JP7564464B2 - 熱延鋼板 - Google Patents

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Description

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２０２０－１４３７４６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。ブランク加工におけるクリアランスは必ずしも一定ではないため、種々のクリアランスでもせん断加工後の端面精度が安定していることが好ましい。例えば、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率がクリアランスによらず安定していることが好ましい。
せん断加工性について、例えば特許文献１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。
特許文献２には、Ｐの含有量を低減することで板端面のハガレやメクレを改善する技術が開示されている。
日本国特開平１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４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
しかしながら、特許文献１ではＩＦ鋼を対象としており、７８０ＭＰａ以上の高強度の部材へ適用することは困難な場合がある。特許文献２では、７８０ＭＰａ以上の強度は得られているが、せん断加工後のせん断端面におけるダレの安定性については検討されていない。
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、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率が、せん断加工時のクリアランスによらず安定していることを示す。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７８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さを得るためには、硬質な組織を活用することが好ましい。すなわち、マルテンサイトまたはベイナイトを金属組織中に含むことが好ましい。
（ｂ）せん断端面におけるダレの比率を安定させるには、Ｍｎ偏析が少なく、組織形態に周期性が有り、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。
（ｃ）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、せん断端面におけるダレの比率の安定化に効果的である。
（ｄ）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。
（ｅ）金属組織の周期性を高めるには、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、熱間圧延の最終段後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上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、微細かつ扁平な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、結果として金属組織の周期性を高めることができる。
（ｆ）金属組織の均一性を低減させるには、４００℃以上、６００℃未満の温度域まで冷却してから巻取りを行うことで、鉄炭化物の析出を促進させることが効果的である。
上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．１０００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
金属組織が、
面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、残部組織が、ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であり、
前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、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７８０ＭＰａ以上である。
（２） 上記（１）に記載の熱延鋼板は、表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下であってもよい。
（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、
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。
せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率の測定方法を説明するための図である。
本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
以下に「～」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：０．０５０～０．２５０％、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。
（１－１）Ｃ：０．０５０～０．２５０％
Ｃは、硬質相の分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困難となる。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、熱延鋼板の溶接性が低下する。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０．１５０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
Ｓｉは、固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用を有する。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。
しかし、Ｓｉ含有量が３．００％超では、熱延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。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。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熱延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、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。更に、せん断端面におけるダレの安定性が低下する。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の中心偏析に起因して、板厚中央付近に割れが発生して、せん断加工後のせん断端面性状が悪化する。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、より好ましくは３．５０％以下である。
（１－４）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元素である。また、上記炭化物を形成することによってＣを固定して、せん断加工性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。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０．０６０％以上含まれていればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち２種以上を含む場合は、それらの合計の含有量が０．０６０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．１００％以上である。
一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、熱延鋼板の加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．２００％以下である。
（１－５）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して、鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下、より一層好ましくは１．０００％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。
（１－６）Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、一般的に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよいが、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。
（１－７）Ｓ：０．０３００％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％とすることが好ましい。
（１－８）Ｎ：０．１０００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下であり、より好ましくは０．０７００％以下であり、より一層好ましくは０．０１００％以下である。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。
（１－９）Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％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、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。
（１－１０）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。
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。
（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、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種以上の含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の延性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量をそれぞれ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、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。
２．熱延鋼板の金属組織
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、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％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、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、高強度と優れたせん断加工性とを得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面で、表面から板厚の１／４深さ位置の金属組織における組織分率、Ｅ値、Ｉ値および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。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
