WO2021182395A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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洋志 首藤
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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、フェライトが１５．０％未満であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０～０．１８であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つ延性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２０年３月１１日に、日本に出願された特願２０２０－０４１５２４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれている。これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。
　自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。
　また、自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。
　例えば、特許文献１には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態して、変態誘起塑性により大きな伸びを示すものの、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献１には、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性のみならず穴拡げ性も向上する、と開示されている。
　特許文献２には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、伸びおよび伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
　せん断加工性の向上についての技術に関し、例えば特許文献３には、表層のフェライト粒径ｄｓと内部のフェライト結晶粒ｄｂとの比ｄｓ／ｄｂを０．９５以下に制御することで、打ち抜き後のバリ高さを制御する技術が開示されている。
　特許文献４にはＰの含有量を低減することで板端面のハガレやメクレを改善する技術が開示されている。
日本国特開平１１－６１３２６号公報 日本国特開２００５－１７９７０３号公報 日本国特開平１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４号公報
　特許文献１～４に開示された技術は、いずれも延性またはせん断加工後の端面性状のいずれか一方を向上させる技術である。しかし、特許文献１～３ではこれらの特性を両立させる技術について言及されてない。特許文献４では、せん断加工性とプレス成形性との両立について言及されている。しかし、特許文献４に開示された鋼板の強度は８５０ＭＰａ未満であるため、９８０ＭＰａ以上の高強度の部材へ適用することは困難な場合がある。
　また、特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、せん断加工後のコイニング等の後処理に必要な荷重が大きくなるため、せん断加工後の端面の高低差を特に高い精度で制御することが望まれている。せん断加工後の端面の形状だけでなく、せん断加工後の端面の損傷にばらつきがある場合、著しく損傷した箇所に応力が集中することで、成形性の低下を引き起こす場合がある。
　本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れた延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明は、より好ましくは、上記諸特性を有した上で更に、せん断加工後の端面の加工性に優れ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。その結果、以下の知見（ａ）～（ｉ）を得て、本発明を完成した。
　なお、優れたせん断加工性を有するとは、せん断加工後の端面の高低差が小さいことを示す。また、優れた強度または高い強度を有するとは、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。さらに、せん断加工後の端面の加工性に優れるとは、せん断加工後の端面の板厚方向の硬度のばらつきが小さいことを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強度を得るためには、金属組織の母相組織は硬質であることが好ましい。すなわち、フェライト等の軟質な組織分率はなるべく小さいことが好ましい。
（ｂ）しかし、硬質な組織を主体とする金属組織とするだけでは、優れたせん断加工性を確保することができない。
（ｃ）高強度の熱延鋼板にせん断加工後の端面の加工性も兼備させるためには、鋼板に含まれる組織を均一とすることが効果的である。
（ｄ）組織を硬質かつ均一とするためには、仕上圧延後の冷却において、フェライト等の軟質な組織の析出を抑制できるような冷却速度とすることが効果的である。
（ｅ）硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成されるが、この温度域においては＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が５２°である粒界および結晶方位差が７°である粒界が多量に形成される。
（ｆ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の生成時には、硬質相中に転位が蓄積されにくい。そのため、このような粒界の密度が多く、且つ均一に分散している（すなわち＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の合計の長さが大きい）金属組織では、せん断加工による金属組織中への転位の導入が容易であり、せん断加工中の材料の変形が促進される。その結果、せん断加工後の端面の高低差が抑制される。
（ｇ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界を均一に分散させるには、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とする必要がある。Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱の際に７００～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持し、かつ８５０℃～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが効果的である。
（ｈ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７を増大させ、且つ＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２を減少させるには、巻取り温度を所定温度以上とすることが効果的である。
（ｉ）せん断加工後の端面の板厚方向の硬度のばらつきを抑制するためには、残留オーステナイトの生成を抑制すること、およびビッカース硬度の標準偏差を抑制することが効果的である。また、ビッカース硬度の標準偏差を抑制するためには、フェライト量を低減することおよび巻取後の所定の温度域における平均冷却速度を制御することが効果的である。
　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：０．１００～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～２．００％、
