WO2022044492A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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和政 筒井
洋志 首藤
宏太郎 林
充 吉田
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日本製鉄株式会社
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    • 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, and in particular, a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent hole-expanding property and shearing workability.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-143745 filed in Japan on August 27, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 high strength for automobiles having excellent collision resistance and moldability, in which retained 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.
  • Steel plates are disclosed.
  • austenite undergoes martensitic transformation during processing and exhibits large elongation due to transformation-induced plasticity, but the formation of hard martensite impairs the hole-spreading property.
  • Patent Document 1 discloses that not only ductility but also hole widening property is improved by miniaturizing ferrite and retained austenite.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more, which has excellent elongation and hole-expanding properties, 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 having excellent ductility and hole-expanding property, and a method for manufacturing the same.
  • the product is cooled to a temperature range of 720 ° C. or lower within 1 second after the completion of hot rolling, and is allowed to stay in a temperature range of more than 500 ° C. and 720 ° C. or lower for a residence time of 1 to 20 seconds, and then 350 to.
  • Patent Document 4 bainite is mainly used, and an appropriate amount of polygonal ferrite and retained austenite are contained, and the average of grains surrounded by grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more in the steel structure excluding retained austenite.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a particle size of 15 ⁇ m or less and having good ductility and stretch flangeability is disclosed.
  • Patent Documents 1 to 4 are all techniques for improving strength and press formability at the time of drilling, but there is no mention of a technique for improving shear workability, and parts are press formed. It is presumed that post-treatment will be required at this stage and the manufacturing cost will increase.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent drilling and shearing properties.
  • the present inventors have obtained the following findings (a) to (f) as a result of intensive studies on the chemical composition of the hot-rolled steel sheet and the relationship between the metallographic structure and the mechanical properties. Completed the invention.
  • having excellent shearing workability means that the straightness of the boundary between the fracture surface and the shearing surface in the end face after shearing is high. This is because if the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface on the end face after shearing is high, it can be considered that the end face accuracy after shearing is excellent.
  • having excellent strength or high strength means that the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the matrix structure of the metal structure is hard. That is, it is preferable that the fraction of a soft structure such as ferrite or bainite is as small as possible.
  • (D) Specifically, setting the standard deviation of the Mn concentration to a certain value or less, and controlling the periodicity of the metal structure and the uniformity of the metal structure are the fracture surfaces of the end face after shearing. It is effective for improving the linearity of the boundary with the cross section.
  • the slab heating step and the subsequent hot rolling step are important. For example, after holding for 900 seconds or more in the temperature range of 700 to 850 ° C., further heating and holding for 6000 seconds or more in the temperature range of 1100 ° C. or higher, and 90% or more in total in the temperature range of 850 ° C. to 1100 ° C. It is effective to perform hot rolling so that the plate thickness is reduced.
  • the rolling reduction ratio and rolling temperature of the final stage of hot rolling are controlled within a predetermined range, and the stress applied to the steel sheet after rolling one stage before the final stage of hot rolling and before rolling in the final stage is applied. It is effective to set it to 170 kPa or more and to reduce the stress applied to the steel sheet after rolling in the final stage of hot rolling and until the steel sheet is cooled to 800 ° C. to less than 200 kPa. Under such hot rolling conditions, fine and equiaxed recrystallized austenite grains can be produced, and by combining with the subsequent cooling conditions, the periodicity of the structure morphology can be reduced.
  • the gist of the present invention made based on the above findings is as follows.
  • (1) The hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%. C: 0.040 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol.
  • the rest consists of Fe and impurities
  • the metallographic structure In area%, Martensite and tempered martensite total more than 92.0% and less than 100.0%, Retained austenite is less than 3.0%, Ferrite is less than 5.0%
  • the E value indicating the periodicity of the metal structure is 11.0 or more, and the I value indicating the uniformity of the metal structure is less than 1.020.
  • the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less, It is characterized by having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above may have an average crystal grain size of less than 3.0 ⁇ m on the surface layer.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above has a chemical composition of% by mass.
  • Ti 0.005 to 0.300%, Nb: 0.005 to 0.100%, V: 0.005 to 0.500%, Cu: 0.01-2.00%, Cr: 0.01-2.00%, Mo: 0.01-1.00%, Ni: 0.02-2.00%, B: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0005-0.0200%, Mg: 0.0005-0.0200%, REM: 0.0005 to 0.1000%, and Bi: 0.0005 to 0.020% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect according to the present invention it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having excellent strength, drilling property and shearing workability. Further, according to the above-mentioned preferred embodiment according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a mass% of C: 0.040 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol. .. Al: 0.001 to 0.500%, 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 0.040 to 0.250%
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • sol. .. Al 0.001 to 0.500%
  • 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 0.040 to 0.250%
  • C increases the surface integral of the hard phase.
  • C increases the strength of martensite by binding to precipitation-strengthening elements such as Ti, Nb, and V. If the C content is less than 0.040%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Further, when the C content is less than 0.040%, the ferrite fraction increases and the I value also increases due to the influence of the flat ferrite structure. Therefore, the C content is 0.040% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more.
  • the C content exceeds 0.250%, the formation of low-strength pearlite is promoted, and the area fraction of martensite and tempered martensite is lowered, so that the strength of the hot-rolled steel sheet is lowered. Further, when the C content exceeds 0.250%, the flat cementite structure is increased, and the E value is lowered due to the influence of the formation of the carbide region having a small luminance difference. Therefore, the C content is set to 0.250% or less. The C content is preferably 0.150% or less.
  • Si 0.05 to 3.00% Si has the effect of delaying the precipitation of cementite.
  • the surface integral ratio of martensite and tempered martensite can be increased, and the strength of the steel sheet can be increased by solid solution strengthening.
  • Si has an action of deoxidizing the steel to make it sound (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel). If the Si content is less than 0.05%, the effect of the above action cannot be obtained. Further, when the Si content is less than 0.05%, the flat cementite structure is increased, and the I value is also increased due to the influence of the formation of the carbide region having a small luminance difference. 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 exceeds 3.00%, the surface texture and chemical conversion treatment property of the steel sheet, as well as the hole expanding property and weldability are significantly deteriorated , and the A3 transformation point is significantly increased. This makes it difficult to perform hot rolling in a stable manner.
  • the Si content exceeds 3.00%, the ferrite fraction increases and the E value decreases due to the influence of the flat ferrite structure. Therefore, the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less, more preferably 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 set to 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.50% or more, 2.00% or more, and 2.30% or more.
  • the Mn content exceeds 4.00%, the crystal orientation difference of the crystal grains in the hard phase becomes non-uniform due to the segregation of Mn, and the boundary between the fracture surface and the sheared surface at the end face after shearing is performed. The linearity of is reduced. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.70% or less and 3.50% or less.
