JP4716332B2 - 伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車や各種産業機械、構造物において、強度と加工性、特に伸びフランジ性、及び表面性状が必要な部品の材料として用いられる、強度クラスが９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板に関する。
（１）表面性状
熱延鋼板は、圧延ままでは表面にスケールを呼ばれる酸化鉄が付着している。固溶強化能の高いＳｉを多量に添加した場合、Ｓｉを含有する赤スケールと呼ばれる縞状のスケールが形成される。赤スケールが形成されると鋼板表面に微小な凹凸が形成されるため、酸洗後も凹凸が縞状模様として残存し、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。この凹凸が形成されるのを防止する手段として、赤スケールの低減又は加熱温度とデスケーリング温度の制御が有効であることが知られている。
下記特許文献１には、Ｓｉ添加量を０．１％以下に制限することにより、赤スケール起因の表面疵の発生を防止して、表面性状に優れた熱延鋼板を製造することが記載されている。下記特許文献２には、熱延の前に、１１７０〜１３５０℃、雰囲気中酸素濃度２％以下の雰囲気下で３０〜６０分加熱し、デスケーリングを行い、さらに１０５０〜１１７０℃の温度で水蒸気を１００〜９００秒噴射して再加熱し、再デスケーリングを行うことにより、表面性状に優れた熱延鋼板を製造することが記載されている。下記特許文献３には、高濃度のＳｉを添加しても、熱延前に１２００〜１２８０℃で７５分以上加熱保持し、仕上げ圧延直前の最終デスケーリング前のスラブ表面温度を１１８０℃以下として最終デスケーリングを行うことで、表面性状に優れた熱延鋼板を製造できることが記載されている。しかし、いずれの技術でも、９８０ＭＰａ級の熱延鋼板で良好な強度−加工性バランスを両立させることができない。
熱延鋼板は、圧延ままでは表面にスケールを呼ばれる酸化鉄が付着している。固溶強化能の高いＳｉを多量に添加した場合、Ｓｉを含有する赤スケールと呼ばれる縞状のスケールが形成される。赤スケールが形成されると鋼板表面に微小な凹凸が形成されるため、酸洗後も凹凸が縞状模様として残存し、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。この凹凸が形成されるのを防止する手段として、赤スケールの低減又は加熱温度とデスケーリング温度の制御が有効であることが知られている。
下記特許文献１には、Ｓｉ添加量を０．１％以下に制限することにより、赤スケール起因の表面疵の発生を防止して、表面性状に優れた熱延鋼板を製造することが記載されている。下記特許文献２には、熱延の前に、１１７０〜１３５０℃、雰囲気中酸素濃度２％以下の雰囲気下で３０〜６０分加熱し、デスケーリングを行い、さらに１０５０〜１１７０℃の温度で水蒸気を１００〜９００秒噴射して再加熱し、再デスケーリングを行うことにより、表面性状に優れた熱延鋼板を製造することが記載されている。下記特許文献３には、高濃度のＳｉを添加しても、熱延前に１２００〜１２８０℃で７５分以上加熱保持し、仕上げ圧延直前の最終デスケーリング前のスラブ表面温度を１１８０℃以下として最終デスケーリングを行うことで、表面性状に優れた熱延鋼板を製造できることが記載されている。しかし、いずれの技術でも、９８０ＭＰａ級の熱延鋼板で良好な強度−加工性バランスを両立させることができない。
（２）強度−加工性
一方、強度クラスが９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板において、強度と良好な伸びフランジ性を両立させるには組織の均一性を高めることが有効であり、かつその組織としてベイナイトを主体とする組織が有効であることが知られている。
伸びフランジ性改善に関する従来技術として、下記特許文献４には、Ｎｂ，Ｔｉのいずれかを添加しつつ、加熱温度１２００℃以下で加熱し、その後熱間圧延することで、平均粒径３．０μｍ以下の微細ベイナイトを主体とする組織にし、強度−伸びフランジ性を両立させることが記載されている。しかし、熱間圧延加熱温度を低温に制限する必要があるため、Ｓｉを添加した場合に、高い強度と優れた加工性及び表面性状を兼備することができない。
一方、強度クラスが９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板において、強度と良好な伸びフランジ性を両立させるには組織の均一性を高めることが有効であり、かつその組織としてベイナイトを主体とする組織が有効であることが知られている。
伸びフランジ性改善に関する従来技術として、下記特許文献４には、Ｎｂ，Ｔｉのいずれかを添加しつつ、加熱温度１２００℃以下で加熱し、その後熱間圧延することで、平均粒径３．０μｍ以下の微細ベイナイトを主体とする組織にし、強度−伸びフランジ性を両立させることが記載されている。しかし、熱間圧延加熱温度を低温に制限する必要があるため、Ｓｉを添加した場合に、高い強度と優れた加工性及び表面性状を兼備することができない。
本発明は、従来技術の上記問題点に鑑みてなされたもので、９８０ＭＰａ以上の強度クラスの熱延鋼板において、良好な伸び、伸びフランジ性及び表面性状を確保することを目的とする。
本発明者らは、（１）Ｓｉ添加鋼の地鉄−スケール間に存在するＳｉ濃化した領域が、鋼板表面に不均一に存在することが鋼板表面の凹凸の要因であること、（２）伸び、伸びフランジ性の改善に対し、ベイナイト組織とすることが有効であること、さらにベイナイトのラス間に形成される硬質なＭＡ（マルテンサイト及び／又はオーステナイト）が変形時に亀裂の発生起点になること、ＭＡの形成にＮｂ，Ｍｏなどの４Ａ属〜６Ａ属の元素が寄与すること、を突き止めた。
さらに、９８０ＭＰａ以上の強度クラスの鋼板において、良好な伸び、伸びフランジ性及び表面性状を兼備させるには、（１）Ｓｉ濃化領域を鋼板表面に均一に存在させることで表面性状が良化すること、（２）Ｎｂ，Ｍｏなどの元素を添加せず、Ｂを添加することにより、伸び、伸びフランジ性を劣化させるＭＡを抑制しつつ、ベイナイト組織を作り込むことができ、伸び、伸びフランジ性を改善することができること、（３）Ｓｉ濃化領域を鋼板表面に均一に存在させるためには、熱延加熱温度を高温化する必要があるが、高温に加熱した際に組織が粗大化するのを、Ｔｉ，Ｎの適切な添加によりＴｉＮを形成させて防止し微細な組織を得ることで、伸び、伸びフランジ性及び表面性状を兼備することができること、を見出した。本発明はこの知見を元になされたものである。
本発明に係る伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．１％を越え、２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下を含み、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下であり、Ｖ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．０１０％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下、Ｗ：０．０１０％以下、かつこれら７元素の合計が０．０２％以下であり、Ｎ：０．００２０％以上、０．０１０％以下で、かつＮの質量％を［Ｎ］としたとき、Ｔｉ：３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下であり、Ｂ：０．０００３％以上、０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、主要組織がベイナイトでその分率が９０％以上、第２相としてマルテンサイト及び／又はオーステナイトの分率が５％以下、ベイナイトブロックの平均粒径（以下、ベイナイトブロックサイズともいう）が８μｍ以下、熱延鋼板の地鉄−スケール界面でＳｉ濃度が５％以上となる領域の割合が９０％以上であることを特徴とする。