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、フェライトが１５．０％未満であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、
　　＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０～０．１８であり、　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記金属組織において、
　面積％で、前記フェライトが１０．０％以下であり、
　ビッカース硬度の標準偏差が２０ＨＶ０．０１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、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、せん断加工後の端面の加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。本発明の上記態様に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
せん断加工後の端面の高低差の測定方法を説明するための図である。
　本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
１．化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～２．００％、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。
（１－１）Ｃ：０．１００～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の分率を上昇させる。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、更に好ましくは０．１５０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、変態速度が遅くなることでＭＡが生成しやすくなり、強度の均一な組織を得ることが困難となり、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２２０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～２．００％
　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、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、０．８０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％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分率が高まり３．０％以上となってしまうため好ましくない。また、Ｓｉ含有量が２．００％超では、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２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．７０％以下、１．５０％以下である。
（１－３）Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超ではＭｎの偏析に起因して、硬質相中の結晶粒の角度差が不均一となり、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、３．５０％以下である。
（１－４）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、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、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、鋼を脱酸して鋼板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、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分率が高まり３．０％以上となってしまうとともに経済的に好ましくない。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。
（１－５）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、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよいが、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。
（１－６）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、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。
（１－７）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、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、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％以下であり、さらに好ましくは０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、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。
（１－８）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もの、あるいは意図的に添加されるものであって、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、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
（１－９）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。
（１－１０）Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、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、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、鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
（１－１１）Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％およびＢｉ：０．０００５～０．０２０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、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、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。
（１－１２）Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％およびＳｎ：０～０．０５０％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、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－熱伝導度法を用いて測定すればよい。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。
