WO2022264749A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2022264749A1
WO2022264749A1 PCT/JP2022/020901 JP2022020901W WO2022264749A1 WO 2022264749 A1 WO2022264749 A1 WO 2022264749A1 JP 2022020901 W JP2022020901 W JP 2022020901W WO 2022264749 A1 WO2022264749 A1 WO 2022264749A1
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WO
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less
hot
steel sheet
rolled steel
rolling
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Application number
PCT/JP2022/020901
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English (en)
French (fr)
Inventor
洋志 首藤
駿介 小林
守 早川
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2023529703A priority Critical patent/JPWO2022264749A1/ja
Publication of WO2022264749A1 publication Critical patent/WO2022264749A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to hot-rolled steel sheets. Specifically, the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet with excellent fatigue properties and ductility.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-098517 filed in Japan on June 14, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • high-strength steel sheets have been widely used for underbody parts and structural parts of car bodies, with the aim of reducing the weight of car bodies.
  • high-strength steel sheets it is difficult to sufficiently improve fatigue properties, which are particularly important in automotive underbody parts. There was room for
  • Solid-solution strengthening and precipitation strengthening provide a large increase in strength, so these effects are applied to high-strength steel sheets.
  • Non-Patent Document 1 as a result of investigating the effects of solid solution strengthening, precipitation strengthening, and fine grain strengthening on tensile strength and fatigue properties, the amount of increase in fatigue strength with respect to the amount of increase in tensile strength is >precipitation strengthening>fine grain strengthening.
  • Patent Literatures 1 and 2 disclose techniques for improving descaling properties by increasing the descaling temperature and making the steel plate surface roughness Ra after pickling 1.2 ⁇ m or less to improve fatigue characteristics. is disclosed. Further, Patent Literature 3 discloses a technique for improving fatigue characteristics by controlling the scale thickness before the start of finish rolling so that the roughness Ra at the base iron/scale interface is 1.5 ⁇ m or less.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent fatigue properties and ductility.
  • (g) In order to reduce the arithmetic mean roughness of the surface of the hot-rolled steel sheet, it is effective to control the behavior of scale formation during hot rolling. For example, it is effective to set the maximum heating temperature of the slab in the slab heating process to less than 1200° C. and to set the rolling reduction of each stage in the hot rolling process to less than 30%. By combining the slab heating conditions and hot rolling conditions, a thin and smooth scale can be formed and the arithmetic mean roughness of the surface can be reduced.
  • the gist of the present invention made based on the above knowledge is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, C: 0.040 to 0.250%, Si: 0.30% or less, Mn: 1.00 to 4.00%, sol.
  • the chemical composition is, in mass%, Ti + Nb + V: 0.020 to 0.500%, Cu: 0.01 to 2.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.02 to 2.00%, B: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0005 to 0.0200%, Mg: 0.0005-0.0200%, REM: 0.0005-0.1000% and Bi: 0.0005-0.020% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • 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 hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains, in mass %, C: 0.040 to 0.250%, Si: 0.30% or less, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. Al: 0.001 to 1.000%, Sn: 0.300 to 1.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0. 0100% or less, and the balance: containing Fe and impurities.
  • C 0.040 to 0.250%
  • Si 0.30% or less
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • Al 0.001 to 1.000%
  • Sn 0.300 to 1.000%
  • P 0.100% or less
  • S: 0.0300% or less N: 0.1000% or less
  • O 0. 0100% or less
  • balance containing Fe and impurities.
  • C 0.040 to 0.250% C increases the fraction of the hard structure, lowers the transformation point, and increases the strength of the ferrite and the hard structure. If the C content is less than 0.040%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the C content should be 0.040% or more.
  • the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.060% or more.
  • the C content should be 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.150% or less.
  • the Si content is set to 0.30% or less. It is preferably 0.25% or less, more preferably 0.20% or less.
  • the Si content may be 0%, but Si promotes the formation of ferrite to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet, suppresses cross slip, and suppresses the accumulation of strain during repeated deformation, thereby increasing the fatigue strength.
  • Si content is preferably 0.05% or more.
  • Mn increases the fraction of the hard structure, lowers the transformation point, and increases the strength of the ferrite and the hard structure. If the Mn content is less than 1.00%, a tensile strength of 590 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.10% or more, more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content should be 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.70% or less, more preferably 3.50% or less.
  • sol. Al has the effect of deoxidizing the steel to make the steel sound (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in the steel), promoting the formation of ferrite, and increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet. have sol. If the Al content is less than 0.001%, the above effects cannot be obtained. Therefore, sol. Al content shall be 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.050% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 1.000%, the above effect is saturated and it is economically unfavorable. Therefore, sol. Al content is 1.000% or less. sol. The Al content is preferably 0.700% or less, more preferably 0.500% or less, and even more preferably 0.400% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid-solution Al present in steel in a solid-solution state.
  • Sn 0.300 to 1.000%
  • Sn is an element that plays an important role in this embodiment.
  • Sn has the effect of solid-solution strengthening ferrite to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Sn has the effect of suppressing irreversible movement of dislocations during repeated deformation by suppressing cross-slip, and improving the fatigue properties of hot-rolled steel sheets by reducing accumulated strain during fatigue tests.
