WO2022153661A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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hot
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ferrite
rolled steel
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睦海 榊原
龍雄 横井
洋志 首藤
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-002859 filed in Japan on January 12, 2021, and the contents thereof are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet having excellent local deformability and excellent ductility with little orientation dependence of formability, and a method for producing the same. The present inventors have found that in the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 1, it is necessary to further enhance the strength, ductility, hole expandability and bendability.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength, ductility, hole-spreading property and bendability.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • (1) The hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%. C: 0.100 to 0.350%, Si: 0.01 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, Si + sol.
  • Al 1.00% or more, Ti: 0.010 to 0.380%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0-2.00%, Cr: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, Ni: 0-2.00%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0-0.0200%, Mg: 0-0.0200%, REM: 0 to 0.1000%, Bi: 0 to 0.020%, One or more of Zr, Co, Zn and W: 0 to 1.00% in total, and Sn: 0 to 0.050%.
  • the Thief represented by the following formula (a) is 0.010 to 0.300%.
  • the rest consists of Fe and impurities
  • the metal structure is% of the area, Ferrite: 10-30%, Bainite: 40-85%, Residual austenite: 5-30%, Fresh martensite: 5% or less, and pearlite: 5% or less,
  • the average particle size of the ferrite is 5.00 ⁇ m or less, and the average particle size is 5.00 ⁇ m or less.
  • the difference between the average nanoindentation hardness of the ferrite and the average nanoindentation hardness of the bainite is 1000 MPa or less.
  • the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has a chemical composition of% by mass.
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • V 0.005 to 0.500%
  • Cu 0.01-2.00%
  • Cr 0.01-2.00%
  • Mo 0.01-1.00%
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • Ca 0.0005-0.0200%
  • Mg 0.0005-0.0200%
  • REM 0.0005 to 0.1000%
  • Bi 0.0005 to 0.020% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is C: 0.100 to 0.350%, Si: 0.01 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00 in mass%. %, Sol. Al: 0.001 to 2.000%, Si + sol. Al: 1.00% or more, Ti: 0.010 to 0.380%, 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.
  • each element will be described in detail.
  • C 0.100 to 0.350% C is an element required to obtain the desired strength. If the C content is less than 0.100%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the C content is set to 0.100% or more.
  • the C content is preferably 0.120% or more and 0.150% or more.
  • MA mixed phase of martensite and retained austenite
  • the C content is set to 0.350% or less.
  • the C content is preferably 0.330% or less, 0.310% or less, 0.300% or less, or 0.280% or less.
  • Si 0.01 to 3.00% Si has the effect of delaying the precipitation of cementite. By this action, the amount of austenite remaining untransformed, that is, the area ratio of retained austenite can be increased. Further, the strength can be increased by keeping a large amount of solid solution C in the hard phase and preventing the cementite from becoming coarse. In addition, Si itself has the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by strengthening the solid solution. Further, Si has an action of making the steel sound by deoxidation (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). If the Si content is less than 0.01%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, the Si content is 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, 1.00% or more, 1.20% or more, and 1.50% or more.
  • the Si content exceeds 3.00%, the precipitation of cementite is significantly delayed and the amount of retained austenite becomes excessive, which is not preferable.
  • the Si content is preferably 2.70% or less and 2.50% or less.
  • Mn 1.00 to 4.00% Mn has the effect of suppressing the ferrite transformation and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.50% or more, 1.80% or more, 2.00% or more, or 2.40% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, the ductility, hole-expandability and bendability of the hot-rolled steel sheet deteriorate. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.70% or less, 3.50% or less, 3.30% or less, or 3.00% or less.
  • sol. Al 0.001 to 2.000% sol.
  • Al has the effect of deoxidizing the steel to make the steel sheet sound and suppressing the precipitation of cementite from austenite to promote the formation of retained austenite.
  • sol. If the Al content is less than 0.001%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.001% or more. sol.
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effects are saturated and economically unfavorable. Further , the A3 transformation point rises remarkably, which makes it difficult to perform hot rolling in a stable manner. Therefore, sol.
  • the Al content is 2.000% or less. sol.
  • the Al content is preferably 1.500% or less and 1.300% or less.
  • sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid solution Al existing in steel in a solid solution state.
  • Si + sol. Al 1.00% or more Si and sol. All of Al have an action of delaying the precipitation of cementite, and this action can increase the amount of austenite remaining untransformed, that is, the area ratio of retained austenite. Si and sol. If the total content of Al is less than 1.00%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, Si and sol.
  • the total content of Al is 1.00% or more. It is preferably 1.20% or more and 1.50% or more. Si and sol.
  • the total Al content may be 5.00% or less, 3.00% or less, or 2.60% or less.
  • Si of "Si + sol.Al" shows the content by mass% of Si, and sol. Al is sol. The content of Al in mass% is shown.
  • Ti 0.010 to 0.380% Ti is precipitated as carbides or nitrides (mainly Ti carbides) in steel, the metal structure is refined by the pinning effect, and the strength of ferrite is increased by strengthening the precipitation. As a result, the difference in hardness between ferrite and bainite can be reduced. If the Ti content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.010% or more. Preferably, it is 0.050% or more, 0.070% or more, 0.090% or more, and 0.120% or more. On the other hand, even if the Ti content exceeds 0.380%, the above effect is saturated. Therefore, the Ti content is set to 0.380% or less. Preferably, it is 0.350% or less, 0.320% or less, and 0.300% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element generally contained in steel as an impurity, but has an effect of increasing the strength of a hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained.
  • P is an element that is easily segregated, and when the P content exceeds 0.100%, the decrease in ductility due to 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 in steel 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. If the N content exceeds 0.1000%, the ductility of the hot-rolled steel sheet is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.1000% or less.
  • the N content is preferably 0.0800% or less and 0.0700% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified in particular, but in order to promote the precipitation of the carbonitride, the N content is preferably 0.0010% or more, preferably 0.0020% or more. More preferred.
  • O 0.0100% or less
  • O forms a coarse oxide that becomes a starting point of fracture when it is contained in a large amount in steel, and causes brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less and 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more and 0.0010% or more in order to disperse a large number of fine oxides when the molten steel is deoxidized.
