WO2023038084A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2023038084A1
WO2023038084A1 PCT/JP2022/033730 JP2022033730W WO2023038084A1 WO 2023038084 A1 WO2023038084 A1 WO 2023038084A1 JP 2022033730 W JP2022033730 W JP 2022033730W WO 2023038084 A1 WO2023038084 A1 WO 2023038084A1
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less
hot
steel sheet
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rolled steel
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PCT/JP2022/033730
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充 吉田
和夫 匹田
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to hot-rolled steel sheets. Specifically, the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that is used by being formed into various shapes by press working or the like, and particularly to a hot-rolled steel sheet that has high strength and excellent shear workability.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-146231 filed in Japan on September 08, 2021, the contents of which are incorporated herein.
  • Patent Document 1 the burr height after punching is controlled by controlling the ratio ds/db of the ferrite grain size ds in the surface layer to the ferrite crystal grain db in the inner layer to 0.95 or less. A technique for doing so is disclosed.
  • Patent Literature 2 discloses a technique for improving peeling and peeling on the plate end surface by reducing the P content.
  • Patent Document 1 targets IF steel, and it may be difficult to apply it to high-strength members of 980 MPa or more. Even in Patent Document 2, a strength of 980 MPa or more is not obtained, and the fracture surface roughness at the sheared end surface after shearing is not examined.
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent shear workability.
  • having excellent shearing workability means that the surface roughness Rz of the fractured surface of the sheared end surface after shearing is 30.0 ⁇ m or less.
  • having high strength indicates that the tensile strength is 980 MPa or more.
  • a hot rolling step in a high-temperature range is important to allow a certain amount or more of unmatched and coarse Ti-based carbides to exist. For example, it is effective to perform hot rolling in a temperature range of 1100° C. to SRT (° C.) with a total rolling reduction of 70% or more.
  • the gist of the present invention made based on the above knowledge is as follows. [1]
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has, in mass %, C: 0.050 to 0.200%, Si: 0.005 to 2.000%, Mn: 0.50 to 4.00 %, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, sol.
  • Al 0.001-1.00%, Ti: 0.150-0.400%, N: 0.0010-0.0200%, Nb: 0-0.200%, V: 0-1.000% , Mo: 0-1.000%, Cu: 0-1.00%, Ni: 0-1.00%, Cr: 0-2.00%, W: 0-1.00%, B: 0- 0.0040%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0-0.0100%, REM: 0-0.0100%, Bi: 0-0.0200%, balance: chemical composition consisting of Fe and impurities
  • the metal structure at the 1/4 depth position is, in terms of area fraction, Retained austenite: less than 3.0%, ferrite: less than 30.0%, pearlite: less than 5.0%, and the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more at the 1 ⁇ 4 depth position It has a grain size of 1.0 ⁇ 10 4
  • the hot-rolled steel sheet according to [1] has an average crystal grain size ds of the surface layer portion and the 1/4 depth ds/dq, which is a ratio to the average crystal grain size dq at the flat position, may be 0.95 or less.
  • the chemical composition is, in mass%, Nb: 0.001 to 0.200%, V: 0.005 to 1.000%, Mo : 0.001-1.000%, Cu: 0.02-1.00%, Ni: 0.02-1.00%, Cr: 0.02-2.00%, W: 0.020-1 .00%, B: 0.0001-0.0040%, Ca: 0.0002-0.0100%, Mg: 0.0002-0.0100%, REM: 0.0002-0.0100%, Bi: 0.0002 to 0.0200%, 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.
  • a hot-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has a predetermined chemical composition, and a region of 1/8 to 3/8 of the thickness in the thickness direction from the surface.
  • the metal structure at the 1/4 depth position has an area fraction of retained austenite: less than 3.0%, ferrite: less than 30.0%, and pearlite: 5.0%.
  • the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more is 1 ⁇ 10 4 /mm 2 or more, and the average crystal grain size dq is 15.0 ⁇ m or less and the tensile strength of the hot-rolled steel sheet is 980 MPa or more.
  • steel sheet (hereinafter sometimes simply referred to as steel sheet) according to the present embodiment will be described more specifically below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in this embodiment, and various modifications can be made without departing from the gist of the present invention.
  • the numerical limits described below with “-” in between include the lower limit and the upper limit. Any numerical value indicated as “less than” or “greater than” excludes that value from the numerical range.
  • C is an element that increases the fraction of the hard phase and increases the strength of ferrite by combining with precipitation-strengthening elements such as Ti, Nb, and V. If the C content is less than 0.050%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the C content should be 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more, and even more preferably 0.080% or more.
  • the C content should be 0.200% or less.
  • the C content is preferably 0.150% or less.
  • Si is an element that has the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by solid-solution strengthening.
  • Si has the effect of making steel sound by deoxidizing (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in steel). If the Si content is less than 0.005%, the above effects cannot be obtained. Therefore, the Si content should be 0.005% or more.
  • the Si content is preferably 0.010% or more.
  • Si is an element that has the effect of deteriorating the surface properties and chemical conversion treatability of the hot-rolled steel sheet and promoting the formation of retained austenite by suppressing the precipitation of cementite from austenite.
  • the Si content should be 2.000% or less.
  • the Si content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.300% or less.
  • Mn is an element that has the effect of suppressing ferrite transformation and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Mn content is less than 0.50%, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be 0.50% or more.
  • the Mn content is preferably 0.80% or more, more preferably 1.00% or more. Further, when the area fraction of ferrite is reduced, the Mn content is more preferably 1.40% or more, more preferably 1.50% or more.
  • the Mn content should be 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.50% or less, more preferably 3.00% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element generally contained as an impurity.
  • P is an element that easily segregates, and if the P content exceeds 0.100%, the bending workability decreases due to grain boundary segregation. Therefore, the P content should be 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content does not have to be specified, it is preferable to set the P content to 0.001% or more from the viewpoint of refining cost.
  • P is also an element that has the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by solid-solution strengthening. Therefore, P may be positively contained. In that case, the P content may be 0.002% or more.
  • S is an element contained as an impurity, and is an element that forms sulfide-based inclusions in steel to reduce the bending workability of the hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.0100%, the bendability of the hot-rolled steel sheet is remarkably lowered. Therefore, the S content should be 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content does not have to be specified, but from the viewpoint of refining cost, the S content is preferably 0.0001% or more.
  • sol. Al 0.001 to 1.00%
  • Al is an element that has the effect of deoxidizing steel and making the steel sound. 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 0.01% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and it is economically unfavorable. Therefore, sol. Al content is 1.00% or less. sol. The Al content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less. sol. Al means acid-soluble Al, and indicates Al present in steel in a solid solution state.
  • Ti 0.150 to 0.400%
  • Ti is an element that reduces the surface roughness of the fracture surface at the sheared end surface by precipitating as coarse Ti-based carbides in the high-temperature region of hot rolling.
  • it is an element that suppresses the recovery/recrystallization and grain growth of the austenite structure and refines the metal structure after transformation.
  • Ti is an element that precipitates as fine Ti-based carbides even during cooling after hot rolling (after completion of finish rolling) and improves the strength of steel by precipitation strengthening. If the Ti content is less than 0.150%, the driving force for precipitation of Ti-based carbides in the high temperature range of hot rolling is small, and the desired number density of Ti-based carbides cannot be obtained.
  • the Ti content is set to 0.150% or more.
  • the Ti content is preferably 0.170% or more, more preferably 0.190% or more, and even more preferably 0.210% or more.
  • the Ti content is set to 0.400% or less.
  • the Ti content is preferably 0.350% or less, more preferably 0.300% or less.
