WO2021182389A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2021182389A1
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hot
steel sheet
rolled steel
retained austenite
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PCT/JP2021/008970
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睦海 榊原
洋志 首藤
寛志 多根井
貴昭 堤
翔太 石塚
真輔 甲斐
章文 榊原
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-041811 filed in Japan on March 11, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet having excellent local deformability and excellent ductility with little orientation dependence of formability, and a method for producing the same. The present inventors have found that the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 1 has a large amount of ferrite and therefore has excellent ductility, but the local ductility may be insufficient.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength, ductility and local ductility. Further, more preferably, it is an object of the present invention to provide a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various properties and further having excellent local bendability.
  • 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: 0.100 to 0.350%, Si: 1.00 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol.
  • the rest consists of Fe and impurities
  • the metal structure is% of the area, Bainite: 40-92%, Tempering martensite: 5-40%, Residual austenite: 3-20%, Ferrite: 5% or less, Fresh martensite: 5% or less, and pearlite: 5% or less,
  • the number% of the crystal grains of the bainite in contact with both the tempered martensite and the retained austenite is 80% or more of the total crystal grains of the bainite.
  • the C concentration in the retained austenite is 0.80% by mass or more,
  • the average crystal grain size of the retained austenite is 0.70 ⁇ m or less.
  • the standard deviation of Vickers hardness is 25 HV 0.01 or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above may have a surface roughness Rz of 15.0 ⁇ m or less.
  • (3) The hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above has a chemical composition of% by mass. Ti: 0.005 to 0.300%, Nb: 0.005 to 0.100%, V: 0.005 to 0.500%, 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.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a mass% of C: 0.100 to 0.350%, Si: 1.00 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, 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.
  • C 0.100 to 0.350% C is an element required to obtain the desired strength. If the C content is less than 0.100%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the C content is set to 0.100% or more.
  • the C content is preferably 0.120% or more and 0.150% or more.
  • the C content exceeds 0.350%, the transformation rate becomes slow and MA (mixed phase of martensite and retained austenite) is likely to be formed. As a result, it is not possible to obtain a structure having uniform strength, and it becomes difficult to obtain excellent local ductility. Therefore, the C content is set to 0.350% or less.
  • the C content is preferably 0.330% or less and 0.310% or less.
  • Si 1.00 to 3.00% Si has the effect of delaying the precipitation of cementite. By this action, the amount of austenite remaining untransformed, that is, the surface integral of retained austenite can be increased. Further, by the above action, it is possible to maintain a large amount of solid solution C in the hard phase and prevent coarsening of cementite, and as a result, the strength of the steel sheet can be increased. In addition, Si itself has the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by strengthening the solid solution. 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 1.00%, the effect of the above action cannot be obtained.
  • the Si content is set to 1.00% or more.
  • the Si content is preferably 1.20% or more and 1.50% or more.
  • the Si content exceeds 3.00%, the precipitation of cementite is significantly delayed and the area ratio of retained austenite is excessively increased, which is not preferable.
  • 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 may make 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 and 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%, the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.50% or more and 1.80% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, the local ductility of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.70% or less and 3.50% or less.
  • sol. Al 0.001 to 2.000% sol.
  • Al has the effect of deoxidizing the steel to make the steel sheet sound and suppressing the precipitation of cementite from austenite to promote the formation of retained austenite.
  • 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.
  • sol. The Al content is 2.000% greater, A 3 transformation point is greatly increased, stable becomes difficult to perform hot rolling. Therefore, sol.
  • 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 has an effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained.
  • P is also an element that easily segregates.
  • 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% or more 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 ductility of the hot-rolled steel sheet.
  • the S content exceeds 0.0300%, the ductility of the hot-rolled steel sheet is significantly reduced. 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 it is preferably 0.0001% or more 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 reducing the ductility of the hot-rolled steel sheet. If the N content exceeds 0.1000%, the ductility of the hot-rolled steel sheet is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.1000% or less.
  • the N content is preferably 0.0800% or less and 0.0700% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified in particular, but as will be described later, when one or more of Ti, Nb and V are contained to refine the metal structure, the precipitation of carbonitride
  • the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more in order to promote the above.
  • O 0.0100% or less
  • O forms a coarse oxide that is 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 and 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more and 0.0010% or more in order to disperse a large number of fine oxides when the molten steel is deoxidized.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are elements mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as raw materials, or elements intentionally added in a small amount, which adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. Means something that is acceptable to the extent that it does not exist.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements in addition to the above elements.
  • the lower limit of the content is 0%.
  • Ti 0.005 to 0.300%, Nb: 0.005 to 0.100% and V: 0.005 to 0.500% Since Ti, Nb and V all precipitate as carbides or nitrides in steel and have an action of refining the metal structure by a pinning effect, one or more of these elements are contained. May be good. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ti content should be 0.005% or more, the Nb content should be 0.005% or more, or the V content should be 0.005% or more. It is preferable to do so. However, even if these elements are excessively contained, the effect of the above action is saturated and it is economically unfavorable. Therefore, the Ti content is 0.300% or less, the Nb content is 0.100% or less, and the V content is 0.500% or less.
  • Cu 0.01 to 2.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.02 to 2.00% and B: 0.0001 to 0.0100%
  • Cr, Mo, Ni and B all have the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet.
  • Cr and Ni have an action of stabilizing retained austenite
  • Cu and Mo have an action of precipitating carbides in the steel to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Ni has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu when Cu is contained. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu has the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet and the effect of precipitating it as carbide in the steel at 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 and 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more and 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has an action of enhancing the hardenability of the steel sheet and an action of precipitating carbides in the steel to increase the strength.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more and 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less and 0.20% or less.
  • Ni has the effect of enhancing the hardenability of the 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 steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more and 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 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. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable that any one or more of Ca, Mg, REM and Bi is 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, which in turn reduces the ductility of the hot-rolled steel sheet. May cause you to. 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.
  • Zr, Co, Zn and W 0 to 1.00% in total and Sn: 0 to 0.050% Regarding Zr, Co, Zn and W
  • the present inventors have confirmed that even if the total content of these elements is 1.00% or less, the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired. There is. Therefore, one or more of Zr, Co, Zn and W may be contained in a total of 1.00% or less. Further, the present inventors have confirmed that the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired even if a small amount of Sn is contained, but flaws may occur during hot rolling.