  • Al 0.001 to 0.500%
  • Al has the effect of deoxidizing steel to make the steel sheet sound, and by suppressing the precipitation of cementite from austenite, it increases the area fraction of martensite and tempered martensite.
  • 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.
  • sol. If the Al content exceeds 0.500%, the above effects are saturated and economically unfavorable.
  • the Al content is 0.500% or less. sol.
  • the Al content is preferably 0.400%% or less and 0.300% or less.
  • sol. Al means an acid-soluble Al, and indicates a solid solution Al existing in the steel in a solid solution state.
  • 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 decrease in hole widening property due to grain boundary segregation becomes remarkable. .. 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 need to be specified, but 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 sulfide-based inclusions in the steel to reduce the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet.
  • the S content exceeds 0.0300%, the hole expanding property of the steel sheet is significantly lowered. 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 does not need to be specified, but is preferably 0.0001% from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity and has an effect of reducing the hole expandability of the steel sheet.
  • the N content is set to 0.1000% or less.
  • 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 may be 0.0001%.
  • the N content is 0.0010% or more in order to promote the precipitation of carbonitride. It is preferably 0.0020% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O forms a coarse oxide that becomes a starting point of fracture when it is contained in a large amount in steel, and causes 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 the molten steel.
  • the balance of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may consist of 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. do.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may optionally contain Ti, Nb, V, Cu, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Bi, Zr, Co, Zn, W and Sn. It may be contained as an element. When the above optional element is not contained, the lower limit of the content is 0%.
  • the above optional elements will be described in detail.
  • Ti 0.005 to 0.300%
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • V 0.005 to 0.500% Since Ti, Nb and V all precipitate as carbides or nitrides in steel and have an action of refining the metal structure by the pinning effect, one or more of these elements are contained. May be 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. It is preferable to do so. That is, it is preferable that the content of even one of Ti, Nb and V is 0.005% or more.
  • the Ti content is 0.300% or less
  • the Nb content is 0.100% or less
  • the V content is 0.500% or less.
  • Cu 0.01 to 2.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.02 to 2.00% and B : 0.0001-0.0100%
  • Cu, Cr, Mo, Ni and B all have the effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet.
  • Cu and Mo have an action of precipitating carbides in steel at a low temperature to increase the strength.
  • Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by Cu. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of precipitating as carbide in the steel at a low temperature to increase 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.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has an action of enhancing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and an action of precipitating carbides in the steel to increase the strength.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more and 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less and 0.20% or less.
  • Ni has the effect of enhancing the hardenability of hot-rolled steel sheets. Further, when Ni contains Cu, it has an effect of effectively suppressing the grain boundary cracking of the slab caused by 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 contain it in a large amount. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has an effect of enhancing the hardenability of the hot-rolled 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 hole expanding property of the hot-rolled steel sheet by adjusting the shape of the inclusions to a preferable shape.
  • Bi has an effect of improving the formability of the hot-rolled steel sheet by miniaturizing the solidified structure. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • any one or more of Ca, Mg, REM and Bi is 0.0005% or more.
  • the Ca content or Mg content exceeds 0.0200%, or when the REM content exceeds 0.1000%, inclusions are excessively generated in the steel, which in turn reduces the hole expandability of the steel sheet. May be caused. Further, even if the Bi content exceeds 0.020%, the effect of the above action is saturated, which is economically unfavorable. 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 lanthanoids
  • 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.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • sol. Al may be measured by ICP-AES using a filtrate obtained by heat-decomposing the sample with an acid.
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-heat conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the metal structure is% by area, martensite and tempered martensite are more than 92.0% and 100.0% or less in total, and the retained austenite is less than 3.0%.
  • the ferrite is less than 5.0%
  • the E value indicating the periodicity of the metal structure is 11.0 or more
  • the I value indicating the uniformity of the metal structure is less than 1.020
  • Mn The standard deviation of the concentration is 0.60% by mass or less. Therefore, the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can obtain excellent strength, drilling property, and shear workability.
  • the metal structure of the cross section parallel to the rolling direction at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface and a center position in the plate width direction is defined. The reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallic structure of the steel sheet.
  • Retained austenite is a metal structure that exists as a face-centered cubic lattice even at room temperature. Residual austenite has the effect of enhancing the hole expandability of hot-rolled steel sheets by transformation-induced plasticity (TRIP). On the other hand, retained austenite transforms into high-carbon martensite during shearing, which hinders stable crack generation and reduces the straightness of the fracture surface and the boundary between the sheared surface and the boundary after shearing. It becomes.
  • the surface integral of the retained austenite is 3.0% or more, the above effect becomes apparent and the shearing workability of the hot-rolled steel sheet deteriorates (the linearity of the boundary between the fracture surface and the shearing surface on the end face after shearing deteriorates). Not only does it reduce the ability to expand holes. Therefore, the surface integral of retained austenite is less than 3.0%.
  • the surface integral of the retained austenite is preferably 1.5% or less, more preferably less than 1.0%. Since the smaller the amount of retained austenite, the more preferable it is, the surface integral of the retained austenite may be 0%.
  • Ferrite is generally a soft metal structure. If a predetermined amount or more of ferrite is contained, the desired strength may not be obtained, or the region of the sheared surface on the end face after shearing may increase. Increasing the area of the sheared surface on the end face after shearing is not preferable because the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface on the end face decreases.
  • the surface integral of ferrite is set to less than 5.0%.
  • the surface integral of ferrite is preferably 3.0% or less, more preferably 2.0% or less, and even more preferably less than 1.0%. Since the smaller the amount of ferrite, the more preferable it is, the surface integral of ferrite may be 0%.
  • Methods for measuring the area fraction of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (Electron Backscattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement methods, and the measured values may differ depending on the measurement method. ..
  • the surface integral of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness of the hot-rolled steel plate (1/8 depth from the surface to the plate thickness to 3 from the surface to the plate thickness).
  • the surface integral of ferrite is measured by the following method.
  • the cross section parallel to the rolling direction is mirror-finished and polished at room temperature with colloidal silica containing no alkaline solution for 8 minutes to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • Electron backscatter at an arbitrary position in the longitudinal direction of the sample cross section in a region of 50 ⁇ m in length, 1/8 depth from the surface to 3/8 depth from the surface to the plate thickness, at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • Crystal orientation information is obtained by measuring by diffraction method.
  • an EBSD analyzer composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the area fraction of pearlite can be obtained by identifying the crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers from the reflected electron image and calculating the area fraction of the crystal grains.