  • the Sn content should be 0.300% or more. It is preferably 0.350% or more, more preferably 0.400% or more.
  • Sn is an element that easily segregates, and if the Sn content exceeds 1.000%, the ductility of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Sn content is set to 1.000% or less. It is preferably 0.950% or less, more preferably 0.900% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that is generally contained as an impurity, but it is also an element that increases the strength of the hot-rolled steel sheet by solid-solution strengthening. Therefore, P may be positively contained, but P is an element that easily segregates, and if the P content exceeds 0.100%, the ductility of the hot-rolled steel sheet is significantly reduced due to grain boundary segregation. becomes. Therefore, the P content should be 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less. Although the lower limit of the P content does not have to be specified, it is preferably 0.001% or more from the viewpoint of refining cost.
  • S 0.0300% or less
  • S is an element contained as an impurity, and forms sulfide-based inclusions in the steel to reduce the ductility of the hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.0300%, the ductility of the hot-rolled steel sheet is remarkably lowered. Therefore, the S content should be 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less. Although the lower limit of the S content does not have to be specified, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity, and has the 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 remarkably lowered. Therefore, the N content should be 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. Although the lower limit of the N content does not have to be specified, it may be 0.0001% or more.
  • the N content is 0.0010% or more in order to promote the precipitation of carbonitrides. preferably 0.0020% or more.
  • (1-9) O: 0.0100% or less
  • O forms coarse oxides that act as starting points for fracture, causing 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, 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 when deoxidizing molten steel.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities refers to ores used as raw materials, scraps, or impurities that are mixed from the manufacturing environment, etc., and/or those that are allowed within a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. do.
  • impurities include H, Na, Cl, Ga, Ge, As, Se, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sb, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au , Pb, and Po. These impurities may be contained in a total content of 0.100% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains Ti, Nb, V, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn and W in place of part of Fe. It may be contained as an arbitrary element.
  • the lower limit of the content when the optional element is not included is 0%. The optional elements will be described in detail below.
  • Ti, Nb and V 0.020 to 0.500% in total Ti, Nb and V are elements that precipitate finely in steel as carbides and nitrides and improve the strength of steel by precipitation strengthening.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.020% or more. It should be noted that Ti, Nb and V do not all need to be contained, and any one of them may be contained as long as the total content is 0.020% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is more preferably 0.030% or more, still more preferably 0.040% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V exceeds 0.500%, the ductility of the hot rolled steel sheet deteriorates. Therefore, 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.
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Cr 0.01 to 2.00%
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Ni 0.02 to 2.00%
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • Cu, Cr, Mo, Ni and B all have the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • Cu and Mo have the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitating as carbides in the steel.
  • Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 2.00%, intergranular cracking of the slab may occur. Therefore, 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, more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content should be 2.00% or less.
  • Mo has the effect of increasing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by being precipitated as carbides in the steel.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content should be 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Ni has the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu.
  • the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain a large amount of Ni. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is made 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 inclusions in the steel to a preferred shape.
  • Bi also has the effect of increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet by refining the solidified structure. Therefore, one or more of these elements may be contained. In order to more reliably obtain the effects of the above action, it is preferable that at least one of Ca, Mg, REM and Bi is 0.0005% or more.
  • the Ca content and Mg content are set to 0.0200% or less, the REM content to 0.1000% or less, and the Bi content to 0.020% or less.
  • the Bi content is preferably 0.010% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanides
  • the REM content refers to the total content of these elements. In the case of lanthanides, they are industrially added in the form of misch metals.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet mentioned above can be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • sol. Al can be measured by ICP-AES using the filtrate obtained by thermally decomposing the sample with acid.
  • C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a metallographic structure in which, in terms of area %, ferrite is 20.0% or more and less than 90.0%, and the standard deviation of Sn concentration is 0.50% by mass or less. Therefore, the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can obtain excellent fatigue strength and ductility.
  • 1/4 depth of the plate thickness from the surface (region from 1/8 depth to 3/8 depth from the surface) and central position in the plate width direction Defines the structure fraction in the metal structure in The reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallographic structure of the steel plate.
  • Ferrite is a structure formed when fcc transforms to bcc at a relatively high temperature. Since ferrite has a high work hardening rate, it has the effect of increasing the strength-ductility balance of the hot-rolled steel sheet. In order to obtain desired strength and ductility by the above action, the area ratio of ferrite is set to 20.0% or more. It is preferably 30.0% or more, more preferably 40.0% or more. On the other hand, since ferrite has a low strength, a desired tensile strength cannot be obtained if the area ratio is excessive. Therefore, the ferrite area ratio is set to less than 90.0%. It is preferably less than 85.0%, more preferably less than 80.0%.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment as a residual structure other than ferrite, pearlite, bainite, martensite, tempered martensite, and residual A hard structure consisting of one or more types of austenite is included.
  • the area percentage of residual tissue may be greater than 15.0%, or greater than 20.0%. Also, the area ratio of the remaining structure may be 70.0% or less, or 60.0% or less.
