JP2004137565A - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】面内異方性が小さく加工性に優れ、自動車に用いられる高強度構造部材の素材として好適な熱延鋼板を提供する。
【解決手段】体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板であって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓの板厚中心部におけるフェライトの平均粒径ｄｃに対する比率ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度が集合組織をもたないものの１．５倍以上及び、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度が集合組織を持たないものの１．５倍以上である熱延鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板であって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓの板厚中心部におけるフェライトの平均粒径ｄｃに対する比率ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度が集合組織をもたないものの１．５倍以上及び、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度が集合組織を持たないものの１．５倍以上である熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関し、詳しくは、面内異方性が小さく加工性に優れ、タンデムミルによって製造可能な熱延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保護の観点から、自動車のＣＯ２ 排出量を低減するために車体の軽量化が求められ、鋼板を高強度化して板厚を低減して上記要求に応えることが進められている。
【０００３】
鋼板の高強度化手段のうちでも結晶粒微細化技術が大いに注目されている。これは、結晶粒微細化による高強度化が、環境保護という観点から排除することが望ましい合金元素の添加を必要としないため、或いはその添加量を削減できるためである。しかし、結晶粒の微細化を進めていくと、降伏点が極端に大きくなるとともに伸びが低くなって、加工性が低下してしまう。
【０００４】
高強度化に伴う加工性の低下を抑える目的で高強度鋼における組織の微細化及び第二相組織を制御する手法が、例えば、特許文献１に開示されている。すなわち、特許文献１には、ＮｂやＴｉを含有させた鋼を制御圧延して高強度化と組織微細化を同時に達成する技術が開示されている。しかし、この特許文献で提案された高強度鋼板は降伏比（すなわち、「降伏強度／引張強度」）が高く、このためプレス加工などで成形加工した後のスプリングバックが大きく形状凍結性に劣るものであり、しかも、機械的特性の異方性も大きいものである。
【０００５】
同様に、結晶粒の微細化を図る手段として高圧下率の熱間圧延を行う場合には、一般に、板面内における特性の異方性が大きくなってしまう。
【０００６】
自動車用高強度鋼板としては、高い強度を有することは勿論のこと、多様な部品形状に加工するために、高い成形性が要求され、又、こうした特性の板面内方向による差異（つまり、面内異方性）を低減することも強度の確保や良好な成形性を得るために重要である。しかし、従来の技術はいずれも上記の要求を確実に満たすものではなかった。
【０００７】
【特許文献１】
特開２０００−３２８１８６公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、タンデムミルによって製造可能な、面内異方性が小さく加工性に優れた板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す熱延鋼板、並びに（４）及び（５）に示す熱延鋼板の製造方法にある。
【００１０】
（１）体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板であって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓの板厚中心部におけるフェライトの平均粒径ｄｃに対する比率ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度が集合組織をもたないものの１．５倍以上及び、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度が集合組織を持たないものの１．５倍以上である熱延鋼板。
【００１１】
（２）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載の熱延鋼板．
（３）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、更に、下記（ａ）群又は（ｂ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載の熱延鋼板。
【００１２】
（ａ）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下、
（ｂ）Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下。
【００１３】
（４）鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（５）鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記フェライトが組織に占める体積割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたフェライトの面積割合から決定することができる。このため、本発明においては、光学顕微鏡で表面から板厚の１／４の深さの部位における任意の１０視野以上についていわゆる「メッシュ法」によってフェライトの面積割合を求め、それを平均した値を体積割合とする。
【００１６】
なお、本発明の熱延鋼板におけるフェライト以外の「相」は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトやオーステナイト（オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」）などどんな相であってもよい。
【００１７】
「板厚全体にわたるフェライトの平均粒径」は、表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるそれぞれのフェライトの平均粒径を平均したものをいう。なお、上記の表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位におけるフェライトの平均粒径は、それぞれの部位で任意の１０視野以上について、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍して得たものをいう。
【００１８】
「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００１９】
１パス当たりの圧下量（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいう。又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下量（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｏ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいう。
【００２０】
本発明でいう温度は鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」とは冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００２１】
なお、本発明でいう「鋼板」とはコイル状に巻かれた「鋼帯」を含むものである。
【００２２】