２．熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板では、金属組織が、面積％で、フェライトが１５．０％未満であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０～０．１８であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、優れた強度、延性およびせん断加工性を得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面の、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、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。
（２－１）フェライトの面積分率：１５．０％未満
　フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは強度が低いため、フェライトの面積分率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない。また、フェライトの面積分率が過剰であると、ビッカース硬度の標準偏差が高くなる。このため、フェライトの面積分率は１５．０％未満とする。好ましくは１０．０％以下、より好ましくは５．０％未満である。フェライトの面積率を１０．０％以下とし、且つ後述の通りビッカース硬度の標準偏差を制御することで、熱延鋼板のせん断加工後の端面の加工性を向上することができる。
　フェライトは少ない程好ましいため、フェライトの面積分率は０％であってもよい。
　フェライトの面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に直角な断面を鏡面に仕上げ、さらに、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８分間研磨することで、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をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
（２－２）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
　残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の延性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイト（以下、高炭素マルテンサイトとも称する）に変態するため、安定的なき裂発生を阻害する作用を有し、せん断加工端面の損傷の局所化の原因ともなる。せん断加工による損傷は、加工面おいて分布をもって発生し、その損傷の程度の差によって、オーステナイトが高炭素マルテンサイトに変態する部分と変態しない部分とが存在することになる。その結果、損傷の分布の中でもより大きな損傷を受ける部分では、生成した硬質な高炭素マルテンサイトが損傷を助長するように働くため、せん断加工端面の損傷の局所化をより一層高めてしまう。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断端面の加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積分率は０％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
　本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、まず、鋼板の板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで、残留オーステナイトの面積分率を得る。
（２－３）ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイト：合計で８２．０％超、１００．０％以下
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板には、フェライトおよび残留オーステナイト以外の金属組織として低温組織が含まれる。本実施形態における低温組織とは、面積分率の合計が８２．０％超、１００．０％以下のマルテンサイト、ベイナイトおよびオートテンパーマルテンサイトからなる組織である。ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトの面積分率の合計が８２．０％以下であると、所望の強度を得ることができないおそれがある。そのため、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率の合計は８２．０％超とすることが好ましい。より好ましくは、８５．０％以上である。ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトの面積分率の合計は多い程好ましいため、１００．０％としてもよい。
　なお、低温組織は、ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトのうち１種を含み、その面積分率が８２．０％超、１００．０％以下であってもよいし、ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトのうち２種以上を含み、それらの面積分率の合計が８２．０％超、１００．０％以下であってもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、面積％で、フェライトが１５．０％未満であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、残部組織として、前述の低温組織が含まれる。すなわち、フェライトと残留オーステナイト以外の金属組織は、ベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトのうち１種もしくは２種以上からなる低温組織であるため、１００．０％から、フェライトと残留オーステナイトの面積分率の合計を引くことで得てよい。一方で、低温組織の面積分率の測定方法は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡を用いた以下の方法で行ってもよい。
　低温組織のうち、マルテンサイトの面積率は、以下の手順で求めることができる。
　鋼板の板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面を観察面とし、この観察面をレペラ液でエッチングする。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面とする。観察面内のうち、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域について、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）で得られた二次電子像を観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率とみなすことができる。この腐食されていない領域の面積率から、上記方法で測定した残留オーステナイトの面積率を引算して、マルテンサイトの面積率を算出できる。
　また、低温組織のうち、ベイナイトおよびオートテンパーマルテンサイトの面積率は、上述したマルテンサイトの面積分率の測定方法と同様に、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）により観察し、得られた二次電子像から決定することができる。観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行い、観察面における、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内の１００μｍ×１００μｍの領域を観察する。前述のレペラ腐食で観察した領域の周囲に圧痕を複数個残すことで、レペラ腐食で観察した領域と同じ領域を確認することができる。
　オートテンパーマルテンサイトはラス状の結晶粒の集合であり、内部に鉄炭化物の伸長方向が二つ以上である組織である。一方、ベイナイトも、ラス状の結晶粒の集合であるが、ベイナイトは、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、または、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、すなわち、鉄系炭化物群の伸長方向が１つである組織である。オートテンパーマルテンサイトは、組織内のセメンタイトが複数のバリアントを有する点で、ベイナイトと区別できる。
