WO2022044494A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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充 吉田
洋志 首藤
和政 筒井
宏太郎 林
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet. Specifically, the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that is formed into various shapes by press working or the like and is used, and in particular, a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent shearing workability.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-143746 filed in Japan on August 27, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 by controlling the ratio d s / db of the ferrite grain size d s on the surface layer to the ferrite crystal grain db inside, the burr after punching is controlled to 0.95 or less. Techniques for controlling height are disclosed. Patent Document 2 discloses a technique for improving peeling and blistering of a plate end surface by reducing the content of P.
  • Patent Document 1 targets IF steel, and it may be difficult to apply it to a member having high strength of 780 MPa or more.
  • Patent Document 2 although a strength of 780 MPa or more is obtained, the stability of sagging on the sheared end face after shearing has not been investigated.
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent shearing workability.
  • the present inventors have obtained the following findings (a) to (f) as a result of intensive studies on the chemical composition of the hot-rolled steel sheet and the relationship between the metallographic structure and the mechanical properties. Completed the invention.
  • having excellent shearing workability means that the ratio of sagging on the sheared end face after shearing is stable regardless of the clearance at the time of shearing.
  • having excellent strength or high strength means that the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the slab heating step and the subsequent hot rolling step are important. For example, after holding for 900 seconds or more in the temperature range of 700 to 850 ° C, further heating and holding for 6000 seconds or more in the temperature range of 1100 ° C or higher, and a plate having a total of 90% or more in the temperature range of 850 ° C to 1100 ° C. It is effective to perform hot rolling so that the thickness is reduced.
  • (E) In order to enhance the periodicity of the metallographic structure, it is important to control the recrystallization behavior of austenite during hot rolling.
  • the rolling reduction ratio and rolling temperature of the final stage of hot rolling are controlled within a predetermined range, and the stress applied to the steel sheet after rolling one stage before the final stage of hot rolling and before rolling in the final stage is applied. It is effective to set it to 170 kPa or more and to set the stress applied to the steel sheet after the final stage of hot rolling and until the steel sheet is cooled to 750 ° C. to 200 kPa or more. Under such hot rolling conditions, fine and flat austenite grains can be produced, and by combining with the subsequent cooling conditions, the periodicity of the metal structure can be enhanced as a result.
  • (F) In order to reduce the uniformity of the metal structure, it is effective to promote the precipitation of iron carbide by cooling to a temperature range of 400 ° C. or higher and lower than 600 ° C. and then winding.
  • 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: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, One or more of Ti, Nb and V: 0.060 to 0.500% in total, sol.
  • Al 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, Cu: 0 to 2.00%, Cr: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 2.00%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0-0.0200%, REM: 0 to 0.1000%, Bi: 0 to 0.020%, One or more of Zr, Co, Zn and W: 0 to 1.00% in total, and Sn: 0 to 0.05%.
  • the rest consists of Fe and impurities
  • the metallographic structure Area%, retained austenite less than 3.0%, ferrite less than 15.0%, pearlite less than 5.0%,
  • the E value indicating the periodicity of the metal structure is less than 10.7
  • the I value indicating the uniformity of the metal structure is less than 1.020.
  • the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has ds / dq, which is the ratio of the average crystal grain size ds of the surface layer to the average crystal grain size dq at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface. It may be 0.95 or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above has a chemical composition of% by mass.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent strength and shear workability can be obtained. Further, according to the above-mentioned preferred embodiment according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.
  • the chemical composition and metallographic structure of the hot-rolled steel sheet (hereinafter, may be simply referred to as a steel sheet) according to the present embodiment will be specifically described below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the numerical limit range described below with “to” in between includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values marked “less than” or “greater than” do not fall within the numerical range.
  • % regarding the chemical composition of the steel sheet is mass% unless otherwise specified.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, Ti in mass%. , Nb and V, one or more: 0.060 to 0.500% in total, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities including. Each element will be described in detail below.
  • C 0.050 to 0.250% C increases the fraction of the hard phase and increases the strength of ferrite by binding to precipitation-strengthening elements such as Ti, Nb, and V. If the C content is less than 0.050%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Further, the stability of sagging on the sheared end face is reduced. Therefore, the C content is set to 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more, and even more preferably 0.080% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.250%, the weldability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.150% or less.
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Si has the effect of strengthening the solid solution to increase the strength of the hot-rolled steel sheet. Further, Si has an action of deoxidizing the steel to make it sound (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). If the Si content is less than 0.05%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more. However, when the Si content exceeds 3.00%, the surface properties and chemical conversion treatment properties of the hot-rolled steel sheet, as well as the ductility and weldability, are significantly deteriorated , and the A3 transformation point is significantly increased.
  • the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Mn 1.00 to 4.00% Mn has the effect of suppressing ferrite transformation and increasing the strength of hot-rolled steel sheets. If the Mn content is less than 1.00%, a tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained. Further, the stability of sagging on the sheared end face is reduced. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.30% or more, more preferably 1.50% or more.
  • the Mn content exceeds 4.00%, cracks occur in the vicinity of the center of the plate thickness due to the central segregation of Mn, and the properties of the sheared end face after shearing deteriorate. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.70% or less, more preferably 3.50% or less.
  • Ti, Nb and V 0.060 to 0.500% in total Ti, Nb and V are elements that are finely precipitated in the steel as carbides and nitrides and improve the strength of the steel by strengthening the precipitation. Further, it is an element that fixes C by forming the above-mentioned carbide and suppresses the formation of cementite, which is harmful to shearing workability. If the total content of Ti, Nb and V is less than 0.060%, these effects cannot be obtained. Therefore, the total content of Ti, Nb and V is set to 0.060% or more. It is not necessary that all of Ti, Nb and V are contained, and any one of them may be contained in an amount of 0.060% or more.
