JP2009270171A - 熱間圧延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強さ、形状凍結性、延性、伸びフランジ性及び表面性状に優れる熱間圧延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.01〜0.15％、Si:0.2〜1.5％、Mn:0.5〜2.5％、P:0.003〜0.03％、S:0.02％以下、Al:0.005〜1.0％およびN:0.01％以下を含有するとともに下記式(1)を満足し(式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量(単位:質量%)を表す。)、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、75〜90％のポリゴナルフェライト、5〜15％のマルテンサイトおよび5〜20％のベイナイトを含有し、残部が5％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が3〜20μｍである鋼組織を有し、鋼板表面における最大長さ5mm以上のSiスケール疵が10面積％以下である表面性状を有し、引張強度が590MPa以上、降伏比が70％以下、TS×El値が18000MPa・％以上、かつTS×λ値が50000MPa・％以上である機械特性を有する。
0.39×Si−5×P≦Al (1)
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C:0.01〜0.15％、Si:0.2〜1.5％、Mn:0.5〜2.5％、P:0.003〜0.03％、S:0.02％以下、Al:0.005〜1.0％およびN:0.01％以下を含有するとともに下記式(1)を満足し(式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量(単位:質量%)を表す。)、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、75〜90％のポリゴナルフェライト、5〜15％のマルテンサイトおよび5〜20％のベイナイトを含有し、残部が5％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が3〜20μｍである鋼組織を有し、鋼板表面における最大長さ5mm以上のSiスケール疵が10面積％以下である表面性状を有し、引張強度が590MPa以上、降伏比が70％以下、TS×El値が18000MPa・％以上、かつTS×λ値が50000MPa・％以上である機械特性を有する。
0.39×Si−5×P≦Al (1)
【選択図】なし
Description
本発明は、熱間圧延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材として好適な、形状凍結性、延性および伸びフランジ性に優れるとともに表面性状にも優れる、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱間圧延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、省エネルギー、省資源思想の浸透を背景に自動車産業界などの分野においては車両などの軽量化傾向が一段と進んでおり、その軽量化の一環として設計強度の変更なしに素材鋼板の薄肉化を達成することが望まれている。また、素材鋼板の用途にはプレス加工により成形されて使用される部材が多い。したがって、近年の素材鋼板には、高強度と良好な加工性とを両立することが要求されている。
このような高強度と良好な加工性が両立している鋼板としては、これまで、例えば特許文献１に記載されているようなＤＰ鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼：フェライト＋マルテンサイト二相組織鋼）が開発されている。このＤＰ鋼の特徴は降伏比が低く延性が高い点にある。しかし、上記ＤＰ鋼は、加工性にとって重要な要件の１つである“伸びフランジ性”が低く、そのため例えば自動車用足廻り材等として考えた場合には満足できるものではなかった。
そこで、ＤＰ鋼の伸びフランジ性を改善する試みとして、例えば特許文献２に開示されているように、鋼板組織をフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの三相組織とする提案がなされている。これは、ＤＰ鋼のマルテンサイトの一部をベイナイトに置き換えることで高延性を保ちつつ伸びフランジ性の改善を図ったものである。
しかしながら、上記の三相組織の鋼板では、高強度、高延性およびすぐれた伸びフランジ性を兼ね備えるために、延性、伸びフランジ性を劣化させることなく高強度化を図ることができるＳｉが添加されるが、Ｓｉを含有する熱間圧延鋼板にはＳｉスケールと呼ばれるスケールが鋼板表面に生じる。Ｓｉスケールは、熱間圧延後の鋼板表面に赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品質を著しく低下させる。
この島状模様の発生低減を図るために、島状模様の原因であるＳｉスケールを低減することを目的として、鋼中のＳｉ含有量を可及的に低減して熱間圧延前の加熱温度を下げる手段が採用されていた。
例えば、特許文献３ではＳｉの含有量が０.２５％（以下、本明細書においては、鋼の成分元素の含有量を示す「％」は特にことわりがない限り「質量％」を意味するものとする。）より多いと鋼板の表面性状が劣化することから、Ｓｉ含有量の上限を０.２５％にしている。
また、特許文献４には、スラブを加熱炉にて表面温度１１７０〜１２５０℃に１００〜１５０分間加熱保持し、Ｓｉスケールをスラブ表面に均一に発生させ、その後の熱間圧延工程で１回以上デスケーリングを行い、熱間圧延の際に生成したスケールをまとめて除去することにより島状模様の発生を抑制した表面性状に優れる高強度熱間圧延鋼板の製造方法が提案されている。
特開昭５５−４４５５１号公報
特開昭５７−７０２５７号公報
特開昭５８−６９３７号公報
特開平５−２７９７３４号公報
しかしながら、特許文献３に開示される技術では、通常の熱間圧延においてＳｉスケールを安定して皆無にするにはＳｉ含有量を０.０４％以下程度にまで低減せざるを得ないのが実状である。この程度のＳｉ含有量では、延性、伸びフランジ性を劣化させることなく高強度化を図るという目的を達成することは不可能である。
また、特許文献４に開示される技術について本発明者らが確認試験を行ったところ、この技術により加熱段階で生成する１次スケールは加熱直後のデスケーリングにより除去できるものの、その後の圧延過程において２次スケールが生成し、熱間圧延終了後のＳｉスケールとなることが判明した。
このように、上記の特許文献に開示される技術では、高い機械特性（引張強度、延性、伸びフランジ性など）を維持しつつ良好な表面性状を有する熱間圧延鋼板を実現できていない。
そこで、本発明の目的は、５９０ＭＰａ以上の高い引張強さを有しつつ、優れた形状凍結性、延性および伸びフランジ性を有するとともに、さらに優れた表面性状を有する高強度熱間圧延鋼板とその製造方法を提供することにある。
上記の目的を達成すべく鋭意研究した結果、高強度で優れた延性をもつＳｉ含有量が０.２％以上である複相組織鋼の鋼組織を最適化することにより、高強度で高延性を保ちつつ、伸びフランジ性に優れた熱間圧延鋼板が得られることを、本発明者等は知見した。
また、本発明者等は、粗バーの表面に生成するＦｅ２ＳｉＯ４が溶融化する温度、換言すれば、粗バーの表面に生成するＦｅＯとＦｅ２ＳｉＯ４との共晶温度（以下、「ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度」ともいう。）以上に粗バーの温度を高めれば、高Ｓｉ含有鋼からなる粗バーであってもＦｅ２ＳｉＯ４の強い酸化抑制効果を消失させて酸化スケール（ＦｅＯ）を十分に生成させることができ、これによってデスケーリング性を著しく向上させることができること、および上記共晶温度すなわち限界温度Ｔが下記式（２）により得られることから、粗バーの化学組成を下記式（１）を満足させることにより実際の製造ラインにおいても粗バーの温度をＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度以上とすることを実施可能にできることをも知見した。