　以上説明した、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡を用いた方法で、低温組織であるベイナイト、マルテンサイトおよびオートテンパーマルテンサイトの面積分率を求めてよい。
　なお、上述のとおり、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、１５．０％未満のフェライトと、３．０％未満の残留オーステナイトを含み、残部組織は、実質的に前記低温組織からなるが、これらの組織以外に、パーライトを含む場合がある。パーライトは、フェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、またベイナイトやマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトは強度が低く、また延性を低下させる組織でもあるため、本実施形態に係る熱延鋼板には含まれないことが好ましい。また、パーライトを含む場合でも、強度および延性の確保の観点から、面積％で５％以下とすることが好ましい。より好ましくは３％以下である。パーライトは少ない程好ましいため、パーライトの面積分率は０％であってもよい。
　パーライトの面積分率は、以下の方法により測定することができる。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深さ（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）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、パーライトの面積率を得る。
　パーライトが存在する場合、上記のフェライトの面積分率の測定はパーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対して行う。具体的には、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
（２－４）＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７：０．１０～０．１８
　９８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、母相を硬質な組織にする必要がある。硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成されるが、この温度域においては、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界と結晶方位差が７°である粒界とが多量に形成される。＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の生成時においては、硬質相中に転位が蓄積されにくい。そのため、このような粒界の密度が多く、且つ均一に分散している（すなわち上記のような粒界の合計の長さが大きい）金属組織では、せん断加工による金属組織中への転位の導入が容易であり、せん断加工中の材料の変形が促進される。その結果、せん断加工後の端面の高低差が抑制される。
　一方、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界においては、硬質相中に転位が蓄積されやすい。そのため、せん断加工による金属組織中への転位導入が難しく、せん断加工中に材料がすぐに破断してしまうため、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。よって、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さをＬ５２、結晶方位差が７°である粒界の長さをＬ７としたとき、せん断加工後の端面の高低差はＬ５２／Ｌ７によって支配される。Ｌ５２／Ｌ７が０．１０未満の場合、硬質相中に転位が極めて蓄積されにくいため、母材の強度を９８０ＭＰａ以上とすることができない。また、Ｌ５２／Ｌ７が０．１８超である場合には、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。よって、せん断加工後の端面の高低差を小さくするために、Ｌ５２／Ｌ７を０．１０～０．１８とする。Ｌ５２／Ｌ７は好ましくは０．１２以上、０．１３以上である。またＬ５２／Ｌ７は好ましくは０．１６以下、０．１５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（結晶粒Ａと結晶粒Ｂ）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および結晶粒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、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２および結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７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、まず、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する。次いで、得られた、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（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器とを組み合わせたＥＢＳＤ解析装置及び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。
　本実施形態のＬ５２は以下の方法で算出する。
　＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さは、圧延方向に平行な断面のうち、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いて測定する。この測定に当たっては、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ５２を得る。
　同様に、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ７を得る。なお、前述したように、Ｌ５２およびＬ７を算出する際は、±４°の方位差を許容する。
　なお、フェライトは軟質相であり、硬質相内部の転位蓄積効果に及ぼす影響が小さく、また残留オーステナイトは６００℃以下の相変態で生成した組織でなく、転位蓄積の効果を有さない。そのため、本測定方法では、フェライトおよび残留オーステナイトは解析の対象としない。フェライトの面積分率の測定方法と同様の方法でフェライトを特定して、解析対象から除外することができる。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、結晶構造がｆｃｃである残留オーステナイトを解析対象から除外することができる。
（２－５）Ｍｎ濃度の標準偏差：０．６０質量％以下
　本実施形態に係る熱延鋼板の表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界を均一に分散させることができる。その結果、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。Ｍｎ濃度の標準偏差は、好ましくは、０．５５質量％以下、０．５０質量％以下、０．４０質量％以下である。
　せん断加工後の端面の凹凸の抑制の観点から、Ｍｎ濃度の標準偏差は小さいほど望ましい。しかし、製造プロセスの制約の観点から、Ｍｎ濃度の標準偏差の実質的な下限は、０．１０質量％以上としてよい。
　本実施形態のＭｎ濃度の標準偏差は、以下の方法で算出する。