  • the area ratio of ferrite is measured by the following method. From the hot-rolled steel sheet, in the cross section parallel to the rolling direction, 1/4 depth of the plate thickness from the surface (1/8 depth from the surface to 3/8 depth from the surface) and the center position in the width direction are observed. Collect samples as soon as possible. A cross-section parallel to the rolling direction of the sample is mirror-finished and polished with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature for 8 minutes to remove strain introduced into the surface layer of the sample.
  • the length is 50 ⁇ m
  • the depth position is 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface. )
  • the central region in the plate width direction is measured by the electron backscatter diffraction method at a measurement interval of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • an EBSD apparatus 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 apparatus 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 backscattered electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers are specified from a backscattered electron image, and the crystal grains are identified as pearlite.
  • the crystal orientation information obtained for the crystal grains excluding the crystal grains determined to be pearlite is used with the "Grain Average Misorientation" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device.
  • a region with a grain average misorientation value of 1.0° or less is determined to be ferrite.
  • the area ratio of ferrite is obtained.
  • the area ratio of the residual structure excluding pearlite is obtained by subtracting the area ratio of pearlite and ferrite from 100%.
  • Standard deviation of Sn concentration 0.50 mass% or less 1/4 depth of the plate thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment (1/8 depth from the surface to 3/8 from the surface depth region) and the center position in the sheet width direction is 0.50% by mass or less.
  • the standard deviation of Sn concentration is preferably 0.47% by mass or less, more preferably 0.45% by mass or less. From the viewpoint of ensuring ductility, the lower limit of the standard deviation of the Sn concentration is preferably as small as possible, but the practical lower limit is 0.10% by mass due to restrictions in the manufacturing process.
  • the standard deviation of Sn concentration is obtained by the following method. After the cross section (L cross section) of the hot-rolled steel sheet parallel to the rolling direction is mirror-polished, the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface The depth area) and the center position in the plate width direction are measured with an electron probe microanalyzer (EPMA) to measure the standard deviation of the Sn concentration.
  • the measurement conditions were an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000 times, and a distribution image in the range of 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface and 20 ⁇ m in the rolling direction of the sample. do. More specifically, the measurement interval is 0.1 ⁇ m, and the Sn concentration is measured at 40,000 or more locations.
  • the standard deviation of the Sn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Sn concentrations obtained from all measurement points.
  • the arithmetic mean roughness should be less than 2.00 ⁇ m.
  • the arithmetic mean roughness is preferably 1.80 ⁇ m or less, more preferably 1.60 ⁇ m or less. From the viewpoint of ensuring fatigue strength, the lower limit of the arithmetic mean roughness is preferably as small as possible.
  • the arithmetic mean roughness of the surface of the hot-rolled steel sheet was obtained by pickling and removing scales, and then randomly measuring 5 lines along the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction on the surface of the hot-rolled steel sheet. Measure. The measurement is performed in accordance with JIS B 0601: 2013, and a low-pass filter with a cutoff value ⁇ s and a high-pass filter with a cutoff value ⁇ c are applied to the measured cross-sectional curve to obtain a roughness curve, and arithmetic Obtain an average roughness measurement. By calculating the average value of the obtained measured values, the arithmetic mean roughness is obtained. If the hot-rolled steel sheet has a plating layer on its surface, the above measurement may be performed after removing the plating layer by chemical polishing.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 590 MPa or more. If the tensile strength is less than 590 MPa, the applicable parts are limited and the contribution to vehicle weight reduction is small.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1200 MPa from the viewpoint of mold wear suppression.
  • the total elongation of the hot-rolled steel sheet is preferably 14.0% or more
  • the product of tensile strength and total elongation (TS ⁇ El) is preferably 14000 MPa ⁇ % or more.
  • the total elongation is more preferably 16.0% or more, and even more preferably 18.0% or more.
  • the product of tensile strength and total elongation is more preferably 16000 MPa ⁇ % or more, and even more preferably 18000 MPa ⁇ % MPa or more.
  • the value "FS/(0.3 ⁇ TS) + 150" calculated from the 200,000-cycle strength FS and the tensile strength TS is 1.00 or more. or FS is 450 MPa or more. If any one of these conditions is satisfied, the hot-rolled steel sheet can be judged to be excellent in fatigue strength.
  • the value of "FS/(0.3 ⁇ TS)+150" is preferably 1.05 or more, more preferably 1.10 or more.
  • a test piece described in JIS Z 2275-1978 was taken from the 1/4 position in the width direction of the hot-rolled steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) was the longitudinal direction, and JIS Z 2275 -Evaluated by performing plane bending fatigue test according to 1978. 200,000-times time strength FS is obtained by obtaining the time strength for 200,000 repetitions of breaking.
  • 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 become difficult to ensure 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 this embodiment may be 1.2 mm or more. Preferably, it is 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it may be difficult to secure the rolling reduction required to reduce the standard deviation of the Sn concentration, and it may be difficult to obtain the metal structure described above. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less. Preferably, it is 6.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the chemical composition and metallographic structure described above may be provided with a coating layer on the surface thereof for the purpose of improving corrosion resistance, etc., to form a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanizing and electroplating of Zn—Ni alloy.
