JP5376089B2 - 等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１１年３月３１日に日本に出願された特願２０１１−０７９６５８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車の燃費向上を目的とする各種部材の軽量化のため、鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は、特殊な用途に限られている。したがって、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に推進するためには、鋼板の高強度化による薄肉化が必要とされる。
鋼板の高強度化は、一般的に、成形性（加工性）等の材料特性の劣化を伴う。そのため、材料特性を劣化させずに、如何に高強度化を図るかが高強度鋼板の開発において重要となる。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、その用途に応じて、曲げ性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められる。これら材料特性と高強度性とを如何に高次元でバランス良く発揮させるかが重要である。
特に、自動車部品のうちで、板材を素材として加工され、回転体として機能を発揮する部品、例えば、オートマチックトランスミッションを構成するドラムやキャリア等は、エンジン出力をアクスルシャフトへ伝達する仲介をする重要部品である。かかる回転体として機能を発揮する部品には、フリクション等を低減するため、形状としての真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる。さらに、このような部品の成形には、バーリング加工、絞り、シゴキ加工（ｉｒｏｎｉｎｇ）、張出し成形といった成形方法が用いられ、局部伸びに代表されるような、極限変形能も非常に重要視される。
また、このような部材に用いられる鋼板は、成形後に部品として自動車に取り付けた後に、衝突等による衝撃を受けても部材が破壊し難い特性を向上させる必要性がある。また、寒冷地での耐衝撃性を確保するためには、低温靭性も向上させる必要性がある。この低温靭性は、ｖＴrs（シャルピー破面遷移温度）等で規定されるものである。このため、上記鋼材の耐衝撃性そのものを考慮することも必要とされている。
即ち、上記部品を始めとする板厚の均一性が求められる部品用の薄鋼板には、優れた加工性に加えて、塑性的な当方性と低温靭性が、非常に重要な特性として求められる。
このように高強度性と、特に、成形性のような各種材料特性とを両立させるために、鋼組織を、フェライト９０％以上、残部をベイナイトとすることで、高強度と延性、穴広げ性とを両立させる鋼板の製造方法が、例えば、特許文献１に開示されている。しかし、特許文献１に開示の技術を適用して製造される鋼板は、塑性等方性については何ら言及されていない。特許文献１で製造される鋼板は、真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に適用することを前提にすると、部品の偏心による不正な振動やフリクションロスによる出力の低下が懸念される。
また、Ｍｏを添加して析出物を微細化することで、高強度でありながら、優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板の技術が、特許文献２及び３に開示されている。しかし、特許文献２及び３に開示の技術を適用した鋼板は、高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上添加することを必須としているので、製造コストが高いという問題点がある。また、特許文献２及び３に開示の技術においても、塑性等方性については何ら言及されていない。特許文献２及び３の技術も、真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に適用することを前提にすると、部品の偏心による不正な振動やフリクションロスによる出力の低下が懸念される。
一方、鋼板の塑性等方性、即ち、塑性異方性の低減に関しては、エンドレス圧延と潤滑圧延を組み合わせることで、表層せん断層のオーステナイトでの集合組織を適正化して、r値（ランクフォード値）の面内異方性を低減する技術が、例えば、特許文献４に開示されている。しかし、摩擦係数の小さい潤滑圧延をコイル全長にわたって実施するためには、圧延中のロールバイトと圧延材とのスリップによる噛み込み不良を防止するためにエンドレス圧延が必要である。しかし、この技術を適用するためには、粗バー接合装置や高速クロップシャー等の設備投資が伴うので負担が大きい。
また、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏを複合添加し、９５０℃以上の高温で仕上げ圧延を終了することにより、７８０ＭＰａ級以上の強度でｒ値の異方性が小さく、伸びフランジ性と深絞り性を両立させる技術が、例えば、特許文献５に開示されている。しかし、高価な合金元素であるＭｏを０．１％以上添加することを必須としているため、製造コストが高いという問題点がある。
更に、鋼板の低温靭性を向上させる研究は、従来から進展しているものの、高強度でありながら、塑性等方性を示し、穴広げ性を向上させ、しかも、低温靭性をも両立させた等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板は、特許文献１〜５に開示されていない。
特開平６−２９３９１０号公報 特開２００２−３２２５４０号公報 特開２００２−３２２５４１号公報 特開平１０−１８３２５５号公報 特開２００６−１２４７８９号公報
本発明は、上述した問題点に鑑みて発明されたものであり、その目的とするところは、高強度でありながら、加工性、穴拡げ性、曲げ性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温靭性が要求される部材への適用が可能であり、かつ、５４０ＭＰａ級以上の鋼板グレードである等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板、及び、該鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とする。
上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、以下に示す等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板および製造方法を提案する。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０７超〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜４％、
Ｐ：０．１５％以下（０％は含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１％以下（０％は含まない）、
Ａｌ：０．００１〜２％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下であり、
平均結晶粒径が１０μｍ以下、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であり、
ミクロ組織が、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
［２］
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１５〜０．１８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、
Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜２％
のいずれか一種又は二種以上を含有する、［１］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
［３］
さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
のいずれか一種又は二種を含有する、［１］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
［４］
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を含有する、［１］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
［５］
質量％で、
Ｃ：０．０７超〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜４％、
Ｐ：０．１５％以下（０％は含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１％以下（０％は含まない）、
Ａｌ：０．００１〜２％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、
１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
かつ、前記第２の熱間圧延での圧下率の合計を５０％以上とし、
前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始し、
