JP2017106121A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C：0.020％超0.060％以下、Si：0.40％以下、Mn：0.50％超1.20％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.110％以下を含有し、更に、REM等を合計で0.125％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織とし、更に、鋼板表層部の内部酸化量を0.15g/m2以下とし、引張強さが590MPa以上とする。
【選択図】図２
【解決手段】質量％で、C：0.020％超0.060％以下、Si：0.40％以下、Mn：0.50％超1.20％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.110％以下を含有し、更に、REM等を合計で0.125％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織とし、更に、鋼板表層部の内部酸化量を0.15g/m2以下とし、引張強さが590MPa以上とする。
【選択図】図２
Description
本発明は、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した高強度熱延鋼板であって、引張強さ（TS）：590MPa以上の高強度を有し、伸びフランジ性に優れると共に、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
地球環境保全の観点から、CO2排出量を削減する目的で、自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図り自動車の燃費を改善することが、自動車業界において常に重要な課題とされている。自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。例えば、肉厚の鋼板を使用することの多い自動車の足回り部品用鋼板の薄肉・高強度化は、自動車車体の大幅な軽量化が期待できる。
一方、鋼板を素材とする自動車部品、例えばロアアームなどの足回り部品は、バーリング加工等によって成型されるため、自動車部品用鋼板には優れた伸びフランジ性が要求される。また、自動車部品には、自動車の走行時の振動により繰り返し曲げ応力が発生し続けるため、その素材となる自動車部品用鋼板は優れた疲労特性を有することも必要とされる。以上の理由により、特にロアアームなどの自動車足回り部品に適用される鋼板としては、伸びフランジ性に優れると共に、疲労特性に優れた高強度鋼板が望まれている。
ここで、強度と加工性を兼ね備えた高強度熱延鋼板に関しては、数多くの研究が為され、各種技術が提案されている。中でも、金属組織を実質的にフェライト単相とし、フェライト相の粒内に微細炭化物を析出させることにより鋼板を高強度化する技術は、高強度でありながら優れた伸びフランジ性を両立させるために非常に有用な技術であることが知られている。
例えば、特許文献１には、高強度熱延鋼板に関し、鋼板組成を質量％でC：0.005％以上0.050％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.8％以下、P：0.025％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Al：0.06％以下、Ti：0.05％以上0.10％以下を、S、N、およびTiがTi≧0.04＋(N/14×48＋S/32×48)（S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、鋼板組織をフェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積比が0.0007以上である組織とする技術が提案されている。そして、特許文献１には、鋼板組織を転位密度が低い加工性に優れたフェライト単相組織とし、更に、微細炭化物を分散析出させて析出強化することにより、伸びフランジ性を維持したまま鋼板を高強度化し、引張強さが590MPa以上であり且つ加工性に優れた高張力熱延鋼板が得られると記載されている。
しかしながら、特許文献１に提案された技術では、熱延鋼板の疲労特性について検討されていない。それゆえ、特許文献１に提案された技術によると、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板は得られるものの、疲労特性をも兼ね備えた高強度鋼板が必ず得られるとは限らない。
本発明は、かかる従来技術の問題点を有利に解決し、自動車部品用の素材として好適な、引張強さ（TS）：590MPa以上の高強度を有すると共に伸びフランジ性に優れ、更に疲労特性にも優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは高加工性を維持しつつ鋼板を高強度化し、更に疲労特性を大幅に向上させる手法について鋭意検討した。
まず、本発明者らは、加工性が良好なフェライト相を主相とする熱延鋼板に着目し、優れた加工性、特に伸びフランジ性を保ちつつ、熱延鋼板を高強度化する手法について検討した。フェライト相を主相とする熱延鋼板を高強度化する手法の一つとしては、例えばマルテンサイトなどの変態組織を利用する手法が挙げられる。しかし、フェライト−マルテンサイト複合組織鋼のように鋼板組織に軟質相と硬質相を含む場合、軟質相と硬質相の界面でボイドが発生し易いため、鋼板の伸びフランジ性は大幅に劣化する。高伸びフランジ性を維持しつつ、鋼板を高強度化する手法としては、金属組織内を均一な強度とすることが好ましい。
まず、本発明者らは、加工性が良好なフェライト相を主相とする熱延鋼板に着目し、優れた加工性、特に伸びフランジ性を保ちつつ、熱延鋼板を高強度化する手法について検討した。フェライト相を主相とする熱延鋼板を高強度化する手法の一つとしては、例えばマルテンサイトなどの変態組織を利用する手法が挙げられる。しかし、フェライト−マルテンサイト複合組織鋼のように鋼板組織に軟質相と硬質相を含む場合、軟質相と硬質相の界面でボイドが発生し易いため、鋼板の伸びフランジ性は大幅に劣化する。高伸びフランジ性を維持しつつ、鋼板を高強度化する手法としては、金属組織内を均一な強度とすることが好ましい。
以上の理由により、本発明者らは、熱延鋼板をフェライト単相組織とし、金属組織内を均一に高強度化する手法によって、鋼板の高強度化を図ることとした。金属組織内を均一に高強度化する手法としては、例えば、フェライト単相鋼板をSiおよびMnの固溶強化により高強度化する手法や、金属組織を実質的にフェライト単相とし、フェライト相の粒内に微細炭化物を析出させる手法が有効である。
次に、本発明者らは、鋼板の疲労特性を向上させる手法について検討した。一般に、疲労特性を向上させるためには、鋼板の降伏強さを上昇させることが有効であると云われている。しかしながら、必ずしも降伏強さのみによって鋼板の疲労特性が決定されるわけではない。そこで、本発明者らは、熱延鋼板の疲労特性に影響を及ぼす因子を特定すべく、種々のフェライト単相組織を有する熱延鋼板について平面曲げ疲労試験を実施し、疲労破面を観察した。その結果、熱延鋼板の疲労特性の劣化は、鋼板表面近傍の硬質な内部酸化層によるところが大きいことを突き止めた。そして、フェライト単相組織を有する熱延鋼板の場合には、繰り返し曲げ負荷が与えられた時に、鋼板表面近傍の硬質な内部酸化層と比較的軟質なフェライトの界面に応力集中が起こるために、内部酸化層を起点として亀裂が発生し、疲労破壊が進展していることを知見するに至った。
上記の知見から、内部酸化層の形成を抑制しつつ降伏強さを上昇させることで、疲労特性に優れた熱延鋼板が得られるものと推測される。そこで、本発明者らは、フェライト単相組織の熱延鋼板について、金属組織内を均一に高強度化するとともに、内部酸化層の形成を抑制し、更に降伏強さを上昇させる手法について検討した。
内部酸化層は、主としてSiやMnの酸化物で形成されている。したがって、内部酸化層を抑制するためには、鋼板のSi含有量とMn含有量を減じることが有効となる。しかしながら、SiおよびMnの固溶強化によって鋼板を高強度化する場合には、大量のSiおよびMnを添加する必要があり、厚い内部酸化層が不可避的に発生する。このため、SiおよびMnの固溶強化によって鋼板を高強度化する手法では、疲労特性を向上させることが困難である。
そこで、本発明者らはTiの析出強化を活用すると共に、Si、Mnなどの含有量を制限することで内部酸化層を抑制し、熱延鋼板の高強度化と疲労特性を両立することに思い至った。しかし、熱延鋼板の内部酸化層を抑制する手法について検討を進めた結果、単にSi、Mnなどの含有量を制限しただけでは、内部酸化層を十分に抑制できないことが判明した。