  • the Sn content is 0.050% or less.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the sample with an acid.
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-heat conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is bainite: 40 to 92%, tempered martensite: 5 to 40%, retained austenite: 3 to 20%, ferrite: 5% or less, fresh in area%. Martensite: 5% or less, and pearlite: 5% or less, and the number% of the bainite crystal grains in contact with both the tempered martensite and the retained austenite is 80% or more of the total crystal grains of the bainite.
  • the C concentration in the retained austenite is 0.80% by mass or more, the average crystal grain size of the retained austenite is 0.70 ⁇ m or less, and the standard deviation of bainite hardness is 25 HV 0.01 or less.
  • the metal structure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction at the position 1/4 of the plate thickness from the surface and the center position in the plate width direction is defined. The reason is that the metal structure at this position shows a typical metal structure of the hot-rolled steel sheet.
  • the "1/4 position" of the plate thickness is an observation position for specifying the metal structure, and is not strictly limited to the 1/4 depth. The metal structure obtained by observing somewhere in the range of 1/8 to 3/8 depth of the plate thickness can be regarded as the metal structure at the 1/4 position.
  • Bainite 40-92% Bainite is a structure that improves the strength and ductility of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of bainite is less than 40%, the desired strength and ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of bainite is set to 40% or more. Preferably, it is 50% or more, 55% or more, 65% or more, 70% or more. On the other hand, if the area ratio of bainite exceeds 92%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of bainite is 92% or less. Preferably, it is 90% or less and 85% or less.
  • Tempering martensite 5-40% Tempering martensite is a structure that improves the strength of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of tempered martensite is less than 5%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of tempered martensite is set to 5% or more. Preferably, it is 10% or more and 15% or more. On the other hand, if the area ratio of tempered martensite exceeds 40%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of tempered martensite is 40% or less. Preferably, it is 35% or less and 30% or less.
  • Residual austenite is a structure that improves the ductility of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of retained austenite is less than 3%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 3% or more. Preferably, it is 5% or more, 7% or more, and 10% or more. On the other hand, if the area ratio of retained austenite exceeds 20%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 20% or less. Preferably, it is 18% or less and 15% or less.
  • the area ratio of ferrite is set to 5% or less. Preferably, it is 4% or less, 3% or less, and 2% or less. Since the smaller the area ratio of ferrite is, the more preferable it is, the area ratio of ferrite may be 0%.
  • Fresh martensite 5% or less Since fresh martensite has a hard structure, it contributes to improving the strength of hot-rolled steel sheets. However, fresh martensite has poor ductility and is also an organization that reduces local ductility. If the area ratio of fresh martensite is too large, the desired ductility and local ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of fresh martensite shall be 5% or less. Preferably, it is 4% or less, 3% or less, and 2% or less. Since the smaller the area ratio of fresh martensite is, the more preferable it is, the area ratio of fresh martensite may be 0%.
  • the area ratio of pearlite is set to 5% or less. Preferably, it is 4% or less, 3% or less, and 2% or less. Since the smaller the area ratio of pearlite is, the more preferable it is, the area ratio of pearlite may be 0%.
  • the number% of bainite grains in contact with both tempered martensite and retained austenite is 80% or more of the total bainite grains. We have 80% or more of the total grains of bainite. It was found that the local ductility of the hot-rolled steel sheet was improved by contacting the bainite crystal grains of bainite with both tempered martensite and retained austenite. The present inventors speculate that this mechanism is as follows.
  • the tempered martensite When the retained austenite and the tempered martensite are in contact with each other, at the interface between the retained austenite and the tempered martensite, the tempered martensite at the time of deformation due to the difference in hardness between the soft retained austenite and the hard tempered martensite. Stress concentration occurs in. As a result, voids are likely to be formed at the interface between tempered martensite and retained austenite. Voids formed at the interface between tempered martensite and retained austenite cause deterioration of the local ductility of hot-rolled steel sheets. Therefore, by making sure that 80% or more of the total bainite grains are in contact with both tempered martensite and retained austenite, stress is concentrated on the tempered martensite during deformation. Is less likely to occur. As a result, the local ductility of the hot-rolled steel sheet can be improved.
  • the number% of bainite crystal grains in contact with both tempered martensite and retained austenite is less than 80% of the total grain of bainite, the local ductility of the hot-rolled steel sheet cannot be improved. Therefore, the number% of bainite crystal grains in contact with both tempered martensite and retained austenite is 80% or more of the total bainite crystal grains. Preferably, it is 83% or more, 85% or more, and 87% or more.
  • the upper limit of the number% of the number of bainite crystal grains in contact with both tempered martensite and retained austenite is not particularly specified, but may be 100%, 99%, or 98%.
  • the crystal grains other than the bainite crystal grains that are in contact with both tempered martensite and retained austenite are bainite crystal grains that are not in contact with tempered martensite but are in contact with only retained austenite. And bainite crystals that are in contact with both tempered martensite and pearlite.
  • the area ratio of the tissues other than retained austenite is measured by the following method.
  • a test piece is collected from a hot-rolled steel sheet so that a metal structure can be observed at a plate thickness cross section parallel to the rolling direction, at a position 1/4 of the plate thickness from the surface and at a center position in the plate width direction.
  • the polished surface is nital-corroded, and at least three regions of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m are observed for structure using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • each tissue is identified by the following method. It is a collection of lath-shaped crystal grains, and a structure containing Fe-based carbides having a major axis of 20 nm or more and extending in different directions inside the structure is regarded as tempered martensite. Depending on the heat treatment conditions, a plurality of types of Fe-based carbides may be present inside the tempered martensite.
  • Fresh martensite is a structure with a high dislocation density and substructures such as blocks and packets in the grain, so it should be distinguished from other metal structures by electron channeling contrast images using a scanning electron microscope. Is possible.
  • It is a collection of lath-shaped crystal grains, and has a structure that is not fresh martensite among the structures that do not contain Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside the structure, or contains Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside the structure.
  • a structure in which the Fe-based carbide has a single variant, that is, the Fe-based carbide extending in the same direction, is regarded as bainite.
  • the Fe-based carbide elongated in the same direction means that the difference in the elongation direction of the Fe-based carbide is within 5 °.
