WO2023149374A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2023149374A1
WO2023149374A1 PCT/JP2023/002651 JP2023002651W WO2023149374A1 WO 2023149374 A1 WO2023149374 A1 WO 2023149374A1 JP 2023002651 W JP2023002651 W JP 2023002651W WO 2023149374 A1 WO2023149374 A1 WO 2023149374A1
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WO
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less
hot
steel sheet
rolled steel
content
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Application number
PCT/JP2023/002651
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English (en)
French (fr)
Inventor
秀斗 廣嶋
洋志 首藤
和政 筒井
由起子 小林
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.)
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Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2023149374A1 publication Critical patent/WO2023149374A1/ja

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    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • 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

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 is high in strength and excellent in ductility, fatigue properties, and shear workability.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-015116 filed in Japan on February 2, 2022, the content of which is incorporated herein.
  • a blank plate manufactured by shearing must be excellent in end face accuracy after shearing. For example, if a secondary sheared surface occurs in which the aspect of the end surface after shearing (sheared end surface) is sheared surface-fractured surface-sheared surface, the accuracy of the sheared end surface is significantly deteriorated.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch-flangeability and a tensile strength of 980 MPa or more in which a second phase composed of retained austenite and/or martensite is finely dispersed in grains. disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a technique for controlling the height of burrs after punching by controlling the ratio ds / db of the ferrite grain size ds in the surface layer to the ferrite crystal grains d b in the inner layer to 0.95 or less. is disclosed.
  • Patent Documents 1 and 2 Both of the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2 are techniques for improving either ductility or end surface properties after shearing. However, Patent Literatures 1 and 2 do not mention a technique for achieving both of these characteristics.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength as well as excellent ductility, fatigue properties and shear workability.
  • the gist of the present invention is as follows. (1)
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, one or more of Ti, Nb and V: 0.060 to 0.500% in total; sol.
  • the balance consists of Fe and impurities, metal structure in area %, Retained austenite is less than 3.0%, Ferrite is 15.0% or more and less than 60.0%, Perlite is less than 5.0%,
  • the alloy carbides in the ferrite have an average equivalent sphere radius of 0.5 nm or more and less than 5.0 nm, and an average number density of
  • the chemical composition is, in mass%, 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.
  • sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet It is an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to an example of the present invention. It is an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to a comparative example.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, Ti , one or more of Nb and V: 0.060 to 0.500% in total, sol.
  • C 0.050-0.250%
  • C increases the area ratio 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%, desired strength cannot be obtained. 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 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.200% or less, 0.180% or less or 0.150% or less.
  • Si 0.05-3.00%
  • Si has the function of promoting the formation of ferrite to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet and the function of solid-solution strengthening the ferrite to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • 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 0.05%, the above effects cannot be obtained. Therefore, the Si content should be 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the Si content should be 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.50% or less, more preferably 2.00% or less or 1.50% or less.
  • Mn 1.00-4.00% Mn has the effect of suppressing ferrite transformation and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.30% or more, more preferably 1.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, the form of the hard phase becomes periodic bands due to Mn segregation, making it difficult to obtain the desired shear workability. Therefore, the Mn content should be 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.50% or less, more preferably 3.00% or less or 2.50% or less.
  • Ti, Nb and V 0.060 to 0.500% in total Ti, Nb and V precipitate finely in steel as carbides and nitrides and improve the strength of steel through precipitation strengthening. Furthermore, it is an essential element for obtaining desired fatigue properties. These effects cannot be obtained if the total content of Ti, Nb and V is less than 0.060%. Therefore, the total content of Ti, Nb and V is made 0.060% or more. In addition, it is not necessary to contain all of Ti, Nb, and V, and it is sufficient that at least one of them is contained, and the content thereof should be 0.060% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V exceeds 0.500%, the workability 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.
  • sol. Al 0.001-2.000% Al, like Si, has the effect of deoxidizing the steel to make it sound, and also has the effect of promoting the formation of ferrite and increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet. 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 0.020% or more or 0.030% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effect saturates and is economically unfavorable. Al content is 2.000% or less. sol. The Al content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.000% or less, and even more preferably 0.500% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid-solution Al present in steel in a solid-solution state.
  • 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.
  • P is an element that easily segregates, and when the P content exceeds 0.100%, the ductility is significantly lowered due to grain boundary segregation. 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 may be 0%. From the viewpoint of refining cost, the P content is preferably 0.001%.
  • 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 may be 0%. From the viewpoint of refining cost, the S content is preferably 0.0001%.
  • 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 or 0.0050% or less. Although the lower limit of the N content does not have to be specified, it may be 0%.
  • the N content is 0.0010% in order to promote the precipitation of carbonitrides when one or more of Ti, Nb and V are contained to refine the metal structure. It is preferably 0.0020% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O When contained in steel in a large amount, O forms coarse oxides that act as starting points for fracture, and causes brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0055% or less or 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.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements instead of part of Fe.
  • the lower limit of the content is 0% when the optional element is not included.
  • the optional elements are described in detail below.
  • 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.
  • Mo content shall 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 lanthanoids
  • 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.
  • Zr, Co, Zn and W 0 to 1.00% in total Sn: 0-0.05%
  • the present inventors have confirmed that even if these elements are contained in a total amount of 1.00% or less, the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired. there is Therefore, one or more of Zr, Co, Zn and W may be contained in a total amount of 1.00% or less.
  • the inventors have confirmed that even if a small amount of Sn is contained, the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired. However, if a large amount of Sn is contained, flaws may occur during hot rolling, so the Sn content is made 0.05% 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 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 metal structure in terms of area %, a retained austenite content of less than 3.0%, a ferrite content of 15.0% or more and less than 60.0%, and a pearlite content of 5.0%.
  • the average equivalent sphere radius of the alloy carbide in the ferrite is 0.5 nm or more and less than 5.0 nm, the average number density is 3.5 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, and the metal structure is 10.7 or more, the I value indicating the uniformity of the metal structure is 1.020 or more, and the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has the metallographic structure described above, high strength, excellent ductility, fatigue properties, and shear workability can be obtained.
  • 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 depth of the plate thickness from the surface)
  • the structure fraction in the metal structure at the central position in the sheet width direction, the average sphere-equivalent radius and average number density of the alloy carbides, the E value, the I value, and the standard deviation of the Mn concentration are specified. The reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallographic structure of the steel plate.