  • Thief is set to 0.300% or less. Preferably, it is 0.270% or less and 0.250% or less.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are elements mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as raw materials, or elements intentionally added in a small amount, which adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. It means something that is acceptable to the extent that it does not exist.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements in addition to the above elements.
  • the lower limit of the content is 0%.
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • V 0.005 to 0.500% Since both Nb and V are precipitated as carbides or nitrides in steel and have an action of refining the metal structure by a pinning effect, one or more of these elements may be contained. .. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable that the Nb content is 0.005% or more, or the V content is 0.005% or more. However, even if these elements are excessively contained, the effect of the above action is saturated and it is economically unfavorable. Therefore, the Nb content is 0.100% or less, and the V content is 0.500% or less.
  • Cu 0.01 to 2.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.02 to 2.00% and B: 0.0001 to 0.0100% All of Cu, Cr, Mo, Ni and B have an effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet. Further, Cr and Ni have an action of stabilizing retained austenite, and Cu and Mo have an action of precipitating carbides in the steel to increase the strength of the hot-rolled steel sheet. Further, Ni has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu when Cu is contained. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu has an action of enhancing the hardenability of the steel sheet and an action of precipitating as carbide in the steel at a low temperature to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 2.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has an action of enhancing the hardenability of the steel sheet and an action of precipitating carbides in the steel to increase the strength.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • Ni has an effect of enhancing the hardenability of the steel sheet. Further, when Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain it in a large amount. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has an effect of enhancing the hardenability of the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • Ca, Mg and REM all have an effect of improving the formability of the hot-rolled steel sheet by controlling the shape of the inclusions to a preferable shape.
  • Bi has an effect of improving the formability of the hot-rolled steel sheet by refining the solidified structure. Therefore, one or more of these elements may be contained. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable that any one or more of Ca, Mg, REM and Bi is 0.0005% or more.
  • the Ca content or Mg content exceeds 0.0200%, or when the REM content exceeds 0.1000%, inclusions are excessively formed in the steel, which in turn reduces the ductility of the hot-rolled steel sheet. May cause you to. Further, even if the Bi content exceeds 0.020%, the effect of the above action is saturated, which is economically unfavorable. Therefore, the Ca content and Mg content are 0.0200% or less, the REM content is 0.1000% or less, and the Bi content is 0.020% or less.
  • the Bi content is preferably 0.010% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Zr, Co, Zn and W 0 to 1.00% in total, and Sn: 0 to 0.050% Regarding Zr, Co, Zn and W
  • the present inventors have confirmed that even if the total content of these elements is 1.00% or less, the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired. There is. Therefore, one or more of Zr, Co, Zn and W may be contained in a total of 1.00% or less. Further, the present inventors have confirmed that the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired even if a small amount of Sn is contained, but flaws may occur during hot rolling.
  • the Sn content is 0.050% or less.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by thermally decomposing the sample with an acid.
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-heat conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersion infrared absorption method.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is% by area, ferrite: 10 to 30%, bainite: 40 to 85%, retained austenite: 5 to 30%, fresh martensite: 5% or less, and pearlite. : 5% or less, the average particle size of the ferrite is 5.00 ⁇ m or less, and the difference between the average nanoindentation hardness of the ferrite and the average nanoindentation hardness of the bainite is 1000 MPa or less.
  • the plate thickness cross section parallel to the rolling direction is located at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 depth from the surface to the plate thickness to 3/8 depth from the surface to the plate thickness). Defines the metallographic structure in the area). The reason is that the metal structure at this position shows a typical metal structure of the hot-rolled steel sheet.
  • Ferrite 10-30% Ferrite is a structure that is inferior in strength but improves the ductility of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of ferrite is less than 10%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 10% or more. Preferably, it is 12% or more and 15% or more. On the other hand, if the area ratio of ferrite is more than 30%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 30% or less. Preferably, it is 27% or less and 25% or less.
  • Bainite 40-85% Bainite is a structure that improves the strength and ductility of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of bainite is less than 40%, the desired strength and ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of bainite is set to 40% or more. Preferably, it is 50% or more, 55% or more, and 60% or more. On the other hand, if the area ratio of bainite exceeds 85%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of bainite is 85% or less. Preferably, it is 82% or less and 80% or less.
  • Residual austenite is a structure that improves the ductility of hot-rolled steel sheets. If the area ratio of retained austenite is less than 5%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 5% or more. Preferably, it is 7% or more, 10% or more, 12% or more, 13% or more, 14% or more or 15% or more. On the other hand, if the area ratio of retained austenite exceeds 30%, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 30% or less. Preferably, it is 25% or less and 23% or less.
  • Fresh martensite 5% or less Since fresh martensite has a hard structure, it contributes to improving the strength of hot-rolled steel sheets. However, fresh martensite is also a poorly ductile tissue. If the area ratio of fresh martensite is more than 5%, the desired ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of fresh martensite shall be 5% or less. Preferably, it is 4% or less, 3% or less, and 2% or less. The area ratio of fresh martensite may be 0%.
  • the area ratio of pearlite is set to 5% or less. Preferably, it is 4% or less, 3% or less, and 2% or less.
  • the area ratio of pearlite may be 0%.
  • the area ratio of the tissues other than retained austenite is measured by the following method. From a hot-rolled steel sheet, a plate thickness cross section parallel to the rolling direction, 1/4 depth from the surface to the plate thickness (1/8 depth from the surface to 3/8 depth from the surface to the plate thickness) Collect the test piece so that the metallographic structure in can be observed. Next, after polishing the plate thickness cross section, the polished surface is subjected to nital corrosion, and a region of 30 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m is observed in structure using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). The observation area shall be at least 3 areas.
  • the area ratios of ferrite, pearlite and bainite are obtained. Then, after repeller corrosion at the same observation position, the structure is observed using an optical microscope and a scanning electron microscope, and the obtained tissue photograph is image-analyzed to obtain the area of fresh martensite. Get the rate.
  • each tissue is identified by the following method. Since fresh martensite has a high dislocation density and has substructures such as blocks and packets in the grain, it should be distinguished from other metal structures by the electron channeling contrast image using a scanning electron microscope. Is possible.