  • the total content thereof may be 0.060% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is set to 0.500% or less. It is preferably 0.300% or less, more preferably 0.250% or less, and even more preferably 0.200% or less.
  • sol. Al 0.001 to 2.000% Like Si, Al has an action of deoxidizing the steel to make the steel sound. sol. If the Al content is less than 0.001%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effects are saturated and economically unfavorable. The Al content is 2.000% or less. sol. The Al content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.300% or less, and even more preferably 1.000% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid-dissolved Al existing in steel in a solid-dissolved state.
  • P 0.100% or less
  • P is an element generally contained as an impurity, but it is also an element having an effect of increasing the strength of a hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained, but P is an element that is easily segregated, and when the P content exceeds 0.100%, the ductility due to the grain boundary segregation becomes remarkable. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified, but is preferably 0.001% from the viewpoint of refining cost.
  • S 0.0300% or less
  • S is an element contained as an impurity and forms sulfide-based inclusions in the steel to reduce the 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 is preferably 0.0001% from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity and has an effect of reducing the ductility of the hot-rolled steel sheet.
  • the N content is set to 0.1000% or less.
  • the N content is preferably 0.0800% or less, more preferably 0.0700% or less, and even more preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified, but when one or more of Ti, Nb and V are contained to further refine the metal structure, the precipitation of carbonitride is promoted.
  • the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O forms a coarse oxide that becomes a starting point of fracture when it is contained in a large amount in steel, and causes brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more, in order to disperse a large number of fine oxides during deoxidation of the molten steel.
  • the balance of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • the impurities mean those mixed from ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment, and / or those permitted within a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. do.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W and Sn as optional elements instead of a part of Fe. You may. When the above optional element is not contained, the lower limit of the content is 0%. Hereinafter, the above optional elements will be described in detail.
  • Cu 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 : 0.0001-0.0100%
  • Cu, Cr, Mo, Ni and B all have the effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet.
  • Cu and Mo have the effect of precipitating as carbides in the steel and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu has the effect of increasing the hardenability of the hot-rolled 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, more preferably 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of precipitating as carbides in the steel to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Ni has the effect of enhancing the hardenability of hot-rolled steel sheets. Further, when Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain it in a large amount. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has an effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • Ca, Mg and REM all have the effect of increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet by adjusting the shape of the inclusions in the steel to a preferable shape.
  • Bi has an effect of increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet by miniaturizing 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 the content of 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 be caused. 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 the Mg content are set to 0.0200% or less, the REM content is set to 0.1000% or less, and the Bi content is set to 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 lanthanoids
  • the content of REM refers to the total content of these elements. In the case of lanthanoids, they are industrially added in the form of misch metal.
  • 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 Spectrum
  • 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-dispersive infrared absorption method.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a metal structure of less than 3.0%, retained austenite of less than 3.0%, ferrite of less than 15.0%, and pearlite of less than 5.0%.
  • the E value indicating the periodicity of the metal structure is less than 10.7
  • the I value indicating the uniformity of the metal structure is less than 1.020
  • the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less. Therefore, the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can obtain high strength and excellent shear workability.
  • the standard deviations of the microstructure fraction, E value, I value and Mn concentration in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface are specified in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction. ..
  • the reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallic structure of the steel sheet.
  • Methods for measuring the area fraction of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (Electron Backscattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement methods, and the measured values may differ depending on the measurement method. ..
  • the surface integral of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness of the hot-rolled steel plate (1/8 depth from the surface to the plate thickness to 3/8 of the plate thickness).
  • the area fraction of retained austenite is obtained by obtaining the strength and calculating it using the strength averaging method.
  • Ferrite is a structure formed when fcc is transformed into bcc at a relatively high temperature. Since work hardening ability of ferrite is high, if the surface integral of ferrite is too large, the ratio of sagging on the sheared end face becomes unstable. Therefore, the surface integral of ferrite is set to less than 15.0%. It is preferably 12.0% or less, more preferably 10.0% or less, and even more preferably 8.0% or less. The smaller the surface integral of ferrite is, the more preferable it is, and the lower limit of the surface integral of ferrite may be 3.0%, 2.0%, or 0%.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is deposited in layers between ferrites. Pearlite is also a soft metallic tissue compared to bainite and martensite. When the area fraction of pearlite is 5.0% or more, carbon is consumed in cementite contained in pearlite, the strength of martensite and bainite, which are the residual tissues, is lowered, and a tensile strength of 780 MPa or more can be obtained. Can not. Therefore, the surface integral of pearlite is set to less than 5.0%. The surface integral of pearlite is preferably 3.0% or less.
  • the surface integral of pearlite is preferably reduced as much as possible, and the lower limit of the surface integral of pearlite is preferably 2.0%, 1.0%. Is more preferable, and 0% is even more preferable.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains, as a residual structure other than retained austenite, ferrite and pearlite, a hard structure composed of one or more of bainite, martensite and tempered martensite.
  • the surface integral of the metallographic structure is measured by the following method.
  • the plate thickness section parallel to the rolling direction is mirror-finished and polished at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • an EBSD device 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 device 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.
  • a reflected electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers are specified from the backscattered electron image, and the area fraction of the crystal grains is calculated to obtain the area fraction of pearlite.
  • the obtained crystal orientation information is used for the "Grain Average Misorition" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer. Therefore, a region having a Grain Average Measurement value of 1.0 ° or less is determined to be ferrite.
  • the surface integral of ferrite is obtained by obtaining the surface integral of the region determined to be ferrite.
  • the maximum value of "Grain Average IQ" in the ferrite region is set under the condition that the 5 ° grain boundary is defined as the grain boundary in the remaining region (the region where the Grain Average Misorition value exceeds 1.0 °).
