Ｃｏ：０．００５～１．００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１０％、および
Ｚｒ：０．０００５～０．０１０％
からなる群のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記金属組織において、
　旧オーステナイト粒の平均粒径が１０～３０μｍであり、
　前記旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄが２．０以下であってもよい。
（４）本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、
　上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを、１２００℃以上の加熱温度で１．０時間以上保持する加熱工程と、
　粗圧延完了温度が１０００℃以上であり、且つ総圧下率が６５％超となるように粗圧延を施し、仕上げ圧延完了温度が８６０～９８０℃となるように仕上げ圧延を施す熱間圧延工程と、
　平均冷却速度２０℃／ｓ以上で５７０～６２０℃の温度域まで冷却して巻き取った後、５００～５８０℃の温度域で２．０～１２．０時間保持し、その後、室温まで冷却する冷却工程とを備える。
（５）上記（４）に記載の熱延鋼板の製造方法は、
　前記熱間圧延工程において、
　前記粗圧延における前記総圧下率を７０％以上とし、
　前記仕上げ圧延の後段３段の圧下率がいずれも２５％未満となるように前記仕上げ圧延を施してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有するとともに、優れた延性、穴広げ性および靭性を有する熱延鋼板、並びにその製造方法を提供することができる。本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上述の特性に加えて、打ち抜き特性にも優れる熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。
　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、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．２００％、Ｓｉ：０．０５～２．５０％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％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。
　Ｃ：０．０３０～０．２００％
　Ｃは、熱延鋼板の強度を向上させるとともに、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０４０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、ベイナイトの生成を制御することが困難となり、マルテンサイトが多量に生成し、熱延鋼板の延性および穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。Ｃ含有量は、０．１８０％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～２．５０％
　Ｓｉは、固溶強化に寄与する元素であり、熱延鋼板の強度向上に寄与する元素である。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％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。
　一方、Ｓｉは硬質なマルテンサイト（以下、単にマルテンサイトと記載する場合は、フレッシュマルテンサイトのことを示す）及び残留オーステナイトの混合物（ＭＡ）の生成を促進する元素である。Ｓｉ含有量が２．５０％超では、ＭＡが生成し、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．３０％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。
　Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、鋼中に固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイトの生成を促進し、熱延鋼板の穴広げ性を向上させる。このような効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．３０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、所望量のベイナイトを得ることができなくなり、熱延鋼板の延性および穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は３．５０％以下である。
　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。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、酸化物系介在物の増加を引き起こし、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。そのため、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％以下であり、より好ましくは１．３００％以下である。
　なお、本実施形態において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。
　Ｔｉ：０．０３０～０．２００％
　Ｔｉは、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、ピン止め効果によって金属組織を微細化して、熱延鋼板の強度を向上する作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０３０％未満では上記作用による効果を得ることができないため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量を０．２００％超とすると、旧オーステナイト粒が再結晶しにくくなり、圧延集合組織が発達することで、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１７０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、鋼中に固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界偏析による粒界破壊を助長することで、熱延鋼板の加工性の低下を引き起こす元素でもある。Ｐ含有量は極力低くすることが好ましいが、０．０２０％までのＰの含有は許容できる。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。
　Ｐ含有量は０％とすることが好ましいが、０．０００１％未満に低減すると製造コストが上昇するため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、溶接性、ならびに鋳造時および熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす元素である。ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成する。このＭｎＳは、熱延鋼板の曲げ性および穴広げ性を劣化させたり、遅れ破壊の発生を助長する。Ｓ含有量は、極力低くすることが好ましいが、０．０２０％までのＳの含有は許容できる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。