このような問題に対し、本発明者らは、Si、Mnなどの含有量を制限することに加えて、熱延鋼板を製造する際の熱間圧延条件について検討し、内部酸化層の発生を更に抑制することを試みた。その結果、Si含有量を0.40％以下とし、Mn含有量を1.20％以下とした場合には、熱間圧延工程において、酸化スケールを適切に除去し、更に酸化スケールの発生を抑制する手段を講じることで、SiおよびMnの酸化物の鋼板表面付近への析出を0.15g/m2以下にまで抑制できるという知見を得た。そして、鋼板表層部の内部酸化量を0.15g/m2以下に抑制することで、フェライト単相組織を有する熱延鋼板の疲労特性が大幅に向上することが明らかになった。
また、本発明者らは、上記の如く内部酸化層の抑制を達成しつつ、熱延鋼板の降伏強さを上昇させることで、疲労特性の更なる改善を試みた。その結果、鋼板にTiを含む微細炭化物を析出させると共に、鋼中に所定量の固溶Cを残存させることにより、熱延鋼板の降伏強さが飛躍的に上昇することを見出した。更に、降伏強さが飛躍的に上昇する理由について検討した結果、Tiを含む微細炭化物により移動を制限された転位に対し、固溶Cがコットレル固着することにより、転位運動が更に大きく阻害され、降伏強さが大幅に向上することが明らかになった。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、C：0.020％超0.060％以下、Si：0.40％以下、Mn：0.50％超1.20％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.110％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、前記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織を有し、鋼板表層部の内部酸化量が0.15g/m2以下であり、引張強さが590MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［１］ 質量％で、C：0.020％超0.060％以下、Si：0.40％以下、Mn：0.50％超1.20％以下、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.110％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、前記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織を有し、鋼板表層部の内部酸化量が0.15g/m2以下であり、引張強さが590MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［２］ 前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、REM、Zr、V、Nb、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちから選ばれた１種以上を合計で1.0％以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］において、鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
［４］ 前記［１］または［２］に記載の組成からなる鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、加速冷却し、巻き取り、該巻き取り後の冷却を施し、熱延鋼板とするにあたり、
前記熱間圧延では、
仕上げ圧延前に衝突圧力が0.3MPa以上の高圧水によりデスケーリングし、
該デスケーリング後3s以内に前記仕上げ圧延を開始し、
前記仕上げ圧延のいずれか１つ以上のスタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射するスタンド間冷却を施し、
仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下とし、
前記加速冷却は、
前記スタンド間冷却後5s以内に開始し、
前記加速冷却の830℃から720℃までの温度域の平均冷却速度を30℃/s以上とし、
前記巻き取りでは、巻取り温度を520℃以上720℃以下とし、
前記巻き取り後の冷却では、500℃から200℃までの温度域の平均冷却速度を10℃/h以上とする高強度熱延鋼板の製造方法。
前記熱間圧延では、
仕上げ圧延前に衝突圧力が0.3MPa以上の高圧水によりデスケーリングし、
該デスケーリング後3s以内に前記仕上げ圧延を開始し、
前記仕上げ圧延のいずれか１つ以上のスタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射するスタンド間冷却を施し、
仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下とし、
前記加速冷却は、
前記スタンド間冷却後5s以内に開始し、
前記加速冷却の830℃から720℃までの温度域の平均冷却速度を30℃/s以上とし、
前記巻き取りでは、巻取り温度を520℃以上720℃以下とし、
前記巻き取り後の冷却では、500℃から200℃までの温度域の平均冷却速度を10℃/h以上とする高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によると、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した、引張強さ（TS）：590MPa以上の高強度と優れた伸びフランジ性を有し、且つ、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。また、上記の如く優れた鋼板特性が得られることから、本発明は、高強度熱延鋼板の更なる用途展開を可能とし、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
まず、本発明の熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
C ：0.020％超0.060％以下
Cは、鋼板中でTiを含む炭化物を形成し、熱延鋼板を高強度化するうえで必須の元素である。C含有量が0.020％以下であると、鋼板の引張強さを590MPa以上とするに十分な炭化物析出量を得ることができず、590MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.060％を超えると、Tiを含む炭化物を形成しない余剰Cがセメンタイトとして析出し、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、C含有量は0.020％超0.060％以下とする。
Cは、鋼板中でTiを含む炭化物を形成し、熱延鋼板を高強度化するうえで必須の元素である。C含有量が0.020％以下であると、鋼板の引張強さを590MPa以上とするに十分な炭化物析出量を得ることができず、590MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.060％を超えると、Tiを含む炭化物を形成しない余剰Cがセメンタイトとして析出し、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、C含有量は0.020％超0.060％以下とする。
Si：0.40％以下
Siは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有されている。しかしながら、Siは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却に続く巻き取り工程の後に、鋼板表面付近に内部酸化層を形成することで、鋼板の疲労特性を劣化させる元素である。したがって、本発明では、巻き取り後にSi酸化物が発生するのを抑制し、上記内部酸化層の形成を抑制する目的で、Si含有量を0.40％以下に限定する。Si含有量は、好ましくは0.30％以下、より好ましくは0.20％以下である。なおSi含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Siは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有されている。しかしながら、Siは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却に続く巻き取り工程の後に、鋼板表面付近に内部酸化層を形成することで、鋼板の疲労特性を劣化させる元素である。したがって、本発明では、巻き取り後にSi酸化物が発生するのを抑制し、上記内部酸化層の形成を抑制する目的で、Si含有量を0.40％以下に限定する。Si含有量は、好ましくは0.30％以下、より好ましくは0.20％以下である。なおSi含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Mn：0.50％超1.20％以下
Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、通常の高強度鋼板には積極的に含有されている。しかしながら、鋼板にMnを積極的に含有させると、Siの場合と同様、巻き取り工程後に、鋼板表面付近に内部酸化層を形成し、鋼板の疲労特性が劣化する。したがって、本発明では、巻き取り後にMn酸化物が発生するのを抑制し、上記内部酸化層の形成を抑制する目的で、Mn含有量を1.20％以下とする。Mn含有量は、好ましくは1.00％以下である。
Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、通常の高強度鋼板には積極的に含有されている。しかしながら、鋼板にMnを積極的に含有させると、Siの場合と同様、巻き取り工程後に、鋼板表面付近に内部酸化層を形成し、鋼板の疲労特性が劣化する。したがって、本発明では、巻き取り後にMn酸化物が発生するのを抑制し、上記内部酸化層の形成を抑制する目的で、Mn含有量を1.20％以下とする。Mn含有量は、好ましくは1.00％以下である。
一方、Mn含有量が0.50％以下になると、γ→α変態点が高温となり、Tiを含む炭化物の微細化が困難となる。Tiを含む炭化物は熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の冷却、巻き取り過程でγ→α変態と同時に、もしくはフェライト中に時効析出する。ここで、γ→α変態点が高温になると、Tiを含む炭化物が高温域で析出することになるため、炭化物が粗大化してしまう。そして、Tiを含む炭化物を所定のサイズとすることが困難となり、所望の鋼板強度が得られなくなる。したがって、Mn含有量は0.50％超とする。Mn含有量は、好ましくは0.60％以上、より好ましくは0.80％以上である。
P ：0.030％以下
Pは、粒界に偏析して熱延鋼板の伸びを低下させ、加工時に割れを誘発し、更には耐衝撃性を劣化させる有害な元素である。したがって、P含有量は0.030％以下とする。
Pは、粒界に偏析して熱延鋼板の伸びを低下させ、加工時に割れを誘発し、更には耐衝撃性を劣化させる有害な元素である。したがって、P含有量は0.030％以下とする。
S ：0.030％以下
Sは、鋼中にMnSやTiSとして存在する。MnSやTiSは、熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.030％以下とする。S含有量は、好ましくは0.010％以下である。
Sは、鋼中にMnSやTiSとして存在する。MnSやTiSは、熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.030％以下とする。S含有量は、好ましくは0.010％以下である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Alを0.01％以上含有することが望ましい。しかし、Al含有量が0.10％を超えると、鋼板中にAl酸化物として残存し、該Al酸化物が凝集粗大化し易くなり、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる原因となる。したがって、Al含有量は0.10％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.05％以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Alを0.01％以上含有することが望ましい。しかし、Al含有量が0.10％を超えると、鋼板中にAl酸化物として残存し、該Al酸化物が凝集粗大化し易くなり、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる原因となる。したがって、Al含有量は0.10％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.05％以下である。
N ：0.0100％以下
Nは、鋼中にTiNとして存在するため、N含有量が多量になると、炭化物を形成するTi量がNの存在により低下し、所望の鋼板強度を得ることができなくなる。加えて、TiNは熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。以上の理由により、本発明ではN含有量を極力低減することが好ましく、0.0100％以下とする。N含有量は、好ましくは0.0060％以下である。
Nは、鋼中にTiNとして存在するため、N含有量が多量になると、炭化物を形成するTi量がNの存在により低下し、所望の鋼板強度を得ることができなくなる。加えて、TiNは熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。以上の理由により、本発明ではN含有量を極力低減することが好ましく、0.0100％以下とする。N含有量は、好ましくは0.0060％以下である。
Ti：0.050％以上0.110％以下
Tiは、Tiを含む炭化物を形成して鋼板の高強度化を図るうえで必要不可欠な元素である。Ti含有量が0.050％未満では、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を得ることが困難となる。一方、Ti含有量が0.110％を超えて過剰になると、熱延鋼板を製造する際、巻き取り工程後にTiを含む炭化物が粗大化し易くなり、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を得ることが困難となる。したがって、Ti含有量は0.050％以上0.110％以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.060％以上である。また、Ti含有量は、好ましくは0.100％以下である。
Tiは、Tiを含む炭化物を形成して鋼板の高強度化を図るうえで必要不可欠な元素である。Ti含有量が0.050％未満では、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を得ることが困難となる。一方、Ti含有量が0.110％を超えて過剰になると、熱延鋼板を製造する際、巻き取り工程後にTiを含む炭化物が粗大化し易くなり、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を得ることが困難となる。したがって、Ti含有量は0.050％以上0.110％以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.060％以上である。また、Ti含有量は、好ましくは0.100％以下である。
なお、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。また、本発明の熱延鋼板は、以上の元素に加えて更に、REM、Zr、V、Nb、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちから選ばれた１種以上を合計で1.0％以下含有してもよい。これらの元素の合計含有量が1.0％以下であれば、熱延鋼板の諸特性に悪影響を及ぼすことはない。
次に、本発明の熱延鋼板の組織および内部酸化量の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、上記した組成を有し、更に、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、前記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織を有し、鋼板表層部の内部酸化量が0.15g/m2以下である。
本発明の熱延鋼板は、上記した組成を有し、更に、フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、前記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織を有し、鋼板表層部の内部酸化量が0.15g/m2以下である。
フェライト相の面積率：95％以上
本発明においては、熱延鋼板の伸びフランジ性を確保するうえで、フェライト相の形成が必須となる。伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板の金属組織をフェライト単相にすることが好ましいが、完全なフェライト単相で無い場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、金属組織全体に対する面積率で95％以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、本発明においては、熱延鋼板の金属組織を、面積率で95％以上のフェライト相を含有する組織とする。好ましくは97％以上である。
本発明においては、熱延鋼板の伸びフランジ性を確保するうえで、フェライト相の形成が必須となる。伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板の金属組織をフェライト単相にすることが好ましいが、完全なフェライト単相で無い場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、金属組織全体に対する面積率で95％以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、本発明においては、熱延鋼板の金属組織を、面積率で95％以上のフェライト相を含有する組織とする。好ましくは97％以上である。