以下、上記（１）〜（３）の熱延鋼板に係る発明、並びに（４）及び（５）のその製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（５）の発明という。
【００２３】
本発明者らは、前記した目的を達成するために板厚全体にわたるフェライトの平均粒径、板厚方向の平均粒径の変化量や板厚方向の集合組織の変化と各種特性との関係及び鋼板の製造条件との関係などについて種々検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００２４】
（ａ）板厚方向における結晶粒組織の大きな変化が、加工性低下の原因の一つであり、大きな異方性を生じる原因でもある。
【００２５】
（ｂ）微細組織による高強度特性を維持しながら、加工性の低下や異方性が生じることを低減するには、板厚方向の組織変化を解消するよりも、これを制御して利用すればよい。
【００２６】
（ｃ）板厚方向の組織変化に関して制御すべき内容は、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径、板厚方向のフェライトの平均粒径の変化量及び集合組織である。
【００２７】
（ｄ）熱間での仕上げ圧延条件及び仕上げ圧延直後の冷却条件を適正化することで、面内異方性が小さく加工性に優れた熱延鋼板が得られる。
【００２８】
前記（１）〜（５）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）熱延鋼板の組織
本発明に係る熱延鋼板は、先ず第一に「体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板」とする。
【００３０】
本発明に係る異方性が小さく良好な加工性を有する熱延鋼板は、微細組織を有する熱延鋼板の製造時に生じる板表面近傍と内部の組織の違いを制御するだけではなく、積極的に利用して所望の特性を与えるものである。熱延鋼板の板厚が５ｍｍを超えると、所望の微細組織及び板表面近傍と内部の組織の違いを制御できなくなるので、熱延鋼板の板厚は５ｍｍ以下に限定する。
【００３１】
フェライトの体積割合は十分に大きく、しかもフェライト以外の他の相の合計割合よりも大きくなければならない。これは、フェライトの体積割合が５０％未満の場合には、延性が低下して良好な加工性が得られないためである。したがって、フェライトの体積割合を５０％以上とした。組織におけるフェライトの体積割合は好ましくは６０％以上、より好ましくは７５％以上である。なお、フェライト以外の相（以下、このフェライト以外の相をまとめて第二相という）は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトやオーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」などどんな相であってもよい。第二相の種類と体積割合を調整することにより、用いられる分野や部品に一層適した、強度と加工性とのバランスを有する熱延鋼板を得ることができる。
【００３２】
なお、既に述べたように、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているので、本発明においては、光学顕微鏡で表面から板厚の１／４の深さの部位における任意の１０視野以上についていわゆる「メッシュ法」によってフェライトの面積割合を求め、それを平均した値を体積割合とする。
【００３３】
フェライト結晶粒を微細化することで、鋼板の強度を高めることができ、この効果は特に、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が４μｍ未満の場合に大きい。しかし、フェライト粒径が過度に小さくなると、降伏点と引張強度とがほぼ等しくなって降伏比が１に近づくので伸びが極端に低下してしまう。特に、上記板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍを下回ると、伸びの低下が著しい。したがって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径を１．１μｍ以上４μｍ未満とした。なお、板厚全体にわたるフェライトの好ましい平均粒径は１．５μｍ以上、より好ましくは１．８μｍ以上である。
【００３４】
ここで、「板厚全体にわたるフェライトの平均粒径」は、表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるそれぞれのフェライトの平均粒径を平均したものをいい、上記の表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位におけるフェライトの平均粒径は、それぞれの部位で任意の１０視野以上について、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍して得たものをいうことは既に述べたとおりである。
【００３５】
板厚方向におけるフェライトの平均粒径の変動は熱延鋼板の強度及び、強度と延性のバランスに影響し、この熱延鋼板の特性に及ぼす板厚方向におけるフェライトの平均粒径の変動の影響は、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓと表面から板厚の１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるフェライトの平均粒径ｄｃとの比である「ｄｓ／ｄｃ」の値によって整理できる。すなわち、ｄｓ／ｄｃの値が０．４未満の場合には、板厚表面近傍の降伏比が高くなって鋼板そのものの伸びが特に低下するとともに、伸びフランジ性の低下をきたす。一方、ｄｓ／ｄｃの値が０．８以上になると強度上昇の程度が小さい。したがって、ｄｓ／ｄｃを０．４以上０．８未満とした。
【００３６】
フェライトの＜１１１＞方向は原子が稠密に配列し、最もヤング率の高い方向であり、他の種々の機械特性にも影響を与える。そして、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度（以下、＜１１１＞ｒｓと表記する）が集合組織をもたないものの１．５倍未満になるか、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度（以下、＜１１１＞ｔｃと表記する）が集合組織を持たないものの１．５倍未満になれば、延性及び伸びフランジ性が低下するとともにに、強度の面内異方性が大きくなってしまう。したがって、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃを、いずれも集合組織をもたないものの１．５倍以上と規定した。
【００３７】
以上述べたことから、（１）の発明は、体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板で、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、前記ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃがいずれも集合組織をもたないものの１．５倍以上である熱延鋼板と規定した。
（Ｂ）熱延鋼板の化学組成
前記（１）の発明に係る熱延鋼板は、その化学組成に関しては特に規定するものではない。しかし、前項（Ａ）で述べた組織を安定且つ確実に確保して、内面異方性が小さく加工性に優れた熱延鋼板を得るためには、熱延鋼板の化学組成を（２）及び（３）の発明で規定するものとするのがよい。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３８】
Ｃ：
Ｃは、鋼板の強度を高める好ましい成分であり、０．００１％を超える含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると加工性の低下や溶接性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃの含有量は０．００１を超えて０．３％以下とするのがよい。