  • a structure that is a lumpy crystal grain and does not contain a substructure such as a lath inside the structure is regarded as ferrite.
  • a structure in which plate-shaped ferrite and Fe-based carbide are layered is regarded as pearlite.
  • the number% of bainite crystal grains in contact with both tempered martensite and retained austenite is obtained by performing the following measurement in the same region as that observed with the above-mentioned optical microscope and scanning electron microscope. After polishing the plate thickness cross section using silicon carbide paper of # 600 to # 1500, diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. .. Next, the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by electrolytic polishing. Electron backscattering in a region of 50 ⁇ m in length and 1/8 depth from the surface to 3/8 depth of the plate thickness at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by diffraction method.
  • 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.
  • bainite surrounded by grain boundaries having an average crystal orientation difference of 15 ° or more is regarded as one bainite crystal grain.
  • the crystal orientation information obtained by EBSD analysis is used with the "Image Quality" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device. Can be identified.
  • the area ratio of retained austenite is measured by the following method.
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the integrated intensity of a total of 6 peaks of (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220) is obtained and calculated using the intensity averaging method. As a result, the area ratio of retained austenite is obtained.
  • C concentration in retained austenite 0.80% by mass or more
  • the C concentration (carbon concentration) in retained austenite undergoes a large amount of martensitic transformation in the early stage of deformation, and then Since it acts as hard martensite in the subsequent deformation, it reduces local ductility.
  • the C concentration in the retained austenite is set to 0.80% by mass or more.
  • the C concentration in the retained austenite is more preferably 0.90% by mass or more, 1.00% by mass or more, and 1.20% by mass or more. Further, by setting the C concentration in the retained austenite to 2.00% by mass or less, excessive stabilization of the retained austenite can be suppressed, and transformation-induced plasticity (TRIP) can be more reliably expressed. Therefore, the C concentration in the retained austenite may be 2.00% by mass or less.
  • the C concentration in the retained austenite is determined by X-ray diffraction. Specifically, X-ray diffraction with Cu—K ⁇ rays is performed on the metal structure at the position 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface and the center position in the plate width direction in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction to obtain retained austenite.
  • the lattice constant a (unit: angstrom) is obtained from the reflection angles of the (200) plane, (220) plane, and (311) plane, and the C concentration (C ⁇ ) in the retained austenite is calculated according to the following formula (A). As a result, the C concentration (mass%) in the retained austenite is obtained.
  • Average crystal grain size of retained austenite 0.70 ⁇ m or less
  • the size of retained austenite has a great influence on the stability of retained austenite. If the average crystal grain size of the retained austenite is more than 0.70 ⁇ m, the retained austenite is not uniformly dispersed in the steel, and the TRIP effect of the retained austenite cannot be effectively exhibited. As a result, the local ductility of the hot-rolled steel sheet cannot be improved. Therefore, the average crystal grain size of retained austenite is 0.70 ⁇ m or less. Preferably, it is 0.60 ⁇ m or less and 0.50 ⁇ m or less. The average crystal grain size of retained austenite may be 0.10 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of retained austenite is measured by the following method. A test piece is taken from the hot-rolled steel sheet so that the metal structure of the sheet thickness cross section parallel to the rolling direction can be observed at the position 1/4 of the sheet thickness from the surface and the center position in the plate width direction.
  • a diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-surfaced using a diluted solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. Finish to.
  • the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by electrolytic polishing. Electron backscattering in a region of 50 ⁇ m in length and 1/8 depth from the surface to 3/8 depth of the plate thickness at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section at a measurement interval of 0.1 ⁇ m. Crystal orientation information is obtained by measuring by diffraction method.
  • 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 average crystal grain size of retained austenite is calculated.
  • the crystal particle size of each retained austenite is obtained by determining that the crystal structure is fcc as retained austenite and calculating the equivalent circle diameter of each retained austenite. By calculating the average value of the crystal grain size of retained austenite in the observation region, the average crystal grain size of retained austenite is obtained.
  • Standard deviation of Vickers hardness 25 HV 0.01 or less If the standard deviation of Vickers hardness is more than 25 HV 0.01, the hardness difference between structures is large, and the local diffusivity of the hot-rolled steel sheet cannot be improved. Therefore, the standard deviation of Vickers hardness is 25 HV 0.01 or less. Preferably, it is 23 HV 0.01 or less, 20 HV 0.01 or less, and 18 HV 0.01 or less. The standard deviation of Vickers hardness may be 1 HV 0.01 or more. The standard deviation of Vickers hardness is preferably small from the viewpoint of improving the local ductility of the hot-rolled steel sheet. That is, the standard deviation of the Vickers hardness can be lowered by sufficiently softening the tempered martensite having a high hardness in the hot-rolled steel sheet.
  • the standard deviation of Vickers hardness is obtained by the following method. Among the plate thickness cross sections parallel to the rolling direction, the Vickers hardness is measured at equal intervals of 300 or more measurement points within the range of plate thickness ⁇ 1 mm in the metal structure at the center position in the plate width direction. The measured load is 10 gf. Based on the measurement result, the standard deviation of Vickers hardness (HV0.01) is calculated.
  • Maximum height roughness Rz 15.0 ⁇ m or less
  • the maximum height roughness Rz of the surface of the hot-rolled steel sheet may be 15.0 ⁇ m or less. By setting the maximum height roughness Rz of the surface to 15.0 ⁇ m or less, the local bendability can be improved.
  • the maximum height roughness Rz of the surface is preferably 14.0 ⁇ m or less and 13.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the maximum height roughness Rz of the surface is not particularly limited, but may be 1.0 ⁇ m or more.
  • the maximum height roughness Rz is obtained by measuring in accordance with JIS B 0601: 2013.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may have a tensile (maximum) strength of 1180 MPa or more. By setting the tensile strength to 1180 MPa or more, it is possible to contribute to weight reduction of the vehicle body.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but may be 1500 MPa or less.
  • the total elongation may be 10.0% or more, and the product (TS ⁇ l-El) of the tensile strength TS and the local elongation l-El is 8400 MPa ⁇ % or more. May be good.
  • the upper limit of the total elongation may be 30.0% or less, and the upper limit of TS ⁇ l-El may be 15000 MPa ⁇ % or less.