ここで、ベイナイトブロックとは、ベイナイト中の下部組織で結晶方位の揃った領域を指し、本発明では、ベイナイト組織の隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる大傾角粒界をブロック境界とし、ブロック境界で囲まれた領域をベイナイトブロックと定義する。ベイナイトブロックはＥＢＳＰ検出器を備えたＳＥＭを用いて同定できる。ベイナイトブロックの平均粒径（ベイナイトブロックサイズ）は、各ベイナイトブロック粒の面積から円相当径を求めて平均化した値である。
ここで、ベイナイトブロックとは、ベイナイト中の下部組織で結晶方位の揃った領域を指し、本発明では、ベイナイト組織の隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる大傾角粒界をブロック境界とし、ブロック境界で囲まれた領域をベイナイトブロックと定義する。ベイナイトブロックはＥＢＳＰ検出器を備えたＳＥＭを用いて同定できる。ベイナイトブロックの平均粒径（ベイナイトブロックサイズ）は、各ベイナイトブロック粒の面積から円相当径を求めて平均化した値である。
上記熱延鋼板は、必要に応じて、さらにＡｌ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｔｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．１％以下の１種又は２種以上を含み、又は／及びＣｒ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下の１種又は２種以上を含むことができる。
また、本発明に係る伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法は、上記組成の鋼を、加熱温度１２００℃以上、１３５０℃以下で加熱時間７５分以上、５時間以下加熱保持した後、熱間圧延を行い、最終デスケーリング前温度を１１５０℃以下として最終デスケーリングを行った後、圧延終了温度を１０００℃以下のオーステナイト単相域として熱間仕上げ圧延を行い、３００℃以上、５００℃以下に急冷し、その際に５００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、続いて上記温度範囲で巻き取ることを特徴とする。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板において、良好な伸び、伸びフランジ性及び優れた表面性状を確保することができる。
本発明に係る熱延鋼板は、自動車や各種産業機械、構造物において、強度と加工性、特に伸びフランジ性、及び優れた表面性状が必要な部品の材料として好適に用いることができる。
本発明に係る熱延鋼板は、自動車や各種産業機械、構造物において、強度と加工性、特に伸びフランジ性、及び優れた表面性状が必要な部品の材料として好適に用いることができる。
まず、本発明に係る熱延鋼板の組成及び組織限定理由について説明する。
・Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下
Ｃは、フェライト形成を抑制し、ベイナイト形成を促進して強度向上に有効な元素である。しかし、０．２０％を越えると強度が高くなりすぎて伸び、伸びフランジ性が劣化し、一方、０．０３％未満ではフェライトが形成されてベイナイト分率が低下し、必要な強度が得られない。好ましくは、０．０５％以上、０．１５％以下、さらに好ましくは０．０７％以上、０．１２％以下である。
・Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下
Ｃは、フェライト形成を抑制し、ベイナイト形成を促進して強度向上に有効な元素である。しかし、０．２０％を越えると強度が高くなりすぎて伸び、伸びフランジ性が劣化し、一方、０．０３％未満ではフェライトが形成されてベイナイト分率が低下し、必要な強度が得られない。好ましくは、０．０５％以上、０．１５％以下、さらに好ましくは０．０７％以上、０．１２％以下である。
・Ｓｉ：０．１％を越え、２．０％以下
Ｓｉは加熱中にファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成し、鋼板の表面性状を劣化させる。そのため、良好な表面性状を得るとの観点からは添加量を下げた方がよいが、反面、固溶強化により高強度を確保しながら伸び、伸びフランジ性を確保できる。しかし、Ｓｉはフェライト形成元素であるため、過剰に添加するとフェライトが形成され、ベイナイト分率を低下させ、伸びフランジ性が低下する。以上の観点から、Ｓｉ含有量は０．１％を越え、２．０％以下とする。好ましくは０．１％を越え、１．８％以下、さらに好ましくは０．２％以上、１．６％以下である。
Ｓｉは加熱中にファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）を形成し、鋼板の表面性状を劣化させる。そのため、良好な表面性状を得るとの観点からは添加量を下げた方がよいが、反面、固溶強化により高強度を確保しながら伸び、伸びフランジ性を確保できる。しかし、Ｓｉはフェライト形成元素であるため、過剰に添加するとフェライトが形成され、ベイナイト分率を低下させ、伸びフランジ性が低下する。以上の観点から、Ｓｉ含有量は０．１％を越え、２．０％以下とする。好ましくは０．１％を越え、１．８％以下、さらに好ましくは０．２％以上、１．６％以下である。
・Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下
Ｍｎはフェライトの形成を抑制し、ベイナイトの形成を促進して強度向上及び伸び、伸びフランジ性向上に有効な元素である。しかし、３．０％を越えると焼き入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが形成され、特に伸びフランジ性が劣化する。一方、１．０％未満であるとフェライトが形成されて強度が得られず、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは１．２％以上、２．７％以下、さらに好ましくは１．５％以上、２．４％以下である。
Ｍｎはフェライトの形成を抑制し、ベイナイトの形成を促進して強度向上及び伸び、伸びフランジ性向上に有効な元素である。しかし、３．０％を越えると焼き入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが形成され、特に伸びフランジ性が劣化する。一方、１．０％未満であるとフェライトが形成されて強度が得られず、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは１．２％以上、２．７％以下、さらに好ましくは１．５％以上、２．４％以下である。
・Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させて粒界破壊を促進するため、伸び、伸びフランジ性が劣化する。従って、０．０５％以下に制限し、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下に制限する。
・Ｓ：０．０５％以下、
ＳはＭｎＳなどの硫化物を形成し、この硫化物が穴広げ試験時の破壊の起点となるため、伸び、伸びフランジ性が劣化する。従って、０．０５％以下に制限し、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下に制限する。
Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させて粒界破壊を促進するため、伸び、伸びフランジ性が劣化する。従って、０．０５％以下に制限し、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下に制限する。
・Ｓ：０．０５％以下、
ＳはＭｎＳなどの硫化物を形成し、この硫化物が穴広げ試験時の破壊の起点となるため、伸び、伸びフランジ性が劣化する。従って、０．０５％以下に制限し、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下に制限する。
・Ｖ：０．０１０％以下
・Ｚｒ：０．０１０％以下
・Ｎｂ：０．００５％以下
・Ｍｏ：０．０１０％以下
・Ｔａ：０．０１０％以下
・Ｈｆ：０．０１０％以下
・Ｗ：０．０１０％以下、かつこれら７元素の合計が０．０２％以下
これらの元素は添加することでフェライトの形成を強く抑制し、ベイナイト形成を促進する作用がある。しかし、ベイナイトのラス間に微細なＭＡ（マルテンサイト及び／又はオーステナイト）が形成され、これが穴広げ試験時の破壊の起点となるため、伸びフランジ性を低下させる。そのため添加量を低減することが望ましい。良好な伸びフランジ性を得る上では添加しない方がよく、添加する場合でも、Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗは個別にそれぞれ０．０１０％以下、Ｎｂは０．００５％以下、合計で０．０２％以下に抑える必要がある。好ましくは、Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗは個別にそれぞれ０．００５％未満、Ｎｂは０．００３％未満に抑え、合計では０．０１５％以下、さらに好ましくは合計０．０１０％以下に抑える。
・Ｚｒ：０．０１０％以下
・Ｎｂ：０．００５％以下
・Ｍｏ：０．０１０％以下
・Ｔａ：０．０１０％以下
・Ｈｆ：０．０１０％以下
・Ｗ：０．０１０％以下、かつこれら７元素の合計が０．０２％以下
これらの元素は添加することでフェライトの形成を強く抑制し、ベイナイト形成を促進する作用がある。しかし、ベイナイトのラス間に微細なＭＡ（マルテンサイト及び／又はオーステナイト）が形成され、これが穴広げ試験時の破壊の起点となるため、伸びフランジ性を低下させる。そのため添加量を低減することが望ましい。良好な伸びフランジ性を得る上では添加しない方がよく、添加する場合でも、Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗは個別にそれぞれ０．０１０％以下、Ｎｂは０．００５％以下、合計で０．０２％以下に抑える必要がある。好ましくは、Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗは個別にそれぞれ０．００５％未満、Ｎｂは０．００３％未満に抑え、合計では０．０１５％以下、さらに好ましくは合計０．０１０％以下に抑える。
・Ｂ：０．０００３％以上、０．００５０％以下
Ｂは鋼中に固溶状態で存在することによりフェライト変態を強く抑制する元素であり、ベイナイト主体の組織を形成する上で非常に有効な元素である。ベイナイト主体の組織を形成することで伸びフランジ性改善に寄与する。しかし、０．０００３％未満であると、焼き入れ性改善効果（フェライト形成抑制効果）が得られず、一方、０．００５０％を越えるとフェライト形成抑制効果が得られなくなり、いずれにしても強度及び伸びフランジ性が劣化する。好ましくは０．０００５％以上、０．００４０％以下、さらに好ましくは０．０００５％以上、０．００３％以下である。
Ｂは鋼中に固溶状態で存在することによりフェライト変態を強く抑制する元素であり、ベイナイト主体の組織を形成する上で非常に有効な元素である。ベイナイト主体の組織を形成することで伸びフランジ性改善に寄与する。しかし、０．０００３％未満であると、焼き入れ性改善効果（フェライト形成抑制効果）が得られず、一方、０．００５０％を越えるとフェライト形成抑制効果が得られなくなり、いずれにしても強度及び伸びフランジ性が劣化する。好ましくは０．０００５％以上、０．００４０％以下、さらに好ましくは０．０００５％以上、０．００３％以下である。
・Ｎ：０．００２０％以上、０．０１０％以下
Ｎは、Ｔｉを結合することにより、高温でも安定なＴｉＮを形成し、熱延加熱で１２００℃以上に加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を防止し、その結果、最終組織が微細化して伸び、伸びフランジ性が改善する。添加量が少なすぎるとＴｉＮによるオーステナイト粒の粗大化防止効果が不足し、一方、多すぎるとＴｉＮが粗大化して伸びフランジ性を劣化させたり、Ｂと結合して固溶状態のＢを減少させることにより、Ｂのフェライト抑制効果を低下させる。この観点から、Ｎ添加量は０．００２０％以上、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以上、０．００８％以下、さらに好ましくは０．００３０％以上、０．００６％以下である。
Ｎは、Ｔｉを結合することにより、高温でも安定なＴｉＮを形成し、熱延加熱で１２００℃以上に加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を防止し、その結果、最終組織が微細化して伸び、伸びフランジ性が改善する。添加量が少なすぎるとＴｉＮによるオーステナイト粒の粗大化防止効果が不足し、一方、多すぎるとＴｉＮが粗大化して伸びフランジ性を劣化させたり、Ｂと結合して固溶状態のＢを減少させることにより、Ｂのフェライト抑制効果を低下させる。この観点から、Ｎ添加量は０．００２０％以上、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００２５％以上、０．００８％以下、さらに好ましくは０．００３０％以上、０．００６％以下である。
・Ｔｉ：３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下
ＴｉはＮと結合し、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮが存在することにより加熱温度が１２００℃以上であっても、オーステナイト粒の粗大化を防止でき、最終組織を微細均一にすることができる。また、不可避的に存在するＮをＴｉＮに固定し、Ｂ添加による焼き入れ性改善効果（フェライト形成抑制効果）を発現するために必要な元素である。一方、Ｎに対しＴｉの割合が多く固溶Ｔｉが残存するようになると、ＴｉＮが粗大化し、オーステナイト粒の粗大化防止効果が低下し、最終組織が粗大になり、伸び、伸びフランジ性が劣化するため、Ｎ量に合わせた添加量に調整する必要がある。以上の観点から、Ｔｉ添加量は３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下とする。好ましい範囲は３．４［Ｎ］−０．００８％以上、３．４［Ｎ］以下、さらに好ましい範囲は３．４［Ｎ］−０．００４％以上、３．４［Ｎ］以下である。