　熱延鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な断面）を鏡面研磨した後に、鋼板の表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は、加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍とする。測定範囲は、試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲とし、分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出する。これにより、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
　（２－６）ビッカース硬度の標準偏差：２０ＨＶ０．０１以下
　熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面で、板幅方向中央位置におけるビッカース硬度の標準偏差を２０ＨＶ０．０１以下とし、且つ上述の通りフェライトの面積分率を１０．０％以下にすると、熱延鋼板のせん断加工後の端面の加工性を向上させることができる。せん断加工後の端面の加工性は、せん断加工による端面の損傷によって著しく低下する。特に、せん断加工による端面の損傷は板厚方向に分布を持つように生じるとともに、損傷の程度は板厚方向の一部に局所化する、すなわち板厚方向の一部において著しく損傷する。特に、せん断加工後の端面に、さらなる加工を施す際に、著しく損傷した部分が亀裂の発生源となり、破断に至ると推定される。
　本発明者らは、フェライト量が減少し、且つビッカース硬度の標準偏差が小さくなるほど、せん断加工後の端面の板厚方向の損傷の局所化が小さくなり、せん断加工後の端面の加工性が向上することを見出した。これは、熱延鋼板の組織を均一化することにより、せん断加工時のボイドの生成を抑制し、損傷の局所化を小さくできるためだと考えられる。上記の作用を得るためには、熱延鋼板のビッカース硬度分布の標準偏差を２０ＨＶ０．０１以下とすることが好ましい。より好ましくは１８ＨＶ０．０１以下、１７ＨＶ０．０１以下である。
　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。
３．引張強度特性
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され，車体軽量化の寄与が小さい。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。引張強さは、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、圧延方向に垂直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。
４．板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍ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。
５．その他
（５－１）めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、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。
６．製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行うこと、熱間圧延後に所定の温度域まで加速冷却すること、そして、巻き取った後の冷却履歴を制御すること、が効果的である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（７）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、その後さらに加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）下記式＜１＞により表される温度Ｔ１（℃）以上で熱間圧延を完了する。
（４）熱間圧延完了後、１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式＜２＞により表される温度Ｔ２（℃）以下まで加速冷却する。
（５）加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
（６）下記式＜３＞により表される温度Ｔ３（℃）以上で巻き取る。
（７）巻取り後の冷却において、熱延鋼板の板幅方向最端部および板幅方向中央部の所定の温度域で、巻取り後の滞留時間の下限が条件Ｉ（４５０℃以上で２０００秒超、４００℃以上で８０００秒超、３５０℃以上で３００００秒超のいずれか一つ以上）を満足するように冷却する。より好ましくは、巻取り温度～巻取り温度－１０℃の温度域における平均冷却速度を０．０１０℃／秒以下とする。
Ｔ１（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ］－６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］－３６．１×［Ｎｉ］－２４．８×［Ｃｒ］－２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［ｓｏｌ．Ａｌ］…＜１＞
Ｔ２（℃）＝７７０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］…＜２＞
Ｔ３（℃）＝５９１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］…＜３＞
　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。
（６－１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、滞留および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや、鋳造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、加熱時の７００～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、その後更にスラブを加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが効果的である。なお、７００～８５０℃の温度域での滞留時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上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。
　７００～８５０℃の温度域でのオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配され、その変態時間が長くなることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。Ｍｎ濃度の標準偏差を減少させることで、最終的な金属組織において、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界を均一に分散させることができ、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。また、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にするためには、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上スラブを加熱することが効果的である。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（６－２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。これにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られる。さらに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進されることにより、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、その結果、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが効果的である。すなわち、本実施形態では、Ｍｎ濃度の標準偏差の抑制は、スラブ加熱の精緻な制御だけでは十分に達成できず、熱間圧延の圧下率を上記範囲となるように制御することで、達成できる。