なお、本発明の熱延鋼板において、金属組織に含有され得るフェライト相以外の組織としては、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等が挙げられる。これらの組織が金属組織中に存在すると、鋼板の伸びフランジ性が低下する。そのため、これらの組織は極力低減することが好ましいが、金属組織全体に対する合計面積率が5％以下であれば許容される。好ましくは3％以下である。
鋼中の固溶C量：0.010％以上
鋼中に固溶したCは、微細炭化物によって移動を制限された転位に対しコットレル固着し、転位の動きを更に大きく阻害する。これによって、鋼板の降伏強さが大幅に上昇し、疲労特性が向上する。このような効果を十分に発現させるためには、鋼中の固溶C量を、質量％で0.010％以上とする必要がある。鋼中の固溶C量は、好ましくは0.012％以上である。
鋼中に固溶したCは、微細炭化物によって移動を制限された転位に対しコットレル固着し、転位の動きを更に大きく阻害する。これによって、鋼板の降伏強さが大幅に上昇し、疲労特性が向上する。このような効果を十分に発現させるためには、鋼中の固溶C量を、質量％で0.010％以上とする必要がある。鋼中の固溶C量は、好ましくは0.012％以上である。
但し、鋼中の固溶C量が過剰になると、微細炭化物（Tiを含む炭化物）の形成に寄与するC量が減少し、鋼板の引張強さTSが低下するおそれがあるため、上記固溶C量は質量％で0.03％以下にすることが好ましい。
なお、本発明において、固溶C量とは、鋼板に含有させた全C量（質量％）から、Tiを含む炭化物、Fe3Cなどの析出によって消費されるC量（質量％）を減じた値を意味する。
なお、本発明において、固溶C量とは、鋼板に含有させた全C量（質量％）から、Tiを含む炭化物、Fe3Cなどの析出によって消費されるC量（質量％）を減じた値を意味する。
Tiを含む炭化物
本発明において熱延鋼板に微細析出させる炭化物は、Tiを含む炭化物である。熱延鋼板が炭化物構成元素としてTiのみを含有する場合、Tiを含む炭化物はTi炭化物である。また、熱延鋼板がTi以外の炭化物構成元素（V、Nb、Mo等）も含有する場合には、Ti炭化物のほかにTiとV、Nb、Moの１種または２種以上を含有する複合炭化物、或いは更に、Zr、W等の炭化物構成元素を炭化物中に含むものが挙げられる。
本発明において熱延鋼板に微細析出させる炭化物は、Tiを含む炭化物である。熱延鋼板が炭化物構成元素としてTiのみを含有する場合、Tiを含む炭化物はTi炭化物である。また、熱延鋼板がTi以外の炭化物構成元素（V、Nb、Mo等）も含有する場合には、Ti炭化物のほかにTiとV、Nb、Moの１種または２種以上を含有する複合炭化物、或いは更に、Zr、W等の炭化物構成元素を炭化物中に含むものが挙げられる。
Tiを含む炭化物の平均粒子径：8nm未満
熱延鋼板の強度を、引張強さ：590MPa以上とするために、Tiを含む炭化物の平均粒子径は極めて重要であり、本発明においてはTiを含む炭化物の平均粒子径を8nm未満とする。上記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出すると、該炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が高強度化される。しかしながら、Tiを含む炭化物の粗大化に伴い該炭化物がまばらに析出することになり、転位を止める間隔が広がるために析出強化能は低下する。そして、Tiを含む炭化物の平均粒子径が8nm以上になると、所望の鋼板強度を得るに十分な鋼板強化能が得られない。したがって、Tiを含む炭化物の平均粒子径は8nm未満とする。Tiを含む炭化物の平均粒子径は、好ましくは6nm以下である。
熱延鋼板の強度を、引張強さ：590MPa以上とするために、Tiを含む炭化物の平均粒子径は極めて重要であり、本発明においてはTiを含む炭化物の平均粒子径を8nm未満とする。上記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出すると、該炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が高強度化される。しかしながら、Tiを含む炭化物の粗大化に伴い該炭化物がまばらに析出することになり、転位を止める間隔が広がるために析出強化能は低下する。そして、Tiを含む炭化物の平均粒子径が8nm以上になると、所望の鋼板強度を得るに十分な鋼板強化能が得られない。したがって、Tiを含む炭化物の平均粒子径は8nm未満とする。Tiを含む炭化物の平均粒子径は、好ましくは6nm以下である。
なお、特に発明の効果を限定するものではないが、本発明における微細析出物（Tiを含む炭化物）が、観察する角度によっては列状に並んでいるように観察される場合がある。しかし、この場合でも析出物の列が観察された平面内では、実際には析出物がランダムに分布しており、透過型電子顕微鏡で観察すると、析出物が列状に観察されない場合が多い。
鋼板表層部の内部酸化量（片面当たりの内部酸化量）：0.15g/m2以下
図１に示すように、SiやMnを含有する熱延鋼板（黒皮材）の表面近傍には、通常、黒皮1と地鉄2との界面3から深さ約10μmまでの領域に、酸化物4が存在し、内部酸化層が形成されている。なお、Tiを含有する本発明の熱延鋼板の場合、酸化物4は、主にSi、Mn、Tiの酸化物或いはこれらの複合酸化物である。内部酸化層は、熱延鋼板に繰り返し曲げ負荷が与えられた時に、母相であるフェライト相との界面で応力集中を生じ、亀裂発生の起点となり、疲労破壊を誘発する。
図１に示すように、SiやMnを含有する熱延鋼板（黒皮材）の表面近傍には、通常、黒皮1と地鉄2との界面3から深さ約10μmまでの領域に、酸化物4が存在し、内部酸化層が形成されている。なお、Tiを含有する本発明の熱延鋼板の場合、酸化物4は、主にSi、Mn、Tiの酸化物或いはこれらの複合酸化物である。内部酸化層は、熱延鋼板に繰り返し曲げ負荷が与えられた時に、母相であるフェライト相との界面で応力集中を生じ、亀裂発生の起点となり、疲労破壊を誘発する。
しかし、本発明者らによる検討の結果、上記現象（疲労破壊）は、内部酸化量を0.15g/m2以下とすることで抑制可能であることが明らかになった。したがって、本発明では、内部酸化量を0.15g/m2以下とする。内部酸化量は、好ましくは0.10g/m2以下、より好ましくは0.05g/m2以下である。
なお、本発明において、内部酸化量とは、熱延鋼板の片面の単位面積（1m2）当たりに存在している酸化物4の酸素の質量（g）を意味する。また、本発明において、鋼板表層部とは、黒皮材においては黒皮1と地鉄2との界面3から深さ10μmまでの領域（図１の表層部10）、白皮材においては鋼板表面から深さ10μmまでの領域、めっき材においてはめっきと地鉄との界面から深さ10μmまでの領域を意味する。
なお、本発明において、内部酸化量とは、熱延鋼板の片面の単位面積（1m2）当たりに存在している酸化物4の酸素の質量（g）を意味する。また、本発明において、鋼板表層部とは、黒皮材においては黒皮1と地鉄2との界面3から深さ10μmまでの領域（図１の表層部10）、白皮材においては鋼板表面から深さ10μmまでの領域、めっき材においてはめっきと地鉄との界面から深さ10μmまでの領域を意味する。
以上のように組成、組織および鋼板表層部の内部酸化量を規定することで、所望の強度（引張強さ：590MPa以上）を有し、伸びフランジ性に優れ、且つ、疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。また、鋼板に耐食性を付与する目的で、本発明の熱延鋼板の表面にめっき層を設けても、上記した本発明の効果を損なうことはない。なお、本発明において鋼板表面に設けるめっき層の種類は特に限定されず、電気めっき層、溶融めっき層のいずれも適用可能である。めっき層の合金成分も特に問わず、亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されない。表面にめっき層を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境下で使用される自動車部品などへの適用が可能になる。