前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
前記１次冷却の終了後、３秒以内に、１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却を行い、
前記２次冷却の終了後、Ａr3変態点温度未満Ａr1変態点温度以上の温度域で１〜２０秒空冷し、次いで、４５０℃以上５５０℃未満で巻き取る、
鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下であり、
平均結晶粒径が１０μｍ以下、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であり、
ミクロ組織が、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ （１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
［６］
Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計が３０％以下である、［５］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
［７］
前記第２の熱間圧延でのＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における各パス間の加工発熱が１８℃以下である、［５］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
［８］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（４）を満たす、［５］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
ｔ＜ｔ１ ・・・ （４）
［９］
前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（５）を満たす、［５］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （５）
［１０］
前記一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、［５］に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性、穴拡げ性、曲げ性、加工後の厳しい板厚均一性と真円度、及び、低温靭性が要求される部材（内板部材、構造部材、足廻り部材、トランスミッション等の自動車部材や、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品用の部材等）に適用できる鋼板が提供される。また、本発明によれば、低温靭性に優れた５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を、安価に安定して製造される。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と等方性（１／|Δｒ|）の関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と等方性指標（１／|Δｒ|）の関係を示す図である。 平均結晶粒径（μｍ）とｖＴrs（℃）の関係を示す図である。 連続熱間圧延ラインの説明図である。
本発明を実施するための形態として、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板（以下、単に「熱延鋼板」という。）について詳細に説明する。なお、以下、成分組成に係る質量％を、単に％と記載する。
本発明者らは、加工性、穴拡げ性、曲げ性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温靭性が要求される部材への適用に好適なベイナイト含有型高強度熱延鋼板について、加工性のみならず、特に、等方性と低温靭性の両立の観点より鋭意研究した。その結果、以下の新たな知見を得た。
まず、等方性を得る（異方性を低減する）ためには、異方性の原因である未再結晶オーステナイトからの変態集合組織の形成を回避する。このためには、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶を促進することが必要である。その手段としては、仕上げ圧延での最適な圧延パススケジュールと圧延温度の高温化が有効である。
次に、低温靭性を向上させるためには、脆性破面の破面単位の微細化、即ち、ミクロ組織単位の細粒化が効果的である。これには、γ→α変態時のαの核生成サイトを増加させることが有効であり、その核生成サイトとなり得るオーステナイトの結晶粒界や転位密度の増加が必要となる。
その手段としては、γ→α変態点温度以上で、できる限り低温で圧延すること、言いかえると、オーステナイトを未再結晶とし、未再結晶率が高い状態でγ→α変態をさせることが必要となる。なぜなら、再結晶後のオーステナイト粒は、再結晶温度で粒成長が早く、非常に短時間で粗大化して、γ→α変態後のα相でも粗大粒となり、著しい靭性劣化が起こるためである。
本発明者らは、上記のように、通常の熱間圧延手段では相反する条件となるため両立が難しいと考えられていた等方性と低温靭性を、高い次元でバランスさせることができる、全く新しい熱間圧延方法を発明した。
まず、等方性についてであるが、本発明者らは、等方性と集合組織の関係について、以下の知見を得た。
トリミングや切削の工程を省略し、加工ままで部品特性を満足する板厚均一性及び真円度を得るためには、少なくとも、等方性指標（＝１／｜Δｒ｜）が３．５以上であることが必要である。
ここで、等方性指標は、鋼板を、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って求められる。等方性指標である１／|Δｒ|は、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び、圧延方向に対して９０°の方向（板幅方向）の塑性歪比（ｒ値：ランクフォード値）を、それぞれ、ｒＬ、ｒ４５、及び、ｒＣと定義して、Δｒ＝（ｒＬ−２×ｒ４５＋ｒＣ）／２と定義される。
（結晶方位）
図１に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下であれば、等方性指標（＝１／｜Δｒ｜）が３．５以上を満足する。望ましくは、等方性指標が６．０以上であれば、コイル内でのバラツキを考慮しても、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度が得られる。そのために、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が、２．０以下であることが望ましい。
極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義である。極密度（Ｘ線ランダム強度比）とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。この極密度は、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱パターン：Electron Back Scattering Ｐａｔｔｅｒｎ)法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。
例えば、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度は、これらの方法によって測定された｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の（好ましくは３つ以上の）極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を求め、これら極密度を相加平均することで、上記方位群の極密度が求められる。なお、上記の全ての方位の強度を得ることができない場合は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で代替してもよい。
例えば、上記各結晶方位の極密度は、３次元集合組織のφ２＝４５゜の断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、及び、（２２３）［１−１０］の各強度を、そのまま用いればよい。
同様に、図２に示すように、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下であれば、等方性指標が３．５以上を満足する。望ましくは、等方性指標が６．０以上であれば、コイル内でのバラツキを考慮しても、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度が得られる。そのために、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が３．０以下であることが望ましい。
Ｘ線回折、ＥＢＳＰ法、ＥＣＰ法に供する試料は、機械研磨などによって、鋼板を表面から所定の板厚まで減厚する。次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去し、板厚の５／８〜３／８の範囲で適当な面が測定面となるように試料を作製する。例えば、板幅Ｗの１／４Ｗ又は３／４Ｗ位置より３０ｍｍφの大きさで切り取った鋼片に、三山仕上げ（中心線平均粗さＲａ：０．４ａ〜１．６ａ）の研削が行われる。次いで、化学研磨又は電解研磨によって歪みが除去されて、Ｘ線回折に供する試料が作製される。板幅方向については、鋼板の端部から１／４もしくは、３／４の位置で採取することが望ましい。
