WO2023063010A1 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

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洋志 首藤
和政 筒井
駿介 小林
章文 榊原
洵 安藤
壽生 杉山
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Nippon Steel Corp
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to hot rolled steel sheets. Specifically, hot-rolled steel sheets that are used by being formed into various shapes by press working, etc., especially hot-rolled steel sheets that have high strength and critical rupture thickness reduction rate, as well as excellent ductility and shear workability. It relates to inter-rolled steel sheets.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-166958 filed in Japan on October 11, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • the critical rupture thickness reduction rate is a value obtained from the minimum thickness of the tensile test piece before fracture and the minimum thickness of the tensile test piece after fracture. If the critical rupture thickness reduction rate is low, it is not preferable because it tends to break early when a tensile strain is applied during press forming.
  • Automobile parts are formed by press molding, and the press-molded blank plates are often manufactured by highly productive shearing.
  • a blank plate manufactured by shearing must be excellent in end face accuracy after shearing.
  • sheared end face For example, if the appearance of the end face after shearing (sheared end face) is a secondary sheared face that becomes sheared face - fractured face - sheared face, the accuracy of the sheared end face will be significantly deteriorated.
  • Patent Literature 1 discloses a hot-rolled steel sheet that is a material for a cold-rolled steel sheet having excellent surface properties after press working, in which the degree of Mn segregation and the degree of P segregation are controlled in the central portion of the plate thickness.
  • Patent Literature 1 does not consider the critical thickness reduction rate at break and the shear workability of the hot-rolled steel sheet.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and critical rupture thickness reduction rate, as well as excellent ductility and shear workability. .
  • the gist of the present invention is as follows. (1)
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.050 to 0.250%, Si: 0.05 to 3.00%, Mn: 1.00 to 4.00%, sol.
  • the metal structure, in area %, Retained austenite is less than 3.0%,
  • each element symbol in the above formulas (A) and (B) indicates the content of the element in terms of mass %, and 0% is substituted when the element is not contained.
  • P (i, j) in the following formulas (1) to (5) is a gray level co-occurrence matrix
  • L in the following formula (2) is the number of gray scale levels that the SEM image can take.
  • i and j in the following formulas (2) and (3) are natural numbers from 1 to the above L
  • ⁇ x and ⁇ y in the following formula (3) are represented by the following formulas (4) and (5), respectively. shown.
  • the hot-rolled steel sheet described in (1) above may have an average crystal grain size of less than 3.0 ⁇ m in the surface layer.
  • the hot-rolled steel sheet having high strength and critical rupture thickness reduction rate, as well as excellent ductility and shear workability. Further, according to the preferred embodiment of the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet that has the above-described properties and further suppresses the occurrence of internal bending cracks, that is, has excellent resistance to internal bending cracks. can be done.
  • the hot-rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.
  • sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to an example of the present invention. It is an example of a sheared end face of a hot-rolled steel plate according to a comparative example.
  • C 0.050-0.250%
  • C increases the area ratio of the hard phase and 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 should be 0.050% or more.
  • the C content is preferably 0.060% or more, more preferably 0.070% or more, and still more preferably 0.080% or more or 0.090% or more.
  • the C content should be 0.250% or less.
  • the C content is preferably 0.200% or less, 0.150% or less or 0.120% or less.
  • Si 0.05-3.00%
  • Si has the effect of promoting the formation of ferrite to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet and the effect of solid-solution strengthening the ferrite to increase the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Si has the effect of making steel sound by deoxidizing (suppressing the occurrence of defects such as blowholes in steel). If the Si content is less than 0.05%, the above effects cannot be obtained. Therefore, the Si content should be 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more, 1.00% or more, 1.20% or more, or 1.40% or more.
  • the Si content should be 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.50% or less, 2.20% or less, 2.00% or less or 1.80% 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 strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.30% or more, more preferably 1.50% or more or 1.80% or more.
  • the Mn content should be 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.70% or less or 3.50% or less, more preferably 3.20% or less, 3.00% or less or 2.60% or less.
  • Ti 0-0.500%, Nb: 0-0.500%, V: 0-0.500% 0.060% ⁇ Ti + Nb + V ⁇ 0.500% (A)
  • each element symbol in the formula (A) indicates the content of the element in terms of mass %, and 0% is substituted when the element is not contained.
  • Ti, Nb and V are elements that precipitate finely in steel as carbides and nitrides and improve the strength of steel by precipitation strengthening. These effects cannot be obtained if the total content of Ti, Nb and V is less than 0.060%. Therefore, the total content of Ti, Nb and V is made 0.060% or more. That is, the value of the middle side of the formula (A) is set to 0.060% or more.
  • Ti, Nb and V do not all need to be contained, and any one of them may be contained as long as the total content is 0.060% or more. Therefore, the lower limits of the contents of Ti, Nb and V are each 0%. The lower limits of the contents of Ti, Nb and V may be 0.001%, 0.010%, 0.030% or 0.050%, respectively.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.080% or more, more preferably 0.100% or more. On the other hand, if the content of any one of Ti, Nb and V exceeds 0.500%, or if the total content of Ti, Nb and V exceeds 0.500%, the hot rolled steel sheet Machinability deteriorates.
  • each of Ti, Nb and V is set to 0.500% or less, and the total content of Ti, Nb and V is set to 0.500% or less. That is, the value of the middle side of the formula (A) is set to 0.500% or less.
  • Each content of Ti, Nb and V is preferably 0.400% or less or 0.300% or less, more preferably 0.250% or less, and even more preferably 0.200% or less or 0 .100% or less.
  • the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.300% or less, more preferably 0.250% or less, and even more preferably 0.200% or less.
  • sol. Al 0.001-2.000%
  • Al like Si, has the effect of deoxidizing the steel to make the steel sound, promotes the formation of ferrite, and has the effect of increasing the ductility of the hot-rolled steel sheet.
  • sol. Al content shall be 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more, and more preferably 0.080% or more, 0.100% or more, or 0.150% or more.
  • sol. If the Al content exceeds 2.000%, the above effect saturates and is economically unfavorable.
  • Al content is 2.000% or less. sol.
  • the Al content is preferably 1.700% or less or 1.500% or less, more preferably 1.300% or less, even more preferably 1.000% or less.
  • sol. Al means acid-soluble Al, and indicates solid-solution Al present in steel in a solid-solution state.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that is generally contained as an impurity, but it is also an element that increases the strength of hot-rolled steel sheets by solid-solution strengthening.
  • the lower limit of the P content is 0%, P may be positively included.
  • P is an element that easily segregates, and when the P content exceeds 0.100%, the ductility of the hot-rolled steel sheet and the critical rupture thickness reduction rate due to grain boundary segregation significantly decrease. Therefore, the P content should be 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, 0.030% or less, 0.020% or less or 0.015% or less.
  • the lower limit of the P content does not have to be specified, the lower limit of the P content is 0%. From the viewpoint of refining cost, the lower limit of the P content may be 0.001%, 0.003% or 0.005%.
  • S 0.0300% or less
  • S is an element contained as an impurity, and forms sulfide-based inclusions in steel to reduce the ductility and critical rupture thickness reduction rate of hot-rolled steel sheets.
  • the S content should be 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, 0.0070% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is 0%, but it may be 0.0001%, 0.0005%, 0.0010% or 0.0020% from the viewpoint of refining cost.
  • N 0.1000% or less
  • N is an element contained in steel as an impurity, and has the effect of reducing the ductility and critical rupture thickness reduction rate of hot-rolled steel sheets. If the N content exceeds 0.1000%, the ductility of the hot-rolled steel sheet and the critical rupture thickness reduction rate are remarkably lowered. Therefore, the N content should be 0.1000% or less.
