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WO2024095534A1 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

熱間圧延鋼板 Download PDF

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WO2024095534A1
WO2024095534A1 PCT/JP2023/024349 JP2023024349W WO2024095534A1 WO 2024095534 A1 WO2024095534 A1 WO 2024095534A1 JP 2023024349 W JP2023024349 W JP 2023024349W WO 2024095534 A1 WO2024095534 A1 WO 2024095534A1
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WO
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ferrite
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hot
strength
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2023/024349
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
敬士 島田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to EP23885307.1A priority patent/EP4613894A4/en
Priority to CN202380076086.3A priority patent/CN120129764A/zh
Priority to JP2024554258A priority patent/JPWO2024095534A1/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to hot-rolled steel sheets.
  • Patent Document 1 describes a high-strength thin steel sheet characterized in that the steel structure is composed of a ferrite phase and a martensite phase, carbonitrides are precipitated in the ferrite phase by interphase interface precipitation, and the interphase interface precipitation plane spacing in a region of 40% or more of the ferrite phase is 20 nm or more and 60 nm or less.
  • Patent Document 1 also teaches that precipitation strengthening by precipitates in the ferrite phase can ensure sufficient strength, and in addition, the mixed structure with the martensite phase makes it possible to obtain the high ductility specific to the mixed structure while ensuring high fatigue properties.
  • high-strength steel plate is manufactured by hot rolling a cast slab, and it is known that there may be cases where the hot rolling causes anisotropy in strength between the strength in the rolling direction (L direction) and the strength in the width direction (C direction) perpendicular to the rolling direction. When the anisotropy in strength increases, it generally causes a problem because the workability of the steel plate decreases.
  • the present invention was made in consideration of the above, and its purpose is to provide a hot-rolled steel sheet with a new structure that, despite its high strength, has improved hole expansion properties and reduced strength anisotropy.
  • the inventors conducted research, focusing particularly on the microstructure of hot-rolled steel sheet.
  • the inventors discovered that by forming the microstructure of a hot-rolled steel sheet having a specified chemical composition from a three-phase structure containing ferrite, bainite, and martensite in specific ratios, it is possible to achieve a high strength of tensile strength of 780 MPa or more while improving the anisotropy of strength, and further that by having TiC precipitates with a suitable diameter present in the ferrite at a specified number density, the ferrite can be precipitation strengthened, thereby reducing the hardness difference in the three-phase structure and improving hole expansion property, and thus completed the present invention.
  • the present invention which has achieved the above object, is as follows. (1) In mass%, C: 0.010 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.50 to 3.00%, Ti: 0.050 to 0.200%, Nb: 0.010 to 0.020%, Al: 0.100 to 1.000%, P: 0.1000% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Ni: 0 to 2.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, B: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 2.000%, V: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 2.000%, W: 0 to 1.0000%, Ta: 0 to 1.0000%, Sn: 0 to 1.0000%, Sb: 0 to 1.0000%, As: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0100%, Zr: 0 to 0.0
  • the chemical composition is, in mass%, Ni: 0.001 to 2.000%, Mo: 0.001 to 1.000%, Cr: 0.001 to 2.000%, B: 0.0001 to 0.0100%, Co: 0.001 to 2.000%, V: 0.001 to 1.000%, Cu: 0.001 to 2.000%, W: 0.0001 to 1.0000%, Ta: 0.0001 to 1.0000%, Sn: 0.0001 to 1.0000%, Sb: 0.0001 to 1.0000%, As: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Zr: 0.0001 to 0.0100%, Hf: 0.0001 to 0.0100%, Bi: 0.0001 to 0.0100%, and REM: 0.0001 to 0.0100%
  • the hot-rolled steel sheet according to the above (1) characterized in that it contains at least one of the following:
  • the present invention makes it possible to provide a hot-rolled steel sheet that has high strength, but also has improved hole expansion properties and reduced strength anisotropy.
  • the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention has, in mass%, C: 0.010 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.50 to 3.00%, Ti: 0.050 to 0.200%, Nb: 0.010 to 0.020%, Al: 0.100 to 1.000%, P: 0.1000% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0100% or less, Ni: 0 to 2.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, B: 0 to 0.0100%, Co: 0 to 2.000%, V: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 2.000%, W: 0 to 1.0000%, Ta: 0 to 1.0000%, Sn: 0 to 1.0000%, Sb: 0 to 1.0000%, As: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to
  • the properties such as hole expandability decrease with increasing strength of the steel sheet, and that there may be cases where the strength in the rolling direction (L direction) and the width direction (C direction) perpendicular thereto are anisotropic in strength in relation to the hot rolling during steel sheet production.
  • anisotropy of strength due to the anisotropic microstructure obtained by hot rolling during steel sheet production, the tensile strength tends to differ between the rolling direction (L direction) and the width direction (C direction) perpendicular thereto, and generally, the hot rolled steel sheet tends to exhibit anisotropy in strength such that the tensile strength in the L direction is lower than the tensile strength in the C direction.
  • the inventors have found that by forming a microstructure of a hot-rolled steel sheet having a predetermined chemical composition from a three-phase structure containing ferrite, bainite and martensite in a specific ratio, more specifically, a three-phase structure consisting of ferrite: 60-80%, bainite: 15-30%, and martensite: 3-10%, in terms of area ratio, a high strength of tensile strength of 780 MPa or more can be achieved, while the anisotropy of strength can be significantly reduced compared to the case of DP steel (combined phase steel) mainly composed of soft ferrite and hard martensite.
  • DP steel combined phase steel
  • the inventors have found that in the case of a three-phase structure consisting of ferrite, bainite and martensite, the hardness difference between the phases is relatively large, and the hole expandability may be reduced due to such hardness difference, so that the improvement of hole expandability from the viewpoint of reducing the hardness difference in the three-phase structure was examined.
  • the inventors found that the hardness difference in the three-phase structure can be reduced by precipitation strengthening the softest ferrite in the three-phase structure, more specifically, by having TiC precipitates with a diameter of 1.0 to 5.0 nm exist in the ferrite at a number density of 1.0 x 1016 to 100.0 x 1016 pieces/ cm3 .
  • the inventors found that, despite the microstructure being constituted by a three-phase structure in which the hardness difference is relatively likely to become large in order to reduce the anisotropy of strength, the hardness of ferrite can be increased by precipitation strengthening using TiC precipitates of a specific diameter and number density, thereby simultaneously achieving a reduction in the anisotropy of strength and an improvement in hole expansibility.
  • Refining the ferrite grains that constitute the main phase of the three-phase structure not only contributes to improving the strength of the hot-rolled steel sheet as a whole, but also contributes to reducing the hardness difference of the three-phase structure consisting of ferrite, bainite and martensite.
  • the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention can reliably achieve both the contradictory properties of high strength and excellent workability, and is therefore particularly useful in the automotive field, where both properties are required to be achieved.
  • C is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • C forms carbides and/or carbonitrides with Ti and Nb in ferrite, and contributes to precipitation strengthening of ferrite based on the formed precipitates and refinement of ferrite grains due to the pinning effect of the precipitates.
  • the C content is set to 0.010% or more.
  • the C content may be 0.012% or more, 0.015% or more, 0.018% or more, 0.020% or more, or 0.022% or more.
  • the C content is set to 0.100% or less.
  • the C content may be 0.090% or less, 0.080% or less, 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • Si is an effective element for increasing strength as a solid solution strengthening element.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.02% or more, 0.03% or more, 0.04% or more, or 0.05% or more.
  • excessive Si content may cause surface quality defects called Si scale.
  • Si scale may increase the surface roughness of the hot-rolled steel sheet, and in addition, excessive Si content may increase the amount of ferrite, making it difficult to obtain the desired three-phase structure. Due to these factors, the anisotropy of strength in the tensile strength in the L direction and C direction may become significant. Therefore, the Si content is set to 0.10% or less.
  • the Si content may be 0.09% or less, 0.08% or less, 0.07% or less, or 0.06% or less.
  • Mn is an element that is effective in increasing strength as a hardenability and solid solution strengthening element.
  • the Mn content is set to 0.50% or more.
  • the Mn content may be 0.80% or more, 1.00% or more, 1.20% or more, or 1.50% or more.
  • the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content may be 2.70% or less, 2.50% or less, 2.20% or less, or 2.00% or less.
  • Ti has the effect of forming TiC precipitates, which are carbides, in ferrite and increasing the hardness of the ferrite through precipitation strengthening.
  • the Ti content is set to 0.050% or more.
  • the Ti content may be 0.060% or more, 0.080% or more, 0.100% or more, or 0.120% or more.
  • Ti is contained excessively, the TiC precipitates become coarse, and the desired precipitation strengthening in the ferrite may not be obtained.
  • the TiC precipitates become coarse, the number density of the TiC precipitates also decreases, so in this case, the hardness of the ferrite cannot be sufficiently increased by precipitation strengthening. Therefore, the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content may be 0.190% or less, 0.180% or less, 0.160% or less, or 0.140% or less.
  • Nb is an element that forms carbides, nitrides and/or carbonitrides in steel and contributes to the refinement of the structure by the pinning effect.
  • the pinning effect suppresses the coarsening of austenite grains, promotes ferrite transformation, and refines ferrite grains. Refining ferrite grains not only increases the strength of the steel sheet, but also contributes to reducing the hardness difference of the three-phase structure. If the Nb content is low, these effects may not be fully obtained. Therefore, the Nb content is 0.010% or more.