当然のことであるが、極密度が、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部だけでなく、なるべく多くの厚み位置について、上述の極密度の限定範囲を満たすことで、より一層、局延性能（局部伸び）が良好になる。しかし、鋼板の表面から５／８〜３／８の範囲を測定することで、概ね、鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の５／８〜３／８を測定範囲と規定する。
なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位は、鋼板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを意味している。結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本発明においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば、新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）の２７４〜２９６頁に記載の方法に従って行われる。
（平均結晶粒径）
次に、本発明者らは、低温靭性について調査した。
図３に、平均結晶粒径とｖＴrs（シャルピー破面遷移温度）の関係を示す。ｖＴrsは、平均結晶粒径が細粒であるほど低温化し、低温での靭性が向上する。平均結晶粒径が１０μｍ以下であれば、ｖＴrsが目標の−２０℃以下となるので、本発明は、寒冷地での使用に耐え得るものである。
なお、低温靭性は、Ｖノッチシャルピー衝撃試験で得られるｖＴrs（シャルピー破面遷移温度）にて評価した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２０２に基づいて試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４２で規定する内容に従って行い、ｖＴrsを測定した。
また、低温靭性には、組織の平均結晶粒径の影響が大きいので、板厚中央部での平均結晶粒径の測定も行った。ミクロサンプルを切り出し、ＥＢＳＰ−ＯＩＭTM（Electron Back Scatter Diffraction
Pattern-Orientation Image Microscopy）を用いて、結晶粒径とミクロ組織を測定した。ミクロサンプルは、コロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨して作製し、倍率４００倍、１６０μｍ×２５６μｍエリア、測定ステップ０．５μｍの測定条件で、ＥＢＳＰ測定を実施した。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭTM法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータで画像処理することにより、照射点の結晶方位を短待間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。
ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができる。ＥＢＳＰ法の分析エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ法により、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。解析は、分析したい領域を、等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行われる。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。
本発明においては、結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像により結晶粒を可視化し、平均結晶粒径を求めた。ここで、「平均結晶粒径」とは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭTMにて得られる値である。
上述したように、本発明者らは、等方性及び低温靭性を得るための鋼板に必要な各々の要件を明らかにした。
低温靭性に直接係わる平均結晶粒径は、仕上げ圧延終了温度が低温であるほど細粒になり、低温靭性が向上する。しかし、等方性の支配因子の一つである鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、平均結晶粒径とは逆の相関を示す。すなわち、低温靭性を向上させるために平均結晶粒径を小さくすると、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は大きくなり、等方性が劣るという関係である。等方性と低温靭性を両立させる技術は、これまで全く開示されていなかった。
本発明者らは、加工性、穴拡げ性、曲げ性、加工後の厳しい板厚均一性と真円度、及び、低温靭性が要求される部材への適用に好適な、等方性と低温靭性を両立させることができるベイナイト含有型高強度熱延鋼板とその製造方法について鋭意検討した。その結果、下記の条件からなる熱延鋼板及びその製造方法を想到するに至った。
（成分組成）
まず、本発明のベイナイト含有型高強度熱延鋼板（以下「本発明熱延鋼板」ということがある。）の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０７超〜０．２％
Ｃは、鋼の強度上昇に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）等の鉄系炭化物を生成する元素でもある。Ｃが０．０７％以下であると、低温変態生成相による強度向上効果を得ることができない。一方、０．２％を超えると、中心偏析が顕著になり、打抜き加工時に二次せん断面の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、打抜き性が劣化する。それ故、Ｃは、０．０７超〜０．２％とした。強度と延性のバランスを考慮すると、Ｃは、０．１５％以下が望ましい。
Ｓｉ：０．００１〜２．５％
Ｓｉは、鋼の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有するので、必要に応じて添加する。０．００１％以上で、上記効果が発現するが、２．５％を超えると、強度上昇効果が飽和する。それ故、Ｓｉは、０．００１〜２．５％とする。
また、Ｓｉは、０．１％超で、量の増加に伴い、セメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。しかし、Ｓｉが１．０％を超えると、鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和する。それ故、Ｓｉは、０．１超〜１．０％が好ましい。
Ｍｎ：０．０１〜４％
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加する。０．０１％未満では、添加効果が得られず、一方、４％を超えると、添加の効果が飽和するので、Ｍｎは、０．０１〜４％とした。
Ｓによる熱間割れの発生を抑制するために、Ｍｎ以外の元素が十分に添加されていない場合には、Ｍｎ量（質量％）（[Ｍｎ]）とＳ量（質量％）（[Ｓ]）が、[Ｍｎ]／[Ｓ]≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、その含有量の増加に伴い、オーステナイト域温度を低温側に拡大して、焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、１％未満では発現し難いので、Ｍｎは１％以上が望ましい。
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、靭性を低下させる元素である。このため、Ｐは、低いほど望ましく、０．１５％を超えると、加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１５％以下とする。特に、穴広げ性や溶接性を考慮すると、０．０２％以下が望ましい。なお、Ｐを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＡ系介在物を生成する元素である。このため、Ｓは、極力低減するべきであるが、０．０３％以下であれば許容範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合、Ｓは、０．０１％以下が好ましくは、０．００５％以下がより好ましい。なお、Ｓを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。
Ａｌ：０．００１〜２％