  • It is a collection of lath-shaped crystal grains, and has a structure that is not fresh martensite among the structures that do not contain Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside the structure, or contains Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside the structure.
  • a structure in which the Fe-based carbide has a single variant, that is, the Fe-based carbide extending in the same direction, is regarded as bainite.
  • the Fe-based carbide elongated in the same direction means that the difference in the elongation direction of the Fe-based carbide is within 5 °.
  • a structure that is a lumpy crystal grain and does not contain a substructure such as a lath inside the structure is regarded as ferrite.
  • a structure in which plate-shaped ferrite and Fe-based carbide are layered is regarded as pearlite.
  • the area ratio of retained austenite is measured by the following method.
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the integrated intensities of a total of 6 peaks of ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220) were obtained using Co-K ⁇ rays. Calculated using the intensity averaging method. As a result, the area ratio of retained austenite is obtained.
  • Average grain size of ferrite 5.00 ⁇ m or less
  • the size of ferrite has a great influence on the strength, hole expandability and bendability of hot-rolled steel sheets. If the average particle size of ferrite is more than 5.00 ⁇ m, the strength, hole expandability and / or bendability of the hot-rolled steel sheet cannot be improved. Therefore, the average particle size of ferrite is set to 5.00 ⁇ m or less. Preferably, it is 4.00 ⁇ m or less, 3.50 ⁇ m or less, and 3.00 ⁇ m or less. Although the lower limit is not particularly specified, the average particle size of ferrite may be 0.50 ⁇ m or more and 1.00 ⁇ m or more.
  • the average particle size of ferrite is measured by the following method.
  • the average crystal grain size of ferrite can be obtained by performing the following measurements in the same region as that observed with the above-mentioned optical microscope and scanning electron microscope. After polishing the plate thickness cross section using silicon carbide paper of # 600 to # 1500, the diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is mirror-finished using a diluting solution such as alcohol or a liquid dispersed in pure water. Next, the strain introduced into the surface layer of the sample is removed by electrolytic polishing.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by diffraction method.
  • 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.
  • the obtained crystal orientation data group is analyzed by analysis software (TSL OIM Analysis), an interface having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary, and the area equivalent to a circle is equivalent to the area of the region surrounded by the crystal grain boundary.
  • TSL OIM Analysis analysis software
  • the crystal grain size is calculated as the diameter.
  • D 50 median diameter
  • Difference between the average nanoindentation hardness of ferrite and the average nanoindentation hardness of bainite 1000 MPa or less
  • the difference between the average nanoindentation hardness of ferrite and the average nanoindentation hardness of bainite is 1000 MPa or less.
  • it is 950 MPa or less, 900 MPa or less, and 850 MPa or less.
  • the difference between the average nanoindentation hardness of ferrite and the average nanoindentation hardness of bainite may be 500 MPa or more, 600 MPa or more, or 700 MPa or more.
  • the average nanoindentation hardness of ferrite and the average nanoindentation hardness of bainite are measured by the following methods.
  • the hardness of the region determined to be ferrite is measured by the nanoindentation method.
  • the average nanoindentation hardness of ferrite is obtained by measuring the maltensity hardness of ferrite at at least 20 points or more and calculating the average value. By performing the same operation on bainite, the average nanoindentation hardness of bainite is obtained.
  • a TriboScope / TriboIndenter manufactured by Hysiron Co., Ltd. may be used, and the measurement load may be 1 mN.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more.
  • the tensile strength is 1180 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1470 MPa.
  • the product (TS ⁇ uEl) of tensile strength and uniform elongation, which is an index of ductility, may be 8260 MPa ⁇ % or more.
  • the hole expansion rate which is an index of hole expansion property, may be 45% or more.
  • the maximum bending angle which is an index of bendability, may be 60 ° or more.
  • Tensile strength TS and uniform elongation uEl are measured in accordance with JIS Z 2241: 2011 using JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece may be 1/4 from the end in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be the longitudinal direction.
  • the hole expansion rate ⁇ is measured in accordance with JIS Z 2256: 2020.
  • the sampling position of the hole expansion test piece may be 1/4 of the end portion of the hot-rolled steel sheet in the plate width direction.
  • the maximum bending angle ⁇ is evaluated based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Association of the Automotive Industry.
  • VDA238-100 the VDA standard
  • the displacement at the maximum load obtained in the bending test is converted into an angle based on the VDA, and the maximum bending angle ⁇ is obtained.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be 0.5 mm or more. It is preferably 1.2 mm or more and 1.4 mm or more.
  • the plate thickness may be 8.0 mm or less. It is preferably 6.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to be a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer.
  • the electroplating layer include electrozinc plating and electroZn—Ni alloy plating.
  • the hot-dip plating layer include hot-dip zinc plating, alloyed hot-dip zinc plating, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, and hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, it is also possible to further enhance the corrosion resistance by subjecting an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • the temperature of the hot-rolled steel sheet is measured by a contact-type or non-contact-type thermometer if it is at the end in the plate width direction. If it is not the end of the hot-rolled steel sheet in the width direction, it is measured by a thermocouple or calculated by heat transfer analysis.
  • the slab is heated in a temperature range of T0 ° C. or higher represented by the following formula (1), held in the temperature range for 6000 seconds or longer, and then rough-rolled.
  • Finish rolling is performed within 150 seconds after the rough rolling is completed.
  • the cumulative reduction rate in the temperature range of T1 (° C.) to T1 + 30 ° C. is set to more than 30%, the cumulative reduction rate of finish rolling is 90% or more, and the final reduction rate of finish rolling is 15% or more.
  • T1 (° C.) is represented by the following formula (2).
  • Cooling is started within 1.0 second after the completion of finish rolling, and the temperature is cooled to a temperature range of 600 to 700 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher.
  • Air cooling is performed in a temperature range of 600 to 700 ° C. for 1.0 to 3.0 seconds, and then cooling is performed at an average cooling rate of 40 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate up to a temperature range of 150 ° C. or lower is 15 to 40 ° C./h.
  • T0 (° C.) 7000 / ⁇ 2.75-log (Ti ⁇ C) ⁇ -273 ...