  • Ti-based carbides refer to carbides containing Ti and having a NaCl-type crystal structure. If such carbides contain Ti, other carbide-generating alloying elements such as Mo, Nb, V, Cr, and W are included in small amounts within the chemical composition range specified in the present embodiment. be Carbonitrides in which part of carbon is replaced with nitrogen are also included.
  • N is an element that forms nitrides and carbonitrides with Ti, Nb, V, etc., and suppresses coarsening of austenite during slab heating, thereby refining the metal structure. If the N content is less than 0.0010%, it becomes difficult to exhibit the above effects. Therefore, the N content should be 0.0010% or more. The N content is preferably 0.0015% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0200%, coarse Ti nitrides are formed and the bending workability is lowered. Therefore, the N content is made 0.0200% or less. The N content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and even more preferably 0.0060% or less.
  • 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.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment includes Nb, V, Mo, Cu, Ni, Cr, W, B, Ca, Mg, REM, and Bi as optional elements instead of part of Fe, You may contain 1 type(s) or 2 or more types. Since it is not essential to contain the above optional elements, the lower limit of the content is 0%. The optional elements will be described in detail below.
  • Nb is an optional element.
  • Nb is an element that precipitates in steel as a carbide, nitride, carbonitride, or the like, and has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.005% or more.
  • the Nb content should be 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably 0.170% or less, more preferably 0.140% or less, even more preferably 0.110% or less.
  • V (V: 0 to 1.000%) V is an arbitrary element.
  • V is an element that precipitates in steel as a carbide, nitride, carbonitride, or the like, and has the effect of improving the tensile strength of the steel sheet.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is more preferably 0.010% or more.
  • the V content is set to 1.000% or less.
  • the V content is more preferably 0.800% or less, still more preferably 0.600% or less.
  • Mo is an optional element. Mo is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel and forming carbides and carbonitrides to increase the strength of the steel sheet. To obtain these effects, the Mo content is preferably 0.001% or more. Mo content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.000%, the cracking sensitivity of the slab may increase. Therefore, when Mo is contained, the content of Mo should be 1.000% or less. The Mo content is more preferably 0.800% or less, still more preferably 0.600% or less.
  • Cu is an optional element.
  • Cu is an element that has the effect of improving the toughness of steel and the effect of increasing the tensile strength. To obtain these effects, the Cu content is preferably 0.02% or more. Cu content is more preferably 0.08% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less. The Cu content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less.
  • Ni is an optional element.
  • Ni is an element that has the effect of improving the toughness of steel and the effect of increasing the tensile strength. To obtain these effects, the Ni content is preferably 0.02% or more. The Ni content is more preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less. The Ni content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less.
  • Cr is an optional element. Cr is an element that has the effect of increasing the hardenability of steel and forming carbides and carbonitrides to increase the strength of the steel sheet. To obtain this effect, the Cr content is preferably 0.02% or more. The Cr content is more preferably 0.05% or more. On the other hand, if Cr is contained excessively, the chemical convertibility deteriorates. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 2.00% or less. The Cr content is more preferably 1.50% or less, still more preferably 1.00% or less, and particularly preferably 0.50% or less.
  • W is an arbitrary element.
  • W is an element having the effect of forming carbides and carbonitrides to increase tensile strength.
  • the W content is preferably 0.02% or more.
  • W content is set to 1.00% or less.
  • the W content is preferably 0.80% or less.
  • B is an arbitrary element.
  • B is an element that has the effect of increasing the tensile strength of the steel sheet by intergranular strengthening and solid-solution strengthening. To obtain this effect, the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content should be 0.0040% or less.
  • the B content is more preferably 0.0030% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Ca is an optional element.
  • Ca is an element that has the effect of dispersing a large number of fine oxides in molten steel and refining the metal structure of the steel sheet.
  • Ca is an element that has the effect of improving the stretch flangeability of a steel sheet by fixing S in molten steel as spherical CaS and suppressing the formation of stretched inclusions such as MnS.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or more.
  • Ca content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content when the Ca content exceeds 0.0100%, the amount of CaO in the steel increases, which may adversely affect the toughness of the steel sheet. Therefore, when Ca is contained, the Ca content shall be 0.0100% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0030% or less.
  • Mg is an optional element. Like Ca, Mg is an element that forms oxides and sulfides in molten steel, suppresses the formation of coarse MnS, disperses many fine oxides, and has the effect of refining the metal structure of the steel sheet. be. To obtain these effects, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, oxides in the steel increase and adversely affect the toughness of the steel sheet. Therefore, when Mg is contained, the Mg content shall be 0.0100% or less. The Mg content is more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0030% or less.
  • REM 0 to 0.0100%
  • the REM content is preferably 0.0002% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.0100% or less.
  • the REM content is more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0030% or less.
  • REM rare earth elements
  • the REM content refers to the total content of these elements.
  • Bi is an arbitrary element.
  • B is an element that has the effect of refining the solidification structure and improving the formability of the steel sheet.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • the Bi content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Bi content should be 0.0200% or less.
  • the Bi content is more preferably 0.0100% or less, and even more preferably 0.0070% or less.
  • 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 may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the metal structure at the 1/4 depth position has an area fraction with less than 30.0% ferrite, less than 3.0% retained austenite, and less than 5.0% perlite.
  • the average grain size is 15.0 ⁇ m or less in the metal structure at the 1/4 depth position, and the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more is 1.
  • Ferrite is a structure formed when fcc transforms to bcc at a relatively high temperature. Since ferrite has a high work hardening ability, if the area fraction of ferrite is too large, the amount of deformation of the fractured surface at the sheared end face increases, resulting in an increase in the roughness of the fractured surface. Therefore, the area fraction of ferrite is set to less than 30.0%.
  • the area fraction of ferrite is preferably 20.0% or less, more preferably 10.0% or less, and even more preferably 8.0% or less. The smaller the area fraction of ferrite, the more preferable it is, and it may be 0%. good too.
  • the area fraction of retained austenite is less than 3.0%.
  • the area fraction of retained austenite is preferably less than 1.5%, more preferably less than 1.0%.
  • the area fraction of retained austenite may be 0% because the smaller the retained austenite, the better.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is deposited in layers between ferrite particles. Pearlite is also a soft metal structure compared to bainite and martensite.
  • the area fraction of pearlite is 5.0% or more, carbon is consumed by cementite contained in pearlite, and the strength of martensite, tempered martensite, and bainite, which are the remaining structures, is lowered, and the tensile strength is 980 MPa or more. can't get Therefore, the area fraction of pearlite is set to less than 5.0%.
  • the perlite area fraction is preferably 3.0% or less, more preferably 2.0%, even more preferably 1.0% or less, or may be 0%.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a residual structure other than retained austenite, ferrite, and pearlite, which is a hard structure, bainite, martensite, and tempered martensite. It is preferably composed of two or more kinds.
  • the area fraction of one or more of bainite, martensite and tempered martensite is preferably 70.0% or more, more preferably 80.0% or more, and even more preferably 90.0% or more.
  • the area fraction of each structure constituting the metal structure is measured by the following method.
  • a plate thickness cross-section parallel to the rolling direction is mirror-finished and polished with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature for 8 minutes to remove the strain introduced to the surface layer of the sample.
  • electron backscattering at a measurement interval of 0.1 ⁇ m in a region of 50 ⁇ m in length, 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface Crystal orientation information is obtained by measurement using a diffraction method.
  • 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 area fraction of the crystal grains is calculated to obtain the area fraction of 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 fraction of ferrite is obtained by calculating the area fraction of the region determined to be ferrite.
  • the maximum value of the "Grain Average IQ" of the ferrite region under the condition that the boundary of 5° or more in the residual region (the region where the grain average misorientation value exceeds 1.0°) is defined as the grain boundary is I ⁇
  • a region exceeding I ⁇ /2 is extracted as bainite
  • a region below I ⁇ /2 is extracted as “pearlite, martensite and tempered martensite”.