  • the Nb content may be 0.012% or more, 0.013% or more, or 0.015% or more.
  • the Nb content is 0.020% or less.
  • the Nb content may be 0.018% or less or 0.016% or less.
  • Al 0.100 to 1.000%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. If the Al content is low, such effects may not be sufficiently obtained and/or the desired three-phase structure may not be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.100% or more.
  • the Al content may be 0.120% or more, 0.150% or more, or 0.020% or more.
  • Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content may be 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.400% or less.
  • the P content is set to 0.1000% or less.
  • the P content may be 0.0800% or less, 0.0500% or less, 0.0300% or less, or 0.0250% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in costs. Therefore, the P content may be 0.0001% or more, 0.0010% or more, or 0.0050% or more.
  • the Si content is set to 0.0100% or less.
  • the S content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in cost. Therefore, the S content may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • N 0.0100% or less
  • the N content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in costs. Therefore, the N content may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • O is an element that is mixed in during the manufacturing process. If O is contained excessively, coarse inclusions may be formed, which may reduce the toughness of the steel plate. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%, but reducing the O content to less than 0.0001% requires a long time for refining, which leads to a decrease in productivity. Therefore, the O content may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least one of the following optional elements in place of a portion of the remaining Fe, as necessary.
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least one of Ni: 0-2.000%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, B: 0-0.0100%, Co: 0-2.000%, V: 0-1.000%, Cu: 0-2.000%, W: 0-1.0000%, and Ta: 0-1.0000%.
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least one of Sn: 0-1.0000%, Sb: 0-1.0000%, and As: 0-0.0100%.
  • the hot-rolled steel sheet may also contain at least one of Mg: 0-0.0100%, Ca: 0-0.0100%, Zr: 0-0.0100%, and Hf: 0-0.0100%.
  • the hot-rolled steel sheet may also contain Bi: 0-0.0100%.
  • the hot-rolled steel sheet may also contain REM: 0-0.0100%.
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving strength and/or corrosion resistance.
  • the Ni content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.001% or more, and may be 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more.
  • the Ni content is preferably 2.000% or less, and may be 1.500% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.150% or less, or 0.100% or less.
  • Mo is an element that enhances the hardenability of steel, contributes to improving strength, and also contributes to improving corrosion resistance.
  • the Mo content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • the Mo content may be 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.050% or more.
  • the Mo content is preferably 1.000% or less.
  • the Mo content may be 0.800% or less, 0.500% or less, 0.200% or less, 0.100% or less, or 0.080% or less.
  • Cr is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving strength and/or corrosion resistance.
  • the Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is preferably 0.001% or more, and may be 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more.
  • the Cr content is preferably 2.000% or less, and may be 1.500% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.150% or less, or 0.100% or less.
  • B is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving strength.
  • the B content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content may be 0.0002% or more, 0.0003% or more, or 0.0005% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content may be 0.0050% or less, 0.0030% or less, 0.0015% or less, or 0.0010% or less.
  • Co is an element that contributes to improving hardenability and/or heat resistance.
  • the Co content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content may be 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.050% or more.
  • the Co content is preferably 2.000% or less.
  • the Co content may be 1.500% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • V is an element that contributes to improving strength by precipitation strengthening, etc.
  • the V content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content may be 0.010% or more, 0.030% or more, or 0.050% or more.
  • the V content is preferably 1.000% or less.
  • the V content may be 0.800% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.100% or less, or 0.080% or less.
  • Cu is an element that contributes to improving strength and/or corrosion resistance.
  • the Cu content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cu content is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content may be 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • the Cu content is preferably 2.000% or less.
  • the Cu content may be 1.500% or less, 1.000% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.150% or less, or 0.100% or less.
  • W is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving strength.
  • the W content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the W content is preferably 0.0001% or more.
  • the W content may be 0.0010% or more, 0.0020% or more, or 0.0050% or more.
  • excessive W content may reduce weldability. Therefore, the W content is preferably 1.0000% or less.
  • the W content may be 0.8000% or less, 0.5000% or less, 0.2000% or less, 0.1000% or less, or 0.0500% or less.
  • Ta is an element effective for controlling the morphology of carbides and improving the strength of steel sheet.
  • the Ta content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Ta content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ta content may be 0.0010% or more, 0.0020% or more, or 0.0050% or less.
  • the Ta content is preferably 1.0000% or less.
  • the Ta content may be 0.8000% or less, 0.5000% or less, 0.2000% or less, 0.1000% or less, or 0.0500% or less.
  • Sn and Sb are elements effective for improving corrosion resistance.
  • the Sn and Sb contents may be 0%, but in order to obtain such effects, the Sn and Sb contents are preferably 0.0001% or more, and may be 0.0010% or more, 0.0020% or more, or 0.0050% or more.
  • excessive Sn and Sb content may cause a decrease in toughness. Therefore, the Sn and Sb contents are preferably 1.0000% or less, and may be 0.8000% or less, 0.5000% or less, 0.3000% or less, 0.1000% or less, or 0.0500% or less.
  • the As content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the As content is preferably 0.0001% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. On the other hand, even if As is contained excessively, the effect is saturated, and containing more As than necessary in the steel sheet leads to an increase in manufacturing costs. Therefore, the As content is preferably 0.0100% or less, and may be 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • Mg, Ca, Zr and Hf are elements capable of controlling the morphology of sulfides.
  • the contents of Mg, Ca, Zr and Hf may be 0%, but in order to obtain such effects, the contents of these elements are preferably 0.0001% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the contents of Mg, Ca, Zr and Hf are preferably 0.0100% or less, and may be 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • Bi is an element effective in improving corrosion resistance.
  • the Bi content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Bi content is preferably 0.0001% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the Bi content is preferably 0.0100% or less, and may be 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • REM is an element that can control the morphology of sulfides.
  • the REM content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the REM content is preferably 0.0001% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the REM content is preferably 0.0100% or less, and may be 0.0050% or less, 0.0030% or less, or 0.0020% or less.
  • REM is a collective term for 17 elements, namely, scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoids lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, and the REM content is the total content of these elements.
  • the remainder other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when industrially manufacturing hot-rolled steel sheets.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention may be measured by a general analytical method.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet may be measured using inductively coupled plasma atomic emission spectrometry (ICP-AES).
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O may be measured using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention is composed of ferrite: 60 to 80%, bainite: 15 to 30%, and martensite: 3 to 10% in terms of area ratio.
  • the area ratio of ferrite is set to 60% or more, and may be, for example, 62% or more, 65% or more, or 68% or more.
  • the area ratio of ferrite is set to 80% or less, and may be, for example, 78% or less, 75% or less, or 72% or less.
  • the area ratios of the hard phases bainite and martensite are high.
  • the area ratio of bainite may be 18% or more, 20% or more, or 22% or more.
  • the area ratio of martensite may be more than 3%, 3.1% or more, 3.2% or more, 3.3% or more, 3.5% or more, 3.8% or more, 4% or more, 4.5% or more, 5% or more, or 6% or more.
  • the area ratios of bainite and martensite are low. From this viewpoint, for example, the area ratio of bainite may be 28% or less, 26% or less, or 24% or less. Similarly, the area ratio of martensite may be 9% or less, 8% or less, or 7% or less.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention is composed of ferrite, bainite, and martensite, and does not contain or does not substantially contain other structures (remaining structures).
  • “Substantially does not contain” means that the area ratio of the remaining structures other than ferrite, bainite, and martensite is 3% or less. Therefore, the area ratio of the remaining structures is 0 to 3%, and may be, for example, 0 to 1.5%, 0 to 1%, or 0 to 0.5%. In other words, the total area ratio of ferrite, bainite, and martensite is 97 to 100%, and may be, for example, 98.5 to 100%, 99 to 100%, or 99.5 to 100%. When a remaining structure is present, the remaining structure is, for example, pearlite.
  • the structure observation is performed with a scanning electron microscope. Prior to the observation, the sample for structure observation is polished by wet polishing with emery paper and diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, and the observation surface is mirror-finished, and then the structure is etched with a 3% nitric acid alcohol solution. The magnification of the observation is 3000 times, and 10 random images of a 30 ⁇ m x 40 ⁇ m field of view at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface are taken. The ratio of the structure is obtained by a point count method.
  • a total of 100 lattice points are set at intervals of 3 ⁇ m vertically and 4 ⁇ m horizontally for the obtained structure image, and the structure present under the lattice points is identified, and the structure ratio contained in the steel material is obtained from the average value of the 10 sheets.
  • Ferrite is a blocky crystal grain that does not contain iron-based carbides with a major axis of 100 nm or more inside.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains, and does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides belong to a single variant, i.e., a group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the group of iron-based carbides elongated in the same direction refers to iron-based carbides whose elongation directions differ by 5° or less.
  • Bainite is counted as one bainite grain when bainite is surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15° or more.
  • martensite containing a large amount of dissolved carbon has a smaller corrosion loss during etching than other structures, and its height is relatively higher than other structures in the observation field after etching. Therefore, it appears whiter than other structures, and martensite can be distinguished from other structures.
  • the area ratio of the remaining structure is determined by subtracting the total area ratio of ferrite, bainite, and martensite from 100%. It is not necessary to specifically identify the remaining structure, but when the remaining structure contains pearlite or the like, the pearlite has a unique structure in which cementite is precipitated in a lamellar form, and therefore can be identified by a scanning electron microscope.