０．３９×Ｓｉ−５×Ｐ≦Ａｌ （１）
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
上記新知見に基づいて完成された本発明は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１５％、Ｓｉ:０.２〜１.５％、Ｍｎ：０.５〜２.５％、Ｐ：０.００３〜０.０３％、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００５〜１.０％およびＮ：０.０１％以下を含有するとともに下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、７５〜９０％のポリゴナルフェライト、５〜１５％のマルテンサイトおよび５〜２０％のベイナイトを含有し、残部が５％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍである鋼組織を有し、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵が１０面積％以下である表面性状を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上、かつ引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする熱間圧延鋼板。
０．３９×Ｓｉ−５×Ｐ≦Ａｌ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
（１）質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１５％、Ｓｉ:０.２〜１.５％、Ｍｎ：０.５〜２.５％、Ｐ：０.００３〜０.０３％、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００５〜１.０％およびＮ：０.０１％以下を含有するとともに下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積％で、７５〜９０％のポリゴナルフェライト、５〜１５％のマルテンサイトおよび５〜２０％のベイナイトを含有し、残部が５％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍである鋼組織を有し、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵が１０面積％以下である表面性状を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上、かつ引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする熱間圧延鋼板。
０．３９×Ｓｉ−５×Ｐ≦Ａｌ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
また、「穴拡げ率」とは、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）をいい、この穴拡げ率により伸びフランジ性を定量的に評価することができる。
鋼組織に関し、鋼組織の面積％および平均結晶粒径の計測は、鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡および／または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各組織について行う。また、鋼組織における「残部」とは、ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよびベイナイト以外の相または組織をいい、この残部が「５％未満」とは、鋼組織が上記の三相のみで構成される場合も含むものとする。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０.５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｕ：０.５％以下、Ｎｉ：０.５％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱間圧延鋼板。
（５）下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする熱間圧延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１から４のいずれかに記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
（Ａ）請求項１から４のいずれかに記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
本発明の鋼板は、高強度でありながら、良好な形状凍結性、延性および伸びフランジ性を有するとともに表面性状に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。
以下に、本発明の最良の形態や製造条件の範囲およびこれらの設定理由について説明する。
１．化学組成
（１）Ｃ
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼板を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０.０１％未満では、十分なマルテンサイトの量が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板を製造することが困難となる。一方、０.１５％を超えると溶接性が低下する。
１．化学組成
（１）Ｃ
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼板を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０.０１％未満では、十分なマルテンサイトの量が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板を製造することが困難となる。一方、０.１５％を超えると溶接性が低下する。
したがって、Ｃ含有量を０．０１〜０．１５％とする。なお、５９０ＭＰａ以上の高強度を容易に得るにはＣ含有量を０.０３％以上とすることが好ましく、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るにはＣ含有量を０.０４％以上とすることが望ましい。
（２）Ｓｉ
Ｓｉは固溶強化によって主相（複合組織における体積率が最大の相または組織）であるフェライトを強化するのみならず、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、第二相（主相以外の相および組織）にマルテンサイトを生成させることを容易にする。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性である複合組織鋼を製造するために重要であり、上記作用効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする。特に、高強度で高延性型の複合組織鋼とするにはＳｉ含有量を０.４％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１.５％を超えると溶接性や靱性の劣化を招くようになる。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜１．５％とする。