　Ｓ含有量は０％とすることが好ましいが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが上昇して経済的に不利であることから、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは鋼中に粗大な窒化物を形成する元素である。この窒化物は、熱延鋼板の曲げ性および穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００８％以下である。
　Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると製造コストの大幅な増加を引き起こすため、Ｎ含有量は０．０００１％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および不純物からなる。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、および／また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の一部に加え、以下の元素を任意元素として含有してもよい。下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、各任意元素について詳細に説明する。
　Ｎｂ：０～０．２００％
　Ｎｂは、熱間圧延時に炭化物を形成して、析出強化により熱延鋼板の強度向上に寄与する元素である。この効果を確実に得るために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなりすぎて、集合組織が発達してしまい、熱延鋼板の穴広げ性が低下する場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成および成長を抑制し、熱延鋼板の強度および穴広げ性向上に寄与する元素である。これらの効果を得るために、Ｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、０．０１０％を超えてＢを含有させても上記効果が飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。
　Ｖ：０～１．００％
　Ｖは、熱間圧延時に炭窒化物を形成して、析出強化により熱延鋼板の強度向上に寄与する元素である。この効果を確実に得るために、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、スラブ中に粗大な炭化物を生成し、加熱工程での割れ発生の要因となる。そのため、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上することでベイナイトの形成を促進し、熱延鋼板の強度および穴広げの向上に寄与する元素である。この効果を確実に得るために、Ｍｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、マルテンサイトが生成しやすくなり、熱延鋼板の伸びおよび穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、熱延鋼板の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、Ｃｕを含有させてもよい。しかし、１．００％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、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％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、Ｃｕ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｗ：０～１．００％
　Ｗは、固体、あるいは析出により、熱延鋼板の強度向上に効果のある元素である。しかし、１．００％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、Ｗ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％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、Ｗ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、焼き入れ性を向上させると共に、熱延鋼板の強度向上に効果的な元素である。しかし、１．００％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、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％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、Ｃｒ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、焼き入れ性を向上させると共に、熱延鋼板の強度向上に効果的な元素である。しかし、１．００％を超えて含有させると、過度に焼入れ性が高まり、マルテンサイトの組織分率が高まることで、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％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、Ｎｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃｏ：０～１．００％
　Ｃｏは、固溶強化により、熱延鋼板の強度向上に効果的な元素である。しかし、１．００％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、Ｃｏ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％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、Ｃｏ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃａ：０～０．０１０％
Ｍｇ：０～０．０１０％
ＲＥＭ：０～０．０１０％
Ｚｒ：０～０．０１０％
　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、熱延鋼板の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０．０１０％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０．０１０％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０．０００５％以上であることが好ましい。
　なお、本実施形態においてＲＥＭとは、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。
　熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）や発光分光分析（ＯＥＳ：Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて測定すればよい。なお、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－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