  • I ⁇ the region above I ⁇ / 2 is extracted as bainite, and the region below I ⁇ / 2 is extracted as “pearlite, martensite and tempered martensite”.
  • pearlite, martensite and tempered martensite By calculating the surface integral of the extracted bainite, the surface integral of bainite is obtained.
  • the area fraction of the extracted "pearlite, martensite and tempered martensite” is calculated, and the area fraction of pearlite obtained by the above-mentioned EBSD analysis is subtracted to obtain the area of martensite and tempered martensite. Get the sum of the rates.
  • E value less than 10.7
  • I value less than 1.020
  • E value less than 10.7
  • I value less than 1.020
  • the ratio of sagging on the sheared end face is stabilized by controlling the E (Entropy) value indicating the periodicity of the metal structure and the I (Inverse diffused moment norm) value indicating the uniformity of the metal structure.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value decreases when the luminance is periodically arranged due to the formation of a band-shaped structure or the like, that is, when the periodicity of the metal structure is high.
  • the E value is set to less than 10.7. It is preferably 10.6 or less, and more preferably 10.5 or less.
  • the lower the E value, the more preferable, and the lower limit is not particularly specified, but may be 8.0 or more, 9.0 or more, or 10.0 or more.
  • the I value represents the uniformity of the metallographic structure, and increases as the area of the region with constant brightness increases.
  • a low I value means that the uniformity of the metal structure is low.
  • the I value is set to less than 1.020. It is preferably 1.015 or less, and more preferably 1.010 or less.
  • the lower limit of the I value is not particularly specified, but may be 0.900 or more, 0.950 or more, or 1.000 or more.
  • the E value and the I value can be obtained by the following methods.
  • the imaging region of the SEM image captured to calculate the E value and the I value is a 1/4 depth position from the steel plate surface to the plate thickness (from the surface to the plate) in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction. Area from 1/8 depth of thickness to 3/8 depth of plate thickness from the surface).
  • a SU-6600 Shotkey electron gun manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation is used to take SEM images, the emitter is tungsten, and the acceleration voltage is 1.5 kV. Under the above settings, an SEM image is output at a magnification of 1000 times and a gray scale of 256 gradations.
  • the obtained SEM image was cut out in an area of 880 ⁇ 880 pixels, and the tile grid size was 8 ⁇ 8 smoothing, which was described in Non-Patent Document 3 and the contrast enhancement limit magnification was 2.0. Perform the conversion process. Except for 90 degrees, the SEM image after smoothing is rotated counterclockwise every 1 degree from 0 degrees to 179 degrees, and an image is created every 1 degree to obtain a total of 179 images. .. Next, for each of these 179 images, the frequency values of the luminance between adjacent pixels are collected in the form of a matrix by using the GLCM method described in Non-Patent Document 1.
  • the matrix P of is calculated. Further, the E value and the I value are calculated using the following equations (1) and (2) described in Non-Patent Document 2, respectively. In the following equations (1) and (2), the value in the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as Pij .
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less
  • the standard deviation of Mn concentration at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is 0.60% by mass or less. Is. As a result, the ratio of sagging on the sheared end face can be stabilized. It is presumed that the work hardening ability can be lowered by uniformly dispersing the hard phase in the structure in which the metal structures are periodically arranged.
  • the standard deviation of the Mn concentration is preferably 0.50% by mass or less, more preferably 0.47% by mass or less.
  • the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably smaller as the value is smaller from the viewpoint of suppressing excessive burrs, but the practical lower limit is 0.10% by mass due to the limitation of the manufacturing process.
  • the depth position is 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate (1/8 depth from the surface to the plate thickness to the plate from the surface). (3/8 depth region of thickness) is measured with an electron probe microanalyzer (EPMA) to measure the standard deviation of Mn concentration.
  • the measurement conditions are that the acceleration voltage is 15 kV, the magnification is 5000 times, and the distribution image in the range of 20 ⁇ m in the sample rolling direction and 20 ⁇ m in the sample thickness direction and the plate direction is measured. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration at 40,000 or more points is measured.
  • the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentration obtained from all the measurement points.
  • the ds / dq which is the ratio of the average crystal grain size ds of the surface layer to the average crystal grain size dq at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface, is 0.95 or less.
  • the entire inside of the bend is deformed uniformly while processing proceeds, but when the amount of processing increases, the deformation cannot be carried out only by uniform deformation, and the deformation progresses due to the concentration of strain locally (generation of shear deformation zone). As this shear band grows further, cracks along the shear band are generated from the inner surface of the bend and grow. The reason why internal bending cracks are more likely to occur as the strength increases is that the deformation progresses unevenly due to the decrease in work hardening ability due to the increase in strength. Is presumed to occur.
  • ds / dq which is the ratio of the average crystal grain size ds of the surface layer of the hot-rolled steel sheet to the average crystal grain size dq at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface, is 0.95.
  • ds / dq is more preferably 0.90 or less, still more preferably 0.85 or less.
  • the lower limit of ds / dq is not particularly specified, but may be 0.50 or more.
  • the surface layer is a region from the surface of the hot-rolled steel sheet to a depth of 50 ⁇ m from the surface.
  • the crystal grain size of the surface layer is measured by using the EBSP-OIM (Electron Backscatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopic) method.
  • the EBSP-OIM method is performed using a device that combines a scanning electron microscope and an EBSP analysis device and an OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK.
  • the analyzable area of the EBSP-OIM method is an area that can be observed by SEM. Although it depends on the resolution of the SEM, according to the EBSP-OIM method, analysis can be performed with a resolution of a minimum of 20 nm.
  • the surface layer of the hot-rolled steel sheet (the region from the surface to the depth of 50 ⁇ m from the surface) and the 1/4 depth position from the surface (the thickness from the surface) in the sheet thickness section parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet. Analysis was performed in at least 5 visual fields in a region of 1200 times magnification and 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m in each of the regions (1/8 depth to 3/8 depth of the plate thickness), and the angle difference between adjacent measurement points.
