WO2020179292A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2020179292A1
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洋志 首藤
林　宏太郎
宏志 海藤
章文 榊原
洵 安藤
哲 安里
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日本製鉄株式会社
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet. Specifically, the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that is formed into various shapes by press working or the like and is used, in particular, a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility and shearing workability.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-040857 filed in Japan on March 6, 2019, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 high strength for automobiles excellent in collision safety and formability, in which residual austenite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less is dispersed in ferrite having an average crystal grain size of 10 ⁇ m or less, is excellent.
  • a steel plate is disclosed.
  • the austenite undergoes martensite transformation during processing and shows a large elongation due to transformation-induced plasticity, but the hole expandability is impaired by the formation of hard martensite.
  • Patent Document 1 discloses that by refining ferrite and retained austenite, not only ductility but also hole expandability is improved.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more excellent in elongation and stretch flangeability, in which a second phase composed of retained austenite and/or martensite is finely dispersed in crystal grains. There is.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in ductility and stretch-flangeability and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 3 after the hot rolling is completed, it is cooled to a temperature range of 720° C. or lower within 1 second, and allowed to stay in a temperature range of more than 500° C. and 720° C. or less for a stay time of 1 to 20 seconds.
  • Disclosed is a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet which has good ductility and stretch flangeability and is wound in a temperature range of 500°C.
  • Patent Document 4 bainite is mainly contained, and an appropriate amount of polygonal ferrite and retained austenite are included, and an average of grains surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15° or more in a steel structure excluding retained austenite.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a grain size of 15 ⁇ m or less and good ductility and stretch flangeability is disclosed.
  • Patent Documents 1 to 4 are techniques for improving press formability such as ductility and stretch hole expandability, there is no mention of a technique for improving shear workability, and members are press formed. Post-treatment is required at the stage, and it is estimated that the manufacturing cost will increase.
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility and shearing workability.
  • the matrix structure of the metal structure is preferably hard. That is, it is preferable that the soft structure fraction of ferrite, bainite, or the like be as small as possible.
  • a hard structure is generally formed in a phase transformation of 600 ° C. or lower, but in this temperature range, the grain boundary and the crystal orientation difference of which the crystal orientation difference is 52 ° with respect to the ⁇ 110> direction are 7 A large number of grain boundaries that are ° are formed.
  • the standard deviation of the Mn concentration should be a certain value or less.
  • the slab is heated at a temperature range of 700° C. to 850° C. for 900 seconds or more, kept at 1100° C. or more for 6000 seconds or more, and 850° C. to 1100° C. It is effective to perform hot rolling such that the total thickness reduction is 90% or more in the temperature range of °C.
  • the microsegregation of Mn becomes small, so the standard deviation of the Mn concentration should be kept below a certain value. can do.
  • grain boundaries having a crystal orientation difference of 7° and grain boundaries having a crystal orientation difference of 52° can be uniformly distributed with the ⁇ 110> direction as an axis, and the height difference of the end face after shearing can be reduced. can do.
  • the winding temperature It is effective to set the temperature to a predetermined temperature or higher.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%.
  • C 0.100 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0-2.00%, Cr: 0-2.00%, Mo: 0 to 1.000%, Ni: 0 to 2.00%, B: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0200%, Mg: 0-0.0200%, REM: 0 to 0.1000%, Bi: 0-0.020%, One or more of Zr, Co, Zn and W: 0 to 1.00% in total, and Sn: 0 to 0.050% Containing, the balance consists of Fe and impurities, In
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has a chemical composition of% by mass.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent strength, ductility and shear workability can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.
  • the chemical composition and metallographic structure of the hot-rolled steel sheet (hereinafter, may be simply referred to as a steel sheet) according to the present embodiment will be specifically described below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the numerical limit range described below includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values shown as “less than” or “above” do not fall within the numerical range.
  • % relating to the chemical composition of the hot rolled steel sheet is mass% unless otherwise specified.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is, in mass %, C: 0.100 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. . Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.1000% or less, O: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities including.
  • C 0.100 to 0.250%
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • Al 0.001 to 2.000%
  • P 0.100% or less
  • S 0.0300% or less
  • N 0.1000% or less
  • O 0.0100% or less
  • Fe and impurities including Each element will be described in detail below.
  • C 0.100 to 0.250% C has a function of stabilizing retained austenite.
  • the C content is preferably 0.120% or more, more preferably 0.150% or more.
  • the C content is 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.220% or less.
  • Si 0.05 to 3.00% Si has a function of delaying the precipitation of cementite. By this action, the amount of austenite remaining untransformed, that is, the area fraction of retained austenite can be increased, and the strength of the steel sheet can be increased by solid solution strengthening. Further, Si has a function of deteriorating the soundness of the steel (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in the steel). If the Si content is less than 0.05%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more. The Si content is preferably 0.50% or more and 1.00% or more.
  • the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less and 2.50% or less.
  • Mn 1.00 to 4.00% Mn has the effect of suppressing ferrite transformation and increasing the strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 1.80% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 4.00%, the bainite transformation is delayed, the carbon concentration to austenite is not promoted, the retained austenite is insufficiently formed, and the desired area fraction of the retained austenite is increased. Hard to get. Furthermore, it becomes difficult to increase the C concentration in the retained austenite. Therefore, the Mn content is 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.70% or less and 3.50% or less.
  • Al 0.001 to 2.000% Similar to Si, Al has a function of deoxidizing steel to make the steel plate sound, and also has a function of suppressing precipitation of cementite from austenite, thereby promoting generation of retained austenite. sol. If the Al content is less than 0.001%, the effect of the above action cannot be obtained. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effects are saturated and it is economically unfavorable. The Al content is 2.000% or less. sol. The Al content is preferably 1.500% or less and 1.300% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element generally contained as an impurity, but it is also an element having an action of increasing the strength by strengthening the solid solution. Therefore, P may be positively contained, but P is an element that is easily segregated, and when the P content exceeds 0.100%, the moldability and toughness are significantly reduced due to grain boundary segregation. Become. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • the lower limit of the P content does not have to be specified in particular, but it is preferably 0.001% from the viewpoint of refining cost.