  • the hardness difference between each phase in the three-phase structure composed of ferrite, bainite, and martensite can be reduced, and as a result, the hole expandability of the hot-rolled steel sheet can be significantly improved.
  • the diameter of the TiC precipitate is smaller than 1.0 nm, the TiC precipitate cannot act sufficiently as an obstacle to dislocation motion, and therefore the effect of improving the hardness of ferrite by precipitation strengthening cannot be fully obtained.
  • the diameter of the TiC precipitates is too large, it may not be possible to obtain the desired precipitation strengthening in ferrite.
  • the strengthening mechanism changes in relation to dislocation motion as the TiC precipitates become coarse, and for example, the dislocation line does not pass across the TiC precipitates, but passes leaving a loop of dislocation line around the coarse TiC precipitates, resulting in a small amount of precipitation strengthening.
  • the number density of the TiC precipitates also decreases significantly, making it impossible to sufficiently increase the hardness of ferrite by precipitation strengthening.
  • the higher the number density the more preferable it is, for example, 2.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, 5.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, 10.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more, or 20.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or more.
  • the number density is set to 100.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or less, and may be, for example, 80.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or less or 50.0 ⁇ 10 16 /cm 3 or less.
  • TiC precipitates having a diameter of 1.0 to 5.0 nm are present in ferrite at a number density of 1.0 x 10 to 100.0 x 10 particles/cm. Therefore, as long as the above diameter and number density requirements are satisfied, for example, coarse TiC precipitates may be present in ferrite.
  • the precipitate is defined as a fine TiC precipitate.
  • the diameter of the fine TiC precipitate is the circle equivalent diameter calculated from the number of Ti atoms constituting the observed fine Ti precipitate and the lattice constant of the fine Ti precipitate, assuming that the fine Ti precipitate is spherical.
  • the method of calculating the diameter (circle equivalent diameter) R of the fine TiC precipitate using the number of Ti atoms of the fine TiC precipitate obtained by the three-dimensional atom probe measurement method is shown below.
  • the hot rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention generally has a thickness of 1.0 to 6.0 mm, although not particularly limited thereto.
  • the thickness may be 1.2 mm or more, 1.6 mm or more, or 2.0 mm or more, and/or 5.0 mm or less, or 4.0 mm or less.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but for example, the tensile strength of the hot-rolled steel sheet may be 1470 MPa or less, 1250 MPa or less, 1180 MPa or less, or 1080 MPa or less.
  • the tensile strength is measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction (C direction) in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling perpendicular direction of the hot-rolled steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • Total elongation: EL According to the hot-rolled steel sheet having the above chemical composition and microstructure, in addition to high tensile strength, the total elongation can be improved, and more specifically, a total elongation of 16.0% or more can be achieved.
  • the total elongation is preferably 18.0% or more, more preferably 20.0% or more, and most preferably 22.0% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but for example, the total elongation may be 30.0% or less or 25.0% or less.
  • the total elongation is measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction (C direction) in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling perpendicular direction of the hot-rolled steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the hole expansion ratio may be preferably 55% or more, 60% or more, or 65% or more.
  • the upper limit of the hole expansion ratio is not particularly limited, but for example, the hole expansion ratio may be 120% or less, 110% or less, or 100% or less.
  • the hole expansion ratio is determined as follows.
  • This hole expansion test is performed five times, and the average value thereof is determined as the hole expansion ratio ⁇ .
  • ⁇ 100 ⁇ ⁇ (d1 - d0) / d0 ⁇
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet includes: a hot rolling process comprising heating a slab having the chemical composition described above in relation to the hot rolled steel sheet to a temperature of 1100-1300°C and then finish rolling, the end temperature of said finish rolling being 900-1000°C;
  • the method is characterized by including an intermediate cooling step in which the finish-rolled steel sheet is cooled to an intermediate air-cooling temperature of 620 to 700°C at an average cooling rate of 10°C/sec or more, and then air-cooled for 5 to 10 seconds at an average cooling rate of 2°C/sec or more and less than 10°C/sec, and a cooling step in which the intermediate-cooled steel sheet is primarily cooled at an average cooling rate of 10 to 20°C/sec for 1 to 3 seconds, and then secondarily cooled to 200°C or less at an average cooling rate of 25°C/sec or more, and then coiled.
  • Each step will be described in detail below.
  • a slab having the chemical composition described above in relation to the hot rolled steel sheet is heated.
  • the slab used is preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but may be manufactured by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the slab used contains a relatively large amount of alloying elements in order to obtain a high strength steel sheet. For this reason, it is necessary to heat the slab before subjecting it to hot rolling to dissolve the alloying elements in the slab. If the heating temperature is less than 1100°C, the alloying elements may not be sufficiently dissolved in the slab, leaving coarse alloy carbides, which may cause embrittlement cracking during hot rolling. For this reason, the heating temperature is preferably 1100°C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1300°C or lower from the viewpoint of the capacity and productivity of the heating equipment.
  • the heated slab may be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness, etc.
  • the conditions of the rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be secured.
  • the heated slab or the slab that has been rough-rolled as necessary is then subjected to finish rolling. Since the slab used as described above contains a relatively large amount of alloying elements, it is necessary to increase the rolling load during hot rolling. For this reason, it is preferable to perform hot rolling at a high temperature.
  • the end temperature of the finish rolling is important in terms of controlling the metal structure of the steel sheet. If the end temperature of the finish rolling is low, recrystallization is suppressed and the metal structure becomes non-uniform, and the strength and/or hole expandability may decrease. For this reason, the end temperature of the finish rolling is set to 900°C or higher. On the other hand, if the end temperature of the finish rolling is high, the austenite becomes coarse and the proportion of ferrite becomes small, and the desired three-phase structure cannot be obtained. Therefore, the end temperature of the finish rolling is set to 1000°C or lower.
  • the finish-rolled steel sheet is cooled to an intermediate air-cooling temperature of 620 to 700 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more, and then air-cooled for 5 to 10 seconds at an average cooling rate of 2 ° C./s or more and less than 10 ° C./s.
  • an intermediate air-cooling temperature of 620 to 700 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./s or more, ferrite can be precipitated in a desired ratio and TiC precipitates having a desired diameter can be formed in the ferrite.
  • the intermediate air-cooling temperature is more than 700 ° C.
  • the average cooling rate to the intermediate air-cooling temperature is less than 10 ° C./s, the ferrite transformation proceeds too much, and it becomes impossible to form a three-phase structure containing ferrite, bainite, and martensite in a specific ratio in the finally obtained hot-rolled steel sheet.
  • the intermediate air-cooling temperature is more than 700 ° C., a relatively large number of coarse TiC precipitates are precipitated, and the desired precipitation strengthening in the ferrite may not be obtained.
  • the average cooling rate to the intermediate air-cooling temperature of 620 to 700 ° C. is preferably 20 ° C./sec or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but for example, the average cooling rate may be 30 ° C./sec or less.
  • the intermediate air-cooling temperature is less than 600 ° C.
  • ferrite cannot be sufficiently precipitated, and similarly, a three-phase structure containing ferrite, bainite, and martensite in a specific ratio cannot be formed in the finally obtained hot-rolled steel sheet.
  • the intermediate air-cooling temperature is less than 600 ° C.
  • TiC precipitates having a desired diameter cannot be formed in a sufficient number density even by the subsequent air-cooling, and as a result, the effect of improving the hardness of ferrite by precipitation strengthening cannot be sufficiently obtained.
  • the average cooling rate and time in air cooling after cooling to an intermediate air cooling temperature of 620 to 700 ° C are important for precipitating ferrite in a desired ratio and forming TiC precipitates having a desired diameter in the ferrite.
  • the temperature range of ferrite transformation is in a relatively high temperature range of 620 to 700 ° C, it is possible to precipitate ferrite in a desired ratio and to cause the TiC precipitates precipitated in the ferrite to grow in grains. This is advantageous because it is possible to increase the amount of precipitation strengthening of ferrite by growing the grains of TiC precipitates to a certain extent.
  • ferrite is precipitated in a desired ratio
  • TiC is precipitated in the ferrite
  • the TiC precipitates are appropriately grown in grains to finally have a diameter of 1.0 to 5.0 nm and a number density of 1.0 ⁇ 10 16 to 100.0 ⁇ 10 16 / cm 3 .
  • the hardness of ferrite can be increased by precipitation strengthening, and the difference in hardness in the three-phase structure can be reduced to significantly improve the hole expandability.
  • the above air cooling control is a very important operation not only for precipitation strengthening of ferrite by TiC precipitates, but also for precipitating carbides, nitrides and/or carbonitrides of Nb in ferrite to grow the grains, and for fully exerting the pinning effect of such precipitates to refine the ferrite grains and thereby achieve high strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the steel sheet after the intermediate cooling is primarily cooled at an average cooling rate of 10 to 20°C/s for 1 to 3 seconds, then secondary cooled at an average cooling rate of 25°C/s or more to 200°C or less, and then coiled.
  • Such two-stage cooling allows bainite to be properly precipitated mainly in the primary cooling at a relatively slow average cooling rate, and similarly allows martensite to be properly precipitated mainly in the secondary cooling at a relatively fast average cooling rate, so that a three-phase structure containing ferrite, bainite, and martensite in specific ratios can be formed in the finally obtained hot-rolled steel sheet.