  • the N content is preferably 0.0800% or less, more preferably 0.0700% or less or 0.0300% or less, and even more preferably 0.0150% or less or 0.0100% or less.
  • the lower limit of the N content is 0%, but when one or more of Ti, Nb and V are contained to refine the metal structure, N is added to promote the precipitation of carbonitrides.
  • the content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more or 0.0020% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O When contained in steel in a large amount, O forms coarse oxides that act as starting points for fracture, and causes brittle fracture and hydrogen-induced cracking. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less or 0.0030% or less.
  • the lower limit of the O content is 0%, but the O content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more in order to disperse a large number of fine oxides during deoxidation of molten steel.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements instead of part of Fe.
  • the lower limit of the content when these optional elements are not included is 0%.
  • the optional elements are described in detail below.
  • Cu, Cr, Mo, Ni and B all have the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • Cu and Mo have the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitating as carbides in the steel.
  • 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, 0.70% or less or 0.50% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content should be 2.00% or less.
  • the Cr content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.00% or less, 0.70% or less or 0.50% or less.
  • Mo has the effect of increasing the hardenability of the hot-rolled steel sheet and the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by being precipitated as carbides in the steel.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content should be 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less or 0.10% or less.
  • Ni has the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain a large amount of Ni. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • the Ni content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.00% or less, 0.70% or less or 0.50% or less.
  • B has the effect of increasing the hardenability of hot-rolled steel sheets.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is made 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less or 0.0025% or less.
  • the Ca content and Mg content are set to 0.0200% or less, the REM content to 0.1000% or less, and the Bi content to 0.0200% or less.
  • the Ca content, Mg content and Bi content are preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0070% or less or 0.0040% or less.
  • the REM content is preferably 0.0070% or less or 0.0040% or less.
  • the As content is preferably 0.001% or more.
  • the As content is made 0.100% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and the REM content refers to the total content of these elements. In the case of lanthanides, they are industrially added in the form of misch metals.
  • Zr 0.01-1.00%
  • Co 0.01-1.00%
  • Zn 0.01-1.00%
  • W 0.01-1.00% Zr+Co+Zn+W ⁇ 1.00%
  • B Each element symbol in the formula (B) represents the content of the element in terms of mass %, and 0% is substituted when the element is not contained.
  • Sn 0.01-0.05%
  • Zr, Co, Zn and W the present inventors have confirmed that even if these elements are contained in a total of 1.00% or less, the effects of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment are not impaired. ing. Therefore, one or more of Zr, Co, Zn and W may be contained in a total amount of 1.00% or less.
  • the value of the left side of the formula (B) may be 1.00% or less, 0.50% or less, 0.10% or less, or 0.05% or less.
  • Each content of Zr, Co, Zn, W and Sn may be 0.50% or less, 0.10% or less, or 0.05% or less. Since Zr, Co, Zn and W do not have to be contained, the content of each may be 0%.
  • the contents of Zr, Co, Zn and W may each be 0.01% or more in order to improve the strength by solid-solution strengthening of the steel sheet.
  • the present inventors have confirmed that the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not impaired even if a small amount of Sn is contained.
  • the Sn content is made 0.05% or less. Since Sn does not have to be contained, the Sn content may be 0%. In order to improve the corrosion resistance of the hot rolled steel sheet, the Sn content may be 0.01% or more.
  • the rest of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include ores used as raw materials, scraps, or impurities mixed in from the manufacturing environment, etc., and/or impurities that are allowed within a range that does not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. means.
  • 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 can be measured by ICP-AES using the filtrate obtained by thermally decomposing the sample with acid.
  • C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method, N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method, and O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the plating layer by mechanical grinding or the like, if necessary.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a metal structure, in terms of area %, of which retained austenite is less than 3.0%, ferrite is 15.0% or more and less than 60.0%, and pearlite is 5.0%. is less than 0%, and the Entropy value represented by the following formula (1) obtained by analyzing the SEM image of the metal structure by the gray-level co-occurrence matrix method is 10.7 or more, and the following formula (2 ) is 1.020 or more, the Cluster Shade value represented by the following formula (3) is ⁇ 8.0 ⁇ 10 5 to 8.0 ⁇ 10 5 , and the standard deviation of the Mn concentration is is 0.60% by mass or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can obtain excellent ductility and shear workability while having high strength and critical rupture thickness reduction rate.
  • a depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 depth of the plate thickness from the surface) and defines the structure fraction, Entropy value, Inverse differentiated normalized value, Cluster Shade value and standard deviation of Mn concentration in the metal structure at the central position in the sheet width direction.
  • the metallographic structure at this position shows the typical metallographic structure of the steel plate.
  • the surface here means the interface of a coating layer and a steel plate, when a hot-rolled steel plate is provided with a coating layer.
  • 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).
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • retained austenite transforms into high-carbon martensite during shearing, which inhibits stable crack generation and causes the formation of secondary shear planes and a decrease in the critical rupture thickness reduction rate.
  • the area ratio of retained austenite is set to less than 3.0%.
  • the area fraction of retained austenite is preferably less than 1.5%, more preferably less than 1.0%. Since it is preferable that the amount of retained austenite is as small as possible, the area ratio of retained austenite may be 0%.
  • Known methods for measuring the area ratio of retained austenite include X-ray diffraction, EBSP (Electron Back Scattering Diffraction Pattern) analysis, and magnetic measurement.
  • EBSP Electro Back Scattering Diffraction Pattern
  • magnetic measurement it is not easily affected by polishing (when affected by polishing, retained austenite may change to other phases such as martensite, so the true area ratio may not be measured)
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction, which is relatively easy to obtain accurate measurement results and is not easily affected by polishing.
  • the 1/4 depth position of the plate thickness of the hot-rolled steel plate (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3 of the plate thickness from the surface /8 depth region), and in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction at the center position in the plate width direction, using Co-K ⁇ rays, ⁇ (110), ⁇ (200), ⁇ (211), ⁇ (111), ⁇ (200), and ⁇ (220) are obtained, and the volume fraction of retained austenite is calculated using the intensity average method.
  • the obtained volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratio of ferrite is set to 15.0% or more. It is preferably 20.0% or more, more preferably 25.0% or more, and even more preferably 30.0% or more. On the other hand, since ferrite has a low strength, a desired strength cannot be obtained if the area ratio is excessive. Therefore, the ferrite area ratio is set to less than 60.0%. It is preferably 50.0% or less, more preferably 45.0% or less or 40.0% or less.
  • Pearlite is a lamellar metal structure in which cementite is deposited in layers between ferrite particles, and is softer than bainite and martensite. If the pearlite area ratio is 5.0% or more, carbon is consumed by the cementite contained in the pearlite, and the strength of the remaining structures, martensite and bainite, is lowered, and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of pearlite is set to less than 5.0%.
  • the area ratio of pearlite is preferably 3.0% or less, 2.0% or less, or 1.0% or less. In order to improve the stretch flangeability of the hot-rolled steel sheet, the area ratio of pearlite is preferably reduced as much as possible, and the area ratio of pearlite is more preferably 0%.
  • residual structures other than retained austenite, ferrite and pearlite, bainite, martensite and tempered A hard structure composed of one or more martensite is included.
  • the lower limits of these residual tissues may be 36.0%, 40.0%, 44.0%, 48.0%, 52.0% or 55.0%, and the upper limits are 82.0%. %, 78.0%, 74.0%, 70.0% or 66.0%.
  • the residual structure other than retained austenite, ferrite and pearlite may be one or more of bainite, martensite and tempered martensite.
  • the area ratio of metallographic structure is measured by the following method.