  • S 0.0300% or less
  • S is an element contained as an impurity, and forms a sulfide-based inclusion in the steel to reduce the formability of the hot-rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.0300%, the formability of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the S content is limited to 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content need not be specified in particular, but it is preferably 0.0001% from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in the steel as an impurity and has an action of reducing the formability of the steel sheet.
  • the N content is preferably 0.0800% or less, more preferably 0.0700% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified, but as will be described later, when one or more of Ti, Nb and V are contained to refine the metal structure, the precipitation of carbonitride
  • the N content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0020% or more, in order to promote the above.
  • O 0.0100% or less If a large amount of O is contained in steel, it forms a coarse oxide serving as a starting point of fracture, causing brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is limited to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less and 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more and 0.0010% or more in order to disperse a large number of fine oxides during deoxidation of molten steel.
  • the balance of the chemical composition of the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities mean those mixed from ore as a raw material, scrap, manufacturing environment, etc., and are allowed as long as they do not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. To do.
  • Ti, Nb, V, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W and Sn are optional. You may contain as an element. When the above optional element is not contained, the lower limit of the content is 0%.
  • the arbitrary element will be described in detail.
  • Ti, Nb, and V all precipitate in the steel as carbides or nitrides and have the effect of refining the metal structure by the pinning effect. Therefore, one or more of these elements should be contained. Good. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ti content should be 0.005% or more, the Nb content should be 0.005% or more, or the V content should be 0.005% or more. Preferably. However, even if these elements are contained excessively, the effects due to the above-mentioned effects are saturated and it is not economically preferable. Therefore, the Ti content is 0.300% or less, the Nb content is 0.100% or less, and the V content is 0.500% or less.
  • the Cu has the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet and the effect of precipitating as carbide in the steel at low temperature to enhance the strength of the steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is set to 2.00% or less.
  • the Cu content is preferably 1.50% or less and 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more and 0.05% or more. However, if the Cr content exceeds 2.00%, the chemical conversion treatability of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has the function of enhancing the hardenability of the steel sheet and the function of precipitating carbides in the steel to enhance the strength.
  • the Mo content is preferably 0.010% or more and 0.020% or more.
  • the Mo content is 1.000% or less.
  • the Mo content is preferably 0.500% or less and 0.200% or less.
  • Ni has the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet. Further, when Ni is contained, Ni has an effect of effectively suppressing grain boundary cracking of the slab due to Cu. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to add Ni in a large amount. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has the effect of enhancing the hardenability of the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more and 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0200%
  • Mg 0.0005 to 0.0200%
  • REM 0.0005 to 0.1000%
  • Bi 0.0005 to 0.020%
  • All of Ca, Mg and REM have an effect of enhancing the formability of the steel sheet by adjusting the shape of the inclusions to a preferable shape.
  • Bi has the effect of enhancing the formability of the steel sheet by refining the solidified structure. Therefore, one kind or two or more kinds of these elements may be contained. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable that the content of any one or more of Ca, Mg, REM and Bi be 0.0005% or more.
  • the Ca content or the Mg content exceeds 0.0200%, or if the REM content exceeds 0.1000%, inclusions are excessively generated in the steel, which rather decreases the formability of the steel sheet. There are cases. Further, even if the Bi content exceeds 0.020%, the effects due to the above-mentioned effects are saturated, which is not economically preferable. Therefore, the Ca content and Mg content are 0.0200% or less, the REM content is 0.1000% or less, and the Bi content is 0.020% or less. The Bi content is preferably 0.010% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements. In the case of lanthanoids, they are industrially added in the form of misch metal.
  • the chemical composition of the hot rolled steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
  • the measurement may be performed using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by thermally decomposing a sample with an acid.
  • C and S may be measured by a combustion-infrared absorption method, and N may be measured by an inert gas melting-heat conductivity method.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has the above-described chemical composition, has a cross section parallel to the rolling direction, and has a retained austenite content in the metal structure at a 1 ⁇ 4 depth of the sheet thickness from the surface and at the center position in the sheet width direction.
  • the grain boundary length L 52 which is 3.0% or more in area% and has a crystal orientation difference of 52 ° with respect to the ⁇ 110> direction, and the grain boundary length L, which has a crystal orientation difference of 7 °.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment can have excellent strength, ductility, and shear workability.
  • the reason for defining the metal structure at the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and the center position in the plate width direction of the cross section parallel to the rolling direction is that the metal structure at this position is a representative of the steel sheet. This is because it shows a typical metal structure.
  • 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 the steel sheet by transformation-induced plasticity (TRIP). If the surface integral of the retained austenite is less than 3.0%, the effect of the above action cannot be obtained and the ductility of the steel sheet deteriorates. Therefore, the area fraction of retained austenite is set to 3.0% or more.
  • the area fraction of retained austenite is preferably 5.0% or more, more preferably 7.0% or more, still more preferably 8.0% or more.
  • the upper limit of the area fraction of retained austenite does not need to be specified in particular, but the area fraction of retained austenite that can be ensured in the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is approximately 20.0%.
  • the upper limit of the area fraction may be 20.0%.
  • the area fraction of retained austenite may be 15.0% or less.
  • the metal structure other than retained austenite is not particularly limited as long as the tensile strength is 980 MPa or more.
  • a low temperature phase consisting of martensite, bainite and autotemper martensite having a total surface integral of 80.0 to 97.0% may be contained.