  • the obtained crystal orientation information is used for the "Grain Average Misorition" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device. Therefore, the region where the Grain Average Measurement value is 1.0 ° or less is determined to be ferrite.
  • the surface integral of ferrite is obtained by obtaining the surface integral of the region determined to be ferrite.
  • the maximum value of "Grain Average IQ" in the ferrite region is set under the condition that the 5 ° grain boundary is defined as the crystal grain boundary in the remaining region (the region where the Grain Average Misorition value exceeds 1.0 °).
  • the region exceeding I ⁇ / 2 is extracted as bainite.
  • Total area fraction of martensite and tempered martensite More than 92.0% and 100.0% or less
  • the total area fraction of martensite and tempered martensite is 92.0% or less. If there is, the desired strength cannot be obtained. Therefore, the total surface integral of martensite and tempered martensite shall be more than 92.0%. It is preferably 95.0% or more, 97.0% or more, and 99.0% or more. The larger the total surface integral of martensite and tempered martensite, the more preferable, so it may be 100.0%.
  • the method for measuring the surface integral of martensite and tempered martensite will be described below.
  • a Vickers indentation is imprinted in the vicinity of the observation position.
  • the contamination on the surface layer is removed by polishing, leaving the structure of the observation surface, and night-game etching is performed.
  • the same visual field as the EBSD observation surface is observed by SEM at a magnification of 3000 times.
  • the region having a substructure in the grain and where cementite is precipitated with a plurality of variants is determined to be tempered martensite.
  • the region where the brightness is high and the underlying structure is not exposed by etching is judged as "martensite and retained austenite".
  • the surface integral of martensite is obtained by subtracting the surface integral of retained austenite obtained by the above-mentioned X-ray diffraction from the surface integral of the obtained "martensite and retained austenite”.
  • the sum of the surface integrals of martensite and the surface integrals of tempered martensite the sum of the surface integrals of martensite and tempered martensite is obtained.
  • a method such as buffing using alumina particles having a particle diameter of 0.1 ⁇ m or less or Ar ion sputtering may be used.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain one or two types of bainite and pearlite having a total area fraction of 0% or more and less than 8.0% as the residual structure.
  • E value 11.0 or more
  • I value less than 1.020
  • E value 11.0 or more
  • I value less than 1.020
  • the fracture surface and the sheared surface at the end face after shearing are controlled by controlling the E (Entry) value indicating the periodicity of the metal structure and the I (Inverse diffused moment norm) value indicating the uniformity of the metal structure. And enhance the linearity of the boundary.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value decreases when the luminance is periodically arranged due to the formation of a band-shaped structure or the like, that is, when the periodicity of the metal structure is high.
  • the E value is less than 11.0, the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface on the end surface after shearing tends to decrease.
  • a metal structure having a high periodicity that is, a low E value
  • cracks are generated and a fracture surface is formed along a plurality of band-shaped structures existing near the starting point, starting from the periodically arranged structure.
  • the E value is set to 11.0 or more. It is preferably 11.1 or more, and more preferably 11.2 or more. The higher the E value, the more preferable, and the upper limit is not particularly specified, but it may be 13.5 or less, 13.0 or less, 12.5 or less, or 12.0 or less.
  • the I value represents the uniformity of the metallographic structure, and increases as the area of the region with constant brightness increases.
  • a high I value means that the uniformity of the metal structure is high.
  • the uniformity of the metal structure is high, that is, when the I value is high, cracks are likely to occur from the tip of the shear tool due to the influence of the precipitate and element concentration difference in the crystal grain and the hardness difference due to the soft ferrite phase. Become. As a result, the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface at the end surface after shearing tends to decrease.
  • the I value is set to less than 1.020. It is preferably 1.015 or less, and more preferably 1.010 or less.
  • the lower limit of the I value is not particularly specified, but may be 0.900 or more, 0.950 or more, or 1.000 or more.
  • the imaging region of the SEM image captured for calculating the E value and the I value is a position at a depth of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface (the plate thickness from the surface) in the cross section parallel to the rolling direction. A region from 1/8 depth to 3/8 depth of the plate thickness from the surface) and at the center position in the plate width direction.
  • a SU-6600 Shotkey electron gun manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation is used to take SEM images, the emitter is tungsten, and the acceleration voltage is 1.5 kV. Under the above settings, an SEM image is output at a magnification of 1000 times and a gray scale of 256 gradations.
  • the obtained SEM image was cut out in an area of 880 ⁇ 880 pixels, and the tile grid size was 8 ⁇ 8 smoothing, which was described in Non-Patent Document 3 and the contrast enhancement limit magnification was 2.0. Perform the conversion process. Except for 90 degrees, the SEM image after smoothing is rotated counterclockwise every 1 degree from 0 degrees to 179 degrees, and an image is created every 1 degree to obtain a total of 179 images. .. Next, for each of these 179 images, the frequency values of the luminance between adjacent pixels are collected in the form of a matrix by using the GLCM method described in Non-Patent Document 1.
  • the matrix P of is calculated. Further, the E value and the I value are calculated using the following equations (1) and (2) described in Non-Patent Document 2, respectively. In the following equations (1) and (2), the value in the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as Pij .
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less
  • the standard deviation of Mn concentration at the 1/4 depth position of the plate thickness and the center position in the plate width direction from the surface of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is It is 0.60% by mass or less.
  • the standard deviation of the Mn concentration is preferably 0.50% by mass or less, more preferably 0.47% by mass or less.
  • the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably smaller as the value is smaller from the viewpoint of suppressing excessive burrs, but the practical lower limit is 0.10% by mass due to the limitation of the manufacturing process.
  • the depth position is 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate (1/8 depth from the surface to the plate thickness to the plate thickness from the surface).
  • the standard deviation of the Mn concentration is measured by measuring the center position in the plate width direction with an electron probe microanalyzer (EPMA) (3/8 depth region). The measurement conditions are that the acceleration voltage is 15 kV, the magnification is 5000 times, and the distribution image in the range of 20 ⁇ m in the sample rolling direction and 20 ⁇ m in the sample plate thickness direction is measured. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration at 40,000 or more points is measured. Next, the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentration obtained from all the measurement points.
  • the bending internal cracking becomes remarkable in the steel sheet having a tensile strength of 980 MPa class or more. Further, the present inventors have found that the finer the crystal grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet, the more the local strain concentration is suppressed and the less likely it is that internal bending cracks occur.
  • the average crystal grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet is preferably less than 3.0 ⁇ m. More preferably, it is 2.5 ⁇ m or less.
  • the surface layer is a region from the surface of the hot-rolled steel sheet to a depth of 50 ⁇ m from the surface.