  • the area of martensite and tempered martensite Get the sum of the fractions.
  • Methods for measuring the area fraction of retained austenite include X-ray diffraction, EBSD (Electron Back Scattering Diffraction Pattern) analysis, magnetic measurement, and the like, and the measured value may vary depending on the measurement method. .
  • the area fraction of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more is 1.0 ⁇ 10 4 /mm 2 or more
  • coarse Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more are precipitated. Due to the presence of the coarse Ti-based carbides and the refinement of the average crystal grain size, which will be described later, the voids at the time of fracture in the shearing work are dispersed, and the surface roughness of the fractured surface at the sheared end surface is reduced.
  • the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more must be 1.0 ⁇ 10 4 (10000) pieces/mm 2 or more.
  • the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more is preferably 2.0 ⁇ 10 4 pieces/mm 2 or more, more preferably 4.0 ⁇ 10 4 pieces/mm 2 or more.
  • the Ti-based carbide refers to a Ti-containing carbide having a NaCl-type crystal structure. If such carbides contain Ti, they may contain minor amounts of other carbide-forming alloying elements.
  • Ti-based carbides may contain other carbide-forming alloying elements such as Mo, Nb, V, Cr, and W within the chemical composition range specified in the present embodiment. Furthermore, Ti-based carbides may be carbonitrides in which part of the carbon is substituted with nitrogen.
  • the average number density of Ti-based carbides was obtained by photographing 1/4 depth position with a TEM at a magnification of 50,000 times, with 2.0 ⁇ m ⁇ 2.0 ⁇ m area defined as one field, and 20 fields of view, and observed in the field of view.
  • the precipitates are analyzed by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS), and the precipitates in which Ti and C are detected are determined to be Ti-based carbides, and the major axis (Ti-based carbides) of each precipitate (Ti-based carbide) Measure the longest diameter). Then, the number of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more per 1 mm 2 is examined to determine the number density.
  • the average crystal grain size (dq) at the 1/4 depth position is set to 15.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size is preferably 12.0 ⁇ m or less, more preferably 10.0 ⁇ m or less. Since the smaller the average crystal grain size, the better, the lower limit is not particularly limited. However, in ordinary hot rolling, it is technically difficult to refine grains to an average crystal grain size of less than 1.0 ⁇ m. Therefore, the average crystal grain size may be 1.0 ⁇ m or more, or 4.0 ⁇ m or more.
  • ds/dq which is the ratio of the average crystal grain size ds of the surface layer portion to the average crystal grain size dq of the quarter depth position: 0.95 or less
  • the inside of the bend is uniformly deformed as the work progresses, but as the amount of work increases, uniform deformation alone cannot support the deformation, and deformation progresses as the strain concentrates locally (the occurrence of shear deformation bands). As this shear deformation band grows further, a crack occurs and grows along the shear band from the inner surface of the bend. The reason why inner bending cracks are more likely to occur as the strength increases is that the deformation progresses unevenly due to the decrease in work hardening ability that accompanies the increase in strength. is presumed to be due to
  • the inventors investigated a method for suppressing bending inner cracks in high-strength steel sheets. As a result, it was found that the finer the crystal grain size in the surface layer of the hot-rolled steel sheet, the more the local strain concentration is suppressed and the cracks in bending are less likely to occur.
  • ds/dq is the ratio of the crystal grain size ds to the average crystal grain size dq at the quarter depth position. Therefore, when obtaining a hot-rolled steel sheet having excellent bendability (suppressing bending cracks during bending) in addition to high strength and excellent shear workability, ds/dq should be 0.95 or less. is preferred. ds/dq is more preferably 0.90 or less, and even more preferably 0.85 or less. Although the lower limit of ds/dq is not specified, it may be 0.50 or more.
  • the average grain size of each of the surface layer and the 1/4 depth position is the surface layer of the hot-rolled steel sheet in the thickness cross section parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet (area from the surface to the depth of 50 ⁇ m from the surface) and 1/4 depth position (area from 1/8 depth of plate thickness to 3/8 depth of plate thickness from surface) at 1200 times magnification, 1 field of view of 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m area
  • analysis is performed and measured using EBSD in at least 5 fields of view.
  • a grain boundary is defined as a region where the angle difference between adjacent measurement points is 15° or more and the equivalent circle diameter is 0.3 ⁇ m or more, and the area-average grain size is calculated.
  • the area-average crystal grain size obtained at each measurement position is defined as the average crystal grain size of the surface layer portion and the average crystal grain size of the 1/4 depth position.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more. If the tensile strength is less than 980 MPa, the applicable parts are limited and the contribution to vehicle weight reduction is small.
  • the tensile strength is preferably 1000 MPa or higher, more preferably 1080 MPa or higher, and even more preferably 1180 MPa or higher. Although the upper limit is not particularly limited, the tensile strength may be 1780 MPa or less from the viewpoint of mold wear suppression.
  • the tensile strength of hot-rolled steel sheets is evaluated in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the test piece is a JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece, and the test direction is perpendicular to the rolling direction.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is not particularly limited, but may be 1.2 to 10.0 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. More preferably, it is 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 10.0 mm, it becomes difficult to refine the metal structure, and it may be difficult to obtain the metal structure described above. Therefore, the plate thickness may be 10.0 mm or less. More preferably, it is 8.0 mm or less. Even more preferably, it is 6.0 mm or less.
  • the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but the hot-rolled steel sheet can be obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • a heating step of heating a slab or billet having a predetermined chemical composition (I) A hot rolling step of subjecting the slab or billet after the heating step to multipass hot rolling using a plurality of rolling stands to obtain a hot rolled steel sheet.
  • a winding step of winding the hot-rolled steel sheet are described below.
  • Heating temperature over 1300°C and SRT (°C) or higher
  • the heating temperature of the slab or billet to be hot-rolled shall be above 1300° C. and above the temperature SRT (° C.) represented by the following formula (1).
  • SRT ° C.
  • the temperature of the slab or billet is higher than 1300 ° C. and SRT (° C.) or more
  • the temperature of the slab or billet is higher than the higher temperature of 1300 ° C. and SRT (° C.) , or if the SRT (° C.) is greater than 1300° C., it means that the SRT and the temperature of the slab or billet are the same.
  • the heating temperature exceeds 1400° C., thick scales may be formed, resulting in a decrease in yield or significant damage to the heating furnace. Therefore, the heating temperature is preferably 1400° C. or less.
  • Hot rolling process In the hot rolling process, a heated slab or billet is subjected to multi-pass hot rolling using multiple rolling stands to produce a hot rolled steel sheet. Multi-pass hot rolling can be performed using a reverse mill or a tandem mill, but from the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the last few stages.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment by increasing the total rolling reduction of hot rolling in the temperature range of 1100 ° C. or more and SRT (° C.) or less, recrystallized austenite is refined and the major axis is 15 nm.
  • the coarse Ti-based carbides described above are precipitated by work-induced precipitation in a short period of time during rolling. When the total rolling reduction in this temperature range is low, it becomes difficult to obtain a fine structure and desired Ti-based carbides.
  • the total rolling reduction in the temperature range from 1100° C. to SRT (° C.) is set to 70% or more. If the total rolling reduction in the above temperature range is less than 70%, desired coarse Ti-based carbides cannot be obtained.
  • the total rolling reduction is preferably 75% or more, more preferably 80% or more. The higher the total rolling reduction in the temperature range of 1100° C. or more and SRT (° C.) or less, the better.