　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は、金属組織が、面積％で、ベイナイト：８０．０％以上、フェライト：１０．０％以下、残部組織：１０．０％以下であり、前記ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計が０．３５～０．６０μｍ／μｍ２である。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、上記金属組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０～３０μｍであり、旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄが２．０以下であってもよい。
　なお、本実施形態において、金属組織については、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を規定する。その理由は、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。
　ベイナイト：８０．０％以上
　ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニティックフェライトの間および／または内部にＦｅ系炭化物を有する組織とを意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトとは異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有しているため、ＳＥＭやＴＥＭを用いて他の組織と容易に区別できる。
　ベイナイトの面積率が８０．０％未満では、熱延鋼板の靱性および穴広げ性の低下が顕著になる。そのため、ベイナイトの面積率は８０．０％以上とする。好ましくは、８５．０％以上であり、より好ましくは９０．０％以上である。ベイナイトの面積率は高い程好ましいが、フェライト、セメンタイト、あるいはＭＡ（残留オーステナイトおよびマルテンサイトの混合物）の存在により９７．５％以上の面積率の達成は困難であることから、実質的な上限は９７．５％としても良い。
　フェライト：１０．０％以下
　フェライトとは、ポリゴナルフェライトのことであり、ベイニティックフェライトはフェライトに含まれない。フェライトの面積率が１０．０％超であると、所望の引張強さを得ることができない。そのため、フェライトの面積率は１０．０％以下とする。好ましくは５．０％以下である。延性の確保の観点から、フェライトの面積率は１．０％以上としても良い。
　残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト）：合計で１０．０％以下
　セメンタイト、パーライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトはいずれも変形時にボイドの起点となり、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる組織である。これらの残部組織の面積率が合計で１０．０％超であると、所望の延性および穴広げ性を得ることができない。そのため、残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト）の面積率は、１０．０％以下とする。好ましくは５．０％以下である。
　一方、組織制御において、残部組織の面積率を１．０％未満に制御することは実質的に困難であるため、残部組織の面積率は１．０％以上としてもよい。
　また、残部組織の内、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計が小さい程、安定的に優れた穴広げ性が得られるため、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計は５．０％以下であることが好ましい。より好ましくは３．０％以下である。
　以下に、各組織の面積率の測定方法について説明する。
　熱延鋼板から、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が観察できるように試験片を採取する。
　上記試験片の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、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深さ位置が中心となるように、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。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「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、残留オーステナイトの面積率を算出する。なお、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。
　次に、結晶構造がｂｃｃであるものをベイナイト、フェライト、および「残留オーステナイト以外の残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト）」と判断する。これらの領域について、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　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」機能を用いて、１５°粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」が１°以下の領域をフェライトとして抽出する。抽出したフェライトの面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。
　続いて、残部領域（「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」が１°超の領域）の内、５°粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイト、Ｉα／２以下となる領域を「残留オーステナイト以外の残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト）」として抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積率を得る。また、抽出した「残留オーステナイト以外の残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト）」の面積率を算出し、上記残留オーステナイトの面積率を足し合わせることで、残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト）の面積率を得る。
　上記抽出した「残留オーステナイト以外の残部組織（セメンタイト、パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト）」について、下記方法によってセメンタイト、パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトを区別することができる。まず、ＥＢＳＤ測定領域と同領域をＳＥＭで観察するために、観察位置近傍にビッカース圧痕を打刻する。その後、観察面の組織を残して、表層のコンタミを研磨除去し、ナイタールエッチングする。次に、ＥＢＳＤ観察面と同一視野をＳＥＭにより倍率３０００倍で観察する。