　なお、８５０～１１００℃の温度域の板厚減とは、この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終パス後の出口板厚をｔ１としたとき、（ｔ０－ｔ１）／ｔ０×１００（％）で表すことができる。
（６－３）熱間圧延完了温度：Ｔ１（℃）以上
　熱間圧延の完了温度はＴ１（℃）以上とすることが好ましい。熱間圧延の完了温度をＴ１（℃）以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。さらにその結果、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、高強度の鋼板を得ることができる。
（６－４）熱間圧延完了後の加速冷却：１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却
　熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行うことが好ましい。
　熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行うことで、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、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。熱間圧延完了後の加速冷却において、冷却開始までの時間を１．５秒以内とし、平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、冷却停止温度をＴ２（℃）以下とすることで、鋼板内部でのフェライト変態および／またはパーライト変態を抑制でき、ＴＳ≧９８０ＭＰａを得ることができる。したがって、熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行う。平均冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましく、２００℃／秒未満がより好ましく、１５０℃／秒以下がさらに好ましい。い。また、加速冷却の冷却停止温度はＴ３（℃）以上とするとよい。
（６－５）加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度：１０℃／秒以上
　パーライトの面積分率を抑え、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るために、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。これにより母相組織を硬質にすることができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。上記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることで、パーライトの面積分率を低減し、強度および延性を確保することができる。したがって、加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。
（６－６）巻取り温度：Ｔ３（℃）以上
　巻取り温度はＴ３（℃）以上とする。巻取り温度をＴ３（℃）以上とすることで、オーステナイトからｂｃｃへの変態駆動力を小さくすることができ、また、オーステナイトの変形強度を小さくすることができる。そのため、ベイナイトおよびマルテンサイト変態する際に、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２を低減し、また＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７を増加して、Ｌ５２／Ｌ７を０．１８以下とすることができる。その結果、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。したがって、巻取り温度はＴ３（℃）以上とする。
（６－７）巻取り後の冷却：熱延鋼板の巻き取り後に所定の温度域で、滞留時間の下限が下記条件Ｉを満足するように冷却
条件Ｉ：４５０℃以上で２０００秒超、４００℃以上で８０００秒超または３５０℃以上で３００００秒超のいずれか一つ以上
　巻取り後の冷却において、所定の温度域における滞留時間の下限が条件Ｉを満足するように冷却する、すなわち４５０℃以上で２０００秒超、４００℃以上で８０００秒超または３５０℃以上で３００００秒超のいずれか一つ以上を満足した滞留時間を確保して冷却することで、変態が十分に進行する。変態の進行とともに、オーステナイトが安定化し変態が停留する場合があるが、この滞留時間を満足すれば変態は再開し、残留オーステナイトの面積分率を低減することができる。その結果、残留オーステナイトの面積分率を３．０％未満とすることができる。
　また、巻取り後の冷却において、より好ましい条件として、巻取り温度～巻取り温度－１０℃の温度域における平均冷却速度を０．０１０℃／秒以下とする。こうすることで、金属組織中の変態生成温度を均一にすることができる。その結果、熱延鋼板のビッカース硬度の標準偏差を２０ＨＶ０．０１以下とすることができ、せん断加工後の端面の加工性を向上することができる。
　巻取り後の熱延鋼板の冷却速度は、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。
　なお、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。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および表２の鋼Ｎｏ．Ａ～Ｔ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および表４に示す製造条件により、表５に示す熱延鋼板を得た。なお、熱間圧延に供するスラブは、加熱時の７００～８５０℃の温度域において表３に示す滞留時間で滞留させ、その後さらに加熱して表３に示す加熱温度まで加熱して保持した。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、フェライトおよび残留オーステナイトの面積分率、Ｌ５２／Ｌ７、Ｍｎ濃度の標準偏差およびビッカース硬度の標準偏差を求めた。得られた測定結果を表５に示す。
　本発明例の金属組織においては、上記のサーマル電界放射型走査電子顕微鏡を用いた方法によって確認したところ、フェライトと残留オーステナイト以外の組織は、ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種以上からなるものであった。
［熱延鋼板の特性の評価方法］
　（１）引張強さおよび全伸び
　得られた熱延鋼板の機械的性質のうち引張強さおよび全伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向が長手方向なるように引張試験片を採取した。
　引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａ、かつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌ≧１４０００（ＭＰａ・％）を満たした場合、強度および延性に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａおよび引張強さＴＳ×全伸びＥｌ≧１４０００（ＭＰａ・％）のいずれか一方でも満たさない場合、強度および延性に優れた熱延鋼板ではないとして不合格と判定した。
（２）せん断加工性およびせん断加工後の端面の加工性