  • Retained austenite is a metal structure that exists as a face-centered cubic lattice even at room temperature. Retained austenite has the effect of increasing the ductility of hot-rolled steel sheets by transformation-induced plasticity (TRIP).
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • retained austenite transforms into high-carbon martensite during shearing, which inhibits stable crack generation and causes the formation of secondary shear planes.
  • the area ratio of retained austenite is set to less than 3.0%.
  • the area fraction of retained austenite is preferably less than 1.5%, more preferably less than 1.0%.
  • the area ratio of retained austenite may be 0% because the smaller the retained austenite, the better.
  • Methods for measuring the area ratio of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (Electron Back Scattering Diffraction Pattern) analysis, magnetic measurement, and the like.
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the retained austenite area ratio by X-ray diffraction in this embodiment, first, 1/4 depth of the plate thickness of the hot rolled steel plate (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface depth region), and in a cross section parallel to the rolling direction at the center position in the plate width direction, using Co-K ⁇ rays, ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), The integrated intensity of a total of 6 peaks of ⁇ (200) and ⁇ (220) is determined, and the volume fraction of retained austenite is calculated using the intensity average method. The obtained volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratio of ferrite is set to 15.0% or more. It is preferably 20.0% or more, more preferably 25.0% or more, and even more preferably 30.0% or more. On the other hand, since ferrite has low strength, a desired strength cannot be obtained if the area ratio is excessive. Therefore, the ferrite area ratio is set to less than 60.0%. It is preferably 50.0% or less, more preferably 45.0% or less.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is deposited in layers between ferrite particles, and is softer than bainite and martensite. If the pearlite area ratio is 5.0% or more, carbon is consumed by the cementite contained in the pearlite, and the strength of the residual structures of martensite and bainite is lowered, and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of pearlite is set to less than 5.0%.
  • the area ratio of pearlite is preferably 3.0% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably reduced as much as possible, and the area ratio of pearlite is more preferably 0%.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains bainite, martensite, and tempered martensite with a total area ratio of 32.0% or more and less than 85.0% as residual structures other than retained austenite, ferrite, and pearlite.
  • Hard tissues consisting of one or more are included.
  • the area ratio of metallographic 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.
  • 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 region at the central position 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 analyzer 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 analysis 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 ratio of the crystal grains is calculated to obtain the area ratio 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 grain tolerance angle is set to 15°, and the area ratio of ferrite is obtained by calculating the area of the region determined to be ferrite.
  • Average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite 0.5 nm or more and less than 5.0 nm
  • the average equivalent sphere radius and average number density of alloy carbides in ferrite are preferably controlled. Therefore, it has excellent fatigue properties. If the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is less than 0.5 nm, the strength against repeated deformation of ferrite cannot be sufficiently increased, and desired fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is set to 0.5 nm or more.
  • the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is preferably 1.0 nm or more.
  • the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is set to less than 5.0 nm.
  • the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is preferably 4.0 nm or less, 3.0 nm or less, 2.0 nm or less, and more preferably less than 1.5 nm.
  • Average number density of alloy carbides in ferrite 3.5 ⁇ 10 16 /cm 3 or more If the average number density of alloy carbides in ferrite is less than 3.5 ⁇ 10 16 /cm 3 , repeated deformation of ferrite will not occur. However, the desired fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the average number density of alloy carbides in ferrite is set to 3.5 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more.
  • the average number density of alloy carbides in ferrite is preferably 5.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, 10.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, or 20.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more. .
  • the upper limit of the average number density of alloy carbides in ferrite is not particularly defined, the higher the number, the better.
  • the average number density of alloy carbides in ferrite may be 1.0 ⁇ 10 19 /cm 3 or less.
  • alloy carbide refers to carbide containing one or more of Ti, Nb, Mo and V.
  • the equivalent sphere radius and number density of alloy carbides in ferrite are measured with a three-dimensional atom probe.
  • the laser wavelength ( ⁇ ) is set to 355 nm
  • the laser power is set to 30 pJ
  • the temperature of the needle-like test piece is set to 50K.
  • the device used for three-dimensional atom probe measurement is not particularly limited.
  • the three-dimensional atom probe measurement device is, for example, LEAP4000XHR (trade name) manufactured by Ametech Co., Ltd.
  • a FIB (Focused Ion Beam) device is used to collect a sample of the ferrite grains within the observation field of view by the above EBSD where the area ratio of each structure is measured.
  • Accurately measure the sphere-equivalent radius and number density of fine precipitates with a sphere-equivalent radius of less than 1 nm to several tens of nm by processing the collected sample into a needle shape by a well-known method and using a three-dimensional atom probe. can be done.
  • the number density of precipitates is obtained by dividing the number of precipitates contained in the area measured by the three-dimensional atom probe by the volume of the measurement area for the precipitates identified as alloy carbides by the method described later. can be done.
  • the total volume of precipitates in the measurement area is obtained by dividing the total number of alloying element (Ti, Nb, Mo, V, C) atoms contained in all the precipitates in the measurement area by the atomic density of the alloy carbide. .
  • the volume of the precipitates is obtained by dividing the total volume of the precipitates by the number of precipitates. From the obtained volume of the precipitate, the equivalent sphere radius is calculated assuming that the precipitate is spherical.
  • An average number density and an average equivalent sphere radius are obtained by performing the above-described method on 5 or more measurement data having a measurement area volume of 30000 nm 3 or more.
  • a region in which Ga introduced during FIB processing is less than 0.025 at % is defined as an observation region, and a region in which Ga is mixed in 0.025 at % or more is excluded from the measurement region.
  • the Ga amount in the longitudinal direction of the needle sample can be confirmed by the 1D Concentration Profile function of the data analysis software IVAS 3.6.14 (manufactured by CAMECA Instruments Inc.).
  • E value 10.7 or more
  • I value 1.020 or more It is necessary to suppress early crack generation from the cutting edge of the steel. For that purpose, it is important that the periodicity of the metallographic structure is low and the uniformity of the metallographic structure is high. In this embodiment, the generation of secondary shear planes is suppressed by controlling the E (Entropy) value indicating the periodicity of the metal structure and the I (Inverse difference normalized) value indicating the uniformity of the metal structure.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value When the brightness is periodically arranged due to the formation of a band-like structure, that is, when the periodicity of the metal structure is high, the E value decreases. In this embodiment, it is necessary to increase the E value because the metal structure must have a low periodicity.