ＴｉはＮと結合し、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮが存在することにより加熱温度が１２００℃以上であっても、オーステナイト粒の粗大化を防止でき、最終組織を微細均一にすることができる。また、不可避的に存在するＮをＴｉＮに固定し、Ｂ添加による焼き入れ性改善効果（フェライト形成抑制効果）を発現するために必要な元素である。一方、Ｎに対しＴｉの割合が多く固溶Ｔｉが残存するようになると、ＴｉＮが粗大化し、オーステナイト粒の粗大化防止効果が低下し、最終組織が粗大になり、伸び、伸びフランジ性が劣化するため、Ｎ量に合わせた添加量に調整する必要がある。以上の観点から、Ｔｉ添加量は３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下とする。好ましい範囲は３．４［Ｎ］−０．００８％以上、３．４［Ｎ］以下、さらに好ましい範囲は３．４［Ｎ］−０．００４％以上、３．４［Ｎ］以下である。
・Ａｌ：０．００１％以上、１．０％以下
・Ｃａ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｍｇ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｃｅ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｔｅ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｌａ：０．０００１％以上、０．１％以下
これらの元素は酸化物系介在物を微細化することで伸びフランジ性を改善する作用があるため、１種又は２種以上を必要に応じて添加する。しかし、上限値を越えると効果が飽和し、下限値未満であると効果が得られない。
・Ｃａ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｍｇ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｃｅ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｔｅ：０．０００１％以上、０．１％以下
・Ｌａ：０．０００１％以上、０．１％以下
これらの元素は酸化物系介在物を微細化することで伸びフランジ性を改善する作用があるため、１種又は２種以上を必要に応じて添加する。しかし、上限値を越えると効果が飽和し、下限値未満であると効果が得られない。
・Ｃｒ：０．０１％以上、５．０％以下
・Ｃｕ：０．０１％以上、５．０％以下
・Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下
これらの元素はフェライト形成を抑制し、ベイナイト組織形成に寄与するため、１種又は２種以上を必要に応じて添加する。しかし、上限値を越えると効果が飽和し、下限値未満であると効果が得られない。
・Ｃｕ：０．０１％以上、５．０％以下
・Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下
これらの元素はフェライト形成を抑制し、ベイナイト組織形成に寄与するため、１種又は２種以上を必要に応じて添加する。しかし、上限値を越えると効果が飽和し、下限値未満であると効果が得られない。
・ベイナイト分率：９０％以上
ベイナイトは均質な組織であるため、ベイナイト主体組織になると亀裂の発生起点が少なくなり、伸び、伸びフランジ性が改善する。好ましくは９２％以上、さらに好ましくは９５％以上である。理想的には１００％ベイナイト組織になることが望ましい。
・マルテンサイト及び／又はオーステナイト（ＭＡ）分率：５％以下
硬質なＭＡは穴広げ試験時に亀裂の発生サイトとなり、伸びフランジ性を劣化させる。そのため、ＭＡ分率は低減させることが望ましい。好ましい範囲は３％以下、さらに好ましくは２％以下である。
なお、ＭＡのほかにも、主相であるベイナイト以外の組織（フェライト、パーライト）が存在し得る。これらの組織が存在すると硬質相との界面に歪みが集中し、界面が割れの発生起点になるため、ベイナイト及びＭＡを除くその他組織については、面積分率１０％以下とする。好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
ベイナイトは均質な組織であるため、ベイナイト主体組織になると亀裂の発生起点が少なくなり、伸び、伸びフランジ性が改善する。好ましくは９２％以上、さらに好ましくは９５％以上である。理想的には１００％ベイナイト組織になることが望ましい。
・マルテンサイト及び／又はオーステナイト（ＭＡ）分率：５％以下
硬質なＭＡは穴広げ試験時に亀裂の発生サイトとなり、伸びフランジ性を劣化させる。そのため、ＭＡ分率は低減させることが望ましい。好ましい範囲は３％以下、さらに好ましくは２％以下である。
なお、ＭＡのほかにも、主相であるベイナイト以外の組織（フェライト、パーライト）が存在し得る。これらの組織が存在すると硬質相との界面に歪みが集中し、界面が割れの発生起点になるため、ベイナイト及びＭＡを除くその他組織については、面積分率１０％以下とする。好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
・ベイナイトブロックの平均粒径：８μｍ以下
ベイナイトブロックとは、ベイナイト中の下部組織で結晶方位の揃った領域を指す。ブロックを微細化すると、ブロック界面に集中する応力が低下し、ブロック界面に集中する応力が低下し、ブロック界面からの破壊が抑制され、伸び、伸びフランジ性が改善する。ベイナイトブロックの平均粒径（ベイナイトブロックサイズ）が８μｍより大きいと、良好な伸び、伸びフランジ性が得られない。ベイナイトブロックの平均粒径の好ましい範囲は６μｍ以下、さらに好ましい範囲は５μｍ以下であり、微細である程好ましいが、現実的なプロセスで得られるベイナイトブロックの平均粒径の下限は１μｍ程度である。
ベイナイトブロックとは、ベイナイト中の下部組織で結晶方位の揃った領域を指す。ブロックを微細化すると、ブロック界面に集中する応力が低下し、ブロック界面に集中する応力が低下し、ブロック界面からの破壊が抑制され、伸び、伸びフランジ性が改善する。ベイナイトブロックの平均粒径（ベイナイトブロックサイズ）が８μｍより大きいと、良好な伸び、伸びフランジ性が得られない。ベイナイトブロックの平均粒径の好ましい範囲は６μｍ以下、さらに好ましい範囲は５μｍ以下であり、微細である程好ましいが、現実的なプロセスで得られるベイナイトブロックの平均粒径の下限は１μｍ程度である。
・地鉄−スケール界面でのＳｉ濃度５％以上の領域の割合：９０％以上
熱延加熱のときに地鉄とスケールの間に形成されるファイアライトを、鋼板表面に均一に形成させることで、酸洗後の鋼板表面の凹凸を抑制することができる。最終製品（熱延鋼板）の地鉄−スケール界面においてＳｉが５％以上に濃化した領域は、熱延加熱によりＦｅ酸化物とファイアライトの化合物が形成されていたものと推側でき、この領域の割合が大きいほど、前記化合物が全面に均一に形成されていたと推測できる。Ｓｉ濃度５％以上の領域の好ましい範囲は９５％以上、さらに好ましい範囲は１００％である。