Ｓｉは固溶強化によって主相（複合組織における体積率が最大の相または組織）であるフェライトを強化するのみならず、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、第二相（主相以外の相および組織）にマルテンサイトを生成させることを容易にする。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性である複合組織鋼を製造するために重要であり、上記作用効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする。特に、高強度で高延性型の複合組織鋼とするにはＳｉ含有量を０.４％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１.５％を超えると溶接性や靱性の劣化を招くようになる。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜１．５％とする。
（３）Ｍｎ
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、マルテンサイトを生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。一方、２.５％を超えてＭｎを含有させてもその効果は飽和する。
したがって、Ｍｎ含有量を０．５〜２．５％とする。マルテンサイトの生成を容易にする程度の焼き入れ性を確保するには、Ｍｎ含有量を１.０％以上とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、マルテンサイトを生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。一方、２.５％を超えてＭｎを含有させてもその効果は飽和する。
したがって、Ｍｎ含有量を０．５〜２．５％とする。マルテンサイトの生成を容易にする程度の焼き入れ性を確保するには、Ｍｎ含有量を１.０％以上とすることが好ましい。
（４）Ｐ
Ｐは安価な固溶強化元素であり、高強度化に有効である。しかし、その含有量が０．００３％未満では上記の効果が得難い。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、溶接性の低下を招き、特に、その含有量が０.０３％以上になると偏析が著しくなって溶接性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０.００３〜０.０３％とする。
更に望ましい下限は、製造コストの観点から０.００５％以上であり、更に望ましい上限は、溶接性の観点から０.０２５％以下である。
Ｐは安価な固溶強化元素であり、高強度化に有効である。しかし、その含有量が０．００３％未満では上記の効果が得難い。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、溶接性の低下を招き、特に、その含有量が０.０３％以上になると偏析が著しくなって溶接性の低下が極めて大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０.００３〜０.０３％とする。
更に望ましい下限は、製造コストの観点から０.００５％以上であり、更に望ましい上限は、溶接性の観点から０.０２５％以下である。
（５）Ｓ
Ｓは、不純物元素であり、伸びフランジ性を低下させる硫化物を形成するため、少なければ少ないほど好ましい。本発明においては、Ｓ含有量を０.０２％以下とする。好ましくは、０.０１％以下である。
Ｓは、不純物元素であり、伸びフランジ性を低下させる硫化物を形成するため、少なければ少ないほど好ましい。本発明においては、Ｓ含有量を０.０２％以下とする。好ましくは、０.０１％以下である。
（６）Ａｌ
ＡｌはＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度を低下させる作用を有し、Ｓｉスケール疵の発生を抑制するのに非常に重要な元素である。Ａｌ含有量を、Ｓｉ含有量とＰ含有量とで表される下記式（１）を満たすようにすることで、通常の熱間圧延プロセス、具体的には、粗熱間圧延により得られる粗バーの温度を１１００℃以上とし、その粗バーに高圧水吹きつけなど一般的な手法によりデスケーリングを行うことにより、Ｓｉスケールが安定的に除去される。このため、Ｓｉ含有量が０．２〜１．５％であっても、Ｓｉスケール疵が抑制された表面性状に優れた熱間圧延鋼板を安定的に得ることが実現される。
ＡｌはＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度を低下させる作用を有し、Ｓｉスケール疵の発生を抑制するのに非常に重要な元素である。Ａｌ含有量を、Ｓｉ含有量とＰ含有量とで表される下記式（１）を満たすようにすることで、通常の熱間圧延プロセス、具体的には、粗熱間圧延により得られる粗バーの温度を１１００℃以上とし、その粗バーに高圧水吹きつけなど一般的な手法によりデスケーリングを行うことにより、Ｓｉスケールが安定的に除去される。このため、Ｓｉ含有量が０．２〜１．５％であっても、Ｓｉスケール疵が抑制された表面性状に優れた熱間圧延鋼板を安定的に得ることが実現される。
０.３９×Ｓｉ−５×Ｐ≦Ａｌ (１)
ただし、Ａｌ含有量が０．００５％未満の場合には上記のＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度を低下させる作用はほとんど見られなくなり、一方、１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して延性と曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜１．０％としつつ上記式（１）を満たすようにする。
ただし、Ａｌ含有量が０．００５％未満の場合には上記のＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度を低下させる作用はほとんど見られなくなり、一方、１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して延性と曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜１．０％としつつ上記式（１）を満たすようにする。
（７）Ｎ
Ｎは、不純物元素であり、ＡｌやＴｉと結合して延性を低下させる窒化物を形成するため、少なければ少ないほど好ましい。本発明においては、Ｎ含有量を０.０１％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。一方、過剰なＮ含有量の低減は著しい製造コストの増加を招くため、Ｎ含有量は０.０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物元素であり、ＡｌやＴｉと結合して延性を低下させる窒化物を形成するため、少なければ少ないほど好ましい。本発明においては、Ｎ含有量を０.０１％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。一方、過剰なＮ含有量の低減は著しい製造コストの増加を招くため、Ｎ含有量は０.０００５％以上とすることが好ましい。
（８）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、析出強化元素であり、鋼板の強度を一層高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.５％以下およびＷ：０.５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.０１％以上、Ｎｂ：０.００５％以上、Ｖ：０.０１％以上またはＷ:０.０１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷは、析出強化元素であり、鋼板の強度を一層高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.５％以下およびＷ：０.５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.０１％以上、Ｎｂ：０.００５％以上、Ｖ：０.０１％以上またはＷ:０.０１％以上とすることが好ましい。