  • hot-dip coating layers include hot-dip galvanizing, hot-dip galvannealing, 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. be.
  • the amount of plating deposited is not particularly limited, and may be the same as the conventional one. Further, it is possible to further improve the corrosion resistance by applying an appropriate chemical conversion treatment (for example, applying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, applying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying
  • the hot-rolled steel sheet In order to obtain the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, it is effective to perform slab heating and hot rolling under predetermined conditions, and then to set a cooling history that ensures a residence time in a predetermined temperature range. be.
  • 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 rolling reduction in each stage of hot rolling shall be less than 30%.
  • the total sheet thickness reduction in the temperature range of 850 to 1100°C shall be 90% or more.
  • Hot rolling is completed so that the rolling completion temperature Tf is 850°C or more and less than 1010°C.
  • the slab When heating the slab to a temperature range of 1100° C. or higher, the slab is usually heated by putting the slab in a heating furnace and setting the temperature of the heating furnace to a temperature range of 1100° C. or higher. If the slab is heated by this method, a sufficient holding time in the temperature range of 700 to 850° C. cannot be ensured. For example, after the temperature of the slab rises to 700°C or higher, the set temperature of the heating furnace is adjusted by lowering it, so that a sufficient holding time can be secured in the temperature range of 700 to 850°C.
  • the maximum heating temperature of the slab by setting the maximum heating temperature of the slab to less than 1200°C, the thickness of the scale formed on the slab surface can be reduced, the crushing of scale during rolling can be suppressed, and the iron-scale interface can be smoothed. It is not necessary to set the lower limit of the maximum heating temperature of the slab, but if it is less than 1100°C, it is difficult to secure the final rolling temperature described later, so it may be set to 1100°C. After holding in the temperature range of 700 to 850°C, the holding time in the temperature range of less than 1200°C is not particularly limited.
  • a reverse mill or a tandem mill as multi-pass rolling.
  • the rolling reduction in each stage of hot rolling is preferably less than 30%. That is, it is preferable to set the rolling reduction in all rolling passes of hot rolling to less than 30%.
  • the hot rolling referred to here includes rough rolling and finish rolling. That is, in the present embodiment, the rolling reduction at each stage of rough rolling is also less than 30%, and the rolling reduction at each stage of finish rolling is also less than 30%.
  • the steel is rolled at least once at a rolling reduction of 35 to 40%.
  • the slab temperature is high and deformation resistance is low, so rolling is performed at a high rolling reduction (for example, 35 to 40%).
  • the present inventors have found that by setting the rolling reduction in each stage of hot rolling to less than 30%, the crushing of scale during hot rolling is suppressed, the iron-scale interface becomes smooth, and as a result, It has been found that the arithmetic mean roughness of the surface of the hot-rolled steel sheet can be reduced. Therefore, it is preferable that the rolling reduction in each stage of hot rolling is less than 30%. More preferably less than 28%, still more preferably less than 25%. Although it is not necessary to set a lower limit, if the rolling reduction at each stage is too low, the number of rolling passes will increase and the temperature of the steel sheet will decrease, making it difficult to secure the final rolling temperature described later. Therefore, the maximum rolling reduction at each stage of hot rolling The rate may be 15% or more.
  • Reduction ratio of hot rolling A total thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100°C.
  • Rolling mainly refines the recrystallized austenite grains and promotes the accumulation of strain energy in the non-recrystallized austenite grains. Then, the recrystallization of austenite is promoted and the atomic diffusion of Sn is promoted, so that the standard deviation of the Sn concentration can be reduced. Therefore, it is preferable to carry out hot rolling in a temperature range of 850 to 1100° C. so that the total thickness reduction is 90% or more.
  • the thickness reduction in the temperature range of 850 to 1100 ° C. means that the inlet thickness before the first rolling in this temperature range is t 0 , and the outlet thickness after the final stage rolling in this temperature range. is t 1 , ⁇ (t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • Rolling completion temperature Tf 850°C or more and less than 1010°C
  • the rolling completion temperature (rolling temperature at the final stage of hot rolling) Tf is preferably 850°C or more and less than 1010°C.
  • the residence time refers to the time during which the steel sheet temperature is between 600° C. and 750° C., and the steel sheet may be cooled during the residence time.
  • Winding temperature 400°C or less
  • the winding temperature is 400°C or less.
  • a steel having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 was melted, and a slab with a thickness of 240 to 300 mm was produced by continuous casting. Using the obtained slabs, the hot-rolled steel sheets shown in Table 4 were obtained under the manufacturing conditions shown in Table 3.
  • the area ratio of the metal structure, the standard deviation of the Sn concentration, the arithmetic mean surface roughness, the tensile strength TS, the total elongation El, and the 200,000 cycle time strength FS are obtained by the above-described methods.
  • rice field. Table 4 shows the measurement results obtained.
  • the hot-rolled steel sheets according to the examples of the present invention have high strength and excellent ductility and fatigue properties.
  • the hot-rolled steel sheets according to the comparative examples do not have one or more of the above properties.