【００３９】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を向上させる好ましい成分である。この効果はＳｉの含有量が０．０１％以上で確実に得られる。しかし、Ｓｉを３．０％を超えて含有させると鋼表面に酸化スケールが多量に生成され、製造上の困難を伴うことがある。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜３．０％とするのがよい。
【００４０】
Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｍｎは０．０１％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると鋼塊に中心偏析を生じて熱間での圧延後にバンド組織を形成し伸びフランジ加工性の著しい低下を招くことがある。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜３．０％とするのがよい。
【００４１】
Ｐ：
Ｐは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｐは０．００５％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ｐを０．５％を超えて含有させると粒界偏析による脆化をきたし、鋳造の際に鋼塊に割れを起こしやすく、製造上の困難を伴うことがある。したがって、Ｐの含有量は０．００５〜０．５％とするのがよい。
【００４２】
Ｓ：
Ｓは、Ｆｅ又はＭｎと結合して硫化物を形成し、加工条件が厳しい部位においてはボイド発生の起点となりやすく、加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。
【００４３】
前記（２）の発明に係る熱延鋼板は、上記のＣからＳまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するものである。
【００４４】
前記（３）の発明に係る熱延鋼板は、前記（２）の発明に記載の成分中のＦｅの一部に代えて、下記（ａ）群又は（ｂ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含む化学組成を有するものである。
【００４５】
（ａ）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下、
（ｂ）Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下。
【００４６】
ここで、上記（ａ）群に記載のＮｂからＢまでのいずれの元素も鋼の強度を一層高める作用を有するので、ＮｂからＢまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４７】
又、上記（ｂ）群に記載のＣａからＭｇまでのいずれの元素もＭｎＳの形態を制御して熱延時に展伸しにくい介在物を形成し、加工性の低下を防止する作用を有するので、ＣａからＭｇまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４８】
なお、ＲＥＭは、前述のとおりＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、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。本発明でいうＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
【００４９】
（ａ）群（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢ）：
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、いずれも鋼の強度を一層高める作用を有する元素である。これらの元素のうちでＮｂ、Ｔｉ及びＶは、組織を微細化する作用も有する。前記の効果を確実に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢはそれぞれ０．０１％以上、０．０１％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．０５％以上、０．０５％以上、０．０５％以上及び０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶはいずれも０．３％を超えて超えて含有すると異方性を大きくし、延性も低下させてしまう。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏはいずれも１．０％を超えて、Ｂは０．００５％を超えてそれぞれ含有すると、延性の低下をきたす。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢを添加する場合には、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量はいずれも０．３％以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量はいずれも１．０％以下、Ｂの含有量は０．００５％以下とするのがよい。
【００５０】
なお、Ｃｕを約０．３％を超えて含有させると熱間加工時に表面割れを起こすことがあるので、Ｃｕを約０．３％を超えて含有させる場合には、Ｃｕの半量以上のＮｉを同時に含有させることが望ましい。
【００５１】
（ｂ）群（Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇ）：
Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇは、いずれもＭｎＳの形態を制御して熱延時に展伸しにくい介在物を形成し、加工性の低下を防止する作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００２％以上、ＲＥＭは０．０００２％以上、Ｍｇは０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりである。したがって、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下の含有量とするのがよい。
（Ｃ）熱延鋼板の製造条件
これまでに述べた（１）〜（３）の発明に係る前記（Ａ）項で述べた組織を有する熱延鋼板は、例えば、「鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取る」前記（４）の発明によって比較的容易に製造することができる。
【００５２】
すなわち、鋼塊又は鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に再加熱することにより、合金元素をオーステナイト中に固溶させることができる。ここで、加熱炉や均熱炉など再加熱処理のための炉への装入は、鋳造後や熱間加工後の高温のままの状態で行ってもよいし、一旦室温近傍まで冷却した状態から行ってもよい。
【００５３】
上記のようにしてＡｃ３ 点以上の温度に再加熱した鋼塊若しくは鋼片、又はＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下していない鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片に、タンデムミルによる圧延を施すのであるが、この際の粗圧延はオーステナイト領域であるＡｒ３ 点以上の温度で行うのがよい。粗圧延した後、仕上げ圧延はその合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として行うのがよい。
【００５４】
仕上げ圧延の合計圧下量が７０％を下回ると、フェライト結晶粒が粗大化して、機械的性質が低下するし、異方性も大きくなる。なお、仕上げ圧延の合計圧下量は９０％以上とすることが一層よい。
【００５５】
仕上げ圧延における仕上げ温度が「Ａｒ３ 点＋１００℃」を超える場合も、フェライト結晶粒が粗大化して、機械的性質が低下するし、異方性も大きくなる。一方、前記仕上げ温度がＡｒ３ 点を下回ると加工フェライト粒が残存しやすくなって異方性が極めて強くなることがある。
【００５６】