  • the E value is less than 10.7, secondary shear planes are likely to occur. Starting from the periodically arranged structure, a crack is generated from the cutting edge of the shearing tool at a very early stage of the shearing process to form a fractured surface, and then a sheared surface is formed again. It is presumed that this facilitates the generation of secondary shear planes. Therefore, the E value should be 10.7 or more. It is preferably 10.8 or more, more preferably 11.0 or more. The higher the E value, the better, and although the upper limit is not particularly defined, it may be 13.0 or less, 12.5 or less, or 12.0 or less.
  • the I value represents the uniformity of the metal structure, and increases as the area of the region with a certain brightness increases.
  • a high I value means a high uniformity of the metal structure. In this embodiment, it is necessary to increase the I value because it is necessary to have a metal structure with high uniformity. If the I value is less than 1.020, a fracture surface is formed by cracking at the cutting edge of the shearing tool very early in the shearing process due to the influence of the hardness distribution caused by the precipitates in the crystal grains and the difference in element concentration. and then a shear plane is formed again. It is presumed that this facilitates the generation of secondary shear planes. Therefore, the I value should be 1.020 or more. It is preferably 1.025 or more, more preferably 1.030 or more. The higher the I value, the better, and although the upper limit is not particularly defined, it may be 1.200 or less, 1.150 or less, or 1.100 or less.
  • the photographing area of the SEM image photographed for calculating the E value and the I value is the 1/4 depth position of the plate thickness from the steel plate surface in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction (the plate from the surface 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness from the surface) and the central position in the width direction of the plate.
  • SEM images are taken using an SU-6600 Schottky electron gun manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation, with a tungsten emitter and an acceleration voltage of 1.5 kV. Based on the above settings, the SEM image is output at a magnification of 1000 and a gray scale of 256 gradations.
  • k a rotation angle from the original image.
  • the E value and the I value are calculated using the following formulas (1) and (2) described in Non-Patent Document 2, respectively.
  • the value of the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as Pij .
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less 1/4 depth of plate thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment (1/8 depth of plate thickness from surface to 3/3/ of plate thickness from surface 8 depth region) and the standard deviation of the Mn concentration at the central position in the sheet width direction is 0.60% by mass or less.
  • the standard deviation of the Mn concentration is preferably 0.50% by mass or less, more preferably 0.47% by mass or less. From the viewpoint of suppressing excessive burrs, the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably as small as possible.
  • the thickness cross-section of the hot-rolled steel sheet parallel to the rolling direction After mirror-polishing the thickness cross-section of the hot-rolled steel sheet parallel to the rolling direction, it is polished to a depth of 1/4 of the thickness from the surface (1/8 of the thickness from the surface to 3/8 of the thickness from the surface). area) and the central position in the plate width direction are measured with an electron probe microanalyzer (EPMA) to measure the standard deviation of the Mn concentration.
  • the measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000, and a distribution image in a range of 20 ⁇ m in the rolling direction of the sample and 20 ⁇ m in the thickness direction of the sample. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration is measured at 40,000 or more locations. Then, the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentrations obtained from all measurement points.
  • tensile strength properties are evaluated according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece shall be JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece.
  • a tensile test piece is taken from a quarter portion from the edge in the width direction of the sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction is taken as the longitudinal direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more.
  • Tensile strength is preferably 1000 MPa or more.
  • the upper limit is not particularly limited, it may be 1780 MPa from the viewpoint of mold wear suppression.
  • the total elongation is preferably 10.0% or more, and the product of tensile strength and total elongation (TS ⁇ El) is preferably 13000 MPa ⁇ % or more.
  • the total elongation is more preferably 11.0% or more, and even more preferably 13.0% or more.
  • the product of tensile strength and total elongation is more preferably 14000 MPa ⁇ % or more, and even more preferably 15000 MPa ⁇ % MPa or more.
  • Softening occurs during cyclic deformation, the fatigue life may be significantly reduced. Therefore, it is preferable that softening does not occur during repeated deformation. Whether or not softening occurs during repeated deformation can be determined by the following method.
  • a test piece is sampled according to JIS Z 2275-1978 from a quarter position in the width direction of the hot-rolled steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction (direction C) is the longitudinal direction. Using this test piece, a plane bending fatigue test is performed according to JIS Z 2275-1978.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 0.5 mm, it may become difficult to secure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may be 0.5 mm or more. It is preferably 1.2 mm or more or 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 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 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 above-described chemical composition and metallographic structure may be provided with a plating layer on the surface thereof for the purpose of improving corrosion resistance, etc., to serve as 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
  • a preferred method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the chemical composition and metallographic structure described above is as follows.
  • the slab is heated under predetermined conditions, then hot-rolled, acceleratedly cooled to a predetermined temperature range, then gently cooled, and cooled until it is coiled. Controlling history is effective.
  • the following steps (1) to (10) are sequentially performed.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • the stress refers to the stress applied in the rolling direction of the steel plate.
  • the slab to be hot-rolled is preferably heated in a temperature range of 700 to 850° C. for 900 seconds or longer, then further heated and held in a temperature range of 1100° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • the upper limit of the heating temperature during slab heating is not particularly limited, it may be 1350° C. or less from the viewpoint of thermal efficiency.
  • the steel sheet temperature may be varied within this temperature range, or may be kept constant. Further, when the temperature is maintained at 1100° C. or higher, the steel sheet temperature may be varied within the temperature range of 1100° C. or higher, or may be kept constant.
  • Mn is distributed between ferrite and austenite, and by lengthening the transformation time, Mn can diffuse within the ferrite region.
  • the Mn microsegregation unevenly distributed in the slab can be eliminated, and the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced. Therefore, it is preferable to hold the temperature in the range of 700 to 850° C. for 900 seconds or longer. Further, by maintaining the temperature range of 1100° C. or higher for 6000 seconds or longer, the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced.
  • a reverse mill or a tandem mill as multi-pass rolling.
  • Reduction ratio of hot rolling A total thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100°C.
  • the recrystallized austenite grains are refined, and the accumulation of strain energy in the non-recrystallized austenite grains is promoted.