  • T1 (° C.) 850 + 10 ⁇ (C + N) ⁇ Mn + 350 ⁇ Nb + 250 ⁇ Ti + 40 ⁇ B + 10 ⁇ Cr + 100 ⁇ Mo + 100 ⁇ V...
  • T2 (° C.) 591-474 x C-33 x Mn-17 x Ni-17 x Cr-21 x Mo ...
  • the element symbols in the above formulas (1) to (3) indicate the content of each element in mass%, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • slabs obtained by continuous casting, slabs obtained by casting and slabs, and the like can be used. If necessary, those obtained by adding hot working or cold working to them can be used.
  • the slab to be subjected to hot rolling is preferably heated to a temperature range of T0 (° C.) or higher and held in this temperature range for 6000 seconds or longer in order to sufficiently dissolve Ti carbides. If the Ti carbide cannot be sufficiently dissolved, as a result, a sufficient amount of Ti carbide cannot be precipitated in the ferrite, and the difference in hardness between the ferrite and bainite may not be reduced.
  • Rough rolling After holding for 6000 seconds or more in a temperature range of T0 (° C.) or higher, rough rolling is performed.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited and may be carried out by a conventional method.
  • finish rolling After the rough rolling is completed, it is preferable to perform finish rolling within 150 seconds. That is, it is preferable that the first pass of the finish rolling is performed within 150 seconds after the final pass of the rough rolling is completed.
  • finish rolling within 150 seconds after the completion of rough rolling, a sufficient amount of Ti carbides can be precipitated in the ferrite without excessive precipitation of Ti carbides in the retained austenite in the secondary cooling described later. Can be done. As a result, the difference in hardness between ferrite and bainite can be reduced.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range of T1 (° C.) to T1 + 30 ° C. is more than 30%, the cumulative rolling reduction is 90% or more, and the final rolling reduction is 15% or more. Is preferable. By performing finish rolling under such conditions, a desired amount of ferrite can be obtained.
  • the finish rolling completion temperature is preferably 830 ° C. or higher.
  • the cumulative reduction rate in the temperature range of T1 (° C.) to T1 + 30 ° C. is the inlet plate thickness t 0 before the first pass in rolling in this temperature range, and the outlet plate thickness after the final pass in rolling in this temperature range.
  • t 1 it can be expressed as (t 0 ⁇ t 1 ) / t 0 ⁇ 100 (%).
  • the cumulative rolling reduction of finish rolling is ( ti ⁇ t f ) / when the inlet plate thickness before the first pass of finish rolling is ti and the outlet plate thickness after the final pass of finish rolling is t f . It can be expressed as ti ⁇ 100 (%).
  • the final rolling reduction of finish rolling is ( t2 - t3) / t when the inlet plate thickness before the final pass of finish rolling is t2 and the outlet plate thickness after the final pass of finish rolling is t3. It can be expressed as 2 ⁇ 100 (%).
  • the average particle size of ferrite can be preferably controlled by performing primary cooling within 1.0 second after the completion of finish rolling. Further, by performing the primary cooling up to a temperature range of 600 to 700 ° C., the difference in hardness between ferrite and bainite can be reduced.
  • the average cooling rate in the present embodiment is a value obtained by dividing the temperature difference between the start of cooling and the end of cooling by the elapsed time from the start of cooling to the end of cooling.
  • Air cooling here means cooling with an average cooling rate of 10 ° C./s or less. Unless heat is input from the outside by a heating device or the like, the cooling rate by air cooling is about 3 ° C./s even if the plate thickness is about half an inch.
  • Cooling with an average cooling rate of 40 ° C./s or more is preferably performed up to a temperature range of T2 (° C.) to 500 ° C. so that the product can be wound at the winding temperature described later.
  • the cooling shutdown temperature for cooling with an average cooling rate of 40 ° C./s or higher is preferably in the temperature range of T2 (° C.) to 500 ° C.
  • Winding The winding temperature is preferably in the temperature range of T2 (° C.) to 500 ° C. By winding in this temperature range, excessive precipitation of fresh martensite can be suppressed, and a desired amount of bainite can be obtained. If the winding temperature exceeds 500 ° C., the formation of cementite associated with bainite transformation is promoted, and a desired amount of retained austenite may not be obtained. If the take-up temperature is less than T2 (° C.), tempered martensite may be formed.
  • the average cooling rate up to a temperature range of 150 ° C. or lower is 15 to 40 ° C./h.
  • carbon can be concentrated in the retained austenite to stabilize the retained austenite.
  • a desired amount of retained austenite can be obtained.
  • the average cooling rate is more preferably 20 ° C./h or higher. Further, the average cooling rate is more preferably less than 30 ° C./h. Further, the average cooling rate after winding may be controlled by a heat insulating cover, an edge mask, mist cooling, or the like.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • 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 ratio of each structure, the average particle size of ferrite, the difference between the average nanoindentation hardness of ferrite and the average nanoindentation hardness of bainite, the tensile strength TS, The uniform elongation uEl, the hole expansion ratio ⁇ , and the maximum bending angle ⁇ were measured.
  • the tensile strength TS and the uniform elongation uEl were measured to obtain a total elongation El (breaking elongation in JIS Z 2241: 2011).
  • the obtained measurement results are shown in Table 5.