前記仕上げ圧延を終了した後は、空冷の時間をほとんど与えることなく強冷却を行うことにより、フェライト粒が極めて細粒化するとともに、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃが発達し、容易に前記（Ａ）項で述べた集合組織が形成されるとともに組織の微細化が促進される。なお、前記方位の発達は、平均冷却速度が速いほど、且つ、仕上げ圧延を終了してから冷却開始までの時間が短いほど大きい。このため、仕上げ圧延を終了した後は０．５秒以内に冷却を開始するのがよい。冷却開始までの時間は０．１秒以内とすることが一層好ましい。又、冷却する際の平均冷却速度は４００℃／秒以上とするのがよい。この平均冷却速度は６００℃／秒以上であれば一層好ましい。なお、上記の平均冷却速度で冷却するのは仕上げ温度から少なくとも「Ａｒ３ 点−１００℃」までである。これは「Ａｒ３ 点−１００℃」を超える温度までしか冷却しない場合には、フェライト粒が粗大化するとともに、所望の集合組織が得られない場合があるからである。「Ａｒ３ 点−１００℃」未満の温度まで冷却することを妨げないが、鋼によってはフェライトの体積割合が減少することがある。
【００５７】
前記条件で冷却した後は６００℃以下の温度で巻き取るのがよい。巻き取り温度が６００℃を超えると、上記の熱延及び冷却をすることにより得られた微細なフェライトが成長して粗大化するためである。
【００５８】
したがって、（４）の発明においては、鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることとした。
【００５９】
（Ａ）項で述べた組織は、「鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取る」ことによっても比較的容易に得られる。この方法は、最終スタンドでは被圧延材の表面に乗っている冷却水を除去し、且つ、冷却後に析出したフェライトに歪をほとんど与えない程度の軽い圧延を施すことにより、板厚方向の温度分布を緩和してｄｓ／ｄｃが過度に小さくなるのを防ぐものである。なお、最終スタンドにおける１０％を超える圧下は、加工フェライトを生成させるので最終スタンドの圧下量は１０以下とするのがよい。一層好ましくは５％以下である。冷却水を除去するだけで圧下量は０％としてもよい。
【００６０】
したがって、（５）の発明においては、鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることとした。
【００６１】
１パス当たりの圧下量（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいい、又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下量（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｏ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいうこと、「平均冷却速度」が冷却前後の温度差を冷却時間で除したものを指し、本発明でいう温度が鋼板表面における温度をいうことは既に述べたとおりである。
【００６２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００６３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造により製造し、連続鋳造終了後に室温まで空冷した。その後、上記のスラブを１２００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、試験用小型タンデムミルを使用して、表２に示す条件で仕上圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が１．８〜５．５ｍｍの鋼板を得た。なお、スラブ加熱温度は１２５０℃で粗圧延は通常の方法で行った。
【００６４】
【表１】
【００６５】
【表２】
【００６６】
得られた鋼板から試験片を採取し、組織、常温での引張特性及び伸びフランジ加工性を調査した。
【００６７】
組織は、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を用いて、鋼板板厚の断面組織を観察し、又、＜１１１＞極密度は通常のＸ線測定方法により求めた。
【００６８】
常温での引張特性は、ＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。なお、試験片は圧延方向を０゜として、０゜、４５゜及び９０゜の３方向から採取した。
【００６９】
伸びフランジ加工性は、縦横それぞれ１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチで直径が１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、先端角６０゜の円錐ポンチでこの穴を拡げて、穴の縁にクラックが貫通する限界の穴直径から計算される限界穴拡げ率によって評価した。
【００７０】
表３〜５に、前記の各調査結果をまとめて示す。この表において平均ｒ値はｒ０、ｒ４５及びｒ９０をそれぞれ試験片採取方向が０゜、４５゜及び９０゜の場合のｒ値として、「（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４」の式で計算した値を指す。
【００７１】
【表３】
【００７２】
【表４】
【００７３】
【表５】
【００７４】
表３〜５から明らかなように、本発明の組織規定を満たす試験番号１〜３、８，１１、１３、１５、１６、１８〜２１及び２３の熱延鋼板は異方性が小さく優れた加工性を有している。
【００７５】
これに対して、本発明の組織規定から外れる試験番号４〜７、９、１０、１２、１４、１７及び２２の熱延鋼板は、延性、伸びフランジ加工性、面内異方性が劣り、加工性に劣るものである。
【００７６】
（実施例２）
連続鋳造により製造し、連続鋳造終了後に室温まで空冷した前記実施例１に示した鋼Ａのスラブを１２００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、試験用小型タンデムミルを使用して、表６に示す条件で仕上圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が１．９及び２．０ｍｍの鋼板を得た。なお、スラブ加熱温度は１２５０℃で粗圧延は通常の方法で行った。
【００７７】
【表６】
【００７８】
得られた鋼板から試験片を採取し、実施例１と同様にして組織、常温での引張特性及び伸びフランジ加工性を調査した。
【００７９】
表７及び表８に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお表７における平均ｒ値も前記の「（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４」の式で計算した値を指す。
【００８０】
【表７】
【００８１】
【表８】
【００８２】
表７及び表８から明らかなように、本発明の組織規定を満たす試験番号２４及び２５の熱延鋼板は異方性が小さく優れた加工性を有している。一方、本発明の組織規定から外れる試験番号２６の熱延鋼板は加工性が低く異方性も極めて大きい。
【００８３】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板は、面内異方性が小さく加工性に優れるので、自動車に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。本発明の熱延鋼板は本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関し、詳しくは、面内異方性が小さく加工性に優れ、タンデムミルによって製造可能な熱延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境保護の観点から、自動車のＣＯ２ 排出量を低減するために車体の軽量化が求められ、鋼板を高強度化して板厚を低減して上記要求に応えることが進められている。
【０００３】
鋼板の高強度化手段のうちでも結晶粒微細化技術が大いに注目されている。これは、結晶粒微細化による高強度化が、環境保護という観点から排除することが望ましい合金元素の添加を必要としないため、或いはその添加量を削減できるためである。しかし、結晶粒の微細化を進めていくと、降伏点が極端に大きくなるとともに伸びが低くなって、加工性が低下してしまう。
