WO2025115802A1 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

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WO2025115802A1
WO2025115802A1 PCT/JP2024/041617 JP2024041617W WO2025115802A1 WO 2025115802 A1 WO2025115802 A1 WO 2025115802A1 JP 2024041617 W JP2024041617 W JP 2024041617W WO 2025115802 A1 WO2025115802 A1 WO 2025115802A1
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WO
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less
content
hot
rolled steel
steel sheet
Prior art date
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Pending
Application number
PCT/JP2024/041617
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English (en)
French (fr)
Inventor
英史 山田
健介 長井
洵 安藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Priority to JP2025532035A priority patent/JP7723339B1/ja
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Pending legal-status Critical Current

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Classifications

    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2023-201058, filed on November 28, 2023, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • High-strength hot-rolled steel sheets used in automobiles and other applications are required to have excellent press workability.
  • a technology is known in which ferrite accounts for 80% or more of the metal structure, with the remainder being bainite and pearlite, and fine carbides are precipitated within the ferrite grains, thereby achieving both high strength and ductility.
  • Ti which has a low unit cost for strength, is mainly used.
  • Patent Document 1 discloses a technique for strengthening grain boundaries and improving punching workability by leaving dissolved carbon in the steel sheet.
  • Patent Document 2 clearly describes a method of adding B to segregate it at the grain boundaries, strengthening the grain boundaries and improving punching workability.
  • the present invention has been made in consideration of the above-mentioned circumstances.
  • the object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet that has high strength and excellent press workability and punching workability.
  • the inventors discovered that by increasing the amount of uncalculated precipitated carbon, which is calculated from the C, Ti, N, Nb, and V contents in the chemical composition, the amount of dissolved carbon can be increased, and the occurrence of microscopic peeling during punching can be suppressed.
  • Patent Document 1 states that when the amount of unfixed carbon (C-Ti/4+N/1.17) exceeds 0.015%, the strengthening of ferrite becomes insufficient, and the increase in the carbon content in bainite increases the difference in hardness with bainite, resulting in deterioration of press workability. Furthermore, Patent Document 1 states that when the area ratio of ferrite is less than 80%, ductility decreases. The inventors have therefore discovered that press workability can be improved by increasing the area ratio of bainite in the metal structure, suppressing the increase in the carbon content in bainite, and suppressing the increase in hardness.
  • the gist of the present invention which has been made based on the above findings, is as follows.
  • the A value represented by the following formula (1) is 0.0150 mass% or more
  • the M value represented by the following formula (2) is 930 or less
  • the metal structure at 1/4 of the plate thickness from the surface is, in area%, Ferrite: 50% or more, less than 80% Bainite: more than 20% and not more than 50%; Perlite: 0-5%, MA: 0 to 2%;
  • the average crystal grain size is 10 ⁇ m or less
  • the BH amount is 45 MPa or more, A hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • a value C-Ti/4+N/1.17-Nb/7.75-V/4.25 (1)
  • M value 937-436.5 x C + 56 x Si-19.7 x Mn-16.3 x Cu-26.6 x Ni-4.9 x Cr + 38.1 x Mo + 124.8 x V + 136.3 x Ti-19.1 x Nb + 198.4 x Al (2)
  • each element symbol indicates the content of the element in mass %, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • the chemical composition is, in mass%, V: 0.001-0.200%, Mo: 0.001 to 1.000%, Ca: 0.0001-0.0100%, REM: 0.0001-0.0100%, Cu: 0.01-2.00%, Ni: 0.01 to 1.50%, Cr: 0.01-2.00%, Mg: 0.0001 to 0.0200%, Bi: 0.001-0.0200%, Zr: 0.001 to 0.500%, Co: 0.001 to 1.000%, Zn: 0.001-0.200%, W: 0.001-0.200%, Sb: 0.001-0.200%,
  • the hot-rolled steel sheet according to the above [1] characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of As: 0.001 to 0.050% and Sn: 0.001 to 0.050%.
  • the hot-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention (hereinafter, may be referred to as the hot-rolled steel sheet according to this embodiment) is described below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in this embodiment, and various modifications are possible within the scope of the spirit of this disclosure.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a chemical composition, in mass%, of C: 0.04-0.10%, Si: 0.11-0.30%, Mn: 1.40-2.50%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, N: 0.010% or less, O: 0.010% or less, Al: 0.001-0.050%, Ti: 0.060-0.150%, Nb: 0.020-0.100%, V: 0-0.200%, Mo: 0-1.000%, Ca: 0-0.01 00%, REM: 0-0.0100%, Cu: 0-2.00%, Ni: 0-1.50%, Cr: 0-2.00%, Mg: 0-0.0200%, Bi: 0-0.0200%, Zr: 0-0.500%, Co: 0-1.000%, Zn: 0-0.200%, W: 0-0.200%, Sb: 0-0.200%, As: 0-0.050%, Sn: 0-0.050%, B: less than 0.0005%, and the balance: Fe and impurities
  • C 0.04-0.10% C is an element necessary for obtaining the effect of suppressing peeling at the end surface formed by shearing or punching by being present in the grain boundary as solid solution C, and for obtaining the strength of the hot rolled steel sheet by precipitating as carbide. If the C content is less than 0.04%, it becomes difficult to obtain punching workability and the desired strength. Therefore, the C content is set to 0.04% or more. The C content is preferably 0.05% or more, 0.06% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.10%, the ductility decreases, and the press workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.10% or less. The C content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.11 ⁇ 0.30%
  • Si is an effective element as a deoxidizer, and is also an effective element for increasing strength as a solid solution strengthening element. If the Si content is less than 0.11%, it becomes difficult to obtain the desired strength in the hot rolled steel sheet. Therefore, the Si content is set to 0.11% or more. The Si content is preferably 0.15% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.30%, striped Si scale is generated on the steel sheet surface, impairing the surface properties. Furthermore, the chemical conversion treatability of the hot-rolled steel sheet is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.30% or less. The Si content is preferably 0.25% or less.
  • Mn is an effective element for improving strength as a solid solution strengthening element. If the Mn content is less than 1.40%, it is difficult to obtain the desired strength in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Mn content is set to 1.40% or more. The Mn content is preferably set to 1.60% or more, and more preferably set to 1.80% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, the ductility decreases, and the press workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 2.50% or less. The Mn content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.00% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries to reduce ductility and thereby deteriorates the press workability of hot-rolled steel sheets. This effect becomes significant when the P content exceeds 0.05%, so the P content is set to 0.05% or less. Since the lower the P content, the better, it may be set to 0%. However, from the viewpoint of reducing refining costs, the P content may be set to 0.001% or more.
  • S 0.05% or less S is an element that forms MnS and acts as a starting point of fracture, deteriorating the hole expandability and thereby deteriorating the press workability of the hot-rolled steel sheet. This effect becomes significant when the S content exceeds 0.05%, so the S content is set to 0.05% or less. Since the smaller the S content, the better, it may be 0%. However, from the viewpoint of reducing refining costs, the S content may be 0.001% or more.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms nitrides with Ti and reduces the amount of Ti that can bond with C, thereby reducing the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • N is also an element that forms coarse TiN and deteriorates punching workability. These actions become significant when the N content exceeds 0.010%, so the N content is set to 0.010% or less. Since the smaller the N content, the better, it may be set to 0%. However, from the viewpoint of reducing refining costs, the N content may be set to 0.001% or more.
  • O 0.010% or less
  • O is an element that, when contained in large amounts in steel, forms coarse oxides that become the starting points of fracture and deteriorates press workability. This effect becomes significant when the O content exceeds 0.010%, so the O content is set to 0.010% or less.
  • the O content is preferably 0.008% or less, 0.006% or less. Since the O content is preferably as small as possible, it may be set to 0%. However, from the viewpoint of reducing refining costs, the O content may be set to 0.001% or more.
  • Al 0.001-0.050%
  • Al is an effective element as a deoxidizer. If the Al content is less than 0.001%, the molten steel cannot be sufficiently deoxidized. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably set to 0.010% or more, and more preferably set to 0.020% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.050%, the amount of nonmetallic inclusions increases, and the ductility decreases, resulting in deterioration of press workability. Therefore, the Al content is set to 0.050% or less.
  • the Al content is preferably 0.040% or less.
  • Ti 0.060-0.150%
  • Ti is an effective element for refining crystal grains and precipitating fine TiC to obtain strength in hot-rolled steel sheets. If the Ti content is less than 0.060%, it is difficult to obtain the desired strength. Therefore, the Ti content is set to 0.060% or more.
  • the Ti content is preferably set to 0.080% or more, and more preferably set to 0.100% or more.
  • the Ti content exceeds 0.150%, a large amount of TiC is generated, which reduces ductility, thereby deteriorating the press workability of the hot-rolled steel sheet. Furthermore, a large amount of TiN is generated, which reduces punching workability. Therefore, the Ti content is set to 0.150% or less.
  • the Ti content is preferably 0.145% or less, 0.140% or less, or 0.135% or less.
  • Nb 0.020-0.100% Nb, like Ti, is an effective element for refining crystal grains and precipitating fine NbC to obtain strength. If the Nb content is less than 0.020%, it is difficult to obtain the desired strength in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Nb content is set to 0.020% or more. The Nb content is preferably 0.030% or more, 0.050% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, a large amount of NbC is generated, which reduces the ductility and deteriorates the press workability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content is preferably 0.090% or less, and more preferably 0.080% or less.
  • V 0-0.200%
  • V is an element that is effective in increasing the strength of hot-rolled steel sheets by precipitating fine VC.
  • the V content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the V content is set to 0.200% or less.
  • the V content is preferably 0.150% or less or 0.100% or less.