  • Total rolling reduction in the temperature range above the hot rolling completion temperature FT (°C) of less than 1100°C: 80% or more In the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, after controlling the rolling reduction in the temperature range of 1100 ° C. or higher as described above, the total rolling reduction in the temperature range of FT (° C.) or higher below 1100 ° C. is increased, and further By performing cooling after hot rolling under the conditions described later, the average crystal grain size is refined. If the total rolling reduction in the temperature range below 1100° C. FT (° C.) or above is less than 80%, the average crystal grain size after transformation becomes coarse.
  • the total rolling reduction in the temperature range of FT (°C) or higher below 1100°C is set to 80% or higher.
  • the total rolling reduction is preferably 85% or more, more preferably 90% or more. It is preferable that the total rolling reduction in the temperature range below 1100° C. FT (° C.) is as high as possible.
  • the total reduction in each temperature range is the total reduction in this temperature range based on the inlet plate thickness before the first pass in the specified temperature range ( difference between the inlet strip thickness before the first pass and the outlet strip thickness after the final pass in rolling in this temperature range).
  • FT Hot rolling completion temperature FT (°C): Ar3 (°C) or more determined by the following formula (2)
  • Ar3 melting point
  • FT is set to Ar3 (° C.) or more.
  • FT is preferably 1030°C or lower, more preferably 1010°C or lower.
  • the temperature during hot rolling refers to the surface temperature of the steel material, and can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • Ar3 (° C.) 901 ⁇ 325 ⁇ [C]+33 ⁇ [Si] ⁇ 92 ⁇ [Mn]+287 ⁇ [P]+40 ⁇ [sol. Al] (2)
  • the [element symbol] in the above formula (2) indicates the content in mass % of each element, and 0 is substituted when it is not contained.
  • Average cooling rate to 600°C or less after completion of hot rolling 50°C/sec or more
  • accelerated cooling is performed to a temperature range of 600° C. or less at an average cooling rate of 50° C./sec or more in order to suppress the formation of ferrite and pearlite.
  • the average cooling rate here means the temperature drop range of the steel plate from the start of accelerated cooling (when the steel plate is introduced into the cooling equipment) to the completion of accelerated cooling (when the steel plate is taken out of the cooling equipment). It is the value obtained by dividing by the required time from to the completion of accelerated cooling.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, increasing the cooling rate requires a large-scale cooling facility and increases the facility cost. For this reason, considering the equipment cost, 300° C./second or less is preferable.
  • cooling after hot rolling in order to suppress the growth of austenite grains refined by hot rolling, it is cooled by 50 ° C. or more within 1.0 second after the completion of hot rolling (the temperature drop margin is 50° C. or higher) is more preferable.
  • cooling at a high average cooling rate is performed immediately after the completion of hot rolling. For example, cooling water may be sprayed onto the surface of the steel plate.
  • the grain size of the surface layer can be refined and the resistance to internal bending cracks can be improved (inside bending during bending It is possible to suppress the occurrence of cracks).
  • the residence time in the temperature range of 600 to 750°C. which is the ferrite transformation temperature range, is 5.0 seconds or less. is preferred. More preferably, the residence time in the temperature range of 600 to 750° C. is 2.0 seconds or less.
  • Winding process (Winding temperature: less than 600°C)
  • the hot-rolled steel sheet after cooling under the above conditions is wound up.
  • the coiling temperature (approximately equal to the cooling stop temperature) is set to a temperature range of less than 600°C.
  • a bainite or martensite structure can be obtained.
  • a fine structure with high strength can be obtained, and as a result, excellent shear workability can be obtained.
  • the structure and carbide precipitation state are controlled in the steps up to the winding step. Therefore, after the winding process, it is preferable not to perform any process that affects the structure or the state of the carbide.
  • the present invention is not limited to this one conditional example. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a slab with a thickness of 240 to 300 mm was produced by melting steel having the chemical composition shown in Table 1 and continuously casting it. Using the obtained slabs, hot-rolled steel sheets shown in Tables 3A and 3B were obtained under the manufacturing conditions shown in Tables 2A and 2B. In both rolling in the temperature range of 1100°C to SRT (°C) and rolling in the temperature range of less than 1100°C to FT°C or more, reduction was performed by two or more passes.
  • the obtained measurement results are shown in Tables 3A and 3B.
  • the obtained hot-rolled steel sheets were evaluated for tensile strength TS, shear workability, and bending inner crack resistance in the following manner.
  • the tensile strength of the hot-rolled steel sheet was evaluated according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece was a JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece, and the test direction was perpendicular to the rolling direction.
  • the tensile strength TS was 980 MPa or more, the hot-rolled steel sheet was judged to have high strength and was judged to be acceptable.
  • the tensile strength TS was less than 980 MPa, the hot-rolled steel sheet was judged to be inferior in strength and was judged to be unacceptable.
  • the shear workability of the hot-rolled steel sheet was evaluated by determining the surface roughness Rz ( ⁇ m) of the fracture surface at the end face after punching by a punching test. A punched hole with a clearance of 20% was produced at a hole diameter of 10 mm and a punching speed of 3 m/s. Next, using a laser microscope, the surface roughness Rz ( ⁇ m) of the fractured surface of the punched hole was measured at a total of four points in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, and the maximum value among them was evaluated. When Rz was 30.0 ⁇ m or less, it was determined that the hot-rolled steel sheet had excellent shear workability. As shown in FIG. 1, the fracture surface is a punched end surface separated by a crack generated near the cutting edge after shear deformation.
  • a value obtained by dividing the average value of the minimum bending radii of the L-axis and the C-axis by the plate thickness was defined as the limit bending R/t and was used as an index value of bending inner crack resistance.
  • R/t was 2.5 or less, it was determined that the hot-rolled steel sheet was excellent in resistance to internal bending cracks.
  • the cross section of the test piece after the V-block 90° bending test is cut in a plane parallel to the bending direction and perpendicular to the plate surface.
  • the crack length observed inside the bending exceeded 30 ⁇ m, it was determined that there was a crack.
  • Tables 3A and 3B The obtained results are shown in Tables 3A and 3B.
  • the hot-rolled steel sheets according to the invention examples have excellent strength and shear workability. Further, among the examples of the present invention, it is found that the hot-rolled steel sheets with a ds/dq of 0.95 or less have not only the above properties but also excellent bending internal crack resistance. On the other hand, it can be seen that the hot-rolled steel sheets according to the comparative examples do not have any one or more of excellent strength and shear workability.
  • Test No. 6 which is a comparative example, had a low slab heating temperature. Therefore, Ti-based carbides were not sufficiently dissolved during heating, and the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more decreased. As a result, the roughness of the fracture surface became rough (the shear workability was low).
  • Test No. 7 which is a comparative example, had a low total rolling reduction in the temperature range of 1100° C. or higher and SRT (° C.) or lower. Therefore, the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more decreased. As a result, the roughness of the fracture surface became rough. Test No.
  • Test No. 8 which is a comparative example, had a low total rolling reduction in the temperature range below 1100°C and above FT (°C). Therefore, the average crystal grain size increased. As a result, the roughness of the fracture surface became rough.
  • Test No. 9 which is a comparative example, had a low average cooling rate to 600° C. or less after completion of hot rolling, and a long residence time at 600 to 750° C. Therefore, the area fraction of ferrite increased and the average crystal grain size increased. As a result, the tensile strength was low and the roughness of the fracture surface was rough. In addition, the ds/dq was high and the bending inner crack resistance was low.
  • Test No. 10 which is a comparative example, had a high winding temperature.
  • the area fraction of ferrite was high. As a result, the tensile strength was low and the roughness of the fracture surface was rough.
  • Sample No. 28, which is a comparative example had a low C content. As a result, the tensile strength was low.
  • Test No. 29, which is a comparative example had a high Si content. As a result, the area of retained austenite increased and the roughness of the fracture surface became rough.
