WO2024048584A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2024048584A1
WO2024048584A1 PCT/JP2023/031225 JP2023031225W WO2024048584A1 WO 2024048584 A1 WO2024048584 A1 WO 2024048584A1 JP 2023031225 W JP2023031225 W JP 2023031225W WO 2024048584 A1 WO2024048584 A1 WO 2024048584A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
rolled steel
steel sheet
hot
ferrite
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/031225
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
秀斗 廣嶋
洋志 首藤
由起子 小林
和政 筒井
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2024048584A1 publication Critical patent/WO2024048584A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel plate. Specifically, the present invention relates to hot-rolled steel sheets that are used after being formed into various shapes by press working or the like, and particularly to hot-rolled steel sheets that have high strength and are excellent in ductility, fatigue properties, and shear workability.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-135960 filed in Japan on August 29, 2022, the contents of which are incorporated herein.
  • Blank plates manufactured by shearing must have excellent end face accuracy after shearing. For example, if a secondary shear surface occurs in which the end surface after shearing (sheared end surface) is sheared surface-fractured surface-sheared surface, the accuracy of the sheared end surface is significantly deteriorated.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel plate with excellent ductility and stretch-flangeability and a tensile strength of 980 MPa or more, in which a second phase consisting of retained austenite and/or martensite is finely dispersed in the crystal grains. Disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a technique for controlling the burr height after punching by controlling the ratio d s /d b of the ferrite grain size d s in the surface layer and the ferrite crystal grain d b in the interior to 0.95 or less. is disclosed.
  • Patent Documents 1 and 2 are techniques for improving either ductility or end surface properties after shearing. However, Patent Documents 1 and 2 do not mention any technology that achieves both of these characteristics.
  • high-strength steel plates may be required to have better fatigue properties.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and aims to provide a hot-rolled steel sheet that has high strength as well as excellent ductility, fatigue properties, and shear workability.
  • the gist of the invention is as follows. (1)
  • the hot rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass %, C: 0.050-0.250%, Si: 0.05-3.00%, Mn: 1.00-4.00%, One or more of Ti, Nb and V: 0.060 to 0.500% in total, sol.
  • the hot rolled steel sheet according to (1) above has the chemical composition in mass%, 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: 0.0005-0.1000%, Bi: 0.0005 to 0.0200%, and As: 0.001 to 0.100% It may contain one or more selected from the group consisting of:
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile parts, mechanical structural parts, and even building parts.
  • FIG. 1 is an example of a sheared end surface of a hot rolled steel plate according to an example of the present invention. It is an example of a sheared end surface of a hot rolled steel plate according to a comparative example.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment has, in mass %, C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, Ti , Nb and V: 0.060 to 0.500% in total, 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 balance: Fe and impurities including.
  • C 0.050 to 0.250%
  • Si 0.05 to 3.00%
  • Mn 1.00 to 4.00%
  • Ti , Nb and V 0.060 to 0.500% in total
  • 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
  • balance: Fe and impurities including Each element will be explained in detail below.
  • C 0.050-0.250%
  • C increases the area ratio of the hard phase and also increases the strength of ferrite by combining with precipitation-strengthening elements such as Ti, Nb, and V. If the C content is less than 0.050%, desired strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more, even more preferably more than 0.070%, 0.075% or more, or 0.080% or more.
  • the C content exceeds 0.250%, the area ratio of ferrite decreases, and the ductility of the hot rolled steel sheet decreases. Therefore, the C content is set to 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.200% or less, 0.180% or less, or 0.150% or less.
  • Si 0.05-3.00%
  • Si has the function of promoting the formation of ferrite to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet, and the function of solid solution strengthening of ferrite to increase the strength of the hot-rolled steel sheet. Further, Si has the effect of making the steel sound by deoxidizing (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in the steel). If the Si content is less than 0.05%, the above effects cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more.
  • the Si content is set to 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.50% or less, more preferably 2.00% or less or 1.50% or less.
  • Mn 1.00-4.00% Mn has the effect of suppressing ferrite transformation and increasing the strength of the hot rolled steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.30% or more, more preferably 1.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, the hard phase becomes periodic band-like due to segregation of Mn, making it difficult to obtain desired shearing workability. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less. The Mn content is preferably 3.50% or less, more preferably 3.00% or less or 2.50% or less.
  • Ti, Nb and V 0.060 to 0.500% in total Ti, Nb, and V are finely precipitated in steel as carbides and nitrides, and improve the strength of steel through precipitation strengthening. Furthermore, it is an essential element in order to obtain desired fatigue properties. If the total content of Ti, Nb and V is less than 0.060%, these effects cannot be obtained. Therefore, the total content of Ti, Nb, and V is set to 0.060% or more. Note that it is not necessary that all of Ti, Nb, and V be contained; it is sufficient that at least one of them is contained, and the content thereof may be 0.060% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more, even more preferably 0.120% or more.
  • the total content of Ti, Nb and V is set to 0.500% or less. Preferably it is 0.300% or less, more preferably 0.250% or less, even more preferably 0.200% or less.
  • sol. Al 0.001-2.000% Like Si, Al has the effect of making the steel sound by deoxidizing it, and also has the effect of promoting the formation of ferrite and increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet. sol. If the Al content is less than 0.001%, the above effects cannot be obtained. Therefore, sol. Al content shall be 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more or 0.030% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effects are saturated and it is economically unfavorable, so sol. Al content shall be 2.000% or less. sol. The Al content is preferably 0.400% or less, more preferably 0.300% or less, even more preferably 0.250% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid solution Al that exists in steel in a solid solution state.
  • P 0.100% or less
  • P is also an element that has the effect of increasing the strength of the hot rolled steel sheet through solid solution strengthening. Therefore, P may be actively included.
  • P is an element that tends to segregate, and when the P content exceeds 0.100%, the ductility decreases significantly due to grain boundary segregation. Therefore, the P content is set 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 specifically defined, but from the viewpoint of refining costs, it is preferably 0.001%.
  • S 0.0300% or less S forms sulfide inclusions in the steel and reduces the ductility of the hot rolled steel sheet.
  • the S content is set to 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less. Although there is no need to particularly specify the lower limit of the S content, from the viewpoint of refining costs, it is preferably 0.0001%.
  • N 0.1000% or less N has the effect of reducing the ductility of the hot rolled 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, even more preferably 0.0050% or less.
  • the N content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0055% or less, even more preferably 0.0050% or less.
  • the O content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the remainder of the chemical composition of the hot rolled steel sheet according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities refer to things that are mixed in from ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment, and/or things that are allowed within a range that does not adversely affect the hot rolled steel sheet according to this embodiment. do.
  • the hot rolled steel sheet according to this embodiment may contain the following elements as optional elements in place of a part of Fe.
  • the lower limit of the content when no arbitrary element is contained is 0%. The arbitrary elements will be explained in detail below.
  • Cu, Cr, Mo, Ni, and B all have the effect of improving the hardenability of the hot rolled steel sheet. Further, Cu and Mo precipitate as carbides in the steel and have the effect of increasing the strength of the hot rolled steel sheet. Furthermore, when containing Cu, Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu. Therefore, one or more of these elements may be contained.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 2.00%, intergranular cracking of the slab may occur. Therefore, the Cu content is set to 2.00% or less. The Cu content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 2.00% or less.
  • Mo has the effect of increasing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and the effect of precipitating as carbides in the steel to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Ni has the effect of increasing the hardenability of the hot rolled steel sheet. Further, when containing Cu, Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu. In order to more reliably obtain the effects of the above action, the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically undesirable to contain a large amount of Ni. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • B has the effect of increasing the hardenability of the hot rolled steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • Ca, Mg, and REM all have the effect of increasing the ductility of the hot rolled steel sheet by adjusting the shape of inclusions in the steel to a preferable shape. Furthermore, Bi has the effect of increasing the ductility of the hot rolled steel sheet by making the solidification structure finer. Therefore, one or more of these elements may be contained. In order to more reliably obtain the effects of the above action, it is preferable that at least one of Ca, Mg, REM, and Bi be 0.0005% or more.
  • the Ca content or Mg content exceeds 0.0200%, or if the REM content exceeds 0.1000%, inclusions will be excessively generated in the steel, which will actually reduce the ductility of the hot rolled steel sheet. There may be cases where Moreover, even if the Bi content exceeds 0.0200%, the effect of the above action will be saturated, which is not economically preferable. Therefore, the Ca content and Mg content should be 0.0200% or less, the REM content should be 0.1000% or less, and the Bi content should be 0.0200% or less. Bi content is preferably 0.0100% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y, and lanthanoids
  • the content of REM refers to the total content of these elements.