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成の鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、冷却（例えば水冷）し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記熱間圧延の仕上げ圧延前に衝突圧力が0.3MPa以上の高圧水によりデスケーリングし、該デスケーリング後3s以内に前記仕上げ圧延を開始し、前記仕上げ圧延のいずれか１つ以上のスタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射するスタンド間冷却を施し、仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下とし、前記冷却を、前記スタンド間冷却後5s以内に開始し、前記冷却の830℃から720℃までの平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を520℃以上720℃以下とし、前記巻き取り後、更に、500℃から200℃までの平均冷却速度を10℃/h以上とする冷却を施すことを特徴とする。
本発明は、上記した組成の鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、冷却（例えば水冷）し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記熱間圧延の仕上げ圧延前に衝突圧力が0.3MPa以上の高圧水によりデスケーリングし、該デスケーリング後3s以内に前記仕上げ圧延を開始し、前記仕上げ圧延のいずれか１つ以上のスタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射するスタンド間冷却を施し、仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下とし、前記冷却を、前記スタンド間冷却後5s以内に開始し、前記冷却の830℃から720℃までの平均冷却速度を30℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を520℃以上720℃以下とし、前記巻き取り後、更に、500℃から200℃までの平均冷却速度を10℃/h以上とする冷却を施すことを特徴とする。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、溶鋼からスラブを鋳造するが、生産性等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。但し、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
上記の如く得られた鋼素材に、熱間圧延を施すが、本発明においては、熱間圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。熱間圧延前の鋼素材がオーステナイト単相域に加熱されていないと、鋼素材中に存在する炭化物（Tiを含む炭化物）の再溶解が進行せず、圧延後のTiを含む炭化物の微細析出が実現できない。
以上の理由により、本発明では熱間圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域、好ましくは1200℃以上に加熱する。但し、鋼素材の加熱温度が必要以上に高くなると、鋼素材表面の酸化による歩留り低下が顕著となる。したがって、上記加熱温度は、通常、1350℃以下とすることが好ましい。なお、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材（スラブ）がオーステナイト単相域の温度となっている場合には、鋼素材を加熱することなく、或いは短時間加熱後、直送圧延してもよい。
熱間圧延では、通常、まず、鋼素材に熱間粗圧延を施して、例えば、シートバーとなす。そして、このシートバーをデスケーリングし、熱間仕上げ圧延して熱延鋼板となすことができる。本発明において粗圧延の条件は特に限定されない。また、特に薄スラブ鋳造法を採用した場合には、粗圧延を省略してもよい。仕上げ圧延は、以下の条件で行う。なお、上記の鋼素材を粗圧延したシートバーと、シートバーを熱間仕上げ圧延した熱延鋼板とは、以下では夫々を鋼板とも記す。
仕上げ圧延前のデスケーリング：衝突圧力0.3MPa以上の高圧水
本発明では、後述する巻き取りの後に、内部酸化層の生成を抑制する必要がある。ここで、内部酸化層の生成を抑制するうえでは、巻き取り時の鋼板表面の酸化スケール（黒皮）を低減することが極めて有効である。内部酸化層は、SiやMnなどの易酸化性元素が、巻き取り後に鋼板表面の酸化スケールから酸素を奪うことによって、生成するためである。それゆえ、スケール厚を薄くすることで、酸素の供給を減らし、内部酸化層の生成を抑制することができる。また、スケールと地鉄の界面を平坦化することにより、スケールと地鉄の反応面積を減らし、内部酸化層の生成を抑制することができる。
本発明では、後述する巻き取りの後に、内部酸化層の生成を抑制する必要がある。ここで、内部酸化層の生成を抑制するうえでは、巻き取り時の鋼板表面の酸化スケール（黒皮）を低減することが極めて有効である。内部酸化層は、SiやMnなどの易酸化性元素が、巻き取り後に鋼板表面の酸化スケールから酸素を奪うことによって、生成するためである。それゆえ、スケール厚を薄くすることで、酸素の供給を減らし、内部酸化層の生成を抑制することができる。また、スケールと地鉄の界面を平坦化することにより、スケールと地鉄の反応面積を減らし、内部酸化層の生成を抑制することができる。
そこで、本発明においては、仕上げ圧延前に適切な圧力で十分にデスケーリングすることで、仕上げ圧延後以後の鋼板の表面を平坦化し、内部酸化層を抑制する。仕上げ圧延前のデスケーリングは、鋼板表面に高圧水を噴射することにより実施するが、鋼板表面に対する高圧水の衝突圧力が0.3MPa未満では、内部酸化層の生成を十分に抑制することができない。したがって、本発明では、仕上げ圧延前において衝突圧力0.3MPa以上の高圧水によるデスケーリングを実施する。また、上記衝突圧力は、0.5MPa以上とすることが好ましく、1.0MPa以上とすることがより好ましい。但し、上記衝突圧力が必要以上に大きくなると、デスケーリング時の過剰冷却によって鋼板表層部が仕上げ圧延前にフェライト変態することが懸念されるため、上記衝突圧力は10MPa以下にすることが好ましい。
デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間：3s以内
仕上げ圧延前に適切なデスケーリングを実施しても、時間の経過と共に新たな酸化スケールが生成する。しかし、仕上げ圧延前のデスケーリング終了後3s以内に仕上げ圧延を開始すれば、新たに生成した酸化スケールによる悪影響は無視できる。したがって、本発明においては、デスケーリング後3s以内に仕上げ圧延を開始する。好ましくは、デスケーリング後3.0秒以内に仕上げ圧延を開始する。
仕上げ圧延前に適切なデスケーリングを実施しても、時間の経過と共に新たな酸化スケールが生成する。しかし、仕上げ圧延前のデスケーリング終了後3s以内に仕上げ圧延を開始すれば、新たに生成した酸化スケールによる悪影響は無視できる。したがって、本発明においては、デスケーリング後3s以内に仕上げ圧延を開始する。好ましくは、デスケーリング後3.0秒以内に仕上げ圧延を開始する。
スタンド間冷却
通常、仕上げ圧延中においても、鋼板表面の酸化スケール生成は継続して起こる。それゆえ、本発明では、スタンド間で冷却水を鋼板表面に噴射するスタンド間冷却を行うことにより、仕上げ圧延中のスケール生成を抑制する。スタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射すると、鋼板表面が冷却水で覆われ、鋼板表面が大気（酸素）に晒されるのを阻止することができる。その結果、鋼板と酸素の反応が抑止され、酸化スケールの生成を低減することができる。このような効果は、１つ以上のスタンド間で冷却水を噴射することで十分に達成される。但し、スタンド間冷却は、仕上げ圧延中、鋼板表面温度が850℃未満にならない程度に実施することが好ましい。
通常、仕上げ圧延中においても、鋼板表面の酸化スケール生成は継続して起こる。それゆえ、本発明では、スタンド間で冷却水を鋼板表面に噴射するスタンド間冷却を行うことにより、仕上げ圧延中のスケール生成を抑制する。スタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射すると、鋼板表面が冷却水で覆われ、鋼板表面が大気（酸素）に晒されるのを阻止することができる。その結果、鋼板と酸素の反応が抑止され、酸化スケールの生成を低減することができる。このような効果は、１つ以上のスタンド間で冷却水を噴射することで十分に達成される。但し、スタンド間冷却は、仕上げ圧延中、鋼板表面温度が850℃未満にならない程度に実施することが好ましい。
なお、特に本発明を限定するものではないが、スタンド間を通過する鋼板の温度が1150℃以上の場合は、逐次冷却水を噴射することが好ましい。また、後述するように、本発明においては、熱間圧延終了後（仕上げ圧延終了後）の加速冷却（例えば水冷）を、スタンド間冷却を終了してから5s以内に実施する必要がある。したがって、本発明においては、上記加速冷却をスタンド間冷却終了後5s以内に実施できるように、スタンド間冷却を実施する位置（スタンド間）を適宜選択すればよい。