【０００４】
高強度化に伴う加工性の低下を抑える目的で高強度鋼における組織の微細化及び第二相組織を制御する手法が、例えば、特許文献１に開示されている。すなわち、特許文献１には、ＮｂやＴｉを含有させた鋼を制御圧延して高強度化と組織微細化を同時に達成する技術が開示されている。しかし、この特許文献で提案された高強度鋼板は降伏比（すなわち、「降伏強度／引張強度」）が高く、このためプレス加工などで成形加工した後のスプリングバックが大きく形状凍結性に劣るものであり、しかも、機械的特性の異方性も大きいものである。
【０００５】
同様に、結晶粒の微細化を図る手段として高圧下率の熱間圧延を行う場合には、一般に、板面内における特性の異方性が大きくなってしまう。
【０００６】
自動車用高強度鋼板としては、高い強度を有することは勿論のこと、多様な部品形状に加工するために、高い成形性が要求され、又、こうした特性の板面内方向による差異（つまり、面内異方性）を低減することも強度の確保や良好な成形性を得るために重要である。しかし、従来の技術はいずれも上記の要求を確実に満たすものではなかった。
【０００７】
【特許文献１】
特開２０００−３２８１８６公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、タンデムミルによって製造可能な、面内異方性が小さく加工性に優れた板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示す熱延鋼板、並びに（４）及び（５）に示す熱延鋼板の製造方法にある。
【００１０】
（１）体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板であって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓの板厚中心部におけるフェライトの平均粒径ｄｃに対する比率ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度が集合組織をもたないものの１．５倍以上及び、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度が集合組織を持たないものの１．５倍以上である熱延鋼板。
【００１１】
（２）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載の熱延鋼板．
（３）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、更に、下記（ａ）群又は（ｂ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載の熱延鋼板。
【００１２】
（ａ）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下、
（ｂ）Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下。
【００１３】
（４）鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（５）鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記フェライトが組織に占める体積割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたフェライトの面積割合から決定することができる。このため、本発明においては、光学顕微鏡で表面から板厚の１／４の深さの部位における任意の１０視野以上についていわゆる「メッシュ法」によってフェライトの面積割合を求め、それを平均した値を体積割合とする。
【００１６】
なお、本発明の熱延鋼板におけるフェライト以外の「相」は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトやオーステナイト（オーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」）などどんな相であってもよい。
【００１７】
「板厚全体にわたるフェライトの平均粒径」は、表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるそれぞれのフェライトの平均粒径を平均したものをいう。なお、上記の表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位におけるフェライトの平均粒径は、それぞれの部位で任意の１０視野以上について、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍して得たものをいう。
【００１８】
「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００１９】
１パス当たりの圧下量（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいう。又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下量（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｏ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいう。
【００２０】
本発明でいう温度は鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」とは冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００２１】
なお、本発明でいう「鋼板」とはコイル状に巻かれた「鋼帯」を含むものである。
【００２２】
以下、上記（１）〜（３）の熱延鋼板に係る発明、並びに（４）及び（５）のその製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（５）の発明という。
【００２３】
本発明者らは、前記した目的を達成するために板厚全体にわたるフェライトの平均粒径、板厚方向の平均粒径の変化量や板厚方向の集合組織の変化と各種特性との関係及び鋼板の製造条件との関係などについて種々検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００２４】
（ａ）板厚方向における結晶粒組織の大きな変化が、加工性低下の原因の一つであり、大きな異方性を生じる原因でもある。
【００２５】
（ｂ）微細組織による高強度特性を維持しながら、加工性の低下や異方性が生じることを低減するには、板厚方向の組織変化を解消するよりも、これを制御して利用すればよい。
【００２６】
（ｃ）板厚方向の組織変化に関して制御すべき内容は、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径、板厚方向のフェライトの平均粒径の変化量及び集合組織である。
【００２７】
（ｄ）熱間での仕上げ圧延条件及び仕上げ圧延直後の冷却条件を適正化することで、面内異方性が小さく加工性に優れた熱延鋼板が得られる。
【００２８】
前記（１）〜（５）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）熱延鋼板の組織
本発明に係る熱延鋼板は、先ず第一に「体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板」とする。
【００３０】
本発明に係る異方性が小さく良好な加工性を有する熱延鋼板は、微細組織を有する熱延鋼板の製造時に生じる板表面近傍と内部の組織の違いを制御するだけではなく、積極的に利用して所望の特性を与えるものである。熱延鋼板の板厚が５ｍｍを超えると、所望の微細組織及び板表面近傍と内部の組織の違いを制御できなくなるので、熱延鋼板の板厚は５ｍｍ以下に限定する。
【００３１】