　熱延鋼板のせん断加工性およびせん断加工端面の加工性は、打ち抜き試験により評価した。穴直径１０ｍｍ、クリアランス１０％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで５個の打ち抜き穴を作製した。
　まず、せん断加工性の評価では、５個の打ち抜き穴の圧延方向に直角な断面を樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡で断面形状を撮影した。得られた観察写真では、図１に示すような加工断面を観察することができた。観察写真において、熱延鋼板の上面および下面に垂直且つバリの頂点（バリ部分の熱延鋼板の下面と板厚方向に最も遠い点Ａ）を通る直線（図１の直線１）と、熱延鋼板の上面および下面に垂直、且つ断面のうち最も打ち抜き穴に近い（直線１と最も遠い）位置Ｂを通る直線（図１の直線２）とを引き、この２直線の距離（図１のｄ）を端面の高低差と定義した。５個の打ち抜き穴から得られた端面１０個について端面の高低差を測定し、端面の高低差の最大値が板厚の１８％以下（端面の高低差の最大値（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）×１００≦１８）であればせん断加工性に優れた熱延鋼板であるとして、合格と判定した。一方、端面の高低差の最大値が板厚の１８％超（端面の高低差の最大値（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）×１００＞１８）であればせん断加工性に劣る熱延鋼板であるとして、不合格と判定した。
　次に、せん断加工後の端面の加工性の評価では、断面形状を撮影した上記の１０個の端面についてビッカース硬度を測定した。荷重は１００ｇｆとし、端面から８０μｍの位置（図１の直線２から直線１側に８０μｍの位置）において、熱延鋼板の上面から下面まで、板厚方向に１００μｍ間隔でビッカース硬度（ＨＶ０．１）を測定した。得られたビッカース硬度のうち、最高値と最低値との差が８５ＨＶ０．１以下であった場合、せん断加工後の端面の加工性に優れた熱延鋼板であると判定した。
　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、２および１６～３１において、優れた強度、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板が得られた。更に、本発明例のうち、好ましい態様に係る製造Ｎｏ．２および１８～３１では、上記諸特性を有した上で更に、せん断加工後の端面の加工性に優れる熱延鋼板が得られた。
　一方、化学組成、金属組織が本発明で規定する範囲内でない製造Ｎｏ．３～１５および３２～３５は、特性（引張強さＴＳ、延性およびせん断加工性）のうちいずれか一つ以上が劣った。また、製造Ｎｏ．１１では、フェライト、残留オーステナイトおよび低温組織に加え、面積％で、６％のパーライトの生成が確認された。そのため、引張強さＴＳが低下した。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、せん断加工後の端面の加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１００～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～２．００％、
    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、フェライトが１５．０％未満であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、
    　　＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０～０．１８であり、
    　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記金属組織において、
    　面積％で、前記フェライトが１０．０％以下であり、
    　ビッカース硬度の標準偏差が２０ＨＶ０．０１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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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102543407B1 (ko) * 2019-03-06 2023-06-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH061326A (ja) 1992-06-12 1994-01-11 Hitachi Kiden Kogyo Ltd スクリーン渣の封袋方法及びその装置
JPH10168544A (ja) 1996-12-10 1998-06-23 Nkk Corp 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法
JP2005179703A (ja) 2003-12-16 2005-07-07 Kobe Steel Ltd 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
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
JP2015196891A (ja) * 2014-04-02 2015-11-09 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2020041524A (ja) 2018-09-13 2020-03-19 三菱日立パワーシステムズ株式会社 ガスタービンの１段静翼及びガスタービン
WO2020179292A1 (ja) * 2019-03-06 2020-09-10 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2021065346A1 (ja) * 2019-10-01 2021-04-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1161326A (ja) 1997-08-06 1999-03-05 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
KR101758003B1 (ko) * 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH061326A (ja) 1992-06-12 1994-01-11 Hitachi Kiden Kogyo Ltd スクリーン渣の封袋方法及びその装置
JPH10168544A (ja) 1996-12-10 1998-06-23 Nkk Corp 打ち抜き性に優れる冷延鋼板及びその製造方法
JP2005179703A (ja) 2003-12-16 2005-07-07 Kobe Steel Ltd 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
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
JP2015196891A (ja) * 2014-04-02 2015-11-09 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2020041524A (ja) 2018-09-13 2020-03-19 三菱日立パワーシステムズ株式会社 ガスタービンの１段静翼及びガスタービン
WO2020179292A1 (ja) * 2019-03-06 2020-09-10 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2021065346A1 (ja) * 2019-10-01 2021-04-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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