　ＥＢＳＤ測定において、残部組織と判別された領域の内、粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が大きく粒径（円相当直径）が２μｍ以下の球状粒子はセメンタイトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域を「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」と判断する。それぞれの面積率を算出することで、焼き戻しマルテンサイト、パーライト、マルテンサイト、並びに「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」の面積率を得る。マルテンサイトの面積率については、得られた「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」の面積率から、上述のＥＢＳＤにより求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより得ることができる。
　なお、観察面表層のコンタミ除去については、粒子径０．１μｍ以下のアルミナ粒子を用いたバフ研磨、あるいはＡｒイオンスパッタリング等の手法を用いればよい。
　ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計：０．３５～０．６０μｍ／μｍ２
　ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計を０．３５～０．６０μｍ／μｍ２とすることで、熱延鋼板の延性、穴広げ性および靭性を向上することができる。
　Ｌ７およびＬ６８の密度の合計が０．３５μｍ／μｍ２未満では、ベイナイトの靱性が著しく低下し、熱延鋼板において所望の靱性を得ることができない。そのため、Ｌ７およびＬ６８の密度の合計は０．３５μｍ／μｍ２以上とする。好ましくは、０．４０μｍ／μｍ２以上である。一方、Ｌ７およびＬ６８の密度の合計が０．６０μｍ／μｍ２超では、ベイナイトの延性が低下し、熱延鋼板において優れた延性および穴広げ性を得ることができない。そのため、Ｌ７およびＬ６８の密度の合計は０．６０μｍ／μｍ２以下とする。好ましくは、０．５５μｍ／μｍ２以下である。
　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Ｌ６８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ける特定粒界の長さの密度の測定に当たっては、１０００倍の倍率、５０μｍ×５０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、ベイナイト内の、＜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。同様に、ベイナイト内の＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が６８°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ６８を得る。なお、前述したように、±４°の方位差を許容する。
　得られたＬ７およびＬ６８を測定面積で除することで、ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計を得る。ベイナイトのみを抽出して特定粒界の長さの密度の測定を行うためには、ベイナイトの面積率を求めるときと同様に、Ｉα／２超となる領域をベイナイトとして抽出すればよい。
　旧オーステナイト粒の平均粒径：１０～３０μｍ
　旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄ：２．０以下
　本実施形態に係る熱延鋼板では、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０～３０μｍであり、旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄが２．０以下であってもよい。旧オーステナイト粒の平均粒径とｌｄ／Ｓｄとを上記範囲内に制御することで、熱延鋼板の打ち抜き特性を向上することができる。
　以下に、旧オーステナイト粒の平均粒径および旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄの測定方法について説明する。
　熱延鋼板から、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が観察できるように試験片を採取する。観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食することにより、旧オーステナイト粒界を現出させる。腐食処理した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の拡大写真を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で倍率１０００倍で、５視野以上撮影する。各ＳＥＭ写真に含まれる、少なくとも２０個の、円相当径（直径）が２μｍ以上である旧オーステナイト粒の円相当径（直径）を画像処理により求め、これらの平均値を算出することにより、旧オーステナイト粒の平均粒径を得る。円相当径が２μｍ未満の旧オーステナイト粒が含まれる場合、これを除外して上述の測定を実施する。
　また、上述の各ＳＥＭ写真に含まれる、少なくとも２０個の、円相当径（直径）が２μｍ以上の旧オーステナイト粒の長軸および短軸を測定する。各旧オーステナイト粒について測定して得られた長軸と短軸との平均値を算出することで、旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとを得る。これらの比を算出することで、旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄを得る。
　引張強さ：７８０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが７８０ＭＰａ以上である。引張強さが７８０ＭＰａ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。引張強さは９８０ＭＰａ以上であることが好ましい。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、１８００ＭＰａとしてもよい。
　全伸び：１４．０％以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、全伸びが１４．０％以上であってもよい。全伸びの上限は特に限定する必要は無いが、３０．０％以下または２５．０％以下としてもよい。
　引張強さおよび全伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。クロスヘッド速度は、３ｍｍ／ｍｉｎとする。
　穴広げ率：５０％以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、穴広げ率が５０％以上であってもよい。穴広げ率の上限は特に限定する必要は無いが、９０％以下または８５％以下としてもよい。
　穴広げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことで得る。
　－４０℃での衝撃値：６０Ｊ／ｃｍ２以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、－４０℃での衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ２以上であってもよい。－４０℃での衝撃値の上限は特に限定する必要は無いが、１８０Ｊ／ｃｍ２以下または１７５Ｊ／ｃｍ２以下としてもよい。