（９）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ：
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、固溶強化元素であり、鋼板の強度を一層高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、Ｃｒ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｕ：０.５％以下、Ｎｉ：０.５％以下およびＢ：０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｍｏ：０.０５％以上、Ｃｕ：０.０５％以上、Ｎｉ：０.０５％以上またはＢ：０.０００２％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、固溶強化元素であり、鋼板の強度を一層高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、Ｃｒ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｕ：０.５％以下、Ｎｉ：０.５％以下およびＢ：０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｍｏ：０.０５％以上、Ｃｕ：０.０５％以上、Ｎｉ：０.０５％以上またはＢ：０.０００２％以上とすることが好ましい。
（１０）ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ：
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、硫化物や酸化物などの介在物を球状化して、加工性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ：０.００５％以上、Ｍｇ：０.０００５％以上またはＣａ：０.０００５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、硫化物や酸化物などの介在物を球状化して、加工性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和し、いたずらにコストの増加を招くので、それぞれの元素の含有量は、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ：０.００５％以上、Ｍｇ：０.０００５％以上またはＣａ：０.０００５％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよ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。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
２．鋼組織
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と伸びフランジ性を得るためには、鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各相の面積率（単位：面積％）で、７５〜９０％のポリゴナルフェライト、５〜１５％のマルテンサイトおよび５〜２０％のベイナイトを含有し、残部が５％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍである鋼組織とすることが必要である。以下、ベイナイトやパーライト等の「組織」を便宜上「相」ともいい、鋼組織における各相の存在割合を表す「％」は、上記の計測方法による「面積％」の意味である。
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と伸びフランジ性を得るためには、鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各相の面積率（単位：面積％）で、７５〜９０％のポリゴナルフェライト、５〜１５％のマルテンサイトおよび５〜２０％のベイナイトを含有し、残部が５％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍである鋼組織とすることが必要である。以下、ベイナイトやパーライト等の「組織」を便宜上「相」ともいい、鋼組織における各相の存在割合を表す「％」は、上記の計測方法による「面積％」の意味である。
（１）ポリゴナルフェライト
鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合が７５％未満であると、軟質なポリゴナルフェライトの割合が過小となり、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相の割合が過大となるため、鋼板の加工性が劣化する。一方、鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合が９０％を超えると、軟質なポリゴナルフェライトの割合が過大となり、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相の割合が過小となるため、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。
鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合が７５％未満であると、軟質なポリゴナルフェライトの割合が過小となり、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相の割合が過大となるため、鋼板の加工性が劣化する。一方、鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合が９０％を超えると、軟質なポリゴナルフェライトの割合が過大となり、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相の割合が過小となるため、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。
また、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（上記の鋼組織の面積率の計測に用いた観察視野で計測した結晶粒径の平均値）が３μｍ未満であると、降伏点が上昇して形状凍結性が劣化する。一方、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超であると、５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。さらに、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が粗大であると、マルテンサイトおよびベイナイトの平均粒径も粗大となり、伸びフランジ加工の際にボイドが発生しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超の場合には引張強度と伸びフランジ性とを両立させることが困難となる。
したがって、鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合は７５〜９０％とし、その平均結晶粒径は３〜２０μｍとする。
したがって、鋼組織に占めるポリゴナルフェライトの割合は７５〜９０％とし、その平均結晶粒径は３〜２０μｍとする。
（２）マルテンサイト
マルテンサイトは、鋼板の強度を向上させるとともに、降伏比を低下させて良好な形状凍結性を得るために必要な組織である。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるマルテンサイトの割合を５％以上とする。