  • Mo 0 ⁇ 1.000%
  • Mo is an element effective for increasing the hardenability of steel and thereby increasing the strength of hot-rolled steel sheets.
  • the Mo content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Mo content is set to 1.000% or less.
  • the Mo content is preferably 0.800% or less or 0.600% or less.
  • Ca 0 ⁇ 0.0100%
  • the Ca content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Ca content is set to 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0080% or less or 0.0060% or less.
  • REM 0 ⁇ 0.0100%
  • the REM content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the REM content is preferably 0.0001% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the REM content is set to 0.0100% or less.
  • the REM content is preferably 0.0080% or less or 0.0060% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Cu is an element that is effective in increasing the hardenability of steel and thereby increasing the strength of hot-rolled steel sheets.
  • the Cu content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more.
  • the Cu content is set to 2.00% or less.
  • the Cu content is preferably 1.80% or less or 1.60% or less.
  • Ni is an element effective for increasing the strength of hot-rolled steel sheets by increasing hardenability.
  • the Ni content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more.
  • the Ni content is set to 1.50% or less.
  • the Ni content is preferably 1.30% or less or 1.10% or less.
  • Cr 0-2.00% Cr is an element effective for increasing the strength of hot-rolled steel sheets by increasing hardenability.
  • the Cr content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • the Cr content is preferably 1.80% or less or 1.60% or less.
  • Mg 0-0.0200%
  • Mg is an element that controls the shape of inclusions in steel to a preferred shape, thereby increasing the yield ratio of hot-rolled steel sheets.
  • the Mg content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Mg content is set to 0.0200% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0150% or less or 0.0100% or less.
  • Bi 0 ⁇ 0.0200%
  • the Bi content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Bi content is preferably 0.001% or more.
  • the Bi content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Bi content is set to 0.0200% or less.
  • the Bi content is preferably 0.0150% or less or 0.0100% or less.
  • Zr 0-0.500%
  • Zr is an element that increases the strength of hot-rolled steel sheets by solid solution strengthening.
  • the Zr content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Zr content is set to 0.500% or less.
  • the Zr content is preferably 0.400% or less or 0.300% or less.
  • Co is an element that increases the strength of hot-rolled steel sheets by solid solution strengthening.
  • the Co content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Co content is set to 1.000% or less.
  • the Co content is preferably 0.800% or less or 0.600% or less.
  • Zn 0-0.200%
  • Zn is an element that increases the strength of hot-rolled steel sheets by solid solution strengthening.
  • the Zn content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Zn content is preferably 0.001% or more.
  • the Zn content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Zn content is set to 0.200% or less.
  • the Zr content is preferably 0.150% or less or 0.100% or less.
  • W 0-0.200% W is an element that increases the strength of hot-rolled steel sheets by solid solution strengthening.
  • the W content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the W content is set to 0.200% or less.
  • the W content is preferably 0.150% or less or 0.100% or less.
  • Sb 0-0.200%
  • Sb is an element that suppresses the generation of oxides that are the starting points of fracture, thereby improving the hole expandability of hot-rolled steel sheets.
  • the Sb content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Sb content is preferably 0.001% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Sb content is set to 0.200% or less, and preferably, the Sb content is 0.150% or less or 0.100% or less.
  • As is an element that reduces the austenite single-phase temperature, thereby refining prior austenite grains and improving the hole expandability of hot-rolled steel sheets.
  • the As content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the As content is preferably 0.001% or more.
  • the As content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the As content is set to 0.050% or less, and preferably, the As content is set to 0.030% or less or 0.020% or less.
  • Sn 0-0.050%
  • Sn is an element that suppresses the generation of oxides that are the starting point of fracture, thereby improving the hole expandability of hot-rolled steel sheets.
  • the Sn content may be 0%, but in order to fully obtain this effect, the Sn content is preferably 0.001% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Sn content is set to 0.050% or less, and preferably, the Sn content is 0.030% or less or 0.020% or less.
  • B Less than 0.0005%
  • B is not substantially contained, so the B content is less than 0.0005%.
  • the B content is preferably 0.0004% or less, less than 0.0004%, 0.0003% or less, 0.0002% or less, or less than 0.0002%.
  • the A value (calculated unprecipitated carbon amount) represented by the following formula (1) is less than 0.0150 mass%, the amount of solute carbon is insufficient, the BH amount cannot be sufficiently increased, and the desired press workability cannot be obtained in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the A value is set to 0.0150 mass% or more.
  • the A value is preferably set to 0.0200 mass% or more, 0.0250 mass% or more, or 0.0300 mass% or more.
  • the upper limit of the A value is not particularly limited, but may be 1.0000 mass % or less, 0.0800 mass % or less, or 0.0750 mass % or less.
  • a value C-Ti/4+N/1.17-Nb/7.75-V/4.25 (1)
  • each element symbol indicates the content of the element in mass %, and 0% is substituted when the element is not contained.
  • the M value 930 or less If the M value represented by the following formula (2) exceeds 930, the ferrite generating ability increases, and the desired amount of bainite cannot be obtained. As a result, the hole expandability deteriorates, and the press workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the M value is set to 930 or less.
  • the M value is preferably 920 or less, 910 or less, or 900 or less.
  • each element symbol indicates the content of the element in mass %, and 0% is substituted when the element is not contained.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet contains 0.0005% or more of B, it is preferable to use the following formula (2') in which a term for B is added, instead of the above formula (2).
  • the chemical composition of the above-mentioned hot-rolled steel sheet may be analyzed using a spark discharge optical emission spectrometer or the like.
  • C and S values identified by burning in an oxygen stream using a gas component analyzer or the like and measuring by an infrared absorption method are adopted.
  • N values identified by melting a test piece taken from the steel sheet in a helium stream and measuring by a thermal conductivity method are adopted.
  • O values identified by melting a test piece taken from the steel sheet in a graphite crucible in a helium stream and measuring by an infrared absorption method are adopted.
  • the hot-rolled steel sheet has a plating layer or a coating film on the surface, the plating layer or the coating film is removed by mechanical grinding or the like as necessary before analyzing the chemical composition.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the metal structure at a position from the surface to 1/4 of the sheet thickness is composed, in area percentages, of ferrite: 50% or more and less than 80%, bainite: more than 20% and 50% or less, pearlite: 0 to 5%, and MA: 0 to 2%, and the average crystal grain size is 10 ⁇ m or less.
  • ferrite 50% or more and less than 80%
  • bainite more than 20% and 50% or less
  • pearlite 0 to 5%
  • MA 0 to 2%
  • the average crystal grain size is 10 ⁇ m or less.
  • the metal structure is defined at a position 1/4 of the plate thickness from the surface (a region from 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface). In other words, the position is a region starting from 1/8 of the plate thickness from the surface and ending at 3/8 of the plate thickness from the surface.
  • the metal structure at the above-mentioned position is specified because the metal structure at the above-mentioned position represents a typical metal structure of the steel plate.
  • the surface referred to here means the interface between the steel sheet and the plating layer, the coating film, or the like.
  • the area ratio of ferrite is set to 50% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 55% or more, 60% or more, or 65% or more.
  • the area ratio of bainite is reduced, so that the carbon content in bainite increases, the hardness of bainite increases, the hole expandability deteriorates, and the press workability of the hot rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the area ratio of ferrite is set to less than 80%.
  • the area ratio of ferrite is preferably 75% or less, more preferably 70% or less.
  • Bainite more than 20% and less than 50% If the area ratio of bainite is less than 20%, the carbon content in bainite increases, the hardness of bainite increases, and the hole expandability deteriorates, so that the desired press workability cannot be obtained in the hot rolled steel sheet. Therefore, the area ratio of bainite is set to more than 20%.
  • the area ratio of bainite is preferably 25% or more, 30% or more.
  • the area ratio of bainite is set to 50% or less, and preferably 45% or less, 40% or less, or 35% or less.
  • Pearlite is a structure with inferior strength. If the area ratio of pearlite exceeds 5%, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the area ratio of pearlite is set to 5% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably 4% or less, 3% or less, 2% or less, or 1% or less. Since the smaller the area ratio of pearlite, the better, it is preferably 0%.
  • MA 0-2% MA is a structure consisting of martensite and austenite. Since MA has high hardness, if the area ratio of MA exceeds 2%, the hole expandability deteriorates, and the press workability of the hot rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the area ratio of MA is set to 2% or less. The area ratio of MA is preferably 1% or less. Since MA may not be included, the area ratio of MA may be 0%.
  • the area ratio of each tissue is measured using the following method.
  • test piece is taken from a hot-rolled steel sheet so that a cross section perpendicular to the sheet width direction can be observed.
  • the taken test piece is polished by wet polishing to a mirror surface, and the observation surface is polished for 8 minutes at room temperature using colloidal silica that does not contain an alkaline solution to remove strain introduced into the observation surface.
  • the structure is observed using a SEM-EBSD device at a position 1/4 of the sheet thickness from the surface (a region from 1/8 depth of the sheet thickness from the surface to 3/8 depth of the sheet thickness from the surface).
  • the SEM-EBSD device a device consisting of a field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used. At this time, the degree of vacuum in the device is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, the acceleration voltage is 15 kV, the irradiation current level is 13, and the electron beam irradiation level is 62.
  • the observation area is 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m, the step size is 0.3 ⁇ m, and crystal orientation information is obtained. The observation area is at least three areas.
  • the crystal orientation difference with adjacent measurement points is obtained, and the area surrounded by the boundary where the crystal orientation difference is 15° or more is regarded as a crystal grain.
  • the average value (Grain Average Misorientation, GAM) of the orientation difference with adjacent measurement points for each crystal grain is calculated.