  • the place where is 5 ° or more is defined as the crystal grain boundary, and the crystal grain size of the area average is calculated.
  • the area average crystal grain size obtained at each measurement position is defined as the average crystal grain size of the surface layer and the average crystal grain size at a depth of 1/4 from the surface.
  • the tensile strength characteristics (tensile strength) of the mechanical properties of hot-rolled steel sheets are evaluated in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • the test piece shall be JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece, and the test direction shall be the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 780 MPa or more. It is preferably 980 MPa or more. If the tensile strength is less than 780 MPa, the applicable parts are limited, and the contribution of weight reduction of the vehicle body is small.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1780 MPa from the viewpoint of suppressing mold wear.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 1.2 to 8.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 1.2 mm, it may be difficult to secure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be 1.2 mm or more. It is preferably 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it may be difficult to miniaturize the metal structure, and it may be difficult to obtain the above-mentioned metal structure. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less. It is preferably 6.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to be a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer. Examples of the electroplating layer include electrogalvanization, electroZn—Ni alloy plating, and the like.
  • hot-dip plating layer examples 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, and hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as before. Further, it is also possible to further improve the corrosion resistance by subjecting an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid
  • a suitable method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure is as follows.
  • the slab is heated under predetermined conditions, then hot-rolled, accelerated and cooled to a predetermined temperature range, then slowly cooled, and cooled until winding. It is effective to control the history.
  • the following steps (1) to (6) are sequentially performed.
  • 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 stress refers to the stress applied in the rolling direction of the steel sheet.
  • the slab is held in a temperature range of 700 to 850 ° C. for 900 seconds or longer, then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850 to 1100 ° C. so that the total plate thickness is reduced by 90% or more.
  • a stress of 170 kPa or more is applied to the steel sheet after rolling one step before the final stage of hot rolling and before rolling in the final stage.
  • Hot rolling is performed so that the rolling reduction in the final stage of hot rolling is 8% or more and the rolling completion temperature Tf is the temperature T1 (° C.) or more and less than 900 ° C. represented by the following formula (A). Complete.
  • the stress applied to the steel sheet after the final stage of hot rolling and before the steel sheet is cooled to 750 ° C. is set to 200 kPa or more.
  • the engine is accelerated and cooled to a temperature range of 600 ° C. or lower at an average cooling rate of 50 ° C./sec or more.
  • the cooling is performed within 1 second after the completion of hot rolling to a temperature range of the hot rolling completion temperature Tf-50 ° C. or lower.
  • the staying time in the temperature range of 600 to 730 ° C. is set to 3.0 seconds or less.
  • a hot-rolled steel sheet having a metal structure excellent in strength and shear workability can be stably manufactured. That is, by appropriately controlling the slab heating conditions and the hot rolling conditions, the Mn segregation can be reduced and the austenite before transformation can be flattened, and the strength can be combined with the cooling conditions after hot rolling, which will be described later. In addition, a hot-rolled steel sheet having a metal structure excellent in shear workability can be stably manufactured.
  • slabs for hot rolling slabs obtained by continuous casting, slabs obtained by casting and slabs, etc. can be used and are required. Depending on the case, those obtained by adding hot working or cold working to them can be used.
  • the slab to be subjected to hot rolling is preferably held in a temperature range of 700 to 850 ° C. for 900 seconds or longer when the slab is heated, and then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • the temperature of the steel sheet may be changed in this temperature range or may be constant. Further, when the steel sheet is held at 1100 ° C.
  • the temperature of the steel sheet may be changed in the temperature range of 1100 ° C. or higher, or may be constant.
  • Mn is dispersed between the ferrite and the austenite, and by prolonging the transformation time, Mn can be diffused in the ferrite region.
  • the Mn microsegregation unevenly distributed in the slab can be eliminated, and the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced.
  • the austenite particles during slab heating can be made uniform.
  • a levers mill or a tandem mill for multi-pass rolling.
  • at least the final two stages are hot-rolled using a tandem mill.
  • Hot rolling reduction rate Total plate thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100 ° C. Hot rolling so that the total plate thickness reduction is 90% or more in the temperature range of 850 to 1100 ° C. By doing so, the recrystallized austenite grains are mainly miniaturized, and the accumulation of strain energy in the unrecrystallized austenite grains is promoted. Then, the recrystallization of austenite is promoted and the atomic diffusion of Mn is promoted, so that the standard deviation of the Mn concentration can be reduced. Therefore, it is preferable to perform hot rolling 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.
  • the stress applied to the steel sheet is preferably 170 kPa or more.
  • the stress applied to the steel sheet is more preferably 190 kPa or more.
  • the stress applied to the steel sheet can be controlled by adjusting the roll rotation speed during tandem rolling.
  • Hot rolling completion temperature Tf T1 (° C) or higher, less than 900 ° C. Rolling down in the final stage of hot rolling is 8% or higher, hot.
  • the rolling completion temperature Tf is preferably T1 (° C.) or higher.
  • the hot rolling completion temperature Tf T1 (° C.) or higher, it is possible to suppress an excessive increase in the number of ferrite nucleation sites in austenite. As a result, the formation of ferrite in the final structure (metal structure of the hot-rolled steel sheet after production) can be suppressed, and a high-strength hot-rolled steel sheet can be obtained. Further, by setting Tf to less than 900 ° C., recrystallization and coarsening of austenite can be suppressed, the periodicity of the metal structure is enhanced, and a metal structure having a preferably controlled E value can be obtained.
  • the stress applied to the steel sheet is preferably 200 kPa or more.