仕上げ圧延温度：850℃以上1100℃以下
仕上げ圧延温度が低くなると、圧延後の冷却においてフェライト変態が促進され、炭化物が粗大析出し易くなり、所定の鋼板強度を得ることが困難となる。そのため、仕上げ圧延温度、すなわち仕上げ圧延最終スタンド出側の温度は850℃以上とする必要がある。好ましくは880℃以上、より好ましくは920℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が1100℃超の場合、鋼板表面に酸化スケールが生成し易くなるため、巻き取り後に内部酸化層の生成を十分に抑制することができなくなる。したがって、仕上げ圧延温度は1100℃以下に制限する。仕上げ圧延温度は、好ましくは1050℃以下、より好ましくは1000℃以下である。
仕上げ圧延温度が低くなると、圧延後の冷却においてフェライト変態が促進され、炭化物が粗大析出し易くなり、所定の鋼板強度を得ることが困難となる。そのため、仕上げ圧延温度、すなわち仕上げ圧延最終スタンド出側の温度は850℃以上とする必要がある。好ましくは880℃以上、より好ましくは920℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が1100℃超の場合、鋼板表面に酸化スケールが生成し易くなるため、巻き取り後に内部酸化層の生成を十分に抑制することができなくなる。したがって、仕上げ圧延温度は1100℃以下に制限する。仕上げ圧延温度は、好ましくは1050℃以下、より好ましくは1000℃以下である。
スタンド間冷却後、加速冷却を開始するまでの時間：5s以内
上記仕上げ圧延温度は、鋼板表面に酸化スケールを生成する温度範囲にある。それゆえ、酸化スケールによる内部酸化層の生成を抑制するためには、仕上げ圧延終了後、直ちに水冷等の加速冷却を開始し、酸化スケールの生成を最小限にとどめる必要がある。スタンド間冷却が終了してから5s以内に加速冷却を開始すれば、新たに生成する酸化スケールを十分に減じることができる。したがって、本発明では、スタンド間冷却後5s以内に加速冷却を開始する。
上記仕上げ圧延温度は、鋼板表面に酸化スケールを生成する温度範囲にある。それゆえ、酸化スケールによる内部酸化層の生成を抑制するためには、仕上げ圧延終了後、直ちに水冷等の加速冷却を開始し、酸化スケールの生成を最小限にとどめる必要がある。スタンド間冷却が終了してから5s以内に加速冷却を開始すれば、新たに生成する酸化スケールを十分に減じることができる。したがって、本発明では、スタンド間冷却後5s以内に加速冷却を開始する。
830℃から720℃までの平均冷却速度：30℃/s以上
平均粒子径が8nm未満の微細な炭化物（Tiを含む炭化物）を析出させるためには、加速冷却し、可能な限り低い温度でγ→α変態が生じるようにすることが必要である。830℃から720℃までの温度域における平均冷却速度が30℃/s未満になると、γ→α変態が高温で生じるようになり、フェライト中に析出した炭化物が粗大化し易くなる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上である。但し、上記温度域における平均冷却速度が必要以上に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られ難くなるおそれがある。したがって、上記温度域における平均冷却速度は300℃/s以下とすることが好ましい。なお、本発明でいう平均冷却速度とは、所定の温度領域において冷却を開始してから冷却を終了するまでの平均の冷却速度をいう。
平均粒子径が8nm未満の微細な炭化物（Tiを含む炭化物）を析出させるためには、加速冷却し、可能な限り低い温度でγ→α変態が生じるようにすることが必要である。830℃から720℃までの温度域における平均冷却速度が30℃/s未満になると、γ→α変態が高温で生じるようになり、フェライト中に析出した炭化物が粗大化し易くなる。したがって、上記温度域における平均冷却速度は30℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上である。但し、上記温度域における平均冷却速度が必要以上に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られ難くなるおそれがある。したがって、上記温度域における平均冷却速度は300℃/s以下とすることが好ましい。なお、本発明でいう平均冷却速度とは、所定の温度領域において冷却を開始してから冷却を終了するまでの平均の冷却速度をいう。
巻取り温度：520℃以上720℃以下
巻取り温度の適正化は、フェライト中に微細な炭化物（Tiを含む炭化物）を析出させ、且つ、熱延鋼板を所望の金属組織とするうえで重要である。巻取り温度が520℃未満であると、ベイナイトなどの低温変態相が生じ易くなり、金属組織を実質的にフェライト単相組織とすることが困難になる。一方、巻取り温度が720℃を超えると、鋼中のSiおよびMn等が鋼板表面の酸化スケールから酸素を奪って酸化物を形成する反応が促進され、内部酸化量を所定量以下とすることが困難になる。また、巻き取り後の熱延コイルの冷却中に、Tiを含む炭化物の粗大化が促進されるため、Tiを含む炭化物の平均粒子径を8nm未満とすることが困難になる。したがって、巻取り温度は520℃以上720℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは550℃以上である。また、巻取り温度は、好ましくは700℃以下である。
巻取り温度の適正化は、フェライト中に微細な炭化物（Tiを含む炭化物）を析出させ、且つ、熱延鋼板を所望の金属組織とするうえで重要である。巻取り温度が520℃未満であると、ベイナイトなどの低温変態相が生じ易くなり、金属組織を実質的にフェライト単相組織とすることが困難になる。一方、巻取り温度が720℃を超えると、鋼中のSiおよびMn等が鋼板表面の酸化スケールから酸素を奪って酸化物を形成する反応が促進され、内部酸化量を所定量以下とすることが困難になる。また、巻き取り後の熱延コイルの冷却中に、Tiを含む炭化物の粗大化が促進されるため、Tiを含む炭化物の平均粒子径を8nm未満とすることが困難になる。したがって、巻取り温度は520℃以上720℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは550℃以上である。また、巻取り温度は、好ましくは700℃以下である。
巻き取り後、500℃から200℃までの平均冷却速度：10℃/h以上
Tiを含む炭化物の形成に寄与しない余剰Cは、通常、巻き取り後の冷却中に鋼中に析出する。巻き取り後、200℃までの平均冷却速度が10℃/hよりも遅くなると、フェライト中に固溶しているCがフェライト粒界に集まるのに十分な時間があるため、余剰Cの殆どが粒界セメンタイトとして析出し、十分な固溶C量を得ることができなくなる。また、粒界セメンタイトの析出により、鋼板の伸びフランジ加工性が劣化することもある。したがって、巻き取り後、500℃から200℃までの平均冷却速度を10℃/h以上とした。500℃から200℃までの平均冷却速度は、好ましくは15℃/h以上である。
Tiを含む炭化物の形成に寄与しない余剰Cは、通常、巻き取り後の冷却中に鋼中に析出する。巻き取り後、200℃までの平均冷却速度が10℃/hよりも遅くなると、フェライト中に固溶しているCがフェライト粒界に集まるのに十分な時間があるため、余剰Cの殆どが粒界セメンタイトとして析出し、十分な固溶C量を得ることができなくなる。また、粒界セメンタイトの析出により、鋼板の伸びフランジ加工性が劣化することもある。したがって、巻き取り後、500℃から200℃までの平均冷却速度を10℃/h以上とした。500℃から200℃までの平均冷却速度は、好ましくは15℃/h以上である。
なお、巻き取り後、500℃から200℃までの平均冷却速度は、巻き取り後の熱延コイルの内側板幅中央部表面位置で測定される値とする。巻き取り後の熱延コイルの内側板幅中央部表面位置の平均冷却速度を所定の範囲内に制御することで、コイル内部の冷却速度も十分に高速となり、コイル全長に亘り鋼板中の固溶C量を規定の範囲内とすることができる。また、巻き取り後の熱延コイルの500℃から200℃までの平均冷却速度は、必要に応じてサーキュレータ等の使用による加速空冷や、水滴（ミスト）噴霧による気化熱を利用した冷却、或いは水槽中にコイルを浸漬する等の加速冷却を実施することによって、所望の値に調整することができる。
以上により、所望の組織を有し、内部酸化量が0.15g/m2以下に制限され、引張強さ（TS）：590MPa以上であり且つ伸びフランジ性が良好で、疲労特性にも優れた高強度熱延鋼板が得られる。本発明により得られる高強度熱延鋼板は、自動車足回り用鋼板として好適であるほか、常温で行われるプレス成形に好適である。また、本発明により得られる高強度熱延鋼板は、優れた耐熱処理特性を有するため、プレス前の鋼板を400℃から750℃に加温した後直ちにプレス成形する温間成形にも好適である。本発明における熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、1.0mm以上8.0mm以下とすることが好ましい。なお、本発明で得られる熱延鋼板が黒皮材（熱延まま材）、白皮材（熱延酸洗材）のいずれの場合であっても、上記所望の効果が得られる。