  • Tensile strength, total elongation and local 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 1/4 from the end in the plate width direction, and the tensile test piece may be collected so that the direction perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be 0.5 mm or more.
  • the plate thickness is 1.2 mm or more and 1.4 mm or more.
  • the plate thickness is 8.0 mm or less.
  • the plate thickness is 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 a surface-treated steel sheet provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance and the like.
  • 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.
  • NS 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 plat
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, the corrosion resistance can be further improved 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 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 temperature of the hot-rolled steel sheet is measured by a contact-type or non-contact-type thermometer if it is at the end in the plate width direction. If it is not the end of the hot-rolled steel sheet in the plate width direction, it is measured by a thermocouple or calculated by heat transfer analysis.
  • the slab is heated to 1100 ° C. or higher and held, and then hot-rolled.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850 to 1100 ° C.
  • Hot rolling is completed at 850 ° C. or higher.
  • the mixture is cooled to the winding temperature at an average cooling rate of 30 ° C./s or higher.
  • the winding temperature is set to a temperature range of T1-100 ° C. or higher and lower than T1 (° C.).
  • the take-up tension at the time of take-up shall be 3.6 kg / mm 2 or more.
  • T1 (° C.) is represented by the following formula ⁇ 1>.
  • the average cooling rate in the temperature range from the winding temperature to room temperature is set to 20 ° C./h or less.
  • T1 (° C.) 591-474 x [C] -33 x [Mn] -17 x [Ni] -17 x [Cr] -21 x [Mo] ... ⁇ 1>
  • the [element symbol] in each formula indicates the content (mass%) of each element in steel. If the element is not contained, 0 is substituted.
  • slabs obtained by continuous casting slabs obtained by casting and slabs, and the like can be used. If necessary, those slabs that have been hot-worked or cold-worked can be used.
  • the slab to be subjected to hot rolling is held at 1100 ° C. or higher in order to make the size of austenite crystal grains uniform when the slab is heated.
  • the holding time (holding time) at 1100 ° C. or higher is preferably 6000 seconds or longer.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower. Further, by setting the heating temperature of the slab to 1170 ° C. or lower, the maximum height roughness Rz of the surface of the hot-rolled steel sheet can be reduced. As a result, the local bendability of the hot-rolled steel sheet can be improved.
  • the temperature of the steel sheet may be changed at 1100 ° C. or higher, or may be constant.
  • Hot rolling By performing hot rolling in a temperature range of 850 to 1100 ° C., recrystallized austenite grains can be made finer. Hot rolling is preferably performed so that the total plate thickness is reduced by 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 850 ° C. or higher
  • the hot rolling completion temperature is preferably 850 ° C. or higher.
  • the upper limit of the completion temperature of hot rolling is not particularly limited, but may be 1100 ° C. or lower.
  • Cooling after completion of hot rolling Average cooling rate of 30 ° C / s or higher An average cooling rate of 30 ° C / s or higher after completion of hot rolling in order to suppress the growth of austenite grains refined by hot rolling. It is preferable to cool down to a temperature range lower than T1 (° C.).
  • the formation of ferrite and pearlite can be suppressed by cooling to a temperature range of less than T1 (° C) at an average cooling rate of 30 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate here refers to the range of temperature drop of the steel sheet from the start of accelerated cooling (when the steel sheet is introduced into the cooling equipment) to the completion of accelerated cooling (when the steel sheet is taken out from the cooling equipment).
  • the upper limit of the average cooling rate is not specified, but if the cooling rate is increased, the cooling equipment becomes large and the equipment cost increases. Therefore, considering the equipment cost, it is preferably 300 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature is preferably T1-100 ° C. or higher in relation to the winding temperature described later.
  • Winding temperature T1-100 ° C. or higher and lower than T1 (° C.)
  • the winding temperature is T1-100 ° C. or higher and lower than T1 (° C.).
  • T1-100 ° C. or higher and lower than T1 (° C.) By setting the winding temperature to T1-100 ° C. or higher and lower than T1 (° C.), a desired amount of tempered martensite can be obtained, and as a result, the desired amount of tempered martensite and retained austenite can be obtained. Crystal grains of bainite in contact can be obtained. Also, a desired size of retained austenite can be obtained.
  • Winding tension 3.6 kg / mm 2 or more
  • the steel plate tension (winding tension) at the time of winding shall be 3.6 kg / mm 2 or more.
  • the take-up tension at the time of take-up is appropriately set according to the target strength class and the dimensions of the steel plate (plate thickness, plate width), but in general, the take-up is 3.0 kg / mm 2 or less. Often done with tension.
  • the present inventors hot-rolled a slab having the above chemical composition under the above conditions, and then wound the slab at a winding tension of 3.6 kg / mm 2 or more to obtain tempered martensite.
  • the upper limit of the take-up tension is not particularly specified, but may be 5.0 kg / mm 2 or less from the viewpoint of suppressing an increase in the equipment load.
  • the take-up tension at the time of take-up should be controlled to be within a predetermined range by the output of the motor.
  • the average cooling rate in the temperature range from winding temperature to room temperature is 20 ° C / h or less. After winding, the average cooling rate in the temperature range from winding temperature to room temperature is set to 20 ° C / h or less. , The tempered martensite can be sufficiently softened, and the difference in hardness between the structures can be sufficiently reduced. On the other hand, if the average cooling rate after winding exceeds 20 ° C./h, the tempered martensite cannot be sufficiently softened, and the standard deviation of Vickers hardness may increase. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from the winding temperature to the room temperature is set to 20 ° C./h or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the winding temperature to room temperature to 20 ° C./h or less, a sufficient amount of C can be concentrated in the retained austenite. As a result, the local ductility and ductility of the hot-rolled steel sheet can be improved.
  • the lower limit of the average cooling rate for cooling after winding is not particularly specified, but may be 5 ° C./h or higher. Further, the average cooling rate after winding may be controlled by a heat insulating cover, an edge mask, mist cooling, or the like.
  • 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.
  • various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the area ratio of each structure, the number% of bainite crystal grains in contact with both tempered martensite and retained austenite, the C concentration in retained austenite, and the average of retained austenite are obtained by the above method.
  • the crystal grain size, the standard deviation of the Vickers hardness, and the maximum height roughness Rz of the surface were determined. The obtained measurement results are shown in Table 5.