  • the average cooling rate of the primary cooling is less than 10°C/s, or the average cooling rate is more than 20°C/s, such primary cooling is substantially eliminated and one-stage cooling consisting of only secondary cooling is performed, bainite cannot be properly precipitated, and therefore a three-phase structure consisting of ferrite, bainite, and martensite cannot be formed in the finally obtained hot-rolled steel sheet.
  • the tensile strength in the L direction of the hot rolled steel sheet tends to be lower than the tensile strength in the C direction, i.e., the anisotropy of the tensile strength in the L direction and the C direction becomes significant.
  • the average cooling rate of the primary cooling is 12 to 18° C./sec.
  • the average cooling rate of the secondary cooling is 27°C/sec or more.
  • the average cooling rate may be 50°C/sec or less or 40°C/sec or less.
  • the coiling temperature is, for example, 100°C or more.
  • the microstructure is composed of a three-phase structure consisting of ferrite: 60-80%, bainite: 15-30%, and martensite: 3-10%, in terms of area ratio, so that the tensile strength of the hot-rolled steel sheet can be achieved with a high strength of 780 MPa or more, while the anisotropy of the strength in the L direction and C direction of the tensile strength can be significantly reduced.
  • hot-rolled steel sheets according to the embodiments of the present invention were manufactured under various conditions, and the tensile strength (TS), total elongation (EL), hole expansion ratio ( ⁇ ), and strength anisotropy of the obtained hot-rolled steel sheets were investigated.
  • molten steel was cast by continuous casting to form slabs having various chemical compositions shown in Table 1, and these slabs were heated under the conditions shown in Table 2, and then hot-rolled. Hot rolling was performed by rough rolling and finish rolling, and the end temperature of the finish rolling was as shown in Table 2.
  • the finish-rolled steel plate was intermediately cooled under the conditions shown in Table 2, and the intermediately cooled steel plate was primarily cooled for 2 seconds under the conditions shown in Table 2, then secondarily cooled and coiled to obtain a hot-rolled steel plate having a plate thickness of 3.2 mm.
  • the properties of the resulting hot-rolled steel sheets were measured and evaluated using the following methods.
  • Tensile strength (TS) and total elongation (EL) Tensile strength (TS) and total elongation (EL) were measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece was parallel to the rolling direction perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet (C direction) and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011. The tensile strength obtained here is also called C direction TS.
  • Hot-rolled steel sheets with a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, a hole expansion ratio ( ⁇ ) of 50% or more, and a passing evaluation of strength anisotropy were evaluated as hot-rolled steel sheets with improved hole expansion and reduced strength anisotropy despite their high strength.
  • TS tensile strength
  • ⁇ hole expansion ratio
  • Table 3 The results are shown in Table 3.
  • Comparative Example 42 the end temperature of the finish rolling was high, which is thought to have caused the austenite to coarsen and the proportion of ferrite to decrease. As a result, the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of strength increased.
  • Comparative Example 43 the end temperature of the finish rolling was low, which resulted in an uneven metal structure and a decrease in TS and ⁇ .
  • Comparative Example 44 the intermediate air-cooling temperature was high, which caused the ferrite transformation to proceed too far, and the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of strength increased.
  • Comparative Example 45 the intermediate air-cooling temperature was low, which resulted in the inability to sufficiently precipitate ferrite, and similarly the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of strength increased.
  • the intermediate air-cooling temperature was low, so TiC precipitates having the desired diameter could not be formed at a sufficient number density even after subsequent air-cooling. As a result, the effect of improving the hardness of ferrite by precipitation strengthening could not be fully obtained, and ⁇ decreased.
  • Comparative Example 46 the intermediate cooling time was long, so that ferrite was excessively precipitated and the ratio of the hard phase was low, and as a result, the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of the strength became significant and the desired tensile strength could not be achieved.
  • Comparative Example 47 the intermediate cooling time was short, so that ferrite could not be sufficiently precipitated, and as a result, the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of the strength became large.
  • Comparative Example 48 the average cooling rate of the first cooling in the cooling process was fast, so that bainite could not be properly precipitated, and as a result, the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of the strength became large.
  • Comparative Examples 52 and 55 the TS was decreased due to the low C and Mn contents, respectively.
  • the C content was high, so the desired three-phase structure was not obtained, and the anisotropy of the strength increased.
  • Comparative Example 54 the Si content was high, so the surface roughness of the hot-rolled steel sheet increased due to Si scale, and the anisotropy of the strength increased due to the failure to obtain the desired three-phase structure.
  • Comparative Example 56 the Mn content was high, so it is considered that the diffusion coefficient of C was decreased and the diameter of the TiC precipitates was reduced. As a result, the effect of improving the hardness of ferrite due to precipitation strengthening based on TiC precipitates could not be fully obtained, and ⁇ decreased.
  • Comparative Example 57 the Ti content was low, so Ti precipitates could not be formed at a sufficient number density, and ⁇ decreased.
  • Comparative Example 58 the Ti content was high, so the number density of the TiC precipitates decreased due to the coarsening of the TiC precipitates, and ⁇ also decreased.
  • Comparative Examples 59 and 61 the Nb and Al contents were low, respectively, so the desired three-phase structure was not obtained, and the strength anisotropy was large.
  • the Nb content was low, so the pinning effect of carbides and the like was not sufficiently obtained, and it is believed that this is related to the fact that ferrite transformation was not promoted.
  • Comparative Example 60 the Nb content was high, so it is believed that coarse carbides and the like were formed in the steel, and the desired three-phase structure was not obtained. As a result, TS was reduced and the strength anisotropy was large.
  • Comparative Example 62 the Al content was high, so it is believed that coarse oxides were formed, and the desired three-phase structure was not obtained. As a result, TS was reduced and the strength anisotropy was large.
  • the area ratio of the microstructure is 60-80% ferrite, 15-30% bainite, and 3-10% martensite, and the anisotropy of the strength is significantly reduced while achieving a high strength of tensile strength of 780 MPa or more.
  • TiC precipitates having a diameter of 1.0-5.0 nm are present in the ferrite at a number density of 1.0 x 10 16 to 100.0 x 10 16 pieces/cm 3 , thereby precipitation strengthening the ferrite, thereby reducing the hardness difference in the three-phase structure and significantly improving the hole expandability.