  • lanthanoids they are added industrially in the form of mischmetal.
  • the As content be 0.001% or more.
  • the As content is set to 0.100% or less.
  • Zr, Co, Zn and W 0 to 1.00% in total Sn: 0-0.05%
  • the present inventors have confirmed that the effect of the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired even if these elements are contained in a total of 1.00% or less. There is. Therefore, one or more of Zr, Co, Zn, and W may be contained in a total amount of 1.00% or less.
  • the present inventors have confirmed that even if a small amount of Sn is contained, the effect of the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired. However, if a large amount of Sn is contained, defects may occur during hot rolling, so the Sn content is set to 0.05% or less.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet described above may be measured by a general analytical method. For example, it may be measured 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 using a combustion-infrared absorption method, N using an inert gas melting-thermal conductivity method, and O using an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method. If the hot-rolled steel sheet has a plating layer, paint film, etc. on its surface, the chemical composition is analyzed after removing the plating layer, paint film, etc. by mechanical grinding or the like, if necessary.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a metal structure in which, in area%, retained austenite is less than 3.0%, ferrite is 15.0% or more and less than 60.0%, and pearlite is 5.0%.
  • the average spherical equivalent radius of the alloy carbides in the ferrite is 0.5 nm or more and less than 10.0 nm, and the average number density is 0.10 x 10 16 pieces/cm 3 or more and 1.45 x 10 16 pieces/ cm3
  • the E value indicating the periodicity of the metal structure is 10.7 or more
  • the I value indicating the uniformity of the metal structure is 1.020 or more
  • the standard deviation of the Mn concentration is 0.60% by mass or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has the above metallographic structure, it can obtain high strength, as well as excellent ductility, fatigue properties, and shear workability.
  • a region (rolling direction is The microstructure fraction of the metal structure, the average equivalent sphere radius and average number density of alloy carbides, the E value, the I value, and the standard deviation of the Mn concentration at an arbitrary position) are defined. The reason is that the metal structure at this position shows a typical metal structure of a steel plate.
  • the "surface” here refers to the interface between the plating layer and the steel sheet when the hot rolled steel sheet includes a plating layer, a coating film, or the like.
  • Retained austenite is a metal structure that exists as a face-centered cubic lattice even at room temperature. Retained austenite has the effect of increasing the ductility of hot rolled steel sheets through transformation induced plasticity (TRIP). On the other hand, retained austenite transforms into high-carbon martensite during shearing, thereby inhibiting stable crack initiation and causing the formation of secondary shear surfaces. When the area ratio of retained austenite is 3.0% or more, the above-mentioned effect becomes obvious and the shearing workability of the hot rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to be less than 3.0%. The area percentage of retained austenite is preferably less than 1.5%, more preferably less than 1.0%. Since it is preferable to have as little retained austenite as possible, the area ratio of retained austenite may be 0%.
  • Methods for measuring the area ratio of retained austenite include methods using X-ray diffraction, EBSP (electron back scattering diffraction method, Electron Back Scattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement.
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • X-ray diffraction first, in a cross section at a quarter position from the surface in the thickness direction of a hot rolled steel sheet, 1 mm or more at any position in the rolling direction, A sample is taken so that the metal structure can be observed in an area of 1 mm or more centered on the 1/4 position from the end face.
  • Area ratio of ferrite 15.0% or more and less than 60.0%
  • Ferrite is a structure that is generated when fcc is transformed into bcc at a relatively high temperature. Since ferrite has a high work hardening rate, it has the effect of increasing the strength-ductility balance of hot rolled steel sheets. In order to obtain the above effect, the area ratio of ferrite is set to 15.0% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 20.0% or more, more preferably 25.0% or more, and even more preferably 30.0% or more.
  • the ferrite area ratio is set to less than 60.0%. Preferably it is 50.0% or less, more preferably 45.0% or less.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is precipitated in layers between ferrite particles, and is a soft metal structure compared to bainite and martensite. If the area ratio of pearlite is 5.0% or more, carbon is consumed by cementite contained in pearlite, and the strength of martensite and bainite, which are the remaining structures, decreases, making it impossible to obtain the desired strength. Furthermore, microvoids that deteriorate ductility are generated early at the interface between ferrite and cementite contained in pearlite, so if the area ratio of pearlite is 5.0% or more, it is difficult to obtain the desired ductility and fatigue properties. Can not.
  • the area ratio of pearlite is made less than 5.0%.
  • the area ratio of pearlite is preferably 3.0% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment includes bainite, martensite, and tempered martensite with a total area ratio of 32.0% or more and less than 85.0% as residual structures other than retained austenite, ferrite, and pearlite.
  • Hard tissues composed of one or more types are included.
  • the area ratio of metal structures other than retained austenite is measured by the following method. First, a sample is taken at a 1/4 position from the end face in the sheet width direction of the hot rolled steel sheet in a cross section parallel to the rolling direction so that the metallographic structure in a region at 1/4 position from the surface in the sheet thickness direction can be observed. .
  • the size of the sample is such that it can be observed about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device.
  • the observed cross section of the sample is polished to a mirror finish, and then polished for 8 minutes at room temperature using colloidal silica that does not contain an alkaline solution to remove the strain introduced into the surface layer of the sample.
  • an EBSD analysis device consisting 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.
  • a backscattered electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are precipitated in a layered manner are identified from a backscattered electron image, and the area ratio of the crystal grains is calculated to obtain the area ratio of pearlite.
  • the obtained crystal orientation information is used for the crystal grains excluding the crystal grains determined to be pearlite using the "Grain Average Misorientation" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" included with the EBSD analyzer.
  • a region where the Grain Average Misorientation value is 1.0° or less is determined to be ferrite.
  • the Grain Tolerance Angle is set to 15°, and the area ratio of ferrite is obtained by determining the area of the region determined to be ferrite.
  • the area ratio of the residual structure is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite, pearlite, and ferrite from 100%. From the chemical composition and manufacturing conditions of the hot rolled steel sheet, it can be estimated that the remaining structure is a hard structure consisting of one or more of bainite, martensite, and tempered martensite. Note that the rolling direction of the hot rolled steel sheet is determined by the following method. First, a test piece is taken so that the cross section of the hot rolled steel sheet can be observed. The cross-section of the collected test piece is polished to a mirror surface, corroded with a saturated picric acid solution, and then observed using an optical microscope. The observation range is the entire thickness of the plate, and the stretching direction of the crystal grains is determined.
  • the angular difference between the stretching direction and the plate thickness direction is assumed to be ⁇ . Furthermore, a surface at a position of 1/4 of the plate thickness, which is perpendicular to the plate thickness direction and parallel to the above-mentioned stretching direction, is polished in the same manner as the plate thickness cross section, and the stretching direction of the crystal grains is determined.
  • the angle difference between the plate thickness cross section and the stretching direction is defined as ⁇ .
  • the direction in which the deviation angles are ⁇ and ⁇ obtained from the stretching direction of the crystal grains in the two cross sections described above is determined as the rolling direction.
  • the “Analyze Particles” function of the image analysis software “ImageJ” can be used to obtain the stretching direction of the crystal grains by setting Circularity to 0.7 or less.
  • Average sphere equivalent radius of alloy carbides in ferrite 0.5 nm or more and less than 10.0 nm
  • the average sphere equivalent radius and average number density of alloy carbides in ferrite are preferably controlled. . If the average equivalent sphere radius of the alloy carbide in the ferrite is less than 0.5 nm, the strength against repeated deformation of the ferrite cannot be sufficiently increased, and the desired fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the average spherical equivalent radius of the alloy carbide in the ferrite is set to 0.5 nm or more.
  • the average sphere equivalent radius of the alloy carbide in the ferrite is preferably 1.0 nm or more.
  • the average spherical equivalent radius of the alloy carbides in ferrite is 10.0 nm or more, the strength of the ferrite cannot be sufficiently increased, and due to the hardness difference between grains, A crack is generated from the cutting edge of the shearing tool, forming a fractured surface, and then a sheared surface is formed again. As a result, secondary shear surfaces are likely to be formed, making it impossible to obtain desired shear workability in the hot rolled steel sheet. Therefore, the average equivalent sphere radius of the alloy carbide in the ferrite is less than 10.0 nm.