  • Tensile strength, ductility and local ductility Tensile tests were performed in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • 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 tensile test piece was collected so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction. This gave tensile (maximum) strength, total elongation and local elongation.
  • the local elongation was set as the value obtained by subtracting the uniform elongation from the total elongation.
  • the tensile (maximum) strength is 1180 MPa or more, it is judged to be acceptable as having excellent strength, and if the tensile (maximum) strength is less than 1180 MPa, it is judged to be unacceptable because it does not have excellent strength. Judged.
  • TS ⁇ l-El the product (TS ⁇ l-El) of the tensile strength TS and the local elongation l-El is 8400 MPa ⁇ % or more, it is judged that the product has excellent local ductility, and TS ⁇ l-El is determined to be acceptable. If it was less than 8400 MPa ⁇ %, it was judged to be unacceptable because it did not have excellent local ductility.
  • the local bendability was evaluated by the following method.
  • the No. 1 test piece described in JIS Z 2204: 2014 was prepared, and the V bending test was performed using the V block method described in JIS Z 2248: 2014.
  • the test piece was collected so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction (the bending ridge line coincided with the rolling direction), and the test piece was bent so that the surface was bent outside.
  • the radius at the bottom of the V block was changed from 1.0 mm to 6.0 mm in 0.5 mm increments, and the smallest radius at which the test piece did not crack was determined as the limit bending radius R (mm).
  • R / t obtained by dividing the limit bending radius R (mm) by the test piece plate thickness t (mm) was 1.6 or less, it was judged to be acceptable as having excellent local bendability.
  • Table 5 shows the obtained measurement results.
  • the production No. whose chemical composition and / or metal structure is not within the range specified in the present invention. 4-10 and 25-29 were inferior in any one or more of the properties (tensile strength, ductility and local ductility).
  • 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 local ductility. Further, according to the above-mentioned preferable aspect of the present invention, it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further having excellent local bendability.
  • 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、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２０年３月１１日に、日本に出願された特願２０２０－０４１８１１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　地球環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車車体の軽量化が進められている。自動車車体をより軽量化するためには、自動車車体に適用される鋼板の強度を高める必要がある。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すれば、成形性、特に、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸び（延性）が低下する。
　均一伸びを向上させる方法として、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させる方法がある。しかし、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させると、局部変形能が低下する。曲げ成形、穴拡げ加工およびバーリング加工を行う際には、局部変形能の中でも特に、優れた局部延性が要求される。
　特許文献１には、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。本発明者らは、特許文献１に記載の熱延鋼板はフェライト量が多いため、延性に優れるが、局部延性が不十分となる場合があることを知見した。
日本国特開２０１２－１７２２０３号公報
　本発明は、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。また、より好ましくは、本発明は、上記諸特性を有した上で更に、優れた局部曲げ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）～（ｄ）を得て、本発明を完成した。
（ａ）優れた強度を得るためには、金属組織中に所望量の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトを含ませることが必要である。
（ｂ）優れた延性を得るためには、金属組織中に所望量の残留オーステナイトを含ませることが必要である。しかしながら、残留オーステナイトを含ませると、熱延鋼板の局部延性が低下してしまう。
（ｃ）残留オーステナイトを含ませた上で優れた局部延性を得るためには、残留オーステナイト中のＣ濃度、残留オーステナイトの平均粒径、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％、並びに、ビッカース硬度の標準偏差を所望の範囲に制御することが必要である。
（ｄ）優れた局部曲げ性を得るためには、熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚを制御することが必要である。
　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　：０．１００～０．３５０％、
Ｓｉ：１．００～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
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、
Ｔｉ：０～０．３００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ　：０～０．５００％、
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、
　金属組織が、面積％で、
　ベイナイト：４０～９２％、
　焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、
　残留オーステナイト：３～２０％、
　フェライト：５％以下、
　フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
　パーライト：５％以下からなり、
　前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、
　前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、
　前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、
　ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｖ　：０．００５～０．５００％、
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、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明の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、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板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、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。
　化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．３５０％、Ｓｉ：１．００～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、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。
　Ｃ：０．１００～０．３５０％
　Ｃは、所望の強度を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１００％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０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上、０．１５０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．３５０％超では、変態速度が遅くなることでＭＡ（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合相）が生成しやすくなる。その結果、強度の均一な組織を得ることができず、優れた局部延性を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．３３０％以下、０．３１０％以下である。
　Ｓｉ：１．００～３．００％
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を遅延させる作用を有する。この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積分率を高めることができる。また、上記作用により、硬質相中の固溶Ｃ量を多く保つこと、およびセメンタイトの粗大化を防ぐことができ、これらの結果、鋼板の強度を高めることができる。またＳｉ自体も固溶強化により熱延鋼板の強度を高める効果がある。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１．００％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１．００％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以上、１．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、セメンタイトの析出を著しく遅延させ、残留オーステナイトの面積率が過剰に高まるため好ましくない。また、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場合がある。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、２．５０％以下である。