  • the area ratio of the residual structure was 0% in many of the invention examples, but when the residual structure was present, the residual structure was pearlite.

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Abstract

所定の化学組成を有し、面積率で、フェライト：６０～８０％、ベイナイト：１５～３０％、及びマルテンサイト：３～１０％を含み、フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在しているミクロ組織を有し、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする熱間圧延鋼板が提供される。

Description

熱間圧延鋼板
　本発明は、熱間圧延鋼板に関する。
　近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
　一方、自動車部材の多くはプレス成形によって作られている。一般に、高強度化とともに鋼板の成形性は低下し、例えば、延性などの特性が低下することが知られている。
　これに関連して、例えば、特許文献１では、鋼組織がフェライト相とマルテンサイト相からなり、前記フェライト相中に炭窒化物が相間界面析出により析出されており、前記フェライト相の４０％以上の領域における相間界面析出の析出面の面間隔が２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であること特徴とする高強度薄鋼板が記載されている。また、特許文献１では、フェライト相中の析出物による析出強化により、充分な強度を確保でき、加えて、マルテンサイト相との混合組織化により、高い疲労特性を確保しつつ、混合組織特有の高い延性を得ることが可能になると教示されている。
特開２０１１－２２５９３５号公報
　上記のとおり、高強度化とともに鋼板の成形性は低下し、延性以外にも、穴広げ性などの特性が低下することが知られている。穴広げ性が低下すると、例えば、自動車の足回り部材などにおいて所望の部材形状に成形することができない場合がある。このため、高強度鋼板の開発においては、用途に応じた特性を一定以上確保しつつ高強度化を図ることが重要である。また、高強度鋼板は、鋳造されたスラブに熱間圧延を施すことにより製造されるが、当該熱間圧延に関連して圧延方向（Ｌ方向）の強度とそれに直角な幅方向（Ｃ方向）の強度との間で強度の異方性を持つ場合があることが知られている。強度の異方性が大きくなると、一般に鋼板の加工性が低下するため問題となる。
　本発明は、上記に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、新規な構成により、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性が改善されかつ強度の異方性が低減された熱間圧延鋼板を提供することにある。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、特に熱間圧延鋼板のミクロ組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、所定の化学組成を有する熱間圧延鋼板のミクロ組織を、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織から構成することで、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、強度の異方性を改善することができること、さらにはフェライト中に適度な直径を有するＴｉＣ析出物を所定の個数密度で存在させることでフェライトを析出強化し、それによって３相組織の硬度差を小さくして穴広げ性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．０１０～０．１００％、
　Ｓｉ：０．０１～０．１０％、
　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
　Ｔｉ：０．０５０～０．２００％、
　Ｎｂ：０．０１０～０．０２０％、
　Ａｌ：０．１００～１．０００％、
　Ｐ：０．１０００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｉ：０～２．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｃｏ：０～２．０００％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～２．０００％、
　Ｗ：０～１．００００％、
　Ｔａ：０～１．００００％、
　Ｓｎ：０～１．００００％、
　Ｓｂ：０～１．００００％、
　Ａｓ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　Ｈｆ：０～０．０１００％、
　Ｂｉ：０～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト：６０～８０％、
　ベイナイト：１５～３０％、及び
　マルテンサイト：３～１０％を含み、
　フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在しているミクロ組織を有し、
　７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする、熱間圧延鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｉ：０．００１～２．０００％、
　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｃｏ：０．００１～２．０００％、
　Ｖ：０．００１～１．０００％、
　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
　Ｗ：０．０００１～１．００００％、
　Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
　Ｓｎ：０．０００１～１．００００％、
　Ｓｂ：０．０００１～１．００００％、
　Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｈｆ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｂｉ：０．０００１～０．０１００％、及び
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
　本発明によれば、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性が改善されかつ強度の異方性が低減された熱間圧延鋼板を提供することができる。
＜熱間圧延鋼板＞
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０１０～０．１００％、
　Ｓｉ：０．０１～０．１０％、
　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
　Ｔｉ：０．０５０～０．２００％、
　Ｎｂ：０．０１０～０．０２０％、
　Ａｌ：０．１００～１．０００％、
　Ｐ：０．１０００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｉ：０～２．０００％、
　Ｍｏ：０～１．０００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｃｏ：０～２．０００％、
　Ｖ：０～１．０００％、
　Ｃｕ：０～２．０００％、
　Ｗ：０～１．００００％、
　Ｔａ：０～１．００００％、
　Ｓｎ：０～１．００００％、
　Ｓｂ：０～１．００００％、
　Ａｓ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｚｒ：０～０．０１００％、
　Ｈｆ：０～０．０１００％、
　Ｂｉ：０～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト：６０～８０％、
　ベイナイト：１５～３０％、及び
　マルテンサイト：３～１０％を含み、
　フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在しているミクロ組織を有し、
　７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴としている。
　先に述べたとおり、鋼板の高強度化とともに穴広げ性などの特性が低下することや、鋼板製造時の熱間圧延に関連して圧延方向（Ｌ方向）の強度とそれに直角な幅方向（Ｃ方向）の強度との間で強度の異方性を持つ場合があることが知られている。強度の異方性についてより詳しく説明すると、鋼板製造時の熱間圧延によって得られる非等方的なミクロ組織に起因して、圧延方向（Ｌ方向）とそれに直角な幅方向（Ｃ方向）との間で引張強さが異なる傾向があり、一般的には、熱間圧延鋼板におけるＬ方向の引張強さがＣ方向の引張強さに比べて低くなるような強度の異方性を示す傾向がある。穴広げ性を向上させるとともに、このような強度の異方性を低減することで、自動車等の用途で使用される高強度鋼板の加工性を大きく改善することができるものの、鋼板の高強度化とこれら特性の改善との両立を図ることは一般に非常に困難である。そこで、本発明者らは、熱間圧延鋼板の化学組成を適切なものとすることに加えて、特に当該熱間圧延鋼板のミクロ組織に着目して検討を行った。まず、本発明者らは、所定の化学組成を有する熱間圧延鋼板のミクロ組織を、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織、より具体的には面積率で、フェライト：６０～８０％、ベイナイト：１５～３０％、及びマルテンサイト：３～１０％からなる３相組織によって構成することで、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトによって主として構成されるＤＰ鋼（複合組織鋼）の場合と比較して、強度の異方性を顕著に低減することができることを見出した。さらに、本発明者らは、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる３相組織の場合、各相の硬度差が比較的大きく、このような硬度差に起因して穴広げ性が低下する可能性があることから、３相組織における硬度差の低減という観点から穴広げ性の向上を検討した。その結果、本発明者らは、３相組織中で最も軟質のフェライトを析出強化すること、より具体的にはフェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物を１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在させることでフェライトを析出強化することにより、３相組織における硬度差を低減することができることを見出した。その結果として、本発明者らは、強度の異方性を低減するために比較的硬度差が大きくなりやすい３相組織によってミクロ組織を構成したにもかかわらず、特定の直径及び個数密度のＴｉＣ析出物を利用した析出強化によってフェライトの硬度を高めることで、強度の異方性の低減と穴広げ性の向上を同時に達成できることを見出した。
　何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、上記のような３相組織の場合には、軟質のフェライト中に異なる硬質組織であるベイナイトとマルテンサイトが分散することで、ＤＰ鋼のような２相組織の場合と比較して、より等方的な組織になると考えられる。また、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、Ｎｂを含有していることから、これが鋼中で炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、それらのピン止め効果によってフェライト変態が促進されるとともに、フェライト粒が微細化されるものと考えられる。３相組織の主相を構成するフェライト粒の微細化は、熱間圧延鋼板全体としての強度の向上に寄与するだけでなく、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる３相組織の硬度差を小さくすることにも寄与すると考えられる。その結果として、本発明の実施形態によれば、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、穴広げ性の向上と強度の異方性の低減を達成することができる。したがって、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、高強度と優れた加工性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。
　以下、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．０１０～０．１００％］
　Ｃは、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｃは、フェライト中でＴｉ及びＮｂと炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、形成した析出物に基づくフェライトの析出強化や、当該析出物のピン止め効果によるフェライト粒の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。Ｃ含有量は０．０１２％以上、０．０１５％以上、０．０１８％以上、０．０２０％以上又は０．０２２％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、伸びが低下する場合がある。また、所望の３相組織が得られず、強度の異方性を十分に低減できない場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。Ｃ含有量は０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１～０．１０％］
　Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上、０．０４％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、Ｓｉスケールと呼ばれる表面品質不良を発生する場合がある。また、Ｓｉスケールにより熱間圧延鋼板の表面粗度が増すことがあり、加えてＳｉを過度に含有することでフェライト量が増加し、所望の３相組織が得られないことがある。これらに起因して、Ｌ方向とＣ方向の引張強さにおける強度の異方性が顕著となる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．０９％以下、０．０８％以下、０．０７％以下又は０．０６％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．５０～３．００％］
　Ｍｎは、焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．８０％以上、１．００％以上、１．２０％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、Ｃの拡散係数が低下するため、ＴｉＣ析出物の直径が小さくなり、ＴｉＣ析出物に基づく析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下又は２．００％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０．０５０～０．２００％］
　Ｔｉは、炭化物であるＴｉＣ析出物をフェライト中に形成して析出強化により当該フェライトの硬度を高める作用を有する。このような効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．０５０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０６０％以上、０．０８０％以上、０．１００％以上又は０．１２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、ＴｉＣ析出物が粗大となり、フェライトにおける所望の析出強化を得ることができない場合がある。加えて、ＴｉＣ析出物の粗大化に伴い、ＴｉＣ析出物の個数密度も低下することから、この場合には析出強化によってフェライトの硬度を十分に高めることができなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．１９０％以下、０．１８０％以下、０．１６０％以下又は０．１４０％以下であってもよい。
［Ｎｂ：０．０１０～０．０２０％］