  • the hot rolling completion temperature Tf-50 After the completion of hot rolling, accelerated cooling to a temperature range of 600 or less at an average cooling rate of 50 ° C./sec or more, more preferably, within 1 second after the completion of hot rolling, the hot rolling completion temperature Tf-50. Cooling to a temperature range of ° C. or lower In order to suppress the growth of austenite crystal grains granulated by hot rolling, it is more preferable to cool to 50 ° C. or higher within 1 second after the completion of hot rolling. In order to cool to a temperature range of hot rolling completion temperature Tf-50 ° C or less within 1 second after the completion of hot rolling, cooling with a large average cooling rate is performed immediately after the completion of hot rolling, for example, cooling water is applied to the surface of the steel sheet. It should be sprayed on. By cooling to a temperature range of Tf-50 ° C. or lower within 1 second after the completion of hot rolling, the crystal grain size of the surface layer can be made finer and the bending internal crack resistance can be improved.
  • the average cooling rate refers to the temperature drop width 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). It is the value divided by the time required from the start to the completion of accelerated cooling.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly specified, but if the cooling rate is increased, the cooling equipment becomes large and the equipment cost increases. Therefore, considering the equipment cost, 300 ° C./sec or less is preferable.
  • the cooling stop temperature of accelerated cooling is preferably 400 ° C. or higher in relation to the winding temperature.
  • Winding temperature 400 ° C or higher and less than 600 ° C
  • the winding temperature shall be in the temperature range of 400 ° C or higher and lower than 600 ° C.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the area fraction of the metal structure, the E value, the I value, the standard deviation of the Mn concentration, the average crystal grain size ds of the surface layer, and 1/4 of the plate thickness from the surface are obtained by the above method.
  • the ratio of ds / dq to the average crystal grain size dq at the depth position and the tensile strength TS were determined.
  • the obtained measurement results are shown in Table 4A and Table 4B.
  • the remaining tissue was one or more of bainite, martensite and tempered martensite.
  • FIG. 1A is a schematic view of an end surface parallel to the rolling direction of the punched hole
  • FIG. 1B is a schematic view of a side surface of the punched hole.
  • the sagging is an R-shaped smooth surface
  • the shearing surface is a punched end surface separated by shear deformation
  • the fracture surface is a punched end surface separated by cracks generated from the vicinity of the cutting edge after the completion of shear deformation.
  • a burr is a surface having protrusions protruding from the lower surface of a hot-rolled steel sheet.
  • the bending internal crack resistance was evaluated by the following bending test.
  • a strip-shaped test piece having a size of 100 mm ⁇ 30 mm was cut out from a hot-rolled steel sheet to obtain a bending test piece.
  • JIS Z for both bending where the bending ridge is parallel to the rolling direction (L direction) (L-axis bending) and bending where the bending ridge is parallel to the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) (C-axis bending).
  • the bending resistance and internal crack resistance were investigated in accordance with 2248: 2014 (V block 90 ° bending test), and the minimum bending radius at which cracks did not occur was determined.
  • the value obtained by dividing the average value of the minimum bending radii of the L-axis and the C-axis by the plate thickness was defined as the limit bending R / t as an index value of bending internal crack resistance.
  • the R / t was 2.5 or less, it was judged to be a hot-rolled steel sheet having excellent bending internal crack resistance.
  • the presence or absence of cracks is determined by mirror-polishing the cross section of the test piece after the V block 90 ° bending test cut on a surface parallel to the bending direction and perpendicular to the plate surface, and then observing the cracks with an optical microscope. When the crack length observed inside the bend exceeds 30 ⁇ m, it is judged that there is a crack. The results obtained are shown in Tables 4A and 4B.
  • the hot-rolled steel sheet according to the example of the present invention has excellent strength and shear workability. Further, it can be seen that among the examples of the present invention, the hot-rolled steel sheet having ds / dq of 0.95 or less has the above-mentioned various characteristics and further has excellent bending internal crack resistance. On the other hand, it can be seen that the hot-rolled steel sheet according to the comparative example does not have any one or more of excellent strength and shear workability.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength and shear workability. Further, according to the above-mentioned preferred embodiment according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、引張強さが７８０ＭＰａ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、且つせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２０年８月２７日に、日本に出願された特願２０２０－１４３７４６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おり、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。ブランク加工におけるクリアランスは必ずしも一定ではないため、種々のクリアランスでもせん断加工後の端面精度が安定していることが好ましい。例えば、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率がクリアランスによらず安定していることが好ましい。
　せん断加工性について、例えば特許文献１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２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１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４号公報
Ｊ．　Ｗｅｂｅｌ，　Ｊ．　Ｇｏｌａ，　Ｄ．　Ｂｒｉｔｚ，　Ｆ．　Ｍｕｃｋｌｉｃｈ，　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　１４４　（２０１８）　５８４－５９６ Ｄ．　Ｌ．　Ｎａｉｋ，　Ｈ．　Ｕ．　Ｓａｊｉｄ，　Ｒ．　Ｋｉｒａｎ，　Ｍｅｔａｌｓ　２０１９，　９，　５４６ Ｋ．　Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ，　Ｃｏｎｔｒａｓｔ　Ｌｉｍｉｔｅｄ　Ａｄａｐｔｉｖｅ　Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ　Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ，　Ｃｈａｐｔｅｒ　ＶＩＩＩ．５，　Ｇｒａｐｈｉｃｓ　Ｇｅｍｓ　ＩＶ．　Ｐ．Ｓ．　Ｈｅｃｋｂｅｒｔ　（Ｅｄｓ．），　Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ，　ＭＡ，　Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ，　１９９４，　ｐｐ．　４７４－４８５