Ａｌは、鋼の精錬工程における溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加するが、コストの上昇を招くので、上限を２％とする。Ａｌを多量に添加すると、非金属介在物の量が増大し、延性及び靭性が劣化するので、０．０６％以下が望ましい。さらに望ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、組織中にセメンタイト等の鉄系炭化物が析出するのを抑制する作用をなす元素である。この作用効果を得るためには、０．０１６％以上が望ましい。さらに望ましくは０．０１６〜０．０４％である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、極力低減すべき元素であるが、０．０１％以下ならば許容範囲である。ただし、耐時効性の観点からは、０．００５％以下が望ましい。なお、Ｎを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。
本発明熱延鋼板は、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｃｒの一種又は二種以上を含有してもよい。本発明熱延鋼板は、さらに、Ｍｇ、Ｃａ、及び、ＲＥＭの一種又は二種以上を含有していてもよい。
以下に、上記元素の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｃｒは、析出強化又は固溶強化により強度を向上させる元素であり、これらの元素の一種又は二種以上を添加してもよい。
しかし、Ｔｉが０．０１５％未満、Ｎｂが０．００５％未満、Ｃｕが０．０２％未満、Ｎｉが０．０１％未満、Ｍｏが０．０１％未満、Ｖが０．０１％未満、Ｃｒが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られない。
一方、Ｔｉが０．１８％超、Ｎｂが０．０６％超、Ｃｕが１．２％超、Ｎｉが０．６％超、Ｍｏが１％超、Ｖが０．２％超、Ｃｒが２％超であると、添加効果が飽和して、経済性が低下する。それ故、Ｔｉは０．０１５〜０．１８％、Ｎｂは０．００５〜０．６％、Ｃｕは０．０２〜１．２％、Ｎｉは０．０１〜０．６％、Ｍｏは０．０１〜１％、Ｖは０
．０１〜０．２％、Ｃｒは０．０１〜２％が望ましい。
Ｍｇ、Ｃａ、及び、ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であり、これらの元素の一種又は二種以上を添加してもよい。Ｍｇ、Ｃａ、及び、ＲＥＭは、０．０００５％未満では添加効果が発現しない。
一方、Ｍｇが０．０１％超、Ｃａが０．０１％超、ＲＥＭが０．１％超であると、添加効果が飽和して、経済性が低下する。それ故、Ｍｇは０．０００５〜０．０１％、Ｃａは０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭは０．０００５〜０．１％が望ましい。
なお、本発明熱延鋼板は、本発明熱延鋼板の特性を損なわない範囲で、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗの一種又は二種以上を、合計で１％以下含有してもよい。ただし、Ｓｎは、熱間圧延時の疵の発生を抑制するため、０．０５％以下が望ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．００２％
Ｂは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる元素であるので、必要に応じて添加する。０．０００２％未満では、添加効果が得られず、一方、０．００２％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制し、未再結晶オーステナイトからのγ→α変態集合組織を強め、等方性を
劣化させる恐れがある。それ故、Ｂは、０．０００２〜０．００２％とした。
また、Ｂは、連続鋳造後の冷却工程でスラブ割れを引き起こす元素でもあり、この観点からは、０．００１５％以下が望ましい。望ましくは０．００１〜０．００１５％である。
（ミクロ組織）
次に、本発明熱延鋼板のミクロ組織等の冶金的因子について詳細に説明する。
本発明熱延鋼板のミクロ組織は、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる。低温変態生成相とは、連続冷却変態組織を意味し、一般には、ベイナイトとして認識されている組織である。
一般に、同一引張強度の鋼板を比較すると、ミクロ組織が、連続冷却変態組織等の組織で占められた一様の組織である場合は、例えば、穴広げ値で代表されるような局部伸びに優れる傾向を示す。ミクロ組織が、軟質相である初析フェライトと硬質な低温変態生成相（連続冷却変態組織、ＭＡ中のマルテンサイトを含む）からなる複合組織である場合は、加工硬化指数ｎ値に代表される一様伸びに優れる傾向を示す。
本発明熱延鋼板では、曲げ性で代表されるような局部伸びと一様伸びを極限においてバランスさせるために、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる複合組織とする。
初析フェライトが３５％超では、局部伸びの指標である曲げ性が大幅に低下するが、一様伸びはそれほど向上せず、局部伸びと一様伸びのバランスが低下する。初析フェライトの組織分率の下限値は特に限定しないが、５％以下では、一様伸びの低下が著しくなるので、初析フェライトの組織分率は５％超が好ましい。
本発明熱延鋼板の連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）は、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年日本鉄鋼協会）（「参考文献」）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と、無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間に位置づけられる変態組織と定義されるミクロ組織である。
即ち、連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）は、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項に記載されているように、主に、Bainitic ferrite（α°B）、Granular
bainitic ferrite（αB）、及び、Quasi-polygonal
ferrite（αq）から構成され、さらに、少量の残留オーステナイト（γr）と、Martensite-austenite（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義される。
なお、αqは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様に、エッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーであり、ＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、円相当径をｄｑとすると、比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαqである。
本発明熱延鋼板における連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）は、α°B、αB、αqの一種又は二種以上を含むミクロ組織である。また、本発明熱延鋼板の連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）は、α°B、αB、αqの一種又は二種以上に加え、更に、少量のγr、及びＭＡのいずれか一方、もしくは、両方を含んでも良い。なお、γr、及びＭＡは、組織分率で合計量を３％以下とする。
連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では判別しにくい場合がある。その場合は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭTMを用いて判別する。ＥＢＳＰ−ＯＩＭTM（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image
Microscopy）法は、走査型電子顕微鏡（Scaninng Electron Microscope）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータで画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。
ＥＢＳＰ法は、バルク試料表面の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができる。ＥＢＳＰ法による分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば、最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭTM法による解析は、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明熱延鋼板おいては、各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）の粒径と便宜的に定義してもよい。この場合、結晶方位差で１５°以上の大傾角粒界が粒界と定義される。
また、初析フェライトの組織分率は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭに装備されているKernel Average Misorientation（ＫＡＭ）法にて求めた。ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個である第一近似、もしくはさらにその外側１２個である第二近似、もしくはさらにその外側の１８個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルについて行う方法である。