フェライトの体積割合は十分に大きく、しかもフェライト以外の他の相の合計割合よりも大きくなければならない。これは、フェライトの体積割合が５０％未満の場合には、延性が低下して良好な加工性が得られないためである。したがって、フェライトの体積割合を５０％以上とした。組織におけるフェライトの体積割合は好ましくは６０％以上、より好ましくは７５％以上である。なお、フェライト以外の相（以下、このフェライト以外の相をまとめて第二相という）は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトやオーステナイトが変態せずに残ったいわゆる「残留オーステナイト」などどんな相であってもよい。第二相の種類と体積割合を調整することにより、用いられる分野や部品に一層適した、強度と加工性とのバランスを有する熱延鋼板を得ることができる。
【００３２】
なお、既に述べたように、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られているので、本発明においては、光学顕微鏡で表面から板厚の１／４の深さの部位における任意の１０視野以上についていわゆる「メッシュ法」によってフェライトの面積割合を求め、それを平均した値を体積割合とする。
【００３３】
フェライト結晶粒を微細化することで、鋼板の強度を高めることができ、この効果は特に、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が４μｍ未満の場合に大きい。しかし、フェライト粒径が過度に小さくなると、降伏点と引張強度とがほぼ等しくなって降伏比が１に近づくので伸びが極端に低下してしまう。特に、上記板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍを下回ると、伸びの低下が著しい。したがって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径を１．１μｍ以上４μｍ未満とした。なお、板厚全体にわたるフェライトの好ましい平均粒径は１．５μｍ以上、より好ましくは１．８μｍ以上である。
【００３４】
ここで、「板厚全体にわたるフェライトの平均粒径」は、表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるそれぞれのフェライトの平均粒径を平均したものをいい、上記の表面から板厚の１／８の深さの部位、１／４の深さの部位及び１／２の深さの部位におけるフェライトの平均粒径は、それぞれの部位で任意の１０視野以上について、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２倍して得たものをいうことは既に述べたとおりである。
【００３５】
板厚方向におけるフェライトの平均粒径の変動は熱延鋼板の強度及び、強度と延性のバランスに影響し、この熱延鋼板の特性に及ぼす板厚方向におけるフェライトの平均粒径の変動の影響は、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓと表面から板厚の１／２の深さの部位（つまり、中心部）におけるフェライトの平均粒径ｄｃとの比である「ｄｓ／ｄｃ」の値によって整理できる。すなわち、ｄｓ／ｄｃの値が０．４未満の場合には、板厚表面近傍の降伏比が高くなって鋼板そのものの伸びが特に低下するとともに、伸びフランジ性の低下をきたす。一方、ｄｓ／ｄｃの値が０．８以上になると強度上昇の程度が小さい。したがって、ｄｓ／ｄｃを０．４以上０．８未満とした。
【００３６】
フェライトの＜１１１＞方向は原子が稠密に配列し、最もヤング率の高い方向であり、他の種々の機械特性にも影響を与える。そして、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度（以下、＜１１１＞ｒｓと表記する）が集合組織をもたないものの１．５倍未満になるか、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度（以下、＜１１１＞ｔｃと表記する）が集合組織を持たないものの１．５倍未満になれば、延性及び伸びフランジ性が低下するとともにに、強度の面内異方性が大きくなってしまう。したがって、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃを、いずれも集合組織をもたないものの１．５倍以上と規定した。
【００３７】
以上述べたことから、（１）の発明は、体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板で、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、前記ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃがいずれも集合組織をもたないものの１．５倍以上である熱延鋼板と規定した。
（Ｂ）熱延鋼板の化学組成
前記（１）の発明に係る熱延鋼板は、その化学組成に関しては特に規定するものではない。しかし、前項（Ａ）で述べた組織を安定且つ確実に確保して、内面異方性が小さく加工性に優れた熱延鋼板を得るためには、熱延鋼板の化学組成を（２）及び（３）の発明で規定するものとするのがよい。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３８】
Ｃ：
Ｃは、鋼板の強度を高める好ましい成分であり、０．００１％を超える含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると加工性の低下や溶接性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃの含有量は０．００１を超えて０．３％以下とするのがよい。
【００３９】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を向上させる好ましい成分である。この効果はＳｉの含有量が０．０１％以上で確実に得られる。しかし、Ｓｉを３．０％を超えて含有させると鋼表面に酸化スケールが多量に生成され、製造上の困難を伴うことがある。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜３．０％とするのがよい。
【００４０】
Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｍｎは０．０１％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ｍｎの含有量が３．０％を超えると鋼塊に中心偏析を生じて熱間での圧延後にバンド組織を形成し伸びフランジ加工性の著しい低下を招くことがある。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜３．０％とするのがよい。
【００４１】
Ｐ：
Ｐは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｐは０．００５％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ｐを０．５％を超えて含有させると粒界偏析による脆化をきたし、鋳造の際に鋼塊に割れを起こしやすく、製造上の困難を伴うことがある。したがって、Ｐの含有量は０．００５〜０．５％とするのがよい。
【００４２】
Ｓ：
Ｓは、Ｆｅ又はＭｎと結合して硫化物を形成し、加工条件が厳しい部位においてはボイド発生の起点となりやすく、加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。
【００４３】
前記（２）の発明に係る熱延鋼板は、上記のＣからＳまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するものである。
【００４４】
前記（３）の発明に係る熱延鋼板は、前記（２）の発明に記載の成分中のＦｅの一部に代えて、下記（ａ）群又は（ｂ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含む化学組成を有するものである。
【００４５】
（ａ）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下、
（ｂ）Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下。
【００４６】