熱延加熱のときに地鉄とスケールの間に形成されるファイアライトを、鋼板表面に均一に形成させることで、酸洗後の鋼板表面の凹凸を抑制することができる。最終製品（熱延鋼板）の地鉄−スケール界面においてＳｉが５％以上に濃化した領域は、熱延加熱によりＦｅ酸化物とファイアライトの化合物が形成されていたものと推側でき、この領域の割合が大きいほど、前記化合物が全面に均一に形成されていたと推測できる。Ｓｉ濃度５％以上の領域の好ましい範囲は９５％以上、さらに好ましい範囲は１００％である。
次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
典型的な製造方法は、図１に示すように、スラブ等の鋼素材を熱間圧延加熱した後、粗圧延、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱間圧延後の急冷、急冷停止、巻き取りである。熱間圧延加熱後、適宜デスケーリングを行い（行わなくてもよい）、仕上げ圧延前に最終デスケーリングを行う。以下、各工程の条件を説明する。
典型的な製造方法は、図１に示すように、スラブ等の鋼素材を熱間圧延加熱した後、粗圧延、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱間圧延後の急冷、急冷停止、巻き取りである。熱間圧延加熱後、適宜デスケーリングを行い（行わなくてもよい）、仕上げ圧延前に最終デスケーリングを行う。以下、各工程の条件を説明する。
・熱間圧延加熱条件：１２００〜１３５０℃×７５分〜５時間
熱間圧延加熱により、Ｓｉを含有する鋼では、表面に鉄酸化物とファイアライトの化合物が形成される。この化合物は１１８０℃で液相化するが、加熱温度が１２００℃未満ではこの化合物の形成は不均一になるため（その場合、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域が不均一になる）、表面性状が劣化する。従って、熱間圧延加熱温度の下限値は１２００℃とする。好ましくは１２２０℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上である。一方、加熱温度が余り高いと、オーステナイト粒径が粗大になり、最終組織が粗大になるため伸び、伸びフランジ性が低下する。従って、熱間圧延加熱温度の上限値は１３５０℃とし、好ましくは１３２０℃以下、さらに好ましくは１３００℃以下である。
熱間圧延加熱において、１２００℃以上に７５分以上保持することにより、前記化合物を鋼板表面に均一に形成させることができる。しかし、７５分未満では前記化合物の形成が十分に進まない（その場合、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域が不均一になる）。従って、保持時間の下限値は７５分とする。一方、この保持時間は長くても特性上問題はないが、生産性が低くなるため、上限値は５時間とする。
熱間圧延加熱により、Ｓｉを含有する鋼では、表面に鉄酸化物とファイアライトの化合物が形成される。この化合物は１１８０℃で液相化するが、加熱温度が１２００℃未満ではこの化合物の形成は不均一になるため（その場合、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域が不均一になる）、表面性状が劣化する。従って、熱間圧延加熱温度の下限値は１２００℃とする。好ましくは１２２０℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上である。一方、加熱温度が余り高いと、オーステナイト粒径が粗大になり、最終組織が粗大になるため伸び、伸びフランジ性が低下する。従って、熱間圧延加熱温度の上限値は１３５０℃とし、好ましくは１３２０℃以下、さらに好ましくは１３００℃以下である。
熱間圧延加熱において、１２００℃以上に７５分以上保持することにより、前記化合物を鋼板表面に均一に形成させることができる。しかし、７５分未満では前記化合物の形成が十分に進まない（その場合、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域が不均一になる）。従って、保持時間の下限値は７５分とする。一方、この保持時間は長くても特性上問題はないが、生産性が低くなるため、上限値は５時間とする。
・最終デスケーリング温度：１１５０℃以下
鉄酸化物とファイアライトの化合物が凝固しない状態でデスケーリングを行うと、スケールの剥離が不均一になり、部分的にスケールが残存し、表面性状が劣化する。スケールを均一に剥離させるためには、鉄酸化物とファイアライトの化合物を凝固させてからデスケーリングを行う必要があり、下限値を１１５０℃以下とする。一方、最終デスケーリング温度の下限値については特に指定しないが、次工程である熱間圧延仕上げ温度を制御するためには、１０００℃以上であることが望ましい。
鉄酸化物とファイアライトの化合物は最終デスケーリングで均一に剥離できれば良好な表面性状が得られるので、最終デスケーリング以外では温度を規制する必要はない。
なお、デスケーリングは、通常の方法を用いればよく、その方法として例えば高圧水を噴射する方法（高圧水デスケーリング）を用いることができる。
鉄酸化物とファイアライトの化合物が凝固しない状態でデスケーリングを行うと、スケールの剥離が不均一になり、部分的にスケールが残存し、表面性状が劣化する。スケールを均一に剥離させるためには、鉄酸化物とファイアライトの化合物を凝固させてからデスケーリングを行う必要があり、下限値を１１５０℃以下とする。一方、最終デスケーリング温度の下限値については特に指定しないが、次工程である熱間圧延仕上げ温度を制御するためには、１０００℃以上であることが望ましい。
鉄酸化物とファイアライトの化合物は最終デスケーリングで均一に剥離できれば良好な表面性状が得られるので、最終デスケーリング以外では温度を規制する必要はない。
なお、デスケーリングは、通常の方法を用いればよく、その方法として例えば高圧水を噴射する方法（高圧水デスケーリング）を用いることができる。
・熱間圧延仕上げ温度：１０００℃以下のオーステナイト単相域
熱間圧延仕上げ温度が１０００℃を越えるとオーステナイトが粗大化し、焼き入れ性が高くなるため、マルテンサイトが形成される。従って、熱間圧延仕上げ温度は１０００℃以下のオーステナイト単相域（Ａ３点以上）とする。より具体的には、７５０℃以上、１０００℃以下、好ましくは８００℃以上、さらに好ましくは８３０℃以上である。
熱間圧延仕上げ温度が１０００℃を越えるとオーステナイトが粗大化し、焼き入れ性が高くなるため、マルテンサイトが形成される。従って、熱間圧延仕上げ温度は１０００℃以下のオーステナイト単相域（Ａ３点以上）とする。より具体的には、７５０℃以上、１０００℃以下、好ましくは８００℃以上、さらに好ましくは８３０℃以上である。
・熱間圧延仕上げ後の急冷：５００℃までの平均冷却速度２０℃／ｓ以上
熱間圧延後は、フェライト変態が起こる温度域を急速に冷却することで、フェライト形成を抑制する。この冷却速度は速いことが望ましいが、速すぎると制御が困難となるため、好ましくは１５０℃／ｓ未満、さらに好ましくは１２０℃／ｓ未満とする。
・急冷停止、巻き取り：３００℃以上、５００℃以下