マルテンサイトは、鋼板の強度を向上させるとともに、降伏比を低下させて良好な形状凍結性を得るために必要な組織である。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるマルテンサイトの割合を５％以上とする。
一方、鋼組織に占めるマルテンサイトの割合が過大であると伸びフランジ性の劣化を招く。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるマルテンサイトの割合を１５％以下とする。
（３）ベイナイト
ベイナイトは、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの相間の硬度差に起因する伸びフランジ性の劣化を抑制するために必要である。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるベイナイトの割合を５％以上とする。
ベイナイトは、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの相間の硬度差に起因する伸びフランジ性の劣化を抑制するために必要である。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるベイナイトの割合を５％以上とする。
一方、鋼組織に占めるベイナイトの割合が過大であると延性の劣化を招く。したがって、本発明においては、鋼組織に占めるべイナイトの割合を２０％以下とする。
なお、ここでいうベイナイトにはベイニティックフェライトが含まれる。
なお、ここでいうベイナイトにはベイニティックフェライトが含まれる。
（４）その他
本発明に係る鋼板の鋼組織は、上記のポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトにより構成されていてもよいし、上記の三相以外の相を含有していてもよい。ただし、上記の三相以外の相を含有する場合は、その合計面積率は５％未満とする。ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよびベイナイト以外の相とは、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトである。パーライトおよびセメンタイトの面積率が５％以上である場合には、均一伸びが減少し、結果的に延性が劣化する。また、残留オーステナイトの面積率が５％以上である場合には、均一伸びは向上するが、伸びフランジ性が劣化する。
本発明に係る鋼板の鋼組織は、上記のポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトにより構成されていてもよいし、上記の三相以外の相を含有していてもよい。ただし、上記の三相以外の相を含有する場合は、その合計面積率は５％未満とする。ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよびベイナイト以外の相とは、パーライト、セメンタイトおよび残留オーステナイトである。パーライトおよびセメンタイトの面積率が５％以上である場合には、均一伸びが減少し、結果的に延性が劣化する。また、残留オーステナイトの面積率が５％以上である場合には、均一伸びは向上するが、伸びフランジ性が劣化する。
３．表面性状
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率は１０面積％以下とする。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率は１０面積％以下とする。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率が１０面積％超となると、外観が美麗でないばかりか、不均一なＳｉスケールの存在に起因して、熱間圧延後の冷却過程において同一鋼板内における温度ムラが顕著となり、同一鋼板内における材質の変動が大きくなる。
４．機械特性
本発明の鋼板は、良好な形状凍結性、延性および伸びフランジ性を備えた高強度熱間圧延鋼板を提供することを目的とするものであるから、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有するものとする。なお、引張強度を７８０ＭＰａ以上とすれば、特に部材の薄肉化に効力が発揮されるので好ましい。
本発明の鋼板は、良好な形状凍結性、延性および伸びフランジ性を備えた高強度熱間圧延鋼板を提供することを目的とするものであるから、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上、引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有するものとする。なお、引張強度を７８０ＭＰａ以上とすれば、特に部材の薄肉化に効力が発揮されるので好ましい。
５．製造方法
本発明の熱間圧延鋼板は、例えば、下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有する熱間圧延鋼板の製造方法により効率的に製造することができる。
（Ａ）本発明に係る上記の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１１００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
本発明の熱間圧延鋼板は、例えば、下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有する熱間圧延鋼板の製造方法により効率的に製造することができる。
（Ａ）本発明に係る上記の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１１００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
以下に各工程について説明する。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
以下に各工程について説明する。
（１）粗熱間圧延工程
粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１１００℃以上とする。前記温度が１１００℃未満では、鋼塊または鋼片の中に存在する粗大な硫化物や窒化物などが再固溶せずに、熱間圧延後の鋼板にまで残存し、延性を著しく劣化させる場合がある。また、オーステナイトが粗大化しないため、ポリゴナルフェライトの生成が過剰となり、所望のポリゴナルフェライト面積率が得られなくなる場合がある。なお、鋼塊または鋼片を粗熱間圧延に供する態様は、１１００℃未満の温度にある鋼塊または鋼片を再加熱したものを供するものであってもよく、連続熱間圧延後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片をそのままあるいは保温を行って供するものであってもよい。
前記温度の上限は特に規定する必要はないが、１３００℃超ではスラブが自重で変形して圧延トラブルに繋がる危険性があるので、１３００℃以下とすることが好ましい。
粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１１００℃以上とする。前記温度が１１００℃未満では、鋼塊または鋼片の中に存在する粗大な硫化物や窒化物などが再固溶せずに、熱間圧延後の鋼板にまで残存し、延性を著しく劣化させる場合がある。また、オーステナイトが粗大化しないため、ポリゴナルフェライトの生成が過剰となり、所望のポリゴナルフェライト面積率が得られなくなる場合がある。なお、鋼塊または鋼片を粗熱間圧延に供する態様は、１１００℃未満の温度にある鋼塊または鋼片を再加熱したものを供するものであってもよく、連続熱間圧延後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片をそのままあるいは保温を行って供するものであってもよい。
前記温度の上限は特に規定する必要はないが、１３００℃超ではスラブが自重で変形して圧延トラブルに繋がる危険性があるので、１３００℃以下とすることが好ましい。