  • the area fraction of retained austenite can be measured by X-ray diffraction, EBSP (electron backscattering diffraction image, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) analysis, magnetic measurement, etc., and the measured values may differ depending on the measurement method. .. In this embodiment, the area fraction of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the area fraction of retained austenite by X-ray diffraction in the measurement of the area fraction of retained austenite by X-ray diffraction in the present embodiment, first, in a cross section parallel to the rolling direction at a depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet and at a central position in the sheet width direction, Is used to calculate the integrated intensity of a total of 6 peaks of ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220), and is calculated using the intensity averaging method. By doing so, the area fraction of retained austenite is obtained.
  • the area fraction of the metal structure other than the retained austenite may be obtained by subtracting the area fraction of the retained austenite from 100.0%.
  • a ⁇ 110> direction as an axis which is the ratio of the crystal orientation difference is 52 ° grain boundaries between the length L 52 and the grain boundaries of the length L 7 is a crystal orientation differences 7 ° L 52 /L 7 : 0.10 or more and 0.18 or less
  • a hard structure is generally formed in a phase transformation of 600°C or lower. In the temperature range of 600° C. or less, a large amount of grain boundaries having a crystal orientation difference of 52° and grain boundaries having a crystal orientation difference of 7° are formed around the ⁇ 110> direction as an axis.
  • the grain boundaries having a crystal orientation difference of 7° with respect to the ⁇ 110> direction have a high density and are uniformly dispersed, that is, the grain boundaries having a crystal orientation difference of 7° with the ⁇ 110> direction as an axis.
  • a metal structure having a large total length it is easy to introduce dislocations into the metal structure during shearing, and deformation of the material during shearing is promoted. As a result, the height difference of the end faces after shearing is suppressed.
  • dislocations are likely to accumulate in the hard phase at grain boundaries where the crystal orientation difference is 52 ° with respect to the ⁇ 110> direction. Therefore, it is difficult to introduce dislocations into the metal structure during shearing, and the material breaks immediately during shearing, so that the height difference of the end face after shearing becomes large. Therefore, when the length of the grain boundary having a crystal orientation difference of 52° is L 52 and the length of the grain boundary having a crystal orientation difference of 7° is L 7 with the ⁇ 110> direction as an axis, shearing is performed. The height difference of the rear end face is dominated by L 52 /L 7 .
  • L 52 /L 7 When L 52 /L 7 is less than 0.10, dislocations are extremely hard to be accumulated in the hard phase, so that the tensile strength of the hot rolled steel sheet cannot be set to 980 MPa or more. Further, when L 52 / L 7 is more than 0.18, the height difference of the end face after shearing becomes large. Therefore, L 52 /L 7 needs to be 0.10 or more and 0.18 or less in order to obtain a desired strength and reduce the height difference of the end surface after shearing.
  • a grain boundary having a crystal orientation difference of X° with the ⁇ 110> direction as an axis means that when two crystal grains A and B adjacent to each other at a grain boundary are specified, one crystal grain B is It is a grain boundary having a crystallographic relationship in which the crystal orientations of the crystal grains A and B coincide with each other when rotated by X° about the 110> axis.
  • an orientation difference of ⁇ 4° is allowed from the matching orientation relationship.
  • the EBSP-OIM Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy
  • SEM scanning electron microscope
  • Kikuchi pattern formed by backscattering is photographed with a high-sensitivity camera, and the photographed image is processed by a computer. By doing so, the crystal orientation of the irradiation point can be measured in a short waiting time.
  • the EBSP-OIM method is performed using an apparatus combining a scanning electron microscope and an EBSP analysis apparatus and an OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK. Since the EBSP-OIM method can analyze the fine structure and crystal orientation of the sample surface, it is possible to quantitatively determine the length of the grain boundary having a specific crystal orientation difference. Further, the analyzable area of the EBSP-OIM method is an area that can be observed by SEM. Although depending on the resolution of the SEM, the EBSP-OIM method enables analysis with a minimum resolution of 20 nm.
  • retained austenite is not a structure formed by a phase transformation of 600° C. or lower and has no effect of dislocation accumulation, retained austenite is not an analysis target in this measurement method. In the EBSP-OIM method, retained austenite can be excluded from the analysis target.
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60 mass% or less
  • the standard deviation of Mn concentration is 1/4 depth from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment and the central position in the sheet width direction is 0. It is .60% by mass or less.
  • the grain boundaries having a crystal orientation difference of 7 ° and the grain boundaries having a crystal orientation difference of 52 ° can be uniformly dispersed about the ⁇ 110> direction.
  • the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably as small as the value from the viewpoint of suppressing the height difference of the end face after shearing, but the practical lower limit is 0.10% by mass due to the restrictions of the manufacturing process.
  • the standard deviation of the Mn concentration is obtained by mirror-polishing the L section of the hot-rolled steel sheet, and then measuring the Mn concentration at a 1/4 depth from the surface and the center position in the sheet width direction with an electron probe microanalyzer (EPMA). , Obtained by calculating the standard deviation.
  • the measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000, and a distribution image in the range of 20 ⁇ m in the sample rolling direction and 20 ⁇ m in the sample plate thickness direction. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration at 40,000 points or more is measured. Then, the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentrations obtained from all the measurement points.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more. When the tensile strength is less than 980 MPa, the applicable parts are limited, and the contribution to weight reduction of the vehicle body is small.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1780 MPa, 1200 MPa, or 1150 MPa from the viewpoint of suppressing mold wear.
  • the tensile strength is measured according to JIS Z 2241: 2011 using the No. 5 test piece of JIS Z 2241: 2011.
  • the sampling position of the tensile test piece may be a quarter part from the end in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be the longitudinal direction.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm.
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment may be 0.5 mm or more. It is preferably 1.2 mm or more and 1.4 mm or more.
  • the plate thickness may be 8.0 mm or less. It is preferably 6.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-described chemical composition and metal structure may be a surface-treated steel sheet having a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance and the like.
  • the plated layer may be an electroplated layer or a hot-dip plated layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanizing and electroplating Zn—Ni alloy.
  • the hot-dip galvanizing layer include hot-dip galvanizing, alloy hot-dip galvanizing, hot-dip aluminum coating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, and the like.