  • Test No. 30, which is a comparative example had a low Ti content. Therefore, the average number density of Ti-based carbides having a major axis of 15 nm or more decreased. As a result, the roughness of the fracture surface became rough.
  • Test No. 31, which is a comparative example had a low Mn content. As a result, the tensile strength was low.
  • a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent shear workability can be obtained.
  • INDUSTRIAL APPLICABILITY The hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members, and has high industrial applicability.

Landscapes

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の領域を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、面積分率で、残留オーステナイト：３．０％未満、フェライト：３０．０％未満、パーライト：５．０％未満、を含み、前記１／４深さ位置において、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、平均結晶粒径ｄｑ：１５．０μｍ以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２１年０９月０８日に、日本に出願された特願２０２１－１４６２３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。せん断加工によって製造されるブランク板では、せん断加工後の端面精度に優れる必要がある。例えば、せん断加工後の破断面の面粗さが大きくなると、疲労特性や曲げ性が低下する。
　せん断加工性について、例えば特許文献１には、表層のフェライト粒径ｄｓと内部のフェライト結晶粒ｄｂとの比ｄｓ／ｄｂを０．９５以下に制御することで、打ち抜き後のバリ高さを制御する技術が開示されている。
　特許文献２には、Ｐ含有量を低減することで板端面のハガレやメクレを改善する技術が開示されている。
日本国特開平１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４号公報
　しかしながら、特許文献１ではＩＦ鋼を対象としており、９８０ＭＰａ以上の高強度の部材へ適用することは困難な場合がある。特許文献２でも、９８０ＭＰａ以上の強度が得られておらず、また、せん断加工後のせん断端面における破断面粗さについては検討されていない。
　本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明において、優れたせん断加工性を有するとは、せん断加工後のせん断端面における破断面の面粗さＲｚが３０．０μｍ以下であることを示す。また、高い強度を有するとは、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。
　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）せん断端面における破断面の面粗さを低減させるには、加工硬化能が高いフェライト、及び、粗大なボイドの形成の原因となるパーライトの面積分率を制限する必要がある。
（ｂ）せん断端面における破断面の面粗さを低減させるには、また、粗大なＴｉ系炭化物が一定以上存在し、かつ結晶粒径が小さい金属組織とすることが重要である。その理由として、粗大なＴｉ系炭化物は熱間圧延中にオーステナイト組織内に析出した炭化物であると考えられる。この粗大なＴｉ系炭化物は、低温で変態後の母相とは非整合である。そのため、この粗大で非整合なＴｉ系炭化物が分散析出することにより、せん断変形時に発生するボイドが分散され、結晶粒の微細化と相俟って、破断面の面粗さが低減すると推測される。
（ｃ）非整合で粗大なＴｉ系炭化物を一定以上存在させるには、高温域の熱間圧延工程が重要である。例えば１１００℃～ＳＲＴ（℃）の温度域で合計圧下率が７０％以上の熱間圧延を行うことが効果的である。
（ｄ）金属組織の結晶粒径を小さくするには、上記の高温域での合計圧下率を高めることに加えて、低温域の熱間圧延の圧下率を高めることも重要である。例えば、１１００℃未満から圧延仕上げまでの温度域で合計圧下率８０％以上の熱間圧延を行うことが効果的である。高温域で析出した粗大なＴｉ系炭化物によるピン止め効果によりオーステナイト組織の微細化が図られ、その後の冷却条件との組み合わせにより、結果として結晶粒径の小さい組織を作り込むことができる。
　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、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２００％、Ｓｉ：０．００５～２．０００％、Ｍｎ：０．５０～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．００％、Ｔｉ：０．１５０～０．４００％、Ｎ：０．００１０～０．０２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｂ：０～０．００４０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．０２００％、残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の領域を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、面積分率で、残留オーステナイト：３．０％未満、フェライト：３０．０％未満、パーライト：５．０％未満、を含み、前記１／４深さ位置において、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、平均結晶粒径ｄｑ：１５．０μｍ以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
［２］［１］に記載の熱延鋼板は、前記表面～前記表面から板厚方向に５０μｍの領域を表層部としたとき、前記表層部の平均結晶粒径ｄｓと、前記１／４深さ位置の前記平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下であってもよい。
［３］［１］または［２］に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．００５～１．０００％、Ｍｏ：０．００１～１．０００％、Ｃｕ：０．０２～１．００％、Ｎｉ：０．０２～１．００％、Ｃｒ：０．０２～２．００％、Ｗ：０．０２０～１．００％、Ｂ：０．０００１～０．００４０％、Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、Ｂｉ：０．０００２～０．０２００％、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。
　本発明の上記態様によれば、高強度および優れたせん断加工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、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
せん断加工後のせん断端面を説明するための図である。
　本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る熱延鋼板）は、所定の化学組成を有し、表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の領域を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、面積分率で、残留オーステナイト：３．０％未満、フェライト：３０．０％未満、パーライト：５．０％未満、を含み、前記１／４深さ位置において、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１×１０４個／ｍｍ２以上であり、平均結晶粒径ｄｑ：１５．０μｍ以下であり、前記熱延鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
　本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）が有する特徴について、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。
［化学組成］
　まず、本実施形態に係る熱延鋼板が有する化学組成について説明する。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。
（Ｃ：０．０５０～０．２００％）
　Ｃは、硬質相の分率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が０．０５０％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２００％超では、熱延鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５０％以下である。
（Ｓｉ：０．００５～２．０００％）
　Ｓｉは、固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用を有する元素である。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０．００５％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０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｓｉは、熱延鋼板の表面性状および化成処理性を劣化させるとともに、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元素である。Ｓｉ含有量が２．０００％超では、残留オーステナイトが生成して破断面の面粗さが劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下である。
（Ｍｎ：０．５０～４．００％）
　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元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。また、フェライトの面積分率を小さくする場合、Ｍｎ含有量は、より一層好ましくは１．４０％以上であり、さらに好ましくは１．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの中心偏析に起因して、板厚中央付近に割れが発生して、せん断加工後のせん断端面の面粗さが悪化する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．５０％以下、より好ましくは３．００％以下である。
（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。Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因して曲げ加工性が低下する。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、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｐは、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。その場合、Ｐ含有量を０．００２％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１００％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曲げ加工性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、熱延鋼板の曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％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、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．００％）
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して、鋼を健全化する作用を有する元素である。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０．０１％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．００％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１．００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　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Ａｌのことを示す。
（Ｔｉ：０．１５０～０．４００％）