  • manufacturing No. Since the hot-rolled steel sheet No. 5 had a maximum rolling reduction of 31% in rough rolling, the arithmetic mean roughness of the surface of the hot-rolled steel sheet increased.

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Abstract

この熱延鋼板は、Ｓｎ：０．３００～１．０００％を含有する所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、フェライトが２０．０％以上、９０．０％未満であり、Ｓｎ濃度の標準偏差が０．５０質量％以下であり、表面の算術平均粗さが２．００μｍ未満であり、引張強さが５９０ＭＰａ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、本発明は、疲労特性および延性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２１年６月１４日に、日本に出願された特願２０２１－０９８５１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来から、自動車車体の軽量化を目的として、足回り部品および車体の構造用部品に高強度鋼板が多く使われている。しかし、従来の高強度鋼板では、特に自動車の足回り部品において重要な特性である疲労特性を十分に向上させることが困難で、材料を高強度化しても部品の板厚を減少することに改善の余地があった。
　一般的に、固溶強化および析出強化により大きな強度上昇が得られるため、これらの効果は高強度鋼板に適用されている。例えば、非特許文献１には、固溶強化・析出強化・細粒強化が引張強さおよび疲労特性に与える影響を調査した結果、引張強さの上昇量に対する疲労強度の上昇量は固溶強化＞析出強化＞細粒強化であることが開示されている。
　固溶強化元素としては、特にＳｉを添加することにより疲労特性が向上することが知られている。しかし、Ｓｉ添加により鉄－スケール界面にＦｅ２ＳｉＯ４が生成することで、デスケーリング性が低下する。そのため、Ｓｉ添加鋼において疲労特性を確保するにはデスケーリング条件を精緻に制御する必要があった。
　例えば、特許文献１および２には、デスケーリング温度を高温にすることで、デスケーリング性を向上させ、酸洗後の鋼板表面粗さＲａを１．２μｍ以下にして、疲労特性を向上させる技術が開示されている。
　また、特許文献３には、仕上げ圧延開始前のスケール厚を制御することにより、地鉄／スケール界面の粗さＲａを１．５μｍ以下とし、疲労特性を向上させる技術が開示されている。
日本国特許第４４０４００４号公報 日本国特許第４５１８０２９号公報 日本国特許第５４７１９１８号公報
阿部隆ら：鉄と鋼、第７０年（１９８４）第１０号第１４５－１５２頁
　本発明は上記実情に鑑みて案出されたものである。本発明は、高い強度、並びに、優れた疲労特性および延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、上記実情に鑑み、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）～（ｈ）を得て、本発明を完成した。
（ａ）延性を高めるためには、延性に富むフェライトを金属組織中に含ませることが好ましい。
（ｂ）しかし、フェライトは軟質な組織であるため、単にこれらを主体とするだけでは、高い強度および優れた疲労特性を確保することができない。
（ｃ）優れた延性を有する熱延鋼板に優れた疲労特性を兼備させるためには、Ｓｉによってフェライトを固溶強化することが効果的である。しかし、Ｓｉ含有によりデスケーリング性が劣化するため、表面粗さの増大による疲労特性の劣化を防ぐためには精緻なデスケーリング条件の制御が必要となる。デスケーリング条件を精緻に制御するためには、追加の設備投資が必要となったり、歩留りが低下したりする場合がある。
（ｄ）Ｓｉの代替元素としてＳｎを含有させ、Ｓｉ含有量を抑制することで、デスケーリング性が劣化することなく優れた疲労特性を得ることができる。これは、ＳｎにＳｉと同等の交差すべり抑制効果があり、繰り返し変形中の転位の運動を拘束することにより、疲労試験中において材料に蓄積するダメージを抑制できるためと考えられる。
（ｅ）Ｓｎを含有させることにより疲労特性および延性を兼備させるには、Ｓｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすること、並びに、表面の算術平均粗さを一定値以下とすることが効果的である。
（ｆ）Ｓｎ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を制御することが効果的である。例えば、スラブを加熱し、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、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。
（ｇ）熱延鋼板の表面の算術平均粗さを低下させるためには、熱間圧延中のスケールの生成挙動を制御することが効果的である。例えば、スラブ加熱工程におけるスラブの最高加熱温度を１２００℃未満とし、熱間圧延工程における各段の圧下率を３０％未満とすることが効果的である。スラブ加熱条件と熱間圧延条件との組み合わせにより、薄く滑らかなスケールを造り込むことがき、表面の算術平均粗さを低下させることができる。
（ｈ）延性に富むフェライトを金属組織中に十分に含ませるためには、熱間圧延後の冷却において、６００～７５０℃の温度域に３秒以上滞留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　：０．０４０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｓｎ：０．３００～１．０００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０３００％以下、
Ｎ　：０．１０００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｔｉ＋Ｎｂ＋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％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織が、
　　面積％で、フェライトが２０．０％以上、９０．０％未満であり、
　　Ｓｎ濃度の標準偏差が０．５０質量％以下であり、
　表面の算術平均粗さが２．００μｍ未満であり、
　引張強さが５９０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ：０．０２０～０．５００％、
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、高い強度、並びに、優れた疲労特性および延性を有する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、機械構造部材および建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
　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。
１．化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．２５０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｓｎ：０．３００～１．０００％、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：０．０４０～０．２５０％
　Ｃは、硬質組織の分率を上昇させるとともに、変態点を低下させてフェライトおよび硬質組織の強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０４０％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０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０６０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、フェライトの分率が低下することで、熱延鋼板の延性が低下する。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：０．３０％以下