  • the crystal grain size of the surface layer is measured by using the above-mentioned EBSP-OIM method.
  • the analysis was performed in a region of 1200 times magnification and 40 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m in at least 5 fields.
  • a place where the angle difference between adjacent measurement points is 5 ° or more is defined as a grain boundary, and the crystal grain size of the area average is calculated.
  • the obtained area average crystal grain size is taken as the average crystal grain size of the surface layer. Since retained austenite is not a structure generated by a phase transformation at 600 ° C. or lower and has no effect of dislocation accumulation, retained austenite is not included in the analysis in this measurement method. In the EBSP-OIM method, retained austenite having a crystal structure of fcc can be excluded from the analysis target.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more. If the tensile strength is less than 980 MPa, the applicable parts are limited, and the contribution of weight reduction of the vehicle body is small.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 1780 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 1/4 of the end portion in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction may be the longitudinal direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a hole expansion ratio ⁇ of 55% or more.
  • the hole expansion ratio ⁇ is 55% or more, the applicable parts are not limited, and a hot-rolled steel sheet that greatly contributes to weight reduction of the vehicle body can be obtained.
  • the upper limit does not have to be limited.
  • the hole expansion ratio ⁇ is measured according to JIS Z 2256: 2010 using a No. 5 test piece of JIS Z 2241: 2011.
  • the sampling position of the drilled test piece may be 1/4 of the end portion of the hot-rolled steel plate in the plate width 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 thickness of the hot-rolled steel sheet 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-mentioned chemical composition and metal structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to be a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer. Examples of the electroplating layer include electrogalvanization, electroZn—Ni alloy plating, and the like.
  • hot-dip plating layer examples include hot-dip zinc plating, alloyed hot-dip zinc plating, 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 amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as before. Further, it is also possible to further improve the corrosion resistance by subjecting 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 method for producing a 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. This is very important.
  • the following steps (1) to (8) are sequentially performed.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • the slab is held in a temperature range of 700 ° C. to 850 ° C. for 900 seconds or longer, then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850 to 1100 ° C. so that the total plate thickness is reduced by 90% or more.
  • a stress of 170 kPa or more is applied to the steel sheet after rolling one step before the final stage of hot rolling and before rolling in the final stage.
  • the rolling reduction in the final stage of hot rolling is set to 8% or more, and hot rolling is completed so that the rolling completion temperature Tf is 900 ° C. or higher and less than 960 ° C.
  • the stress applied to the steel sheet after the final stage of hot rolling and before the steel sheet is cooled to 800 ° C. is set to less than 200 kPa.
  • the average cooling rate is 50 ° C / sec or higher, which is expressed by the following formula ⁇ 1>. Accelerated cooling to a temperature of T1 (° C.).
  • T1 (° C.) 770-270 x [C] -90 x [Mn] -37 x [Ni] -70 x [Cr] -83 x [Mo] ... ⁇ 1>
  • the [element symbol] in each formula indicates the content (mass%) of each element in the steel. If the element is not contained, 0 is substituted.
  • a hot-rolled steel sheet having a metal structure excellent in strength, hole expansion and shear workability can be stably manufactured. That is, by appropriately controlling the slab heating conditions and the hot rolling conditions, the Mn segregation can be reduced and the austenite before transformation can be equiaxed, and in combination with the cooling conditions after hot rolling described later, A hot-rolled steel sheet having a desired metal structure can be stably produced.
  • the slab for hot rolling a slab obtained by continuous casting or a slab obtained by casting / slabging may be used. It can be used, and if necessary, hot-rolled or cold-rolled products can be used. It is preferable that the slab to be subjected to hot rolling is held in a temperature range of 700 ° C. to 850 ° C. during heating for 900 seconds or longer, and then further heated and held in a temperature range of 1100 ° C. or higher for 6000 seconds or longer. For holding in the temperature range of 700 ° C. to 850 ° C., the temperature of the steel sheet may be changed in this temperature range or may be constant. Further, in the holding in the temperature range of 1100 ° C. or higher, the temperature of the steel sheet may be changed in the temperature range of 1100 ° C. or higher, or may be constant.
  • the holding time in the temperature range of 1100 ° C. or higher is preferably 6000 seconds or longer.
  • the temperature held for 6000 seconds or longer is preferably 1100 ° C. or higher.
  • Hot rolling reduction rate A total plate thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100 ° C.
  • the stress applied to the steel sheet is preferably 170 kPa or more. This makes it possible to reduce the number of crystal grains having a crystal orientation of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> among the recrystallized austenite after rolling one step before the final step. Since ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> has a crystal orientation that is difficult to recrystallize, recrystallization due to reduction in the final stage can be effectively promoted by suppressing the formation of this crystal orientation.
  • the band-like structure of the hot-rolled steel sheet is improved, the periodicity of the metal structure is reduced, and the E value is increased.
  • the stress applied to the steel sheet is less than 170 kPa, it may not be possible to achieve an E value of 11.0 or more.
  • the stress applied to the steel sheet is more preferably 190 kPa or more.
  • the stress applied to the steel sheet can be controlled by adjusting the roll rotation speed during tandem rolling.
  • the formation of ferrite in the final structure (metal structure of the hot-rolled steel sheet after production) can be suppressed, and a high-strength hot-rolled steel sheet can be obtained.
  • Tf to less than 960 ° C.
  • coarsening of the austenite particle size can be suppressed, the periodicity of the metal structure can be reduced, and the E value can be set to 11.0 or more.
  • the average cooling rate referred to here is the temperature drop width of the steel sheet from the start of accelerated cooling (when the steel sheet is introduced into the cooling equipment) to T1 (° C), and the temperature of the steel sheet is T1 (° C) from the start of accelerated cooling. ) Is divided by the time required to reach.
  • Tf-50 ° C or lower After cooling to a temperature range of hot rolling completion temperature Tf-50 ° C or lower, by setting the average cooling rate to T1 (° C) to 50 ° C / sec or higher, ferrite transformation, bainite transformation and / or The pearlite transformation can be suppressed and TS ⁇ 980 MPa can be obtained.
  • the average cooling rate of accelerated cooling is preferably 300 ° C./sec or less.
  • the cooling after the completion of hot rolling it is more preferable to cool to the temperature range of the hot rolling completion temperature Tf-50 ° C. within 1.0 second after the completion of hot rolling. That is, it is more preferable that the cooling amount for 1 second after the completion of hot rolling is 50 ° C. or higher. This is because the growth of austenite crystal grains that have been refined by hot rolling can be suppressed.
  • cooling with a large average cooling rate is performed immediately after the completion of hot rolling, for example, cooling water. May be sprayed onto the surface of the steel sheet.