　Ｔｉは、熱間圧延の高温域で粗大なＴｉ系炭化物として析出することで、せん断端面における破断面の面粗さを低減させる元素である。また、オーステナイト組織の回復・再結晶及び粒成長を抑制して、変態後の金属組織を微細化させる元素である。さらに、Ｔｉは、熱間圧延後(仕上げ圧延完了後)の冷却中にも微細なＴｉ系炭化物として析出して、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。Ｔｉ含有量が０．１５０％未満では、熱間圧延の高温域でＴｉ系炭化物が析出する駆動力が小さく、所望のＴｉ系炭化物の個数密度が得られなくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１７０％以上であり、より好ましくは０．１９０％以上であり、より一層好ましくは０．２１０％以上である。
　一方、Ｔｉが０．４００％を超えると長径が数μｍサイズの矩形で粗大な窒化物が形成されて、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．４００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．３００％以下である。
　Ｔｉ系炭化物とは、Ｔｉを含有するＮａＣｌ型の結晶構造を有する炭化物を指す。かかる炭化物がＴｉを含有していれば、本実施形態で規定される化学組成の範囲において、その他の炭化物生成合金元素、例えばＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗが少量含有されているものも含まれる。また、炭素の一部が窒素に置換された炭窒化物も含まれる。
（Ｎ：０．００１０～０．０２００％）
　Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどと窒化物や炭窒化物を形成して、スラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制することで、金属組織を微細化する作用を有する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００１５％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．０２００％超では、粗大なＴｉ窒化物が形成されて、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下であり、より好ましくは０．０１００％以下であり、より一層好ましくは０．００６０％以下である。
　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。
　一方、本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及び、Ｂｉを任意元素として、１種または２種以上含有してもよい。上記任意元素を含有させることは必須ではないので、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。
（Ｎｂ：０～０．２００％）
　Ｎｂは任意元素である。Ｎｂは、炭化物や窒化物、炭窒化物等として鋼中に析出して鋼板の引張強さを高める効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、仕上げ圧延時の圧延荷重が増加して圧延が困難になる場合がある。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．１７０％以下、より好ましくは０．１４０％以下、より一層好ましくは０．１１０％以下である。
（Ｖ：０～１．０００％）
　Ｖは任意元素である。Ｖは、炭化物、窒化物、または炭窒化物等として鋼中に析出し、鋼板の引張強さを向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が１．０００％を超えると熱延鋼板の加工性が低下する。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、１．０００％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．８００％以下、より一層好ましくは０．６００％以下である。
（Ｍｏ：０～１．０００％）
　Ｍｏは任意元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、スラブの割れ感受性が高まる場合がある。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏの含有量は、１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８００％以下、より一層好ましくは０．６００％以下である。
（Ｃｕ：０～１．００％）
　Ｃｕは任意元素である。Ｃｕは、鋼の靭性を改善する効果および引張強さを高める効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０８％以上である。
　一方、Ｃｕを過剰に含有させると鋼板の溶接性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
（Ｎｉ：０～１．００％）
　Ｎｉは任意元素である。Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果および引張強さを高める効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉを過剰に含有させると合金コストが嵩み、また、鋼板の溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
（Ｃｒ：０～２．００％）
　Ｃｒは任意元素である。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒを過剰に含有させると、化成処理性が劣化する。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．００％以下、特に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｗ：０～１．００％）
　Ｗは任意元素である。Ｗは、炭化物や炭窒化物を形成して引張強さを高める効果を有する元素である。この効果を得るには、Ｗ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗを一定以上含有させても、上記作用の効果は飽和する上、合金コストが上昇する。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．８０％以下である。
（Ｂ：０～０．００４０％）
　Ｂは任意元素である。Ｂは、粒界強化や固溶強化により鋼板の引張強さを高める作用を有する元素である。この効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
　一方、Ｂ含有量は０．００４０％を超えると上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、０．００４０％以下とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下、より一層好ましくは０．００２０％以下である。
（Ｃａ：０～０．０１００％）
　Ｃａは任意元素である。Ｃａは溶鋼中に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化させる効果を有する元素である。また、Ｃａは、溶鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定して、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制することにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中のＣａＯの量が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。
（Ｍｇ：０～０．０１００％）
　Ｍｇは任意元素である。ＭｇはＣａと同様に溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化する効果を有する元素である。これらの効果を得るには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。
（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
　ＲＥＭは任意元素である。ＲＥＭもＣａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。
　ここで、ＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
（Ｂｉ：０～０．０２００％）
　Ｂｉは、任意元素である。Ｂは、凝固組織を微細化して、鋼板の成形性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るには、Ｂｉ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｂｉを含有する場合、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０１００％以下であり、より一層好ましくは０．００７０％以下である。
　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。ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
［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、表面から板厚の１／８～３／８の領域を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、面積分率で、３０．０％未満のフェライト、３．０％未満の残留オーステナイト、５．０％未満のパーライトを含む。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、この１／４深さ位置の金属組織において、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上（１００００個／ｍｍ２以上）である（１．０×１０４個／ｍｍ２以上の平均個数密度で、１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物が析出している）。鋼板の表面から板厚の１／８～３／８の領域（１／４深さ位置）における金属組織を規定する理由は、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。
（フェライトの面積分率：３０．０％未満）
　フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは加工硬化能が高いため、フェライトの面積分率が多すぎると、せん断端面における破断面の変形量が増加して、破断面粗さが増加する。そのため、フェライトの面積分率は３０．０％未満とする。フェライトの面積分率は、好ましくは２０．０％以下であり、より好ましくは１０．０％以下であり、より一層好ましくは８．０％以下である。フェライトの面積分率は少ない程好ましく０％であってもよいが、生産性等を考慮し、フェライトの面積分率は１．０％以上、２．０％以上、または３．０％以上としてもよい。
（残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満）
　本実施形態に係る熱延鋼板において、残留オーステナイトの面積分率が多すぎると、せん断端面における破断面の面粗さが増加する場合がある。これは、残留オーステナイトが粗大なボイドを形成するためと推測される。特に残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上であると、熱延鋼板のせん断加工性が劣化し、破断面の面粗さが増加する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．５％未満、より好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積分率は０％であってもよい。
（パーライトの面積分率：５．０％未満）
　パーライトは、フェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織である。またパーライトは、ベイナイトおよびマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が５．０％以上であると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの強度が低下し、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、パーライトの面積分率は５．０％未満とする。パーライトの面積分率は、好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．０％、より一層好ましくは１．０％以下、または、０％であってもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織が、硬質組織であるベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなることが好ましい。ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上の面積分率は、７０．０％以上が好ましく、８０．０％以上がより好ましく、９０．０％以上がより一層好ましい。