ここで、上記（ａ）群に記載のＮｂからＢまでのいずれの元素も鋼の強度を一層高める作用を有するので、ＮｂからＢまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４７】
又、上記（ｂ）群に記載のＣａからＭｇまでのいずれの元素もＭｎＳの形態を制御して熱延時に展伸しにくい介在物を形成し、加工性の低下を防止する作用を有するので、ＣａからＭｇまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４８】
なお、ＲＥＭは、前述のとおりＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、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。本発明でいうＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
【００４９】
（ａ）群（Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢ）：
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、いずれも鋼の強度を一層高める作用を有する元素である。これらの元素のうちでＮｂ、Ｔｉ及びＶは、組織を微細化する作用も有する。前記の効果を確実に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢはそれぞれ０．０１％以上、０．０１％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．０５％以上、０．０５％以上、０．０５％以上及び０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶはいずれも０．３％を超えて超えて含有すると異方性を大きくし、延性も低下させてしまう。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏはいずれも１．０％を超えて、Ｂは０．００５％を超えてそれぞれ含有すると、延性の低下をきたす。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢを添加する場合には、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量はいずれも０．３％以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量はいずれも１．０％以下、Ｂの含有量は０．００５％以下とするのがよい。
【００５０】
なお、Ｃｕを約０．３％を超えて含有させると熱間加工時に表面割れを起こすことがあるので、Ｃｕを約０．３％を超えて含有させる場合には、Ｃｕの半量以上のＮｉを同時に含有させることが望ましい。
【００５１】
（ｂ）群（Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇ）：
Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇは、いずれもＭｎＳの形態を制御して熱延時に展伸しにくい介在物を形成し、加工性の低下を防止する作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００２％以上、ＲＥＭは０．０００２％以上、Ｍｇは０．０００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％を超えて含有させても前記の効果が飽和してコストが嵩むばかりである。したがって、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下の含有量とするのがよい。
（Ｃ）熱延鋼板の製造条件
これまでに述べた（１）〜（３）の発明に係る前記（Ａ）項で述べた組織を有する熱延鋼板は、例えば、「鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取る」前記（４）の発明によって比較的容易に製造することができる。
【００５２】
すなわち、鋼塊又は鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に再加熱することにより、合金元素をオーステナイト中に固溶させることができる。ここで、加熱炉や均熱炉など再加熱処理のための炉への装入は、鋳造後や熱間加工後の高温のままの状態で行ってもよいし、一旦室温近傍まで冷却した状態から行ってもよい。
【００５３】
上記のようにしてＡｃ３ 点以上の温度に再加熱した鋼塊若しくは鋼片、又はＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下していない鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片に、タンデムミルによる圧延を施すのであるが、この際の粗圧延はオーステナイト領域であるＡｒ３ 点以上の温度で行うのがよい。粗圧延した後、仕上げ圧延はその合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として行うのがよい。
【００５４】
仕上げ圧延の合計圧下量が７０％を下回ると、フェライト結晶粒が粗大化して、機械的性質が低下するし、異方性も大きくなる。なお、仕上げ圧延の合計圧下量は９０％以上とすることが一層よい。
【００５５】
仕上げ圧延における仕上げ温度が「Ａｒ３ 点＋１００℃」を超える場合も、フェライト結晶粒が粗大化して、機械的性質が低下するし、異方性も大きくなる。一方、前記仕上げ温度がＡｒ３ 点を下回ると加工フェライト粒が残存しやすくなって異方性が極めて強くなることがある。
【００５６】
前記仕上げ圧延を終了した後は、空冷の時間をほとんど与えることなく強冷却を行うことにより、フェライト粒が極めて細粒化するとともに、＜１１１＞ｒｓ及び＜１１１＞ｔｃが発達し、容易に前記（Ａ）項で述べた集合組織が形成されるとともに組織の微細化が促進される。なお、前記方位の発達は、平均冷却速度が速いほど、且つ、仕上げ圧延を終了してから冷却開始までの時間が短いほど大きい。このため、仕上げ圧延を終了した後は０．５秒以内に冷却を開始するのがよい。冷却開始までの時間は０．１秒以内とすることが一層好ましい。又、冷却する際の平均冷却速度は４００℃／秒以上とするのがよい。この平均冷却速度は６００℃／秒以上であれば一層好ましい。なお、上記の平均冷却速度で冷却するのは仕上げ温度から少なくとも「Ａｒ３ 点−１００℃」までである。これは「Ａｒ３ 点−１００℃」を超える温度までしか冷却しない場合には、フェライト粒が粗大化するとともに、所望の集合組織が得られない場合があるからである。「Ａｒ３ 点−１００℃」未満の温度まで冷却することを妨げないが、鋼によってはフェライトの体積割合が減少することがある。
【００５７】
前記条件で冷却した後は６００℃以下の温度で巻き取るのがよい。巻き取り温度が６００℃を超えると、上記の熱延及び冷却をすることにより得られた微細なフェライトが成長して粗大化するためである。
【００５８】
したがって、（４）の発明においては、鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることとした。
【００５９】
（Ａ）項で述べた組織は、「鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取る」ことによっても比較的容易に得られる。この方法は、最終スタンドでは被圧延材の表面に乗っている冷却水を除去し、且つ、冷却後に析出したフェライトに歪をほとんど与えない程度の軽い圧延を施すことにより、板厚方向の温度分布を緩和してｄｓ／ｄｃが過度に小さくなるのを防ぐものである。なお、最終スタンドにおける１０％を超える圧下は、加工フェライトを生成させるので最終スタンドの圧下量は１０以下とするのがよい。一層好ましくは５％以下である。冷却水を除去するだけで圧下量は０％としてもよい。
【００６０】
したがって、（５）の発明においては、鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることとした。
【００６１】