  • the crystal grain size of the surface layer can be miniaturized and the bending internal crack resistance of the hot-rolled steel sheet can be improved.
  • the average cooling rate to T1 (° C) or less is 50 ° C / sec. Accelerated cooling may be performed as described above.
  • the average cooling rate from T1 (° C.) to the take-up temperature is 50 ° C./sec or more.
  • T1 (° C.) It is preferable that the average cooling rate from bainite to the winding temperature is 50 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate here is a value obtained by dividing the temperature drop width of the steel sheet from T1 (° C.) to the winding temperature by the time required from when the steel sheet temperature reaches T1 (° C.) to winding. It means that.
  • the average cooling rate from T1 (° C.) to the winding temperature is set to 50 ° C./sec or more.
  • the winding temperature is preferably 350 ° C. or lower.
  • the transformation driving force from austenite to bcc can be increased, and the deformation strength of austenite can be increased. Therefore, the hard phase is uniformly distributed during the martensitic transformation from austenite, and the variation can be improved.
  • the I value can be reduced, and the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface at the end face after shearing can be improved. That is, excellent shear workability can be obtained.
  • the winding temperature is preferably 350 ° C. or lower.
  • 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 gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the area fraction of the metal structure, the E value, the I value, the standard deviation of the Mn concentration, and the average crystal grain size of the surface layer were obtained by the above-mentioned method.
  • the obtained measurement results are shown in Tables 5A to 6B.
  • the remaining tissue was one or two of bainite and pearlite.
  • the tensile strength was evaluated in accordance with 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.
  • the hole expansion ratio was measured according to JIS Z 2256: 2010 using a No. 5 test piece of JIS Z 2241: 2011.
  • the sampling position of the drilled test piece was 1/4 from the end of the hot-rolled steel sheet in the plate width direction.
  • FIG. 1A is a schematic view of an end surface parallel to the rolling direction of the punched hole
  • FIG. 1B is a schematic view of a side surface of the punched hole.
  • the sagging is an R-shaped smooth surface
  • the shearing surface is a punched end surface separated by shear deformation
  • the fracture surface is a punched end surface separated by cracks generated from the vicinity of the cutting edge after the completion of shear deformation.
  • a burr is a surface having protrusions protruding from the lower surface of a hot-rolled steel sheet.
  • the linearity at the boundary between the fracture surface and the shear was measured by the method described later, and the maximum value of the obtained linearity was calculated.
  • the maximum value of the obtained linearity is less than 1.045, it is a hot-rolled steel sheet having high linearity at the boundary between the fracture surface and the sheared surface at the end face after shearing, that is, excellent in shearing workability. As a result, it was judged to be acceptable.
  • the maximum value of the obtained linearity is 1.045 or more, the linearity of the boundary between the fracture surface and the sheared surface at the end face after shearing is low, that is, the hot-rolled steel sheet having poor shearing workability. If so, it was judged to be unacceptable.
  • the linearity at the boundary between the fracture surface and the shear was obtained by the following method. As shown in FIG. 1 (b), the points of the boundary between the shear plane and the fracture surface (points A and B in FIG. 1 (b)) were determined with respect to the end face. The length of the distance x connecting these points A and B with a straight line was measured. Next, the length y of the curve along the fracture surface-shear plane boundary was measured. The value obtained by dividing the obtained y by x was taken as the linearity at the boundary between the fracture surface and the shear.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength, drilling property and shearing workability. Further, according to the above-mentioned preferred embodiment according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned various characteristics and further suppressing the occurrence of bending internal cracking, that is, having excellent bending internal cracking resistance. can.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９２．０％超、１００．０％以下であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１１．０以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、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、穴広げ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、２０２０年８月２７日に、日本に出願された特願２０２０－１４３７４５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材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、その中でも穴広げ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。
　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広げ性が損なわれる。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、延性のみならず穴広げ性も向上する、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、伸びおよび穴広げ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、延性および穴広げ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 日本国特開２００５－１７９７０３号公報 日本国特開２０１２－２５１２００号公報 日本国特開２０１５－１２４４１０号公報
Ｊ．　Ｗｅｂｅｌ，　Ｊ．　Ｇｏｌａ，　Ｄ．　Ｂｒｉｔｚ，　Ｆ．　Ｍｕｃｋｌｉｃｈ，　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　１４４　（２０１８）　５８４－５９６ Ｄ．　Ｌ．　Ｎａｉｋ，　Ｈ．　Ｕ．　Ｓａｊｉｄ，　Ｒ．　Ｋｉｒａｎ，　Ｍｅｔａｌｓ　２０１９，　９，　５４６ Ｋ．　Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ，　Ｃｏｎｔｒａｓｔ　Ｌｉｍｉｔｅｄ　Ａｄａｐｔｉｖｅ　Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ　Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ，　Ｃｈａｐｔｅｒ　ＶＩＩＩ．５，　Ｇｒａｐｈｉｃｓ　Ｇｅｍｓ　ＩＶ．　Ｐ．Ｓ．　Ｈｅｃｋｂｅｒｔ　（Ｅｄｓ．），　Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ，　ＭＡ，　Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ，　１９９４，　ｐｐ．　４７４－４８５
　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、その中でも穴広げ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、自動車部品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く、せん断加工後の端面精度に優れる必要がある。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における破断面の凹凸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、いずれも強度と、穴広げ時のプレス成形性と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、部品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、優れた穴広げ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）～（ｆ）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における破断面とせん断面との境界の直線性が高いことを示す。せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が高ければ、せん断加工後の端面精度に優れているとみなすことができるためである。また、優れた強度または高い強度を有するとは、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さおよび穴広げ性を得るためには、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の分率はなるべく小さいことが好ましい。
（ｂ）マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトを多量に形成するためには、オーステナイト組織を速やかに所定の温度まで冷却することが効果的である。そのため、熱延プロセス中には中間空冷を施さずに、所定の温度まで冷却することが効果的である。