  • the coating amount is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, it is also possible to further improve the corrosion resistance by performing an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid
  • a suitable production method for the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure is as follows.
  • the slab is heated under predetermined conditions and then hot-rolled, accelerated and cooled to a predetermined temperature range, and the cooling history after winding is controlled. Is effective.
  • the following steps (1) to (7) are sequentially performed.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in the present embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • the slab is allowed to stay in the temperature range of 700° C. to 850° C. for 900 seconds or longer, then heated and held at 1100° C. or higher for 6000 seconds or more.
  • Hot rolling is performed such that the total thickness reduction is 90% or more in the temperature range of 850 to 1100°C.
  • the hot rolling is completed at a temperature T1 (°C) or higher represented by the following formula ⁇ 1>.
  • Cooling is started within 1.5 seconds after completion of hot rolling, and accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 50° C./second or more to a temperature T2 (° C.) or less represented by the following formula ⁇ 2>.
  • Cooling from the cooling stop temperature of accelerated cooling to the coiling temperature is performed at an average cooling rate of 10° C./sec or more.
  • Winding is performed at a temperature T3 (° C.) or higher represented by the following formula ⁇ 3>.
  • the lower limit of the residence time is the condition I (80 seconds or more at 450 ° C. or higher, 400) in the predetermined temperature range of the end portion in the plate width direction and the central portion in the plate width direction of the hot-rolled steel plate.
  • T1 (° C.) 868-396 ⁇ [C]-68.1 ⁇ [Mn]+24.6 ⁇ [Si]-36.1 ⁇ [Ni]-24.8 ⁇ [Cr]-20.7 ⁇ [Cu ] + 250 ⁇ [sol. Al]... ⁇ 1>
  • T2 (° C.) 770-270 x [C] -90 x [Mn] -37 x [Ni] -70 x [Cr] -83 x [Mo] ... ⁇ 2>
  • T3 (° C.) 591-474 x [C] -33 x [Mn] -17 x [Ni] -17 x [Cr] -21 x [Mo] ... ⁇ 3>
  • the [elemental symbol] in each formula indicates the content (mass %) of each element in the steel. When no element is contained, 0 is substituted.
  • the slab to be subjected to hot rolling is preferably retained in the temperature range of 700 ° C. to 850 ° C. during heating for 900 seconds or longer, then further heated and held at 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • Mn is distributed between ferrite and austenite, and by prolonging the transformation time, Mn can diffuse in the ferrite region.
  • hot rolling it is preferable to use a revers mill or a tandem mill as multi-pass rolling. Particularly, from the viewpoint of industrial productivity, it is more preferable to perform hot rolling using a tandem mill at least in the final several stages.
  • (6-2) Reduction ratio of hot rolling 90% or more total reduction of sheet thickness in the temperature range of 850 to 1100°C Hot rolling such that 90% or more total reduction of sheet thickness in the temperature range of 850 to 1100°C It is preferable to perform rolling.
  • the recrystallized austenite grains are mainly refined, the accumulation of strain energy in the unrecrystallized austenite grains is promoted, the recrystallization of austenite is promoted, and the atomic diffusion of Mn is promoted. ..
  • the standard deviation of the Mn concentration can be reduced, and the height difference of the end faces after shearing can be reduced.
  • Hot rolling completion temperature T1 (° C.) or higher
  • the hot rolling completion temperature is preferably T1 (° C.) or higher.
  • the formation of ferrite and pearlite can be suppressed by accelerating cooling to T2 (° C) or lower at an average cooling rate of 50 ° C./sec or higher within 1.5 seconds after the completion of hot rolling.
  • the average cooling rate here refers to the range of temperature drop of the steel sheet from the start of accelerated cooling (when the steel sheet is introduced into the cooling equipment) to the completion of accelerated cooling (when the steel sheet is taken out from the cooling equipment). The value divided by the time required from the start to the completion of accelerated cooling.
  • the time to start cooling is set to 1.5 seconds or less, the average cooling rate is set to 50 ° C / sec or more, and the cooling stop temperature is set to T2 (° C) or less. Ferrite transformation and/or pearlite transformation can be suppressed, and TS ⁇ 980 MPa can be obtained. Therefore, it is preferable to perform accelerated cooling to T2 (° C.) or less at an average cooling rate of 50° C./sec or more within 1.5 seconds after completion of hot rolling.
  • the upper limit of the cooling rate is not specified, if the cooling rate is increased, the cooling equipment becomes large and the equipment cost becomes high. Therefore, considering the equipment cost, 300 ° C./sec or less is preferable.
  • the cooling stop temperature for accelerated cooling is preferably T3 (° C.) or higher.
  • the cooling stop temperature of accelerated cooling is 10°C/sec or more. This can make the matrix structure hard.
  • the average cooling rate here means the value obtained by dividing the temperature drop width of the steel sheet from the cooling stop temperature of accelerated cooling to the winding temperature by the time required from the stop of accelerated cooling to winding. ..
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature of the accelerated cooling to the winding temperature is 10° C./second or more.
  • the winding temperature is preferably T3 (° C.) or higher.
  • T3 (° C.) or higher the driving force for transforming austenite to bcc becomes small, and the deformation strength of austenite becomes small. Therefore, during bainite and martensite transformation, the grain boundary length L 52 having a crystal orientation difference of 52° with the ⁇ 110> direction as an axis decreases, and the crystal orientation difference with the ⁇ 110> direction as an axis of 7°.
  • the grain boundary length L 7 is increased to L 52 /L 7 of 0.18 or less. As a result, the height difference of the end face after shearing can be reduced. Therefore, the winding temperature is preferably T3 (° C.) or higher.
  • Cooling after winding Cooling after winding the hot-rolled steel plate so that the lower limit of the residence time satisfies the following condition I and the upper limit of the residence time satisfies the following condition II in a predetermined temperature range.