  • the crystal grain with a GAM of 1.0° or less is defined as ferrite, and the area ratio of this crystal grain is obtained by calculating the area ratio of ferrite. It should be noted that ferrite defined by this method does not include ferrite within pearlite.
  • Measurement method of pearlite area ratio A test piece is taken in the same manner as described above, and the observation surface is corroded with nital to reveal the metal structure, and a structure photograph is taken using an optical microscope. The photograph is taken at a position 1/4 of the plate thickness from the surface (a region from 1/8 of the plate thickness depth from the surface to 3/8 of the plate thickness depth from the surface), and the photographed region is a region of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m, with at least three regions. Image analysis is performed on the obtained structure photograph, and black etched crystal grains are defined as pearlite, and the area ratio of the crystal grains is calculated to obtain the pearlite area ratio. It should be noted that the pearlite that is etched black by this method does not include ferrite as defined by the above-mentioned SEM-EBSD apparatus.
  • Measurement method of the area ratio of MA A test piece is taken in the same manner as described above, and the observation surface is subjected to REPELLA etching to reveal the metal structure, and a structural photograph is taken using an optical microscope. The photographing position and area are the same as in the above-mentioned method. Image analysis is performed on the obtained structural photograph, and the white etched crystal grains are defined as MA. The area ratio of the crystal grains is calculated to obtain the MA area ratio.
  • Average crystal grain size 10 ⁇ m or less
  • the desired tensile strength is obtained by utilizing high strength due to fine grains. If the average crystal grain size exceeds 10 ⁇ m, the amount of strengthening due to fine grains decreases, and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the average crystal grain size is set to 10 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size is preferably 8 ⁇ m or less, 7 ⁇ m or less, or 6 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size is not particularly limited, but may be 2 ⁇ m or more, or 3 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of the metal structure is measured by the following method. Analysis is performed using crystal orientation information obtained when the area ratio of ferrite is measured. Regions surrounded by boundaries with a crystal orientation difference of 15° or more are defined as crystal grains, and the circle-equivalent diameter of the crystal grains is calculated. The circle-equivalent diameters of all crystal grains in the observation region are calculated, and the average of these is calculated to obtain the average crystal grain size.
  • the equivalent circle diameter is the diameter of a circle having the same area as the area of the identified crystal grain.
  • BH amount 45 MPa or more
  • carbon not only generates precipitates necessary to obtain the desired strength, but also plays a role in improving punching workability by remaining in a solid solution state in the steel.
  • the inventors have found that there is a correlation between the amount of solute carbon and the BH amount (amount of bake hardening), and that if the BH amount is less than 45 MPa, the amount of solute carbon is small and the desired punching workability cannot be obtained. Therefore, the BH amount is set to 45 MPa or more.
  • the BH amount is preferably 55 MPa or more, 60 MPa or more, or 70 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is a precipitation-strengthened steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the strength is expressed by dispersing Ti-based carbides in the steel.
  • An increase in the amount of solute carbon in the steel improves the BH amount, while causing a decrease in the amount of precipitation of Ti-based carbides and at the same time, decreasing the strength.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is further improved by setting the BH amount to less than 100 MPa. Therefore, the BH amount may be less than 100 MPa.
  • the BH amount may be 95 MPa or less, 90 MPa or less, 80 MPa or less, or 75 MPa or less.
  • the bake hardening amount is measured by the following method.
  • a No. 5 test piece is taken from the hot-rolled steel plate in accordance with JIS Z 2241: 2022.
  • the No. 5 test piece taken is used to evaluate the BH amount (bake hardening amount) in accordance with Annex A of JIS G 3135: 2018.
  • the BH amount ( ⁇ BH ) is calculated by the following formula.
  • ⁇ BH R SA -R WH
  • R SA is the value (N/mm 2 ) obtained by dividing the test force at the yield point of a test specimen that has been subjected to a total elongation of 2 % and then heat-treated under the following conditions by the original cross-sectional area of the parallel portion of the test specimen before pre-strain. Heat treatment conditions: heating at 170°C for 20 minutes, followed by air cooling.
  • RWH is the value (N/ mm2 ) obtained by dividing the test force when the total elongation is 2% in a tensile test by the original cross-sectional area of the parallel part of the test piece before pre-strain. The tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241:2022.
  • the present inventors performed punching using a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, and observed the end faces of the punched holes. As a result, they found that the end face properties were inferior in a plane (L cross section) parallel to the rolling direction and the sheet thickness direction compared to a plane (C cross section) perpendicular to the rolling direction.
  • the maximum value of the pole density is more preferably 6.7 or less or 6.5 or less.
  • the lower limit of the maximum value of the pole density is not particularly limited, but it may be 5.5 or more or 6.0 or more.
  • the maximum pole density is measured by the following method.
  • a sample is taken so that the metal structure of the cross section (thickness direction x rolling direction) of the hot-rolled steel sheet normal to the width direction can be observed.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but may be, for example, a rectangular parallelepiped with a total thickness in the thickness direction, 15 mm in the rolling direction, and 10 mm in the width direction.
  • the observation surface of the sample is mirror-polished, and then polished for 8 minutes at room temperature using colloidal silica that does not contain an alkaline solution to remove the strain introduced into the observation surface of the sample.
  • the region from the surface of the sample (surface of the steel sheet) after the above polishing to a depth of 500 ⁇ m in the thickness direction and a region of 2000 ⁇ m or more at any position in the rolling direction are measured at measurement intervals of 5.0 ⁇ m.
  • an EBSD device combining a scanning electron microscope and an EBSD analyzer and OIM Analysis (registered trademark) manufactured by TSL are used.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile strength of 780 MPa or more. If the tensile strength is less than 780 MPa, the effect of reducing the weight of the vehicle body is small, and the steel sheet cannot be suitably applied to automobile suspension parts.
  • the tensile strength is more preferably 800 MPa or more or 820 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength does not need to be particularly limited, but may be 1000 MPa or less or 900 MPa or less.
  • the total elongation may be 14% or more and the hole expansion ratio may be 40% or more. If the total elongation is 14% or more and the hole expansion ratio is 40% or more, it can be determined that the press workability is excellent.
  • the total elongation refers to the "total elongation at break" as defined in JIS Z 2241:2022.
  • the yield point (YP) may be 700 MPa or more.
  • the tensile strength, total elongation and yield point are obtained by taking a No. 5 test piece in accordance with JIS Z 2241:2022 and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2022.
  • the direction perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction.
  • the rolling direction is determined by the following method.
  • a test piece is taken from an arbitrary position 50 mm or more away from the end of the hot-rolled steel sheet so that the plate thickness cross section can be observed.
  • After finishing the plate thickness cross section of the taken test piece by mirror polishing it is observed with an optical microscope at each magnification of 100x, 200x, 500x, and 1000x.
  • an observation result of an appropriate magnification at which the inclusion size can be measured is selected.
  • the observation range is 500 ⁇ m or more in width and the range of the entire plate thickness, and an area with dark brightness is judged to be an inclusion. When observing, observation may be performed in multiple fields of view.
  • a plane parallel to a plane rotated in 5° increments in the range of 0° to 180° around the plate thickness direction is observed by the same method as above.
  • the average value of the length of the major axis of the multiple inclusions in each cross section is calculated for each cross section.
  • the cross section in which the average value of the length of the major axis of the obtained inclusions is maximum is identified.
  • the direction parallel to the longitudinal axis of the inclusions in the cross section is determined to be the rolling direction.
  • the hole expansion ratio is measured by conducting a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256:2020. More specifically, a hole is first punched in the center of the test piece with a 10 mm diameter punch, and a 60° conical punch is then pressed into the hole. The 60° conical punch is pressed until a crack that occurs at the edge of the hole in the test piece penetrates through the thickness direction. The hole expansion ratio is obtained by calculating the ratio of the amount of expansion of the hole diameter when the crack penetrates through the thickness direction to the initial hole diameter (10 mm diameter punch hole).
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment preferably has excellent punching workability as evaluated below.
  • a test piece taken from a hot-rolled steel sheet is punched in three places with a 12 mm ⁇ punch under a clearance of 20%.
  • the length of cracks (peeling) occurring in the direction perpendicular to the plate thickness direction is measured around the entire circumference of each punched hole.
  • the sum of the lengths of cracks exceeding 2 mm (total crack length) is calculated for the three punched holes. If the value (total crack length/total circumference length ⁇ 100) obtained by dividing this sum by the total circumference length of the three punched holes (113 mm) is 20% or less, it can be determined that the punching workability is excellent.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 2.0 to 8.0 mm. By making the thickness of the hot-rolled steel sheet 2.0 mm or more, it is possible to prevent the rolling load from becoming excessive and hot rolling from becoming difficult. Furthermore, by setting the plate thickness to 8.0 mm or less, the above-mentioned metal structure can be stably obtained after hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to form a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanizing and electrolytic Zn-Ni alloy plating.
  • the hot-dip plating layer include hot-dip galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, and hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating.
  • the coating weight is not particularly limited and may be the same as in the past. In addition, it is possible to further improve corrosion resistance by carrying out an appropriate chemical conversion treatment after plating (for example, coating with a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying it).
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can be stably manufactured.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel sheet in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel sheet.
  • a slab having the above-mentioned chemical composition is heated to a temperature range of 1230°C or more, Hot rolling is performed so that the finish rolling end temperature is in the range of 880 to 980°C. Cooling to a temperature range of 650 to 750°C at an average cooling rate of 50°C/s or more; After the cooling, air cooling is performed in the temperature range of 650 to 750° C. for 3.0 to 10.0 seconds, After the air cooling, the material is cooled to a temperature range of 470°C to 530°C at an average cooling rate of 50°C/s or more, After the cooling, the sheet is wound up in a temperature range of 470°C to 530°C. Each step will be described below.