（ｃ）せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性を高めるには、Ｍｎ偏析が少なく、組織形態に周期性がなくランダムであり、かつ不均一である（均一性が低い）金属組織とすることが重要である。
（ｄ）具体的には、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすること、並びに、金属組織の周期性および金属組織の均一性を制御することが、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性を高めるために効果的である。
（ｅ）Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱工程およびその後の熱間圧延工程が重要である。例えば、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持すること、および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。
（ｆ）組織形態の周期性を低下させるには、熱間圧延中のオーステナイトの再結晶挙動を制御することが重要である。例えば、熱間圧延の最終段の圧下率および圧延温度を所定の範囲内に制御し、熱間圧延の最終段の１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とし、熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることが効果的である。このような熱間圧延条件により、微細かつ等軸な再結晶オーステナイト粒を作り込むことができ、その後の冷却条件との組み合わせにより、組織形態の周期性を低下させることができる。
　上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
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：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織が、
　　面積％で、
　　マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９２．０％超、１００．０％以下であり、
　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
　　フェライトが５．０％未満であり、
　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１１．０以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、
　　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、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であってもよい。
（３）上記（１）または（２）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：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、穴広げ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。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた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における破断面とせん断面との境界の直線性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の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
１．化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
（１－１）Ｃ：０．０４０～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の面積分率を上昇させる。また、Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、マルテンサイトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０４０％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。また、Ｃ含有量が０．０４０％未満では、フェライト分率が増大し、平坦なフェライト組織の影響によりＩ値も増大する。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、強度の低いパーライトの生成が促進され、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率が低下することで、熱延鋼板の強度が低下する。また、Ｃ含有量が０．２５０％超では、平坦なセメンタイト組織が増大し、輝度差の小さい炭化物の領域が生成する影響によりＥ値が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
　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、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率を高めることができ、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。また、Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、平坦なセメンタイト組織が増大し、輝度差の小さい炭化物の領域が生成する影響でＩ値も増大する。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、さらには穴広げ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。また、Ｓｉ含有量が３．００％超では、フェライト分率が増大し、平坦なフェライト組織の影響でＥ値が減少する。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、より好ましくは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、２．００％以上、２．３０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析に起因して、硬質相中の結晶粒の結晶方位差が不均一となり、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、３．５０％以下である。
（１－４）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％
　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、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率を増加させる作用を有する。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０．５００％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０．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４００％％以下、０．３００％以下である。
　なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
（１－５）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穴広げ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穴広げ性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、鋼板の穴広げ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、鋼板の穴広げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、鋼板の穴広げ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、０．０００１％としてもよい。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。すなわち、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種でもその含有量を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：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｕおよびＭｏは低温で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。
　上述したようにＣｕは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して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、熱延鋼板の焼入性を高める作用および低温で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、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、熱延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０．０１％以上、０．０２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下、０．２０％以下である。
　上述したようにＮｉは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量を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、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上、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、鋼板の穴広げ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、熱延鋼板の穴広げ性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱延鋼板の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、却って鋼板の穴広げ性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量を０．０２００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１０００％以下、並びにＢｉ含有量を０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
（１－１２）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％並びにＳｎ：０～０．０５％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％以下とする。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
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では、金属組織が、面積％で、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９２．０％超、１００．０％以下であり、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１１．０以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、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は、優れた強度、穴広げ性およびせん断加工性を得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面の、表面から板厚の１／４深さ位置且つ板幅方向中央位置における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
　残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の穴広げ性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイトに変態するため、安定的なき裂発生を阻害し、せん断加工後の端面における破断面とせん断面と境界の直線性を低下させる原因となる。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する（せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下する）ばかりか、穴広げ性も低下する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積分率は０％であってもよい。
（２－２）フェライトの面積分率：５．０％未満
　フェライトは一般に軟質な金属組織である。所定量以上のフェライトを含有すると、所望の強度を得られない場合、およびせん断加工後の端面におけるせん断面の領域が増大する場合がある。せん断加工後の端面におけるせん断面の領域が増大すると、端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下するため、好ましくない。フェライトの面積分率が５．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、フェライトの面積分率は５．０％未満とする。フェライトの面積分率は、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．０％以下であり、より一層好ましくは１．０％未満である。フェライトは少ない程好ましいため、フェライトの面積分率は０％であってもよい。
　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面積分率の測定では、まず、熱延鋼板の板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ板幅方向中央位置における、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。
　フェライトの面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　次に、同一視野において反射電子像を撮影する。反射電子像からフェライトとセメンタイトとが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得ることができる。
　その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
　続いて、残部領域（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°超の領域）の内、５°粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイトとして抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積分率を得ることができる。