  • a plate thickness cross-section parallel to the rolling direction is mirror-finished and polished with colloidal silica containing no alkaline solution at room temperature for 8 minutes to remove the strain introduced to the surface layer of the sample.
  • the length is 50 ⁇ m
  • the depth position is 1/4 of the plate thickness from the surface (1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface. )
  • the central region in the plate width direction is measured by the electron backscatter diffraction method at a measurement interval of 0.1 ⁇ m to obtain crystal orientation information.
  • an EBSD analyzer composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD analysis apparatus is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the observation area is 40000 ⁇ m 2 .
  • a backscattered electron image is taken in the same field of view.
  • crystal grains in which ferrite and cementite are deposited in layers are specified from a backscattered electron image, and the area ratio of the crystal grains is calculated to obtain the area ratio of pearlite.
  • the crystal orientation information obtained for the crystal grains determined to have a body-centered cubic lattice structure is analyzed using the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device. )” is used to determine that the region with a grain average misorientation value of 1.0° or less is ferrite.
  • the grain tolerance angle is set to 15°, and the area ratio of ferrite is obtained by calculating the area ratio of the region determined to be ferrite.
  • the area ratio of the regions excluding the regions discriminated as pearlite or ferrite is measured and taken as the area ratio of the residual structure (that is, bainite, martensite and tempered martensite).
  • the area ratio of bainite and the sum of the area ratios of martensite and tempered martensite are to be measured, these area ratios can be measured by the following method. Specifically, when the maximum value of the "Grain Average IQ" of the ferrite region with respect to the remaining region is I ⁇ , a region exceeding I ⁇ /2 is extracted (determined) as bainite, and is I ⁇ /2 or less. The region is extracted (determined) as "martensite or tempered martensite".
  • the area ratio of bainite is obtained. Also, the area ratio of the region extracted (determined) as martensite or tempered martensite is calculated to obtain the sum of the area ratios of martensite and tempered martensite.
  • the area ratio of each tissue is measured by X-ray diffraction and EBSD analysis, so the total area ratio of each tissue obtained by measurement may not be 100.0%. If the total area ratio of each tissue obtained by the above method does not reach 100.0%, convert the area ratio of each tissue so that the total area ratio of each tissue becomes 100.0%. . For example, when the total area ratio of each structure is 103.0%, the area ratio of each structure is multiplied by "100.0/103.0" to obtain the area ratio of each structure.
  • Entropy value 10.7 or higher
  • Inverse differentiated normalized value 1.020 or higher It is necessary to suppress early cracking from the cutting edge of the tool during machining. For that purpose, it is important that the periodicity of the metallographic structure is low and the uniformity of the metallographic structure is high.
  • the entropy value (E value) indicating the periodicity of the metal structure and the inverse differentiated normalized value (I value) indicating the uniformity of the metal structure are controlled to suppress the occurrence of secondary shear planes.
  • the E value represents the periodicity of the metal structure.
  • the E value When the brightness is periodically arranged due to the formation of a band-like structure, that is, when the periodicity of the metal structure is high, the E value decreases. In this embodiment, it is necessary to increase the E value because the metal structure must have a low periodicity.
  • the E value is less than 10.7, secondary shear planes are likely to occur. Starting from the periodically arranged structure, cracks are generated from the cutting edge of the shearing tool at a very early stage of the shearing process to form a fractured surface, and then a sheared surface is formed again. It is presumed that this facilitates the generation of secondary shear planes. Therefore, the E value should be 10.7 or more. It is preferably 10.8 or more, more preferably 11.0 or more. The higher the E value, the better, and although the upper limit is not particularly defined, it may be 13.0 or less, 12.5 or less, or 12.0 or less.
  • the I value represents the uniformity of the metal structure, and increases as the area of the region with a certain brightness increases.
  • a high I value means a high uniformity of the metal structure.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment which has a metal structure with a ferrite area ratio of 15.0% or more and less than 60.0%, needs to have a highly uniform metal structure. Therefore, in this embodiment, it is necessary to increase the I value. If the I value is less than 1.020, a fracture surface is formed by cracking from the cutting edge of the shearing tool very early in the shearing process due to the influence of the hardness distribution caused by the precipitates in the crystal grains and the difference in element concentration. and then a shear plane is formed again.
  • the I value should be 1.020 or more. It is preferably 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 defined, it may be 1.200 or less, 1.150 or less, or 1.100 or less.
  • the Cluster Shade value indicates the skewness of the metallographic structure.
  • the CS value becomes a positive value when there are many points with brightness exceeding the average value for the average value of brightness in the image obtained by photographing the metal structure, and when there are many points with brightness below the average value Negative value.
  • the brightness is high where the surface unevenness of the observation object is large, and the brightness is low where the unevenness is small.
  • the unevenness of the surface of the object to be observed is greatly affected by the grain size and intensity distribution in the metal structure.
  • the CS value in this embodiment increases when the variation in strength of the metal structure is large or the organization unit is small, and decreases when the variation in strength is small or the organization unit is large.
  • the CS value it is important to keep the CS value in the desired range close to zero. If the CS value is less than ⁇ 8.0 ⁇ 10 5 , the critical rupture thickness reduction rate of the hot rolled steel sheet is lowered. It is presumed that this is because crystal grains having a large grain size exist in the metal structure and the crystal grains are preferentially destroyed during the ultimate deformation. Therefore, the CS value should be -8.0 ⁇ 10 5 or more. It is preferably ⁇ 7.5 ⁇ 10 5 or more, and more preferably ⁇ 7.0 ⁇ 10 5 or more. On the other hand, if the CS value exceeds 8.0 ⁇ 10 5 , the critical rupture thickness reduction rate of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the CS value should be 8.0 ⁇ 10 5 or less. It is preferably 7.5 ⁇ 10 5 or less, and still more preferably 7.0 ⁇ 10 5 or less.
  • the photographing area of the SEM image (secondary electron image of a scanning electron microscope) photographed for calculating the E value, I value and CS value is a plate thickness cross section parallel to the rolling direction, from the surface A position at a depth of 1/4 of the plate thickness (a region from a depth of 1/8 of the plate thickness from the surface to a depth of 3/8 of the plate thickness from the surface) and a central position in the plate width direction.
  • SEM images are taken using an SU-6600 Schottky electron gun manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation, with a tungsten emitter and an acceleration voltage of 1.5 kV. Based on the above settings, the SEM image is output at a magnification of 1000 and a gray scale of 256 gradations.
  • the obtained SEM image is cut into an area of 880 ⁇ 880 pixels (observation area is 160 ⁇ m ⁇ 160 ⁇ m in actual size), and the limiting magnification for contrast enhancement described in Non-Patent Document 3 is set to 2.0.
  • smoothing processing with a tile grid size of 8 ⁇ 8 is performed.
  • 179 images in total are obtained by rotating the SEM image after smoothing counterclockwise by 1 degree from 0 to 179 degrees except for 90 degrees and creating an image every 1 degree. .
  • the GLCM method described in Non-Patent Document 1 is used to collect luminance frequency values between adjacent pixels in the form of a matrix.
  • k a rotation angle from the original image.
  • P(i, j) in the following formulas (1) to (5) is a gray level co-occurrence matrix, and the value of the i-th row and j-th column of the matrix P is expressed as P(i, j).
  • Standard deviation of Mn concentration 0.60% by mass or less 1/4 depth position of the plate thickness from the surface of the hot-rolled steel plate according to the present embodiment (1/8 depth of the plate thickness from the surface to the thickness of the plate from the surface 3/8 depth region) and the center position in the sheet width direction is 0.60% by mass or less.
  • the standard deviation of the Mn concentration is preferably 0.55% by mass or less or 0.50% by mass or less, more preferably 0.47% by mass or less or 0.45% by mass or less.