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Abstract

この熱延鋼板は、所望の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、フェライト：１０～３０％、ベイナイト：４０～８５％、残留オーステナイト：５～３０％、フレッシュマルテンサイト：５％以下、およびパーライト：５％以下からなり、前記フェライトの平均粒径が５．００μｍ以下であり、前記フェライトの平均ナノインデンテーション硬さと前記ベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差が１０００ＭＰａ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。
　本願は、２０２１年１月１２日に、日本に出願された特願２０２１－００２８５９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　地球環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車車体の軽量化が進められている。自動車車体をより軽量化するためには、自動車車体に適用される鋼板の強度を高める必要がある。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すれば成形性が低下する。
　鋼板の成形性を向上させる方法として、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させる方法がある。しかし、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させると、延性は向上するが、穴広げ性および曲げ性が低下する場合がある。曲げ成形、穴広げ加工およびバーリング加工を行う際には、優れた延性のみならず、優れた穴広げ性および曲げ性が要求される。
　特許文献１には、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。本発明者らは、特許文献１に記載の熱延鋼板において、強度、延性、穴広げ性および曲げ性をより高める必要があることを知見した。
日本国特許第５５３３７２９号公報
　本発明は、優れた強度、延性、穴広げ性および曲げ性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見（ａ）～（ｄ）を得て、本発明を完成した。
（ａ）優れた強度を得るためには、金属組織中に所望量のベイナイトを含ませること、および所望量のＴｉを含有させて、フェライト中にＴｉ炭化物を析出させ、フェライトの強度を高めることが必要である。
（ｂ）優れた延性を得るためには、金属組織中に所望量のフェライトおよび残留オーステナイトを含ませることが必要である。しかしながら、フェライトおよび残留オーステナイトを含ませると、熱延鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下してしまう。
（ｃ）フェライトの平均粒径を所望の範囲に制御することで、強度をより向上させ、且つ穴広げ性および曲げ性を向上することができる。
（ｄ）フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することで、穴広げ性および曲げ性をより向上することができる。
　上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．１００～０．３５０％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以上、
Ｔｉ：０．０１０～０．３８０％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０３００％以下、
Ｎ　：０．１０００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
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、
　下記式（ａ）により表わされるＴｉｅｆが０．０１０～０．３００％であり、
　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：１０～３０％、
　　ベイナイト：４０～８５％、
　　残留オーステナイト：５～３０％、
　　フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
　　パーライト：５％以下からなり、
　　前記フェライトの平均粒径が５．００μｍ以下であり、
　　前記フェライトの平均ナノインデンテーション硬さと前記ベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差が１０００ＭＰａ以下であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
　　　Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ－４８／１４×Ｎ－４８／３２×Ｓ　…（ａ）
　但し、上記式（ａ）中の各元素記号は質量％での含有量を示す。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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、穴広げ性および曲げ性を有する熱延鋼板を提供することができる。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．３５０％、Ｓｉ：０．０１～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以上、Ｔｉ：０．０１０～０．３８０％、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、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．１００～０．３５０％
　Ｃは、所望の強度を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上、０．１５０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．３５０％超では、変態速度が遅くなることでＭＡ（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合相）が生成しやすくなり、優れた穴広げ性および曲げ性を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．３３０％以下、０．３１０％以下、０．３００％以下または０．２８０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～３．００％
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を遅延させる作用を有する。この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積率を高めることができる。また、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で強度を高めることができる。また、Ｓｉ自体も固溶強化により熱延鋼板の強度を高める効果がある。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０１％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０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、１．００％以上、１．２０％以上、１．５０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、セメンタイトの析出を著しく遅延させ、残留オーステナイト量が過剰となるため好ましくない。また、熱延鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、２．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望の強度を得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上、１．８０％以上、２．００％以上または２．４０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、熱延鋼板の延性、穴広げ性および曲げ性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、３．５０％以下、３．３０％以下または３．００％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくない。さらに、Ａ３変態点が著しく上昇し、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、１．３００％以下である。
　なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
　Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以上
　Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌは、いずれもセメンタイトの析出を遅延させる作用を有し、この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積率を高めることができる。Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計が１．００％未満では上記作用による効果を得ることが出来ない。そのため、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計は１．００％以上とする。好ましくは１．２０％以上、１．５０％以上である。
　Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計は、５．００％以下、３．００％以下または２．６０％以下としてもよい。
　なお、「Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ」のＳｉはＳｉの質量％での含有量を示し、ｓｏｌ．Ａｌはｓｏｌ．Ａｌの質量％での含有量を示す。
　Ｔｉ：０．０１０～０．３８０％