（２－３）マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計：９２．０％超、１００．０％以下
　マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計が９２．０％以下であると所望の強度を得ることができない。そのため、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計は９２．０％超とする。好ましくは９５．０％以上、９７．０％以上、９９．０％以上である。マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計は多い程好ましいため、１００．０％としてもよい。
　マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の測定方法について、以下に説明する。
　まず、フェライトの面積分率を測定したＥＢＳＤ測定領域と同領域をＳＥＭで観察するために、観察位置近傍にビッカース圧痕を打刻する。その後、観察面の組織を残して、表層のコンタミを研磨除去し、ナイタールエッチングする。次に、ＥＢＳＤ観察面と同一視野をＳＥＭにより倍率３０００倍で観察する。ＥＢＳＤ測定において、フェライト以外の組織と判別された領域の内、粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域を「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」と判断する。それぞれの面積分率を算出することで、焼き戻しマルテンサイトの面積分率、並びに「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」の面積分率を得る。得られた「マルテンサイトおよび残留オーステナイト」の面積分率から、上述のＸ線回折により得られた残留オーステナイトの面積分率を差し引くことにより、マルテンサイトの面積分率を得る。マルテンサイトの面積分率および焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計を算出することで、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積分率の合計を得る。
　なお、観察面表層のコンタミ除去については、粒子径０．１μｍ以下のアルミナ粒子を用いたバフ研磨、あるいはＡｒイオンスパッタリング等の手法を用いればよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板には、残部組織として、合計の面積分率が０％以上、８．０％未満のベイナイトおよびパーライトの１種または２種が含まれていてもよい。
（２－４）Ｅ値：１１．０以上、Ｉ値：１．０２０未満
　せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性を高めるには、金属組織の周期性を低減し、且つ金属組織の均一性を低減することが重要である。本実施形態では、金属組織の周期性を示すＥ（Ｅｎｔｒｏｐｙ）値および金属組織の均一性を示すＩ（Ｉｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｍｏｍｅｎｔ　ｎｏｒｍ）値を制御することで、せん断加工後の端面における破断面とせん断面と境界の直線性を高める。
　Ｅ値は金属組織の周期性を表す。バンド状組織が形成する等の影響で輝度が周期的に配列している、すなわち金属組織の周期性が高い場合にはＥ値は低下する。本実施形態では、周期性が低い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を高める必要がある。Ｅ値が１１．０未満であると、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下しやすくなる。周期性が高い、すなわちＥ値が低い金属組織では、周期的に配列した組織を起点として、起点付近に存在する複数のバンド状の組織を伝って、き裂が発生して破断面が形成される。これにより、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１１．０以上とする。好ましくは１１．１以上であり、より好ましくは１１．２以上である。Ｅ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１３．５以下、１３．０以下、１２．５以下または１２．０以下としてもよい。
　Ｉ値は金属組織の均一性を表し、一定の輝度を持つ領域の面積が広いほど上昇する。Ｉ値が高いことは、金属組織の均一性が高いことを意味する。本実施形態では、輝度の均一性の低いマルテンサイトを主体とした金属組織とする必要があるため、Ｉ値を減少させる必要がある。金属組織の均一性が高い、すなわちＩ値が高いと、結晶粒内の析出物および元素濃度差、並びに軟質なフェライト相に起因する硬度差の影響により、せん断工具の先端からき裂が発生しやすくなる。その結果、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低下しやすくなる。すなわち、Ｉ値が１．０２０以上であると、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性を高めることができないと推定される。よって、Ｉ値は１．０２０未満とする。好ましくは１．０１５以下であり、より好ましくは１．０１０以下である。Ｉ値の下限は特に規定しないが、０．９００以上、０．９５０以上または１．０００以上としてもよい。
　Ｅ値およびＩ値は以下の方法により得ることができる。
　本実施形態において、Ｅ値およびＩ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ、板幅方向中央位置とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率１０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。
　次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域に切り出した画像に、非特許文献３に記載の、コントラスト強調の制限倍率を２．０とした、タイルグリッドサイズが８×８の平滑化処理を施す。９０度を除いて、０度から１７９度まで１度毎に反時計回りに平滑化処理後のＳＥＭ画像を回転させ、１度毎に画像を作成することで、合計で１７９枚の画像を得る。次に、これら１７９枚の画像それぞれに対し、非特許文献１に記載のＧＬＣＭ法を用いて、隣接するピクセル間の輝度の頻度値を行列の形式にて採取する。
　以上の方法により採取された１７９個の頻度値の行列を、ｋを元画像からの回転角度として、ｐｋ（ｋ＝０・・・８９、９１、・・・１７９）と表現する。各画像に対し、生成されたｐｋを全てのｋ（ｋ＝０・・・８９、９１・・・１７９）について合計した後に、各成分の総和が１となるように規格化した２５６×２５６の行列Ｐを算出する。更に、非特許文献２に記載の下記式（１）および式（２）を用いて、Ｅ値およびＩ値をそれぞれ算出する。下記式（１）および式（２）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰｉｊと表記している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
（２－５）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深さ位置且つ板幅方向中央位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、硬質相を均一に分散させることができ、端面における破断面とせん断面との境界の直線性の低下を防ぐことができる。すなわち、せん断加工性を向上することができる。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
　熱延鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後に、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
（２－６）表層の平均結晶粒径：３．０μｍ未満
　表層の結晶粒径が細かいと、熱延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなる（以下、曲げ内割れと呼称する）。曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になることが分かった。また、本発明者らは、熱延鋼板の表層の結晶粒径が細かいほど、局所的なひずみ集中が抑制され、曲げ内割れが発生しにくくなることを見出した。上記作用を得るためには、熱延鋼板の表層の平均結晶粒径は３．０μｍ未満とすることが好ましい。より好ましくは２．５μｍ以下とする。
　なお、本実施形態において表層とは、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である。
　表層の結晶粒径は、前述のＥＢＳＰ－ＯＩＭ法を用いて測定する。圧延方向に平行な断面における、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置且つ板幅方向中央位置の領域において、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、隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径とする。
　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、結晶構造がｆｃｃである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。
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．穴広げ特性
　本実施形態に係る熱延鋼板は、穴広げ率λが５５％以上であることが好ましい。穴広げ率λが５５％以上であると、適用部品が限定されることなく、車体軽量化の寄与が大きい熱延鋼板を得ることができる。上限は特に限定する必要は無い。
　穴広げ率λは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して測定する。穴広げ試験片の採取位置は、熱延鋼板の板幅方向の端部から１／４部分とすればよい。
５．板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、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を低減でき、熱間圧延を容易に行うことができる。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上、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。
６．その他
（６－１）めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
７．製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブ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重要である。
　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）～（８）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（１）スラブを７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが９００℃以上、９６０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃まで冷却されるまでに鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とする。
（６）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、下記式＜１＞により表される温度Ｔ１（℃）まで加速冷却する。ただし、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することは、より好ましい冷却条件である。
（７）Ｔ１（℃）から巻取り温度までを５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
（８）巻き取り温度を３５０℃以下とする。
Ｔ１（℃）＝７７０－２７０×［Ｃ］－９０×［Ｍｎ］－３７×［Ｎｉ］－７０×［Ｃｒ］－８３×［Ｍｏ］…＜１＞
　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。当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　上記製造方法を採用することにより、強度、穴拡げ性およびせん断加工性に優れる金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件と熱延条件とを適正に制御することによって、Ｍｎ偏析の低減と変態前オーステナイトの等軸化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、所望の金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。
（７－１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、加熱時の７００℃～８５０℃の温度域で９００秒以上保持し、その後更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。なお、７００℃～８５０℃の温度域での保持では、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上の温度域での保持では、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。
　７００℃～８５０℃の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。Ｍｎ濃度の標準偏差を減少させることで、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との直線性を高めることができる。
　また、Ｍｎ濃度の標準偏差を低減するためには、１１００℃以上の温度域での保持時間は６０００秒以上とすることが好ましい。所望量のマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトを得るためには、６０００秒以上保持する温度は１１００℃以上とすることが好ましい。
　熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、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。
（７－２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進され、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
　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。
（７－３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の応力：１７０ｋＰａ以上
　熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数を低減することができる。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を抑制することで最終段の圧下による再結晶を効果的に促進することができる。結果として、熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。鋼板に負荷する応力が１７０ｋＰａ未満の場合、１１．０以上のＥ値を達成することができない場合がある。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。鋼板に負荷する応力は、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能である。
（７－４）熱間圧延の最終段における圧下率：８％以上、熱間圧延完了温度Ｔｆ：９００℃以上、９６０℃未満
　熱間圧延の最終段における圧下率は８％以上とし、熱間圧延完了温度Ｔｆは９００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とすることで、最終段の圧下による再結晶を促進することができる。結果として熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。熱間圧延完了温度Ｔｆを９００℃以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。その結果、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、高強度の熱延鋼板を得ることができる。また、Ｔｆを９６０℃未満とすることで、オーステナイト粒径の粗大化を抑制でき、金属組織の周期性を低減してＥ値を１１．０以上とすることができる。
（７－５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの応力：２００ｋＰａ未満
　熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は２００ｋＰａ未満とすることが好ましい。鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることで、オーステナイトの再結晶が圧延方向に優先的に進み、金属組織の周期性の増大を抑制できる。その結果、Ｅ値を１１．０以上とすることができる。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１８０ＭＰａ以下である。
（７－６）熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｔ１（℃）まで冷却
　熱間圧延完了後、且つ熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度でＴ１（℃）以下まで加速冷却を行うことで、フェライト、ベイナ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Ｔ１（℃）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から鋼板温度がＴ１（℃）に達する時までの所要時間で除した値のことをいう。熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、Ｔ１（℃）までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることで、鋼板内部でのフェライト変態、ベイナイト変態および／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。熱間圧延完了後、Ｔ１（℃）まで加速冷却する間に空冷等を行うと、５０℃／秒以上の平均冷却速度を実現することができなくなり、上記効果が得られない。
　平均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、加速冷却の平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましい。
　熱間圧延完了後の冷却では、熱間圧延完了後１．０秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃の温度域まで冷却することがより好ましい。すなわち、熱間圧延完了後１秒間の冷却量を５０℃以上とすることがより好ましい。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できるためである。熱間圧延完了後１．０秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却するためには、熱間圧延完了直後に平均冷却速度の大きい冷却を行う、例えば冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。熱間圧延完了後１．０秒以内にＴｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することにより、表層の結晶粒径を微細化でき、熱延鋼板の耐曲げ内割れ性を高めることができる。
　熱間圧延完了後１．０秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃の温度域まで冷却した後は、上述のように、Ｔ１（℃）以下までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とするように加速冷却を行えばよい。
（７－７）Ｔ１（℃）から巻取り温度までの平均冷却速度が５０℃／秒以上
　フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積分率を抑え、ＴＳ≧９８０ＭＰａの強度を得るために、Ｔ１（℃）から巻取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。これにより、母相組織を硬質にすることができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、Ｔ１（℃）から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、鋼板温度がＴ１（℃）に達した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５０℃／秒以上とすることで、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積分率を抑制し、強度およびせん断加工性を確保することができる。したがって、Ｔ１（℃）から巻取り温度までの平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。
（７－８）巻取り温度：３５０℃以下
　巻取り温度は３５０℃以下とすることが好ましい。巻取り温度を３５０℃以下とすることで、オーステナイトからｂｃｃへの変態駆動力を大きくすることができ、また、オーステナイトの変形強度を大きくすることができる。そのため、オーステナイトからマルテンサイト変態する際に硬質相が均一に分布し、ばらつきを向上できる。その結果、Ｉ値を低減することができ、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性を高めることができる。すなわち、優れたせん断加工性を得ることができる。また、残留オーステナイトの影響により穴広げ性が低下することも抑制できる。したがって、巻取り温度は３５０℃以下とすることが好ましい。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１および表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３Ａ～表４Ｂに示す製造条件により、表５Ａ～表６Ｂに示す熱延鋼板を得た。なお、表３Ａの製造Ｎｏ．１１は、７００～８５０℃の温度域で保持した後、更に加熱して、１０３６℃で９３６６秒保持することで熱延鋼板を製造した。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積分率、Ｅ値、Ｉ値、Ｍｎ濃度の標準偏差および表層の平均結晶粒径を得た。得られた測定結果を表５Ａ～表６Ｂに示す。
　なお、残部組織はベイナイトおよびパーライトの１種または２種であった。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　（１）引張強さおよび穴広げ率
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。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。
　穴広げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して測定した。穴広げ試験片の採取位置は、熱延鋼板の板幅方向の端部から１／４部分とした。
　引張強さＴＳ≧９８０ＭＰａを満たした場合、強度に優れるとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳ＜９８０ＭＰａであった場合、強度に劣るとして不合格と判定した。
　穴広げ率≧５５％であった場合、穴広げ性に優れるとして合格と判定した。一方、穴広げ率＜５５％であった場合、穴広げ性に劣るとして不合格と判定した。
（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、破断面とせん断との境界における直線度を求めることで評価した。板幅中央位置に、穴直径１０ｍｍ、クリアランス１５％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで５個の打ち抜き穴を作製した。次に、５個の打ち抜き穴について、１０箇所の圧延方向に平行な端面（１個の打ち抜き穴につき２箇所の端面）の様子を光学顕微鏡観で撮影した。得られた観察写真では、図１（ａ）に示すような端面を観察することができる。図１（ａ）および（ｂ）に示すように、打ち抜き後の端面では、ダレ、せん断面、破断面およびバリが観察される。なお、図１（ａ）は打ち抜き穴の圧延方向に平行な端面の概略図であり、図１（ｂ）は、打ち抜き穴の側面の概略図である。ダレとはＲ状の滑らかな面であり、せん断面とはせん断変形により分離した打ち抜き端面であり、破断面とはせん断変形終了後、刃先近傍から発生したき裂によって分離した打ち抜き端面であり、バリとは熱延鋼板の下面からはみ出した突起を有する面である。
　５個の端面から得られた１０個の端面の観察写真において、後述の方法により破断面とせん断との境界における直線度を測定し、得られた直線度の最大値を算出した。得られた直線度の最大値が１．０４５未満であった場合、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が高い、すなわち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、得られた直線度の最大値が１．０４５以上であった場合、せん断加工後の端面における破断面とせん断面との境界の直線性が低い、すなわち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。
　破断面とせん断との境界における直線度は、以下の方法により得た。
　図１（ｂ）に示すように、せん断面と、破断面との境界の点（図１（ｂ）の点Ａおよび点Ｂ）を、端面に対して決定した。これらの点Ａおよび点Ｂを直線で結んだ距離ｘの長さを測定した。次に、破断面―せん断面境界に沿った曲線の長さｙを測定した。得られたｙをｘで除することによって得られた値を、破断面とせん断との境界における直線度とした。
（３）耐曲げ内割れ性
　曲げ試験片は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し、以下の曲げ試験により耐曲げ内割れ性を評価した。
　曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して耐曲げ内割れ性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸およびＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。Ｒ／ｔ≦３．０であった場合、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板であると判断した。
　ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
　得られた測定結果を表６Ａおよび表６Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表６Ａおよび表６Ｂから分かるように、本発明例において、優れた強度、穴広げ性およびせん断加工性を有する熱延鋼板が得られた。更に、表層の平均粒径が３．０μｍ未満である本発明例において、上記諸特性を有した上で更に、耐曲げ内割れ性に優れた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比較例は、特性（引張強さＴＳ、穴広げ性、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、穴広げ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。また、本発明に係る上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
　本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０４０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
    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：０～０．３００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
    Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織が、
    　　面積％で、
    　　マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトが合計で９２．０％超、１００．０％以下であり、
    　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
    　　フェライトが５．０％未満であり、
    　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１１．０以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０未満であり、
    　　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. 　表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    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：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～２．００％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
    Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
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