  • the slab to be heated is not particularly limited except that it has the above-mentioned chemical composition.
  • a slab produced by melting molten steel having the above-mentioned chemical composition using a converter or an electric furnace and then performing a continuous casting process can be used.
  • an ingot casting process, a thin slab casting process, or the like may be used.
  • the finish rolling end temperature (the exit temperature at the final stage of finish rolling) is preferably set to a temperature range of 880 to 980° C. If the finish rolling end temperature is less than 880° C., the ferrite generating ability increases excessively, and coarse ferrite is generated in the high temperature range, so that the desired average crystal grain size cannot be obtained, and the strength of the hot-rolled steel sheet may decrease. On the other hand, if the finish rolling end temperature exceeds 980°C, the ferrite formation ability decreases and the formation of ferrite during air cooling is suppressed, which may result in a decrease in the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the start temperature, end temperature, total reduction ratio at true strain in a temperature range of 930° C. or more, and total reduction ratio at true strain in all stages of finish rolling More specifically, it is preferable to set the start temperature (entrance temperature of the first stage) in the finish rolling to a temperature range of 1000° C. or more, the end temperature (exit temperature of the final stage) to a temperature range of 880° C. or more, the total reduction ratio at true strain in a temperature range of 930° C. or more to 1.5 or more, and the total reduction ratio at true strain in all stages of finish rolling to 3.0 or less.
  • the steel sheet After the finish rolling is completed, it is preferable to cool the steel sheet at an average cooling rate of 50° C./s or more to a temperature range of 650 to 750° C. If the average cooling rate to the above temperature range is less than 50° C./s, coarse ferrite is generated during cooling, the desired average grain size cannot be obtained, and the strength of the hot-rolled steel sheet may decrease.
  • the average cooling rate is a value obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • air cooling refers to cooling at an average cooling rate of less than 10° C./s.
  • the air cooling time is less than 3.0 seconds, ferrite cannot be sufficiently generated, and the strength of the hot-rolled steel sheet may decrease. On the other hand, if the air cooling time exceeds 10.0 seconds, ferrite is excessively generated, and the desired amount of bainite may not be obtained.
  • the steel sheet After the air cooling, it is preferable to cool the steel sheet at an average cooling rate of 50° C./s or more to a temperature range of 470 to 530° C. If the average cooling rate after air cooling is less than 50° C./s, a large amount of pearlite is generated during cooling, and the strength of the hot-rolled steel sheet may decrease. In order to make the bake hardness less than 100 MPa, it is preferable that the average cooling rate to the temperature range of 470 to 530° C. after air cooling is 85° C./s or less.
  • the coiling temperature is preferably set to a temperature range of 470 to 530° C. If the coiling temperature is less than 470° C., a large amount of MA is generated after coiling, and the desired press workability may not be obtained. On the other hand, if the coiling temperature exceeds 530°C, the amount of dissolved carbon in the steel decreases due to coarsening of carbides, and the bake hardening amount decreases, so that the desired punching workability may not be obtained.
  • the conditions in the example are an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this example of conditions.
  • Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and the object of the present invention is achieved.
  • the obtained hot-rolled steel sheets were evaluated for metal structure, BH amount, maximum pole density, tensile strength, total elongation, yield point, hole expansion ratio, and punching workability by the above-mentioned methods.
  • the rolling direction was known in advance, so the above-mentioned discrimination of the rolling direction was not performed.
  • the results obtained are shown in Tables 4A and 4B.
  • the tensile strength was 780 MPa or more, it was judged to have high strength and passed. On the other hand, if the tensile strength was less than 780 MPa, it was judged to not have high strength and failed.
  • the material was deemed to have excellent press workability and passed the test. On the other hand, if either of these criteria was not met, the material was deemed to have poor press workability and failed the test.
  • the evaluation was performed according to the following criteria depending on the value of the total length of the cracks/total circumference length ⁇ 100.
  • the evaluation was Fair or higher, that is, when the value was 20% or less, the specimen was judged to have excellent punching workability and to have passed.
  • the evaluation was Poor, the specimen was judged to have no excellent punching workability and to have failed.
  • Nos. 1 to 20 and 47 to 49 in the table are examples of the invention, and it is clear that they are hot-rolled steel sheets having high strength and excellent press workability and punching workability.
  • Nos. 21 to 46 and 50 are comparative examples, and it is clear that one or more of the characteristics are inferior.
  • the Mn content was low, and therefore the strength was reduced.
  • the Mn content was high, so the total elongation decreased and the press workability deteriorated.
  • the P content was high, so the total elongation was low and the press workability was deteriorated.
  • the coiling temperature was low, so the amount of MA was large, the hole expansion ratio was decreased, and the press workability was deteriorated.
  • the coiling temperature was high, so the bake hardness decreased and the punching workability deteriorated.
  • the B content was high, so the amount of ferrite was small and the strength was reduced.

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Abstract

この熱間圧延鋼板は、（１）式で表されるＡ値が０．０１５０質量％以上であり、（２）式で表されるＭ値が９３０以下であり、表面から板厚の１／４位置における金属組織が、面積％で、フェライト：５０％以上、８０％未満、ベイナイト：２０％超、５０％以下、パーライト：０～５％、ＭＡ：０～２％からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ＢＨ量が４５ＭＰａ以上であり、引張強さが７８０ＭＰａ以上である。

Description

熱間圧延鋼板
　本発明は、熱間圧延鋼板に関する。
　本願は、２０２３年１１月２８日に、日本に出願された特願２０２３－２０１０５８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、温室効果ガスの排出量削減のため、自動車メーカー各社では部品点数の削減及び薄肉化による車体軽量化が進められている。一方で、自動車車体には衝突安全性も要求されるため、自動車用部品への高強度鋼板の適用が加速している。
　自動車などに適用される高強度の熱間圧延鋼板は、プレス加工性に優れることが要求される。高強度の熱間圧延鋼板においてプレス加工性を向上させるため、例えば、高強度と、成形性とを両立するために、金属組織においてフェライトを８０％以上として、残部をベイナイト、パーライトとし、フェライト粒内に微細な炭化物を析出させることで、高強度と延性とを両立させる技術が知られている。この技術においては、強度単価が安価なＴｉが主に使用される。
　Ｔｉ添加によりプレス加工性を改善することはできるが、Ｔｉ添加の高強度の熱間圧延鋼板をブランク形状に切断する（打ち抜き加工を行う）際、せん断端面が２枚の層状に剥離するような不具合が発生しやすい。この剥離は、板厚方向に対して垂直方向の割れへと進展する場合がある。この打ち抜き時に発生する端面の剥離は「剥がれ」と呼ばれる。
　高強度の熱間圧延鋼板においては、この打ち抜き時に発生する剥がれを防止することが求められている。