　Ｔｉは、鋼中炭化物または窒化物（主にＴｉ炭化物）として析出し、ピン止め効果によって金属組織を微細化し、さらに析出強化によりフェライトの強度を高める。その結果、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができる。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であると、この効果を得ることができない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０５０％以上、０．０７０％以上、０．０９０％以上、０．１２０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．３８０％超としても、上記効果は飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．３８０％以下とする。好ましくは、０．３５０％以下、０．３２０％以下、０．３００％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、一般的に不純物として鋼中に含有される元素であるが、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、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。
　Ｓ：０．０３００％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に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。
　Ｎ：０．１０００％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下、０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、炭窒化物の析出を促進させるためには、Ｎ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、０．００８０％以下、０．００５０％以下とすることが好ましい。
　溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上としてもよい。
　Ｔｉｅｆ：０．０１０～０．３００％
　下記式（ａ）により表されるＴｉｅｆは、Ｔｉ炭化物の生成に係る指標である。Ｔｉ窒化物およびＴｉ硫化物はＴｉ炭化物より高温で生成する。このため、鋼中のＮおよびＳが多い場合、Ｔｉ炭化物を十分に生成させることができない。Ｔｉｅｆが０．０１０％未満であると、Ｔｉ炭化物の析出量が少ないため、Ｔｉの炭化物によるフェライトの強度向上の効果を得ることができない。その結果、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができない。そのため、Ｔｉｅｆは０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０５０％以上、０．１００％以上である。
　一方、Ｔｉｅｆを０．３００％超としても、上記効果は飽和するため経済的に好ましくない。そのため、Ｔｉｅｆは０．３００％以下とする。好ましくは、０．２７０％以下、０．２５０％以下である。
　Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ－４８／１４×Ｎ－４８／３２×Ｓ　…（ａ）
　但し、上記式（ａ）中の各元素記号は質量％での含有量を示す。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入される元素や意図的に微量添加される元素であって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記元素に加え、以下の元素を任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有しない場合の含有量の下限は０％である。以下、各任意元素について詳細に説明する。
　Ｎｂ：０．００５～０．１００％およびＶ：０．００５～０．５００％
　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、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするか、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、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とし、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物を析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　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。
　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％以上とすることが好ましい。
　しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＭｏは、鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上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。
　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％以上とすることが好ましい。
　しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
　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制御することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の延性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１０００％以下、並びにＢｉ含有量を０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに、Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板では、金属組織が、面積％で、フェライト：１０～３０％、ベイナイト：４０～８５％、残留オーステナイト：５～３０％、フレッシュマルテンサイト：５％以下、およびパーライト：５％以下からなり、前記フェライトの平均粒径が５．００μｍ以下であり、前記フェライトの平均ナノインデンテーション硬さと前記ベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差が１０００ＭＰａ以下である。
　なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４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）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、熱延鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
　フェライト：１０～３０％
　フェライトは、強度に劣るが、熱延鋼板の延性を向上する組織である。フェライトの面積率が１０％未満であると、所望の延性を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は１０％以上とする。好ましくは、１２％以上、１５％以上である。
　一方、フェライトの面積率が３０％超であると、所望の強度を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は３０％以下とする。好ましくは、２７％以下、２５％以下である。
　ベイナイト：４０～８５％
　ベイナイトは、熱延鋼板の強度および延性を向上する組織である。ベイナイトの面積率が４０％未満であると、所望の強度および延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は４０％以上とする。好ましくは、５０％以上、５５％以上、６０％以上である。
　一方、ベイナイトの面積率が８５％超であると、所望の延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は８５％以下とする。好ましくは、８２％以下、８０％以下である。
　残留オーステナイト：５～３０％
　残留オーステナイトは、熱延鋼板の延性を向上する組織である。残留オーステナイトの面積率が５％未満であると、所望の延性を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は５％以上とする。好ましくは、７％以上、１０％以上、１２％以上、１３％以上、１４％以上または１５％以上である。
　一方、残留オーステナイトの面積率が３０％超であると、所望の強度を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は３０％以下とする。好ましくは、２５％以下、２３％以下である。
　フレッシュマルテンサイト：５％以下
　フレッシュマルテンサイトは硬質な組織であるため、熱延鋼板の強度の向上に寄与する。しかし、フレッシュマルテンサイトは延性に乏しい組織でもある。フレッシュマルテンサイトの面積率が５％超であると、所望の延性を得ることができない。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。フレッシュマルテンサイトの面積率は０％であってもよい。
　パーライト：５％以下
　パーライトの面積率が多すぎると、所望量の残留オーステナイトを得ることができない。そのため、パーライトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。パーライトの面積率は０％であってもよい。
　上述した各組織のうち、残留オーステナイト以外の組織の面積率は、以下の方法により測定する。
　熱延鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４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の領域を組織観察する。観察領域は、少なくとも３領域とする。この組織観察により得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フェライト、パーライトおよびベイナイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を得る。
　上述の組織観察において、各組織は、以下の方法により同定する。
　フレッシュマルテンサイトは転位密度が高く、かつ粒内にブロックやパケットといった下部組織を持つ組織であるので、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像によれば、他の金属組織と区別することが可能である。
　ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含まない組織のうちフレッシュマルテンサイトでない組織、又は、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含み、そのＦｅ系炭化物が単一のバリアントを有する、すなわち同一方向に伸張したＦｅ系炭化物である組織をベイナイトとみなす。ここで、同一方向に伸長したＦｅ系炭化物とは、Ｆｅ系炭化物の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。