  • the average equivalent sphere radius of the alloy carbide in the ferrite is preferably 8.0 nm or less, 6.0 nm or less, 4.0 nm or less, and more preferably less than 2.0 nm.
  • Average number density of alloy carbides in ferrite 0.10 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more, less than 1.45 ⁇ 10 16 pieces/cm 3
  • Average number density of alloy carbides in ferrite is 0.10 ⁇ 10 16 pieces If the number is less than 1.45 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more than 1.45 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 , the strength against repeated deformation of ferrite cannot be sufficiently increased, and the desired fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the average number density of alloy carbides in the ferrite is set to 0.10 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more and less than 1.45 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 .
  • the average number density of alloy carbides in the ferrite is preferably 0.50 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more, more preferably 1.00 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more. Further, the average number density of alloy carbides in the ferrite is preferably 1.40 x 10 16 pieces/cm 3 or less, more preferably 1.20 x 10 16 pieces/cm 3 or less, even more preferably It is 1.10 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or less.
  • the alloy carbide refers to a carbide containing one or more of Ti, Nb, Mo, and V.
  • the equivalent sphere radius and number density of alloy carbides in ferrite are measured using a three-dimensional atom probe.
  • the laser wavelength ( ⁇ ) is 355 nm
  • the laser power is 30 pJ
  • the temperature of the needle-like test piece is 50K.
  • the device used for three-dimensional atom probe measurement is not particularly limited.
  • the three-dimensional atom probe measuring device is, for example, LEAP4000XHR manufactured by Ametek Corporation.
  • a sample is collected using an FIB (focused ion beam) device for the ferrite grains within the observation field by the above-mentioned EBSD, in which the area ratio of each structure was measured.
  • FIB focused ion beam
  • the equivalent sphere radius and number density of fine precipitates ranging from less than 1 nm to several tens of nanometers in equivalent sphere radius can be accurately measured.
  • the number density of precipitates can be obtained by dividing the number of precipitates included in the area measured with a three-dimensional atom probe by the volume of the measurement area for precipitates identified as alloy carbides by the method described below. Can be done.
  • the total volume of precipitates in the measurement region is obtained by dividing the total number of atoms of alloying elements (Ti, Nb, Mo, V, C) contained in all the precipitates in the measurement region by the atomic density of the alloy carbide. .
  • the volume of precipitates is obtained by dividing the total volume of precipitates by the number of precipitates. From the volume of the obtained precipitate, the spherical equivalent radius is calculated assuming that the precipitate is spherical.
  • the average number density and the average sphere equivalent radius are obtained by performing the above-described method on five or more pieces of measurement data having a measurement area volume of 30,000 nm 3 or more.
  • the region where Ga introduced during FIB processing is less than 0.025 at% is defined as the observation region, and the region where Ga is mixed in at 0.025 at% or more is excluded from the measurement region.
  • the amount of Ga in the longitudinal direction of the needle sample can be confirmed using the 1D Concentration Profile function of the data analysis software IVAS 3.6.14 (manufactured by CAMECA Instruments Inc.).
  • E value: 10.7 or more I value: 1.020 or more In order to suppress the occurrence of secondary shear surfaces, it is important to form a fracture surface after a sufficient shear surface has been formed, and the tool It is necessary to suppress early crack formation from the cutting edge. For this purpose, it is important that the periodicity of the metal structure is low and the uniformity of the metal structure is high.
  • the generation of secondary shear planes is suppressed by controlling the E (Entropy) value, which indicates the periodicity of the metal structure, and the I (Inverse difference normalized) value, which indicates the uniformity of the metal structure.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value decreases.
  • the E value is less than 10.7, secondary shear surfaces are likely to occur. Starting from the periodically arranged structure, cracks occur from the cutting edge of the shearing tool very early in the shearing process, forming a fractured surface, and then a sheared surface is formed again. It is estimated that this makes secondary shear planes more likely to occur. Therefore, the E value is set to 10.7 or more.
  • it is 10.8 or more, more preferably 11.0 or more.
  • the I value represents the uniformity of the metal structure, and increases as the area of a region with a certain brightness increases.
  • a high I value means that the uniformity of the metal structure is high.
  • the I value is set to 1.020 or more. Preferably it is 1.025 or more, more preferably 1.030 or more. The higher the I value, the better, and although the upper limit is not particularly specified, it may be 1.200 or less, 1.150 or less, or 1.100 or less.
  • the E value and I value can be obtained by the following method.
  • the imaging area of the SEM image taken to calculate the E value and I value is a cross section parallel to the rolling direction at a 1/4 position from the end face in the sheet width direction, and from the surface in the sheet thickness direction.
  • the area is 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m centered at the 1/4 position, and the number of observation fields is 5.
  • an SU-6600 Schottky electron gun manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation is used, with a tungsten emitter and an accelerating voltage of 1.5 kV. Based on the above settings, a SEM image is output at a magnification of 1000 times and a gray scale of 256 gradations.
  • the obtained SEM image was cut out into an area of 880 x 880 pixels, and a smooth image with a tile grid size of 8 x 8 was applied using a contrast enhancement limit magnification of 2.0 as described in Non-Patent Document 3.
  • Apply chemical treatment By rotating the smoothed SEM image counterclockwise in 1 degree increments from 0 degrees to 179 degrees, excluding 90 degrees, and creating images in 1 degree increments, a total of 179 images are obtained. .
  • frequency values of brightness between adjacent pixels are collected in the form of a matrix using the gray level co-occurrence matrix method (GLCM method) described in Non-Patent Document 1. .
  • GLCM method gray level co-occurrence matrix method
  • the E value and the I value are calculated using the following formula (1) and formula (2) described in Non-Patent Document 2, respectively. Note that the average value obtained by measuring the entire visual field is calculated.
  • P(i,j) in the following formulas (1) and (2) is a gray level co-occurrence matrix, and the value at the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as P(i,j).
  • P(i,j) it is calculated using the 256 x 256 matrix P, so if you want to emphasize this point, you can modify the following formula (1) to the following formula (1'), and the following formula (2) can be modified to the following equation (2').
  • equations (1') and (2') below the value at the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as P ij .
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less
  • the standard deviation of Mn concentration of the hot rolled steel sheet according to the present embodiment 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 as small as possible from the viewpoint of suppressing excessive burrs, but due to manufacturing process constraints, the actual lower limit is 0.10% by mass.
  • the standard deviation of Mn concentration can be obtained by the following method. First, a sample is taken at a 1/4 position from the end face in the width direction of the plate so that a 1/4 area from the surface in the thickness direction can be observed in a cross section parallel to the rolling direction. The size of the sample is such that it can be observed about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device. Next, after mirror polishing the sample, the standard deviation of the Mn concentration is measured using an electron probe microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the measurement conditions are an accelerating voltage of 15 kV, a magnification of 5,000 times, and distribution images of more than 40,000 locations are measured in an area of 20 ⁇ m in the rolling direction and 20 ⁇ m in the plate thickness direction at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentration obtained from all measurement points.
  • Tensile Properties Among the mechanical properties of hot rolled steel sheets, tensile strength properties (tensile strength, total elongation) are evaluated in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the test piece is a JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece.
  • the test piece may be collected at a 1/4 position from the end face of the hot rolled steel sheet in the sheet width direction, with the sheet width direction being the longitudinal direction of the test piece.
  • the hot rolled steel sheet according to this embodiment preferably has a tensile (maximum) strength of 980 MPa or more.
  • the tensile strength is more preferably 1000 MPa or more.
  • the applicable parts are not limited and it can greatly contribute to reducing the weight of the vehicle body. Although there is no need to specifically limit the upper limit, it may be set to 1780 MPa from the viewpoint of suppressing mold wear.
  • the total elongation is preferably 10.0% or more, and the product of tensile strength and total elongation (TS ⁇ El) is preferably 13000 MPa ⁇ % or more.
  • the total elongation is more preferably 11.0% or more, even more preferably 13.0% or more.
  • the product of tensile strength and total elongation is more preferably 14,000 MPa ⁇ % or more, and even more preferably 15,000 MPa ⁇ % or more.
  • the torque during the fatigue test or the value of the strain gauge attached to the test piece is measured to evaluate the change in repeated stress.
  • the repeated stress at 100 repetitions is taken as the reference stress, and if the repeated stress is 5% or more higher than the above reference stress in the range of 100,000 to 1 million repetitions, cyclic hardening occurs and excellent fatigue properties are obtained. It can be determined that it is a hot rolled steel sheet.