　例えば、特許文献１には、鋼板中に固溶炭素を残留させることによって、結晶粒界を強化し、打ち抜き加工性を改善する技術が開示されている。
　特許文献２には、Ｂを添加することによって、Ｂを粒界に偏析させて結晶粒界を強化し、打ち抜き加工性を改善する方法が明示されている。
日本国特開２００３－３４２６８４号 日本国特開２００４－３１５８５７号
　しかしながら、特許文献１において固溶炭素量を残留させた鋼板においても、打ち抜き時の微小な剥がれを抑制する観点から、改善の余地が有る。打ち抜き加工後にせん断端面が塑性ひずみを受ける様な加工プロセスの場合、その微小な剥がれが割れの起点になる。
　また、特許文献２に記載の技術のようにＢを添加すると、粒界強度は上昇するが、焼入れ性向上に伴う金属組織や鋼板の表面性状の制御の観点から改善の余地が有る。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものである。本発明は、高い強度、並びに、優れたプレス加工性及び打ち抜き加工性を有する熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者は、化学組成におけるＣ含有量と、Ｔｉ含有量と、Ｎ含有量と、Ｎｂ含有量と、Ｖ含有量とから計算することで得られる、計算未析出炭素量を増加させることで、固溶炭素量を増加させることができ、打ち抜き加工時の微小な剥がれの発生を抑制できることを知見した。
　固溶炭素量について、特許文献１には非固定炭素（Ｃ－Ｔｉ／４＋Ｎ／１．１７）が０．０１５％を超えると、フェライトの強化が不十分となり、ベイナイト中の炭素量上昇によりベイナイトとの硬度差が大きくなることで、プレス加工性が劣化することが記載されている。更に、特許文献１には、フェライトの面積率が８０％未満になると延性が低下することが記載されている。そこで、本発明者は、金属組織においてベイナイトの面積率を増加させ、ベイナイト中の炭素量上昇を抑制し、硬度上昇を抑制することで、プレス加工性を向上できることを知見した。
　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］化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０４～０．１０％、
Ｓｉ：０．１１～０．３０％、
Ｍｎ：１．４０～２．５０％、
Ｐ　：０．０５％以下、
Ｓ　：０．０５％以下、
Ｎ　：０．０１０％以下、
Ｏ　：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｔｉ：０．０６０～０．１５０％、
Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、
Ｖ　：０～０．２００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～１．５０％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
Ｂｉ：０～０．０２００％、
Ｚｒ：０～０．５００％、
Ｃｏ：０～１．０００％、
Ｚｎ：０～０．２００％、
Ｗ　：０～０．２００％、
Ｓｂ：０～０．２００％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｂ　：０．０００５％未満、並びに、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（１）式で表されるＡ値が０．０１５０質量％以上であり、
　下記（２）式で表されるＭ値が９３０以下であり、
　表面から板厚の１／４位置における金属組織が、面積％で、
　　フェライト：５０％以上、８０％未満、
　　ベイナイト：２０％超、５０％以下、
　　パーライト：０～５％、
　　ＭＡ：０～２％からなり、
　平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
　ＢＨ量が４５ＭＰａ以上であり、
　引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間圧延鋼板。
　Ａ値＝Ｃ－Ｔｉ／４＋Ｎ／１．１７－Ｎｂ／７．７５－Ｖ／４．２５　（１）
　Ｍ値＝９３７－４３６．５×Ｃ＋５６×Ｓｉ－１９．７×Ｍｎ－１６．３×Ｃｕ－２６．６×Ｎｉ－４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１３６．３×Ｔｉ－１９．１×Ｎｂ＋１９８．４×Ａｌ　（２）
　ただし、前記式（１）及び（２）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
［２］前記化学組成が、質量％で、
Ｖ　：０．００１～０．２００％、
Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
Ｂｉ：０．００１～０．０２００％、
Ｚｒ：０．００１～０．５００％、
Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
Ｚｎ：０．００１～０．２００％、
Ｗ　：０．００１～０．２００％、
Ｓｂ：０．００１～０．２００％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、及び
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の熱間圧延鋼板。
［３］前記表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値が７．０以下であることを特徴とする上記［１］または［２］に記載の熱間圧延鋼板。
［４］前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２％以下であることを特徴とする上記［１］～［３］のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度、並びに、優れたプレス加工性及び打ち抜き加工性を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。
　本発明の一実施形態に係る熱間圧延鋼板（以下、本実施形態に係る熱間圧延鋼板と言う場合がある。）について、以下に説明する。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、本開示の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。まず、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成の限定理由について述べる。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値及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、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１０％、Ｓｉ：０．１１～０．３０％、Ｍｎ：１．４０～２．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．０６０～０．１５０％、Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～１．５０％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｂｉ：０～０．０２００％、Ｚｒ：０～０．５００％、Ｃｏ：０～１．０００％、Ｚｎ：０～０．２００％、Ｗ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．２００％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｂ：０．０００５％未満、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物を含有する。以下に各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０４～０．１０％
　Ｃは、固溶Ｃとして粒界に存在させて、せん断加工や打ち抜き加工で形成される端面でのはがれを抑制する効果を得るとともに、炭化物として析出させて熱間圧延鋼板の強度を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満では、打ち抜き加工性や所望の強度を得ることが困難となる。そのため、Ｃ含有量は０．０４％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０５％以上、０．０６％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１０％超では、延性が低下することにより、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０９％以下、０．０８％以下である。
　Ｓｉ：０．１１～０．３０％
　Ｓｉは脱酸材として有効な元素であり、且つ、固溶強化元素として強度を高めるために有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１１％未満では、熱間圧延鋼板において所望の強度を得ることが困難となる。そのため、Ｓｉ含有量は０．１１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．１５％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．３０％超では、縞模様状のＳｉスケールが鋼板表面に発生し、表面性状が損なわれる。更に、熱間圧延鋼板の化成処理性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．２５％以下である。
　Ｍｎ：１．４０～２．５０％
　Ｍｎは固溶強化元素として強度に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．４０％未満では、熱間圧延鋼板において所望の強度を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．４０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．６０％以上、１．８０％以上とする。
　一方、Ｍｎ含有量は２．５０％超では、延性が低下することにより、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、２．３０％以下、２．００％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは粒界に偏析して延性を低下させることで、熱間圧延鋼板のプレス加工性を劣化させる元素である。この作用はＰ含有量が０．０５％超で顕著となるため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
　Ｐ含有量は少ない程好ましいため、０％としてもよい。ただし、精錬コスト抑制の観点から、Ｐ含有量は、０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０５％以下
　ＳはＭｎＳを形成して破壊の起点として作用して、穴広げ性を劣化させることで、熱間圧延鋼板のプレス加工性を劣化させる元素である。この作用はＳ含有量が０．０５％超で顕著となるため、Ｓ含有量は０．０５％以下とする。
　Ｓ含有量は少ない程好ましいため、０％としてもよい。ただし、精錬コスト抑制の観点から、Ｓ含有量は、０．００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　ＮはＴｉと窒化物を形成して、Ｃと結合できるＴｉの量を減少させることで熱間圧延鋼板の強度を低下させる元素である。また、Ｎは、粗大なＴｉＮを形成して、打ち抜き加工性を劣化させる元素でもある。これらの作用はＮ含有量が０．０１０％超で顕著となるため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。
　Ｎ含有量は少ない程好ましいため、０％としてもよい。ただし、精錬コスト抑制の観点から、Ｎ含有量は、０．００１％以上としてもよい。
　Ｏ：０．０１０％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、プレス加工性を劣化させる元素である。この作用はＯ含有量が０．０１０％超であると顕著となるため、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは、０．００８％以下、０．００６％以下である。
　Ｏ含有量は少ない程好ましいため、０％としてもよい。ただし、精錬コスト抑制の観点から、Ｏ含有量は、０．００１％以上としてもよい。
　Ａｌ：０．００１～０．０５０％
　Ａｌは脱酸材として有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、溶鋼を十分に脱酸させることができない。そのため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上、０．０２０％以上とする。
　一方、Ａｌ含有量が０．０５０％超では、非金属介在物量が増加して、延性が低下することで、プレス加工性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０４０％以下である。
　Ｔｉ：０．０６０～０．１５０％
　Ｔｉは結晶粒を微細化させるとともに、微細なＴｉＣを析出させて熱間圧延鋼板において強度を得るために有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．０６０％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０６０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０８０％以上、０．１００％以上とする。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１５０％超では、ＴｉＣが多量に発生して延性が低下することで、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。更に、ＴｉＮが多量に発生することで打ち抜き加工性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．１４５％以下、０．１４０％以下、０．１３５％以下である。
　Ｎｂ：０．０２０～０．１００％
　ＮｂはＴｉと同様に結晶粒を微細化させるとともに、微細なＮｂＣを析出させて強度を得るために有効な元素である。Ｎｂ含有量が０．０２０％未満では、熱間圧延鋼板において所望の強度を得ることが困難となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０２０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０３０％以上、０．０５０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超では、ＮｂＣが多量に発生して延性が低下し、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０９０％以下、０．０８０％以下である。
　Ｖ：０～０．２００％
　Ｖは微細なＶＣを析出させることで、熱間圧延鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｖ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｖ含有量を０．２００％超では、ＶＣが多量に発生して固溶炭素量が少なくなる恐れがある。そのため、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは、０．１５０％以下又は０．１００％以下である。