  • the recrystallization of austenite is promoted and the atomic diffusion of Mn is promoted, so that the standard deviation of the Mn concentration can be reduced. Therefore, it is preferable to carry out hot rolling in a temperature range of 850 to 1100° C. so that the total thickness reduction is 90% or more.
  • the total thickness reduction in the temperature range of 850 to 1100 ° C. means that the inlet thickness before the first rolling in the rolling in this temperature range is t 0 , and the final stage in the rolling in this temperature range is the exit after rolling.
  • the plate thickness is t 1 , it can be expressed by ⁇ (t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • Rolling temperature one stage before the final stage 900 ° C. or more and less than 1010 ° C.
  • Stress after rolling one stage before the final stage of hot rolling and before the final stage rolling 170 kPa or more 1 from the final stage
  • the pre-rolling is performed at 900° C. or more and less than 1010° C.
  • the stress applied to the steel sheet after rolling one step before the last step of hot rolling and before the final step rolling is 170 kPa or more. This makes it possible to reduce the number of crystal grains having a crystal orientation of ⁇ 110 ⁇ 001> in the recrystallized austenite after rolling one stage before the final stage.
  • ⁇ 110 ⁇ 001> is a crystal orientation that is difficult to recrystallize, by suppressing the formation of this crystal orientation, it is possible to effectively promote recrystallization in the final reduction.
  • the band-like structure of the hot-rolled steel sheet is improved, the periodicity of the metal structure is reduced, and the E value is increased.
  • the stress applied to the steel plate is more preferably 190 kPa or more.
  • the upper limit of the stress applied to the steel sheet is not particularly limited, it can be 350 kPa or less.
  • the stress applied to the steel sheet is tension in the rolling direction, and can be controlled by adjusting the roll rotation speed during tandem rolling.
  • Reduction ratio at the final stage of hot rolling 8% or more, hot rolling completion temperature Tf: 900°C or more and less than 1010°C
  • the reduction ratio at the final stage of hot rolling is 8% or more, and hot rolling is completed.
  • the temperature Tf is preferably 900° C. or higher.
  • the formation of ferrite in the final structure (the metal structure of the hot-rolled steel sheet after production) can be suppressed, and the desired strength can be obtained.
  • the upper limit of the rolling reduction in the final stage of hot rolling is not particularly limited, it can be 40% or less. Further, by setting Tf to less than 1010° C., coarsening of the austenite grain size can be suppressed, the periodicity of the metal structure can be reduced, and a desired E value can be obtained.
  • light reduction is performed so that the total thickness reduction is 5% or more and less than 8%.
  • Light reduction may be performed, for example, at the final stage of the finishing mill, or may be performed by introducing new reduction equipment between the finishing mill and the cooling bed.
  • Light rolling may be performed in multiple stages by multiple rolls.
  • the total thickness reduction under light reduction is defined as ⁇ ( t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • accelerated cooling to a temperature range of 680 to 730 ° C at an average cooling rate of 50 ° C./sec or more In order to suppress the growth of austenite grains refined by hot rolling, accelerated cooling to a temperature range of 730° C. or less at an average cooling rate of 50° C./sec or more. By performing accelerated cooling to a temperature range of 730° C. or less, it is possible to suppress the formation of ferrite or pearlite with a small amount of precipitation strengthening. This improves the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the average cooling rate here means the temperature drop width 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 from the cooling equipment). It is the value divided by the required time from the start to the completion of accelerated cooling.
  • the average cooling rate is preferably 300° C./sec or less. Also, in order to obtain a desired amount of ferrite, the cooling stop temperature of accelerated cooling should be 680° C. or higher. In order to achieve the average cooling rate as described above, cooling at a high average cooling rate may be performed after the completion of light reduction, for example, cooling water may be sprayed onto the surface of the steel sheet.
  • the average cooling rate is less than 5°C/s
  • the average cooling rate is the temperature drop range of the steel sheet from the cooling stop temperature of accelerated cooling to the stop temperature of slow cooling divided by the time required from the stop of accelerated cooling to the stop of slow cooling. refers to value.
  • the time for slow cooling is preferably 3.0 seconds or longer.
  • the upper limit of the slow cooling time is determined by the equipment layout, but it may be generally less than 10.0 seconds.
  • the lower limit of the average cooling rate for slow cooling is not particularly set, it may be 0° C./s or more because increasing the temperature without cooling involves a large investment in equipment.
  • Average cooling rate to winding temperature 50 ° C./s or more
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature of slow cooling to the winding temperature is 50 ° C. / second or more.
  • the matrix structure can be made hard.
  • the average cooling rate here means the temperature drop range of the steel sheet from the cooling stop temperature of slow cooling where the average cooling rate is less than 5 ° C./s to the coiling temperature, and the average cooling rate is less than 5 ° C./s. It means the value divided by the time required from the time when slow cooling is stopped until winding.
  • Winding temperature 350°C or less
  • the winding temperature is preferably 350°C or less.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly limited, it can be room temperature.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was tested for the area ratio of the metal structure, the E value, the I value, the standard deviation of the Mn concentration, the average sphere-equivalent radius and average number density of the alloy carbides in the ferrite, and the tensile strength by the above-described methods.
  • TS and total elongation El were obtained.
  • fatigue characteristics were evaluated by conducting a plane bending fatigue test by the method described above. The obtained measurement results are shown in Tables 5-1 and 6-2.
  • the residual structure was determined to be a hard structure, one or more of bainite, martensite and tempered martensite, based on the chemical composition and production method of the steel.
  • a cyclic hardening rate at each cyclic stress was obtained by conducting a plane bending fatigue test by the method described above.
  • the minimum value of the cyclic hardening rate at each cyclic stress was 1.00 or more, the hot-rolled steel sheet was determined to be a hot-rolled steel sheet having excellent fatigue properties without repeated softening.
  • the minimum value of the cyclic hardening rate at each cyclic stress was less than 1.00, the hot-rolled steel sheet did not have excellent fatigue properties and was determined to be unacceptable.
  • FIG. 1 shows an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to an example of the present invention
  • FIG. 2 shows an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to a comparative example.
  • FIG. 1 it is a sagging-sheared surface-fractured surface-sheared end face of burr.