　金属組織を構成する各組織の面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８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。さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトとが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
　続いて、残部領域（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°超の領域）の内、５°以上の境界を結晶粒界の定義とした条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイトとして抽出し、Ｉα／２以下となる領域を「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」として抽出する。抽出したベイナイトの面積分率を算出することで、ベイナイトの面積分率を得る。また、抽出した「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を算出し、上述のＥＢＳＤ解析により得られたパーライトの面積分率を引くことで、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計を得る。
　残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＤ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
　本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、熱延鋼板１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで、残留オーステナイトの面積分率を得る。
（長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上）
　本実施形態に係る熱延鋼板では、長径が１５ｎｍ以上の粗大なＴｉ系炭化物が析出している。この粗大なＴｉ系炭化物があることと、後述の平均結晶粒径の微細化とによって、せん断加工の破断時のボイドが分散して、せん断端面における破断面の面粗さが減少する。そのためには、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４（１００００）個／ｍｍ２以上であることが必要である。長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度は、好ましくは２．０×１０４個／ｍｍ２以上、より好ましくは４．０×１０４個／ｍｍ２以上である。長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度は多いほどよいが、熱間圧延完了後の冷却中に析出する微細なＴｉ系炭化物及びベイナイトやマルテンサイトの強化に必要な固溶Ｃが減少して強度低下を引き起こす場合が有るので、５．０×１０６個／ｍｍ２以下としても良い。ここで、Ｔｉ系炭化物は、Ｔｉを含有するＮａＣｌ型の結晶構造を有する炭化物を指す。かかる炭化物がＴｉを含有していれば、その他の炭化物生成合金元素が少量含有されていてもよい。本実施形態で規定される化学組成の範囲において、Ｔｉ系炭化物は、その他の炭化物生成合金元素、例えばＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗを含んでもよい。さらに、Ｔｉ系炭化物において、その炭素の一部が窒素に置換された炭窒化物であってもよい。
　Ｔｉ系炭化物の平均個数密度は、１／４深さ位置を、ＴＥＭにて５００００倍の倍率で、２．０μｍ×２．０μｍの領域を１視野として、２０視野撮影し、視野内に観察される析出物をエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）にて分析し、Ｔｉ及びＣが検出された析出物をＴｉ系炭化物であると判断し、個々の析出物（Ｔｉ系炭化物）の長径（一番長い径）を測定する。その上で、１ｍｍ２当たりの長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の個数を調べて、個数密度を求める。
　（平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
　金属組織において、平均結晶粒径が粗大であるとせん断端面の破断面粗さが増加する。したがって、１／４深さ位置での平均結晶粒径（ｄｑ）は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。しかしながら、通常の熱間圧延では平均結晶粒径が１．０μｍを下回るような細粒化は技術的に困難である。そのため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上、または４．０μｍ以上としてもよい。
（好ましくは、表層部の平均結晶粒径ｄｓと１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑ：０．９５以下）
　熱延鋼板の強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなる（以下、曲げ内割れと呼称する）。特に本実施形態に係る熱延鋼板のように、引張強さが９８０ＭＰａ以上の場合、曲げ内割れが生じやすい。
　曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。すなわち、曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。
　高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、不均一に変形が進むことで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らは、高強度鋼板において、曲げ内割れを抑制する方法を検討した。その結果、熱延鋼板の表層部の結晶粒径が細かいほど、局所的なひずみ集中が抑制され、曲げ内割れが発生しにくくなることを見出した。より具体的には、表面～表面から板厚方向に５０μｍの領域（表面を起点として、表面から板厚方向に５０μｍまでの領域）を表層部としたとき、熱延鋼板の、表層部の平均結晶粒径ｄｓと、１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑを０．９５以下とすることで、曲げ内割れが抑制されることを見出した。そのため、高強度、優れたせん断加工性に加えて、優れた曲げ性を有する（曲げ加工時の曲げ内割れを抑制する）熱延鋼板を得る場合、ｄｓ／ｄｑを０．９５以下とすることが好ましい。ｄｓ／ｄｑは、より好ましくは０．９０以下、より一層好ましくは０．８５以下である。ｄｓ／ｄｑの下限は特に規定しないが、０．５０以上としてもよい。
　表層部及び１／４深さ位置のそれぞれの平均結晶粒径は、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における、熱延鋼板の表層部（表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域）および１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）のそれぞれにおいて、１２００倍の倍率で、４０μｍ×３０μｍの領域を１視野として、少なくとも５視野において、ＥＢＳＤを用いて解析を行って測定する。測定に関しては、隣接する測定点の角度差が１５°以上、かつ、円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。それぞれの測定位置で得られた面積平均の結晶粒径を、表層部の平均結晶粒径および１／４深さ位置の平均結晶粒径とする。
＜機械特性＞
（引張強さ：９８０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。引張強さは、好ましくは１０００ＭＰａ以上、より好ましくは１０８０ＭＰａ以上、より一層好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。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、引張強さを１７８０ＭＰａ以下としてもよい。
　熱延鋼板の引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とし、試験方向は圧延方向に垂直な方向とする。
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、１．２～１０．０ｍｍ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。より好ましくは１．４ｍｍ以上である。一方、板厚が１０．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は１０．０ｍｍ以下としてもよい。より好ましくは８．０ｍｍ以下である。より一層好ましくは６．０ｍｍ以下である。
＜製造条件＞
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法については、特に限定するものではないが、以下の工程を備える製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブまたは鋼片を加熱する加熱工程。
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記スラブまたは前記鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて、多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程。
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程。
　以下、各工程について、好ましい条件を説明する。
［加熱工程］
（加熱温度：１３００℃超かつＳＲＴ（℃）以上）
　熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の加熱温度は、１３００℃超かつ下記式（１）により表される温度ＳＲＴ（℃）以上とする。通常の熱間圧延では、加熱炉内での酸化物による鉄の質量損に伴う歩留まり低下や、スケールの溶融によって表面欠陥が生成するという理由で、１３００℃超の温度まで加熱することは好ましくないと考えられているが、本実施形態に係る熱延鋼板が有する、所望の個数密度の粗大なＴｉ系炭化物を得るには、加熱工程でＴｉ系炭化物を十分に溶体化させる必要が有る。そのため、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、１３００℃超かつＳＲＴ（℃）以上となるように加熱する。ここで、「スラブまたは鋼片の温度が１３００℃超かつＳＲＴ（℃）以上」とは、１３００℃とＳＲＴ（℃）との高い方の温度よりも、スラブまたは鋼片の温度の方が高い、またはＳＲＴ（℃）が１３００℃超である場合、ＳＲＴとスラブまたは鋼片の温度とが同じであることを意味する。
　一方、加熱温度が１４００℃超では、厚いスケールが生成して歩留まりが低下したり、加熱炉が著しい損傷を受けたりする場合がある。そのため、加熱温度は１４００℃以下が好ましい。
　ＳＲＴ（℃）＝１６３０＋９０×ｌｎ（［Ｃ］×［Ｔｉ］）…（１）
　但し、上記式（１）中の［元素記号］は、スラブまたは鋼片における各元素の質量％での含有量を示す。ｌｎは自然対数である。
　加熱するスラブまたは鋼片は、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。スラブまたは鋼片の化学組成は、製造過程で実質的に変化しないので、得たい熱延鋼板の化学組成と同等とすればよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、加熱されたスラブまたは鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
（１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域での合計圧下率：７０％以上）
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域の熱間圧延の合計圧下率を高めることによって、再結晶オーステナイトの微細化を図ると共に、長径が１５ｎｍ以上の粗大なＴｉ系炭化物を、圧延中の限られた時間の中で短時間に加工誘起析出させる。この温度域での合計圧下率が低い場合には、微細な組織や、所望のＴｉ系炭化物が得難くなる。具体的には、再結晶オーステナイトの微細化を図ると共に、所望のＴｉ系炭化物を得るため、１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域の合計圧下率は７０％以上とする。上記温度域における合計圧下率が７０％未満では、所望の粗大なＴｉ系炭化物が得られない。合計圧下率は、好ましくは７５％以上、より好ましくは８０％以上である。１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域の合計圧下率は高いほど好ましい。
（１１００℃未満熱間圧延完了温度ＦＴ（℃）以上の温度域の合計圧下率：８０％以上）
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、１１００℃以上の温度域の圧下率を上記の通り制御した上で、１１００℃未満ＦＴ（℃）以上の温度域の合計圧下率を高め、さらに後述する条件で熱間圧延後の冷却を行うことで、平均結晶粒径を微細化する。
　１１００℃未満ＦＴ（℃）以上の温度域の合計圧下率が８０％未満では、変態後の平均結晶粒径が粗大になる。したがって、１１００℃未満ＦＴ（℃）以上温度域の合計圧下率は８０％以上とする。合計圧下率は、好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上である。１１００℃未満ＦＴ（℃）以上の温度域の合計圧下率は高いほど好ましいが、工業的には９９％程度が限界であるため、９９％以下としてもよい。