  • the lower limit of the standard deviation of the Mn concentration is preferably as small as possible. If necessary, the lower limit may be 0.20 mass % or 0.28 mass %.
  • the depth area) and the center position in the plate width direction are measured with an electron probe microanalyzer (EPMA) to measure the standard deviation of the Mn concentration.
  • the measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000, and a distribution image in a range of 20 ⁇ m in the rolling direction of the sample and 20 ⁇ m in the thickness direction of the sample. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration is measured at 40,000 or more locations. Then, the standard deviation of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation based on the Mn concentrations obtained from all measurement points.
  • the present inventors' research has revealed that internal bending cracks become prominent in steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or higher.
  • the present inventors have found that the finer the crystal grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet, the more the local strain concentration is suppressed and the bending inner cracks are less likely to occur.
  • the average grain size of the surface layer of the hot-rolled steel sheet is preferably less than 3.0 ⁇ m. Therefore, in the present embodiment, the average grain size of the surface layer may be less than 3.0 ⁇ m.
  • the average grain size of the surface layer is more preferably 2.7 ⁇ m or less or 2.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average grain size of the surface layer region is not specified, it may be 0.5 ⁇ m or 1.0 ⁇ m.
  • the surface layer is a region from the surface of the hot-rolled steel sheet to a depth of 50 ⁇ m from the surface. As described above, the surface here means the interface between the coating layer and the steel sheet when the hot-rolled steel sheet has a coating layer.
  • the grain size of the surface layer is measured using the EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) method.
  • the EBSP-OIM method is performed using an apparatus combining a scanning electron microscope and an EBSP analysis apparatus and OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK.
  • the analyzable area of the EBSP-OIM method is the area that can be observed with the SEM. Although it depends on the resolution of the SEM, the EBSP-OIM method enables analysis with a minimum resolution of 20 nm.
  • retained austenite is not a structure generated by phase transformation at 600 ° C. or less and does not have the effect of dislocation accumulation
  • retained austenite is the object of analysis in this measurement method (method for measuring the average grain size of the surface layer). and not.
  • the area ratio of retained austenite is 0%, it is not necessary to exclude it from the analysis target.
  • Retained austenite having a structure of fcc is excluded from analysis objects and measured.
  • the test piece shall be JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece.
  • a tensile test piece is taken from a quarter portion from the edge in the width direction of the sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction is taken as the longitudinal direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more. It is preferably 1000 MPa or more. If the tensile strength is less than 980 MPa, the applicable parts are limited and the contribution to vehicle weight reduction is small. Although the upper limit is not particularly limited, it may be 1780 MPa from the viewpoint of mold wear suppression.
  • TS tensile strength
  • the total elongation of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is preferably 10.0% or more
  • 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, and even more preferably 13.0% or more.
  • the product of tensile strength and total elongation is more preferably 14000 MPa ⁇ % or more, and even more preferably 15000 MPa ⁇ % MPa or more.
  • an upper limit for the product of tensile strength and total elongation it may be 22000 MPa ⁇ % or 18000 MPa ⁇ %. There is no need to set an upper limit for the total elongation, but it may be 30.0%, 25.0% or 22.0%.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 0.5 to 8.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 0.5 mm, it may become difficult to secure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment may be 0.5 mm or more. It is preferably 1.2 mm or more, 1.4 mm or more, or 1.8 mm or more. On the other hand, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it becomes difficult to refine the metal structure, and it may be difficult to obtain the metal structure described above. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less. It is preferably 6.0 mm or less, 5.0 mm or less, or 4.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the chemical composition and metallographic structure described above may be provided with a plating layer on the surface thereof 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 dipping layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanizing and electroplating of Zn—Ni alloy.
  • hot-dip coating layers include hot-dip galvanizing, hot-dip galvannealing, 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. be.
  • the amount of plating deposited is not particularly limited, and may be the same as the conventional one. Further, it is possible to further improve the corrosion resistance by applying an appropriate chemical conversion treatment (for example, applying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, applying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying
  • a preferred method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the chemical composition and metallographic structure described above is as follows.
  • 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.
  • the stress refers to the tension applied in the rolling direction of the steel plate.
  • Hot rolling is performed in a temperature range of 850 to 1100° C. so that the total thickness reduction is 90% or more.
  • a stress of 170 kPa or more is applied to the steel sheet after the hot-rolling one stage before the final stage and before the final stage rolling.
  • the rolling reduction at the final stage of hot rolling is 8% or more, and hot rolling is completed so that the rolling completion temperature Tf is 900°C or more and less than 1010°C.
  • the stress applied to the steel sheet after the final stage of hot rolling and before the steel sheet is cooled to 800° C.
  • the slab to be subjected to hot rolling is preferably held in a temperature range of 700 to 850°C for 900 seconds or more during slab heating, then further heated and held in a temperature range of 1100°C or higher for 6000 seconds or more.
  • the steel sheet temperature may be varied within this temperature range, or may be kept constant.
  • the steel sheet 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.
  • the Mn microsegregation unevenly distributed in the slab can be eliminated, and the standard deviation of the Mn concentration can be significantly reduced.
  • the austenite grains can be made uniform during heating of the slab.
  • a reverse mill or a tandem mill as multi-pass rolling.
  • Reduction ratio of hot rolling A total thickness reduction of 90% or more in the temperature range of 850 to 1100°C.
  • the recrystallized austenite grains are refined, and the accumulation of strain energy in the non-recrystallized austenite grains is promoted.
  • 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 carry out hot rolling in a temperature range of 850 to 1100° C. so that the total thickness reduction is 90% or more.
  • the thickness reduction in the temperature range of 850 to 1100 ° C. means that the inlet thickness before the first rolling in this temperature range is t 0 , and the outlet thickness after the final stage rolling in this temperature range. is t 1 , ⁇ (t 0 ⁇ t 1 )/t 0 ⁇ 100(%).
  • the stress applied to the steel plate is more preferably 190 kPa or more.
  • the stress applied to a steel plate can be controlled by adjusting the roll rotation speed during tandem rolling, and can be obtained by dividing the load in the rolling direction measured at the rolling stand by the cross-sectional area of the plate being passed. can.
  • Reduction ratio at the final stage of hot rolling 8% or more, hot rolling completion temperature Tf: 900°C or more and less than 1010°C
  • the reduction ratio at the final stage of hot rolling is 8% or more, and hot rolling is completed.
  • the temperature Tf is preferably 900° C. or higher.
  • the hot rolling completion temperature Tf is set to less than 1010° C., coarsening of the austenite grain size can be suppressed, the periodicity of the metal structure can be reduced, and the E value can be a desired value.
  • the stress applied to is less than 200 kPa.
  • the stress applied to the steel plate is more preferably 180 MPa or less.
  • the stress applied in the rolling direction of the steel plate can be controlled by adjusting the rotation speed of the rolling stand and the winding device. can be found at
  • the average cooling rate means the temperature drop width of the steel plate from the start of accelerated cooling (when the steel plate is introduced into the cooling equipment) to the completion of accelerated cooling (when the steel plate is taken out from the cooling equipment). It is the value divided by the required time from the start to the completion of accelerated cooling.
  • the upper limit of the cooling rate is not specified, but if the cooling rate is increased, the cooling equipment will be large-scaled and the equipment cost will increase. For this reason, considering the equipment cost, 300° C./s or less is preferable. Further, the cooling stop temperature of accelerated cooling is preferably set to 600° C. or higher in order to perform slow cooling, which will be described later.
  • the average cooling rate is less than 5°C/s
  • the average cooling rate is the temperature drop range of the steel sheet from the cooling stop temperature of accelerated cooling to the stop temperature of slow cooling divided by the time required from the stop of accelerated cooling to the stop of slow cooling. refers to value.