　しかしながら、特許文献１ではＩＦ鋼を対象としており、７８０ＭＰａ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。特許文献２では、７８０ＭＰａ以上の強度は得られているが、せん断加工後のせん断端面におけるダレの安定性については検討されていない。
　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、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見（ａ）～（ｆ）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、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率が、せん断加工時のクリアランスによらず安定していることを示す。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７８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さを得るためには、硬質な組織を活用することが好ましい。すなわち、マルテンサイトまたはベイナイトを金属組織中に含むことが好ましい。
（ｂ）せん断端面におけるダレの比率を安定させるには、Ｍｎ偏析が少なく、組織形態に周期性が有り、かつ不均一である（均一性が低い）金属組織とすることが重要である。
（ｃ）具体的には、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすること、並びに、金属組織の周期性および金属組織の均一性を制御することが、せん断端面におけるダレの比率の安定化に効果的である。
（ｄ）Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱工程およびその後の熱間圧延工程が重要である。例えば７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持すること、および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。
（ｅ）金属組織の周期性を高めるには、熱間圧延中のオーステナイトの再結晶挙動を制御することが重要である。例えば、熱間圧延の最終段の圧下率および圧延温度を所定の範囲内に制御し、熱間圧延の最終段の１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とし、熱間圧延の最終段後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上とすることが効果的である。このような熱間圧延条件により、微細かつ扁平なオーステナイト粒を作り込むことができ、その後の冷却条件との組み合わせにより、結果として金属組織の周期性を高めることができる。
（ｆ）金属組織の均一性を低減させるには、４００℃以上、６００℃未満の温度域まで冷却してから巻取りを行うことで、鉄炭化物の析出を促進させ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：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
Ｓｎ：０～０．０５％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、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、
　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、
　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
　引張強さが７８０ＭＰａ以上である。
（２）　上記（１）に記載の熱延鋼板は、表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５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、
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、優れた強度およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明の上記態様に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率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：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
（１－１）Ｃ：０．０５０～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の分率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０５０％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、熱延鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
　Ｓｉは、固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用を有する。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上である。
　しかし、Ｓｉ含有量が３．００％超では、熱延鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、より好ましくは２．５０％以下である。
（１－３）Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。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１．３０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの中心偏析に起因して、板厚中央付近に割れが発生して、せん断加工後のせん断端面性状が悪化する。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、より好ましくは３．５０％以下である。
（１－４）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、上記炭化物を形成することによってＣを固定して、せん断加工性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．０６０％未満であると、これらの効果を得ることができない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０６０％以上とする。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの全てが含有されている必要はなく、いずれか１種でも０．０６０％以上含まれていればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち２種以上を含む場合は、それらの合計の含有量が０．０６０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．１００％以上である。
　一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、熱延鋼板の加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．２００％以下である。
（１－５）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して、鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下、より一層好ましくは１．０００％以下である。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
（１－６）Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、一般的に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよいが、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する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％とすることが好ましい。
（１－７）Ｓ：０．０３００％以下
　Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の延性を低下させる。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％とすることが好ましい。
（１－８）Ｎ：０．１０００％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の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％以下であり、より好ましくは０．０７００％以下であり、より一層好ましくは０．０１００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて金属組織をより微細化する場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
（１－９）Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、または０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、および／または本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
（１－１０）Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
　Ｃｕは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
　上述したようにＣｒは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＭｏは、熱延鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　上述したようにＮｉは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＢは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
（１－１１）Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％およびＢｉ：０．０００５～０．０２０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱延鋼板の延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、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上の含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の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含有量およびＭｇ含有量をそれぞれ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％、並びにＳｎ：０～０．０５％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、Ｓｎを多量に含有させると熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％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。
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は、金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、高強度と優れたせん断加工性とを得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面で、表面から板厚の１／４深さ位置の金属組織における組織分率、Ｅ値、Ｉ値およびＭｎ濃度の標準偏差を規定する。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。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
　本発明において、残留オーステナイトの面積分率が多すぎると、せん断端面におけるダレの比率が不安定になる場合がある。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の加工硬化能を向上させるため、せん断端面におけるダレの比率が不安定化すると推測される。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上であると、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．５％未満、より好ましくは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、熱延鋼板の板厚の１／４深さ位置（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）において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで、残留オーステナイトの面積分率を得る。