　熱延鋼板の任意の位置からサブサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載の試験方法に従って－４０℃における衝撃値を求める。
　板厚：０．６～８．０ｍｍ
　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。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、特に旧オーステナイト粒の微細化が困難となり、組織分率の点で、上述した金属組織を確保す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。
　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。
　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。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法は、以下の工程を備える。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。
　所定の化学組成を有するスラブを、１２００℃以上の加熱温度で１．０時間以上保持する加熱工程、
　粗圧延完了温度が１０００℃以上であり、且つ総圧下率が６５％超となるように粗圧延を施し、仕上げ圧延完了温度が８６０～９８０℃となるように仕上げ圧延を施す熱間圧延工程、
　平均冷却速度２０℃／ｓ以上で５７０～６２０℃の温度域まで冷却して巻き取った後、５００～５８０℃の温度域で２．０～１２．０時間保持し、その後、室温まで冷却する冷却工程。
　上記熱間圧延工程において、前記粗圧延における前記総圧下率を７０％以上とし、仕上げ圧延の後段３段の圧下率がいずれも２５％未満となるように前記仕上げ圧延を施してもよい。
　以下、各工程について詳細に説明する。
　加熱工程
　加熱工程では、上述の化学組成を有するスラブを１２００℃以上の加熱温度に加熱し、１．０時間保持する。スラブ段階で存在する粗大な析出物は、圧延中の割れや材料特性の低下を引き起こすため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な炭化物を固溶することが好ましい。そのため、加熱温度は１２００℃以上とし、保持時間は１．０時間以上とする。好ましい加熱温度は１２３０℃以上であり、好ましい保持時間は３．０時間以上である。
　一方、加熱温度が高くなりすぎても、保持時間が長くなりすぎても、スケール発生量が多くなることで歩留まりが低下する場合があるため、加熱温度は１４００℃以下とし、保持時間は２０．０時間以下としてもよい。
　なお、加熱するスラブは、製造コストの観点から連続鋳造によって生産することが好ましいが、その他の鋳造方法（例えば造塊法）で生産しても構わない。
　熱間圧延工程
　１０００℃未満で粗圧延を行うと、旧オーステナイト粒が十分に再結晶しないため、集合組織が発達し、所望の穴広げ性を得ることができない。そのため、粗圧延完了温度が１０００℃以上となるように粗圧延を行う。好ましくは、１０５０℃以上である。一方、粗圧延を１３００℃超で行うと、スケール発生量が多くなることで歩留まりが低下する場合がある。そのため、粗圧延完了温度は１３００℃以下でもよい。
　粗圧延における総圧下率が低い場合、旧オーステナイト粒の結晶粒径が不均一になり、靱性低下の要因となるため、粗圧延における総圧下率は、６５％超とする。粗圧延における総圧下率は、好ましくは６８％以上であり、より好ましくは７０％以上であり、より一層好ましくは、８０％以上である。粗圧延における総圧下率の上限は特に限定しないが、９０％以下としてもよい。
　なお、粗圧延における総圧下率は、スラブ厚さ：ｔｓと、粗圧延終了時の板厚ｔｒとを用いて、（１－ｔｒ／ｔｓ）×１００（％）で表される。
　粗圧延における総圧下率を７０％以上とし、且つ後述のように仕上げ圧延の後段３段の圧下率を厳格に制御することで、上述した旧オーステナイト粒の平均粒径およびアスペクト比を実現することができる。
　仕上げ圧延完了温度が８６０℃未満であると旧オーステナイト粒が十分に再結晶しないため、集合組織が発達し、穴広げ性が劣化する。そのため、仕上げ圧延完了温度は８６０℃以上とする。好ましくは、９００℃以上とする。一方、仕上げ圧延完了温度が９８０℃超であると、旧オーステナイト粒が著しく粗大化し、所望の靱性を得ることができない。そのため、仕上げ圧延完了温度は９８０℃以下とする。好ましくは９５０℃以下である。
　本実施形態では、上述した旧オーステナイト粒の平均粒径およびアスペクト比を実現して、熱延鋼板の打ち抜き特性の向上を図るために、前記粗圧延における総圧下率および仕上げ圧延の後段３段の圧下率を厳格に制御してもよい。具体的には、上述のように前記粗圧延における総圧下率を７０％以上とし、且つ仕上げ圧延の後段３段の圧下率をいずれも２５％未満としてもよい。
　仕上げ圧延の後段３段の圧下率、すなわち仕上げ圧延の最終パス、最終パスから２パス目および最終パスから３パス目の圧下率のうち、１つでも圧下率が２５％以上となると、圧延により、旧オーステナイト粒が扁平形状になり、打ち抜き時の亀裂発生の起点となるアスペクト比の大きい旧オーステナイト粒が形成される。そのため、仕上げ圧延の後段３段の圧下率（仕上げ圧延の最終パス、最終パスから２パス目および最終パスから３パス目の圧下率）はいずれも２５％未満としてもよい。好ましくは、いずれも２０％以下である。なお、圧下率は、１パスにおける圧延後の板厚をｈ、圧延前の板厚をｈ０としたとき、（１－ｈ／ｈ０）×１００（％）で表すことができる。
　冷却工程
　熱間圧延工程の後は、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で５７０～６２０℃の温度域まで冷却する。なお、本実施形態において、平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
　平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、フェライトが多量に析出し、所望量のベイナイトを得ることができない。そのため、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。好ましくは３０℃／ｓ以上であり、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。冷却設備増大を抑制する観点から、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下としてもよい。
　また、平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却は、５７０～６２０℃の温度域まで行う。冷却停止温度が６２０℃超であると、所望量のベイナイトを得ることができない。そのため、冷却停止温度は６２０℃以下とする。冷却停止温度は、６２０℃以下かつ、５００～５８０℃の温度域で保持できる温度であれば良いが、５００～５８０℃の温度域で２．０時間以上保持するためには、冷却停止温度は５５０℃以上の温度とすることが好ましい。また、Ｌ７およびＬ６８の密度の合計を好ましく制御し、優れた靭性を得るために、冷却停止温度は５７０℃以上とすることが好ましい。
　冷却停止温度が５００℃よりも低く、再度加熱してから５００～５８０℃の温度域での保持を行っても、所望量のベイナイトを得ることができないため、冷却停止後に加熱することは望ましくない。