　塊状の結晶粒であって、組織の内部にラス等の下部組織を含まない組織をフェライトとみなす。
　板状のフェライトとＦｅ系炭化物とが層状に重なっている組織をパーライトとみなす。
　残留オーステナイトの面積率は以下の方法により測定する。
　本実施形態では、残留オーステナイトの面積率はＸ線回折により測定する。まず、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の、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）において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出する。これにより、残留オーステナイトの面積率を得る。
　フェライトの平均粒径：５．００μｍ以下
　フェライトの大きさは、熱延鋼板の強度、穴広げ性および曲げ性に大きな影響を及ぼす。フェライトの平均粒径が５．００μｍ超であると、熱延鋼板の強度、穴広げ性および／または曲げ性を高めることができない。そのため、フェライトの平均粒径は５．００μｍ以下とする。好ましくは、４．００μｍ以下、３．５０μｍ以下、３．００μｍ以下である。
　下限は特に規定しないが、フェライトの平均粒径は０．５０μｍ以上、１．００μｍ以上としてもよい。
　フェライトの平均粒径は以下の方法により測定する。
　フェライトの平均結晶粒径は上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で観察した領域と同じ領域について以下の測定を行うことで得る。板厚断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨によりサンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ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。
　得られた結晶方位データ群を解析ソフト（ＴＳＬ　ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）で解析し、１５°以上の方位差を持つ界面を結晶粒界として定義し、該結晶粒界で囲まれた領域の面積から円相当直径として結晶粒径を算出する。このうち、上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にてフェライトと同定した結晶粒について、結晶粒径のヒストグラムからメジアン径（Ｄ５０）として平均結晶粒径を算出する。
　フェライトの平均ナノインデンテーション硬さとベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差：１０００ＭＰａ以下
　フェライトの平均ナノインデンテーション硬さとベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差が１０００ＭＰａ超であると、穴広げ性および／または曲げ性を向上することができない。そのため、フェライトの平均ナノインデンテーション硬さとベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差は１０００ＭＰａ以下とする。好ましくは、９５０ＭＰａ以下、９００ＭＰａ以下、８５０ＭＰａ以下である。
　下限は特に規定しないが、フェライトの平均ナノインデンテーション硬さとベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差は５００ＭＰａ以上、６００ＭＰａ以上または７００ＭＰａ以上としてもよい。
　フェライトの平均ナノインデンテーション硬さおよびベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さは以下の方法により測定する。
　上述の金属組織の面積率を測定した視野において、フェライトと判別された領域について、ナノインデンテーション法による硬度測定を行う。少なくとも２０点以上におけるフェライトのマルテンス硬さを測定し、平均値を算出することで、フェライトの平均ナノインデンテーション硬さを得る。同様の操作をベイナイトについて行うことで、ベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さを得る。
　なお、測定には、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用い、測定荷重は１ｍＮとすればよい。
　機械特性
　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。引張強さを９８０ＭＰａ以上とすることで、車体軽量化により寄与することができる。より好ましくは、引張強さは１１８０ＭＰａ以上である。上限は特に限定する必要は無いが、１４７０ＭＰａとしてもよい。
　延性の指標である、引張強さと均一伸びとの積（ＴＳ×ｕＥｌ）は８２６０ＭＰａ・％以上であってもよい。
　穴広げ性の指標である穴広げ率は、４５％以上であってもよい。
　曲げ性の指標である最大曲げ角度は、６０°以上であってもよい。
　引張強さＴＳおよび均一伸びｕＥｌは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向を長手方向とすればよい。
　穴広げ率λは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０２０に準拠して測定する。穴広げ試験片の採取位置は、熱延鋼板の板幅方向の端部から１／４部分とすればよい。
　最大曲げ角度αは、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて評価する。曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度αを求める。
　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、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６．０ｍｍ以下である。
　めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　製造条件
　本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（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。本実施形態において熱延鋼板の温度は、板幅方向最端部であれば接触式または非接触式温度計で測定する。熱延鋼板の板幅方向最端部以外であれば、熱電対により測定するか、伝熱解析により計算する。
（１）下記式（１）により表されるＴ０℃以上の温度域にスラブを加熱し、当該温度域で６０００秒以上保持した後、粗圧延を行う。
（２）粗圧延完了後、１５０秒以内に仕上げ圧延を行う。
（３）Ｔ１（℃）～Ｔ１＋３０℃の温度域における累積圧下率を３０％超とし、仕上げ圧延の累積圧下率を９０％以上とし、仕上げ圧延の最終圧下率を１５％以上とする。なお、Ｔ１（℃）は下記式（２）により表される。
（４）仕上げ圧延完了後１．０秒以内に冷却を開始し、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７００℃の温度域まで冷却する。
（５）６００～７００℃の温度域で１．０～３．０秒間の空冷を行った後、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
（６）Ｔ２（℃）～５００℃の温度域で巻き取る。
（７）１５０℃以下の温度域までの平均冷却速度を１５～４０℃／ｈとする。
　Ｔ０（℃）＝７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（Ｔｉ×Ｃ）｝－２７３　…（１）
　Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ　…（２）
　Ｔ２（℃）＝５９１－４７４×Ｃ－３３×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－１７×Ｃｒ－２１×Ｍｏ　…（３）
　なお、上記式（１）～（３）中の元素記号は各元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができる。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、Ｔｉ炭化物を十分に固溶させるために、Ｔ０（℃）以上の温度域に加熱し、この温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。Ｔｉ炭化物を十分に固溶させることができない場合、結果としてフェライト中に十分な量のＴｉ炭化物を析出させることができず、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができない場合がある。
　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。
　粗圧延
　Ｔ０（℃）以上の温度域で６０００秒以上保持した後は、粗圧延を行う。粗圧延の条件は特に限定されず、常法により行えばよい。
　仕上げ圧延
　粗圧延完了後は、１５０秒以内に仕上げ圧延を行うことが好ましい。すなわち、粗圧延の最終パスの圧延が完了してから１５０秒以内に、仕上げ圧延の１パス目の圧延を行うことが好ましい。粗圧延完了後、１５０秒以内に仕上げ圧延を行うことで、後述の２次冷却において、残留オーステナイト中にＴｉ炭化物が過剰に析出することなく、フェライト中に十分な量のＴｉ炭化物を析出させることができる。その結果、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができる。
　また、仕上げ圧延は、Ｔ１（℃）～Ｔ１＋３０℃の温度域における累積圧下率を３０％超とし、仕上げ圧延の累積圧下率を９０％以上とし、仕上げ圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが好ましい。このような条件で仕上げ圧延を行うことにより、所望量のフェライトを得ることができる。なお、仕上げ圧延完了温度は、８３０℃以上とすることが好ましい。
　なお、Ｔ１（℃）～Ｔ１＋３０℃の温度域の累積圧下率とは、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。
　仕上げ圧延の累積圧下率とは、仕上げ圧延の最初のパス前の入口板厚をｔｉとし、仕上げ圧延の最終パス後の出口板厚をｔｆとしたとき、（ｔｉ－ｔｆ）／ｔｉ×１００（％）で表すことができる。
　仕上げ圧延の最終圧下率とは、仕上げ圧延の最終パス前の入口板厚をｔ２とし、仕上げ圧延の最終パス後の出口板厚をｔ３としたとき、（ｔ２－ｔ３）／ｔ２×１００（％）で表すことができる。
　仕上げ圧延完了後の１次冷却