　Ｓｉは、鉄－鉄酸化物界面にＦｅ２ＳｉＯ４を生成させてデスケーリング性を低下させる。デスケーリング性の条件を精緻に制御できない場合には、酸洗後の鋼板の表面粗さが増加するため、結果として熱延鋼板の疲労強度を低下させる場合がある。上記作用を抑制するため、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｉ含有量は０％でもよいが、Ｓｉはフェライトの生成を促進して熱延鋼板の延性を向上させる作用と、交差すべりを抑制し、繰り返し変形中のひずみの蓄積を抑制することで疲労強度を向上させる作用とを有するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。
（１－３）Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、硬質組織の分率を上昇させるとともに、変態点を低下させてフェライトおよび硬質組織の強度を上昇させる。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０％以上であり、より好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、硬質組織の分率が高くなりすぎ、所望の延性を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、より好ましくは３．５０％以下である。
（１－４）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、鋼を脱酸して、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）作用を有するとともに、フェライトの生成を促進し、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。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、より好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０００％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。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．７００％以下、より好ましくは０．５００％以下、より一層好ましくは０．４００％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。
（１－５）Ｓｎ：０．３００～１．０００％
　Ｓｎは、本実施形態において重要な役割を担う元素である。Ｓｎは、フェライトを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。加えてＳｎは、交差すべりを抑制することにより繰り返し変形中の転位の不可逆な運動を抑制し、疲労試験中の蓄積ひずみを低下させることで熱延鋼板の疲労特性を向上させる作用を有する。これらの作用を得るため、Ｓｎ含有量は０．３００％以上とする。好ましくは０．３５０％以上、より好ましくは０．４００％以上である。
　一方、Ｓｎは偏析しやすい元素であり、Ｓｎ含有量が１．０００％超であると熱延鋼板の延性が劣化する。そのため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。好ましくは０．９５０％以下、より好ましくは０．９００％以下である。
（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熱延鋼板の延性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。
（１－７）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％以上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、０．０００１％以上としてもよい。また、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、脆性破壊および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。不純物としては例えば、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｐｏが挙げられる。これらの不純物は合計で０．１００％以下の含有量で含まれていてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷ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）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０２０～０．５００％
　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。この効果をより確実に得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。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種でも含まれていればよく、その合計の含有量が０．０２０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、より好ましくは０．０３０％以上、より一層好ましくは０．０４０％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、熱延鋼板の延性が劣化する。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。
（１－１１）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。
　上述したように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。
（１－１２）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。
（１－１３）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％
　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。
　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、フェライトが２０．０％以上、９０．０％未満であり、Ｓｎ濃度の標準偏差が０．５０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、優れた疲労強度および延性を得ることができる。
　なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ（表面から１／８深さ～表面から３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置における金属組織における組織分率を規定する。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）フェライトの面積率：２０．０％以上、９０．０％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率が高いため、熱延鋼板の強度－延性バランスを高める作用がある。上記の作用により所望の強度および延性を得るため、フェライトの面積率は２０．０％以上とする。好ましくは３０．０％以上であり、より好ましくは４０．０％以上である。
　一方、フェライトは強度が低いため、面積率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない。そのため、フェライト面積率は９０．０％未満とする。好ましくは８５．０％未満であり、より好ましくは８０．０％未満である。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板には、フェライト以外の残部組織として、合計の面積率が１０．０％超、８０．０％以下のパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの１種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。残部組織の面積率は、１５．０％超、または２０．０％超としてもよい。また、残部組織の面積率は、７０．０％以下、６０．０％以下としてもよい。