　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、所望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、１．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、熱延鋼板の局部延性が劣化する。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、３．５０％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。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、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくない。さらに、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、Ａ３変態点が著しく上昇し、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。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、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。
　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。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もある。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する延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％以上とすることが好ましい。
　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延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱延鋼板の延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％以上とすることが好ましい。
　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、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延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、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、後述するように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の微細化を図る場合には、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。
　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、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、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元素や意図的に微量添加される元素であって、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、上記元素に加え、以下の元素を任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有し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。
　Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％およびＶ：０．００５～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、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する作用を有するため、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、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とするか、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするか、あるいはＶ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とし、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とし、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
　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、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は鋼中に炭化物を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。
　Ｃｕは、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、１．００％以下である。
　上述したようにＣｒは、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、０．０５％以上とすることが好ましい。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、鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物を析出して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、０．０２％以上とすることが好ましい。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、０．２０％以下である。
　上述したようにＮｉは、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、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、０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の延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。
　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、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、却って熱延鋼板の延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。
　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が、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。
　上述した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）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　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、金属組織が、面積％で、ベイナイト：４０～９２％、焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、残留オーステナイト：３～２０％、フェライト：５％以下、フレッシュマルテンサイト：５％以下、およびパーライト：５％以下からなり、前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下である。
　なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置、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、熱延鋼板の代表的な金属組織を示すからである。なお、板厚の「１／４位置」とは、金属組織を特定するための観察位置であり、厳密に１／４深さに限定されない。板厚の１／８～３／８深さの範囲のどこかを観察して得られる金属組織を、１／４位置の金属組織とみなすことができる。
　ベイナイト：４０～９２％
　ベイナイトは、熱延鋼板の強度および延性を向上する組織である。ベイナイトの面積率が４０％未満であると、所望の強度および延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は４０％以上とする。好ましくは、５０％以上、５５％以上、６５％以上、７０％以上である。
　一方、ベイナイトの面積率が９２％超であると、所望の延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は９２％以下とする。好ましくは、９０％以下、８５％以下である。
　焼き戻しマルテンサイト：５～４０％
　焼き戻しマルテンサイトは、熱延鋼板の強度を向上する組織である。焼き戻しマルテンサイトの面積率が５％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトの面積率は５％以上とする。好ましくは、１０％以上、１５％以上である。
　一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、所望の延性を得ることができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトの面積率は４０％以下とする。好ましくは、３５％以下、３０％以下である。
　残留オーステナイト：３～２０％
　残留オーステナイトは、熱延鋼板の延性を向上する組織である。残留オーステナイトの面積率が３％未満であると、所望の延性を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は３％以上とする。好ましくは、５％以上、７％以上、１０％以上である。
　一方、残留オーステナイトの面積率が２０％を超えると、所望の強度を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする。好ましくは、１８％以下、１５％以下である。
　フェライト：５％以下
　フェライトは軟質な組織であるため、フェライトの面積率が多すぎると、所望の強度を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。フェライトの面積率は少ない程好ましいため、フェライトの面積率は０％であってもよい。
　フレッシュマルテンサイト：５％以下
　フレッシュマルテンサイトは硬質な組織であるため、熱延鋼板の強度の向上に寄与する。しかし、フレッシュマルテンサイトは延性に乏しく、さらに局部延性を低下させる組織でもある。フレッシュマルテンサイトの面積率が多すぎると、所望の延性および局部延性を得ることができない。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。フレッシュマルテンサイトの面積率は少ない程好ましいため、フレッシュマルテンサイトの面積率は０％であってもよい。
　パーライト：５％以下
　パーライトの面積率が多すぎると、残留オーステナイト量が減少し、十分な量の、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒を確保することができない場合がある。そのため、パーライトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。パーライトの面積率は少ない程好ましいため、パーライトの面積率は０％であってもよい。
　焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％が、ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上
　本発明者らは、ベイナイトの全結晶粒のうち、個数％で８０％以上のベイナイトの結晶粒が、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接することで、熱延鋼板の局部延性が向上することを知見した。このメカニズムは以下の通りであると本発明者らは推測する。
　残留オーステナイトと焼き戻しマルテンサイトとが接している場合、残留オーステナイトと焼き戻しマルテンサイトとの界面では、軟質な残留オーステナイトと硬質な焼き戻しマルテンサイトとの硬度差によって、変形時に、焼き戻しマルテンサイトに応力集中が生じる。その結果、焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの界面にボイドが生成し易くなる。焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの界面に生成したボイドは、熱延鋼板の局部延性を劣化させる原因となる。そこで、ベイナイトの全結晶粒のうち、個数％で８０％以上のベイナイトの結晶粒が、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するようにすることで、変形時に、焼き戻しマルテンサイトに応力集中が生じにくくなる。その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができる。
　焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％が、ベイナイトの全結晶粒のうち、８０％未満であると、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％は、ベイナイトの全結晶粒のうち、８０％以上とする。好ましくは、８３％以上、８５％以上、８７％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％の上限は特に規定する必要は無いが、１００％、９９％、９８％としてもよい。