（２－２）フェライトの面積分率：１５．０％未満
　フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは加工硬化能が高いため、フェライトの面積分率が多すぎると、せん断端面におけるダレの比率が不安定化する。そのため、フェライトの面積分率は１５．０％未満とする。好ましくは１２．０％以下であり、より好ましくは１０．０％以下であり、より一層好ましくは８．０％以下である。フェライトの面積分率は少ない程好ましく、フェライトの面積分率の下限は３．０％、２．０％、または０％であってもよい。
（２－３）パーライトの面積分率：５．０％未満
　パーライトは、フェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織である。またパーライトは、ベイナイトおよびマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が５．０％以上であると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイトおよびベイナイトの強度が低下し、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、パーライトの面積分率は５．０％未満とする。パーライトの面積分率は、好ましくは３．０％以下である。熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、パーライトの面積分率の下限は２．０％であることが好ましく、１．０％であることがより好ましく、０％であることがより一層好ましい。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板には、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織として、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種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。
　金属組織の面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／４深さ位置（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）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装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトとが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
　続いて、残部領域（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°超の領域）の内、５°粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイトとして抽出し、Ｉα／２以下となる領域を「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」として抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積分率を得る。また、抽出した「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を算出し、上述のＥＢＳＤ解析により得られたパーライトの面積分率を引くことで、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計を得る。
（２－４）Ｅ値：１０．７未満、Ｉ値：１．０２０未満
　せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率を安定化させるには、金属組織の周期性が高く、且つ金属組織の均一性を低減することが重要である。本実施形態では、金属組織の周期性を示すＥ（Ｅｎｔｒｏｐｙ）値および金属組織の均一性を示すＩ（Ｉｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｍｏｍｅｎｔ　ｎｏｒｍ）値を制御することで、せん断端面におけるダレの比率を安定化させる。
　Ｅ値は金属組織の周期性を表す。バンド状組織が形成する等の影響で輝度が周期的に配列している、すなわち金属組織の周期性が高い場合にはＥ値は減少する。本実施形態では、周期性が高い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を低減する必要がある。Ｅ値が１０．７以上であると、せん断端面におけるダレの比率が変動しやすくなり、安定化することが困難となる。周期的に配列した金属組織とすることにより加工硬化能が低下して、せん断端面におけるダレの比率が安定化しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１０．７未満とする。好ましくは１０．６以下であり、より好ましくは１０．５以下である。Ｅ値は低い程好ましく、下限は特に規定しないが８．０以上、９．０以上または１０．０以上としてもよい。
　Ｉ値は金属組織の均一性を表し、一定の輝度を持つ領域の面積が広いほど増加する。Ｉ値が低いことは、金属組織の均一性が低いことを意味する。本実施形態では、金属組織の均一性が低い金属組織とする必要があるため、Ｉ値を低減する必要がある。Ｉ値が低く金属組織の均一性が低いと加工硬化能が低下するため、せん断端面におけるダレの比率を安定化することができる。Ｉ値が１．０２０以上であると、せん断端面におけるダレの比率が安定化しないと推定される。よって、Ｉ値は１．０２０未満とする。好ましくは１．０１５以下であり、より好ましくは１．０１０以下である。Ｉ値の下限は特に規定しないが、０．９００以上、０．９５０以上、または１．０００以上としてもよい。
　Ｅ値およびＩ値は以下の方法により得ることができる。
　本実施形態において、Ｅ値およびＩ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、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深さ位置（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）とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率１０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。
　次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域に切り出した画像に、非特許文献３に記載の、コントラスト強調の制限倍率を２．０とした、タイルグリッドサイズが８×８の平滑化処理を施す。９０度を除いて、０度から１７９度まで１度毎に反時計回りに平滑化処理後のＳＥＭ画像を回転させ、１度毎に画像を作成することで、合計で１７９枚の画像を得る。次に、これら１７９枚の画像それぞれに対し、非特許文献１に記載のＧＬＣＭ法を用いて、隣接するピクセル間の輝度の頻度値を行列の形式にて採取する。
　以上の方法により採取された１７９個の頻度値の行列を、ｋを元画像からの回転角度として、ｐｋ（ｋ＝０・・・８９、９１、・・・１７９）と表現する。各画像に対し、生成されたｐｋを全てのｋ（ｋ＝０・・・８９、９１・・・１７９）について合計した後に、各成分の総和が１となるように規格化した２５６×２５６の行列Ｐを算出する。更に、非特許文献２に記載の下記式（１）および式（２）を用いて、Ｅ値およびＩ値をそれぞれ算出する。下記式（１）および式（２）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰｉｊと表記している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
（２－５）Ｍｎ濃度の標準偏差：０．６０質量％以下
　本実施形態に係る熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、せん断端面におけるダレの比率を安定化することができる。金属組織が周期的に配列した組織において、硬質相を均一に分散させることにより、加工硬化能を低くできるためと推測される。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後に、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（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）を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料の板厚方向及び板方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
（２－６）表層の平均結晶粒径ｄｓと表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下
　表層の結晶粒径を細かくすることで、熱延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。熱延鋼板の強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなる（以下、曲げ内割れと呼称する）。曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、不均一に変形が進むことで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らは、熱延鋼板の表層の結晶粒径が細かいほど、局所的なひずみ集中が抑制され、曲げ内割れが発生しにくくなることを見出した。上記作用を得るためには、熱延鋼板の表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑを０．９５以下とすることが好ましい。ｄｓ／ｄｑは、より好ましくは０．９０以下、より一層好ましくは０．８５以下である。ｄｓ／ｄｑの下限は特に規定しないが、０．５０以上としてもよい。
　なお、本実施形態において表層とは、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である。
　表層の結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法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。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における、熱延鋼板の表層（熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域）および表面から１／４深さ位置（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）のそれぞれにおいて、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。それぞれの測定位置で得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径および表面から１／４深さ位置の平均結晶粒径とする。
３．引張強度特性
　熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とし、試験方向は圧延方向に垂直な方向とする。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが７８０ＭＰａ以上である。好ましくは９８０ＭＰａ以上である。引張強さが７８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。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。
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、１．２～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が１．２ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は１．２ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．４ｍｍ以上である。一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
５．その他
（５－１）めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
６．製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、その後緩冷却し、巻き取るまでの冷却履歴を制御することが効果的である。
　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）～（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。また、応力は鋼板の圧延方向に負荷する応力のことをいう。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが下記式（Ａ）により表される温度Ｔ１（℃）以上かつ９００℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上とする。
（６）熱間圧延完了後は、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域まで加速冷却する。より好ましくは、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却する。
（７）６００～７３０℃の温度域の滞在時間を３．０秒以下とする。