  • the thickness of the hot rolled steel plate according to this embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm. If the thickness of the hot rolled steel plate is less than 0.5 mm, it may be difficult to ensure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Therefore, the thickness of the hot rolled steel plate according to this embodiment may be 0.5 mm or more. Preferably it is 1.2 mm or more or 1.4 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it may be difficult to refine the metal structure and obtain the above-mentioned metal structure. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less. Preferably it is 6.0 mm or less.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metallographic structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance, etc., to form 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 electrogalvanizing, electrolytic Zn--Ni alloy plating, and the like.
  • hot-dip plating layer examples include hot-dip galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, and hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating. Ru.
  • the amount of plating deposited 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, applying and drying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • a preferred method for manufacturing the hot rolled steel sheet according to this embodiment having the above-mentioned chemical composition and metallographic structure is as follows.
  • hot rolling is performed after heating the slab under predetermined conditions, accelerated cooling to a predetermined temperature range, then slow cooling, and cooling until coiling. It is effective to control the history.
  • the following steps (1) to (10) are sequentially performed.
  • the temperature of the slab and the temperature of the steel plate in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel plate.
  • stress refers to the tension applied to the steel plate in the rolling direction. The stress can be controlled by adjusting the rotational speed of the rolling stand and the winding device, and can be determined by dividing the measured load in the rolling direction by the cross-sectional area of the plate being passed.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850° C. or higher and 1100° C. or lower such that the plate thickness is reduced by 90% or more in total.
  • Rolling of the first stage before the final stage is carried out at 900°C or higher and lower than 1010°C, and a stress of 170 kPa or more is applied to the steel plate after rolling one stage before the final stage of hot rolling and before rolling of the final stage. load on.
  • the rolling reduction in the final stage of hot rolling is 8% or more, and the hot rolling is completed so that the rolling completion temperature Tf is 900°C or more and less than 1010°C.
  • Light reduction is performed in a temperature range of 840° C. or higher and lower than 900° C.
  • Slab, slab temperature and holding time when subjected to hot rolling can be slabs obtained by continuous casting, slabs obtained by casting/blowing, etc. Depending on the type of material, those subjected to hot working or cold working may be used.
  • the slab to be subjected to hot rolling is preferably held at a temperature range of 700° C. or higher and 850° C. or lower for 900 seconds or more during slab heating, and then further heated and held at a temperature range of 1100° C. or higher for 6000 seconds or more.
  • the steel plate temperature when holding the steel plate in a temperature range of 700°C or higher and 850°C or lower, the steel plate temperature may be varied within this temperature range or may be kept constant. Moreover, when holding the temperature at 1100° C. or higher, the steel plate temperature may be varied in the temperature range of 1100° C. or higher, or may be kept constant.
  • Mn is distributed between ferrite and austenite, and by lengthening the transformation time, Mn can diffuse within the ferrite region. This eliminates the Mn micro-segregation that is unevenly distributed in the slab and significantly reduces the standard deviation of the Mn concentration. Therefore, it is preferable to hold the temperature in a temperature range of 700°C or more and 850°C or less for 900 seconds or more. Further, by holding the temperature in a temperature range of 1100° C. or higher for 6000 seconds or more, the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced.
  • a reverse mill or a tandem mill As multi-pass rolling, it is preferable to use a reverse mill or a tandem mill as multi-pass rolling. Particularly from the viewpoint of industrial productivity and the stress load on the steel plate during rolling, it is more preferable that at least the last two stages are hot rolled using a tandem mill.
  • Reduction rate of hot rolling A total thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850°C or higher and 1100°C or lower A total thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850°C or higher and 1100°C or lower
  • the recrystallized austenite grains are mainly refined, and the accumulation of strain energy in the unrecrystallized austenite grains is promoted. Then, the recrystallization of austenite is promoted and the atomic diffusion of Mn is promoted, so that the standard deviation of the Mn concentration can be reduced. Therefore, it is preferable to perform hot rolling in a temperature range of 850° C. or higher and 1100° C. or lower such that the plate thickness is reduced by 90% or more in total.
  • the total plate thickness reduction in the temperature range of 850°C or higher and 1100°C or lower is defined as the inlet thickness before the first rolling in rolling in this temperature range, and the reduction in the final stage of rolling in this temperature range.
  • the subsequent exit plate thickness is t 1 , it can be expressed as ⁇ (t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • the pre-stage rolling is performed at 900° C. or higher and lower than 1010° C.
  • the stress applied to the steel plate after rolling one step before the final stage of hot rolling and before rolling at the final stage is 170 kPa or higher. This makes it possible to reduce the number of crystal grains having the ⁇ 110 ⁇ 001> crystal orientation in the recrystallized austenite after rolling one stage before the final stage.
  • the stress applied to the steel plate is less than 170 kPa, it may not be possible to obtain the desired E value.
  • the stress applied to the steel plate is more preferably 190 kPa or more. Note that the stress applied to the steel plate refers to the tension applied in the longitudinal direction of the steel plate, and can be controlled by adjusting the roll rotation speed during tandem rolling.
  • the upper limit of the stress applied to the steel plate is not particularly limited, but may be 350 kPa or less.
  • Reduction ratio in the final stage of hot rolling 8% or more, hot rolling completion temperature Tf: 900°C or more, less than 1010°C
  • the rolling reduction ratio in the final stage of hot rolling is 8% or more, and hot rolling is completed.
  • the temperature Tf is 900°C or higher.
  • the formation of ferrite in the final structure (metal structure of the hot-rolled steel sheet after manufacture) can be suppressed, and desired strength can be obtained. Further, by setting Tf to less than 1010° C., coarsening of the austenite grain size can be suppressed, periodicity of the metal structure can be reduced, and a desired E value can be obtained.
  • the upper limit of the rolling reduction in the final stage of hot rolling is not particularly limited, but may be 30% or less, preferably 20% or less, and more preferably 15% or less.
  • Light reduction is performed in a temperature range of 840° C. or higher and lower than 900° C. such that the plate thickness is reduced by 5% or more and less than 8% in total.
  • After rolling in the final stage of hot rolling it is preferable to perform light reduction in a temperature range of 840° C. or higher and lower than 900° C. so as to reduce the plate thickness by 5% or more and less than 8% in total.
  • Light rolling may be performed, for example, at the final stage of the finishing mill, or by introducing new rolling equipment between the finishing mill and the cooling bed.
  • the total plate thickness reduction in light reduction is defined as ⁇ ( It can be expressed as t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • the stress applied to the steel plate after the final stage of hot rolling and before the first rolling of light reduction, and the stress applied to the steel plate after rolling of the final stage of light reduction and before the steel plate is cooled to 800°C.
  • Stress applied less than 200 kPa
  • the stress applied to each steel plate is preferably less than 200 kPa. By setting the stress applied to the steel plate at the above locations to be less than 200 kPa, recrystallization of austenite proceeds preferentially in the rolling direction, and an increase in the periodicity of the metal structure can be suppressed. As a result, a desired E value can be obtained. More preferably, the stress applied to the steel plate at each of the above locations is 180 kPa or less.
  • the average cooling rate here refers to the temperature drop range of the steel plate from the start of accelerated cooling (when the steel plate is introduced into the cooling equipment) to the end of accelerated cooling (when the steel plate is taken out from the cooling equipment). This is the value divided by the time required from the start to the completion of accelerated cooling.
  • the average cooling rate is preferably 300° C./second or less.
  • the area ratio of ferrite is 15.0% or more
  • the average number density of alloy carbides in ferrite is 0.10 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more
  • the average equivalent sphere radius of alloy carbides in ferrite is 0.10 ⁇ 10 16 pieces/cm 3 or more.
  • the cooling stop temperature of accelerated cooling is preferably 600° C. or more.
  • cooling with a high average cooling rate may be performed after completion of light reduction, for example, by injecting cooling water onto the surface of the steel plate.
  • the time for performing slow cooling is preferably 3.0 seconds or more.
  • the upper limit of the time for slow cooling is determined by the equipment layout, but may be approximately less than 10.0 seconds. Further, although there is no particular lower limit to the average cooling rate of slow cooling, since increasing the temperature without cooling involves a large investment in equipment, it may be set to 0° C./s or more.
  • Average cooling rate to coiling temperature 50°C/second or more
  • the average cooling rate from the cooling stop temperature of slow cooling to the coiling temperature is 50°C/second. /second or more is preferable.
  • the matrix structure can be made hard, and the average sphere equivalent radius and average number density of the alloy carbides in the desired ferrite can be controlled to desired amounts.