  • Condition I Any one of 450 seconds or more and 80 seconds or more, 400 degrees C or more and 200 seconds or more, or 350 degrees C or more and 1000 seconds or more
  • Condition II 450 degrees C or more and 2000 seconds or less and 400 degrees C or more and 8000 seconds or less, and Cooling after winding all at 350°C or higher and within 30,000 seconds by cooling so that the lower limit of residence time in a predetermined temperature range satisfies Condition I, that is, at 450°C or higher for 80 seconds or longer, 400°C or higher.
  • the diffusion time of carbon from the matrix to the austenite is increased, the area fraction of retained austenite is increased, and the retained austenite is increased. It becomes easy to suppress the decomposition of.
  • the surface integral of retained austenite can be set to 3.0% or more, and the ductility of the hot-rolled steel sheet can be improved.
  • the temperature of the hot-rolled steel sheet is measured by a contact type or non-contact type thermometer if it is at the end in the plate width direction. If it is other than the end of the hot-rolled steel sheet in the sheet width direction, it is measured by a thermocouple or calculated by heat transfer analysis.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled so that the upper limit of the residence time in a predetermined temperature range satisfies the condition II, that is, the residence time is 450 ° C. or higher, within 2000 seconds, and 400 ° C. or higher.
  • the austenite can be prevented from decomposing into iron carbide and tempered martensite, and the ductility of the hot rolled steel sheet is improved. be able to. Therefore, cooling is performed so that the upper limit of the residence time satisfies Condition II, that is, at 450° C. or higher and within 2000 seconds, 400° C. or higher and within 8000 seconds, and 350° C. or higher and within 30,000 seconds.
  • the cooling rate of the hot rolled steel sheet after winding may be controlled by a heat insulating cover, an edge mask, mist cooling or the like.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Method for evaluating properties of hot-rolled steel sheet (1) Tensile strength property and total elongation Among the mechanical properties of the obtained hot-rolled steel plate, tensile strength property and total elongation were evaluated according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece was JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece was 1/4 from the end in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction.
  • a straight line (a straight line 2 in FIG. 1) passing through a position B which is perpendicular to the upper and lower surfaces of the steel plate and is closest to the punched hole (the straight line 1 and the farthest) in the cross section is drawn, and the distance between these two straight lines (d in FIG. 1) was defined as the height difference of the end face.
  • the height difference was measured for 10 end faces obtained by 5 punched holes, and the average value of the height difference of the end face was 15% or less of the plate thickness (average value of height difference of end face (mm)/plate thickness (mm ) ⁇ 100 ⁇ 15), the hot rolled steel sheet was excellent in shear workability and was judged to be acceptable. On the other hand, if the average value of the height difference of the end faces exceeds 15% of the plate thickness (average value of the height difference of the end faces (mm)/sheet thickness (mm) x 100>15), it is a hot-rolled steel sheet with poor shear workability. If there is, it was judged as a failure. Table 5 shows the obtained measurement results.
  • Manufacturing No. which is an example of the present invention.
  • hot-rolled steel sheets having excellent strength, ductility and shear workability were obtained.
  • manufacturing No. whose chemical composition and metallographic structure are not within the ranges specified in the present invention.
  • 3 to 16 and 30 to 33 were inferior in any one or more of the characteristics (tensile strength TS, total elongation EL, shear workability).
  • 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.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織において、残留オーステナイトが面積％で３．０％以上であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０以上０．１８以下であり、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、且つ延性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０１９年３月６日に、日本に出願された特願２０１９－０４０８５７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。
　そこで、車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。なかでも、残留オーステナイトを含有する鋼板は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により優れた延性を示すことから、これまでにも多くの検討がなされている。
　例えば、特許文献１には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態して、変態誘起塑性により大きな伸びを示すものの、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献１には、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性のみならず穴拡げ性も向上する、と開示されている。
　特許文献２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、伸びおよび伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
　特許文献３および４には、延性および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献３には、熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１～２０秒間の滞在時間で滞在させた後、３５０～５００℃の温度域で巻き取る、延性および伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献４には、ベイナイトを主体とし、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを有するとともに、残留オーステナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下である、延性および伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板が開示されている。
日本国特開平１１－６１３２６号公報 日本国特許第４１０９６１９号公報 日本国特許第５６５５７１２号公報 日本国特許第６２４１２７３号公報
　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。特に９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、せん断加工後のコイニング等の後処理に必要な荷重が大きくなるため、せん断加工後の端面の高低差を特に高い精度で制御することが望まれている。
　特許文献１～４に開示された技術は、いずれも延性および伸び穴拡げ性のプレス成形性を向上させる技術ではあるが、せん断加工性を向上させる技術については言及がなく、部材をプレス成形する段階で後処理が必要となり、製造コストが上昇すると推測される。
　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。
　本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見（ａ）～（ｈ）を得て、本発明を完成した。なお、優れたせん断加工性を有するとは、せん断加工後の端面の高低差が小さいことを示す。また、高い強度を有する、または優れた強度を有するとは、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さを得るためには、金属組織の母相組織は硬質であることが好ましい。すなわち、フェライトやベイナイト等の軟質な組織分率はなるべく小さいことが好ましい。