  • FIG. 2 it is a sag-sheared surface-fractured surface-sheared surface-fractured surface-sheared edge of burr.
  • the sag is an R-shaped smooth surface area
  • the shear surface is the area of the punched end surface separated by shear deformation
  • the fracture surface is the punched end surface separated by a crack generated near the cutting edge.
  • a burr is a surface having protrusions protruding from the lower surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheets according to the examples of the present invention have excellent ductility, fatigue properties and shear workability while having high strength.
  • the hot-rolled steel sheets according to the comparative examples do not have any one or more of the above properties.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.

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Abstract

この熱延鋼板は、所望の化学組成および金属組織を有し、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、５．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が３．５×１０１６個／ｃｍ３以上であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つ延性、疲労特性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２２年２月２日に、日本に出願された特願２０２２－０１５１１６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれている。これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。
　また、自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。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、せん断加工後の端面（せん断端面）の様相が、せん断面－破断面－せん断面となる２次せん断面が発生すると、せん断端面の精度が著しく悪化する。
　例えば、特許文献１には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、延性および伸びフランジ性に優れた引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
　特許文献２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。
日本国特開２００５－１７９７０３号公報 日本国特開平１０－１６８５４４号公報
Ｊ．　Ｗｅｂｅｌ，　Ｊ．　Ｇｏｌａ，　Ｄ．　Ｂｒｉｔｚ，　Ｆ．　Ｍｕｃｋｌｉｃｈ，　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　１４４　（２０１８）　５８４－５９６ Ｄ．　Ｌ．　Ｎａｉｋ，　Ｈ．　Ｕ．　Ｓａｊｉｄ，　Ｒ．　Ｋｉｒａｎ，　Ｍｅｔａｌｓ　２０１９，　９，　５４６ Ｋ．　Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ，　Ｃｏｎｔｒａｓｔ　Ｌｉｍｉｔｅｄ　Ａｄａｐｔｉｖｅ　Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ　Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ，　Ｃｈａｐｔｅｒ　ＶＩＩＩ．５，　Ｇｒａｐｈｉｃｓ　Ｇｅｍｓ　ＩＶ．　Ｐ．Ｓ．　Ｈｅｃｋｂｅｒｔ　（Ｅｄｓ．），　Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ，　ＭＡ，　Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ，　１９９４，　ｐｐ．　４７４－４８５
　特許文献１および２に開示された技術は、いずれも延性またはせん断加工後の端面性状のいずれか一方を向上させる技術ではある。しかし、特許文献１および２ではこれらの特性を両立させる技術について言及されてない。
　また、高強度の鋼板には、より優れた疲労特性が要求される場合がある。
　本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０３００％以下、
Ｎ　：０．１０００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに、
Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織が、
　　面積％で、
　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
　　フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、
　　パーライトが５．０％未満であり、
　　前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、５．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が３．５×１０１６個／ｃｍ３以上であり、
　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、
　　前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有するとともに、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。
　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。
本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。 比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。
　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、熱延鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０５０～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の面積率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０５０％未満では、所望の強度を得ることができない。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、フェライトの面積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０．２００％以下、０．１８０％以下または０．１５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～３．００％
　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、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とを有する。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下であり、より好ましくは２．００％以下または１．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望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１．３０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析に起因して、硬質相の形態が周期的なバンド状となり、所望のせん断加工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３．５０％以下であり、より好ましくは３．００％以下または２．５０％以下である。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。さらに、所望の疲労特性を得るために必須の元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．０６０％未満であると、これらの効果を得ることができない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０６０％以上とする。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの全てが含有されている必要はなく、いずれか１種でも含まれていればよく、その含有量が０．０６０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．１００％以上である。
　一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、熱延鋼板の加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．２００％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸により鋼を健全化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％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上または０．０３０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．０００％以下、より一層好ましくは０．５００％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。
　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。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する延性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、０％としてもよい。Ｐ含有量は、精錬コストの観点から、０．００１％とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０３００％以下
　Ｓは、不純物として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、０％としてもよい。Ｓ含有量は、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。
　Ｎ：０．１０００％以下
　Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下であり、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％以下または０．００５０％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％としてもよい。Ｎ含有量は、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。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５５％以下または０．００５０％以下である。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、または０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、および／または本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、下記元素を任意元素として含有してもよい。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、任意元素について詳細に説明する。
　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％
　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。
　Ｃａ：０．０００５～０．０２００％
　Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％
　ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％
　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。
　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％
　Ｓｎ：０～０．０５％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、Ｓｎを多量に含有させると熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％以下とする。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、５．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が３．５×１０１６個／ｃｍ３以上であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。
　本実施形態に係る熱延鋼板は上記金属組織を有するため、高い強度、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を得ることができる。
　なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面で、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における金属組織における組織分率、合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度、Ｅ値、Ｉ値、並びに、Ｍｎ濃度の標準偏差を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
　残留オーステナイトの面積率：３．０％未満
　残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の延性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイトに変態するため、安定的なき裂発生を阻害し、２次せん断面形成の原因となる。残留オーステナイトの面積率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積率は、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率は０％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折法、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積率はＸ線回折により測定する。
　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率の測定では、まず、熱延鋼板の板厚の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における、圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて残留オーステナイトの体積率を算出する。得られた残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなす。
　フェライトの面積率：１５．０％以上、６０．０％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。上記の作用を得るため、フェライトの面積率は１５．０％以上とする。好ましくは２０．０％以上であり、より好ましくは２５．０％以上であり、より一層好ましくは３０．０％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、所望の強度を得ることができない。このため、フェライト面積率は６０．０％未満とする。好ましくは５０．０％以下であり、より好ましくは４５．０％以下である。
　パーライトの面積率：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り、またベイナイトやマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積率が５．０％以上であると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイトおよびベイナイトの強度が低下し、所望の強度を得ることができない。したがって、パーライトの面積率は５．０％未満とする。パーライトの面積率は、好ましくは３．０％以下である。熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積率は可能な限り低減することが好ましく、パーライトの面積率は０％であることがより一層好ましい。
　なお、本実施形態に係る鋼板には、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織として、合計の面積率が３２．０％以上、８５．０％未満のベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。
　金属組織の面積率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、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解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　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、当該結晶粒の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。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。この際、Ｇｒａｉｎ　Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　Ａｎｇｌｅ　は１５°に設定しておき、フェライトと判定された領域の面積を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径：０．５ｎｍ以上、５．０ｎｍ未満
　本実施形態に係る熱延鋼板は、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径及び平均個数密度が好ましく制御されているため、優れた疲労特性を有する。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ未満であると、フェライトの繰り返し変形に対する強度を十分に高めることができず、所望の疲労強度を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は０．５ｎｍ以上とする。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は、好ましくは１．０ｎｍ以上である。一方で、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が５．０ｎｍ以上であると、フェライトの強度を十分に高めることができず、結晶粒間の硬度差に起因して、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。その結果、２次せん断面が形成されやすくなるため、熱延鋼板において所望のせん断加工性を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は５．０ｎｍ未満とする。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は、好ましくは４．０ｎｍ以下、３．０ｎｍ以下、２．０ｎｍ以下であり、より好ましくは１．５ｎｍ未満である。
　フェライト中の合金炭化物の平均個数密度：３．５×１０１６個／ｃｍ３以上
　フェライト中の合金炭化物の平均個数密度が３．５×１０１６個／ｃｍ３未満であると、フェライトの繰り返し変形に対する強度を十分に高めることができず、所望の疲労強度を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は３．５×１０１６個／ｃｍ３以上とする。フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は、好ましくは５．０×１０１６個／ｃｍ３以上、１０．０×１０１６個／ｃｍ３以上または２０．０×１０１６個／ｃｍ３以上である。
　フェライト中の合金炭化物の平均個数密度の上限は特に規定しないが、多いほど好ましい。しかし、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成および金属組織では、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度を１．０×１０１９個／ｃｍ３超にすることは難しい。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は１．０×１０１９個／ｃｍ３以下としてもよい。
　なお、本実施形態において合金炭化物とは、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの１種または２種以上を含む炭化物のことをいう。
　フェライト中の合金炭化物の球相当半径および個数密度は三次元アトムプローブにより測定する。三次元アトムプローブ測定では、レーザー波長（λ）を３５５ｎｍとし、レーザーパワーを３０ｐＪとし、針状試験片の温度を５０Ｋとする。三次元アトムプローブ測定に用いる装置は特に限定されない。三次元アトムプローブ測定装置は例えば、アメテック株式会社製の商品名ＬＥＡＰ４０００ＸＨＲである。
　各組織の面積率を測定した上述のＥＢＳＤによる観察視野内のフェライト粒について、ＦＩＢ（集束イオンビーム）装置を用いて、試料を採取する。採取した試料を周知の方法で針状に加工し、三次元アトムプローブを利用することで、球相当半径１ｎｍ未満から数１０ｎｍに至る微細析出物の球相当半径および個数密度を正確に測定することができる。析出物の個数密度は、後述の方法により合金炭化物と識別された析出物に対して、三次元アトムプローブで測定した領域に含まれる析出物の個数を測定領域の体積で除することで得ることができる。
　測定領域内の全析出物に含まれる合金元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃ）の原子の合計個数を合金炭化物の原子密度で除する事で測定領域内における析出物の総体積を得る。析出物の総体積を析出物個数で除することで析出物の体積を得る。得られた析出物の体積から、析出物が球形状と仮定して球相当半径を算出する。
　上述した方法を３００００ｎｍ３以上の測定領域の体積を有する５個以上の測定データで実施することで、平均個数密度および平均球相当半径を得る。なお、ＦＩＢ加工時に導入されたＧａが０．０２５ａｔ％未満である領域を観察領域とし、Ｇａが０．０２５ａｔ％以上混入している領域については測定領域から除外する。Ｇａ量の確認にはデータを解析ソフトＩＶＡＳ　３．６．１４（ＣＡＭＥＣＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ　Ｉｎｃ．製）の１Ｄ　Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ　Ｐｒｏｆｉｌｅ機能によって針試料の長手方向のＧａ量を確認することができる。
　なお、観察された析出物が合金炭化物であるか否かは、三次元アトムプローブにより取得したデータを解析ソフトＩＶＡＳ　３．６．１４のＣｌｕｓｔｅｒ　Ａｎａｌｙｓｉｓ機能を用いて識別する。解析にはｄｍａｘ＝１．２ｎｍ、Ｏｒｄｅｒ＝１０、Ｎｍｉｎ＝１０、Ｌ＝０．５ｎｍ、ｄ　ｅｒｏｓｉｏｎ＝０．５ｎｍを解析パラメータとして使用し、Ｃｌｕｓｔｅｒとして認識された析出物を合金炭化物であると判別する。
　Ｅ値：１０．７以上
　Ｉ値：１．０２０以上
　２次せん断面の発生を抑制するには、十分にせん断面が形成された後に破断面を形成させることが重要であり、せん断加工時に工具の刃先から早期にき裂が発生することを抑制する必要がある。そのためには、金属組織の周期性が低く、且つ金属組織の均一性が高いことが重要である。本実施形態では、金属組織の周期性を示すＥ（Ｅｎｔｒｏｐｙ）値および金属組織の均一性を示すＩ（Ｉｎｖｅｒｓｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ）値を制御することで、２次せん断面の発生を抑制する。
　Ｅ値は金属組織の周期性を表す。バンド状組織が形成する等の影響で輝度が周期的に配列している、すなわち金属組織の周期性が高い場合にはＥ値は低下する。本実施形態では、周期性が低い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を高める必要がある。Ｅ値が１０．７未満であると、２次せん断面が発生しやすくなる。周期的に配列した組織を起点として、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１０．７以上とする。好ましくは１０．８以上であり、より好ましくは１１．０以上である。Ｅ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１３．０以下、１２．５以下、または１２．０以下としてもよい。