本発明において、残留オーステナイトの面積分率が多すぎると、せん断端面におけるダレの比率が不安定になる場合がある。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の加工硬化能を向上させるため、せん断端面におけるダレの比率が不安定化すると推測される。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上であると、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％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、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）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。
（２－２）フェライトの面積分率：１５．０％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能が高いため、フェライトの面積分率が多すぎると、せん断端面におけるダレの比率が不安定化する。そのため、フェライトの面積分率は１５．０％未満とする。好ましくは１２．０％以下であり、より好ましくは１０．０％以下であり、より一層好ましくは８．０％以下である。フェライトの面積分率は少ない程好ましく、フェライトの面積分率の下限は３．０％、２．０％、または０％であってもよい。
（２－３）パーライトの面積分率：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る。またパーライトは、ベイナイトおよびマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が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、７８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、パーライトの面積分率は５．０％未満とする。パーライトの面積分率は、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、パーライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、パーライトの面積分率の下限は２．０％であることが好ましく、１．０％であることがより好ましく、０％であることがより一層好ましい。
なお、本実施形態に係る熱延鋼板には、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、ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。
金属組織の面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）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装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ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、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得る。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。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し、Ｉα／２以下となる領域を「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」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。また、抽出した「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を算出し、上述のＥＢＳＤ解析により得られたパーライトの面積分率を引くことで、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計を得る。
（２－４）Ｅ値：１０．７未満、Ｉ値：１．０２０未満
せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率を安定化させるには、金属組織の周期性が高く、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、せん断端面におけるダレの比率を安定化させる。
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値は減少する。本実施形態では、周期性が高い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を低減する必要がある。Ｅ値が１０．７以上であると、せん断端面におけるダレの比率が変動しやすくなり、安定化することが困難となる。周期的に配列した金属組織とすることにより加工硬化能が低下して、せん断端面におけるダレの比率が安定化しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１０．７未満とする。好ましくは１０．６以下であり、より好ましくは１０．５以下である。Ｅ値は低い程好ましく、下限は特に規定しないが８．０以上、９．０以上または１０．０以上としてもよい。
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増加する。Ｉ値が低いことは、金属組織の均一性が低いことを意味する。本実施形態では、金属組織の均一性が低い金属組織とする必要があるため、Ｉ値を低減する必要がある。Ｉ値が低く金属組織の均一性が低いと加工硬化能が低下するため、せん断端面におけるダレの比率を安定化することができる。Ｉ値が１．０２０以上であると、せん断端面におけるダレの比率が安定化しないと推定される。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、圧延方向に平行な板厚断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）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 0007564464000001
Figure 0007564464000002
（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、せん断端面におけるダレの比率を安定化することができる。金属組織が周期的に配列した組織において、硬質相を均一に分散させることにより、加工硬化能を低くできるためと推測される。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（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）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及び試料の板厚方向及び板方向に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ｄｓと表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下
表層の結晶粒径を細かくすることで、熱延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。熱延鋼板の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、不均一に変形が進むことで、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ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑを０．９５以下とすることが好ましい。ｄｓ／ｄｑは、より好ましくは０．９０以下、より一層好ましくは０．８５以下である。ｄｓ／ｄｑの下限は特に規定しないが、０．５０以上としてもよい。
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、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法の分析可能エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。
熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における、熱延鋼板の表層（熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域）および表面から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）のそれぞれにおいて、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。それぞれの測定位置で得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径および表面から１／４深さ位置の平均結晶粒径とする。
３．引張強度特性
熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片とし、試験方向は圧延方向に垂直な方向とする。
本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが７８０ＭＰａ以上である。好ましくは９８０ＭＰａ以上である。引張強さが７８０ＭＰａ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。
４．板厚
本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、１．２～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が１．２ｍｍ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１．２ｍｍ以上としてもよい。好ましくは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。
５．その他
（５－１）めっき層
上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
６．製造条件
上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、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）～（６）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。また、応力は鋼板の圧延方向に負荷する応力のことをいう。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計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が下記式（Ａ）により表される温度Ｔ１（℃）以上かつ９００℃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７５０℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上とする。
（６）熱間圧延完了後は、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域まで加速冷却する。より好ましくは、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。
（７）６００～７３０℃の温度域の滞在時間を３．０秒以下とする。
（８）４００℃以上、６００℃未満の温度域で巻き取る。
Ｔ１（℃）＝８６８－３９６×［Ｃ］－６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］－３６．１×［Ｎｉ］－２４．８×［Ｃｒ］－２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［ｓｏｌ．Ａｌ］…（Ａ）