（ｂ）しかし、硬質な組織は延性に乏しい組織であるため、単にこれらを主体とする金属組織とするだけでは、優れた延性を確保することができない。
（ｃ）高強度の熱延鋼板に優れた延性も兼備させるためには、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高めることができる適量の残留オーステナイトを含有させることが効果的である。
（ｄ）残留オーステナイトを室温で安定化させるためには、巻取中にベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトから拡散したＣを、オーステナイト中に濃縮させることが効果的である。そのため、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの変態が停留した後に、最低限の保持時間を確保することが効果的である。ただし、長時間保持し過ぎるとオーステナイトが分解し、残留オーステナイト量は減少するため、適切な保持時間とすることが効果的である。
（ｅ）硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成されるが、この温度域においては＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が５２°である粒界および結晶方位差が７°である粒界が多量に形成される。
（ｆ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の生成時には、硬質組織中に転位が蓄積されにくい。そのため、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の密度が多く、且つ均一に分散している金属組織、すなわち＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の合計の長さが大きい金属組織では、せん断加工時に金属組織中への転位の導入が容易であり、せん断加工中の材料の変形が促進される。その結果、せん断加工後の端面の高低差が抑制される。
（ｇ）＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界および結晶方位差が５２°である粒界を均一に分散させるには、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とする必要がある。Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱の際に７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、１１００℃以上で６０００秒以上保持し、かつ８５０℃～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが効果的である。７００℃～８５０℃の温度域における滞留時間および８５０℃～１１００℃の温度域における板厚減を好ましく制御することで、Ｍｎのミクロ偏析が小さくなるため、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすることができる。その結果、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界および結晶方位差が５２°である粒界を均一に分布させることができ、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。
（ｈ）＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さを増大させ、結晶方位差が５２°である粒界の長さを減少させるには、巻取り温度を所定温度以上とすることが効果的である。
　上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
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、
Ｔｉ：０～０．３００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
Ｓｎ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、
　残留オーステナイトが面積％で３．０％以上であり、
　＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０以上０．１８以下であり、
　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。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｖ：０．００５～０．５００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性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。
せん断加工後の端面の高低差の測定方法を説明するための図である。
　本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）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。
１．化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、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。
（１－１）Ｃ：０．１００～０．２５０％
　Ｃは、残留オーステナイトを安定化する作用を有する。Ｃ含有量が０．１００％未満では、所望の残留オーステナイトの面積分率を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上、更に好ましくは０．１５０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、パーライトが優先的に生成して残留オーステナイトの生成が不十分となり、所望の残留オーステナイトの面積分率を得ることが困難となる。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０．２２０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
　Ｓｉは、セメンタイトの析出を遅延させる作用を有する。この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積分率を高めることができ、また固溶強化により鋼板の強度を高めることができる。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、１．００％以上である。しかし、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２．７０％以下、２．５０％以下である。
（１－３）Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、ベイナイト変態が遅延することで、オーステナイトへの炭素濃化が促進されず、残留オーステナイトの生成が不十分となり、所望の残留オーステナイトの面積分率を得ることが困難となる。更に、残留オーステナイト中のＣ濃度を高めることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、３．５０％以下である。
（１－４）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、１．３００％以下である。
（１－５）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、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよいが、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％とすることが好ましい。
（１－６）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成形性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、鋼板の成形性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。
（１－７）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、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、鋼板の成形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、さらに好ましくは０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するように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の微細化を図る場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
（１－８）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％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００８０％以下、０．００５０％以下とすることが好ましい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記元素に加え、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
（１－９）Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％およびＶ：０．００５～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、ピン止め効果によって金属組織を微細化する作用を有するため、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とするか、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするか、あるいはＶ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とし、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とし、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
（１－１０）Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して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、１．００％以下である。
　上述したようにＣｒは、鋼板の焼入性を高める作用および残留オーステナイトを安定化させる作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上、０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＭｏは、鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上、０．０２０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．０００％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１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５００％以下、０．２００％以下である。
　上述したようにＮｉは、鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＢは、鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上、０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
（１－１１）Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％およびＢｉ：０．０００５～０．０２０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、鋼板の成形性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、鋼板の成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って鋼板の成形性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１０００％以下、並びにＢｉ含有量を０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の含有量の合計を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