　なお、ベイナイトの結晶粒のうち、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒以外の結晶粒としては、焼き戻しマルテンサイトと接することなく、残留オーステナイトとのみ接するベイナイトの結晶粒、および焼き戻しマルテンサイトおよびパーライトの両方に接するベイナイトの結晶粒等が挙げられる。
　上述した各組織のうち、残留オーステナイト以外の組織の面積率は、以下の方法により測定する。
　まず、熱延鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置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。次に、板厚断面を研磨した後、研磨面をナイタール腐食し、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、３０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域組織観察する。この組織観察により得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出する。
　上述の組織観察において、各組織は、以下の方法により同定する。
　ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径が２０ｎｍ以上かつ異なる方向に伸長したＦｅ系炭化物を含む組織を焼き戻しマルテンサイトとみなす。熱処理条件によっては、焼き戻しマルテンサイトの内部に複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。
　フレッシュマルテンサイトは転位密度が高く、かつ粒内にブロックやパケットといった下部組織を持つ組織であるので、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像によれば、他の金属組織と区別することが可能である。
　ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含まない組織のうちフレッシュマルテンサイトでない組織、又は、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含み、そのＦｅ系炭化物が単一のバリアントを有する、すなわち同一方向に伸張したＦｅ系炭化物である組織をベイナイトとみなす。ここで、同一方向に伸長したＦｅ系炭化物とは、Ｆｅ系炭化物の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。
　塊状の結晶粒であって、組織の内部にラス等の下部組織を含まない組織をフェライトとみなす。
　板状のフェライトとＦｅ系炭化物とが層状に重なっている組織をパーライトとみなす。
　焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％は、上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で観察した領域と同じ領域について以下の測定を行うことで得る。
　板厚断面を＃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、電解研磨により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、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と、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」機能とを用いて、残留オーステナイトの存在位置を確認する。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。
　観察領域におけるベイナイトの結晶粒の個数、並びに、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数を数える。焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数を、ベイナイトの全結晶粒の個数で除することで、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％を得る。
　なお、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの存在位置は上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡による組織観察で確認し、残留オーステナイトの存在位置は上述のＥＢＳＤ解析による観察によって確認する。また、平均結晶方位差が１５°以上である粒界によって囲まれたベイナイトを、１個のベイナイトの結晶粒とみなす。平均結晶方位差が１５°以上である粒界は、ＥＢＳＤ解析により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「Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて特定することができる。
　残留オーステナイトの面積率は以下の方法により測定する。
　本実施形態では、残留オーステナイトの面積率はＸ線回折により測定する。まず、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の、板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置において、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。これにより、残留オーステナイトの面積率を得る。
　残留オーステナイト中のＣ濃度：０．８０質量％以上
　残留オーステナイト中のＣ濃度（炭素濃度）が０．８０質量％未満の場合、残留オーステナイトは、変形の早期において多量にマルテンサイト変態し、そして、その後の変形にて硬質なマルテンサイトとして働くため、局部延性を低下させる。残留オーステナイト中のＣ濃度を０．８０質量％以上とすることにより、残留オーステナイトが適度に安定化し、変形後期の高歪域まで残留オーステナイトを残すことが出来、その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度は０．８０質量％以上とする。残留オーステナイト中のＣ濃度は、より好ましくは０．９０質量％以上、１．００質量％以上、１．２０質量％以上である。
　また、残留オーステナイト中のＣ濃度を２．００質量％以下とすることにより、残留オーステナイトの過度な安定化を抑制し、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）をより確実に発現させることができる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度は２．００質量％以下としてもよい。
　残留オーステナイト中のＣ濃度は、Ｘ線回折により求める。具体的には、圧延方向に平行な板厚断面における、鋼板表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における金属組織において、Ｃｕ－Ｋα線によるＸ線回折を行い、残留オーステナイトの（２００）面、（２２０）面および（３１１）面の反射角から格子定数ａ（単位はオングストローム）を求め、下記式（Ａ）に従って残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ）を算出する。これにより、残留オーステナイト中のＣ濃度（質量％）を得る。
　Ｃγ＝（ａ－３．５７２）／０．０３３・・・（Ａ）
　残留オーステナイトの平均結晶粒径：０．７０μｍ以下
　残留オーステナイトの大きさは、残留オーステナイトの安定性に大きな影響を及ぼす。残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ超であると、残留オーステナイトが鋼中に均一に分散せず、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を効果的に発揮させることができない。その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、０．７０μｍ以下とする。好ましくは、０．６０μｍ以下、０．５０μｍ以下である。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、０．１０μｍ以上としてもよい。
　残留オーステナイトの平均結晶粒径は以下の方法により測定する。
　熱延鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置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、電解研磨により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、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と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」機能とを用いて、残留オーステナイトの平均結晶粒径を算出する。結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断して、各残留オーステナイトの円相当径を算出することで、各残留オーステナイトの結晶粒径を得る。観察領域における残留オーステナイトの結晶粒径の平均値を算出することで、残留オーステナイトの平均結晶粒径を得る。
　ビッカース硬度の標準偏差：２５ＨＶ０．０１以下
　ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１超であると、組織間の硬度差が大きいため、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、ビッカース硬度の標準偏差は２５ＨＶ０．０１以下とする。好ましくは、２３ＨＶ０．０１以下、２０ＨＶ０．０１以下、１８ＨＶ０．０１以下である。
　ビッカース硬度の標準偏差は１ＨＶ０．０１以上としてもよい。
　ビッカース硬度の標準偏差は、熱延鋼板の局部延性を向上させる観点から、小さい方が望ましい。つまり、熱延鋼板において硬度の大きい焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化することで、ビッカース硬度の標準偏差を下げることができる。
　ビッカース硬度の標準偏差は、次の方法により得る。
　圧延方向に平行な板厚断面のうち、板幅方向中央位置における金属組織において、板厚×１ｍｍの範囲で、３００点以上の測定点を等間隔に、ビッカース硬度を測定する。測定荷重は１０ｇｆとする。測定結果に基づいて、ビッカース硬度（ＨＶ０．０１）の標準偏差を算出する。
　最大高さ粗さＲｚ：１５．０μｍ以下
　熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚは、１５．０μｍ以下であってもよい。表面の最大高さ粗さＲｚを１５．０μｍ以下とすることで、局部曲げ性を向上することができる。表面の最大高さ粗さＲｚは、好ましくは１４．０μｍ以下、１３．０μｍ以下である。表面の最大高さ粗さＲｚの下限は特に限定しないが、１．０μｍ以上としてもよい。
　最大高さ粗さＲｚは、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して測定をすることで得る。
　機械特性
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ以上であってもよい。引張強さを１１８０ＭＰａ以上とすることで、車体軽量化により寄与することができる。引張強さの上限は特に限定する必要は無いが、１５００ＭＰａ以下としてもよい。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、全伸びを１０．０％以上としてもよく、引張強さＴＳと局部伸びｌ－Ｅｌとの積（ＴＳ×ｌ－Ｅｌ）を８４００ＭＰａ・％以上としてもよい。全伸びの上限は３０．０％以下としてもよく、ＴＳ×ｌ－Ｅｌの上限は１５０００ＭＰａ・％以下としてもよい。
　引張強さ、全伸びおよび局部伸びは、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、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向が長手方向となるように引張試験片を採取すればよい。
　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、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚を０．５ｍｍ以上とすることで、圧延完了温度の確保が容易になるとともに圧延荷重を低減できるため、熱間圧延を容易に行うことができる。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは、板厚は１．２ｍｍ以上、１．４ｍｍ以上である。また、板厚を８．０ｍｍ以下とすることで、金属組織の微細化が容易となり、上述した金属組織を容易に確保することができる。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは、板厚は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、耐食性の向上等を目的として、表面に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）を施すことで、耐食性をさらに高めることも可能である。
　製造条件
　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）～（６）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。本実施形態において熱延鋼板の温度は、板幅方向最端部であれば接触式または非接触式温度計で測定する。熱延鋼板の板幅方向最端部以外であれば、熱電対により測定するか、伝熱解析により計算する。
（１）スラブを１１００℃以上に加熱して保持した後、熱間圧延する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で熱間圧延を行う。