　フェライトの面積率の測定は、以下の方法で行う。
　熱延鋼板から、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ（表面から１／８深さ～表面から３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置が観察できるようにサンプルを採取する。サンプルの圧延方向に平行な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）、且つ板幅方向中央位置の領域を、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、その結晶粒をパーライトと判別する。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率を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　パーライトを除く残部組織の面積率は、１００％から、パーライトおよびフェライトの面積率を差し引くことで得る。
（２－２）Ｓｎ濃度の標準偏差：０．５０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（表面から１／８深さ～表面から３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置におけるＳｎ濃度の標準偏差は０．５０質量％以下である。これにより、Ｓｎ濃化部の早期破壊を防ぐことができ、熱延鋼板の延性を向上することができる。Ｓｎ濃度の標準偏差は、０．４７質量％以下が好ましく、０．４５質量％以下がより好ましい。
　Ｓｎ濃度の標準偏差の下限は、延性確保の観点から、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。
　Ｓｎ濃度の標準偏差は以下の方法により得る。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後に、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）、且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｓｎ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、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さ、且つ試料圧延方向に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Ｓｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＳｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｓｎ濃度の標準偏差を得る。
３．表面性状
　本実施形態に係る熱延鋼板では、表面の算術平均粗さを制御することが重要である。疲労き裂は通常、熱延鋼板の表面から発生するため、固溶強化元素による疲労特性向上効果を発現させるには、表面の算術平均粗さを一定値以下に保つことが重要である。本発明者らの鋭意検討の結果、熱延鋼板の表面の算術平均粗さが２．００μｍ未満であると、優れた疲労特性が得られることが分かった。
　表面の算術平均粗さを２．００μｍ未満とすることによって、熱延鋼板に曲げ変形が加えられた際の疲労き裂の発生が抑制され、疲労特性が向上する。そのため、算術平均粗さは２．００μｍ未満とする。算術平均粗さは１．８０μｍ以下が好ましく、１．６０μｍ以下がより好ましい。
　算術平均粗さの下限は、疲労強度確保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０．５０μｍである。
　熱延鋼板の表面の算術平均粗さは、酸洗してスケールを取り除いた後、熱延鋼板の表面において、圧延方向および圧延方向と直角な方向に沿って、それぞれランダムに５ラインのプロファイルを測定する。測定は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して行い、測定断面曲線にカットオフ値λｓの低域フィルタと、カットオフ値λｃの高域フィルタとを適用することで粗さ曲線を得て、算術平均粗さの測定値を得る。得られた測定値の平均値を算出することで、算術平均粗さを得る。
　なお、熱延鋼板が表面にめっき層を有する場合は、化学研磨によりめっき層を除去してから上述の測定を行えばよい。
４．機械特性
（４－１）引張特性
　熱延鋼板の機械的性質のうち引張特性（引張強さ、全伸び）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とする。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが５９０ＭＰａ以上である。引張強さが５９０ＭＰａ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、１２００ＭＰａとしてもよい。
　また、熱延鋼板の全伸びは１４．０％以上とすることが好ましく、引張強さと全伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）は１４０００ＭＰａ・％以上とすることが好ましい。全伸びは１６．０％以上とすることがより好ましく、１８．０％以上とすることがより一層好ましい。また、引張強さと全伸びとの積は１６０００ＭＰａ・％以上とすることがより好ましく、１８０００ＭＰａ・％ＭＰａ以上とすることがより一層好ましい。全伸びを１４．０％以上且つ引張強さと全伸びとの積を１４０００ＭＰａ・％以上とすることで、適用部品が限定されることなく、車体軽量化に大きく寄与することができる。
（４－２）疲労特性
　熱延鋼板の疲労強度について、２０万回時間強度ＦＳと引張強さＴＳとから計算される値「ＦＳ／（０．３×ＴＳ）＋１５０」は１．００以上であるか、またはＦＳは４５０ＭＰａ以上である。これらのいずれかを満たすと、その熱延鋼板は疲労強度に優れると判断することができる。
　なお、「ＦＳ／（０．３×ＴＳ）＋１５０」の値は、１．０５以上が好ましく、１．１０以上がより好ましい。
　疲労強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２７５－１９７８に記載の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５－１９７８に準拠した平面曲げ疲労試験を実施することで評価する。破断繰り返し回数が２０万回となるような時間強度を求めることで、２０万回時間強度ＦＳを得る。
５．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、Ｓｎ濃度の標準偏差を低減するために必要な圧下率の確保が困難となり、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。
６．その他
（６－１）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。
７．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加熱および熱間圧延を行い、その後、所定の温度域で滞留時間を確保するような冷却履歴と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。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持する。また、スラブの最高加熱温度は１２００℃未満とする。
（２）熱間圧延の各段における圧下率は３０％未満とする。
（３）熱間圧延において、８５０～１１００℃の温度域での合計の板厚減は９０％以上とする。
（４）圧延完了温度Ｔｆが８５０℃以上、１０１０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）６００～７５０℃の温度域に３秒以上滞留させる。
（６）４００℃以下の温度域で巻取る。
　上記製造方法を採用することにより、疲労特性および延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、Ｓｎ偏析の低減と鉄－スケール界面の平滑化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、所望の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。