  • the average cooling rate here refers to the range of temperature drop of the steel plate from the cooling stop temperature in slow cooling, where the average cooling rate is less than 5°C/s, to the coiling temperature, and the average cooling rate is less than 5°C/s. It is the value divided by the time required from the stop of slow cooling to the time of winding.
  • Winding temperature 350°C or lower
  • the winding temperature is preferably 350°C or lower.
  • the conditions in the Examples are examples of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this example of one condition.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the purpose of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to the above-mentioned method to determine the area ratio of the metal structure, E value, I value, standard deviation of Mn concentration, average sphere equivalent radius and average number density of alloy carbide in ferrite, and tensile strength. TS and total elongation El were determined. In addition, fatigue properties were evaluated by performing plane bending fatigue properties using the method described above. The measurement results obtained are shown in Tables 5A to 6B.
  • Fatigue properties A plane bending fatigue test was conducted using the method described above, and if the repeated stress was 5% or more higher than the standard stress in the range of 100,000 to 1 million repetitions, cyclic hardening occurred, indicating excellent fatigue properties. It was determined that the hot-rolled steel sheet had passed the test. On the other hand, if the repeated stress does not exceed the standard stress by 5% or more in the range of 100,000 to 1,000,000 repetitions, cyclic hardening does not occur and the sheet is rejected as not having excellent fatigue properties. It was determined that Examples that were determined to be passed were written as "Good” in the column of fatigue properties in the table, and examples that were judged to be rejected were written as "NG" in the table.
  • Shearing workability (secondary shear surface evaluation) The shear workability of the hot rolled steel sheet was evaluated by a punching test. Three punched holes were made for each example using a hole diameter of 10 mm, a clearance of 10%, and a punching speed of 3 m/s. Next, the plate thickness cross section perpendicular to the rolling direction and the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the punched holes were embedded in resin, and the cross-sectional shapes were photographed using a scanning electron microscope. In the obtained observation photograph, a sheared end surface as shown in FIG. 1 or 2 can be observed. Note that FIG. 1 is an example of a sheared end surface of a hot rolled steel sheet according to an example of the present invention, and FIG.
  • FIG. 2 is an example of a sheared end surface of a hot rolled steel sheet according to a comparative example.
  • the diagram shows a sag, a sheared surface, a fractured surface, and a sheared end surface of a burr.
  • the sheared end surface of the burr is shown as sag, shear surface, fracture surface, shear surface, fracture surface, and burr.
  • the sag is the area of the smooth R-shaped surface
  • the sheared surface is the area of the punched end face separated by shear deformation
  • the fractured surface is the area of the punched end face separated by a crack generated near the cutting edge.
  • a burr is a surface having protrusions protruding from the lower surface of a hot-rolled steel sheet.
  • sheared end faces if a sheared surface-fractured surface-sheared surface is observed on two surfaces perpendicular to the rolling direction and two surfaces parallel to the rolling direction, as shown in FIG. determined that a secondary shear plane was formed. A total of 12 surfaces, 4 surfaces for each punched hole, were observed, and when there was no surface where a secondary shear surface appeared, the hot rolled steel sheet was judged to have passed the test as having excellent shearability. On the other hand, if even one secondary shear plane was formed, the hot rolled steel sheet was determined to be rejected as not having excellent shearing workability. Examples that were determined to be acceptable were written as "Good" in the shear workability column in the table, and examples that were judged to be unacceptable were written as "NG" in the table.
  • the hot rolled steel sheets according to the examples of the present invention have high strength, as well as excellent ductility, fatigue properties, and shear workability.
  • the hot rolled steel sheet according to the comparative example does not have any one or more of the above characteristics.

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Abstract

この熱延鋼板は、所望の化学組成を有し、板厚方向の表面から１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、１０．０ｎｍ未満で、平均個数密度が０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満であり、金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つ延性、疲労特性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
　本願は、２０２２年８月２９日に、日本に出願された特願２０２２－１３５９６０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれている。これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。
　また、自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。せん断加工によって製造されるブランク板では、せん断加工後の端面精度に優れる必要がある。例えば、せん断加工後の端面（せん断端面）の様相が、せん断面－破断面－せん断面となる２次せん断面が発生すると、せん断端面の精度が著しく悪化する。
　例えば、特許文献１には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、延性および伸びフランジ性に優れた引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
　特許文献２には、表層のフェライト粒径ｄｓと内部のフェライト結晶粒ｄｂとの比ｄｓ／ｄｂを０．９５以下に制御することで、打ち抜き後のバリ高さを制御する技術が開示されている。
日本国特開２００５－１７９７０３号公報 日本国特開平１０－１６８５４４号公報
Ｊ．　Ｗｅｂｅｌ，　Ｊ．　Ｇｏｌａ，　Ｄ．　Ｂｒｉｔｚ，　Ｆ．　Ｍｕｃｋｌｉｃｈ，　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　１４４　（２０１８）　５８４－５９６ Ｄ．　Ｌ．　Ｎａｉｋ，　Ｈ．　Ｕ．　Ｓａｊｉｄ，　Ｒ．　Ｋｉｒａｎ，　Ｍｅｔａｌｓ　２０１９，　９，　５４６ Ｋ．　Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ，　Ｃｏｎｔｒａｓｔ　Ｌｉｍｉｔｅｄ　Ａｄａｐｔｉｖｅ　Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ　Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ，　Ｃｈａｐｔｅｒ　ＶＩＩＩ．５，　Ｇｒａｐｈｉｃｓ　Ｇｅｍｓ　ＩＶ．　Ｐ．Ｓ．　Ｈｅｃｋｂｅｒｔ　（Ｅｄｓ．），　Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ，　ＭＡ，　Ａｃａｄｅｍｉｃ　Ｐｒｅｓｓ，　１９９４，　ｐｐ．　４７４－４８５
　特許文献１および２に開示された技術は、いずれも延性またはせん断加工後の端面性状のいずれか一方を向上させる技術ではある。しかし、特許文献１および２ではこれらの特性を両立させる技術について言及されてない。
　また、高強度の鋼板には、より優れた疲労特性が要求される場合がある。
　本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０３００％以下、
Ｎ　：０．１０００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２００％、
Ａｓ：０～０．１００％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに、Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織が、
　　面積％で、
　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
　　フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、
　　パーライトが５．０％未満であり、
　　前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、１０．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満であり、
　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、
　　前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、
Ｂｉ：０．０００５～０．０２００％、および
Ａｓ：０．００１～０．１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有するとともに、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。
　本発明の上記態様に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。
本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。 比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　化学組成
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０５０～０．２５０％