　Ｉ値は金属組織の均一性を表し、一定の輝度を持つ領域の面積が広いほど上昇する。Ｉ値が高いことは、金属組織の均一性が高いことを意味する。本実施形態では、均一性が高い金属組織とする必要があるため、Ｉ値を高める必要がある。Ｉ値が１．０２０未満であると、結晶粒内の析出物および元素濃度差に起因する硬度分布の影響により、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｉ値は１．０２０以上とする。好ましくは１．０２５以上であり、より好ましくは１．０３０以上である。Ｉ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１．２００以下、１．１５０以下または１．１００以下としてもよい。
　Ｅ値およびＩ値は以下の方法により得ることができる。
　本実施形態において、Ｅ値およびＩ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、圧延方向に平行な板厚断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ、板幅方向中央位置とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率１０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。
　次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域に切り出した画像に、非特許文献３に記載の、コントラスト強調の制限倍率を２．０とした、タイルグリッドサイズが８×８の平滑化処理を施す。９０度を除いて、０度から１７９度まで１度毎に反時計回りに平滑化処理後のＳＥＭ画像を回転させ、１度毎に画像を作成することで、合計で１７９枚の画像を得る。次に、これら１７９枚の画像それぞれに対し、非特許文献１に記載のＧＬＣＭ法を用いて、隣接するピクセル間の輝度の頻度値を行列の形式にて採取する。
　以上の方法により採取された１７９個の頻度値の行列を、ｋを元画像からの回転角度として、ｐｋ（ｋ＝０・・・８９、９１、・・・１７９）と表現する。各画像に対し、生成されたｐｋを全てのｋ（ｋ＝０・・・８９、９１・・・１７９）について合計した後に、各成分の総和が１となるように規格化した２５６×２５６の行列Ｐを算出する。更に、非特許文献２に記載の下記式（１）および式（２）を用いて、Ｅ値およびＩ値をそれぞれ算出する。下記式（１）および式（２）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰｉｊと表記している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　Ｍｎ濃度の標準偏差：０．６０質量％以下
　本実施形態に係る熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ（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におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、硬質相を均一に分散させることができ、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生することを防ぐことができる。その結果、２次せん断面の発生を抑制することができる。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面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、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
　引張特性
　熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、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９８０ＭＰａ以上である。引張強さは、好ましくは１０００ＭＰａ以上である。引張強さを９８０ＭＰａ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。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。
　全伸びは１０．０％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１３０００ＭＰａ・％以上とすることが好ましい。全伸びは１１．０％以上とすることがより好ましく、１３．０％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１４０００ＭＰａ・％以上とすることがより好ましく、１５０００ＭＰａ・％ＭＰａ以上とすることがより一層好ましい。
　全伸びを１０．０％以上且つ引張強さと全伸びとの積を１３０００ＭＰａ・％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。
　疲労特性
　繰り返し変形中に軟化が生じると、疲労寿命が顕著に減少する場合がある。よって、繰り返し変形中に軟化が発生しないことが好ましい。繰り返し変形中に軟化が発生するか否かは、以下の方法により判断することができる。
　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に準拠して試験片を採取する。この試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５－１９７８に準拠して平面曲げ疲労試験を行う。破断繰り返し数が１×１０５回以上、３×１０５回未満となる繰り返し応力、３×１０５回以上、３×１０６回未満となる繰り返し応力、３×１０６回以上、１×１０７回未満となる繰り返し応力で平面曲げ疲労試験を行う。疲労試験中のトルクまたは試験片に貼り付けたひずみゲージの値を測定し、繰り返し応力の変化を評価する。それぞれの繰り返し応力での平面曲げ疲労試験において、繰り返し硬化率を求める。繰り返し硬化率＝（繰り返し数１００回超における繰り返し応力の最小値／繰り返し数１００回における繰り返し応力）と定義する。それぞれの繰り返し応力での繰り返し硬化率の最小値が１．００以上である場合に、繰り返し軟化が発生せず、優れた疲労特性を有する熱延鋼板であると判断することができる。
　板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が０．５ｍｍ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０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上または１．４ｍｍ以上である。
　一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
　めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、その後緩冷却し、巻き取るまでの冷却履歴を制御することが効果的である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（１０）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。また、応力は鋼板の圧延方向に負荷する応力のことをいう。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で、合計で９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）最終段から１段前の圧延を９００℃以上、１０１０℃未満で行い、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが９００℃以上、１０１０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行う。
（６）熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前の鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とする。
（７）軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６８０～７３０℃の温度域まで加速冷却する。
（８）６８０～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。
（９）５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却する。
（１０）３５０℃以下の温度域で巻き取る。
　上記製造方法を採用することにより、高い強度を有しつつ、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件と熱延条件とを適正に制御することによって、Ｍｎ偏析の低減と変態前オーステナイトの等軸化とが図られ、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。
（１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、スラブ加熱時に、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。なお、スラブ加熱時の加熱温度の上限は特に制限されないが、熱効率の観点から１３５０℃以下としてもよい。
　なお、７００～８５０℃の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。
　７００～８５０℃の温度域におけるオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。そのため、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持することが好ましい。また、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点および圧延中の鋼板への応力負荷の観点から、少なくとも最終の２段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進される。そして、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが好ましい。
　なお、８５０～１１００℃の温度域の合計の板厚減とは、この温度域の圧延における最初の圧延前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終段の圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
（３）最終段から１段前の圧延温度：９００℃以上、１０１０℃未満、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の応力：１７０ｋＰａ以上
　最終段から１段前の圧延を９００℃以上、１０１０℃未満で行い、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数を低減することができる。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を抑制することで最終段の圧下による再結晶を効果的に促進することができる。結果として、熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。鋼板に負荷する応力が１７０ｋＰａ未満の場合、所望のＥ値を得ることができない場合がある。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。鋼板に負荷する応力の上限は特に制限されないが、３５０ｋＰａ以下とすることができる。鋼板に負荷する応力は、圧延方向の張力であり、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能である。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率：８％以上、熱間圧延完了温度Ｔｆ：９００℃以上、１０１０℃未満
　熱間圧延の最終段における圧下率は８％以上とし、熱間圧延完了温度Ｔｆは９００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とすることで、最終段の圧下による再結晶を促進することができる。結果として熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。熱間圧延完了温度Ｔｆを９００℃以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。その結果、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、所望の強度を得ることができる。なお、熱間圧延の最終段における圧下率の上限は特に制限されないが、４０％以下とすることができる。また、Ｔｆを１０１０℃未満とすることで、オーステナイト粒径の粗大化を抑制でき、金属組織の周期性を低減し、所望のＥ値を得ることができる。
（５）８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行う。