  • the time for slow cooling is preferably 3.0 seconds or longer.
  • the upper limit of the slow cooling time is determined by the equipment layout, but it may be generally less than 10.0 seconds.
  • the lower limit of the average cooling rate for slow cooling is not particularly set, it may be 0° C./s or more because increasing the temperature without cooling involves a large investment in equipment.
  • the average cooling rate in the temperature range of 450 to 600 ° C. is 30 ° C./s or more and less than 50 ° C./s. It is preferable to cool so that the average cooling rate of the zone is 30° C./s or more and less than 50° C./s.
  • the CS value can be set to a desired value. If the average cooling rate exceeds 50° C./s, a flat lath-like structure with low brightness is likely to form, and the CS value will be less than ⁇ 8.0 ⁇ 10 5 .
  • the average cooling rate refers to the average cooling rate of 30 ° C. / s or more and less than 50 ° C. / s from the cooling stop temperature of slow cooling where the average cooling rate is less than 5 ° C. / s.
  • the temperature drop range of the steel sheet to the stop temperature is from the time when slow cooling is stopped when the average cooling rate is less than 5 ° C./s to the time when cooling is stopped when the average cooling rate is 30 ° C./s or more and less than 50 ° C./s. It means the value divided by the time required to
  • the average cooling rate here means the temperature drop range of the steel sheet from the cooling stop temperature of cooling at an average cooling rate of 30 ° C./s or more and less than 50 ° C./s to the coiling temperature. It is a value obtained by dividing the time required from stopping cooling to winding, which is 30°C/s or more and less than 50°C/s.
  • Winding temperature 350°C or less
  • the winding temperature is 350°C or less.
  • the area ratio of the metal structure, the E value, the I value, the CS value, the standard deviation of the Mn concentration, the average crystal grain size of the surface layer, the tensile strength TS, and the total elongation were measured for the obtained hot-rolled steel sheet by the above-described methods. I asked for El. Tables 5 and 6 show the measurement results obtained.
  • the residual structure was one or more of bainite, martensite and tempered martensite.
  • Tensile properties Tensile strength (TS) is 980 MPa or more, total elongation (El) is 10.0% or more, and tensile strength (TS) x total elongation (El) is 13000 MPa. % or more, the hot-rolled steel sheet has high strength and excellent ductility, and is judged to be acceptable. If any one of the criteria was not satisfied, it was judged to be unacceptable because the hot-rolled steel sheet did not have high strength and excellent ductility.
  • Critical rupture thickness reduction rate The critical rupture thickness reduction rate of hot-rolled steel sheets was evaluated by a tensile test. A tensile test was performed in the same manner as when evaluating tensile properties. By calculating the value of (t1-t2) ⁇ 100 / t1, where t1 is the plate thickness before the tensile test and t2 is the minimum value of the plate thickness at the center in the width direction of the tensile test piece after breaking, The critical rupture thickness reduction rate was obtained. The tensile test was performed 5 times, and the critical rupture thickness reduction rate was obtained by calculating the average value of 3 times excluding the maximum and minimum values of the critical rupture thickness reduction rate.
  • the critical rupture thickness reduction rate was 60.0% or more, it was determined to be a hot-rolled steel sheet with a high critical rupture thickness reduction rate and judged as acceptable. On the other hand, when the critical rupture thickness reduction rate was less than 60.0%, it was determined that the hot-rolled steel sheet did not have a high critical rupture thickness reduction rate and was rejected.
  • Shear workability (secondary shear surface evaluation) The shear workability of hot-rolled steel sheets was evaluated by a punching test. Three punched holes were made for each example with a hole diameter of 10 mm, a clearance of 10%, and a punching speed of 3 m/s. Next, a cross section perpendicular to the rolling direction and a cross section parallel to the rolling direction of the punched hole were each embedded in resin, and the cross-sectional shape was photographed with a scanning electron microscope. In the observation photograph obtained, a sheared end face as shown in FIG. 1 or FIG. 2 can be observed.
  • 1 shows an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to an example of the present invention
  • FIG. 1 shows an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to an example of the present invention
  • FIG. 2 shows an example of a sheared edge surface of a hot-rolled steel sheet according to a comparative example.
  • FIG. 1 it is a sagging-sheared surface-fractured surface-sheared end face of burr.
  • FIG. 2 it is a sag-sheared surface-fractured surface-sheared surface-fractured surface-sheared edge of burr.
  • the sag is an R-shaped smooth surface area
  • the shear surface is a punched end surface area separated by shear deformation
  • the fracture surface is a punched edge area separated by a crack generated near the cutting edge.
  • the burr is a surface having protrusions protruding from the lower surface of the hot-rolled steel sheet.
  • Resistance to internal bending cracks was evaluated by the following bending test.
  • a bending test piece was obtained by cutting out a strip-shaped test piece of 100 mm ⁇ 30 mm from a half position in the width direction of the hot-rolled steel sheet.
  • JIS Z 2248:2006 V-block method JIS Z 2248:2006 V-block method (bending angle ⁇ is 90°). From this, find the minimum bending radius that does not cause cracks.
  • the bending inner crack resistance was investigated.
  • a value obtained by dividing the average value of the minimum bending radii of the L-axis and the C-axis by the plate thickness was defined as the limit bending R/t and was used as an index value of bending inner crack resistance.
  • R/t was 2.5 or less, it was determined that the hot-rolled steel sheet was excellent in resistance to internal bending cracks.
  • the presence or absence of cracks is determined by mirror-polishing the cross-section of the test piece after the test on a plane parallel to the bending direction and perpendicular to the plate surface, and then observing the cracks with an optical microscope. It was determined that there was a crack when the length of the crack exceeded 30 ⁇ m.
  • Tables 5 and 6 show that the hot-rolled steel sheets according to the examples of the present invention have excellent ductility and shear workability while having high strength and critical rupture thickness reduction rate. Further, among the examples of the present invention, the hot-rolled steel sheets having a surface layer with an average crystal grain size of less than 3.0 ⁇ m have the above-described properties and furthermore have excellent bending internal crack resistance. On the other hand, it can be seen that the hot-rolled steel sheets according to the comparative examples are degraded in at least one of strength, ductility, critical rupture thickness reduction rate, and shear workability.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as an industrial material used for automobile members, mechanical structural members, and building members.