急冷停止温度は３００℃以上、５００℃以下とする。この温度域はベイナイト変態が起こる温度域であり、急冷停止後巻き取り、この温度域で保持することにより、均一なベイナイト主体の組織が得られる。急冷停止温度が５００℃を越えると、ＭＡ又はパーライトが形成されるようになり、強度が低下、又は伸び、伸びフランジ性を劣化させる。一方、この温度が３００℃未満であると、マルテンサイト変態が発生し、ベイナイト分率が低下して、伸びフランジ性が劣化する。
熱間圧延後は、フェライト変態が起こる温度域を急速に冷却することで、フェライト形成を抑制する。この冷却速度は速いことが望ましいが、速すぎると制御が困難となるため、好ましくは１５０℃／ｓ未満、さらに好ましくは１２０℃／ｓ未満とする。
・急冷停止、巻き取り：３００℃以上、５００℃以下
急冷停止温度は３００℃以上、５００℃以下とする。この温度域はベイナイト変態が起こる温度域であり、急冷停止後巻き取り、この温度域で保持することにより、均一なベイナイト主体の組織が得られる。急冷停止温度が５００℃を越えると、ＭＡ又はパーライトが形成されるようになり、強度が低下、又は伸び、伸びフランジ性を劣化させる。一方、この温度が３００℃未満であると、マルテンサイト変態が発生し、ベイナイト分率が低下して、伸びフランジ性が劣化する。
表１，２に示す成分の鋼片を、表３に示す条件で、熱間圧延加熱し、加熱炉から抽出後粗圧延を施した後、各表面温度でデスケーリングを行い、仕上げ圧延後、各停止温度まで各平均冷却速度で冷却し、続いて巻き取りを模擬するため３０分の保持を行った後、炉冷し、板厚３ｍｍの熱延鋼板を製造した。
得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、組織評価、引張試験、及び穴広げ試験を下記要領で実施した。
・組織評価１（ベイナイト分率）
鋼板中心部のＴＤ面の組織を観察した。サンプルを鏡面に研磨し、３％ナイタールで腐食後、光学顕微鏡で４００倍で５視野（約３０，０００μｍ２／視野）の観察を行い、ポイントカウンティング法（各視野毎に均等なメッシュで１００ポイント）でベイナイト分率を求めた。
・組織評価１（ベイナイト分率）
鋼板中心部のＴＤ面の組織を観察した。サンプルを鏡面に研磨し、３％ナイタールで腐食後、光学顕微鏡で４００倍で５視野（約３０，０００μｍ２／視野）の観察を行い、ポイントカウンティング法（各視野毎に均等なメッシュで１００ポイント）でベイナイト分率を求めた。
・組織評価２（ベイナイトブロックの平均粒径）
ベイナイトブロックは同一方位を示す領域であり、光学顕微鏡やＳＥＭでは判別することができない。また、光学顕微鏡やＳＥＭで観察したベイナイトの粒径は、ラス、ブロック、パケットのいずれを観察しているか不明であり、ブロックの粒径と一対一の対応をとることができない。そのため、ベイナイトブロックの測定はＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）などの結晶方位測定を行う必要がある。この実施例では、隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる大傾角粒界をブロック境界とし、ブロック境界で囲まれた領域の粒径をベイナイトブロックの粒径として測定した。装置及び観察条件は次のとおりである。
（ａ）観察装置；走査電子顕微鏡（Philips社製 XL30S-FEG）
（ｂ）ＥＢＳＰシステム；テクセムラボラトリーズ製 0IMシステム（ver.4.0)を使用
（ｃ）ステップ間隔；０．２５μm
（ｄ）隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる点をブロック境界としてマッピング
（ｅ）ブロック境界で囲まれた領域の面積をMicromedia社製Image-Proを用いて測定し、各粒の面積から円相当径（＝２（Ａ／π）１／２，Ａ：粒の面積）を求めて平均化した値を平均粒径とした。
ベイナイトブロックは同一方位を示す領域であり、光学顕微鏡やＳＥＭでは判別することができない。また、光学顕微鏡やＳＥＭで観察したベイナイトの粒径は、ラス、ブロック、パケットのいずれを観察しているか不明であり、ブロックの粒径と一対一の対応をとることができない。そのため、ベイナイトブロックの測定はＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）などの結晶方位測定を行う必要がある。この実施例では、隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる大傾角粒界をブロック境界とし、ブロック境界で囲まれた領域の粒径をベイナイトブロックの粒径として測定した。装置及び観察条件は次のとおりである。
（ａ）観察装置；走査電子顕微鏡（Philips社製 XL30S-FEG）
（ｂ）ＥＢＳＰシステム；テクセムラボラトリーズ製 0IMシステム（ver.4.0)を使用
（ｃ）ステップ間隔；０．２５μm
（ｄ）隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる点をブロック境界としてマッピング
（ｅ）ブロック境界で囲まれた領域の面積をMicromedia社製Image-Proを用いて測定し、各粒の面積から円相当径（＝２（Ａ／π）１／２，Ａ：粒の面積）を求めて平均化した値を平均粒径とした。
・組織評価３（マルテンサイト及び／又は残留オーステイナイト分率）
レペラ試薬で腐食後、光学顕微鏡で１０００倍で５視野（約５，０００μｍ２／視野）の観察を行い、白い領域をマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトとして画像解析を行い、当該組織の分率を求めた。
なお、ベイナイトのラス間に存在するマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトは微細組織であり、組織評価１で得られるベイナイト分率はこのマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトを含む。このため、組織評価１で得られるベイナイト分率と組織評価３で得られるマルテンサイト及び／又は残留オーステナイト分率を足すと１００％を越える場合がある。
レペラ試薬で腐食後、光学顕微鏡で１０００倍で５視野（約５，０００μｍ２／視野）の観察を行い、白い領域をマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトとして画像解析を行い、当該組織の分率を求めた。
なお、ベイナイトのラス間に存在するマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトは微細組織であり、組織評価１で得られるベイナイト分率はこのマルテンサイト及び／又は残留オーステナイトを含む。このため、組織評価１で得られるベイナイト分率と組織評価３で得られるマルテンサイト及び／又は残留オーステナイト分率を足すと１００％を越える場合がある。
・組織評価４（地鉄−スケール界面でＳｉ濃度が５％以上となる領域）
熱延鋼板の圧延方向から鋼板表面とスケールの界面を観察できるように資料を調整し、ランダムに鋼板表面・スケール界面を２０点、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer)分析を行い、地鉄−スケール界面のＳｉ濃度を測定し、Ｓｉ濃度が５％以上となる点数をカウントした。ただし、測定点間の間隔は１ｍｍ以上とした。