この計算を、粒界を越えないように実施することで、粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。即ち、このマップは、粒内の局所的な方位変化に基づく歪みの分布を表している。なお、解析において、ＥＢＳＰ−ＯＩＭTMにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件は第三近似として、この方位差が５°以下となるものを表示した。
本発明の実施例においては、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）において隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が５°以下とし、上記の方位差第三近似において、１°超が連続冷却変態組織（Ｚw）（低温変態生成相）、１°以下がフェライトと定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで、本発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるポリゴナルなフェライト体積分率とＫＡＭ法にて測定した方位差第三近似１°以下で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をしたためである。
（製造方法）
次に、本発明熱延鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」という。）の条件について説明する。
本発明者らは、等方性を確保するために、仕上げ圧延後、あるいは、仕上げ圧延中に、オーステナイトを十分に再結晶させるが、再結晶粒の粒成長を極力抑制して、等方性と低温靭性を両立させる熱間圧延条件を探索した。
先ず、本発明製造方法において、熱間圧延工程に先行して行われる、鋼片の製造方法は特に限定されるものではない。即ち、鋼片の製造方法においては、高炉、転炉、電炉等による溶製工程に引き続き、各種の２次精練工程で、目的の成分組成になるように成分調整が行われる。次いで、通常の連続鋳造、又は、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造工程が行われても良い。
なお、原料にはスクラップを使用してもよい。また、連続鋳造によってスラブを得た場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却した後に加熱炉にて再加熱し、その後に熱間圧延をしてもよい。
上述した製造方法により得られたスラブは、熱間圧延工程前に、スラブ加熱工程において加熱されるが、本発明製造方法においては、加熱温度は特に定めない。ただし、加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は１２６０℃以下が好ましい。一方、１１５０℃未満の加熱温度では、スケジュール上、操業効率を著しく損なうため、加熱温度は１１５０℃以上が望ましい。
また、スラブ加熱工程における加熱時間については特に定めないが、中心偏析等を回避する観点からは、所要の加熱温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合は、この限りではない。
（第１の熱間圧延）
スラブ加熱工程の後は、特に待つことなく、加熱炉より抽出したスラブを、第１の熱間圧延である粗圧延工程に供して粗圧延を行い、粗バーを得る。
粗圧延工程（第１の熱間圧延）は、以下に説明する理由により、１０００℃以上１２００℃以下の温度で行う。粗圧延終了温度が１０００℃未満では、粗バー表層近傍が未再結晶温度域での圧下となり、集合組織が発達し等方性が劣化する。また、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたす恐れがある。
一方、粗圧延終了温度が１２００℃超では、平均結晶粒径が大きくなって、靭性を低下させる。また、粗圧延中に生成する二次スケールが成長しすぎて、後に実施するデスケーリングや仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となる。粗圧延終了温度が１１５０℃超では、介在物が延伸し穴広げ性が劣化する場合があるので、望ましくは１１５０℃以下である。
また、粗圧延工程（第１の熱間圧延）では、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う。粗圧延工程での圧下率が４０％未満であると、平均結晶粒径が大きくなって、靭性が低下する。圧下率が４０％以上であると、結晶粒径が均一かつ細粒となる。一方、圧下率が６５％超では、介在物が延伸し、穴広げ性が劣化する場合があるので、６５％以下が望ましい。なお、粗圧延では、最終段の圧下率と、その前段の圧下率が２０％未満であると、平均結晶粒径が大きくなりやすいので、粗圧延では、最終段の圧下率と、その前段の圧下率が２０％以上であることが望ましい。
なお、製品板の平均結晶粒径を細粒化する意味では、粗圧延後、即ち、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要で、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましい。
仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が２００μｍ以下であれば、細粒化及び均質化を大きく促進できる。この促進効果をより効率的に得るためには、１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましい。このためには、粗圧延工程において圧下率４０％以上の圧延を２回以上行うことが望ましい。ただし、１０回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。
このように，仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが，後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進に有効である。これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして、粗圧延後の（即ち、仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が機能することによるものと推測される。
粗圧延後のオーステナイト粒径は、次のようにして測定される。すなわち、粗圧延後の（仕上げ圧延に入る前の）鋼片（粗バー）を可能な限り急冷し、望ましくは１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。冷却された鋼片断面の組織をエッチングして、オーステナイト粒界を浮き立たせて、光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。
粗圧延工程終了後に得られた粗バーについては、粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間で接合し、連続的に仕上げ圧延工程を行うようなエンドレス圧延を行うようにしてもよい。その際、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合してもよい。
熱間圧延工程の際に、粗バーの圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御することが望ましい。この場合は、必要に応じて、粗圧延工程の粗圧延機と仕上げ圧延工程の仕上げ圧延機との間、又は、仕上げ圧延工程中の各スタンド間に、粗バーの圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度のバラツキを制御できる加熱装置を配置して、粗バーを加熱してもよい。
加熱装置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々な加熱方式が考えられるが、粗バーの圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御することが可能であれば、いかなる公知の方式を用いてもよい。
なお、加熱装置の方式としては、工業的に温度の制御応答性が良い誘導加熱方式が好ましい。誘導加熱方式でも、板幅方向でシフト可能な複数のトランスバース型誘導加熱装置を設置すれば、板幅に応じて板幅方向の温度分布を任意にコントロールできるのでより好ましい。さらに、加熱装置の方式としては、トランスバース型誘導加熱装置と、板幅全体の加熱に優れるソレノイド型誘導加熱装置の組み合わせにより構成される加熱装置が最も好ましい。
これらの加熱装置を用いて温度制御する場合には、加熱装置による加熱量の制御が必要となる場合がある。この場合は、粗バー内部の温度は実測できないので、装入スラブ温度、スラブ在炉時間、加熱炉雰囲気温度、加熱炉抽出温度、さらに、テーブルローラーの搬送時間等の予め測定された実績データを用いて、粗バーが加熱装置に到着する時の圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度分布を推定して、加熱装置による加熱量を制御することが望ましい。