（８）４００℃以上、６００℃未満の温度域で巻き取る。
Ｔ１（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ］－６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］－３６．１×［Ｎｉ］－２４．８×［Ｃｒ］－２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［ｓｏｌ．Ａｌ］…（Ａ）
　ただし、上記式（Ａ）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。
　上記製造方法を採用することにより、強度およびせん断加工性に優れる金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件と熱延条件とを適正に制御することによって、Ｍｎ偏析の低減と変態前オーステナイトの扁平化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、強度およびせん断加工性に優れる金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。
（１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、スラブ加熱時に、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。なお、７００～８５０℃の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。７００～８５０℃の温度域における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し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。また、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にすることができる。
　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および圧延中の鋼板への応力負荷の観点から、少なくとも最終の２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。
（２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進される。そして、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが好ましい。
　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圧延前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終段の圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
（３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の負荷応力：１７０ｋＰａ以上
　熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数が増加する。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を促進することで最終段の圧下による再結晶を効果的に抑制することができる。その結果、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。鋼板に負荷する応力は、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能である。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率：８％以上、熱間圧延完了温度Ｔｆ：Ｔ１（℃）以上、９００℃未満
　熱間圧延の最終段における圧下率は８％以上とし、熱間圧延完了温度ＴｆはＴ１（℃）以上とすることが好ましい。熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とすることで、最終段の圧下によるオーステナイト粒が扁平化して、熱延鋼板のバンド状組織が形成され、金属組織の周期性が高まりＥ値が減少する。熱間圧延完了温度ＴｆをＴ１（℃）以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。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、高強度の熱延鋼板を得ることができる。また、Ｔｆを９００℃未満とすることで、オーステナイトの再結晶と粗大化とを抑制でき、金属組織の周期性が高まり、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの負荷応力：２００ｋＰａ以上
　熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は２００ｋＰａ以上とすることが好ましい。鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上とすることで、オーステナイトの扁平化が進み、金属組織の周期性を高めることができる。その結果、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。
（６）熱間圧延完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００以下の温度域まで加速冷却、より好ましくは、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却
　熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１秒以内に、５０℃以上冷却することがより好ましい。熱間圧延完了後１秒以内に熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却するためには、熱間圧延完了直後に平均冷却速度の大きい冷却を行う、例えば冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。熱間圧延完了後１秒以内にＴｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することにより、表層の結晶粒径を微細化でき、耐曲げ内割れ性を高めることができる。
　また、熱間圧延完了後に、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域まで加速冷却を行うことで、析出強化量が少ないフェライトおよびパーライトの生成を抑制できる。これにより、熱延鋼板の強度が向上する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（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。
　冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は、巻取り温度との関係から４００℃以上とするとよい。
（７）６００～７３０℃の温度域の滞在時間：３．０秒以下
　フェライトおよびパーライトの生成を抑え、母相組織を硬質にして７８０ＭＰａ以上の引張強さを得るには、フェライト変態温度域である６００～７３０℃の温度域の滞在時間を３．０秒以下とすることが好ましい。６００～７３０℃の温度域の滞在時間は２．０秒以下がより好ましい。
（７）巻取り温度：４００℃以上、６００℃未満
　巻取り温度は４００℃以上、６００℃未満の温度域とする。巻取り温度をこの温度域とすることで、鉄炭化物の析出量を増加させ、且つ硬質相内の硬度分布のばらつきを向上できる。その結果、Ｉ値を低減することができ、優れたせん断加工性を得ることができる。
　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３Ａおよび表３Ｂに示す製造条件により、表４Ａおよび表４Ｂに示す熱延鋼板を得た。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積分率、Ｅ値、Ｉ値、Ｍｎ濃度の標準偏差、表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑ、および引張強さＴＳを求めた。得られた測定結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
　なお、残部組織はベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であった。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　（１）引張強度特性
　引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であった場合、強度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が７８０ＭＰａ未満であった場合、強度に劣る熱延鋼板であるとして不合格と判定した。
（２）せん断加工性
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により打ち抜き後の端面におけるダレの比率（ダレ比率）を求めることで評価した。穴直径１０ｍｍ、打ち抜き速度３ｍ／ｓで、クリアランス１０％及び２０％の打ち抜き穴を各３個作製した。次に、各々の打ち抜き穴について、圧延方向に平行な端面（１個の打ち抜き穴につき２箇所の端面）の様子を光学顕微鏡観で撮影した。得られた観察写真では、図１（ａ）に示すような端面を観察することができる。図１（ａ）および（ｂ）に示すように、打ち抜き後の端面では、ダレ、せん断面、破断面およびバリが観察される。なお、図１（ａ）は打ち抜き穴の圧延方向に平行な端面の概略図であり、図１（ｂ）は、打ち抜き穴の側面の概略図である。ダレとはＲ状の滑らかな面であり、せん断面とはせん断変形により分離した打ち抜き端面であり、破断面とはせん断変形終了後、刃先近傍から発生したき裂によって分離した打ち抜き端面であり、バリとは熱延鋼板の下面からはみ出した突起を有する面である。得られた端面の観察写真において、後述の方法により端面におけるダレ比率を測定した。クリアランス２０％のダレ比率をクリアランス１０％のダレ比率で除した値を算出した。この値が１．７０以下であった場合、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率が安定した、すなわち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、上記値が１．７０超であった場合、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。
　なお、端面におけるダレ比率は、図１（ａ）に示すように、端面の観察写真において熱延鋼板の上面および下面に直角な直線１を引き、その直線１におけるダレの長さｄ１、せん断面の長さｄ２、破断面の長さｄ３およびバリの長さｄ４の合計に対する、ダレの長さｄ１の比率（＝ｄ１／（ｄ１＋ｄ２＋ｄ３＋ｄ４）×１００）を算出することで得られる。
（３）耐曲げ内割れ性
　以下の曲げ試験により、耐曲げ内割れ性を評価した。
　熱延鋼板から１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出して曲げ試験片を得た。曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して耐曲げ内割れ性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求めた。Ｌ軸とＣ軸との最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして耐曲げ内割れ性の指標値とした。Ｒ／ｔが２．５以下であった場合、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板であると判断した。
　ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
　得られた結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表４Ａおよび表４Ｂを見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、優れた強度およびせん断加工性を有することが分かる。また、本発明例のうち、ｄｓ／ｄｑが０．９５以下である熱延鋼板は、上記諸特性を有した上で更に、優れた耐曲げ内割れ性を有することが分かる。
　一方、比較例に係る熱延鋼板は、優れた強度およびせん断加工性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎ：０．１０００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
    Ｓｎ：０～０．０５％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、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、
    　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、
    　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    　引張強さが７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５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、
    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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