　平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却の後は、巻取りを行う。巻き取った後は、５００～５８０℃の温度域で２．０～１２．０時間保持する。保持温度が５００～５８０℃の温度域外であると、あるいは保持時間が２．０時間未満または１２．０時間超であると、所望量の、ベイナイト内のＬ７およびＬ６８の密度の合計を得ることができない。そのため、保持温度は５００～５８０℃の温度域とし、保持時間は２．０～１２．０時間とする。保持温度の下限は、好ましくは５３０℃である。保持温度の上限は、好ましくは５６０℃である。保持時間の下限は、好ましくは４．０時間であり、より好ましくは６．０時間である。保持時間の上限は、好ましくは１０．０時間であり、より好ましくは８．０時間である。
　なお、５００～５８０℃の温度域における保持では、５００～５８０℃の温度域で鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。また、平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却の冷却停止温度が５８０℃未満であっても、５００～５８０℃の温度域で２．０～１２．０時間の保持時間が確保できればよい。
　５００～５８０℃の温度域で上述の保持を行った後は、室温まで冷却する。室温までの冷却方法は、いかなる方法を用いても良く、空冷の他に、ミスト冷却、水冷槽を用いた急速冷却等、適切な方法で冷却すればよい。なお、ここでいう室温とは、２０～３０℃の温度域である。
　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の鋼種Ａ～ＡＭ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２～４に示す製造条件により、表５～７に示す熱延鋼板を得た。なお、表２～４における「Ｆ１」、「Ｆ２」および「Ｆ３」はそれぞれ、仕上げ圧延の最終パスの圧下率、最終パスから２パス目の圧下率および最終パスから３パス目の圧下率を示す。また、表４の供試材Ｎｏ．６３は、冷却停止後に再度加熱してから、５００～５８０℃の温度域での保持を行った。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、組織分率、Ｌ７およびＬ６８の密度の合計、旧オーステナイト粒の平均粒径および旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄを求めた。得られた結果を表５～７に示す。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）
　得られた熱延鋼板の機械的性質のうち引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定した。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。クロスヘッド速度は、３ｍｍ／ｍｉｎとした。
　引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の場合を強度に優れるとして合格と判定し、７８０ＭＰａ未満の場合を強度に劣るとして不合格と判定した。また、全伸び（Ｅｌ）が１４．０％以上の場合を延性に優れるとして合格と判定し、１４．０％未満の場合を延性に劣るとして不合格と判定した。
　穴広げ率（λ）
　穴広げ率（λ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことで評価した。
　穴広げ率（λ）が５０％以上の場合を穴広げ性に優れるとして合格と判定し、５０％未満の場合を穴広げ性に劣るとして不合格と判定した。
　衝撃値（ｖＥ－４０）
　靭性は、－４０℃でのシャルピー衝撃試験を行って衝撃値を求めることで評価した。熱延鋼板の任意の位置からサブサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載の試験方法に従って－４０℃における衝撃値を求めることで、靭性を評価した。
　衝撃値（ｖＥ－４０）が６０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を靭性に優れるとして合格と判定し、６０Ｊ／ｃｍ２未満の場合を靭性に劣るとして不合格と判定した。
　打ち抜き特性
　打ち抜き特性は、打ち抜き試験を行って打ち抜き端面性状を観察することで評価した。まず、穴直径１０ｍｍ、クリアランス１２．５％、打ち抜き速度８０ｍｍ／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打ち抜き端面を撮影した。得られた観察写真を観察し、端面荒れが観察されなかった場合、打ち抜き特性が特に良好であるとして表５～７中に「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」と記載した。また、１００μｍ未満の小さなかけおちが観察された場合、打ち抜き特性が良好であるとして表５～７中に「Ｇ（Ｇｏｏｄ）」と記載し、１００μｍ以上の大きなかけおちが観察された場合、打ち抜き特性に劣るとして表５～７中に「Ｂ（Ｂａｄ）」と記載した。
　表５～７を見ると、本発明例は、高い強度を有するとともに、優れた延性、穴広げ性および靭性を有することが分かる。また、旧オーステナイト粒の平均粒径が１０～３０μｍであり、旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄが２．０以下である本発明例は、打ち抜き特性が特に良好であることが分かる。
　一方、比較例は、強度、延性、穴広げ性および靭性のうちいずれか１つ以上が劣ることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明によれば、高い強度を有するとともに、優れた延性、穴広げ性および靭性を有する熱延鋼板、並びにその製造方法を提供することができる。本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上述の特性に加えて、打ち抜き特性にも優れる熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０３０～０．２００％、
    Ｓｉ：０．０５～２．５０％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｎｂ：０～０．２００％、
    Ｂ：０～０．０１０％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｗ：０～１．００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．０１０％、
    Ｍｇ：０～０．０１０％、
    ＲＥＭ：０～０．０１０％、および
    Ｚｒ：０～０．０１０％
    を含み、残部が鉄および不純物からなり、
    　金属組織が、面積％で、
    　　ベイナイト：８０．０％以上、
    　　フェライト：１０．０％以下、
    　　残部組織：１０．０％以下であり、
    　前記ベイナイト内の、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７および結晶方位差が６８°である粒界の長さＬ６８の密度の合計が０．３５～０．６０μｍ／μｍ２であり、
    　引張強さが７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．２００％、
    Ｂ：０．００１～０．０１０％、
    Ｖ：０．００５～１．００％、
    Ｍｏ：０．００５～１．００％、
    Ｃｕ：０．００５～１．００％、
    Ｗ：０．００５～１．００％、
    Ｃｒ：０．００５～１．００％、
    Ｎｉ：０．００５～１．００％、