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Abstract

この熱間圧延鋼板は、所定の化学組成を有し、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、グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像を解析することによって得られるＥｎｔｒｏｐｙ値が１０．７以上であり、Ｉｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値が１．０２０以上であり、Ｃｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値が－８．０×１０５～８．０×１０５であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。

Description

熱間圧延鋼板
　本発明は、熱間圧延鋼板に関する。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間圧延鋼板、特に、高い強度および限界破断板厚減少率を有し、且つ優れた延性およびせん断加工性を有する熱間圧延鋼板に関する。
　本願は、２０２１年１０月１１日に、日本に出願された特願２０２１－１６６９５８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
　車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも、限界破断板厚減少率および延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。限界破断板厚減少率とは、破断前の引張試験片の板厚と、破断後の引張試験片の板厚の最小値とから求められる値である。限界破断板厚減少率が低い場合、プレス成形中の引張ひずみが付与された際に早期に破断し易くなるため、好ましくない。
　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劣化する。
　例えば、特許文献１には、板厚中央部におけるＭｎ偏析度およびＰ偏析度を制御した、プレス加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の素材となる熱間圧延鋼板が開示されている。
　しかしながら、特許文献１では、熱間圧延鋼板の限界破断板厚減少率およびせん断加工性について考慮されていない。
国際公開第２０２０／０４４４４５号
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
　本発明は、上述の実情に鑑みてなされたものであり、高い強度および限界破断板厚減少率を有するとともに、優れた延性およびせん断加工性を有する熱間圧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間圧延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０３００％以下、
Ｎ　：０．１０００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ　：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２００％、
Ａｓ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～１．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｚｎ：０～１．００％、
Ｗ　：０～１．００％、
Ｓｎ：０～０．０５％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記式（Ａ）および（Ｂ）を満たし、
　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、
　　グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像を解析することによって得られる、下記式（１）で示されるＥｎｔｒｏｐｙ値が１０．７以上であり、
　　下記式（２）で示されるＩｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値が１．０２０以上であり、
　　下記式（３）で示されるＣｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値が－８．０×１０５～８．０×１０５であり、
　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
　　０．０６０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５００％　…（Ａ）
　　Ｚｒ＋Ｃｏ＋Ｚｎ＋Ｗ≦１．００％　…（Ｂ）
　ただし、前記式（Ａ）および（Ｂ）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０％を代入する。
　ここで、下記式（１）～（５）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、下記式（２）中のＬは前記ＳＥＭ画像の取り得るグレースケールのレベル数であり、下記式（２）および（３）中のｉおよびｊは１～前記Ｌの自然数であり、下記式（３）中のμｘおよびμｙはそれぞれ下記式（４）および（５）で示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
 （２）上記（１）に記載の熱間圧延鋼板は、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ　：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｓ：０．００１～０．１００％、
Ｚｒ：０．０１～１．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｚｎ：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．０１～１．００％、および
Ｓｎ：０．０１～０．０５％
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、高い強度および限界破断板厚減少率を有するとともに、優れた延性およびせん断加工性を有する熱間圧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間圧延鋼板を得ることができる。
　本発明の上記態様に係る熱間圧延鋼板は、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。
本発明例に係る熱間圧延鋼板のせん断端面の一例である。 比較例に係る熱間圧延鋼板のせん断端面の一例である。
　本実施形態に係る熱間圧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、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
　以下、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成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、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上または０．０９０％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、熱間圧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、０．１５０％以下または０．１２０％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間圧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間圧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、１．００％以上、１．２０％以上または１．４０％以上である。
　しかし、Ｓｉ含有量が３．００％超では、鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。また、冷却後にオーステナイトが残留し易くなり、限界破断板厚減少率が低下する。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、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％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間圧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、所望の強度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％以上または１．８０％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３．７０％以下または３．５０％以下、より好ましくは３．２０％以下、３．００％以下または２．６０％以下である。
　Ｔｉ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％
　０．０６０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５００％　…（Ａ）
　ただし、前記式（Ａ）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０％を代入する。
　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。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。すなわち、前記式（Ａ）の中辺の値を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、その合計の含有量が０．０６０％以上であればよい。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限はそれぞれ０％である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の下限は、それぞれ０．００１％、０．０１０％、０．０３０％または０．０５０％としてもよい。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のいずれか１種の含有量が０．５００％を超えると、あるいは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、熱間圧延鋼板の加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのそれぞれの含有量を０．５００％以下とし、且つ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。すなわち、前記式（Ａ）の中辺の値を０．５００％以下とする。Ｔｉ、ＮｂおよびＶのそれぞれの含有量は、好ましくは０．４００％以下または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％以下または０．１００％以下である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、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、鋼を脱酸して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、熱間圧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、０．０３０％以上または０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以上、０．１００％以上または０．１５０％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１．７００％以下または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。
　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、固溶強化により熱間圧延鋼板の強度を高める作用を有する元素でもある。Ｐ含有量の下限は０％であるが、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熱間圧延鋼板の延性および限界破断板厚減少率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０．０５０％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下または０．０１５％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、Ｐ含有量の下限は０％である。精錬コストの観点から、Ｐ含有量の下限を、０．００１％、０．００３％または０．００５％としてもよい。
　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間圧延鋼板の延性および限界破断板厚減少率を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱間圧延鋼板の延性および限界破断板厚減少率が著しく低下する。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０．０１００％以下、０．００７０％以下または０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は０％であるが、精錬コストの観点から、０．０００１％、０．０００５％、０．００１０％または０．００２０％としてもよい。
　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、熱間圧延鋼板の延性および限界破断板厚減少率を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱間圧延鋼板の延性および限界破断板厚減少率が著しく低下する。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％以下または０．０３００％以下であり、より一層好ましくは０．０１５０％以下または０．０１００％以下である。Ｎ含有量の下限は０％であるが、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、０．００１５％以上または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、より好ましくは０．００５０％以下または０．００３０％以下である。Ｏ含有量の下限は０％であるが、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間圧延鋼板は、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。これらの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：０．０１～２．００％
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、熱間圧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間圧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、熱間圧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間圧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、０．７０％以下または０．５０％以下である。
　上述したようにＣｒは、熱間圧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、熱間圧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。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下、０．７０％以下または０．５０％以下である。
　上述したようにＭｏは、熱間圧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間圧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％以下または０．１０％以下である。
　上述したようにＮｉは、熱間圧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０．０１％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。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下、０．７０％以下または０．５０％以下である。
　上述したようにＢは、熱間圧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、熱間圧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％以下または０．００２５％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００１～０．０２００％
　Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％
　ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％
　Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
　Ａｓ：０．００１～０．１００％
　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、熱間圧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、熱間圧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０．０００１％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、却って熱間圧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。Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＢｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下または０．００４０％以下である。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００７０％以下または０．００４０％以下である。Ａｓは、オーステナイト単相化温度を低下させることにより、旧オーステナイト粒を細粒化させて、熱間圧延鋼板の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。