　Ｎｂは、鋼中に炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成してピン止め効果により組織の微細化に寄与する元素である。ピン止め効果によりオーステナイト粒の粗大化が抑制され、フェライト変態が促進されるとともにフェライト粒を微細化することができる。フェライト粒の微細化は、鋼板の高強度化だけでなく、３相組織の硬度差の低減にも寄与する。Ｎｂ含有量が少ないと、これらの効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０１２％以上、０．０１３％以上又は０．０１５％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、鋼中に粗大な炭化物等が生成して鋼板の強度が低下する場合がある。加えて、粗大な炭化物が生成することでピン止め効果が十分に発揮されず、所望の３相組織を得ることができない場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０１８％以下又は０．０１６％以下であってもよい。
［Ａｌ：０．１００～１．０００％］
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。Ａｌ含有量が少ないと、このような効果を十分に得ることができないか及び／又は所望の３相組織を得ることができない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以上とする。Ａｌ含有量は０．１２０％以上、０．１５０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、粗大な酸化物が形成し、強度が低下するか及び／又は所望の３相組織を得ることができない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下又は０．４００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１０００％以下］
　Ｐは、過度に含有すると溶接性などに不利に影響する場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１０００％以下とする。Ｐ含有量は０．０８００％以下、０．０５００％以下、０．０３００％以下又は０．０２５０％以下であってもよい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
　Ｓは、過度に含有するとＭｎＳが多く生成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、過度に含有すると粗大な窒化物を形成し、靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００５０％以であってもよい。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０００１％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。Ｏ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、０．０００１％未満に低減するためには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該熱間圧延鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、熱間圧延鋼板は、Ｎｉ：０～２．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｏ：０～２．０００％、Ｖ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～２．０００％、Ｗ：０～１．００００％及びＴａ：０～１．００００％のうち少なくとも１種を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｓｎ：０～１．００００％、Ｓｂ：０～１．００００％及びＡｓ：０～０．０１００％のうち少なくとも１種を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％及びＨｆ：０～０．０１００％のうち少なくとも１種を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｂｉ：０～０．０１００％を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、ＲＥＭ：０～０．０１００％を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｎｉ：０～２．０００％］
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び／又は耐食性の向上に寄与する元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上、０．０３０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｎｉ含有量は２．０００％以下であることが好ましく、１．５００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１５０％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｍｏ：０～１．０００％］
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、耐食性の向上にも寄与する元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、熱間加工時の変形抵抗が増大し、設備負荷が大きくなる場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０８０％以下であってもよい。
［Ｃｒ：０～２．０００％］
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び／又は耐食性の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上、０．０３０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．０００％以下であることが好ましく、１．５００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１５０％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｂ：０～０．０１００％］
　Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００２％以上、０．０００３％以上又は０．０００５％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、靭性及び／又は溶接性が低下する場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００５０％以下、０．００３０％以下、０．００１５％以下又は０．００１０％以下であってもよい。
［Ｃｏ：０～２．０００％］
　Ｃｏは、焼入れ性及び／又は耐熱性の向上に寄与する元素である。Ｃｏ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、熱間加工性が低下する場合があり、原料コストの増加にも繋がる。したがって、Ｃｏ含有量は２．０００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は１．５００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｖ：０～１．０００％］
　Ｖは、析出強化等により強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．０１０％以上、０．０３０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有すると、多量の析出物が生成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｖ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１００％以下又は０．０８０％以下であってもよい。
［Ｃｕ：０～２．０００％］
　Ｃｕは、強度及び／又は耐食性の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、靭性や溶接性の劣化を招く場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．０００％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は１．５００％以下、１．０００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．１５０％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｗ：０～１．００００％］
　Ｗは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．００１０％以上、０．００２０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。したがって、Ｗ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．８０００％以下、０．５０００％以下、０．２０００％以下、０．１０００％以下又は０．０５００％以下であってもよい。
［Ｔａ：０～１．００００％］
　Ｔａは、炭化物の形態制御と鋼板強度の向上に有効な元素である。Ｔａ含有量は０％でもよいが、これらの効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００１０％以上、０．００２０％以上又は０．００５０％以であってもよい。一方、Ｔａを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。このため、Ｔａ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．８０００％以下、０．５０００％以下、０．２０００％以下、０．１０００％以下又は０．０５００％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０～１．００００％］
［Ｓｂ：０～１．００００％］
　Ｓｎ及びＳｂは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｓｎ及びＳｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｎ及びＳｂ含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１０％以上、０．００２０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ及びＳｂを過度に含有すると、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ｓｎ及びＳｂ含有量はそれぞれ１．００００％以下であることが好ましく、０．８０００％以下、０．５０００％以下、０．３０００％以下、０．１０００％以下又は０．０５００％以下であってもよい。
［Ａｓ：０～０．０１００％］
　Ａｓは、耐食性の向上に有効な元素である。Ａｓ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ａｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ａｓを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ａｓ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
［Ｍｇ：０～０．０１００％］
［Ｃａ：０～０．０１００％］
［Ｚｒ：０～０．０１００％］
［Ｈｆ：０～０．０１００％］
　Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ及びＨｆは、硫化物の形態を制御することができる元素である。Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ及びＨｆ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、これら元素の含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ及びＨｆ含有量はそれぞれ０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
［Ｂｉ：０～０．０１００％］
　Ｂｉは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｂｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｂｉを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
　ＲＥＭは、硫化物の形態を制御することができる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、ＲＥＭを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、熱間圧延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　本発明の実施形態に係る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、当該熱間圧延鋼板の化学組成は、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及び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。
［ミクロ組織］
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のミクロ組織は、面積率で、フェライト：６０～８０％、ベイナイト：１５～３０％、及びマルテンサイト：３～１０％から構成される。熱間圧延鋼板のミクロ組織をこのような３相組織によって構成することで、例えば、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトによって主として構成されるＤＰ鋼の場合と比較して、熱間圧延鋼板のＬ方向とＣ方向の引張強さにおける強度の異方性を顕著に低減することが可能となる。加えて、これら３つの組織を上記のような特定の面積率で含むことにより、７８０ＭＰａ以上の高い引張強さを維持しつつ、穴広げ性に関連して後で詳しく説明する各相の硬度差を適切に低減することも可能となる。例えば、フェライトの面積率が小さいと、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの割合が高くなり、後で詳しく説明するフェライトの析出強化によっても各相の硬度差、より具体的にはフェライトとマルテンサイトの硬度差を適切に低減することができなくなり、所望の穴広げ性を達成することができない場合がある。したがって、フェライトの面積率は６０％以上とし、例えば６２％以上、６５％以上又は６８％以上であってもよい。一方で、フェライトの面積率が高くなると、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの割合が低くなり、その結果として７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができない場合がある。したがって、フェライトの面積率は８０％以下とし、例えば７８％以下、７５％以下又は７２％以下であってもよい。
　引張強さを向上させる観点からは、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの面積率は高い方が好ましい。このような観点から、例えば、ベイナイトの面積率は１８％以上、２０％以上又は２２％以上であってもよい。同様に、マルテンサイトの面積率は３％超、３．１％以上、３．２％以上、３．３％以上、３．５％以上、３．８％以上、４％以上、４．５％以上、５％以上又は６％以上であってもよい。一方で、各相の硬度差を低減して穴広げ性を向上させる観点からは、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は低い方が好ましい。このような観点から、例えば、ベイナイトの面積率は２８％以下、２６％以下又は２４％以下であってもよい。同様に、マルテンサイトの面積率は９％以下、８％以下又は７％以下であってもよい。
［残部組織］