　Ｃは、硬質相の面積率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０５０％未満では、所望の強度を得ることができない。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上であり、より好ましくは０．０７０％以上であり、より一層好ましくは０．０７０％超、０．０７５％以上または０．０８０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、フェライトの面積率が低下することで、熱延鋼板の延性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２００％以下、０．１８０％以下または０．１５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～３．００％
　Ｓｉは、フェライトの生成を促進して熱延鋼板の延性を向上させる作用と、フェライトを固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用とを有する。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下であり、より好ましくは２．００％以下または１．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．００～４．００％
　Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．３０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析に起因して、硬質相の形態が周期的なバンド状となり、所望のせん断加工性を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．５０％以下であり、より好ましくは３．００％以下または２．５０％以下である。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。さらに、所望の疲労特性を得るために必須の元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．０６０％未満であると、これらの効果を得ることができない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０６０％以上とする。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの全てが含有されている必要はなく、いずれか１種でも含まれていればよく、その含有量が０．０６０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．１００％以上であり、より一層好ましくは０．１２０％以上である。
　一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、熱延鋼板の加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．２００％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸により鋼を健全化する作用を有するとともに、フェライトの生成を促進し、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上または０．０３０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４００％以下であり、より好ましくは０．３００％以下であり、より一層好ましくは０．２５０％以下である。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する延性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０３００％以下
　Ｓは、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。
　Ｎ：０．１０００％以下
　Ｎは、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下であり、より好ましくは０．０７００％以下であり、より一層好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて金属組織をより微細化する場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５５％以下であり、より一層好ましくは０．００５０％以下である。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、または０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、および／または本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、下記元素を任意元素として含有してもよい。任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、任意元素について詳細に説明する。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｒ：０．０１～２．００％
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｎｉ：０．０２～２．００％
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
　上述したようにＣｕは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
　上述したようにＣｒは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＭｏは、熱延鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　上述したようにＮｉは、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　上述したようにＢは、熱延鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の成形性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００５～０．０２００％
　Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％
　ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％
　Ｂｉ：０．０００５～０．０２００％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の延性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２００％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０．０２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１００％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。
　Ａｓ：０．００１～０．１００％
　Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、熱延鋼板の延性の向上に寄与する。この効果を確実に得るためには、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ａｓを多量に含有させても上記効果は飽和するため、Ａｓ含有量は０．１００％以下とする。
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％
　Ｓｎ：０～０．０５％
　Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
　また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、Ｓｎを多量に含有させると熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％以下とする。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　熱延鋼板が表面にめっき層や塗膜などを備える場合は、必要に応じて、機械研削等によりめっき層や塗膜などを除去してから、化学組成の分析を行う。
　熱延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、１０．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。
　本実施形態に係る熱延鋼板は上記金属組織を有するため、高い強度、並びに、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を得ることができる。
　なお、本実施形態では、熱延鋼板の板厚方向の表面から１／４位置および圧延方向および板厚方向に垂直な方向（板幅方向）の端面から１／４位置の領域（圧延方向は任意の位置）における金属組織の組織分率、合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度、Ｅ値、Ｉ値、並びに、Ｍｎ濃度の標準偏差を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
　また、ここでいう「表面」とは、熱延鋼板がめっき層や塗膜などを備える場合においてはめっき層と鋼板との界面のことをいう。
　残留オーステナイトの面積率：３．０％未満
　残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の延性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイトに変態するため、安定的なき裂発生を阻害し、２次せん断面形成の原因となる。残留オーステナイトの面積率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１．５％未満、より好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積率は０％であってもよい。
　残留オーステナイトの面積率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折法、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積率はＸ線回折により測定する。
　本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積率の測定では、まず、熱延鋼板の板厚方向の表面から１／４位置の断面において、圧延方向の任意の位置で１ｍｍ以上、板幅方向の端面から１／４位置を中心に１ｍｍ以上の領域における金属組織が観察できるようにサンプルを採取する。上記サンプルを、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る。次に、前記積分強度から強度平均法を用いて残留オーステナイトの体積率を得て、これを残留オーステナイトの面積率とみなす。
　フェライトの面積率：１５．０％以上、６０．０％未満
　フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは加工硬化率が高いため、熱延鋼板の強度－延性バランスを高める作用がある。上記の作用を得るため、フェライトの面積率は１５．０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは２０．０％以上であり、より好ましくは２５．０％以上であり、より一層好ましくは３０．０％以上である。
　一方、フェライトは強度が低いため、面積率が過剰であると、所望の強度を得ることができない。このため、フェライト面積率は６０．０％未満とする。好ましくは５０．０％以下であり、より好ましくは４５．０％以下である。
　パーライトの面積率：５．０％未満
　パーライトは、フェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、またベイナイトやマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積率が５．０％以上であると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイトおよびベイナイトの強度が低下し、所望の強度を得ることができない。さらに、パーライトに含まれるフェライトとセメンタイトとの界面では延性を劣化させるマイクロボイドが早期に生成するため、パーライトの面積率が５．０％以上であると、所望の延性および疲労特性を得る事ができない。したがって、パーライトの面積率は５．０％未満とする。パーライトの面積率は、好ましくは３．０％以下である。熱延鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積率は可能な限り低減することが好ましく、パーライトの面積率は０％であることがより一層好ましい。
　なお、本実施形態に係る鋼板には、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織として、合計の面積率が３２．０％以上、８５．０％未満のベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。
　残留オーステナイト以外の金属組織の面積率の測定は、以下の方法で行う。まず、熱延鋼板の板幅方向の端面から１／４位置において、圧延方向に平行な断面で、板厚方向の表面から１／４位置の領域における金属組織が観察できるようにサンプルを採取する。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。次に、上記サンプルの観察断面を研磨し鏡面に仕上げた後、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。上記観察断面の圧延方向の任意の位置で２００μｍ以上、板厚方向の表面から１／４位置を中心に２００μｍ以上の領域を、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。上記測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトとが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。この際、Ｇｒａｉｎ　Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　Ａｎｇｌｅ　は１５°に設定しておき、フェライトと判定された領域の面積を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　残部組織の面積率は、１００％から、残留オーステナイト、パーライト及びフェライトの面積率を差し引くことで得る。なお、熱延鋼板の化学組成、及び製造条件から、残部組織は、ベイナイト、マルテンサイト、及び焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質組織であると推定することができる。
　なお、熱延鋼板の圧延方向は以下の方法により判別する。
　まず、熱延鋼板の板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨し、ピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて観察する。観察範囲は板厚の全厚とし、結晶粒の延伸方向を判別する。ここで延伸方向と板厚方向との角度差をθとする。更に、板厚方向に垂直で上述した延伸方向に対して平行となる板厚１／４位置の面において板厚断面と同様に研磨し、結晶粒の延伸方向を判別する。ここで、板厚断面と延伸方向の角度差をφとする。ＩＳＯ　３７８５に準拠した板厚方向をZ軸とした球面座標系において、上述した２つの断面における結晶粒の延伸方向から得られたθ、φを偏角とする方向を圧延方向と判別する。延伸方向θ、φの判別には画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」の「Ａｎａｌｙｚｅ　Ｐａｒｔｉｃｌｅｓ」機能を用いてＣｉｒｃｕｌａｒｉｔｙを０．７以下として結晶粒の延伸方向を得る事ができる。
　フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径：０．５ｎｍ以上、１０．０ｎｍ未満
　本実施形態に係る熱延鋼板は、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径及び平均個数密度が好ましく制御されている。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ未満であると、フェライトの繰り返し変形に対する強度を十分に高めることができず、所望の疲労強度を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は０．５ｎｍ以上とする。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は、好ましくは１．０ｎｍ以上である。