（１－１２）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％およびＳｎ：０～０．０５０％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
２．熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上述の化学組成を有し、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、残留オーステナイトが面積％で３．０％以上であり、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と、結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０以上０．１８以下であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、優れた強度、延性およびせん断加工性を得ることができる。
　なお、本実施形態において、圧延方向に平行な断面の、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織を規定する理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％以上
　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）により鋼板の延性を高める作用を有する。残留オーステナイトの面積分率が３．０％未満では、上記作用による効果を得ることができず、鋼板の延性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％以上とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは５．０％以上、より好ましくは７．０％以上、さらに好ましくは８．０％以上である。残留オーステナイトの面積分率の上限は特に規定する必要はないが、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成において確保し得る残留オーステナイトの面積分率は概ね２０．０％であるため、残留オーステナイトの面積分率の上限を２０．０％としてもよい。残留オーステナイトの面積分率は、１５．０％以下としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であれば、残留オーステナイト以外の金属組織は特に限定されない。残留オーステナイト以外の金属組織として、合計の面積分率が８０．０～９７．０％のマルテンサイト、ベイナイトおよびオートテンパーマルテンサイトからなる低温相が含まれてもよい。
　残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
　本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイトの面積分率の測定では、まず、鋼板の板厚の１／４深さ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算出することで、残留オーステナイトの面積分率を得る。残留オーステナイト以外の金属組織の面積分率は、１００．０％から、残留オーステナイトの面積分率を引くことで得ればよい。
（２－２）＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７：０．１０以上０．１８以下
　９８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、母相を硬質な組織にする必要がある。硬質な組織は一般的に６００℃以下の相変態において形成される。６００℃以下の温度域においては、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界および結晶方位差が７°である粒界が多量に形成される。＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の生成時においては、硬質組織中に転位が蓄積されにくい。そのため、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の密度が多く、且つ均一に分散している、すなわち＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の合計の長さが大きい金属組織では、せん断加工時に金属組織中への転位の導入が容易であり、せん断加工中の材料の変形が促進される。その結果、せん断加工後の端面の高低差が抑制される。
　一方、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界においては、硬質相中に転位が蓄積されやすい。そのため、せん断加工時に金属組織中への転位導入が難しく、せん断加工中に材料がすぐに破断してしまうため、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。よって、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さをＬ５２とし、結晶方位差が７°である粒界の長さをＬ７としたとき、せん断加工後の端面の高低差はＬ５２／Ｌ７によって支配される。Ｌ５２／Ｌ７が０．１０未満の場合、硬質相中に転位が極めて蓄積されにくいため、熱延鋼板の引張強さを９８０ＭＰａ以上とすることができない。また、Ｌ５２／Ｌ７が０．１８超である場合には、せん断加工後の端面の高低差が大きくなる。よって、所望の強度を得つつ、せん断加工後の端面の高低差を小さくするために、Ｌ５２／Ｌ７を０．１０以上０．１８以下とする必要がある。
　なお、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差がＸ°である粒界とは、ある粒界で隣接する二つの結晶粒Ａと結晶粒Ｂとを特定したとき、片方の結晶粒Ｂを＜１１０＞軸にＸ°回転させることによって、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｂの結晶方位が一致する結晶学的関係を有する粒界のことをいう。ただし、結晶方位の測定精度を考慮すると、一致する方位関係から±４°の方位差を許容する。
　本実施形態では、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２および結晶方位差が７°である粒界の長さをＬ７をＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、撮影写真をコンピュータで画像処理する事により、照射点の結晶方位を短待間で測定することができる。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、試料表面の微細構造並びに結晶方位を解析できるため、特定の結晶方位差を持つ粒界の長さを定量的に求めることができる。また、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法の分析可能エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。
　圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織の特定粒界の長さの測定に当たっては、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ５２を得る。同様に、＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が７°である粒界の長さの平均値を算出することで、Ｌ７を得る。なお、前述したように±４°の方位差を許容する。
　なお、残留オーステナイトは６００℃以下の相変態で生成した組織でなく、転位蓄積の効果を有さないので、本測定方法では、残留オーステナイトは解析の対象としない。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、残留オーステナイトを解析対象から除外することができる。
（２－３）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、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界および結晶方位差が５２°である粒界を均一に分散させることができる。その結果、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、せん断加工後の端面の高低差抑制の観点から、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。
　Ｍｎ濃度の標準偏差は、熱延鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、表面から板厚の１／４深さ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Ｍｎ濃度を測定して、標準偏差を算出することで得る。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。
３．引張強度特性
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され，車体軽量化の寄与が小さい。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、１２００ＭＰａ、１１５０ＭＰａとしてもよい。
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向を長手方向とすればよい。
４．板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚を０．５ｍｍ以上とすることで、圧延完了温度の確保が容易になるとともに、圧延荷重が過大となることを抑制でき、熱間圧延を容易に行うことができる。したがって、本実施形態に係る鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上、１．４ｍｍ以上である。また、板厚を８．０ｍｍ以下とすることで、金属組織の微細化が容易となり、上述した金属組織を容易に確保することができる。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
５．その他
（５－１）めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
６．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、巻き取った後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）～（７）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（１）スラブを７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、その後加熱し、１１００℃以上で６０００秒以上保持する。
（２）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。
（３）下記式＜１＞により表される温度Ｔ１（℃）以上で熱間圧延を完了する。
（４）熱間圧延完了後１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度で下記式＜２＞により表される温度Ｔ２（℃）以下まで加速冷却する。
（５）加速冷却の冷却停止温度から巻取り温度までを１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
（６）下記式＜３＞により表される温度Ｔ３（℃）以上で巻き取る。
（７）巻取り後の冷却において、熱延鋼板の板幅方向最端部および板幅方向中央部の所定の温度域で、滞留時間の下限が条件Ｉ（４５０℃以上で８０秒以上、４００℃以上で２００秒以上または３５０℃以上で１０００秒以上のいずれか一つ以上）を満足し、滞留時間の上限が条件ＩＩ（４５０℃以上で２０００秒以内かつ４００℃以上で８０００秒以内かつ３５０℃以上で３００００秒以内の全て）を満足するように冷却する。
Ｔ１（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ］－６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］－３６．１×［Ｎｉ］－２４．８×［Ｃｒ］－２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［ｓｏｌ．Ａｌ］…＜１＞
Ｔ２（℃）＝７７０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］…＜２＞
Ｔ３（℃）＝５９１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］…＜３＞
　ただし、各式中の［元素記号］は各元素の鋼中の含有量（質量％）を示す。元素を含有しない場合は０を代入する。
（６－１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、滞留および保持時間