また、本発明においては、以上のようにして製造された熱延鋼板に対し、めっき処理を施して鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき層を形成しても、本発明の効果を損なうことはない。めっき処理は、電気めっき、溶融めっきのいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されない。アルミもしくはアルミ合金等をめっきすることもできる。
めっき処理を施した熱延鋼板も、常温で行われるプレス成形用素材に好適なほか、プレス前の鋼板を400℃から750℃に加温した後直ちにプレス成形される温間成形にも好適である。
めっき処理を施した熱延鋼板も、常温で行われるプレス成形用素材に好適なほか、プレス前の鋼板を400℃から750℃に加温した後直ちにプレス成形される温間成形にも好適である。
溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して、表１に示す組成を有する肉厚300mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、1250℃に加熱し、粗圧延し、表２に示す条件で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、加速冷却し、巻き取り、更に巻き取り後のコイルを冷却し、板厚：3.2mmの熱延鋼板（黒皮材）とした。
続いて、一部の熱延鋼板（鋼板No.S3）を除き、上記により得られた熱延鋼板を酸洗して表層スケールを除去し、白皮材とした。また、一部の熱延鋼板（鋼板No.S7）については酸洗して表層スケールを除去した後、焼鈍温度720℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、460℃の亜鉛めっき浴（めっき組成：0.15mass％Al-Zn）中に浸漬し、片面当たり付着量45g/m2の溶融亜鉛めっき層を鋼板の表面に形成して溶融亜鉛めっき鋼板（GI材）とした。更に一部の熱延鋼板（鋼板No.S11）については、上記の如く溶融亜鉛めっき層を形成したのち、520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA材）とした。
上記により得られた熱延鋼板（黒皮材、白皮材、GI材、GA材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験および疲労試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、Tiを含む炭化物の平均粒子径、引張強さ、伸び、穴拡げ率（伸びフランジ性）および疲労強度を求めた。また、熱延鋼板（黒皮材、白皮材、GI材、GA材）から試験片を採取し、電解抽出法により固溶C量を測定した。更に、熱延鋼板（黒皮材、白皮材、GI材、GA材）から試験片を採取し、鋼板表層部の酸化量を定量し、鋼板表層部の内部酸化量を測定した。各種試験方法、測定方法は次のとおりとした。
（i）組織観察
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な板厚1/4位置の断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡（倍率：400倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）にて組織写真を撮影した。次いで、撮影した組織写真を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な板厚1/4位置の断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡（倍率：400倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）にて組織写真を撮影した。次いで、撮影した組織写真を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
また、得られた熱延鋼板の板厚1/4位置から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（TEM）によって観察し、Tiを含む炭化物の平均粒子径を求めた。Tiを含む炭化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡（倍率：300000倍）にて撮影した写真を用い、５視野合計で最低100個の炭化物（Tiを含む炭化物）について、粒子径を測定し、その平均値を平均粒子径とした。なお、炭化物の粒子径は、炭化物の最大径d（最も大きい部分の直径）とそれに直交する方向の径（厚さ）tとを測定し、これらの算術平均値ddef＝(d＋t)/2として求めた。また、Tiを含む炭化物の同定は、TEMに付帯するEDXによって分析した。
（ii）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）を引張方向とするJIS5号引張試験片（JIS Z 2241）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）を測定した。
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）を引張方向とするJIS5号引張試験片（JIS Z 2241）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）を測定した。
（iii）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：100mm×100mm）を採取し、該試験片に初期直径d0：10mmφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の12.5％）で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴に打ち抜き時のポンチ側から頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）の板厚方向に貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ（％）を算出した。なお、穴拡げ率λが75％以上の場合を、加工性（伸びフランジ性）が良好であると評価した。
穴拡げ率λ（％）＝｛（d−d0）/d0｝×100
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：100mm×100mm）を採取し、該試験片に初期直径d0：10mmφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の12.5％）で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴に打ち抜き時のポンチ側から頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）の板厚方向に貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ（％）を算出した。なお、穴拡げ率λが75％以上の場合を、加工性（伸びフランジ性）が良好であると評価した。
穴拡げ率λ（％）＝｛（d−d0）/d0｝×100
（iv）疲労試験
得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、JIS Z 2275(1978)に準拠した平面曲げ疲れ試験（両振り平面曲げ疲労試験）を実施した。試験片形状は、JIS Z 2275(1978)に規定の1号試験片（1-20）とした。107サイクルまで破断が認められなかった最大の応力を測定し、この応力を疲労強度とした。なお、疲労強度と上記（ii）で測定された引張強さの比（疲労強度／引張強さ）、すなわち耐久比が0.40以上の場合を、疲労特性が良好であると評価した。
得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、JIS Z 2275(1978)に準拠した平面曲げ疲れ試験（両振り平面曲げ疲労試験）を実施した。試験片形状は、JIS Z 2275(1978)に規定の1号試験片（1-20）とした。107サイクルまで破断が認められなかった最大の応力を測定し、この応力を疲労強度とした。なお、疲労強度と上記（ii）で測定された引張強さの比（疲労強度／引張強さ）、すなわち耐久比が0.40以上の場合を、疲労特性が良好であると評価した。
（v）鋼中の固溶C量