　Ｍｏ：０～１．０００％
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を高めることで、熱間圧延鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｍｏ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、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％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量を１．０００％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．８００％以下又は０．６００％以下である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｃａは破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、プレス加工性を高めるために有効な元素である。Ｃａ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量を０．０００１％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％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｃａ含有量を０．０１００％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００６０％以下である。
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　ＲＥＭはＣａと同様、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、プレス加工性を高めるために有効な元素である。ＲＥＭ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００１％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％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量を０．０１００％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００６０％以下である。
　なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及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。
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｃｕは鋼の焼入れ性を高めることで、熱間圧延鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｃｕ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量を２．００％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、１．８０％以下又は１．６０％以下である。
　Ｎｉ：０～１．５０％
　Ｎｉは焼入れ性を高めることで、熱間圧延鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量を１．５０％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、Ｎｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは、１．３０％以下又は１．１０％以下である。
　Ｃｒ：０～２．００％
　Ｃｒは焼入れ性を高めることで、熱間圧延鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｃｒ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量を２．００％超としても上記効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、１．８０％以下又は１．６０％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０２００％
　Ｍｇは鋼中の介在物の形状を好ましい形状に制御することにより、熱間圧延鋼板の降伏比を高める元素である。Ｍｇ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％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％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％超であると、鋼中に介在物が過剰に生成され、熱間圧延鋼板の降伏比が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下である。
　Ｂｉ：０～０．０２００％
　Ｂｉは凝固組織を微細化することにより、熱間圧延鋼板の降伏比を高める元素である。Ｂｉ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｂｉ含有量を０．００１％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％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％超であると、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、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下である。
　Ｚｒ：０～０．５００％
　Ｚｒは固溶強化により熱間圧延鋼板の強度を高める元素である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｚｒ含有量が０．５００％超であると、熱間圧延鋼板の穴広げ性が劣化することで、プレス加工性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量は０．５００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．４００％以下又は０．３００％以下である。
　Ｃｏ：０～１．０００％
　Ｃｏは固溶強化により熱間圧延鋼板の強度を高める元素である。Ｃｏ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｃｏ含有量が１．０００％超であると、熱間圧延鋼板の穴広げ性が劣化することで、プレス加工性が劣化する。そのため、Ｃｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは、０．８００％以下又は０．６００％以下である。
　Ｚｎ：０～０．２００％
　Ｚｎは固溶強化により熱間圧延鋼板の強度を高める元素である。Ｚｎ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｚｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｚｎ含有量が０．２００％超であると、熱間圧延鋼板の穴広げ性が劣化することで、プレス加工性が劣化する。そのため、Ｚｎ含有量は０．２００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．１５０％以下又は０．１００％以下である。
　Ｗ：０～０．２００％
　Ｗは固溶強化により熱間圧延鋼板の強度を高める元素である。Ｗ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｗ含有量が０．２００％超であると、熱間圧延鋼板の穴広げ性が劣化することで、プレス加工性が劣化する。そのため、Ｗ含有量は０．２００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは、０．１５０％以下又は０．１００％以下である。
　Ｓｂ：０～０．２００％
　Ｓｂは破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで、熱間圧延鋼板の穴広げ性を高める元素である。Ｓｂ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｓｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｓｂを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは、０．１５０％以下又は０．１００％以下である。
　Ａｓ：０～０．０５０％
　Ａｓはオーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、熱間圧延鋼板の穴広げ性を高める元素である。Ａｓ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ａｓを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは、０．０３０％以下又は０．０２０％以下である。
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｓｎは破壊の起点となる酸化物の生成を抑制することで、熱間圧延鋼板の穴広げ性を高める元素である。Ｓｎ含有量は０％でもよいが、この効果を十分に得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｓｎを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは、０．０３０％以下又は０．０２０％以下である。
　Ｂ：０．０００５％未満
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成においては、Ｂは実質的に含有されないため、Ｂ含有量は０．０００５％未満とする。熱間圧延鋼板の強度確保の観点からＢ含有量は低い程好ましいため、０．０００４％以下、０．０００４％未満、０．０００３％以下、０．０００２％以下又は０．０００２％未満とすることが好ましい。
　Ａ値：０．０１５０質量％以上
　化学組成において、下記（１）式で表されるＡ値（計算未析出炭素量）が０．０１５０質量％未満であると、固溶炭素量が不足し、ＢＨ量を十分に高めることができず、熱間圧延鋼板において所望のプレス加工性を得ることができない。そのため、Ａ値は０．０１５０質量％以上とする。Ａ値は、好ましくは、０．０２００質量％以上、０．０２５０質量％以上、０．０３００質量％以上とする。
　Ａ値の上限は特に限定しないが、１．００００質量％以下、０．０８００質量％以下又は０．０７５０質量％以下としてもよい。
　Ａ値＝Ｃ－Ｔｉ／４＋Ｎ／１．１７－Ｎｂ／７．７５－Ｖ／４．２５　（１）
　ただし、前記式（１）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０％を代入する。
　Ｍ値：９３０以下
　下記（２）式で表されるＭ値が９３０超であると、フェライト生成能が上昇することで、所望量のベイナイトを得ることができない。その結果、穴広げ性が劣化することで、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、Ｍ値は９３０以下とする。Ｍ値は、好ましくは、９２０以下、９１０以下又は９００以下である。
　Ｍ値＝９３７－４３６．５×Ｃ＋５６×Ｓｉ－１９．７×Ｍｎ－１６．３×Ｃｕ－２６．６×Ｎｉ－４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１３６．３×Ｔｉ－１９．１×Ｎｂ＋１９８．４×Ａｌ　（２）
　ただし、前記式（２）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０％を代入する。
　なお、熱間圧延鋼板の化学組成がＢを０．０００５％以上含有する場合には、前記式（２）に代えて、Ｂの項を追加した下記式（２’）を用いることが好ましい。なお、必要に応じて、Ｂを０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上又は０．０００４％以上含有する場合にも、前記式（２）に代えて、下記式（２’）を用いてもよい。
　Ｍ値＝９３７－４３６．５×Ｃ＋５６×Ｓｉ－１９．７×Ｍｎ－１６．３×Ｃｕ－２６．６×Ｎｉ－４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１３６．３×Ｔｉ－１９．１×Ｎｂ＋１９８．４×Ａｌ＋３３１５×Ｂ　（２’）
　ただし、前記式（２）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０％を代入する。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。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、及び／又は本実施形態に係る熱間圧延鋼板の特性（強度、プレス加工性及び打ち抜き加工性）に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　上述した熱間圧延鋼板の化学組成は、スパーク放電発光分光分析装置などを用いて分析すればよい。なお、Ｃ及びＳはガス成分分析装置などを用いて、酸素気流中で燃焼させ、赤外線吸収法によって測定することで同定された値を採用する。また、Ｎは、鋼板から採取した試験片をヘリウム気流中で融解させ、熱伝導度法によって測定することで同定された値を採用する。また、Ｏは、鋼板から採取した黒鉛るつぼに入れて試験片をヘリウム気流中で溶解させ、赤外線吸収法によって測定することで同定された値を採用する。
　熱間圧延鋼板が表面にめっき層や塗膜などを備える場合は、必要に応じて、機械研削等によりめっき層や塗膜などを除去してから、化学組成の分析を行う。
　次に、本実施形態に係る熱間圧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間圧延鋼板は、表面から板厚の１／４位置における金属組織が、面積％で、フェライト：５０％以上、８０％未満、ベイナイト：２０％超、５０％以下、パーライト：０～５％、ＭＡ：０～２％からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下である。
　以下、各要件について説明する。
　なお、本実施形態では、表面から板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）における金属組織を規定する。前記位置は、換言すると、表面から板厚の１／８深さを始点として、前記表面から板厚の３／８深さを終点とする領域である。
　前記位置における金属組織を規定する理由は、前記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ためである。
　なお、熱間圧延鋼板が表面にめっき層や塗膜などを備える場合は、ここでいう表面とは、鋼板とめっき層や塗膜などとの界面のことをいう。
　フェライト：５０％以上、８０％未満
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板では、フェライト粒内に微細なＴｉＣを析出させて、所望の強度を得る。この効果を得るために、フェライトの面積率は５０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは、５５％以上、６０％以上、６５％以上である。