　仕上げ圧延完了後は、１．０秒以内に冷却を開始し、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７００℃の温度域まで冷却することが好ましい。換言すると、平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を、仕上げ圧延完了後から１．０秒以内に開始し、この冷却を６００～７００℃の温度域まで行うことが好ましい。仕上げ圧延完了後から１．０秒以内に１次冷却を行うことで、フェライトの平均粒径を好ましく制御することができる。また、一次冷却を６００～７００℃の温度域まで行うことで、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができる。
　なお、本実施形態でいう平均冷却速度とは、冷却開始時と冷却終了時との温度差を、冷却開始時から冷却終了時までの経過時間で除した値である。
　中間空冷および２次冷却
　６００～７００℃の温度域まで冷却した後は、この温度域で１．０～３．０秒間の空冷を行い、その後、４０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。ここでいう空冷とは、平均冷却速度が１０℃／ｓ以下の冷却のことをいう。加熱装置等による外部からの入熱を行わない限り、ハーフインチ程度の板厚であっても空冷での冷却速度は３℃／ｓ程度である。このような条件で２次冷却を行うことで、所望量のフェライトおよび残留オーステナイトを得ることができると共に、このフェライト中に十分な量のＴｉ炭化物を析出させることができる。その結果、フェライトとベイナイトとの硬度差を低減することができる。
　平均冷却速度が４０℃／ｓ以上である冷却は、後述する巻取り温度で巻き取れるよう、Ｔ２（℃）～５００℃の温度域まで行うことが好ましい。換言すると、平均冷却速度が４０℃／ｓ以上である冷却の冷却停止温度はＴ２（℃）～５００℃の温度域とすることが好ましい。
　巻取り
　巻取り温度はＴ２（℃）～５００℃の温度域とすることが好ましい。この温度域で巻き取ることで、フレッシュマルテンサイトが過剰に析出することを抑制でき、所望量のベイナイトを得ることができる。巻取り温度が５００℃超ではベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成が促進され、所望量の残留オーステナイトが得られなくなる場合がある。巻取り温度がＴ２（℃）未満では、焼き戻しマルテンサイトが生成する場合がある。
　巻取り後の３次冷却
　巻取り後は、１５０℃以下の温度域までの平均冷却速度を１５～４０℃／ｈとすることが好ましい。このような条件で３次冷却を行うことで、残留オーステナイト中に炭素を濃化させて、残留オーステナイトを安定化することができる。その結果、所望量の残留オーステナイトを得ることができる。平均冷却速度は、より好ましくは２０℃／ｈ以上である。また、平均冷却速度は、より好ましくは３０℃／ｈ未満である。
　また、巻取り後の平均冷却速度は、保温カバーやエッジマスク、ミスト冷却等によって制御するとよい。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３および４に示す製造条件により、熱延鋼板を得た。
　なお、熱間圧延前は、表３に記載のスラブ加熱温度に加熱して、６０００秒以上保持した。表４の製造Ｎｏ．１０は、１次冷却後、５３０℃以下の温度域で、表４に記載の空冷時間で空冷を行い、製造Ｎｏ．１１は、１次冷却後、７００℃超、７２３℃以下の温度域で、表４に記載の空冷時間で空冷を行った。また、全ての例において、３次冷却は１５０℃以下の温度域まで行った。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、各組織の面積率、フェライトの平均粒径、フェライトの平均ナノインデンテーション硬さとベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差、引張強さＴＳ、均一伸びｕＥｌ、穴広げ率λおよび最大曲げ角度αを測定した。なお、引張強さＴＳおよび均一伸びｕＥｌを測定した引張試験により、全伸びＥｌ（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１でいう破断伸び）を得た。
　得られた測定結果を表５に示す。なお、製造Ｎｏ．１５は、表５に記載の組織以外に４０面積％の焼き戻しマルテンサイト（上述の組織観察方法でいずれの組織とも判別されない組織）が生成していた。
　評価基準
　引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であった場合、優れた強度を有するとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ未満であった場合、優れた強度を有さないとして不合格と判定した。
　引張強さＴＳと均一伸びｕＥｌとの積（ＴＳ×ｕＥｌ）が８２６０ＭＰａ・％以上であった場合、優れた延性を有するとして合格と判定した。一方、ＴＳ×ｕＥｌが８２６０ＭＰａ・％未満であった場合は、優れた延性を有さないとして不合格と判定した。
　穴広げ率λが４５％以上であった場合、優れた穴広げ性を有するとして合格と判定した。一方、穴広げ率λが４５％未満であった場合、優れた穴広げ性を有さないとして不合格と判定した。
　最大曲げ角度が６０°以上であった場合、優れた曲げ性を有するとして合格と判定した。一方、最大曲げ角度が６０°未満であった場合、優れた曲げ性を有さないとして不合格と判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６から分かるように、本発明例において、優れた強度、延性、穴広げ性および曲げ性を有する熱延鋼板が得られた。
　一方、化学組成および／または金属組織が本発明で規定する範囲内でない比較例は、上記特性のうちいずれか一つ以上が劣った。なお、製造Ｎｏ．１５では、ベイナイト量が不足し、焼き戻しマルテンサイトが生成したため、延性が劣化した。また、製造Ｎｏ．１６では、フレッシュマルテンサイト量が多く、全体的な組織間硬度差が大きくなったことにより、穴広げ性および曲げ性が劣化した。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性、穴広げ性および曲げ性を有する熱延鋼板を提供することができる。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１００～０．３５０％、
    Ｓｉ：０．０１～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以上、
    Ｔｉ：０．０１０～０．３８０％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０３００％以下、
    Ｎ　：０．１０００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    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、
    　下記式（ａ）により表わされるＴｉｅｆが０．０１０～０．３００％であり、
    　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：１０～３０％、
    　　ベイナイト：４０～８５％、
    　　残留オーステナイト：５～３０％、
    　　フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
    　　パーライト：５％以下からなり、
    　　前記フェライトの平均粒径が５．００μｍ以下であり、
    　　前記フェライトの平均ナノインデンテーション硬さと前記ベイナイトの平均ナノインデンテーション硬さとの差が１０００ＭＰａ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。
    　　　Ｔｉｅｆ＝Ｔｉ－４８／１４×Ｎ－４８／３２×Ｓ　…（ａ）
    　但し、上記式（ａ）中の各元素記号は質量％での含有量を示す。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    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に記載の熱延鋼板。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004536965A (ja) * 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP2005314798A (ja) * 2004-03-30 2005-11-10 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP2012172203A (ja) * 2011-02-22 2012-09-10 Nippon Steel Corp 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板
JP2020507007A (ja) * 2017-01-20 2020-03-05 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ 主成分としてベイナイトのミクロ組織を有する複合相鋼からなる熱延平鋼生産物およびかかる平鋼生産物の製造方法
JP2020117756A (ja) * 2019-01-22 2020-08-06 日本製鉄株式会社 軟窒化処理部品及びその製造方法
JP2021002859A (ja) 2017-01-05 2021-01-07 日本電気株式会社 無線端末及び基地局並びにこれらの方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS586683Y2 (ja) 1978-08-28 1983-02-04 王子製袋株式会社 クレ−プテ−プ自動切断装置

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004536965A (ja) * 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP2005314798A (ja) * 2004-03-30 2005-11-10 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP2012172203A (ja) * 2011-02-22 2012-09-10 Nippon Steel Corp 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2021002859A (ja) 2017-01-05 2021-01-07 日本電気株式会社 無線端末及び基地局並びにこれらの方法
JP2020507007A (ja) * 2017-01-20 2020-03-05 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ 主成分としてベイナイトのミクロ組織を有する複合相鋼からなる熱延平鋼生産物およびかかる平鋼生産物の製造方法
JP2020117756A (ja) * 2019-01-22 2020-08-06 日本製鉄株式会社 軟窒化処理部品及びその製造方法

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