鋼中の固溶C量は、熱延鋼板に含まれる全C量から、TiCおよびFe3Cを形成するC量を減じることにより求めた。TiCおよびFe3Cを形成するC量は、得られた熱延鋼板の電解抽出により実験的に求めた。ここで、抽出残渣中に含まれるFeは全てFe3Cを形成していると仮定した。また、TiCを形成するC量は、鋼中に含まれるTiのうち、TiNおよびTiSを形成するTiと、固溶しているTiを除いたTiが、全てTiCを形成しているとして算出した。このとき、鋼中に含まれるNおよびSは全量TiNおよびTiSを形成していると仮定した。また、固溶Ti量は、電解後の電解液に溶解しているTi量を定量することにより求めた。なお、含有する元素量は得られた熱延鋼板の化学分析により求めた。電解抽出法は、以下の条件で実施した。
鋼中の固溶C量は、熱延鋼板に含まれる全C量から、TiCおよびFe3Cを形成するC量を減じることにより求めた。TiCおよびFe3Cを形成するC量は、得られた熱延鋼板の電解抽出により実験的に求めた。ここで、抽出残渣中に含まれるFeは全てFe3Cを形成していると仮定した。また、TiCを形成するC量は、鋼中に含まれるTiのうち、TiNおよびTiSを形成するTiと、固溶しているTiを除いたTiが、全てTiCを形成しているとして算出した。このとき、鋼中に含まれるNおよびSは全量TiNおよびTiSを形成していると仮定した。また、固溶Ti量は、電解後の電解液に溶解しているTi量を定量することにより求めた。なお、含有する元素量は得られた熱延鋼板の化学分析により求めた。電解抽出法は、以下の条件で実施した。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、電流密度：20mA/cm2で、試験片全厚に対して定電流電解した。定電流電解後、得られた電解液を、孔径200nmフィルターを用いてろ過し、ろ紙に残った電解残渣を適切に処置した上で、ICP分光分析装置を用いて分析し、前記電解残渣中のFe量を測定した。また、ろ過後の電解液を、ICP分光分析装置を用いて分析し、電解液中のTi量を測定した。上述の仮定をもとに、次式を用いて固溶C量を算出した。
固溶C量（質量％）
＝ C（質量％）−｛0.0717×[定量Fe（g）]／[電解質量（g）]×100｝
−0.251×｛[Ti（質量％）]−3.42×[N（質量％）]−1.49×[S（質量％）]
−（[定量Ti（g）]／[電解質量(g)]×100）｝
固溶C量（質量％）
＝ C（質量％）−｛0.0717×[定量Fe（g）]／[電解質量（g）]×100｝
−0.251×｛[Ti（質量％）]−3.42×[N（質量％）]−1.49×[S（質量％）]
−（[定量Ti（g）]／[電解質量(g)]×100）｝
上式中、C、N、SおよびTiは、熱延鋼板（鋼素材）のC含有量、N含有量、S含有量およびTi含有量（いずれも、質量％）を意味する。また、上式中、定量Feは電解残渣中のFe量（g）、定量Tiは定電流電解およびろ過後の電解液中のTi量（g）、電解質量（g）は定電流電解によって電解された試験片の質量（g）である。
なお、上式を導出するにあたり、Feの原子量を55.85（g/mol）、Cの原子量を12.01（g/mol）、Tiの原子量を47.88（g/mol）、Nの原子量を14.01（g/mol）、Sの原子量を32.07（g/mol）とした。上記電解質量は、電解後の電解用試験片を洗浄し、質量を測定して電解前の試験片質量から差し引くことにより求めた。
なお、上式を導出するにあたり、Feの原子量を55.85（g/mol）、Cの原子量を12.01（g/mol）、Tiの原子量を47.88（g/mol）、Nの原子量を14.01（g/mol）、Sの原子量を32.07（g/mol）とした。上記電解質量は、電解後の電解用試験片を洗浄し、質量を測定して電解前の試験片質量から差し引くことにより求めた。
（vi）内部酸化量
熱延鋼板の鋼板表層部の内部酸化量は、以下のようにして求めた。
得られた熱延鋼板から、全厚試験片を採取した。更に、黒皮材およびめっき材（GI材、GA材）については、試験片の表裏面に形成されている黒皮（GI材、GA材の場合は、めっき層）を化学的に除去した。試験片表層部の片面当たりの酸素量は、インパルス炉−赤外吸収法で定量して求めた。具体的には、試験片（黒皮材およびめっき材については、黒皮およびめっき層剥離後の試験片）の鋼中酸素量M1を、インパルス炉−赤外吸収法により定量した。次いで、表裏面を10μm機械研磨した同試験片の鋼中酸素量M2を、インパルス炉−赤外吸収法により定量した。そして、表裏面を機械研磨する前の試験片の鋼中酸素量M1から、表裏面を機械研磨した後の試験片の鋼中酸素量M2を差し引いて、片面単位面積当たりに換算することで、試験片表層部の片面当たりの酸素量を求めた。
熱延鋼板の鋼板表層部の内部酸化量は、以下のようにして求めた。
得られた熱延鋼板から、全厚試験片を採取した。更に、黒皮材およびめっき材（GI材、GA材）については、試験片の表裏面に形成されている黒皮（GI材、GA材の場合は、めっき層）を化学的に除去した。試験片表層部の片面当たりの酸素量は、インパルス炉−赤外吸収法で定量して求めた。具体的には、試験片（黒皮材およびめっき材については、黒皮およびめっき層剥離後の試験片）の鋼中酸素量M1を、インパルス炉−赤外吸収法により定量した。次いで、表裏面を10μm機械研磨した同試験片の鋼中酸素量M2を、インパルス炉−赤外吸収法により定量した。そして、表裏面を機械研磨する前の試験片の鋼中酸素量M1から、表裏面を機械研磨した後の試験片の鋼中酸素量M2を差し引いて、片面単位面積当たりに換算することで、試験片表層部の片面当たりの酸素量を求めた。
以上により得られた結果を、表３に示す。また、上記（v）により得られた固溶C量および上記（vi）により得られた内部酸化量と、上記（iv）により得られた耐久比との関係を、図２に示す。なお、図２中、○は耐久比：0.4以上（実質的には0.40以上）の場合を示し、×は耐久比：0.4未満の場合を示す。
表３に示すように、発明例はいずれも、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、穴拡げ率λ：75％以上の優れた加工性を兼備した熱延鋼板が得られている。また、発明例の熱延鋼板はいずれも、内部酸化量が0.15g/m2以下であり、耐久比が0.4以上と優れた疲労強度を示している。更に、図２に示すように、固溶C量を質量％で0.010％以上、鋼板表層部の内部酸化量を0.15g/m2以下とすることにより、耐久比が0.4以上となり、疲労特性に優れた熱延鋼板が得られることが理解できる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の強度が得られていないか、加工性（穴拡げ率λ）或いは疲労特性が低下している。
1 … 黒皮
2 … 地鉄
3 … 界面（黒皮と地鉄との界面）
4 … 酸化物
10 … 表層部
2 … 地鉄
3 … 界面（黒皮と地鉄との界面）
4 … 酸化物
10 … 表層部
Claims (3)
- 質量％で、
C ：0.020％超0.060％以下、 Si：0.40％以下、
Mn：0.50％超1.20％以下、 P ：0.030％以下、
S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.0100％以下、 Ti：0.050％以上0.110％以下
を含有し、
更に、REM、Zr、V、Nb、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Csのうちから選ばれた１種以上を合計で0.125％以下含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
フェライト相の面積率が95％以上であり、鋼中の固溶C量が0.010％以上であり、前記フェライト相の結晶粒内にTiを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が8nm未満である組織を有し、鋼板表層部の内部酸化量が0.15g/m2以下であり、引張強さが590MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であり、鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、加速冷却し、巻き取り、該巻き取り後の冷却を施し、熱延鋼板とするにあたり、
前記熱間圧延では、
仕上げ圧延前に衝突圧力が0.3MPa以上の高圧水によりデスケーリングし、
該デスケーリング後3s以内に前記仕上げ圧延を開始し、
前記仕上げ圧延のいずれか１つ以上のスタンド間で鋼板表面に冷却水を噴射するスタンド間冷却を施し、
仕上げ圧延温度を850℃以上1100℃以下とし、
前記加速冷却は、
前記スタンド間冷却後5s以内に開始し、
前記加速冷却の830℃から720℃までの温度域の平均冷却速度を30℃/s以上とし、
前記巻き取りでは、巻取り温度を520℃以上720℃以下とし、
前記巻き取り後の冷却では、500℃から200℃までの温度域の平均冷却速度を10℃/h以上とする高強度熱延鋼板の製造方法。
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