    Ｃｏ：０．００５～１．００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．０１０％、および
    Ｚｒ：０．０００５～０．０１０％
    からなる群のうち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に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記金属組織において、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径が１０～３０μｍであり、
    　前記旧オーステナイト粒の長軸ｌｄと短軸Ｓｄとの比ｌｄ／Ｓｄが２．０以下である
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有するスラブを、１２００℃以上の加熱温度で１．０時間以上保持する加熱工程と、
    　粗圧延完了温度が１０００℃以上であり、且つ総圧下率が６５％超となるように粗圧延を施し、仕上げ圧延完了温度が８６０～９８０℃となるように仕上げ圧延を施す熱間圧延工程と、
    　平均冷却速度２０℃／ｓ以上で５７０～６２０℃の温度域まで冷却して巻き取った後、５００～５８０℃の温度域で２．０～１２．０時間保持し、その後、室温まで冷却する冷却工程と
    を備えることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記熱間圧延工程において、
    　前記粗圧延における前記総圧下率を７０％以上とし、
    　前記仕上げ圧延の後段３段の圧下率がいずれも２５％未満となるように前記仕上げ圧延を施すことを特徴とする請求項４に記載の熱延鋼板の製造方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022091489A1 (ja) * 2020-10-28 2022-05-05 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
WO2022244706A1 (ja) * 2021-05-17 2022-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
WO2022244707A1 (ja) * 2021-05-17 2022-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
WO2023095866A1 (ja) * 2021-11-26 2023-06-01 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115558863B (zh) * 2022-10-19 2023-04-07 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度≥750MPa的低屈强比海工钢及其生产工艺

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009084637A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP2012062558A (ja) * 2010-09-17 2012-03-29 Jfe Steel Corp 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2015129199A1 (ja) * 2014-02-27 2015-09-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016050335A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP2018009243A (ja) * 2016-06-30 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP2019201427A (ja) 2019-08-28 2019-11-21 キヤノン株式会社 通信装置、探索方法、及びプログラム

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013117953A1 (en) * 2012-02-10 2013-08-15 Ascometal Process for making a steel part, and steel part so obtained
TWI463018B (zh) * 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
KR102090884B1 (ko) * 2015-07-27 2020-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009084637A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP2012062558A (ja) * 2010-09-17 2012-03-29 Jfe Steel Corp 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2015129199A1 (ja) * 2014-02-27 2015-09-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016050335A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP2018009243A (ja) * 2016-06-30 2018-01-18 新日鐵住金株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP2019201427A (ja) 2019-08-28 2019-11-21 キヤノン株式会社 通信装置、探索方法、及びプログラム

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022091489A1 (ja) * 2020-10-28 2022-05-05 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
JP7440804B2 (ja) 2020-10-28 2024-02-29 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
WO2022244706A1 (ja) * 2021-05-17 2022-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
WO2022244707A1 (ja) * 2021-05-17 2022-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
JP7239071B1 (ja) * 2021-05-17 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
JP7239072B1 (ja) * 2021-05-17 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
WO2023095866A1 (ja) * 2021-11-26 2023-06-01 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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