（２）デスケーリング工程
粗熱間圧延により得られた粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施す。
粗熱間圧延により得られた粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施す。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、母材とスケールとの界面に生成するボイドの生成量も増加する。このようにして発生した圧縮応力と生成したボイドとの相互作用によりデスケーリング性が向上する。したがって、粗熱間圧延完了後デスケーリング開始前におけるスケール生成が進行するほど、粗バーの表面に生成するスケールは剥離し易いものとなる。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、母材とスケールとの界面に生成するボイドの生成量も増加する。このようにして発生した圧縮応力と生成したボイドとの相互作用によりデスケーリング性が向上する。したがって、粗熱間圧延完了後デスケーリング開始前におけるスケール生成が進行するほど、粗バーの表面に生成するスケールは剥離し易いものとなる。
しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％以上であるＳｉ含有鋼では、粗熱間圧延工程において鋼塊または鋼片を高温かつ長時間の加熱を施すことによって、ＳｉのＦｅとの複合酸化物（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が生成する。このＦｅ２ＳｉＯ４は母材および酸化スケール（ＦｅＯ）の界面に形成されるため、母材からのさらなるスケールの生成は抑制され、デスケーリングされにくいＳｉスケールが母材の表面に形成されてしまう。
一般に、スケールの生成量を増加させるには粗熱間圧延工程における鋼板温度を高くすればよいが、Ｓｉ含有鋼ではＦｅ２ＳｉＯ４による上記のスケール生成抑制効果が顕著であるため、鋼板温度を多少高めた程度では十分なスケールの生成量を得ることができない。
ところが、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度まで鋼板温度を高めると、母材と酸化スケール（ＦｅＯ）との界面に形成されたＦｅ２ＳｉＯ４が溶融するため、Ｓｉ含有量が高いＳｉ含有鋼についても母材からのスケール生成を安定的に促進させることが可能となる。その結果スケールは剥離しやすくなり、Ｓｉスケール疵は発生しにくくなる。
このＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度は、ＦｅＯおよびＦｅ２ＳｉＯ４のみの純粋な系では約１１７７℃以上であり、実設備において粗バーのこの温度に設定することは困難である。しかしながら、不純物が存在する場合にはその影響でＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度（以下、「限界温度Ｔ」という。）は低下する。
この限界温度Ｔを効率的に低下させることが可能な元素としてＰ、Ａｌが挙げられる。前述の化学組成を有する鋼について、これらの元素およびＳｉの含有量と限界温度Ｔとの関係を調査したところ、上記式（２）が得られた。そこで、本発明に係るデスケーリング工程では、デスケーリングの前にこの下限温度Ｔ以上に粗バーを加熱することとしている。
なお、粗バーの温度を限界温度Ｔ以上とする方法は常法でよく、例えば、粗熱間圧延機列と仕上熱間圧延機列との間に誘導加熱、通電加熱、炉加熱等の装置を設けて行えばよい。温度の制御性の観点からは誘導加熱装置が好ましい。また、粗熱間圧延後の粗バーの温度が限界温度Ｔ以上である場合には特に粗バーを加熱する必要はない。例えば、粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を高温とすることにより、粗熱間圧延後の粗バーの温度を限界温度Ｔ以上としてもよい。但し、鋼塊または鋼片の加熱に要するコスト、スケールロスによる歩留り低下、粗バーの温度制御性の観点からは、粗バーを加熱する方法を採用することが好ましい。
デスケリーング装置は、公知のデスケーリング装置でよく、例えば、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下および粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下の条件で高圧水を噴射する噴射用ノズルが複数個配置されたデスケーリング装置を用いて、粗バーの表面へ高圧水を噴射すればよい。また、スケール除去時の粗バーの移動速度も特に制限されず、例えば、０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下とすればよい。なお、デスケーリングを行う際の粗バーの温度は特に限定を要さない。
（３）仕上熱間圧延工程
上記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする。
上記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする。
圧延完了温度がＡｒ３点未満では、フェライト域圧延となって加工フェライトが生成し、鋼板の加工性が劣化する。程度が著しい場合には圧延時に体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生する。一方、圧延完了温度が（Ａｒ３点＋１５０℃）超では、ポリゴナルフェライトの生成が抑制され、ポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となる。
（４）１次冷却工程
上記熱間圧延鋼板に仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する。ここで、１次冷却とは、連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。この水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「前段バンク」のことであり、この場合には、１次冷却の平均冷却速度は前段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
上記熱間圧延鋼板に仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する。ここで、１次冷却とは、連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。この水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「前段バンク」のことであり、この場合には、１次冷却の平均冷却速度は前段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
仕上熱間圧延後に冷却を開始するまでの時間が３．０秒間超の場合、または、１次冷却の平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超となる場合がある。一方、１次冷却の平均冷却速度が２００℃／秒超の場合には、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満となる場合がある。
１次冷却完了温度が７８０℃超の場合には、ポリゴナルフェライトの生成が促進されて、ポリゴナルフェライトの面積率が９０％超となる場合がある。一方、１次冷却完了温度が６００℃未満の場合には、ポリゴナルフェライトの生成が抑制されて、ポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となる場合がある。
（５）中間空冷工程
上記の１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す。
中間空冷時間が５秒間未満では、所望の面積率のポリゴナルフェライトの確保が困難となる。中間空冷時間が１５秒間超では、パ−ライト面積率が５％超となってしまう。