（３）８５０℃以上で熱間圧延を完了する。
（４）熱間圧延完了後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度まで冷却する。
（５）巻取り温度をＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域として巻取る。また、巻取り時の巻取り張力を３．６ｋｇ／ｍｍ２以上とする。なお、Ｔ１（℃）は下記式＜１＞により表される。
（６）巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とする。
Ｔ１（℃）＝５９１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］　…＜１＞
　ただし、各式中の［元素記号］は各元素の鋼中の含有量（質量％）を示す。当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　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、鋳造および分塊により得られたスラブなどを用いることができる。必要によっては、それらスラブ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、スラブ加熱時のオーステナイトの結晶粒のサイズを均一にするために、１１００℃以上に加熱して保持する。１１００℃以上で保持する時間（保持時間）は、６０００秒以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましい。また、スラブの加熱温度を１１７０℃以下とすることで、熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚを低減することができる。その結果、熱延鋼板の局部曲げ性を向上することができる。なお、１１００℃以上の温度域での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上で変動させてもよく、一定としてもよい。
　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。
　８５０～１１００℃の温度域で熱間圧延を行うことにより、再結晶オーステナイト粒の微細化を図ることができる。熱間圧延は、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるように行うことが好ましい。
　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。
　熱間圧延完了温度：８５０℃以上
　熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の完了温度を８５０℃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る。さらにその結果、最終組織（製造された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。熱間圧延の完了温度の上限は特に限定されないが、１１００℃以下としてもよい。
　熱間圧延完了後の冷却：平均冷却速度３０℃／ｓ以上
　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、熱間圧延完了後は、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度でＴ１（℃）未満の温度域まで冷却を行うことが好ましい。
　熱間圧延完了後に、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度でＴ１（℃）未満の温度域まで冷却を行うことで、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（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）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。平均冷却速度の上限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、設備コストを考慮すると、３００℃／ｓ以下が好ましい。また、冷却停止温度は、後述する巻取り温度との関係からＴ１－１００℃以上とするとよい。
　巻取り温度：Ｔ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域
　巻取り温度はＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域とする。巻取り温度をＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満とすることで、所望量の焼き戻しマルテンサイトを得ることができ、その結果、所望量の、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒を得ることができる。また、所望のサイズの残留オーステナイトを得ることができる。
　巻取り張力：３．６ｋｇ／ｍｍ２以上
　巻取り時の鋼板張力（巻取り張力）は３．６ｋｇ／ｍｍ２以上とする。
　巻取り時の巻取り張力は、目標とする強度クラス、鋼板の寸法（板厚、板幅）によって適宜、設定されるが、一般的に、巻取りは３．０ｋｇ／ｍｍ２以下の巻取り張力で行われることが多い。しかし、本発明者らは、上記化学組成を有するスラブを上記条件にて熱間圧延した後、巻取り時の巻取り張力を３．６ｋｇ／ｍｍ２以上として巻き取ることで、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％を多くすることができ、熱延鋼板の局部延性を向上できることを知見した。これは、巻取り時の巻取り張力を高めることによって、焼き戻しマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの間にひずみが生じ、その結果、その位置でのベイナイトの生成が促進されたためだと考えている。
　巻取り張力の上限は特に規定しないが、設備負荷の増大を抑制する観点から５．０ｋｇ／ｍｍ２以下としてもよい。
　巻取り時の巻取り張力は、モータの出力によって、所定の範囲となるよう制御するとよい。
　巻取り後の冷却：巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度が２０℃／ｈ以下
　巻取り後、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とすることで、焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化させることができ、組織間の硬度差を十分に低減することができる。一方で、巻取り後の平均冷却速度が２０℃／ｈを超えると、焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化させることができず、ビッカース硬度の標準偏差が増大してしまう場合がある。そのため、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度は２０℃／ｈ以下とする。また、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とすることで、残留オーステナイトに十分な量のＣを濃化させることができる。それらの結果、熱延鋼板の局部延性および延性を向上することができる。
　巻取り後の冷却の平均冷却速度の下限は特に規定しないが、５℃／ｈ以上としてもよい。また、巻取り後の平均冷却速度は、保温カバーやエッジマスク、ミスト冷却等によって制御するとよい。
　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、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるように熱間圧延を行った。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、各組織の面積率、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％、残留オーステナイト中のＣ濃度、残留オーステナイトの平均結晶粒径、ビッカース硬度の標準偏差、並びに、表面の最大高さ粗さＲｚを求めた。得られた測定結果を表５に示す。
　引張強さ、延性および局部延性
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行った。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、圧延方向に直角な方向が長手方向となるよう引張試験片を採取した。これにより、引張（最大）強さ、全伸びおよび局部伸びを得た。なお、局部伸びは、全伸びから均一伸びを引いた値とした。
　引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ以上であった場合、優れた強度を有するとして合格と判定し、引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ未満であった場合、優れた強度を有さないとして不合格と判定した。
　全伸びが１０．０％以上であった場合、優れた延性を有するとして合格と判定し、全伸びが１０．０％未満であった場合、優れた延性を有さないとして不合格と判定した。
　また、引張強さＴＳと局部伸びｌ－Ｅｌとの積（ＴＳ×ｌ－Ｅｌ）が８４００ＭＰａ・％以上であった場合、優れた局部延性を有するとして合格と判定し、ＴＳ×ｌ－Ｅｌが８４００ＭＰａ・％未満であった場合、優れた局部延性を有さないとして不合格と判定した。
　局部曲げ性
　局部曲げ性は、以下の方法により評価した。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２０４：２０１４に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４に記載のＶブロック法を用い、Ｖ曲げ試験を行った。試験片は圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるよう採取し、表面が曲げ外側になるように曲げた。Ｖブロックの底部における半径を１．０ｍｍから６．０ｍｍまで０．５ｍｍ刻みで変化させ、試験片に割れが発生しなかった最も小さい半径を限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として求めた。限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を試験片板厚ｔ（ｍｍ）で除した値Ｒ／ｔが１．６以下である場合を局部曲げ性に優れるとして合格判定とした。
　得られた測定結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１～３および１１～２４において、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板が得られた。また、表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下である製造Ｎｏ．１および３、１１～１６および２３では、上記特性を有した上で更に、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板が得られた。
　一方、化学組成および／または金属組織が本発明で規定する範囲内でない製造Ｎｏ．４～１０および２５～２９は、特性（引張強さ、延性および局部延性）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、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明の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、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板を提供することができる。
　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　：０．１００～０．３５０％、
    Ｓｉ：１．００～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    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、
    Ｔｉ：０～０．３００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｖ　：０～０．５００％、
    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、
    　金属組織が、面積％で、
    　ベイナイト：４０～９２％、
    　焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、
    　残留オーステナイト：３～２０％、
    　フェライト：５％以下、
    　フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
    　パーライト：５％以下からなり、
    　前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、
    　前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、
    　前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、
    　ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    Ｖ　：０．００５～０．５００％、
    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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