　一方、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が１０．０ｎｍ以上であると、フェライトの強度を十分に高めることができず、結晶粒間の硬度差に起因して、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。その結果、２次せん断面が形成されやすくなるため、熱延鋼板において所望のせん断加工性を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は１０．０ｎｍ未満とする。フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径は、好ましくは８．０ｎｍ以下、６．０ｎｍ以下、４．０ｎｍ以下であり、より好ましくは２．０ｎｍ未満である。
　フェライト中の合金炭化物の平均個数密度：０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満
　フェライト中の合金炭化物の平均個数密度が０．１０×１０１６個／ｃｍ３未満または１．４５×１０１６個／ｃｍ３以上であると、フェライトの繰り返し変形に対する強度を十分に高めることができず、所望の疲労強度を得ることができない。そのため、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満とする。フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は、好ましくは０．５０×１０１６個／ｃｍ３以上であり、より好ましくは１．００×１０１６個／ｃｍ３以上である。また、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度は、好ましくは１．４０×１０１６個／ｃｍ３以下であり、より好ましくは１．２０×１０１６個／ｃｍ３以下であり、より一層好ましくは１．１０×１０１６個／ｃｍ３以下である。
　なお、本実施形態において合金炭化物とは、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの１種または２種以上を含む炭化物のことをいう。
　フェライト中の合金炭化物の球相当半径および個数密度は三次元アトムプローブにより測定する。三次元アトムプローブ測定では、レーザー波長（λ）を３５５ｎｍとし、レーザーパワーを３０ｐＪとし、針状試験片の温度を５０Ｋとする。三次元アトムプローブ測定に用いる装置は特に限定されない。三次元アトムプローブ測定装置は例えば、アメテック株式会社製の商品名ＬＥＡＰ４０００ＸＨＲである。
　各組織の面積率を測定した上述のＥＢＳＤによる観察視野内のフェライト粒について、ＦＩＢ（集束イオンビーム）装置を用いて、試料を採取する。採取した試料を周知の方法で針状に加工し、三次元アトムプローブを利用することで、球相当半径１ｎｍ未満から数１０ｎｍに至る微細析出物の球相当半径および個数密度を正確に測定することができる。析出物の個数密度は、後述の方法により合金炭化物と識別された析出物に対して、三次元アトムプローブで測定した領域に含まれる析出物の個数を測定領域の体積で除することで得ることができる。
　測定領域内の全析出物に含まれる合金元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃ）の原子の合計個数を合金炭化物の原子密度で除する事で測定領域内における析出物の総体積を得る。析出物の総体積を析出物個数で除することで析出物の体積を得る。得られた析出物の体積から、析出物が球形状と仮定して球相当半径を算出する。
　上述した方法を３００００ｎｍ３以上の測定領域の体積を有する５個以上の測定データで実施することで、平均個数密度および平均球相当半径を得る。なお、ＦＩＢ加工時に導入されたＧａが０．０２５ａｔ％未満である領域を観察領域とし、Ｇａが０．０２５ａｔ％以上混入している領域については測定領域から除外する。Ｇａ量の確認にはデータを解析ソフトＩＶＡＳ　３．６．１４（ＣＡＭＥＣＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ　Ｉｎｃ．製）の１Ｄ　Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ　Ｐｒｏｆｉｌｅ機能によって針試料の長手方向のＧａ量を確認することができる。
　なお、観察された析出物が合金炭化物であるか否かは、三次元アトムプローブにより取得したデータを解析ソフトＩＶＡＳ　３．６．１４のＣｌｕｓｔｅｒ　Ａｎａｌｙｓｉｓ機能を用いて識別する。解析にはｄｍａｘ＝１．２ｎｍ、Ｏｒｄｅｒ＝１０、Ｎｍｉｎ＝１０、Ｌ＝０．５ｎｍ、ｄ　ｅｒｏｓｉｏｎ＝０．５ｎｍを解析パラメータとして使用し、Ｃｌｕｓｔｅｒとして認識された析出物を合金炭化物であると判別する。
　Ｅ値：１０．７以上
　Ｉ値：１．０２０以上
　２次せん断面の発生を抑制するには、十分にせん断面が形成された後に破断面を形成させることが重要であり、せん断加工時に工具の刃先から早期にき裂が発生することを抑制する必要がある。そのためには、金属組織の周期性が低く、且つ金属組織の均一性が高いことが重要である。本実施形態では、金属組織の周期性を示すＥ（Ｅｎｔｒｏｐｙ）値および金属組織の均一性を示すＩ（Ｉｎｖｅｒｓｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ）値を制御することで、２次せん断面の発生を抑制する。
　Ｅ値は金属組織の周期性を表す。バンド状組織が形成する等の影響で輝度が周期的に配列している、すなわち金属組織の周期性が高い場合にはＥ値は低下する。本実施形態では、周期性が低い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を高める必要がある。Ｅ値が１０．７未満であると、２次せん断面が発生しやすくなる。周期的に配列した組織を起点として、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１０．７以上とする。好ましくは１０．８以上であり、より好ましくは１１．０以上である。Ｅ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１３．０以下、１２．５以下、または１２．０以下としてもよい。
　Ｉ値は金属組織の均一性を表し、一定の輝度を持つ領域の面積が広いほど上昇する。Ｉ値が高いことは、金属組織の均一性が高いことを意味する。本実施形態では、均一性が高い金属組織とする必要があるため、Ｉ値を高める必要がある。Ｉ値が１．０２０未満であると、結晶粒内の析出物および元素濃度差に起因する硬度分布の影響により、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｉ値は１．０２０以上とする。好ましくは１．０２５以上であり、より好ましくは１．０３０以上である。Ｉ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１．２００以下、１．１５０以下または１．１００以下としてもよい。
　Ｅ値およびＩ値は以下の方法により得ることができる。
　本実施形態において、Ｅ値およびＩ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、板幅方向の端面から１／４位置において、圧延方向に平行な断面で、板厚方向の表面から１／４位置を中心に２００μｍ×２００μｍとし、観察視野数は５視野とする。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に記載のグレーレベル共起行列法（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。なお、全視野について測定して得られた平均値を算出する。
　下記式（１）および式（２）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰ（ｉ，ｊ）と表記している。なお、前述のとおり２５６×２５６の行列Ｐを用いて算出されるため、この点を強調したい場合、下記式（１）を下記式（１’）に修正することができ、下記式（２）を下記式（２’）に修正することができる。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
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　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Ｍｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、硬質相を均一に分散させることができ、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生することを防ぐことができる。その結果、２次せん断面の発生を抑制することができる。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
　Ｍｎ濃度の標準偏差は以下の方法により得ることができる。
　まず、板幅方向の端面から１／４位置において、圧延方向に平行な断面で、板厚方向の表面から１／４領域が観察できるようにサンプルを採取する。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。次に、上記サンプル鏡面研磨した後、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、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、圧延方向に２０μｍ、板厚方向に２０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で、４００００か所以上の分布像を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
　引張特性
　熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とする。試験片の採取位置は、熱延鋼板の板幅方向の端面から１／４位置とし、板幅方向を試験片の長手方向とすればよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さは、より好ましくは１０００ＭＰａ以上である。引張強さを９８０ＭＰａ以上とすることで、適用部品が限定されることなく、車体軽量化に大きく寄与することができる。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。
　全伸びは１０．０％以上とすることが好ましく、引張強さと全伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）は１３０００ＭＰａ・％以上とすることが好ましい。全伸びは１１．０％以上とすることがより好ましく、１３．０％以上とすることがより一層好ましい。また、引張強さと全伸びとの積は１４０００ＭＰａ・％以上とすることがより好ましく、１５０００ＭＰａ・％以上とすることがより一層好ましい。
　全伸びを１０．０％以上且つ引張強さと全伸びとの積を１３０００ＭＰａ・％以上とすることで、適用部品が限定されることなく、車体軽量化に大きく寄与することができる。
　疲労特性
　繰り返し変形中に材料の硬化が生じると、繰り返し変形中の塑性変形量が小さくなるため、疲労寿命が長くなる傾向がある。よって、繰り返し変形中に材料の硬化が発生することが好ましい。繰り返し変形中に硬化が発生するか否かは、以下の方法により判断することができる。
　熱延鋼板の板幅方向の端面から１／４位置において、板幅方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２７５－１９７８に準拠して、記号「１－１５」の試験片を採取する。この試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５－１９７８に準拠して、破断繰り返し数が３００万回以上、１０００万回未満となる繰り返し応力で平面曲げ疲労試験を行う。疲労試験中のトルクまたは試験片に貼り付けたひずみゲージの値を測定し、繰り返し応力の変化を評価する。繰り返し数１００回における繰り返し応力を基準応力とし、繰り返し数１０万回から１００万回の範囲において、繰り返し応力が上記基準応力より５％以上高くなる場合には、繰り返し硬化が発生し優れた疲労特性を有する熱延鋼板であると判断することができる。
　板厚
　本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が０．５ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上または１．４ｍｍ以上である。
　一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
　めっき層
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　製造条件
　上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、その後緩冷却し、巻き取るまでの冷却履歴を制御することが効果的である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（１０）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。また、応力は鋼板の圧延方向に負荷する張力のことをいう。応力は、圧延スタンドと巻取り装置の回転速度の調整により制御可能であり、測定した圧延方向の荷重を、通板している板の断面積で除することで求めることができる。
（１）スラブを７００℃以上、８５０℃以下の温度域で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℃以上、１１００℃以下の温度域で、合計で９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）最終段から１段前の圧延を９００℃以上、１０１０℃未満で行い、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが９００℃以上、１０１０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行う。
（６）熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前の鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とする。
（７）軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以上、６８０℃未満の温度域まで加速冷却する。
（８）６００℃以上、６８０℃未満の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。
（９）５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却する。
（１０）３５０℃以下の温度域で巻き取る。
　上記製造方法を採用することにより、高い強度を有しつつ、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件と熱延条件とを適正に制御することによって、Ｍｎ偏析の低減と変態前オーステナイトの等軸化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、所望の金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。
（１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
　熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、スラブ加熱時に、７００℃以上、８５０℃以下の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。
　なお、７００℃以上、８５０℃以下の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。
　７００℃以上、８５０℃以下の温度域におけるオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。そのため、７００℃以上、８５０℃以下の温度域で９００秒以上保持することが好ましい。また、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。