熱延鋼板の圧延方向から鋼板表面とスケールの界面を観察できるように資料を調整し、ランダムに鋼板表面・スケール界面を２０点、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer)分析を行い、地鉄−スケール界面のＳｉ濃度を測定し、Ｓｉ濃度が５％以上となる点数をカウントした。ただし、測定点間の間隔は１ｍｍ以上とした。
・引張試験
引張試験は、サンプルをＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１記載の引張試験方法に従い、引張強度及び伸びを測定した。
・穴広げ試験
伸びフランジ性は穴広げ試験で評価した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って行い、穴広げ率を測定した。
・鋼板の表面性状
鋼板の表面性状は、熱延鋼板を酸洗後、鋼板全面において縞状模様の発生面積（微小な凹凸の発生領域の面積）が５％未満のものを優良◎、５〜１５％のものを良○、１５％を越えるものを不良×とした。
引張試験は、サンプルをＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１記載の引張試験方法に従い、引張強度及び伸びを測定した。
・穴広げ試験
伸びフランジ性は穴広げ試験で評価した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って行い、穴広げ率を測定した。
・鋼板の表面性状
鋼板の表面性状は、熱延鋼板を酸洗後、鋼板全面において縞状模様の発生面積（微小な凹凸の発生領域の面積）が５％未満のものを優良◎、５〜１５％のものを良○、１５％を越えるものを不良×とした。
測定結果を表４及び表５に示す。表４及び表５において、ベイナイト分率はベイナイトのラス間に存在する微細なＭＡ（マルテンサイト及び／又は残留オーステナイト）を含む。また、表４及び表５において、引張強度は９８０ＭＰａ以上を良好、伸びは１２％以上、穴広げ率は５０％以上を良好と評価した。
表４及び表５の測定結果を以下簡単に説明する。
Ｎｏ．１，２，４，５，８，９，１２，１３，２２〜２９，３１，３７，４３，４４，４７は、クレーム記載の組成、ベイナイト分率、マルテンサイト及び＋残留オーステナイトの分率、ベイナイトブロックサイズ、及び地鉄−スケール界面でＳｉ濃度が５％以上となる領域の割合の各要件を満たし、良好な引張強度、伸び、伸びフランジ性（穴広げ率）及び表面性状を示す。
Ｎｏ．１，２，４，５，８，９，１２，１３，２２〜２９，３１，３７，４３，４４，４７は、クレーム記載の組成、ベイナイト分率、マルテンサイト及び＋残留オーステナイトの分率、ベイナイトブロックサイズ、及び地鉄−スケール界面でＳｉ濃度が５％以上となる領域の割合の各要件を満たし、良好な引張強度、伸び、伸びフランジ性（穴広げ率）及び表面性状を示す。
一方、Ｎｏ．３はＣ含有量が不足し、フェライトが形成されてベイナイト分率が低く引張強度が劣り、Ｎｏ．６はＣ含有量が過剰で、伸び及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．７はＳｉ含有量が不足して強度及び伸びが劣り、Ｎｏ．１０はＳｉ含有量が過剰で、フェライトが形成されてベイナイト分率が低く穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．１１はＭｎ含有量が不足し、フェライトが形成されてベイナイト分率が低く、引張強度及び穴広げ率が劣り、Ｎｏ．１４はＭｎ含有量が過剰で、マルテンサイトが形成されてベイナイト分率が低下し、伸び及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．１５〜２１はＶ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗの１種又は２種以上の含有量が過剰で、ベイナイトのラス間に微細なＭＡ（マルテンサイト＋残留オーステイナイト）が形成され、穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３０はＢ含有量が不足するためフェライト形成抑制効果が不足し、ベイナイト分率が低下して引張強度及び穴広げ率が劣る。Ｎｏ．３２はＢ含有量が過剰でフェライト形性が抑制できず、引張強度及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３３は［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］が低すぎるため、ベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び及び穴広げ率が劣り、Ｎｏ．３４は［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］が高すぎるためベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３５はＮ含有量が不足するため、ベイナイトブロックサイズが粗大化して穴広げ率が劣り、Ｎｏ．３６はＮ含有量が過剰でベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．７はＳｉ含有量が不足して強度及び伸びが劣り、Ｎｏ．１０はＳｉ含有量が過剰で、フェライトが形成されてベイナイト分率が低く穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．１１はＭｎ含有量が不足し、フェライトが形成されてベイナイト分率が低く、引張強度及び穴広げ率が劣り、Ｎｏ．１４はＭｎ含有量が過剰で、マルテンサイトが形成されてベイナイト分率が低下し、伸び及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．１５〜２１はＶ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗの１種又は２種以上の含有量が過剰で、ベイナイトのラス間に微細なＭＡ（マルテンサイト＋残留オーステイナイト）が形成され、穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３０はＢ含有量が不足するためフェライト形成抑制効果が不足し、ベイナイト分率が低下して引張強度及び穴広げ率が劣る。Ｎｏ．３２はＢ含有量が過剰でフェライト形性が抑制できず、引張強度及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３３は［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］が低すぎるため、ベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び及び穴広げ率が劣り、Ｎｏ．３４は［Ｔｉ］−３．４［Ｎ］が高すぎるためベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び及び穴広げ率が劣る。
Ｎｏ．３５はＮ含有量が不足するため、ベイナイトブロックサイズが粗大化して穴広げ率が劣り、Ｎｏ．３６はＮ含有量が過剰でベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．３８は熱間圧延加熱温度が低いため、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域の割合が少なく、表面性状が劣り、Ｎｏ．３９は熱間圧延加熱温度が高すぎてベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び及び伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４０は熱間圧延加熱時間が短いため、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域の割合が少なく、表面性状が劣る。