上記の１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す。
中間空冷時間が５秒間未満では、所望の面積率のポリゴナルフェライトの確保が困難となる。中間空冷時間が１５秒間超では、パ−ライト面積率が５％超となってしまう。
（６）２次冷却・巻取工程
上記の中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る。このようにすることにより、マルテンサイト面積率を５％〜１５％かつベイナイト面積率を５％〜２０％にすることが安定的に実現される。
上記の中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る。このようにすることにより、マルテンサイト面積率を５％〜１５％かつベイナイト面積率を５％〜２０％にすることが安定的に実現される。
ここで、２次冷却とは、１次冷却と同様に連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。この水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「後段バンク」のことであり、この場合には、２次冷却の平均冷却速度は後段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
２次冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、または、巻取温度が２５０℃超の場合には、冷却が不十分となるので、マルテンサイトを５面積％以上確保することが困難となるとともに、ベイナイトの面積率を２０％以下とすることも困難となる。
これに対し、巻取温度が１５０℃未満の場合には、冷却が過剰となり、マルテンサイトの面積率が増加して、ベイナイトを５面積％以上確保することが困難となる。なお、２次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、実設備の制約上２００℃／秒以下とすることが好ましい。
（７）その他の工程
上記の工程により得られた熱間圧延鋼板に対して、酸洗を行ってもよいし、スキンパスによる平坦矯正を行ってもよい。酸洗もスキンパスもその条件は公知の方法に基づき設定すればよく、酸洗前にスキンパスで平坦矯正を行ってもその効果は失われない。
上記の工程により得られた熱間圧延鋼板に対して、酸洗を行ってもよいし、スキンパスによる平坦矯正を行ってもよい。酸洗もスキンパスもその条件は公知の方法に基づき設定すればよく、酸洗前にスキンパスで平坦矯正を行ってもその効果は失われない。
以下に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例により制限されるものではない。
１．熱間圧延鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。
１．熱間圧延鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。
得られたスラブを表２に示す条件にて加熱した後、粗圧延を実施し厚み３５ｍｍの粗バーとし、誘導加熱装置で粗バーを加熱した（加熱温度は表２参照。）。その後、高圧水を噴射する噴射用ノズルが複数個配置されたデスケーリング装置を用いてデスケーリングを行った。その条件は次のとおりである：
高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下
粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下
スケール除去時の粗バーの移動速度：０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下
デスケーリングされた粗バーに対して仕上げ圧延、冷却、巻き取りを実施し、板厚３．５ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。各工程の条件は表２に示されるとおりである。得られた熱間圧延鋼板をアンコイルして、スキンパスでの平坦矯正および酸洗によるスケール除去を実施した。
高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下
粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下
スケール除去時の粗バーの移動速度：０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下
デスケーリングされた粗バーに対して仕上げ圧延、冷却、巻き取りを実施し、板厚３．５ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。各工程の条件は表２に示されるとおりである。得られた熱間圧延鋼板をアンコイルして、スキンパスでの平坦矯正および酸洗によるスケール除去を実施した。
２．評価方法
（１）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を測定した。ポリゴナルフェライトの面積率は、得られた顕微鏡画像に対して画像処理することにより求めた。第２相の同定ならびに平均粒径は、走査型電子顕微鏡を用いて調査した。
（１）鋼組織の評価
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を測定した。ポリゴナルフェライトの面積率は、得られた顕微鏡画像に対して画像処理することにより求めた。第２相の同定ならびに平均粒径は、走査型電子顕微鏡を用いて調査した。
（２）鋼板の表面性状の評価
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて実施した。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて実施した。
（３）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
（４）穴拡げ試験
各鋼板から縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を採取し、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）によって伸びフランジ加工性を評価した。
各鋼板から縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を採取し、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）によって伸びフランジ加工性を評価した。
３．評価結果
上記の評価方法に基づき得られた鋼板の特性結果を表３に示した。
上記の評価方法に基づき得られた鋼板の特性結果を表３に示した。
本発明である供試材Ｎｏ．１〜１０は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で降伏比（ＹＲ）が７０％以下、ＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上かつＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上であり、形状凍結性、延性および伸びフランジ性に優れていた。加えて、最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵が面積率で１０％以内であり鋼板の表面性状にも優れていた。
これに対して、供試材Ｎｏ．１１の材質Ｉは粗バー加熱限界温度が約１１５０℃と高いため、粗バー加熱温度が限界温度を上回ることができず、Ｓｉスケール疵の面積率が４０％となり表面性状が劣化した。
供試材Ｎｏ．１２は、巻取温度が６０℃と低かったため、マルテンサイト面積率が多く、ベイナイト面積率が少なくなり、伸びフランジ性が劣化した。このため、ＴＳ×λ値が不芳であった。