　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、加熱時の７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させ、その後更に加熱し、１１００℃以上で６０００秒以上保持することが好ましい。７００℃～８５０℃の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。その結果、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。また、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にするためには、１１００℃以上で６０００秒以上加熱することが好ましい。
　なお、７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上滞留させるには、例えば、加熱炉の内部において、スラブ温度が７００℃～８５０℃になる加熱域の温度勾配を小さくする方法挙げられる。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（６－２）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が好ましい。これにより、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、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る。その結果、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができ、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。
　なお、８５０～１１００℃の温度域の板厚減とは、この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚ｔ０とし、この温度域の圧延における最終パス後の出口板厚をｔ１としたとき、（ｔ０－ｔ１）／ｔ０×１００（％）で表すことができる。
（６－３）熱間圧延完了温度：Ｔ１（℃）以上
　熱間圧延の完了温度はＴ１（℃）以上とすることが好ましい。熱間圧延の完了温度をＴ１（℃）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、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、高強度の熱延鋼板を得ることができる。
（６－４）熱間圧延完了後の加速冷却：１．５秒以内に冷却を開始して、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却
　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、熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行うことが好ましい。
　熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行うことで、フェライトおよび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。熱間圧延完了後の加速冷却において、冷却開始までの時間を１．５秒以内とし、平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、冷却停止温度をＴ２（℃）以下とすることで、鋼板内部でのフェライト変態および／またはパーライト変態を抑制でき、ＴＳ≧９８０ＭＰａを得ることができる。したがって、熱間圧延完了後１．５秒以内に、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ２（℃）以下まで加速冷却を行うことが好ましい。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、３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度はＴ３（℃）以上とするとよい。
（６－５）加速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：１０℃／秒以上
　パーライトの面積分率を抑え、ＴＳ≧９８０ＭＰａの強度を得るために、加速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１０℃／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、加速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、加速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。上記平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることで、パーライトの面積分率を小さくすることができ、強度および延性を確保することができる。したがって、加速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は１０℃／秒以上とする。
（６－６）巻取り温度：Ｔ３（℃）以上
　巻取り温度はＴ３（℃）以上とすることが好ましい。巻取り温度をＴ３（℃）以上とすることで、オーステナイトからｂｃｃへの変態駆動力が小さくなり、また、オーステナイトの変形強度が小さくなる。そのため、ベイナイトおよびマルテンサイト変態する際に、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２が減少し、＜１１０＞方向を軸として結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７が増加して、Ｌ５２／Ｌ７を０．１８以下することができる。その結果、せん断加工後の端面の高低差を小さくすることができる。したがって、巻取り温度はＴ３（℃）以上とすることが好ましい。
（６－７）巻取り後の冷却：熱延鋼板の巻き取り後に所定の温度域で、滞留時間の下限が下記条件Ｉを満足し、滞留時間の上限が下記条件ＩＩを満足するように冷却
条件Ｉ：４５０℃以上で８０秒以上、４００℃以上で２００秒以上または３５０℃以上で１０００秒以上のいずれか一つ
条件ＩＩ：４５０℃以上で２０００秒以内かつ４００℃以上で８０００秒以内かつ３５０℃以上で３００００秒以内の全て
　巻取り後の冷却において、所定の温度域における滞留時間の下限が条件Ｉを満足するように冷却することで、すなわち４５０℃以上で８０秒以上、４００℃以上で２００秒以上または３５０℃以上で１０００秒以上のいずれか一つの滞留時間を確保することで、母相からオーステナイトへの炭素の拡散を促進し、残留オーステナイトの面積分率を高め、かつ残留オーステナイトの分解を抑制し易くなる。その結果、残留オーステナイトの面積分率を３．０％以上とすることができ、熱延鋼板の延性を向上することができる。なお、本実施形態において熱延鋼板の温度は、板幅方向最端部であれば接触式または非接触式温度計で測定する。熱延鋼板の板幅方向最端部以外であれば、熱電対により測定するか、伝熱解析により計算する。
　一方、巻取り後の冷却において、熱延鋼板の所定の温度域における滞留時間の上限が条件ＩＩを満足するように冷却することで、すなわち滞留時間が４５０℃以上で２０００秒以内、４００℃以上で８０００秒以内、あるいは３５０℃以上で３００００秒以内の全てを満足するように冷却すると、オーステナイトが鉄系炭化物と焼き戻しマルテンサイトとに分解することを抑制でき、熱延鋼板の延性を向上することができる。そのため、滞留時間の上限が条件ＩＩを満足するように、すなわち４５０℃以上で２０００秒以内かつ４００℃以上で８０００秒以内かつ３５０℃以上で３００００秒以内の全てを満足するように冷却する。巻取り後の熱延鋼板の冷却速度は、保温カバーやエッジマスク、ミスト冷却等によって制御するとよい。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および表２の鋼Ｎｏ．Ａ～Ｓに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３および表４に示す製造条件により、表５に示す熱延鋼板を得た。なお、スラブを８５０～１１００℃の温度域において表３に示す滞留時間で滞留させ、その後表３に示す加熱温度まで加熱して保持した。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、残留オーステナイトの面積分率、Ｌ５２／Ｌ７およびＭｎ濃度の標準偏差を求めた。得られた測定結果を表５に示す。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　（１）引張強度特性および全伸び
　得られた熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性および全伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向を長手方向とした。
　引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａかつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌ≧１６０００（ＭＰａ・％）を満たした場合、強度および延性に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定した。
（２）せん断加工性
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により測定した。穴直径１０ｍｍ、クリアランス１０％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで５個の打ち抜き穴を作製した。次に、打ち抜き穴の圧延方向に平行な断面を樹脂に埋め込み、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に示すような加工断面を観察することができた。観察写真において、熱延鋼板の上面および下面に垂直且つバリの頂点Ａ（バリ部分の熱延鋼板の下面と板厚方向に最も遠い点）を通る直線（図１の直線１）と、熱延鋼板の上面および下面に垂直且つ断面のうち最も打ち抜き穴に近い（直線１と最も遠い）位置Ｂを通る直線（図１の直線２）とを引き、この２直線の距離（図１のｄ）を端面の高低差と定義した。５個の打ち抜き穴により得られた１０個の端面について高低差を測定し、端面の高低差の平均値が板厚の１５％以下（端面の高低差の平均値（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）×１００≦１５）であればせん断加工性に優れた熱延鋼板であるとして、合格と判定した。一方、端面の高低差の平均値が板厚の１５％超（端面の高低差の平均値（ｍｍ）／板厚（ｍｍ）×１００＞１５）であればせん断加工性に劣る熱延鋼板であるとして、不合格と判定した。
　得られた測定結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５から分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１、２および１７～２９において、優れた強度、延性、せん断加工性を有する熱延鋼板が得られた。
　一方、化学組成、金属組織が本発明で規定する範囲内でない製造Ｎｏ．３～１６および３０～３３は、特性（引張強さＴＳ、全伸びＥＬ、せん断加工性）のうちいずれか一つ以上が劣った。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延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。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１００～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    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、
    Ｔｉ：０～０．３００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
    Ｓｎ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織において、
    　残留オーステナイトが面積％で３．０％以上であり、
    　＜１１０＞方向を軸として、結晶方位差が５２°である粒界の長さＬ５２と結晶方位差が７°である粒界の長さＬ７との比であるＬ５２／Ｌ７が０．１０以上０．１８以下であり、
    　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、
    Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    Ｖ：０．００５～０．５００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
    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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