　一方、フェライトの面積率が８０％以上では、ベイナイトの面積率が少なくなることで、ベイナイト中の炭素量が上昇し、ベイナイトの硬度が上昇して、穴広げ性が劣化し、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、フェライトの面積率は８０％未満とする。フェライトの面積率は、好ましくは、７５％以下、７０％以下である。
　ベイナイト：２０％超、５０％以下
　ベイナイトの面積率が２０％以下では、ベイナイト中の炭素量が上昇し、ベイナイトの硬度が上昇して穴広げ性が劣化することが、熱間圧延鋼板において所望のプレス加工性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は２０％超とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは、２５％以上、３０％以上である。
　また、フェライトの面積率との関係から、ベイナイトの面積率は５０％以下とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは、４５％以下、４０％以下、３５％以下である。
　パーライト：０～５％
　パーライトは強度に劣る組織である。パーライトの面積率が５％超であると熱間圧延鋼板の強度が低下する。そのため、パーライトの面積率は５％以下とする。パーライトの面積率は、好ましくは４％以下、３％以下、２％以下、１％以下である。
　パーライトの面積率は少ない程好ましいため、０％であることが好ましい。
　ＭＡ：０～２％
　ＭＡはマルテンサイトとオーステナイトとからなる組織である。ＭＡは硬度が高いため、ＭＡの面積率が２％超となると、穴広げ性が劣化することで、熱間圧延鋼板のプレス加工性が劣化する。そのため、ＭＡの面積率は２％以下とする。ＭＡの面積率は、好ましくは、１％以下である。
　ＭＡは含まれなくてもよいため、ＭＡの面積率は０％であってもよい。
　各組織の面積率は以下の方法により測定する。
　フェライトの面積率の測定方法
　熱間圧延鋼板から、板幅方向に垂直な断面を観察できるように、試験片を採取する。採取した試験片について、湿式研磨することで観察面を鏡面に仕上げ、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観察面を８分間研磨し、観察面に導入されたひずみを除去する。次に、表面から板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて組織観察する。ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置として、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）とで構成された装置を用いる。この際、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。
　観察領域は５００μｍ×５００μｍの領域とし、ステップサイズを０．３μｍとし、結晶方位情報を得る。観察領域は少なくとも３領域とする。得られた結晶方位情報と、ＯＩＭ　Ｄａｔａ　ａｎａｌｙｓｉｓとを用いて、隣接測定点との結晶方位差を求め、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒とみなす。次に、隣接測定点との方位差の結晶粒ごとの平均値（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ、ＧＡＭ）を計算する。ＧＡＭが１．０°以下の結晶粒をフェライトと定義し、この結晶粒の面積率を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　なお、この方法で定義されるフェライトには、パーライト内のフェライトは含まれない。
　パーライトの面積率の測定方法
　上述の方法と同様の方法で試験片を採取し、観察面をナイタールで腐食することで金属組織を現出させ、光学顕微鏡を用いて組織写真を撮影する。撮影位置は表面から板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）とし、撮影領域は５００μｍ×５００μｍの領域とし、少なくとも３領域とする。得られた組織写真に対して画像解析を行い、黒くエッチングされた結晶粒をパーライトと定義し、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。
　なお、この方法で黒くエッチングされるパーライトには、上述のＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて定義されるフェライトは含まれない。
　ＭＡの面積率の測定方法
　上述の方法と同様の方法で試験片を採取し、観察面をレペラ腐食することで金属組織を現出させ、光学顕微鏡を用いて組織写真を撮影する。撮影位置、撮影領域は上述の方法と同じである。得られた組織写真に対して画像解析を行い、白くエッチングされた結晶粒をＭＡと定義し、当該結晶粒の面積率を算出することで、ＭＡの面積率を得る。
　ベイナイトの面積率の測定方法
　ベイナイトは、１００％から、フェライト、パーライト及びＭＡの面積率を差し引くことで得る。
　平均結晶粒径：１０μｍ以下
　本実施形態では、ＴｉＣの微細析出による析出強化に加えて、結晶粒を微細化することによる高強度化も活用することで所望の引張強さを得る。平均結晶粒径が１０μｍ超では、結晶粒の微細化による強化量が減少し、所望の強度を得ることができない。そのため、平均結晶粒径は１０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは、８μｍ以下、７μｍ以下、６μｍ以下である。
　平均結晶粒径の下限は特に限定しないが、２μｍ以上又は３μｍ以上としてもよい。
　金属組織の平均結晶粒径は以下の方法により測定する。
　フェライトの面積率を測定したときの結晶方位情報を用いて、解析を行う。結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒と定義し、当該結晶粒の円相当径を算出する。観察領域における全ての結晶粒について円相当径を算出し、それらの平均値を算出することで、平均結晶粒径を得る。
　なお、円相当径とは、特定された結晶粒の面積と同じ面積となる円の直径のことである。
　ＢＨ量：４５ＭＰａ以上
　本実施形態において炭素は、所望の強度を得るために必要な析出物を生成させることに加えて、鋼中に固溶状態で残存することで、打ち抜き加工性を高める役割も有する。本発明者は、固溶炭素量とＢＨ量（焼付硬化量）とは相関関係があり、ＢＨ量が４５ＭＰａ未満では固溶炭素量が少なくなり、所望の打ち抜き加工性が得られないことを知見した。そのため、ＢＨ量は４５ＭＰａ以上とする。ＢＨ量は、好ましくは、５５ＭＰａ以上、６０ＭＰａ以上又は７０ＭＰａ以上である。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する、析出強化鋼に係る鋼板である。本実施形態では、鋼中にＴｉ系炭化物を分散させることでその強度を発現する。鋼中の固溶炭素量が増加することで、ＢＨ量は向上する一方、Ｔｉ系炭化物の析出量の低下を引き起こすと同時に、強度が低下する。本発明者らが詳細に検討した結果、ＢＨ量を１００ＭＰａ未満とすることで熱間圧延鋼板の強度がより向上することを知見した。そのため、ＢＨ量は１００ＭＰａ未満としてもよい。ＢＨ量は、９５ＭＰａ以下、９０ＭＰａ以下、８０ＭＰａ以下又は７５ＭＰａ以下としてもよい。
　ＢＨ量は以下の方法により測定する。
　熱間圧延鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して５号試験片を採取する。採取した５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ　３１３５：２０１８の附属書Ａに準拠して、ＢＨ量（焼付硬化量）を評価する。
　より具体的には、ＢＨ量（σＢＨ）は以下の式によって求める。
　　σＢＨ＝ＲＳＡ－ＲＷＨ
　ここで、ＲＳＡは、２％の全伸びを与えた後に、次の条件で熱処理した試験片の降伏点における試験力を、予ひずみ前の試験片平行部原断面積で除した値（Ｎ／ｍｍ２）である。
　熱処理条件：１７０℃に２０分間加熱後、空冷
　また、ＲＷＨは、引張試験において、全伸びを２％としたときの試験力を、予ひずみ前の試験片平行部原断面積で除した値（Ｎ／ｍｍ２）である。なお、引張試験はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して行う。
　表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値：７．０以下
　本発明者らは、引張強さが７８０ＭＰａ以上である高強度の熱間圧延鋼板を用いて打ち抜き加工を行い、その打ち抜き穴の端面を観察した結果、圧延方向に垂直な面（Ｃ断面）と比較して、圧延方向と板厚方向に平行な面（Ｌ断面）では端面の性状が劣位であることを知見した。これは、熱間圧延鋼板が有する結晶方位の異方性に起因したものと本発明者らは考え、熱間圧延時の集合組織と端面性状との関係について鋭意検討した。その結果、表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値を７．０以下とすることで、打ち抜きの端面性状の劣化を抑制できることを知見した。そのため、打ち抜き加工性をより高めるために、前記極密度の最大値を７．０以下とすることが好ましい。前記極密度の最大値は、より好ましくは、６．７以下又は６．５以下である。前記極密度の最大値の下限は特に限定しないが、５．５以上又は６．０以上としてもよい。
　前記極密度の最大値は以下の方法により測定する。
　熱間圧延鋼板の板幅方向を法線方向とする断面（板厚方向×圧延方向）の金属組織が観察できるように、試料を採取する。試料のサイズは、測定装置にもよるが、例えば、板厚方向全厚、圧延方向に１５ｍｍ、幅方向に１０ｍｍの直方体とすればよい。次に、試料の観察面を鏡面研磨した後、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、試料の観察面に導入されたひずみを除去する。上記研磨後の試料の表面（鋼板の表面）から板厚方向に５００μｍ深さまでの領域および圧延方向の任意の位置で２０００μｍ以上の領域を、５．０μｍの測定間隔で測定する。
　測定には、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせたＥＢＳＤ装置およびＴＳＬ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いる。上記試料についてＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による解析を行う。得られたデータから、結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を算出する。得られた結晶方位分布関数から、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値を得る。
　引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ以上である。引張強さが７８０ＭＰａ未満であると、車体軽量化の効果が小さく、自動車の足回り部品に好適に適用することができない。引張強さは、より好ましくは、８００ＭＰａ以上又は８２０ＭＰａ以上である。
　引張強さの上限は特に限定する必要は無いが、１０００ＭＰａ以下又は９００ＭＰａ以下としてもよい。
　全伸び（Ｅｌ）：１４％以上
　穴広げ率（λ）：４０％以上
　全伸びは１４％以上であり、穴広げ率は４０％以上であってもよい。全伸びが１４％以上であり、穴広げ率が４０％以上であれば、プレス加工性に優れると判断することができる。
　なお、全伸びとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２でいう「破断時全伸び」のことである。
　また、降伏点（ＹＰ）は７００ＭＰａ以上としてもよい。
　引張強さ、全伸び及び降伏点は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に準拠して引張試験を行うことで得る。引張試験片では、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする。
　本実施形態では、事前に圧延方向が判明している場合を除き、圧延方向は以下の方法により判別する。
　熱間圧延鋼板の端部から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、光学顕微鏡を用いて、倍率１００倍、２００倍、５００倍、１０００倍のそれぞれの倍率で観察する。介在物の寸法に応じて、介在物寸法が測定可能な適切な倍率の観察結果を選択する。観察範囲は、幅５００μｍ以上、且つ板厚全厚の範囲とし、輝度が暗い領域を介在物と判定する。観察の際は複数の視野で観察してもよい。次に、上記方法により初めに観察した板厚断面を基準として、板厚方向を軸に０°～１８０°の範囲において５°刻みで回転させた面と平行となる面について、上記と同様の方法により断面観察する。各断面における複数の介在物の長軸の長さの平均値を断面毎に算出する。得られた介在物の長軸の長さの平均値が最大となる断面を特定する。その断面における介在物の長軸方向と平行な方向を圧延方向と判別する。
　穴広げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０２０に準拠して穴広げ試験を行うことで、測定する。より具体的には、まず、試験片の中心に１０ｍｍ径のポンチで穴を打ち抜き、その穴に６０°円錐ポンチを押し込む。試験片の穴の縁に発生する割れが、厚さ方向に貫通するまで６０°円錐ポンチを押し込む。割れが厚さ方向に貫通したときの穴の径の拡大量と、初期の穴の径（１０ｍｍ径のポンチ穴）との比率を算出することで、穴広げ率を得る。
　打ち抜き加工性
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、下記評価で行う打ち抜き加工性に優れることが好ましい。
　熱間圧延鋼板から採取した試験片について、１２ｍｍφのポンチを用いて、クリアランス２０％の条件で３か所打ち抜きを行う。各打ち抜き穴の全周において、板厚方向と垂直方向に発生する割れ（剥がれ）の長さを測定する。３つの打ち抜き穴について、２ｍｍを超える割れの長さの合計（割れの合計長さ）を求める。この合計を、３つの打ち抜き穴の全周長さの合計（１１３ｍｍ）で除した値（割れの合計長さ／全周長さの合計×１００）が２０％以下である場合、打ち抜き加工性に優れると判断できる。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の板厚は特に限定されないが、２．０～８．０ｍｍとしてもよい。熱間圧延鋼板の板厚を２．０ｍｍ以上とすることで、圧延荷重が過大となり、熱間圧延が困難となることを抑制できる。
　また、板厚を８．０ｍｍ以下とすることで、熱間圧延後において上述した金属組織を安定的に得ることできる。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、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。
　次に、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下に説明する製造方法によれば、本実施形態に係る熱間圧延鋼板を安定的に製造することができる。なお、本実施形態におけるスラブの温度及び鋼板の温度は、スラブの表面温度及び鋼板の表面温度のことをいう。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法では、
　上述の化学組成を有するスラブを１２３０℃以上の温度域に加熱し、
　仕上げ圧延終了温度が８８０～９８０℃の温度域となるように熱間圧延を行い、
　５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０～７５０℃の温度域まで冷却し、