なお、誘導加熱装置による加熱量の制御は、例えば、以下のようにして制御する。誘導加熱装置（トランスバース型誘導加熱装置）の特性として、コイルに交流電流を通じると、その内側に磁場を生ずる。磁場の中に置かれている導電体には、電磁誘導作用により、磁束と直角の円周方向に、コイル電流と反対の向きの渦電流が起こり、そのジュール熱によって導電体は加熱される。
渦電流は、コイル内側の表面に最も強く発生し、内側に向かって指数関数的に低減する（この現象を表皮効果という）。したがって、周波数が小さいほど、電流浸透深さが大きくなり、厚み方向に均一な加熱パターンが得られ、逆に、周波数が大きいほど、電流浸透深さが小さくなり、厚み方向に、表層をピークとした過加熱の小さな加熱パターンが得られる。
それ故、トランスバース型誘導加熱装置によって、粗バーの圧延方向、および、板幅方向の加熱は、従来と同様に行なうことができ、また、板厚方向の加熱は、トランスバース型誘導加熱装置の周波数変更によって、浸透深さを可変化して、板厚方向の加熱温度パターンを操作することで、温度分布の均一化を図ることができる。なお、この場合は、周波数変更可変型の誘導加熱装置を用いることが好ましいが、コンデンサーの調整によって周波数変更を行ってもよい。
誘導加熱装置による加熱量の制御は、周波数の異なるインダクターを複数配置して、必要な厚み方向における加熱パターンが得られるように、夫々の加熱量の配分を変更してもよい。誘導加熱装置による加熱量の制御においては、被加熱材とのエアーギャップを変更すると、周波数が変動するので、エアーギャップを変更して、所望の周波数及び加熱パターンを得るようにしてもよい。
仕上げ圧延後の鋼板表面（粗バー表面）の最大高さＲｙは、１５μｍ（１５μｍＲｙ、ｌ２．５ｍｍ、ｌｎ１２．５ｍｍ）以下が望ましい。これは、例えば、金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページにも記載されている通り、熱延又は酸洗ままの鋼板の疲労強度は、鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。
この表面粗度を得るためには、デスケーリングにおいて、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ×流量Ｌ≧０．００３の条件を満たすことが望ましい。また、その後の仕上げ圧延は、デスケーリング後に再びスケールが生成するのを防ぐために、５秒以内に行うのが望ましい。
（第２の熱間圧延）
粗圧延工程（第１の熱間圧延）が終了した後、第２の熱間圧延である仕上げ圧延工程を開始する。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とすることが望ましい。粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間が１５０秒超であると、平均結晶粒径が大きくなって、ｖＴrsが低下する要因となる。
仕上げ圧延工程（第２の熱間圧延）においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、各仕上げ圧延パスにおいて、圧延対象の粗バーに与える圧延温度が低温化し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し等方性が劣化する。
なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に限定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で、鋼板地鉄と表面スケールの間に、ウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるので、１１５０℃未満が望ましい。
仕上げ圧延では、鋼板の成分組成により決定される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う。また、仕上げ圧延では、圧下率の合計を５０％以上とする。
ここで、Ｔ１は、下記式（１）で算出される温度である。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・（１）
Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
Ｔ１自体は経験的に求めたものである。Ｔ１を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、本発明者らは実験により経験的に知見した。
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分ではなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行しない。そのため、集合組織が発達して等方性が劣化する。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られる。一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱により、Ｔ１＋２００℃以下の温度域することが難しくなり、また、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。
仕上げ圧延では、蓄積した歪みの開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下で、少なくとも１回は、１パスで３０％以上の圧延を行う。
なお、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要である。そのためには、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
仕上げ圧延は、Ｔ１+３０℃以上で終了することが望ましい。Ｔ１+３０℃未満での熱間圧延では、一旦再結晶した整粒なオーステナイト粒が展伸して等方性が低下する恐れがある。
（１次冷却）
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始する。
ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
なお、”圧下率が３０％以上の最終圧下”とは、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、圧下率が３０％以上となる圧延の中の最後に行われた圧延を指す。例えば、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段で行われた圧延の圧下率が３０％以上である場合は、その最終段で行われた圧延が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。また、仕上げ圧延において行われる複数パスの圧延のうち、最終段よりも前に行われた圧延の圧下率が３０％以上であり、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が行われた後は、圧下率が３０％以上となる圧延が行われなかった場合であれば、その最終段よりも前に行われた圧延（圧下率が３０％以上の圧延）が、”圧下率が３０％以上の最終圧下”である。
仕上げ圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、１次冷却が開始されるまでの待ち時間ｔ秒は、オーステナイト粒径に大きな影響を与える。すなわち、鋼板の等軸粒分率、粗粒面積率に大きな影響を与える。
待ち時間ｔが、ｔ１×２．５を超えると、再結晶は既にほとんど完了している一方で結晶粒が著しく成長して粗粒化が進むことで、ｒ値及び伸びが低下する。
待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（４）を満たすことで、結晶粒の成長を優先的に抑制することができる。その結果、再結晶が十分に進行していなくても鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、疲労特性を向上させることができる。
ｔ＜ｔ１ ・・・ （４）
一方、待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（５）を満たすことで、再結晶化が十分に進み結晶方位がランダム化する。そのため、鋼板の伸びを十分に向上させることができ、同時に、等方性を大きく向上させることができる。
ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （５）
待ち時間ｔ秒が、上記式（５）を満たすことで、図１に示した｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が、２．０以下となり、図２に示した｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が３．０以下となる。その結果、等方性指標が６．０以上となって、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度が達成される。
ここで、図４に示すように、連続熱間圧延ライン１では、加熱炉で所定温度に加熱された鋼片（スラブ）が、粗圧延機２、仕上げ圧延機３で順に圧延され、所定の厚みの熱延鋼板４となってランナウトテーブル５に送り出される。本発明の製造方法では、粗圧延機２で行われる粗圧延工程（第１の熱間圧延）において、１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延が鋼片（スラブ）に１回以上行われる。