供試材Ｎｏ．１３は、巻取温度が２８０℃と高かったため、マルテンサイトが生成せず、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、延性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値が不芳であった。
供試材No.１４は、仕上熱間圧延完了から１次冷却開始までの時間が３．２秒と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライト粒の成長が促進され、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超となり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、伸びフランジ性が劣化した。このため、ＴＳ×λ値が不芳であった。
供試材Ｎｏ.１５は、１次冷却の冷却速度が２０５℃／秒と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライトの粒成長が抑制され、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満となり、降伏比が７０％超となった。
供試材Ｎｏ．１６は、１次冷却の冷却速度が１５℃／秒と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライト粒の成長が促進し、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超となり、ＴＳが５９０ＭＰａ未満となった。
供試材Ｎｏ．１７は、２次冷却の冷却速度が８℃／秒と本発明外であった。そのため、マルテンサイト面積率が５％未満、ベイナイト面積率が２０％超となり、延性および形状凍結性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値および降伏比が不芳であった。
供試材Ｎｏ．１８は、スラブの加熱温度が１０８０℃と本発明外であるため、ポリゴナルフェライトの生成が促進されポリゴナルフェライトの面積率が９０％超となった。スラブ中に存在した粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、延性および伸びフランジ性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳であった。
供試材No.１９は、１次冷却完了温度が７９０℃と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライトの生成が促進され、ポリゴナルフェライトの面積率が９０％超となりＴＳが５９０ＭＰａ未満となった。
供試材Ｎｏ．２０は、１次冷却完了温度が５９０℃と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライトの生成が抑制されポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となり，延性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値が不芳であった。
供試材Ｎｏ．２１は、熱間圧延時の仕上温度が９６０℃と（Ａｒ３点＋１５０℃）を上回り、本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライトの生成が抑制され、ポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となり、延性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値が不芳であった。
供試材Ｎｏ．２２は、熱間圧延時の仕上温度が７９０℃とＡｒ３点を下回り、本発明外であるため、圧延時にフェライト生成による体積変動が起こり、正常な圧延ができなかった。そのため、鋼板の評価ができなかった。
供試材Ｎｏ．２３は、１次冷却完了後の中間空冷時間が２０秒間と本発明外であった。そのため、パーライト面積率が５％以上となり、延性および伸びフランジ性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳であった。
供試材Ｎｏ．２４は、１次冷却完了後の中間空冷時間が２秒間と本発明外であった。そのため、ポリゴナルフェライト面積率が７５％未満となり、延性が劣化した。このため、ＴＳ×Ｅｌ値が不芳であった。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１５％、Ｓｉ:０.２〜１.５％、Ｍｎ：０.５〜２.５％、Ｐ：０.００３〜０.０３％、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００５〜１.０％およびＮ：０.０１％以下を含有するとともに下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
面積％で、７５〜９０％のポリゴナルフェライト、５〜１５％のマルテンサイトおよび５〜２０％のベイナイトを含有し、残部が５％未満からなるとともに、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍである鋼組織を有し、
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵が１０面積％以下である表面性状を有し、
引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以下、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１８０００ＭＰａ・％以上、かつ引張強度と穴拡げ率との積であるＴＳ×λ値が５００００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することを特徴とする熱間圧延鋼板。
０．３９×Ｓｉ−５×Ｐ≦Ａｌ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.２％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０.５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：０.５％以下、Ｍｏ：０.５％以下、Ｃｕ：０.５％以下、Ｎｉ：０.５％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０.１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下およびＣａ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱間圧延鋼板。
- 下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする熱間圧延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１から４のいずれかに記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（２）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後３．０秒間以内に冷却を開始し、６００〜７８０℃の温度域まで２０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後５〜１５秒間の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で１００〜２５０℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （２）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
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