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のミクロ組織は、上記のとおり、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトから構成され、それら以外の組織（残部組織）を含まないか又は実質的に含まない。「実質的に含まない」とは、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト以外の残部組織の面積率が３％以下であることを意味するものである。したがって、残部組織の面積率は０～３％であり、例えば０～１．５％、０～１％又は０～０．５％であってもよい。言い換えると、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率は９７～１００％であり、例えば９８．５～１００％、９９～１００％又は９９．５～１００％であってもよい。残部組織が存在する場合には、当該残部組織は、例えばパーライトである。
［ミクロ組織の同定及び面積率の算出］
　組織観察は、走査型電子顕微鏡で行う。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を３０００倍とし、表面から板厚の１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント法で求める。得られた組織画像に対して、縦３μｍかつ横４μｍの間隔で並ぶ格子点を計１００点定め、格子点の下に存在する組織を判別し、１０枚の平均値から鋼材に含まれる組織比率を求める。フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。また、多量の固溶炭素を含むマルテンサイトは他の組織に比べてエッチング時の腐食減量が小さく、エッチング後の観察視野においてその高さは他の組織に比べて相対的に高くなる。このため、他の組織よりも相対的に白く見えることから、マルテンサイトとその他の組織を区別することができる。フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト以外の組織が存在する場合には、１００％からフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を差し引くことによって残部組織の面積率を決定する。残部組織を具体的に同定する必要はないが、残部組織がパーライト等を含む場合には、パーライトはセメンタイトがラメラ状に析出した特有の組織を有するため、走査型電子顕微鏡により識別可能である。
［フェライト中の直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物の個数密度：１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3］
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板においては、フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在している。直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物をこのような個数密度でフェライト中に存在させることで、析出強化によりフェライトの硬度を高めることができる。より具体的には、フェライトの硬度を高めて、最も硬質のマルテンサイトとの硬度差を小さくすることで、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトから構成される３相組織中の各相の硬度差を小さくすることができ、その結果として熱間圧延鋼板の穴広げ性を顕著に改善することが可能となる。ＴｉＣ析出物の直径が１．０ｎｍよりも小さいと、当該ＴｉＣ析出物が転位運動の障害物として十分に作用することができず、それゆえ析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができない。一方で、ＴｉＣ析出物の直径が大きすぎても、フェライトにおける所望の析出強化を得ることができない場合がある。
　何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、これは、ＴｉＣ析出物が粗大となることで転位運動との関係で強化機構が変化し、例えば転位線がＴｉＣ析出物を横切って通過するのではなく、粗大なＴｉＣ析出物の周りに転位線のループを残して通過するようになり、析出強化量としては小さくなってしまうためと考えられる。加えて、ＴｉＣ析出物の粗大化に伴い、当該ＴｉＣ析出物の個数密度も大きく低下してしまうため、析出強化によってフェライトの硬度を十分に高めることができなくなる。したがって、析出強化によってフェライトの硬度を効果的に高めるためには、ＴｉＣ析出物の直径は１．０～５．０ｎｍの範囲に制御することが有効であり、析出強化によってフェライトの硬度を所望のレベルまで向上させるためには、このような直径を有するＴｉＣ析出物の個数密度を所定の範囲内に制御することが重要となる。このような観点から、直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物を、上記のとおりフェライト中に１．０×１０16個／ｃｍ3以上の個数密度で存在させる必要がある。フェライトの硬度向上効果をさらに高めるためには、当該個数密度は高いほど好ましく、例えば２．０×１０16個／ｃｍ3以上、５．０×１０16個／ｃｍ3以上、１０．０×１０16個／ｃｍ3以上又は２０．０×１０16個／ｃｍ3以上であってもよい。一方で、個数密度が高くなりすぎると、ＴｉＣ析出物の直径を所望の範囲内に制御することが困難になる。したがって、個数密度は１００．０×１０16個／ｃｍ3以下とし、例えば８０．０×１０16個／ｃｍ3以下又は５０．０×１０16個／ｃｍ3以下であってもよい。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板では、後で詳しく説明する三次元アトムプローブ測定法によって測定した場合に、直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度でフェライト中に存在していればよく、それゆえ上記の直径及び個数密度の要件を満足する限り、例えば粗大なＴｉＣ析出物がフェライト中に存在していてもよい。
［ＴｉＣ析出物の直径及び個数密度の算出］
　ＴｉＣ析出物の直径及び個数密度の算出は、三次元アトムプローブ測定法により以下のようにして行われる。まず、測定対象の試料から、切断及び電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法と併せて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製する。三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。Ｎａ－Ｃｌ構造の微細ＴｉＣ析出物の場合、単位格子は４．３３Åであるため、ＴｉとＴｉの原子間距離は４．３３×√２＝６．１Åとする。そこで、ほぼ同一座標位置（７Å以下）にＴｉ原子が複数存在している場合には、これらのＴｉ原子は同一の析出物中にあると判断し、この同一の析出物中にあると判断されたＴｉ原子の個数をカウントし、この個数が５０個以上存在した場合に、この析出物を微細ＴｉＣ析出物と定義する。上記微細ＴｉＣ析出物の直径は、観察した微細Ｔｉ析出物を構成するＴｉの原子の数と微細Ｔｉ析出物の格子定数から、微細Ｔｉ析出物を球状と仮定して算出した円相当直径とする。三次元アトムプローブ測定法で得られた微細ＴｉＣ析出物のＴｉ原子の個数を用いて、当該微細ＴｉＣ析出物の直径（円相当直径）Ｒを求める方法を以下に示す。三次元アトムプローブ測定法で対象サンプルの全ての原子の数Ｎを測定するが、実際には、三次元アトムプローブ測定法では対象サンプルの全ての原子の数Ｎを検出することはできない。各装置固有の原子の検出率α（＝検出した原子の数／原子の総数）があるため、実際の測定値ｎから存在したであろう原子の数Ｎを算出する。すなわち、原子の総数Ｎ＝ｎ／αである。次に、この原子の総数Ｎに対して、Ｎａ－Ｃｌ構造のＴｉＣ析出物は単位格子に８個のＴｉ原子が存在するとし、また、Ｎａ－Ｃｌ構造の格子定数ａを４．３３Åとして、下記式にてＴｉＣ析出物の直径（円相当直径）Ｒを算出する。
　　　ＴｉＣ析出物の直径Ｒ＝｛（６／８）・（１／π）・Ｎ・ａ3｝(1/3)
　最後に、ＴｉＣ析出物の個数密度を、測定視野を分母とし、微細ＴｉＣ析出物の数を分子として算出する。
［板厚］
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、特に限定されないが、一般的には１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。例えば、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上若しくは２．０ｍｍ以上であってもよく、及び／又は５．０ｍｍ以下若しくは４．０ｍｍ以下であってもよい。
［機械的特性］
［引張強さ：ＴＳ］
　上記の化学組成及びミクロ組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは８５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以上又は９８０ＭＰａ以上である。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板によれば、このような非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、上で説明した化学組成とミクロ組織の特定の組み合わせにより、穴広げ性の向上と強度の異方性の低減を両立することができる。引張強さの上限は特に限定されないが、例えば、熱間圧延鋼板の引張強さは１４７０ＭＰａ以下、１２５０ＭＰａ以下、１１８０ＭＰａ以下又は１０８０ＭＰａ以下であってもよい。引張強さは、試験片の長手方向が熱間圧延鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。
［全伸び：ＥＬ］
　上記の化学組成及びミクロ組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さに加えて、全伸びを改善することもでき、より具体的には１６．０％以上の全伸びを達成することができる。全伸びは、好ましくは１８．０％以上、より好ましくは２０．０％以上、最も好ましくは２２．０％以上である。上限は特に限定されないが、例えば、全伸びは３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。全伸びは、試験片の長手方向が熱間圧延鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。
（穴広げ率：λ）
　上記の化学組成及びミクロ組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い穴広げ性、具体的には５０％以上の穴広げ率を達成することができる。穴広げ率は、好ましくは５５％以上、６０％以上又は６５％以上であってもよい。穴広げ率の上限は特に限定されないが、例えば、穴広げ率は１２０％以下、１１０％以下又は１００％以下であってもよい。穴広げ率は以下のようにして決定される。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率λ（％）を求める。この穴広げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ率λとして決定する。
　　　λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝
＜熱間圧延鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の製造方法は、
　熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１１００～１３００℃の温度に加熱し、次いで仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の終了温度が９００～１０００℃である熱間圧延工程、
　仕上げ圧延された鋼板を１０℃／秒以上の平均冷却速度で６２０～７００℃の中間空冷温度まで冷却し、次いで２℃／秒以上、１０℃／秒未満の平均冷却速度で５～１０秒間にわたり空冷する中間冷却工程、及び
　中間冷却された鋼板を１０～２０℃／秒の平均冷却速度で１～３秒間にわたり１次冷却し、次いで２５℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで２次冷却して巻き取る冷却工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［熱間圧延工程］
［スラブの加熱］
　まず、熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが加熱される。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。使用されるスラブは、高強度鋼板を得るために合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に加熱して合金元素をスラブ中に固溶させる必要がある。加熱温度が１１００℃未満であると、合金元素がスラブ中に十分に固溶せずに粗大な合金炭化物が残り、熱間圧延中に脆化割れを生じる場合がある。このため、加熱温度は１１００℃以上であることが好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から１３００℃以下であることが好ましい。
［粗圧延］
　本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［仕上げ圧延］
　加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。上記のように使用されるスラブは合金元素を比較的多く含有しているため、熱間圧延の際に圧延荷重を大きくする必要がある。このため、熱間圧延は高温で行われることが好ましい。特に仕上げ圧延の終了温度は、鋼板の金属組織の制御の点で重要である。仕上げ圧延の終了温度が低いと、再結晶が抑制されて金属組織が不均一となり、強度及び／又は穴広げ性が低下する場合がある。このため、仕上げ圧延の終了温度は９００℃以上とする。一方で、仕上げ圧延の終了温度が高いと、オーステナイトが粗大化してフェライトの割合が小さくなり、所望の３相組織が得られない。したがって、仕上げ圧延の終了温度は１０００℃以下とする。
［中間冷却工程］
　仕上げ圧延された鋼板は、次の中間冷却工程において、１０℃／秒以上の平均冷却速度で６２０～７００℃の中間空冷温度まで冷却され、次いで２℃／秒以上、１０℃／秒未満の平均冷却速度で５～１０秒間にわたり空冷される。１０℃／秒以上の平均冷却速度で６２０～７００℃の中間空冷温度まで冷却することで、フェライトを所望の割合で析出させるとともに、当該フェライト中に所望の直径を有するＴｉＣ析出物を形成することができる。一方で、中間空冷温度が７００℃超であるか又は当該中間空冷温度までの平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、フェライト変態が進行しすぎてしまい、最終的に得られる熱間圧延鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織を形成することができなくなる。加えて、中間空冷温度が７００℃超であると、粗大なＴｉＣ析出物が比較的多く析出してしまい、フェライトにおける所望の析出強化を得ることができない場合がある。６２０～７００℃の中間空冷温度までの平均冷却速度は好ましくは２０℃／秒以上である。上限は特に限定されないが、例えば、当該平均冷却速度は３０℃／秒以下であってもよい。一方で、中間空冷温度が６００℃未満であると、フェライトを十分に析出させることができず、同様に最終的に得られる熱間圧延鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織を形成することができなくなる。加えて、中間空冷温度が６００℃未満であると、その後の空冷によっても所望の直径を有するＴｉＣ析出物を十分な個数密度において形成することができず、その結果として析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができなくなる。