ただし、上記式（Ａ）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扁平化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、強度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。
（１）スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブは、スラブ加熱時に、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。なお、７００～８５０℃の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。７００～８５０℃の温度域におけるオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。また、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にすることができる。
熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点および圧延中の鋼板への応力負荷の観点から、少なくとも最終の２段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
（２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進される。そして、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが好ましい。
なお、８５０～１１００℃の温度域の板厚減とは、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）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負荷応力：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が増加する。｛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促進することで最終段の圧下による再結晶を効果的に抑制することができる。その結果、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。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。
（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：Ｔ１（℃）以上、９００℃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Ｔ１（℃）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オーステナイト粒が扁平化して、熱延鋼板のバンド状組織が形成され、金属組織の周期性が高まりＥ値が減少する。熱間圧延完了温度ＴｆをＴ１（℃）以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。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９００℃未満とすることで、オーステナイトの再結晶と粗大化とを抑制でき、金属組織の周期性が高まり、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの負荷応力：２００ｋＰａ以上
熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が７５０℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は２００ｋＰａ以上とすることが好ましい。鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ以上とすることで、オーステナイトの扁平化が進み、金属組織の周期性を高めることができる。その結果、Ｅ値が好ましく制御された金属組織を得ることができる。
（６）熱間圧延完了後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００以下の温度域まで加速冷却、より好ましくは、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
熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後１秒以内に、５０℃以上冷却することがより好ましい。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、耐曲げ内割れ性を高めることができる。
また、熱間圧延完了後に、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃以下の温度域まで加速冷却を行うことで、析出強化量が少ないフェライトおよびパーライトの生成を抑制できる。これにより、熱延鋼板の強度が向上する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
冷却速度の上限値は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考えると、３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は、巻取り温度との関係から４００℃以上とするとよい。
（７）６００～７３０℃の温度域の滞在時間：３．０秒以下
フェライトおよびパーライトの生成を抑え、母相組織を硬質にして７８０ＭＰａ以上の引張強さを得るには、フェライト変態温度域である６００～７３０℃の温度域の滞在時間を３．０秒以下とすることが好ましい。６００～７３０℃の温度域の滞在時間は２．０秒以下がより好ましい。
（７）巻取り温度：４００℃以上、６００℃未満
巻取り温度は４００℃以上、６００℃未満の温度域とする。巻取り温度をこの温度域とすることで、鉄炭化物の析出量を増加させ、且つ硬質相内の硬度分布の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、優れたせん断加工性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および表３Ｂに示す製造条件により、表４Ａおよび表４Ｂに示す熱延鋼板を得た。
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、表層の平均結晶粒径ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑ、および引張強さＴＳを求めた。得られた測定結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
なお、残部組織はベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であった。
熱延鋼板の特性の評価方法
（１）引張強度特性
引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であった場合、強度に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定した。一方、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ未満であった場合、強度に劣る熱延鋼板であ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打ち抜き後の端面におけるダレの比率（ダレ比率）を求めることで評価した。穴直径１０ｍｍ、打ち抜き速度３ｍ／ｓで、クリアランス１０％及び２０％の打ち抜き穴を各３個作製した。次に、各々の打ち抜き穴について、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。得られた端面の観察写真において、後述の方法により端面におけるダレ比率を測定した。クリアランス２０％のダレ比率をクリアランス１０％のダレ比率で除した値を算出した。この値が１．７０以下であった場合、せん断加工後のせん断端面におけるダレの比率が安定した、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、上記値が１．７０超であった場合、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。
なお、端面におけるダレ比率は、図１（ａ）に示すように、端面の観察写真において熱延鋼板の上面および下面に直角な直線１を引き、その直線１におけるダレの長さｄ１、せん断面の長さｄ２、破断面の長さｄ３およびバリの長さｄ４の合計に対する、ダレの長さｄ１の比率（＝ｄ１／（ｄ１＋ｄ２＋ｄ３＋ｄ４）×１００）を算出することで得られる。
（３）耐曲げ内割れ性
以下の曲げ試験により、耐曲げ内割れ性を評価した。
熱延鋼板から１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出して曲げ試験片を得た。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た。Ｌ軸とＣ軸と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として耐曲げ内割れ性の指標値とした。Ｒ／ｔが２．５以下であった場合、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。
得られた結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
Figure 0007564464000003
Figure 0007564464000004
Figure 0007564464000005
Figure 0007564464000006
Figure 0007564464000007
Figure 0007564464000008
表４Ａおよび表４Ｂを見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、優れた強度およびせん断加工性を有することが分かる。また、本発明例のうち、ｄｓ／ｄｑが０．９５以下である熱延鋼板は、上記諸特性を有した上で更に、優れた耐曲げ内割れ性を有することが分かる。
一方、比較例に係る熱延鋼板は、優れた強度およびせん断加工性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。
本発明に係る上記態様によれば、優れた強度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：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０３００％以下、
    Ｎ：０．１０００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びに
    Ｓｎ：０～０．０５％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなり、
    金属組織が、
    面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、残部組織が、ベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であり、
    前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７未満であり、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７８０ＭＰａ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ｄｓと、表面から板厚の１／４深さ位置の平均結晶粒径ｄｑとの比であるｄｓ／ｄｑが０．９５以下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、
    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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