１パス当たりの圧下量（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいい、又、ｎを２以上の整数として、ｎパスからなる圧延の合計圧下量（％）とは、当該圧延の１パス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ１Ｉ、ｎパス目の圧延後の被圧延材厚みをｔｎｆとしたとき｛（ｔ１ｉ−ｔｎｏ）／ｔ１ｉ｝×１００で求められるものをいうこと、「平均冷却速度」が冷却前後の温度差を冷却時間で除したものを指し、本発明でいう温度が鋼板表面における温度をいうことは既に述べたとおりである。
【００６２】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００６３】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造により製造し、連続鋳造終了後に室温まで空冷した。その後、上記のスラブを１２００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、試験用小型タンデムミルを使用して、表２に示す条件で仕上圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が１．８〜５．５ｍｍの鋼板を得た。なお、スラブ加熱温度は１２５０℃で粗圧延は通常の方法で行った。
【００６４】
【表１】
【表２】
得られた鋼板から試験片を採取し、組織、常温での引張特性及び伸びフランジ加工性を調査した。
【００６７】
組織は、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡を用いて、鋼板板厚の断面組織を観察し、又、＜１１１＞極密度は通常のＸ線測定方法により求めた。
【００６８】
常温での引張特性は、ＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。なお、試験片は圧延方向を０゜として、０゜、４５゜及び９０゜の３方向から採取した。
【００６９】
伸びフランジ加工性は、縦横それぞれ１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチで直径が１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、先端角６０゜の円錐ポンチでこの穴を拡げて、穴の縁にクラックが貫通する限界の穴直径から計算される限界穴拡げ率によって評価した。
【００７０】
表３〜５に、前記の各調査結果をまとめて示す。この表において平均ｒ値はｒ０、ｒ４５及びｒ９０をそれぞれ試験片採取方向が０゜、４５゜及び９０゜の場合のｒ値として、「（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４」の式で計算した値を指す。
【００７１】
【表３】
【表４】
【表５】
表３〜５から明らかなように、本発明の組織規定を満たす試験番号１〜３、８，１１、１３、１５、１６、１８〜２１及び２３の熱延鋼板は異方性が小さく優れた加工性を有している。
【００７５】
これに対して、本発明の組織規定から外れる試験番号４〜７、９、１０、１２、１４、１７及び２２の熱延鋼板は、延性、伸びフランジ加工性、面内異方性が劣り、加工性に劣るものである。
【００７６】
（実施例２）
連続鋳造により製造し、連続鋳造終了後に室温まで空冷した前記実施例１に示した鋼Ａのスラブを１２００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、試験用小型タンデムミルを使用して、表６に示す条件で仕上圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が１．９及び２．０ｍｍの鋼板を得た。なお、スラブ加熱温度は１２５０℃で粗圧延は通常の方法で行った。
【００７７】
【表６】
得られた鋼板から試験片を採取し、実施例１と同様にして組織、常温での引張特性及び伸びフランジ加工性を調査した。
【００７９】
表７及び表８に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお表７における平均ｒ値も前記の「（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４」の式で計算した値を指す。
【００８０】
【表７】
【表８】
表７及び表８から明らかなように、本発明の組織規定を満たす試験番号２４及び２５の熱延鋼板は異方性が小さく優れた加工性を有している。一方、本発明の組織規定から外れる試験番号２６の熱延鋼板は加工性が低く異方性も極めて大きい。
【００８３】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板は、面内異方性が小さく加工性に優れるので、自動車に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。本発明の熱延鋼板は本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。
Claims (5)
- 体積割合で５０％以上のフェライトを含む板厚が５ｍｍ以下の熱延鋼板であって、板厚全体にわたるフェライトの平均粒径が１．１μｍ以上４μｍ未満、表面から板厚の１／８の深さの部位におけるフェライトの平均粒径ｄｓの板厚中心部におけるフェライトの平均粒径ｄｃに対する比率ｄｓ／ｄｃが０．４以上０．８未満、表面から板厚の１／８の深さの部位における圧延方向の＜１１１＞極密度が集合組織をもたないものの１．５倍以上及び、板厚中心部における板幅方向の＜１１１＞極密度が集合組織を持たないものの１．５倍以上である熱延鋼板。
- 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる請求項１に記載の熱延鋼板．
- 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１％を超えて０．３％まで、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％及びＰ：０．００５〜０．５％及びＳ：０．０５％以下を含み、更に、下記（ａ）群又は（ｂ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる請求項１に記載の熱延鋼板。
（ａ）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下
（ｂ）Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）及びＭｇのうちの１種又は２種以上の合計で０．００５％以下 - 鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延における合計圧下量を７０％以上、仕上げ温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として仕上げ圧延を行い、前記仕上げ圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、仕上げ温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
- 鋼塊若しくは鋼片をＡｃ３ 点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ３ 点以下の温度域まで温度低下させることなしに、Ａｒ３ 点以上の温度域で粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延において最終の一段前のスタンドまでの仕上げ圧延の合計圧下量を７０％以上、最終の一段前のスタンド出側温度をＡｒ３ 点〜「Ａｒ３ 点＋１００℃」の温度域の温度として圧延し、最終の一段前のスタンドでの圧延を終了した後０．５秒以内に冷却を開始して、最終の一段前のスタンド出側温度から「Ａｒ３ 点−１００℃」までを４００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、次いで、最終スタンドで圧下量１０％以下の圧延を施し、その後６００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
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