Ｎｏ．４１は最終デスケーリング温度が高すぎるため表面性状が劣る。
Ｎｏ．４２は仕上げ熱延温度が高すぎるためマルテンサイトが生成してベイナイト分率が低く、ベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４５は熱間圧延仕上げ後の冷却速度が小さいためフェライトが生成し、ベイナイト分率が低く強度及び伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４６は急冷停止巻き取り模擬温度が低いためマルテンサイトが生成し、ベイナイト分率が低く伸び、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４８は急冷停止巻き取り模擬温度が高すぎるためベイナイト分率が低くなり、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４０は熱間圧延加熱時間が短いため、地鉄−スケール界面でＳｉが濃化した領域の割合が少なく、表面性状が劣る。
Ｎｏ．４１は最終デスケーリング温度が高すぎるため表面性状が劣る。
Ｎｏ．４２は仕上げ熱延温度が高すぎるためマルテンサイトが生成してベイナイト分率が低く、ベイナイトブロックサイズが粗大化し、伸び、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４５は熱間圧延仕上げ後の冷却速度が小さいためフェライトが生成し、ベイナイト分率が低く強度及び伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４６は急冷停止巻き取り模擬温度が低いためマルテンサイトが生成し、ベイナイト分率が低く伸び、伸びフランジ性が劣る。
Ｎｏ．４８は急冷停止巻き取り模擬温度が高すぎるためベイナイト分率が低くなり、伸びフランジ性が劣る。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．１％を越え、２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下を含み、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下であり、Ｖ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．０１０％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下、Ｗ：０．０１０％以下、かつこれら７元素の合計が０．０２％以下であり、Ｎ：０．００２０％以上、０．０１０％以下で、かつＮの質量％を［Ｎ］としたとき、Ｔｉ：３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下であり、Ｂ：０．０００３％以上、０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、主要組織がベイナイトでその分率が９０％以上、第２相としてマルテンサイト及び／又はオーステナイトの分率が５％以下、ベイナイトブロックの平均粒径が８μｍ以下、熱延鋼板の地鉄−スケール界面でＳｉ濃度が５％以上となる領域の割合が９０％以上であることを特徴とする伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板。
ここで、ベイナイトブロックは、ベイナイト組織の隣り合うフェライト間の方位差が１５°以上となる大傾角粒界をブロック境界とし、このブロック境界で囲まれた領域と定義される。 - さらにＡｌ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｔｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．１％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載された伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板。
- さらにＣｒ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載された伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．１％を越え、２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上、３．０％以下を含み、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下であり、Ｖ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．０１０％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下、Ｗ：０．０１０％以下、かつこれら７元素の合計が０．０２％以下であり、Ｎ：０．００２０％以上、０．０１０％以下で、かつＮの質量％を［Ｎ］としたとき、Ｔｉ：３．４［Ｎ］−０．０１％以上、３．４［Ｎ］以下であり、Ｂ：０．０００３％以上、０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、加熱温度１２００℃以上、１３５０℃以下で加熱時間７５分以上、５時間以下加熱保持した後、熱間圧延を行い、最終デスケーリング前温度を１１５０℃以下として最終デスケーリングを行った後、圧延終了温度を１０００℃以下のオーステナイト単相域として熱間仕上げ圧延を行い、３００℃以上、５００℃以下の温度範囲内に急冷し、その際に５００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、続いて上記温度範囲内で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法。
- さらにＡｌ：０．００１％以上、１．０％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｔｅ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．１％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項４に記載された伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法。
- さらにＣｒ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、５．０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項４又は５に記載された伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法。
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