　６２０～７００℃の中間空冷温度まで冷却後の空冷における平均冷却速度及び時間も同様に、フェライトを所望の割合で析出させ、当該フェライト中に所望の直径を有するＴｉＣ析出物を形成するために重要である。まず、フェライト変態の温度域が６２０～７００℃の比較的高い温度域にある場合、フェライトを所望の割合で析出させるとともに当該フェライト中に析出するＴｉＣ析出物を粒成長させることが可能である。ＴｉＣ析出物をある程度まで粒成長させることでフェライトの析出強化量を高めることができるので有利である。しかしながら、６２０～７００℃の中間空冷温度であっても、空冷の平均冷却速度が２℃／秒未満であると、粗大なＴｉＣ析出物が比較的多く析出してしまい、フェライトにおける所望の析出強化を得ることができなくなる。一方で、空冷ではなく水冷等の強制冷却を行うと、所望の直径を有するＴｉＣ析出物を十分な個数密度において形成することができず、その結果として析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができなくなる。また、空冷の時間が５秒未満であると、フェライトを十分に析出させることができず、最終的に得られる熱間圧延鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織を形成することができなくなる。一方で、空冷の時間が１０秒超であると、フェライトが過度に析出して硬質相の割合が低くなり、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が顕著となるとともに所望の引張強さを達成できない場合がある。これに対し、６２０～７００℃の中間空冷温度まで冷却された鋼板を２℃／秒以上の平均冷却速度で５～１０秒間空冷することで、フェライトを所望の割合で析出させるとともに、当該フェライト中にＴｉＣを析出させ、それを適切に粒成長させて最終的に１．０～５．０ｎｍの直径を有するＴｉＣ析出物を１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在させることが可能となる。その結果として、析出強化によりフェライトの硬度を高めることができ、３相組織における硬度差を低減して穴広げ性を顕著に向上させることが可能となる。加えて、上記の空冷制御は、ＴｉＣ析出物によるフェライトの析出強化だけでなく、フェライト中にＮｂの炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を析出させてそれを粒成長させ、このような析出物によるピン止め効果を十分に発揮してフェライト粒の微細化、ひいては熱間圧延鋼板の高強度化を達成する上でも非常に重要な操作である。
［冷却工程］
　中間冷却後の鋼板は、次の冷却工程において、１０～２０℃／秒の平均冷却速度で１～３秒間にわたり１次冷却され、次いで２５℃／秒以上の平均冷却速度で２００℃以下まで２次冷却されて巻き取られる。このような２段階冷却により、比較的遅い平均冷却速度の１次冷却において主としてベイナイトを適切に析出させ、同様に比較的速い平均冷却速度の２次冷却において主としてマルテンサイトを適切に析出させることができるので、最終的に得られる熱間圧延鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む３相組織を形成することが可能となる。これに対し、１次冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満であるか、又は平均冷却速度を２０℃／秒超として実質的にこのような１次冷却をなくして２次冷却のみからなる１段冷却とした場合には、ベイナイトを適切に析出させることができず、それゆえ最終的に得られる熱間圧延鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる３相組織を構成することができなくなる。このような場合には、熱間圧延鋼板におけるＬ方向の引張強さがＣ方向の引張強さに比べて低くなる傾向が顕著となり、すなわちＬ方向とＣ方向の引張強さにおける強度の異方性が顕著となる。好ましくは、１次冷却の平均冷却速度は１２～１８℃／秒である。
　一方で、２次冷却の平均冷却速度が２５℃／秒未満であるか又は巻取温度が２００℃超であると、マルテンサイトを所望の量において析出させることができないか及び／又はベイナイトの析出が多くなり、所望の３相組織を得ることができなくなる。好ましくは、２次冷却の平均冷却速度は２７℃／秒以上である。２次冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、当該平均冷却速度は５０℃／秒以下又は４０℃／秒以下であってよい。また、巻取温度の下限についても特に限定されないが、巻取温度が低すぎると、過度な水冷等が必要になり、生産性が低下する。したがって、巻取温度は、例えば１００℃以上とすることが好ましい。
　上記の製造方法によって製造された熱間圧延鋼板によれば、ミクロ組織が、面積率で、フェライト：６０～８０％、ベイナイト：１５～３０％、及びマルテンサイト：３～１０％からなる３相組織によって構成されるため、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、熱間圧延鋼板のＬ方向とＣ方向の引張強さにおける強度の異方性を顕著に低減することができる。加えて、フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在するため、析出強化によりフェライトの硬度を高めて３相組織中の各相の硬度差を小さくすることができ、その結果として熱間圧延鋼板の穴広げ性を顕著に改善することが可能となる。したがって、上記の製造方法によって製造された熱間圧延鋼板によれば、高強度と優れた加工性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　以下の実施例では、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた熱間圧延鋼板の引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、穴広げ率（λ）及び強度の異方性について調べた。
　まず、溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して表１に示す種々の化学組成を有するスラブを形成し、これらのスラブを表２に示す条件下で加熱し、次いで熱間圧延を行った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施し、仕上げ圧延の終了温度は表２に示すとおりであった。次に、仕上げ圧延された鋼板を、表２に示す条件下で中間冷却し、中間冷却された鋼板を表２に示す条件下で２秒間にわたり１次冷却し、次いで２次冷却して巻き取り、３．２ｍｍの板厚を有する熱間圧延鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた熱間圧延鋼板の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［ＴｉＣ析出物の直径及び個数密度の算出］
　ＴｉＣ析出物の直径及び個数密度は、本明細書で詳述した三次元アトムプローブ測定法により、装置固有の原子の検出率αを０．３５として算出した。
［引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）］
　引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）は、試験片の長手方向が熱間圧延鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。ここで得られた引張強さはＣ方向ＴＳとも称する。
［穴広げ率（λ）］
　穴広げ率（λ）は以下のようにして決定した。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率λ（％）を求めた。この穴広げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ率λとして決定した。
　　　λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝
［強度の異方性］
　強度の異方性は、まず、試験片の長手方向が熱間圧延鋼板の圧延方向と平行になる向き（Ｌ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことでＬ方向の引張強さ、すなわちＬ方向ＴＳを測定した。次に、得られたＬ方向ＴＳと先に求めたＣ方向ＴＳが下記式を満足する場合に、強度の異方性が低減されたものとして合格（〇）とし、下記式を満足しない場合を不合格（×）として評価した。
　　０．９５≦Ｌ方向ＴＳ／Ｃ方向ＴＳ≦１．００
　熱間圧延鋼板の引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、穴広げ率（λ）が５０％以上であり、かつ強度の異方性の評価が合格である場合を、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性が改善されかつ強度の異方性が低減された熱間圧延鋼板として評価した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～３を参照すると、比較例４２は、仕上げ圧延の終了温度が高かったために、オーステナイトが粗大化してフェライトの割合が小さくなったものと考えられる。その結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例４３は、仕上げ圧延の終了温度が低かったために、金属組織が不均一となり、ＴＳ及びλが低下した。比較例４４は、中間空冷温度が高かったために、フェライト変態が進行しすぎてしまい、所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例４５は、中間空冷温度が低かったために、フェライトを十分に析出させることができず、同様に所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。加えて、中間空冷温度が低かったために、その後の空冷によっても所望の直径を有するＴｉＣ析出物を十分な個数密度で形成することができなかった。その結果として、析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができず、λが低下した。比較例４６は、中間空冷の時間が長かったために、フェライトが過度に析出して硬質相の割合が低くなり、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が顕著となるとともに所望の引張強さを達成できなった。比較例４７は、中間空冷の時間が短かったために、フェライトを十分に析出させることができず、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例４８は、冷却工程における１次冷却の平均冷却速度が速かったために、ベイナイトを適切に析出させることができず、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。また、比較例４８は、マルテンサイトの割合が高くなったことでフェライトの析出強化によっても各相の硬度差を適切に低減することができなかったと考えられる。その結果としてλも低下した。比較例４９は、冷却工程における１次冷却の平均冷却速度が遅かったために、同様にベイナイトを適切に析出させることができず、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例５０は、冷却工程における２次冷却の平均冷却速度が遅かったために、ベイナイトが多く析出し、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例５１は、巻取温度が高かったために、マルテンサイトを十分な量において析出させることができず、結果として所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。
　比較例５２及び５５は、それぞれＣ及びＭｎ含有量が低かったためにＴＳが低下した。比較例５３は、Ｃ含有量が高かったために、所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。比較例５４は、Ｓｉ含有量が高かったために、Ｓｉスケールにより熱間圧延鋼板の表面粗度が増し、さらには所望の３相組織が得られないことに起因して強度の異方性が大きくなった。比較例５６は、Ｍｎ含有量が高かったためにＣの拡散係数が低下し、ＴｉＣ析出物の直径が小さくなったものと考えられる。その結果としてＴｉＣ析出物に基づく析出強化によるフェライトの硬度向上効果を十分に得ることができず、λが低下した。比較例５７は、Ｔｉ含有量が低かったために、ＴｉＣ析出物を十分な個数密度において形成することができず、λが低下した。比較例５８は、Ｔｉ含有量が高かったために、ＴｉＣ析出物の粗大化に伴い、当該ＴｉＣ析出物の個数密度が低下し、同様にλが低下した。比較例５９及び６１は、それぞれＮｂ及びＡｌ含有量が低かったために、所望の３相組織が得られず、強度の異方性が大きくなった。とりわけ、比較例５９は、Ｎｂ含有量が低かったために、炭化物等によるピン止め効果が十分に得られず、これに関連してフェライト変態が促進されなかったものと考えられる。比較例６０は、Ｎｂ含有量が高かったために、鋼中に粗大な炭化物等が生成したものと考えられ、また所望の３相組織も得ることができなかった。その結果としてＴＳが低下し、強度の異方性が大きくなった。比較例６２は、Ａｌ含有量が高かったために、粗大な酸化物が生成したものと考えられ、また所望の３相組織も得ることができなかった。その結果としてＴＳが低下し、強度の異方性が大きくなった。
　これとは対照的に、全ての発明例に係る熱間圧延鋼板において、所定の化学組成を有し、さらに製造方法における各条件を適切に制御することで、ミクロ組織を、面積率で、フェライト：６０～８０％、ベイナイト：１５～３０％、及びマルテンサイト：３～１０％からなる３相組織によって構成して、引張強度さが７８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、強度の異方性を顕著に低減することができた。加えて、フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物を１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在させることでフェライトを析出強化することにより、３相組織における硬度差を低減して穴広げ性を顕著に向上させることができた。また、多くの発明例で残部組織の面積率は０％であったが、残部組織が存在する場合、当該残部組織はパーライトであった。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．１０％、
    　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    　Ｔｉ：０．０５０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．０２０％、
    　Ａｌ：０．１００～１．０００％、
    　Ｐ：０．１０００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｎｉ：０～２．０００％、
    　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０～２．０００％、
    　Ｖ：０～１．０００％、
    　Ｃｕ：０～２．０００％、
    　Ｗ：０～１．００００％、
    　Ｔａ：０～１．００００％、
    　Ｓｎ：０～１．００００％、
    　Ｓｂ：０～１．００００％、
    　Ａｓ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｈｆ：０～０．０１００％、
    　Ｂｉ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　面積率で、
    　フェライト：６０～８０％、
    　ベイナイト：１５～３０％、及び
    　マルテンサイト：３～１０％を含み、
    　フェライト中に直径１．０～５．０ｎｍのＴｉＣ析出物が１．０×１０16～１００．０×１０16個／ｃｍ3の個数密度で存在しているミクロ組織を有し、
    　７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする、熱間圧延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｉ：０．００１～２．０００％、
    　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃｏ：０．００１～２．０００％、
    　Ｖ：０．００１～１．０００％、
    　Ｃｕ：０．００１～２．０００％、
    　Ｗ：０．０００１～１．００００％、
    　Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
    　Ｓｎ：０．０００１～１．００００％、
    　Ｓｂ：０．０００１～１．００００％、
    　Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｈｆ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０１００％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
    のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
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