　平均結晶粒径が微細化するためには、１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域の圧延、１１００℃未満ＦＴ℃以上の温度域の圧延のいずれにおいても、加工と再結晶を繰り返して、オーステナイト組織を微細化させることが重要である。そのため、それぞれの温度域において、２パス以上の圧延を行う。
　熱間圧延工程における、各温度域での合計圧下率とは、所定の温度域における最初のパス前の入口板厚を基準とした、この温度域での合計圧下量（この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
　（熱間圧延完了温度ＦＴ（℃）：下記式（２）により求められるＡｒ３（℃）以上）
　ＦＴがＡｒ３（℃）未満では、仕上げ圧延中にフェライト変態が進行して、一部もしくは大部分に粗大なフェライト粒が生成して、せん断加工性が低下する。そのため、ＦＴはＡｒ３（℃）以上とする。
　一方、ＦＴが１０５０℃を超えても、組織の粗大化によりせん断加工性が低下する。したがって、ＦＴは１０５０℃以下とする。ＦＴは、好ましくは１０３０℃以下、より好ましくは１０１０℃以下である。
　熱間圧延中の温度は、鋼材の表面温度を指し、放射温度計等により測定することができる。
　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（２）
　但し、上記式（２）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
（熱間圧延完了後、６００℃以下までの平均冷却速度：５０℃／秒以上）
（好ましくは、熱間圧延完了後、１．０秒以内に熱間圧延完了温度ＦＴ－５０℃以下の温度域まで冷却）
　熱間圧延完了後は、フェライトおよびパーライトの生成を抑制するため、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域まで加速冷却を行う。
　ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
　平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度を速くするには、冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、３００℃／秒以下が好ましい。
　また、熱間圧延後の冷却では、熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１．０秒以内に、５０℃以上冷却する（温度降下代を５０℃以上とする）ことがより好ましい。熱間圧延完了後１．０秒以内に熱間圧延完了温度ＦＴ－５０℃以下の温度域まで冷却するためには、熱間圧延完了直後に平均冷却速度の大きい冷却を行う。例えば、冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。熱間圧延完了後１．０秒以内にＦＴ－５０℃以下の温度域まで冷却することにより、表層部の結晶粒径を微細化でき、耐曲げ内割れ性を高める（曲げ加工時の曲げ内割れの発生を抑制する）ことができる。
（６００～７５０℃の温度域の滞在時間：５．０秒以下）
　フェライトおよびパーライトの生成を抑え、母相組織を硬質にして９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るには、フェライト変態温度域である６００～７５０℃の温度域の滞在時間を５．０秒以下とすることが好ましい。６００～７５０℃の温度域の滞在時間は２．０秒以下がより好ましい。
［巻き取り工程］
（巻取温度：６００℃未満）
　上記の条件で冷却した後の熱延鋼板を、巻き取る。巻取温度（冷却停止温度とほぼ等しい）は６００℃未満の温度域とする。巻取温度をこの温度域とすることで、ベイナイトまたはマルテンサイト組織が得られる。また、巻き取り後の粒成長を抑えることで、高強度で微細な組織とすることができ、その結果、優れたせん断加工性を得ることができる。
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、巻き取り工程までの工程で、組織や炭化物の析出状態を制御する。そのため、巻き取り工程より後は、組織や炭化物の状態に影響する工程は行わないことが好ましい。
　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。
　表１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２Ａ、表２Ｂに示す製造条件により、表３Ａ、表３Ｂに示す熱延鋼板を得た。１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域の圧延、１１００℃未満ＦＴ℃以上の温度域の圧延のいずれにおいても２パス以上の圧下を行った。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、１／４深さ位置の、金属組織の面積分率と、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度と、平均結晶粒径と、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑと表層の平均結晶粒径ｄｓとの比であるｄｓ／ｄｑと、を求めた。得られた測定結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
　また、得られた熱延鋼板に対し、引張強さＴＳ、せん断加工性、及び耐曲げ内割れ性を、以下の要領で評価した。
［引張特性］
　熱延鋼板の引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とし、試験方向は圧延方向に垂直な方向とした。
　引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であった場合、高強度を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ未満であった場合、強度に劣る熱延鋼板であるとして不合格と判定した。
［せん断加工性］
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により打ち抜き後の端面における破断面の面粗さＲｚ（μｍ）を求めることで評価した。
　穴直径１０ｍｍ、打ち抜き速度３ｍ／ｓで、クリアランス２０％の打ち抜き穴を作製した。次に、レーザー顕微鏡を用いて、打ち抜き穴の圧延方向及び圧延直交方向の計４か所の端面の破断面の面粗さＲｚ（μｍ）を測定して、その中の最大値で評価した。
　Ｒｚが３０．０μｍ以下であった場合、せん断加工性に優れた熱延鋼板であると判定した。破断面とは、図１に示すように、せん断変形終了後、刃先近傍から発生したき裂によって分離した打ち抜き端面である。
［耐曲げ内割れ性］
　以下の曲げ試験により、耐曲げ内割れ性を評価した。
　熱延鋼板から１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出して曲げ試験片を得た。曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して耐曲げ内割れ性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求めた。Ｌ軸とＣ軸との最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして耐曲げ内割れ性の指標値とした。Ｒ／ｔが２．５以下であった場合、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板であると判断した。
　ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
　得られた結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～表３Ｂから分かるように、本発明例に係る熱延鋼板（試番１～５、１１～２７）は、優れた強度およびせん断加工性を有することが分かる。また、本発明例のうち、ｄｓ／ｄｑが０．９５以下である熱延鋼板は、上記諸特性を有した上で更に、優れた耐曲げ内割れ性を有することが分かる。
　一方、比較例に係る熱延鋼板は、優れた強度およびせん断加工性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。
　比較例である試番６は、スラブの加熱温度が低かった。そのため、加熱時にＴｉ系炭化物を十分に溶体化せず、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が少なくなった。その結果、破断面の粗さが粗くなった（せん断加工性が低かった）。
　比較例である試番７は、１１００℃以上ＳＲＴ（℃）以下の温度域での合計圧下率が低かった。そのため、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が少なくなった。その結果、破断面の粗さが粗くなった。
　比較例である試番８は、１１００℃未満ＦＴ（℃）以上の温度域の合計圧下率が低かった。そのため、平均結晶粒径が大きくなった。その結果、破断面の粗さが粗くなった。
　比較例である試番９は、熱間圧延完了後、６００℃以下までの平均冷却速度が小さく、６００～７５０℃の滞在時間が長かった。そのため、フェライトの面積分率が高くなり、また平均結晶粒径が大きくなった。その結果、引張強さが低く、また、破断面の粗さが粗くなった。また、ｄｓ／ｄｑが高く、耐曲げ内割れ性も低かった。
　比較例である試番１０は、巻取温度が高かった。そのため、フェライトの面積分率が高かった。その結果、引張強さが低く、また、破断面の粗さが粗くなった。
　比較例である試番２８は、Ｃ含有量が低かった。その結果、引張強さが低かった。
　比較例である試番２９は、Ｓｉ含有量が高かった。その結果、残留オーステナイトの面積が高くなり、破断面の粗さが粗くなった。
　比較例である試番３０は、Ｔｉ含有量が低かった。そのため、長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が少なくなった。その結果、破断面の粗さが粗くなった。
　比較例である試番３１は、Ｍｎ含有量が低かった。その結果、引張強さが低かった。
　本発明によれば、高強度および優れたせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。本発明の熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適であり、産業上の利用可能性が高い。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５０～０．２００％、
    Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
    Ｍｎ：０．５０～４．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．００％、
    Ｔｉ：０．１５０～０．４００％、
    Ｎ：０．００１０～０．０２００％、
    Ｎｂ：０～０．２００％、
    Ｖ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｗ：０～１．００％、
    Ｂ：０～０．００４０％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    Ｂｉ：０～０．０２００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物
    からなる化学組成を有し、
    　表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の領域を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、面積分率で、
    　　残留オーステナイト：３．０％未満、
    　　フェライト：３０．０％未満、
    　　パーライト：５．０％未満、を含み、
    　前記１／４深さ位置において、
    　　長径が１５ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、
    　　平均結晶粒径ｄｑ：１５．０μｍ以下であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記表面～前記表面から板厚方向に５０μｍの領域を表層部としたとき、
    　前記表層部の平均結晶粒径ｄｓと、前記１／４深さ位置の前記平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下である
    ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
    Ｖ：０．００５～１．０００％、
    Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｃｕ：０．０２～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～１．００％、
    Ｃｒ：０．０２～２．００％、
    Ｗ：０．０２０～１．００％、
    Ｂ：０．０００１～０．００４０％、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｂｉ：０．０００２～０．０２００％、
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
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