（７－１）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秒以上保持する。この保持の後、更に加熱して、保持する。このとき、スラブの最高加熱温度は１２００℃未満と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。
　スラブを１１００℃以上の温度域まで加熱する場合、通常は、加熱炉にスラブを入れ、加熱炉の設定温度を１１００℃以上の温度域に設定して、スラブを加熱する。この方法でスラブを加熱すると、７００～８５０℃の温度域での保持時間を十分に確保することができない。例えば、スラブの温度が７００℃以上となるまで上昇してから加熱炉の設定温度を下げるなどして調整することで、７００～８５０℃の温度域において十分な保持時間を確保することができる。
　７００～８５０℃の温度域におけるオーステナイト変態において、Ｓｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配される。そのため、その変態時間を長くすることによって、Ｓｎ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Ｓｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。
　また、スラブの最高加熱温度を１２００℃未満とすることで、スラブ表面に形成するスケールの厚さを低減し、圧延中のスケール破砕を抑制し、鉄－スケール界面を平滑にすることができる。スラブの最高加熱温度の下限を定める必要は無いが、１１００℃未満であると後述する最終圧延温度の確保が難しいため、１１００℃としてもよい。７００～８５０℃の温度域で保持した後、１２００℃未満の温度域での保持時間は特に限定しない。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点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。
（７－２）熱間圧延の各段における圧下率：３０％未満
　熱間圧延の各段における圧下率は３０％未満とすることが好ましい。すなわち、熱間圧延の全ての圧延パスにおける圧下率を３０％未満とすることが好ましい。ここでいう熱間圧延には、粗圧延および仕上げ圧延を含む。すなわち、本実施形態において、粗圧延の各段における圧下率も３０％未満であり、かつ、仕上げ圧延の各段における圧下率も３０％未満である。
　通常、熱間圧延、特に粗圧延では、最低でも１回以上、３５～４０％の圧下率で圧延する。粗圧延の初期段階（１～３パス目）では、スラブ温度が高く変形抵抗が低いため、高い圧下率（例えば３５～４０％）で圧延を行う。粗圧延の初期段階において高い圧下率で圧延を行っておくことで、仕上げ圧延も含めてより少ないパス数で所望の板厚の熱延鋼板を製造することができる。
　しかし、本発明者らは、熱間圧延の各段における圧下率を３０％未満とすることで、熱間圧延時にスケールが破砕されることを抑制し、鉄－スケール界面が平滑となり、結果として熱延鋼板の表面の算術平均粗さを低減できることを知見した。したがって、熱間圧延の各段における圧下率は３０％未満とすることが好ましい。より好ましくは２８％未満、更に好ましくは２５％未満である。
　下限を定める必要は無いが、各段における圧下率が低すぎると圧延パス数が増加して鋼板の温度が下がり、後述する最終圧延温度の確保が難しいため、熱間圧延の各段における最大圧下率は１５％以上としてもよい。
（７－３）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Ｓｎの原子拡散が促進され、Ｓｎ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。
（７－４）圧延完了温度Ｔｆ：８５０℃以上、１０１０℃未満
　圧延完了温度（熱間圧延の最終段の圧延温度）Ｔｆは８５０℃以上、１０１０℃未満とすることが好ましい。圧延完了温度を８５０℃以上、１０１０℃未満とすることで、オーステナイト中のフェライトの核生成サイト数を適正な範囲に制御し、所望のフェライト分率を得ることができる。
（７－５）６００～７５０℃の温度域の滞留時間：３秒以上
　熱間圧延完了後、６００～７５０℃の温度域で、３秒以上滞留させることにより、フェライトを十分に生成させることができる。これにより、熱延鋼板の強度と延性とを両立することができる。なお、ここでいう滞留時間とは、鋼板温度が６００℃から７５０℃の間にある時間のことを指し、滞留時間の間に鋼板が冷却されていてもよい。滞留時間の上限は定める必要は無いが、３０秒となっても問題無いことを実験で確認している。上記滞留時間を満足させるためには、６００～７５０℃の温度域の全てにおいて水冷を行うことは望ましくない。
（７－６）巻取り温度：４００℃以下
　巻取り温度は４００℃以下とする。巻取り温度を４００℃以下とすることで、フェライト分率を所望の範囲に制御し、高い強度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３に示す製造条件により、表４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、金属組織の面積率、Ｓｎ濃度の標準偏差、表面の算術平均粗さ、引張強さＴＳ、全伸びＥｌ、２０万回時間強度ＦＳを求めた。得られた測定結果を表４に示す。
　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５９０ＭＰａ以上、かつ全伸びＥｌが１４．０％以上、かつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌが１４０００ＭＰａ・％以上であった場合、高い強度および優れた延性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。いずれか一つでも満たさなかった場合、高い強度および優れた延性を有する熱延鋼板でないとして不合格と判定した。
（２）疲労特性
　２０万回時間強度ＦＳと引張強さＴＳとから計算される値「ＦＳ／（０．３×ＴＳ）＋１５０」が１．００以上であるか、ＦＳが４５０ＭＰａ以上であった場合、疲労強度に優れた熱延鋼板であるとして合格とした。一方、２０万回時間強度ＦＳと引張強さＴＳとから計算される値「ＦＳ／（０．３×ＴＳ）＋１５０」が１．００未満であり、且つＦＳが４５０ＭＰａ未満であった場合、疲労強度に優れた熱延鋼板でないとして不合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４を見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、高い強度、並びに、優れた延性および疲労特性を有することが分かる。一方、比較例に係る熱延鋼板は、上記特性の１つ以上を有さないことが分かる。なお、製造Ｎｏ．５の熱延鋼板は、粗圧延における最大圧下率が３１％であったため、熱延鋼板の表面の算術平均粗さが増加した。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．３０％以下、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｓｎ：０．３００～１．０００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０３００％以下、
    Ｎ　：０．１０００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｔｉ＋Ｎｂ＋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％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織が、
    　　面積％で、フェライトが２０．０％以上、９０．０％未満であり、
    　　Ｓｎ濃度の標準偏差が０．５０質量％以下であり、
    　表面の算術平均粗さが２．００μｍ未満であり、
    　引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ：０．０２０～０．５００％、
    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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