　熱間圧延は、多パス圧延としてリバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点および圧延中の鋼板への応力負荷の観点から、少なくとも最終の２段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（２）熱間圧延の圧下率：８５０℃以上、１１００℃以下の温度域で合計９０％以上の板厚減
　８５０℃以上、１１００℃以下の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進される。そして、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０℃以上、１１００℃以下の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが好ましい。
　なお、８５０℃以上、１１００℃以下の温度域の合計の板厚減とは、この温度域の圧延における最初の圧延前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終段の圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
（３）最終段から１段前の圧延温度：９００℃以上、１０１０℃未満、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の応力：１７０ｋＰａ以上
　最終段から１段前の圧延を９００℃以上、１０１０℃未満で行い、熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数を低減することができる。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を抑制することで最終段の圧下による再結晶を効果的に促進することができる。結果として、熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。鋼板に負荷する応力が１７０ｋＰａ未満の場合、所望のＥ値を得ることができない場合がある。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。なお、鋼板に負荷される応力とは、鋼板の長手方向に負荷される張力のことであり、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能である。
　鋼板に負荷する応力の上限は特に制限されないが、３５０ｋＰａ以下とすることができる。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率：８％以上、熱間圧延完了温度Ｔｆ：９００℃以上、１０１０℃未満
　熱間圧延の最終段における圧下率は８％以上とし、熱間圧延完了温度Ｔｆは９００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とすることで、最終段の圧下による再結晶を促進することができる。結果として熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。熱間圧延完了温度Ｔｆを９００℃以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。その結果、最終組織（製造後の熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、所望の強度を得ることができる。また、Ｔｆを１０１０℃未満とすることで、オーステナイト粒径の粗大化を抑制でき、金属組織の周期性を低減し、所望のＥ値を得ることができる。なお、熱間圧延の最終段における圧下率の上限は特に制限されないが、３０％以下とすることができ、２０％以下、更には１５％以下とすることが好ましい。
（５）８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行う。
　熱間圧延の最終段の圧延後は、８４０℃以上、９００℃未満の温度域で、合計で５％以上、８％未満の板厚減となるような軽圧下を行うことが好ましい。これにより、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度を所望の値に制御することができる。
　軽圧下は、例えば、仕上げ圧延機の最終段で行ってもよく、仕上げ圧延機から冷却床までの間に新たな圧下設備を導入して行ってもよい。
　なお、軽圧下における合計の板厚減とは、軽圧下の最初の圧延前の入口板厚をｔ０とし、軽圧下の最終段の圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
（６）熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前に鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力：２００ｋＰａ未満
　熱間圧延の最終段の圧延後且つ軽圧下の最初の圧延前の鋼板に負荷する応力、並びに、軽圧下の最終段の圧延後且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は、それぞれ２００ｋＰａ未満とすることが好ましい。上記箇所において鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることで、オーステナイトの再結晶が圧延方向に優先的に進み、金属組織の周期性の増大を抑制できる。その結果、所望のＥ値を得ることができる。上記箇所において鋼板に負荷する応力は、より好ましくはそれぞれ１８０ｋＰａ以下である。
（７）軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以上、６８０℃未満の温度域まで加速冷却
　熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、軽圧下完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６８０℃未満の温度域まで加速冷却を行うことが好ましい。６８０℃未満の温度域まで加速冷却を行うことで、フェライト中の合金炭化物の平均個数密度を１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満とすることができる。また、６００℃以上、６８０℃未満の温度域までの加速冷却の平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることで、パーライトの過剰な生成を抑制することができる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
　冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、平均冷却速度は３００℃／秒以下が好ましい。また、フェライトの面積率を１５．０％以上とし，フェライト中の合金炭化物の平均個数密度を０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上とし、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径を０．５ｎｍ以上にするため、加速冷却の冷却停止温度は６００℃以上とすることが好ましい。
　上述のような平均冷却速度を実現するためには、軽圧下完了後に平均冷却速度の大きい冷却を行う、例えば冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。
（８）６００℃以上、６８０℃未満の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う
　６００℃以上、６８０℃未満の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行うことにより、所望量のフェライトを得ることができる。また、フェライト中の合金炭化物の個数密度を所望量に制御することができる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から緩冷却の停止温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から緩冷却の停止時までの所要時間で除した値のことをいう。
　緩冷却を行う時間は、好ましくは３．０秒以上である。緩冷却を行う時間の上限は、設備レイアウトによって決定されるが、おおむね１０．０秒未満とすればよい。また、緩冷却の平均冷却速度の下限は特に設けないが、冷却させずに昇温させることは設備上大きな投資を伴うため、０℃／ｓ以上としてもよい。
（９）巻取り温度までの平均冷却速度：５０℃／秒以上
　パーライトの面積率を抑え、所望の強度を得るために、緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。これにより、母相組織を硬質にすることができ、さらに所望のフェライト中の合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度を所望量に制御できる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。
（１０）巻取り温度：３５０℃以下
　巻取り温度は３５０℃以下とすることが好ましい。巻取り温度を３５０℃以下とすることで、鉄炭化物の析出量を減少させ、且つ硬質相内の硬度分布のばらつきを低減できる。その結果、所望のＩ値を得ることができる。
　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、緩冷却の平均冷却速度は５℃／ｓ未満とした。また、表４Ａおよび表４Ｂに記載した巻取り温度は５０℃が測定下限であるため，５０℃と記載した例の実際の巻取り温度は５０℃以下である。また、熱間圧延の最終段から１段前の圧延は９００℃以上、１０１０℃未満で行った。
　得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積率、Ｅ値、Ｉ値、Ｍｎ濃度の標準偏差、フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径および平均個数密度、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを求めた。また、上述の方法により、平面曲げ疲労特性を行うことで疲労特性を評価した。得られた測定結果を表５Ａ～表６Ｂに示す。
　熱延鋼板の特性の評価方法
　引張特性
　引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ全伸びＥｌが１０．０％以上、かつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌが１３０００ＭＰａ・％以上であった場合、高い強度を有し、且つ優れた延性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。いずれか一つでも満たさなかった場合、高い強度を有し、且つ優れた延性を有する熱延鋼板でないとして不合格と判定した。
　疲労特性
　上述の方法により平面曲げ疲労試験を行い、繰り返し数１０万回から１００万回の範囲において、繰り返し応力が基準応力より５％以上高くなった場合、繰り返し硬化が発生し、優れた疲労特性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。
　一方、繰り返し数１０万回から１００万回の範囲において、繰り返し応力が基準応力より５％以上高くならなかった場合、繰り返し硬化が発生せず、優れた疲労特性を有する熱延鋼板でないとして不合格と判定した。
　合格と判定した例については表中の疲労特性の欄に「Ｇｏｏｄ」と記載し、不合格と判定した例には表中に「ＮＧ」と記載した。
　せん断加工性（２次せん断面評価）
　熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により評価した。
　穴直径１０ｍｍ、クリアランス１０％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで各実施例につき打ち抜き穴を３個ずつ作製した。次に打ち抜き穴の圧延方向に直角な板厚断面および圧延方向に平行な板厚断面をそれぞれ樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡で断面形状を撮影した。得られた観察写真では、図１または図２に示すようなせん断端面を観察することができる。なお、図１は本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例であり、図２は比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。図１では、ダレ―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。一方、図２では、ダレ―せん断面―破断面―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。ここで、ダレとはＲ状の滑らかな面の領域であり、せん断面とはせん断変形により分離した打ち抜き端面の領域であり、破断面とは刃先近傍から発生したき裂によって分離した打ち抜き端面の領域であり、バリとは熱延鋼板の下面からはみ出した突起を有する面である。
　得られたせん断端面のうち、圧延方向に垂直な面２面、および圧延方向に平行な面２面において、例えば図２に示すような、せん断面－破断面－せん断面が見られた場合には、２次せん断面が形成されたと判断した。各打ち抜き穴につき４面、合計１２面を観察し、２次せん断面が表れた面が一つもない場合に、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板であるとして合格と判定した。一方、２次せん断面が一つでも形成された場合に、優れたせん断加工性を有する熱延鋼板でないとして不合格と判定した。合格と判定した例については表中のせん断加工性の欄に「Ｇｏｏｄ」と記載し、不合格と判定した例には表中に「ＮＧ」と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　表５Ａ～表６Ｂを見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、高い強度を有しつつ、優れた延性、疲労特性およびせん断加工性を有することが分かる。
　一方、比較例に係る熱延鋼板は、上記特性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０３００％以下、
    Ｎ　：０．１０００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに、Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織が、
    　　面積％で、
    　　残留オーステナイトが３．０％未満であり、
    　　フェライトが１５．０％以上、６０．０％未満であり、
    　　パーライトが５．０％未満であり、
    　　前記フェライト中の合金炭化物の平均球相当半径が０．５ｎｍ以上、１０．０ｎｍ未満であり、平均個数密度が０．１０×１０１６個／ｃｍ３以上、１．４５×１０１６個／ｃｍ３未満であり、
    　　前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、
    　　前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
    　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～２．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、
    Ｂｉ：０．０００５～０．０２００％、および
    Ａｓ：０．００１～０．１００％からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0479722B2 (ja) * 1983-08-23 1992-12-16 Hitachi Ltd
WO2022044493A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2023149374A1 (ja) * 2022-02-02 2023-08-10 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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