　熱間圧延の最終段の圧延後は、８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行うことが好ましい。これにより、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度を所望の値に制御することができる。
　軽圧下は、例えば、仕上げ圧延機の最終段で行ってもよく、仕上げ圧延機から冷却床までの間に新たな圧下設備を導入して行ってもよい。軽圧下は、複数のロールにより複数段で行われてもよい。
　なお、軽圧下における合計の板厚減とは、軽圧下の最初の圧延前の入口板厚をｔ０とし、軽圧下の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。
（６）熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前に鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力：２００ｋＰａ未満
　熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前の鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は、それぞれ２００ｋＰａ未満とすることが好ましい。上記箇所において鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることで、オーステナイトの再結晶が圧延方向に優先的に進み、金属組織の周期性の増大を抑制できる。その結果、所望のＥ値を得ることができる。上記箇所において鋼板に負荷する応力は、より好ましくはそれぞれ１８０ｋＰａ以下である。
（７）軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６８０～７３０℃の温度域まで加速冷却
　熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで加速冷却を行うことが好ましい。７３０℃以下の温度域まで加速冷却を行うことで、析出強化量が少ないフェライトまたはパーライトの生成を抑制できる。これにより、熱延鋼板の強度が向上する。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
　冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましい。また、所望量のフェライトを得るため、加速冷却の冷却停止温度は６８０℃以上とするとよい。
　上述のような平均冷却速度を実現するためには、軽圧下完了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。
（８）６８０～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う
　６８０～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行うことにより、析出強化したフェライトを十分に析出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、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から緩冷却の停止温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から緩冷却の停止時までの所要時間で除した値のことをいう。
　緩冷却を行う時間は、好ましくは３．０秒以上である。緩冷却を行う時間の上限は、設備レイアウトによって決定されるが、おおむね１０．０秒未満とすればよい。また、緩冷却の平均冷却速度の下限は特に設けないが、冷却させずに昇温させることは設備上大きな投資を伴うため、０℃／ｓ以上としてもよい。
（９）巻取り温度までの平均冷却速度：５０℃／秒以上
　パーライトの面積率を抑え、所望の強度を得るために、緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。これにより、母相組織を硬質にすることができる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。
（１０）巻取り温度：３５０℃以下
　巻取り温度は３５０℃以下とすることが好ましい。巻取り温度を３５０℃以下とすることで、鉄炭化物の析出量を減少させ、且つ硬質相内の硬度分布のばらつきを低減できる。その結果、所望のＩ値を得ることができる。なお、巻取り温度の下限は特に制限されないが、室温とすることができる。
　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３－１～表４－２に示す製造条件により、表５－１～表６－２に示す熱延鋼板を得た。
　なお、緩冷却の平均冷却速度は５℃／ｓ未満とした。また、表４－１および表４－２に記載した巻取り温度は５０℃が測定下限であるため、５０℃と記載した例の実際の巻取り温度は５０℃以下である。また、製造Ｎｏ．７を除き、熱間圧延の最終段から１段前の圧延を９００℃以上、１０１０℃未満で行った。
　また、製造Ｎｏ．４６の熱延鋼板については、上述の軽圧下を行わない条件で製造した。製造Ｎｏ．４６において、熱間圧延の最終段の圧延後、鋼板が８００℃に冷却されるまでの負荷応力は１７０ｋＰａとした。
　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、Ｅ値、Ｉ値、Ｍｎ濃度の標準偏差、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを求めた。また、上述の方法により、平面曲げ疲労試験を行うことで疲労特性を評価した。得られた測定結果を表５－１～表６－２に示す。
　なお、残部組織は、本鋼の化学組成、製造方法から、硬質組織であり、ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であると判断した。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　引張特性
　引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ全伸びＥｌが１０．０％以上、かつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌが１３０００ＭＰａ・％以上であった場合、高い強度を有し、且つ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、高い強度を有し、且つ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。
　疲労特性
　上述の方法により平面曲げ疲労試験を行うことで、それぞれの繰り返し応力での繰り返し硬化率を求めた。それぞれの繰り返し応力での繰り返し硬化率の最小値が１．００以上であった場合、繰り返し軟化が発生せず、優れた疲労特性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。一方、それぞれの繰り返し応力での繰り返し硬化率の最小値が１．００未満であった場合、優れた疲労特性を有さない熱延鋼板であるとして不合格と判定した。
　せん断加工性（２次せん断面評価）
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により評価した。
　穴直径１０ｍｍ、クリアランス１０％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで各実施例につき打ち抜き穴を３個ずつ作製した。次に打ち抜き穴の圧延方向に直角な板厚断面および圧延方向に平行な板厚断面をそれぞれ樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡で断面形状を撮影した。得られた観察写真では、図１または図２に示すようなせん断端面を観察することができる。なお、図１は本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例であり、図２は比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。図１では、ダレ―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。一方、図２では、ダレ―せん断面―破断面―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。ここで、ダレとはＲ状の滑らかな面の領域であり、せん断面とはせん断変形により分離した打ち抜き端面の領域であり、破断面とは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の領域であり、バリとは熱延鋼板の下面からはみ出した突起を有する面である。
　得られたせん断端面のうち、圧延方向に垂直な面２面、および圧延方向に平行な面２面において、例えば図２に示すような、せん断面－破断面－せん断面が見られた場合には、２次せん断面が形成されたと判断した。各打ち抜き穴につき４面、合計１２面を観察し、２次せん断面が表れた面が一つもない場合に、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定し、表中に「無」と記載した。一方、２次せん断面が一つでも形成された場合に、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板でないとして不合格と判定し、表中に「有り」と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表５－１～表６－２を見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、高い強度を有しつつ、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有することが分かる。
　一方、比較例に係る熱延鋼板は、上記特性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有しつつ、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することができる。
　本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０３００％以下、
    Ｎ　：０．１０００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに、
    Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織が、
    　　面積％で、
    　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
    　　フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、
    　　パーライトが５．０％未満であり、
    　　前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、５．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が３．５×１０１６個／ｃｍ３以上であり、
    　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、
    　　前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
    　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～２．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
    Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024048584A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20190055633A1 (en) * 2017-08-16 2019-02-21 U.S. Army Research Laboratory Attn: Rdrl-Loc-I Methods and compositions for improved low alloy high nitrogen steels
WO2022044495A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022210396A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20190055633A1 (en) * 2017-08-16 2019-02-21 U.S. Army Research Laboratory Attn: Rdrl-Loc-I Methods and compositions for improved low alloy high nitrogen steels
WO2022044495A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2022210396A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2024048584A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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