　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。
　Ｚｒ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｚｎ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～１．００％
　Ｚｒ＋Ｃｏ＋Ｚｎ＋Ｗ≦１．００％　…（Ｂ）
　前記式（Ｂ）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０％を代入する。
　Ｓｎ：０．０１～０．０５％
　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間圧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。すなわち、前記式（Ｂ）の左辺の値を１．００％以下としてもよく、０．５０％以下、０．１０％以下または０．０５％以下としてもよい。Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎの各含有量は、それぞれ０．５０％以下、０．１０％以下または０．０５％以下としてもよい。Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷは含有させなくてもよいため、それぞれの含有量は０％であってもよい。鋼板を固溶強化させて強度を向上させるため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷの含有量はそれぞれ０．０１％以上であってもよい。
　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間圧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。Ｓｎは含有させなくてもよいため、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。熱間圧延鋼板の耐食性を高めるため、Ｓｎ含有量は０．０１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱間圧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間圧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。
　上述した熱間圧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。
　熱間圧延鋼板が表面にめっき層を備える場合は、必要に応じて、機械研削等によりめっき層を除去してから、化学組成の分析を行ってもよい。
　熱間圧延鋼板の金属組織
　次に、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、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、グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像を解析することによって得られる、下記式（１）で示されるＥｎｔｒｏｐｙ値が１０．７以上であり、下記式（２）で示されるＩｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値が１．０２０以上であり、下記式（３）で示されるＣｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値が－８．０×１０５～８．０×１０５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間圧延鋼板は、高い強度および限界破断板厚減少率を有しつつ、優れた延性およびせん断加工性を得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置における金属組織における組織分率、Ｅｎｔｒｏｐｙ値、Ｉｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値、Ｃｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ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。
　なお、ここでいう表面とは、熱間圧延鋼板がめっき層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）により熱間圧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、安定的な亀裂発生を阻害し、２次せん断面形成や限界破断板厚減少率低下の原因となる。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、熱間圧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（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などが知られている。本実施形態では、研磨の影響を受けにくく（研磨の影響を受けると、残留オーステナイトがマルテンサイトなどの他の相に変化することがあるため、真の面積率を測定できなくなることがある）、比較的簡便に正確な測定結果が得られ、研磨の影響を受け難いＸ線回折により、残留オーステナイトの面積率を測定する。
　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、熱間圧延鋼板の板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な板厚断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて残留オーステナイトの体積率を算出する。得られた残留オーステナイトの体積率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、熱間圧延鋼板の強度－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。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％以下または４０．０％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。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、２．０％以下または１．０％以下である。
　熱間圧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、本実施形態に係る熱間圧延鋼板には、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、合計の面積率が３２．０％超、８５．０％以下のベイナイト、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。これらの残部組織の下限は、３６．０％、４０．０％、４４．０％、４８．０％、５２．０％または５５．０％であってもよく、その上限は、８２．０％、７８．０％、７４．０％、７０．０％または６６．０％であってもよい。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種以上であってもよい。
　金属組織の面積率の測定は、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）、且つ板幅方向中央位置の領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。観察面積は４００００μｍ２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のうち、体心立方格子構造と判定された結晶粒に対し、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率を求めることで、フェライトの面積率を得る。
　続いて、パーライトまたはフェライトと判別された領域を除く領域の面積率を測定し、残部組織（つまり、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）の面積率とする。なお、ベイナイトの面積率と、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とを測定したい場合、次の方法により、これらの面積率を測定することができる。具体的には、前記の残部領域に対しフェライト領域の「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（判定）し、Ｉα／２以下となる領域を「マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイト」として抽出（判定）する。ベイナイトと抽出（判定）された領域の面積率を算出することで、ベイナイトの面積率を得る。また、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトと抽出（判定）された領域の面積率を算出し、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。
　本実施形態では各組織の面積率の測定をＸ線回折およびＥＢＳＤ解析により行っているため、測定して得られた各組織の面積率の合計が１００．０％にならない場合がある。上述の方法により得られた各組織の面積率の合計が１００．０％にならない場合には、各組織の面積率の合計が１００．０％になるように、各組織の面積率を換算する。例えば、各組織の面積率の合計が１０３．０％であった場合、各組織の面積率に「１００．０／１０３．０」をかけて、各組織の面積率を得る。
　Ｅｎｔｒｏｐｙ値：１０．７以上、Ｉｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ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亀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Ｅｎｔｒｏｐｙ値（Ｅ値）および金属組織の均一性を示すＩｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値（Ｉ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亀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。本実施形態であるフェライトの面積率が１５．０％以上、６０．０％未満の金属組織を有する熱間圧延鋼板では、均一性が高い金属組織とする必要がある。このため、本実施形態では、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亀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。
　Ｃｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値：－８．０×１０５～８．０×１０５
　Ｃｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値（ＣＳ値）は金属組織の歪度を示す。ＣＳ値は、金属組織を撮影して得られた画像中の輝度の平均値に対し、平均値を上回る輝度を持つ点が多いと正の値となり、平均値を下回る輝度を持つ点が多いと負の値となる。
　走査型電子顕微鏡の２次電子像においては、観察対象物の表面凹凸が大きい場所では輝度が大きくなり、凹凸が小さい場所では輝度が小さくなる。観察対象物の表面の凹凸は、金属組織内の粒径や強度分布に大きく影響を受ける。本実施形態におけるＣＳ値は、金属組織の強度のばらつきが大きいまたは組織単位が小さいと大きくなり、強度のばらつきが小さいまたは組織単位が大きいと小さくなる。
　本実施形態では、ＣＳ値を０に近い所望の範囲に保つことが重要である。ＣＳ値が－８．０×１０５未満であると、熱間圧延鋼板の限界破断板厚減少率が低下する。これは、金属組織中に粒径の大きい結晶粒が存在し、極限変形中にその結晶粒が優先的に破壊するためと推定される。そのため、ＣＳ値は－８．０×１０５以上とする。好ましくは－７．５×１０５以上であり、より一層好ましくは－７．０×１０５以上である。
　一方、ＣＳ値が８．０×１０５超であると、熱間圧延鋼板の限界破断板厚減少率が低下する。これは、金属組織中の微視的な強度のばらつきが大きく、極限変形中のひずみが局所に集中し破断し易くなるためと推定される。そのため、ＣＳ値は８．０×１０５以下とする。好ましくは７．５×１０５以下であり、より一層好ましくは７．０×１０５以下である。
　Ｅ値、Ｉ値およびＣＳ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、Ｉ値およびＣＳ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像（走査型電子顕微鏡の２次電子像）の撮影領域は、圧延方向に平行な板厚断面における、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ、板幅方向中央位置とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率１０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。
　次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域（観察領域は実寸で１６０μｍ×１６０μｍ）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）～（５）を用いて、Ｅ値、Ｉ値およびＣＳ値をそれぞれ算出する。
　下記式（１）～式（５）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）～（５）を下記式（１’）～（５’）に修正することができる。
　ここで、下記式（２）中のＬはＳＥＭ画像の取り得るグレースケールのレベル数（Ｑｕａｎｔｉｚａｔｉｏｎ　ｌｅｖｅｌｓ　ｏｆ　ｇｒａｙｓｃａｌｅ）であり、本実施形態では上述の通り２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力するため、Ｌは２５６である。下記式（２）および（３）中のｉおよびｊは１～前記Ｌの自然数であり、下記式（３）中のμｘおよびμｙはそれぞれ下記式（４）および（５）で示される。
　下記式（１’）～（５’）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-M000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
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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間圧延鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、硬質相を均一に分散させることができ、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先から亀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、０．５５質量％以下または０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下または０．４５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。必要に応じて、その下限を０．２０質量％または０．２８質量％としてもよい。
　熱間圧延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨した後に、表面から板厚の１／４深さ位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）、且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
　表層の平均結晶粒径：３．０μｍ未満
　表層の結晶粒径を細かくすることで、熱間圧延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。熱間圧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、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になることが分かった。また、本発明者らは、熱間圧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、熱間圧延鋼板の表層の平均結晶粒径は３．０μｍ未満とすることが好ましい。そのため、本実施形態では、表層の平均結晶粒径を３．０μｍ未満としてもよい。表層の平均結晶粒径は、より好ましくは２．７μｍ以下または２．５μｍ以下である。表層領域の平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、０．５μｍまたは１．０μｍとしてもよい。
　なお、本実施形態において表層とは、熱間圧延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である。上述した通り、ここでいう表面とは、熱間圧延鋼板がめっき層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。
　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。
　熱間圧延鋼板の圧延方向に平行な断面における、熱間圧延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置且つ板幅方向中央位置の領域において、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行う。隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径とする。
　なお、残留オーステナイトは６００℃以下の相変態で生成した組織でなく、転位蓄積の効果を有さないので、本測定方法（表層の平均結晶粒径の測定方法）では、残留オーステナイトは解析の対象としない。残留オーステナイトの面積率が０％の場合などでは解析の対象から除外する必要はないが、表層の平均結晶粒径の測定に影響を及ぼす可能性がある場合などでは、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、結晶構造がｆｃｃである残留オーステナイトを解析対象から除外して測定する。
　引張強度特性
　熱間圧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。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である。好ましくは１０００ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。