こうして粗圧延機２で所定厚みに圧延された粗バーは、次に、仕上げ圧延機３の複数の圧延スタンド６で仕上げ圧延（第２の熱間圧延）され、熱延鋼板４となる。そして、仕上げ圧延機３では、温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延が行われる。また、仕上げ圧延機３では、圧下率の合計は５０％以上となる。
さらに、仕上げ圧延工程において、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（４）、（５）のいずれかを満たすように、１次冷却が開始される。この１次冷却の開始は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０、あるいは、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行われる。
例えば、仕上げ圧延機３の前段（図４において左側、圧延の上流側）に配置された圧延スタンド６においてのみ、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われ、仕上げ圧延機３の後段（図４において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６では、圧下率が３０％以上となる圧延が行われない場合、１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行ったのでは、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（４）、（５）を満たさなくなってしまう場合がある。かかる場合は、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、１次冷却を開始する。
また、例えば、仕上げ圧延機３の後段（図４において右側、圧延の下流側）に配置された圧延スタンド６で、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われる場合、１次冷却の開始を、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって行っても、待ち時間ｔ秒が上記式（２）、あるいは、上記式（４）、（５）を満たすことが可能な場合もある。かかる場合は、ランナウトテーブル５に配置された冷却ノズル１１によって、１次冷却を開始しても構わない。もちろん、圧下率が３０％以上の最終圧下が行われた後であれば、仕上げ圧延機３の各圧延スタンド６間に配置されたスタンド間冷却ノズル１０によって、１次冷却を開始しても良い。
そして、この１次冷却では、５０℃／秒以上の平均冷却速度で、温度変化（温度降下）が４０℃以上１４０℃以下となる冷却を行う。
温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。４０℃以上とすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。４０℃未満では、その効果は得られない。一方、１４０℃を超えると、再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られにくくなる。また、伸びに有効なフェライト相も得られにくく、またフェライト相の硬さが高くなることで、伸び、局部変形能も劣化する。また、温度変化が１４０℃超では、Ａr3変態点温度以下まで、オーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、やはり、集合組織が形成されて等方性が低下する。
１次冷却での平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、やはり、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。平均冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。
また、粒成長を押え、さらに優れた低温靭性を得るためには、パス間の冷却装置等を使用し、仕上げ圧延の各スタンド間の加工発熱を１８℃以下とすることが望ましい。
圧延率（圧下率）は、圧延荷重、板厚測定などから、実績又は計算で求めることができる。圧延中の鋼片の温度は、スタンド間に温度計を配置して実測するか、ラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮してシミュレーションするか、又は、その両方で得ることができる。
また、先にも説明したように、均一な再結晶を促すためには、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量がなるべく少ないことが望ましく、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率が３０％以下であることが望ましい。例えば、図４に示す連続熱間圧延ライン１の仕上げ圧延機３において、前段側（図４において左側、圧延の上流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域であり、その後段側（図４において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域である場合、その後段側（図４において右側、圧延の下流側）に配置された１または２以上の圧延スタンド６を通過する際には、圧下が行わないか、あるいは、圧下が行われても、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で３０％以下であることが望ましい。板厚精度や板形状の観点からは、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率が合計で１０％以下の圧下率が望ましい。より等方性を求める場合には、Ｔ１＋３０℃未満の温度域での圧下率は０％が望ましい。
本発明製造方法において、圧延速度は特に限定されない。しかし、仕上げ圧延の最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長して粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少して、延性が劣化する恐れがある。圧延速度の上限を特に限定しなくとも、本発明の効果は得られるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延工程において、圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。
また、１次冷却の終了後、３秒以内に、１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却を行う。２次冷却の開始までの時間が３秒を超えると、パーライト変態が生じ、目的とするミクロ組織が得られない。
２次冷却の平均冷却速度が１５℃／秒未満であると、やはりパーライト変態が生じ、目的とするミクロ組織が得られない。２次冷却の平均冷却速度の上限は、特に限定しなくとも、本発明の効果を得ることができるが、熱歪みによる鋼板のそりを考慮すると、３００℃／秒以下が望ましい。
平均冷却速度は、１５℃／秒以上、５０℃／秒以下が、安定して製造できる領域である。さらに実施例に示すように、３０℃／秒以下の領域が、より安定して製造できる領域である。
次に、Ａr3変態点温度未満Ａr1変態点温度以上の温度域で１〜２０秒間空冷する。この空冷は、Ａr3変態点温度未満Ａr1変態点温度以上の温度域（フェライトとオーステナイトの二相温度域）で、フェライト変態を促進させるために行われる。１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な一様伸びが得られず、一方、２０秒超では、パーライト変態が生じ、目的とするミクロ組織が得られない。
１〜２０秒間空冷させる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるために、Ａr1変態点温度以上、８６０℃以下が望ましい。１〜２０秒間の滞留時間（空冷時間)は、生産性を極端に低下させないために、１〜１０秒間が望ましい。
Ａr3変態点温度は、例えば、以下の計算式（成分組成との関係式）で簡易的に算出できる。Ｓｉ量（質量％）を[Ｓｉ]、Ｃｒ量（質量％）を[Ｃｒ]、Ｃｕ量（質量％）を[Ｃｕ]、Ｍｏ量（質量％）を[Ｍｏ]、Ｎｉ量（質量％）を[Ｎｉ]とすると、下記式（６）で定義できる。
Ａr3＝９１０−３１０×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]−８０×[Ｍｎeq] ・・・ （６）
[Ｍｎｅｑ]は、Ｂが添加されていない場合、下記式（７）で定義する。
[Ｍｎeq]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋（[Ｎｉ]／２）＋１０（[Ｎｂ]−０．０２） ・・・ （７）
[Ｍｎｅｑ]は、Ｂが添加されている場合、下記式（８）で定義する。
[Ｍｎｅｑ]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋（[Ｎｉ]／２）＋１０（[Ｎｂ]−０．０２）＋１・・・ （８）
続く、巻取り工程においては、巻取り温度を、４５０℃以上５５０℃以下とする。５５０℃超では、巻取り後に、硬質相の焼戻しが生じて、強度が低下する。一方、４５０℃未満では、巻取り後の冷却中に、未変態のオーステナイトが安定化し、製品鋼板に、残留オーステナイトが含まれたり、マルテンサイトが生成したりして、穴広げ性が低下する。