　前記冷却後、６５０～７５０℃の前記温度域にて３．０～１０．０秒間空冷を行い、
　前記空冷後、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４７０℃～５３０℃の温度域まで冷却し、
　前記冷却後、４７０℃～５３０℃の温度域にて巻き取る。
　以下、各工程について説明する。
　鋳造工程で析出した粗大なＴｉＣを溶体化するため、スラブを１２３０℃以上の温度域に加熱することが好ましい。加熱温度が１２３０℃未満であると、粗大なＴｉＣ量が増加し、十分な量の微細なＴｉＣが得られず、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　なお、加熱するスラブについては、上述した化学組成を有する点以外については特に限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
　所望の平均結晶粒径及びフェライトの面積率を得て、所望の強度を得るために、仕上げ圧延終了温度（仕上げ圧延最終段の出側温度）は８８０～９８０℃の温度域とすることが好ましい。仕上げ圧延終了温度が８８０℃未満では、フェライト生成能が過度に上昇し、高温域で粗大なフェライトが生成することで、所望の平均結晶粒径が得られず、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　一方、仕上げ圧延終了温度が９８０℃超では、フェライト生成能が低下し、空冷時のフェライト生成が抑制されることで、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、極密度の最大値を好ましく制御するためには、仕上げ圧延における開始温度、終了温度、９３０℃以上の温度域における真ひずみでの合計圧下率、及び仕上げ圧延全段における真ひずみでの合計圧下率を厳格に制御することが好ましい。より具体的には、仕上げ圧延における開始温度（１段目の入側温度）を１０００℃以上の温度域とし、終了温度（最終段の出側温度）を８８０℃以上の温度域とし、９３０℃以上の温度域における真ひずみでの合計圧下率を１．５以上とし、仕上げ圧延全段における真ひずみでの合計圧下率を３．０以下とすることが好ましい。
　真ひずみでの圧下率εは以下の式により表される。複数段の圧延を行った場合の合計の圧下率は、各段のεの総和を求めることで得ることができる。
　ε＝｜ｌｎ（ｈ１／ｈ２）｜
　上記式において、ｌｎは底がｅの自然対数であり、ｈ１は圧延前の板厚（ｍｍ）であり、ｈ２は圧延後の板厚（ｍｍ）である。
　仕上げ圧延終了後は、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６５０～７５０℃の温度域まで冷却することが好ましい。上記温度域までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、冷却中に粗大なフェライトが生成され、所望の平均結晶粒径が得られず、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　なお、本実施形態において平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値である。
　前記冷却後は、６５０～７５０℃の温度域にて、３．０～１０．０秒間の空冷を行うことが好ましい。この条件で空冷を行うことで、所望量のフェライトを生成させることができる。空冷を行う温度が６５０℃未満では、パーライトが多量に生成し、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　一方、空冷を行う温度が７５０℃超では、フェライトの生成速度が遅くなり、所望量のフェライトが得られず、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　なお、本実施形態において空冷とは、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満である冷却のことをいう。
　空冷を行う時間が３．０秒未満では、フェライトを十分に生成させることができず、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　一方、空冷を行う時間が１０．０秒超では、フェライトが過剰に生成し、所望量のベイナイトを得ることができない場合がある。
　前記空冷後は、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４７０～５３０℃の温度域まで冷却することが好ましい。空冷後の平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、冷却中にパーライトが多量に生成され、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。
　ＢＨ量を１００ＭＰａ未満とするためには、空冷後、４７０～５３０℃の温度域までの平均冷却速度は８５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　巻取温度は、巻取後の変態と析出物状態とを制御し、所望のプレス加工性及び打ち抜き加工性を得るために、４７０～５３０℃の温度域とすることが好ましい。巻取温度が４７０℃未満では巻取後にＭＡが多量に生成し、所望のプレス加工性を得ることができない場合がある。
　一方、巻取温度が５３０℃超では、炭化物が粗大化することで鋼中の固溶炭素量が減少し、ＢＨ量が低下することで、所望の打ち抜き加工性を得ることができない場合がある。
　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及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。
　転炉溶製及び連続鋳造を行うことで、表１Ａ～表２Ｂに示す化学組成を有するスラブを得た。得られたスラブに対して、表３Ａ及び表３Ｂに示す条件により、板厚が２．６～３．２ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
　なお、表３Ａ及び表３Ｂ中の「９３０℃以上の合計圧下率」は、９３０℃以上の温度域における合計圧下率を真ひずみで表した値であり、「合計圧下率」は仕上げ圧延全段における合計圧下率を真ひずみで表した値である。
　得られた熱間圧延鋼板について、上述の方法により、金属組織、ＢＨ量、極密度の最大値、引張強さ、全伸び、降伏点、穴広げ率及び打ち抜き加工性を評価した。なお、実施例においては圧延方向が事前に判明していたため、上述の圧延方向の判別は行わなかった。
　得られた結果を表４Ａ及び表４Ｂに示す。
　なお、表４Ａ及び表４Ｂ中の「極密度の最大値」は、表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値を示す。
　引張強さが７８０ＭＰａ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定した。一方、引張強さが７８０ＭＰａ未満であった場合、高い強度を有さないとして不合格と判定した。
　全伸びが１４％以上であり、且つ、穴広げ率が４０％以上であった場合、優れたプレス加工性を有するとして合格と判定した。一方、いずれか一方でも満たさなかった場合、優れたプレス加工性を有さないとして不合格と判定した。
　上述の打ち抜き加工性評価において、割れの合計長さ／全周長さ×１００の値に応じて、以下の基準により評価した。評価がＦａｉｒ以上であった場合、すなわち前記値が２０％以下であった場合、優れた打ち抜き加工性を有するとして合格と判定した。評価がＰｏｏｒであった場合、優れた打ち抜き加工性を有さないとして不合格と判定した。
　１％未満：Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ
　１％以上、１０％未満：Ｇｏｏｄ
　１０％超、２０％以下：Ｆａｉｒ
　２０％超：Ｐｏｏｒ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表中におけるＮｏ．１～２０及び４７～４９は発明例であり、高い強度、並びに、優れたプレス加工性及び打ち抜き加工性を有する熱間圧延鋼板であることが分かる。
　一方、Ｎｏ．２１～４６及び５０は比較例であり、いずれか１つ以上の特性が劣ることが分かる。
　Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が少なかったため、強度が低下した。
　Ｎｏ．２２は、Ｃ含有量が多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．２３は、Ｓｉ含有量が少なかったため、強度が低下した。
　Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が少なかったため、強度が低下した。
　Ｎｏ．２５は、Ｍｎ含有量が多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．２６は、Ｐ含有量が多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．２７は、Ｓ含有量が多かったため、穴広げ率が低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．２８は、Ａｌ含有量が多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．２９は、Ｔｉ含有量が少なかったため、強度が低下した
　Ｎｏ．３０は、Ｔｉ含有量多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化したことに加え、打ち抜き加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３１は、Ｎｂ含有量が少なかったため、強度が低下した。
　Ｎｏ．３２は、Ｎｂ含有量が多かったため、全伸びが低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３３は、Ｎ含有量が多かったため、強度が低下し、且つ、粗大なＴｉＮが形成されて打ち抜き加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３４は、Ａ値（計算未析出炭素量）が低かったため、ＢＨ量が低下し、打ち抜き加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３５は、Ｍ値が高かったため、ベイナイト量が不足し、穴広げ率が低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３６は、加熱温度が低かったため、強度が低下した。
　Ｎｏ．３７は、仕上げ圧延終了温度が低かったため、粗大なフェライトが生成し、強度が低下した。
　Ｎｏ．３８は、仕上げ圧延終了温度が高かったため、フェライト量が少なくなり、強度が低下した。
　Ｎｏ．３９は、空冷前の平均冷却速度が遅かったため、粗大なフェライトが生成し、強度が低下した。
　Ｎｏ．４０は、空冷開始温度が低かったため、パーライト量が多くなり、強度が低下した。
　Ｎｏ．４１は、空冷開始温度が高かったため、フェライト量が少なくなり、強度が低下した。
　Ｎｏ．４２は、空冷時間が短かったため、フェライト量が少なくなり、強度が低下した。
　Ｎｏ．４３は、空冷時間が長かったため、ベイナイト量が少なくなり、穴広げ率が低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．４４は、空冷後の平均冷却速度が遅かったため、パーライト量が多くなり、強度が低下した。
　Ｎｏ．４５は、巻取温度が低かったため、ＭＡ量が多くなり、穴広げ率が低下し、プレス加工性が劣化した。
　Ｎｏ．４６は、巻取温度が高かったため、ＢＨ量が低下し、打ち抜き加工性が劣化した。
　Ｎｏ．５０は、Ｂ含有量が高かったため、フェライト量が少なくなり、強度が低下した。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度、並びに、優れたプレス加工性及び打ち抜き加工性を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４～０．１０％、
    Ｓｉ：０．１１～０．３０％、
    Ｍｎ：１．４０～２．５０％、
    Ｐ　：０．０５％以下、
    Ｓ　：０．０５％以下、
    Ｎ　：０．０１０％以下、
    Ｏ　：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
    Ｔｉ：０．０６０～０．１５０％、
    Ｎｂ：０．０２０～０．１００％、
    Ｖ　：０～０．２００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０～１．５０％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    Ｂｉ：０～０．０２００％、
    Ｚｒ：０～０．５００％、
    Ｃｏ：０～１．０００％、
    Ｚｎ：０～０．２００％、
    Ｗ　：０～０．２００％、
    Ｓｂ：０～０．２００％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、
    Ｂ　：０．０００５％未満、並びに、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（１）式で表されるＡ値が０．０１５０質量％以上であり、
    　下記（２）式で表されるＭ値が９３０以下であり、
    　表面から板厚の１／４位置における金属組織が、面積％で、
    　　フェライト：５０％以上、８０％未満、
    　　ベイナイト：２０％超、５０％以下、
    　　パーライト：０～５％、
    　　ＭＡ：０～２％からなり、
    　平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、
    　ＢＨ量が４５ＭＰａ以上であり、
    　引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱間圧延鋼板。
    　Ａ値＝Ｃ－Ｔｉ／４＋Ｎ／１．１７－Ｎｂ／７．７５－Ｖ／４．２５　（１）
    　Ｍ値＝９３７－４３６．５×Ｃ＋５６×Ｓｉ－１９．７×Ｍｎ－１６．３×Ｃｕ－２６．６×Ｎｉ－４．９×Ｃｒ＋３８．１×Ｍｏ＋１２４．８×Ｖ＋１３６．３×Ｔｉ－１９．１×Ｎｂ＋１９８．４×Ａｌ　（２）
    　ただし、前記式（１）及び（２）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｖ　：０．００１～０．２００％、
    Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｂｉ：０．００１～０．０２００％、
    Ｚｒ：０．００１～０．５００％、
    Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｚｎ：０．００１～０．２００％、
    Ｗ　：０．００１～０．２００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．２００％、
    Ａｓ：０．００１～０．０５０％、及び
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
  3. 　前記表面～前記表面から５００μｍ深さの金属組織において、オイラー角で、Φ＝０～９０°、φ１＝０～９０°、φ２＝４５°で表現される方位群の極密度の最大値が７．０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｂ　：０．０００２％以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
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