　また、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の全伸びは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・％ＭＰａ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。引張強さと全伸びとの積の上限を定める必要はないが、２２０００ＭＰａ・％または１８０００ＭＰａ・％としてもよい。全伸びの上限を定める必要はないが、３０．０％、２５．０％または２２．０％としてもよい。
　板厚
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱間圧延鋼板の板厚が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間圧延鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．２ｍｍ以上、１．４ｍｍ以上または１．８ｍｍ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、５．０ｍｍ以下または４．０ｍｍ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間圧延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　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間圧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間圧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。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが９００℃以上、１０１０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とする。
（６）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７３０℃の温度域まで加速冷却する。ただし、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することは、より好ましい冷却条件である。
（７）６００～７３０℃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。
（８）緩冷却終了後、４５０～６００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満となるように冷却する。
（９）巻取り温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となるように冷却する。
（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、高い強度および限界破断板厚減少率、優れた延性およびせん断加工性に優れる金属組織を有する熱間圧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間圧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る。また、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℃の温度域での保持では、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上の温度域での保持では、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。
　７００～８５０℃の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応力：１７０ｋＰａ以上
　熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数を低減することができる。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を抑制することで最終段の圧下による再結晶を効果的に促進することができる。結果として、熱間圧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、Ｅ値を所望の値とすることができない場合がある。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。
　鋼板に負荷する応力は、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能であり、圧延スタンドで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。
（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。結果として熱間圧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（製造後の熱間圧延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、高強度の熱間圧延鋼板を得ることができる。また、熱間圧延完了温度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て、Ｅ値を所望の値とすることができる。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの応力：２００ｋＰａ未満
　熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は２００ｋＰａ未満とすることが好ましい。鋼板の圧延方向に負荷する応力（張力）を２００ｋＰａ未満とすることで、オーステナイトの再結晶が圧延方向に優先的に進み、金属組織の周期性の増大を抑制できる。その結果、Ｅ値を所望の値とすることができる。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１８０ＭＰａ以下である。なお、鋼板の圧延方向に負荷する応力は、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。
（６）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００～７３０℃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、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、熱間圧延鋼板の耐曲げ内割れ性を高めることができる。
　また、上記冷却後に５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７３０℃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、熱間圧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℃／ｓ以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は、後述する緩冷却を行うために６００℃以上とするとよい。
（７）６００～７３０℃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
　６００～７３０℃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、析出強化したフェライトを十分に析出させることができる。これにより、熱間圧延鋼板の強度と延性とを両立することができる。
　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。
（８）緩冷却終了後、４５０～６００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満となるように冷却する
　上記緩冷却終了後は、４５０～６００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満となるように冷却することが好ましい。上記温度域の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満とすることで、ＣＳ値を所望の値とすることができる。平均冷却速度が５０℃／ｓ超の場合は、輝度が低い平坦なラス状の組織が生成し易く、ＣＳ値が－８．０×１０５未満となる。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合には、未変態部分への炭素の濃化が促進され、硬質な組織の強度が上昇し軟質な組織との強度差が拡大するため、ＣＳ値が８．０×１０５超となる。
　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、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満である冷却の冷却停止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、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満である冷却の停止時までの所要時間で除した値のことをいう。
（９）巻取り温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
　パーライトや残留オーステナイトの面積率を抑え、所望の強度と成形性を得るために、巻取り温度～４５０℃の温度域の平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これにより、母相組織を硬質にすることができる。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満である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３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ未満である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。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、Ｉ値を増加することができ、２次せん断面の発生を抑制することができる。
　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３および表４に示す製造条件により、表５および表６に示す熱間圧延鋼板を得た。
　なお、緩冷却の平均冷却速度は５℃／ｓ未満とした。また、表４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。
　得られた熱間圧延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積率、Ｅ値、Ｉ値、ＣＳ値、Ｍｎ濃度の標準偏差、表層の平均結晶粒径、引張強さＴＳおよび全伸びＥｌを求めた。得られた測定結果を表５および表６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。
　熱間圧延鋼板の特性の評価方法
　引張特性
　引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、且つ全伸び（Ｅｌ）が１０．０％以上、且つ引張強さ（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間圧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間圧延鋼板でないとして不合格と判定した。
　限界破断板厚減少率
　熱間圧延鋼板の限界破断板厚減少率は引張試験により評価した。
　引張特性を評価したときと同様の方法により引張試験を行った。引張試験前の板厚をｔ１、破断後の引張試験片の幅方向中央部における板厚の最小値をｔ２としたときに、（ｔ１－ｔ２）×１００／ｔ１の値を算出することで、限界破断板厚減少率を得た。引張試験は５回実施し、限界破断板厚減少率の最大値および最小値を除いた３回の平均値を算出することで、限界破断板厚減少率を得た。
　限界破断板厚減少率が６０．０％以上であった場合、高い限界破断板厚減少率を有する熱間圧延鋼板であるとして合格と判定した。一方、限界破断板厚減少率が６０．０％未満であった場合、高い限界破断板厚減少率を有する熱間圧延鋼板でないとして不合格と判定した。
　せん断加工性（２次せん断面評価）
　熱間圧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断面および圧延方向に平行な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間圧延鋼板のせん断端面の一例であり、図２は比較例に係る熱間圧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亀裂によって分離した打ち抜き端面の領域であり、バリとは熱間圧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かった場合、優れたせん断加工性を有する熱間圧延鋼板であるとして合格と判定し、表中に「無」と記載した。一方、２次せん断面が一つでも形成された場合、優れたせん断加工性を有する熱間圧延鋼板でないとして不合格と判定し、表中に「有り」と記載した。
　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。
　熱間圧延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し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　２２４８：２００６のＶブロック法（曲げ角度θは９０°）に準拠した試験を行った。これにより、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め。耐曲げ内割れ性を調査した。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間圧延鋼板であると判断した。
　ただし、亀裂の有無は、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
　表５および表６を見ると、本発明例に係る熱間圧延鋼板は、高い強度および限界破断板厚減少率を有しつつ、優れた延性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、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満である熱間圧延鋼板は、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、比較例に係る熱間圧延鋼板は、強度、延性、限界破断板厚減少率およびせん断加工性のいずれか１つ以上が劣化していることが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および限界破断板厚減少率を有するとともに、優れた延性およびせん断加工性を有する熱間圧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間圧延鋼板を得ることができる。
　本発明に係る熱間圧延鋼板は、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％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０３００％以下、
    Ｎ　：０．１０００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０～０．５００％、
    Ｎｂ：０～０．５００％、
    Ｖ　：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２００％、
    Ａｓ：０～０．１００％、
    Ｚｒ：０～１．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、
    Ｚｎ：０～１．００％、
    Ｗ　：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～０．０５％、並びに
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記式（Ａ）および（Ｂ）を満たし、
    　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、
    　　グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像を解析することによって得られる、下記式（１）で示されるＥｎｔｒｏｐｙ値が１０．７以上であり、
    　　下記式（２）で示されるＩｎｖｅｒｃｅ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ値が１．０２０以上であり、
    　　下記式（３）で示されるＣｌｕｓｔｅｒ　Ｓｈａｄｅ値が－８．０×１０５～８．０×１０５であり、
    　　Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱間圧延鋼板。
    　　０．０６０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．５００％　…（Ａ）
    　　Ｚｒ＋Ｃｏ＋Ｚｎ＋Ｗ≦１．００％　…（Ｂ）
    　ただし、前記式（Ａ）および（Ｂ）中の各元素記号は、当該元素の質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０％を代入する。
    　ここで、下記式（１）～（５）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、下記式（２）中のＬは前記ＳＥＭ画像の取り得るグレースケールのレベル数であり、下記式（２）および（３）中のｉおよびｊは１～前記Ｌの自然数であり、下記式（３）中のμｘおよびμｙはそれぞれ下記式（４）および（５）で示される。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
  2. 　表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
    Ｖ　：０．００１～０．５００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
    Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％、
    Ａｓ：０．００１～０．１００％、
    Ｚｒ：０．０１～１．００％、
    Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    Ｚｎ：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．０１～１．００％、および
    Ｓｎ：０．０１～０．０５％
    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に記載の熱間圧延鋼板。
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