なお、鋼板形状の矯正や、可動転位導入により、延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後において、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。
また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、酸洗をしてもよい。酸洗後に、熱延鋼板に対して、インライン又はオフラインで、圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施してもよい。
本発明熱延鋼板には、鋳造後、熱間圧延後、冷却後の何れかの場合において、溶融めっきラインにて熱処理を施してもよく、さらに、熱処理後の熱延鋼板に対して、別途、表面処理を施してもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性
が向上する。
酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、熱延鋼板を亜鉛めっき浴に浸積し、引き上げた後、必要に応じ合金化処理を施してもよい。合金化処理を施すことにより、耐食性の向上に加え、スポット溶接等の各種溶接に対する溶接抵抗性が向上する。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（実施例１）
表１に示す成分組成を有するＡ〜Ｐの鋳片を、転炉、二次精錬工程にて溶製して、連続鋳造し、その後、直送して又は再加熱して、粗圧延を行った。続く仕上げ圧延で２．０〜３．６ｍｍの板厚に圧下し、仕上げ圧延機のスタンド間冷却もしくはランナウトテーブルで冷却した後、巻き取り、熱延鋼板を作製した。製造条件を表２に示す。
なお、表１に示す成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であり、表１及び表２における下線は、本発明の範囲外もしくは本発明の好ましい範囲の範囲外であることを示す。
Figure 0005376089
Figure 0005376089
表２において「成分」は、表１に示した鋼の記号を意味する。「Ａr3変態点温度」は、前記式（６）、（７）、（８）で算出される温度である。「Ｔ１」は、前記式（１）でて算出される温度である。「ｔ１」は、前記式（２）にて算出される温度である。
「加熱温度」は、加熱工程における加熱温度である。「保持時間」は、加熱工程における所定の加熱温度での保持時間である。
「１０００℃以上４０％以上の圧下回数」は、粗圧延における１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲での、圧下率４０％以上の圧下回数である。「１０００℃以上の圧下率」は、粗圧延での１０００℃以上１２００℃以下の温度範囲での、各圧下率（圧下パススケジュール）である。例えば、本発明例（鋼番１）は、圧下率４５％の圧下が２回行われたことを示す。また、例えば、比較例（鋼番３）は、圧下率４０％の圧下が３回行われたことを示す。「仕上げ圧延開始までの時間」は、粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間である。「合計圧下率」は、仕上げ圧延工程における合計圧下率である。
「Ｔｆ」は、仕上げ圧延における、３０％以上の最終圧下後の温度である。「Ｐ１」は、仕上げ圧延における、３０％以上の最終圧下の圧下率である。但し、比較例（鋼番１３）は、仕上げ圧延の各圧延スタンド６での圧下率の中で、最も大きい値が２９％であった。比較例（鋼番１３）については、この圧下率２９％の圧下後の温度を「Ｔｆ」とした。「最大加工発熱」は、各仕上げパス間（各圧延スタンド６間）で加工発熱により上昇した最大温度である。
「一次冷却開始までの時間」は、仕上げ圧延における３０％以上の最終圧下後から一次冷却を開始するまでの時間である。「一次冷却速度」は、一次冷却温度変化分の冷却を完了するまでの平均冷却速度である。「一次冷却温度変化」は、一次冷却開始温度と終了温度の差である。
「二次冷却開始までの時間」は、一次冷却が完了してから二次冷却を開始するまでの時間である。「二次冷却速度」は、滞留時間（空冷時間）を除いた、二次冷却開始から巻き取りまでの平均冷却速度である。「空冷温度域」は、二次冷却終了から巻取りまで滞留（空冷）させる場合の温度域である。「空冷保持時間」は、滞留（空冷）させる場合の保持時間である。「巻取り温度」は、巻き取り工程において鋼板をコイラーで巻取る温度である。
また、鋼番７の本発明例と、鋼番１３、１０の比較例について、仕上げ圧延における各圧延スタンドＦ１〜Ｆ７での圧下率と、温度域の関係を表４に示す。
Figure 0005376089
鋼番７の本発明例では、圧延スタンドＦ１〜Ｆ５の間で、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域となり、圧延スタンドＦ６以降では、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域となった。鋼番７の本発明例では、圧延スタンドＦ１〜Ｆ５において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率が３０％以上の圧下を５回行い、圧延スタンドＦ６以降のＴ１＋３０℃未満の温度域では、実質的に圧下を行わなかった。圧延スタンドＦ６、Ｆ７には、単に鋼板を通過させただけである。表２にも示したが、鋼番７の本発明例は、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率は８９％である。
なお、各圧延スタンドＦ１〜Ｆ７の圧下率は、各圧延スタンドＦ１〜Ｆ７ごとの入り側と出側の板厚の変化で求められる。これに対して、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率は、仕上げ圧延において当該温度域で行われた全部の圧延パスの前後での板厚の変化で求められる。例えば、鋼番７の本発明例で示せば、当該温度域での合計圧下率は、圧延スタンドＦ１〜Ｆ５で行われた全部の圧延パスの前後での板厚の変化で求められる。すなわち、圧延スタンドＦ１の入り側の板厚と、圧延スタンドＦ５の出側の板厚との変化で求められる。
一方、鋼番１３の比較例では、仕上げ圧延の全部の圧延スタンドＦ１〜Ｆ７の間で、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域となった。表２にも示したが、鋼番１３の比較例は、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率は８９％である。但し、鋼番１３の比較例では、各圧延スタンドＦ１〜Ｆ７において、圧下率が３０％以上の圧下は行われていない。
また、鋼番１０の比較例では、圧延スタンドＦ１〜Ｆ３の間で、鋼板がＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域となり、圧延スタンドＦ４以降では、鋼板がＴ１＋３０℃未満の温度域となった。鋼番１０の比較例では、圧延スタンドＦ１〜Ｆ３において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、圧下率が３０％以上の圧下を３回行い、さらに、圧延スタンドＦ４以降のＴ１＋３０℃未満の温度域でも、圧下率が３０％以上の圧下を４回行った。表２にも示したが、鋼番１０の比較例は、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率は４５％である。
得られた熱延鋼板の評価方法は、前述の方法と同一である。評価結果を、表３に示す。
Figure 0005376089
「組織分率」は、光学顕微鏡組織からポイントカウント法で測定した各組織の面積分率である。「平均結晶粒径」は、ＥＢＳＰ-ＯＩＭTMで測定した平均結晶粒径である。
「｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値」は、圧延面と平行な｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度である。「｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度」は、圧延面と平行な｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度である。
「引張試験」は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片で引張試験を行った結果を示す。「ＹＰ」は降伏点、「ＴＳ」は引張強さ、「ＥＩ」は伸びである。
「等方性」は、|Δｒ|の逆数を指標として示す。「穴広げλ」は、ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法で得られた結果を示す。「曲げ性（最小曲げ半径）」は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８記載の押曲げ法（ローラ曲げ法）に従い、１号試験片（ｔ×４０ｍｍＷ×８０ｍｍＬ）を用いて、押え治具速度０．１ｍ／秒で行った結果を示す。ＹＰ≧320MPa、Ｔｓ≧540MPa、ＥＩ≧18%、λ≧70%、最小曲げ半径≦1mmを合格とした。
なお、支え間距離Ｌは、板厚をｔ（ｍｍ）、押え治具先端の内側半径をｒ（ｍｍ）とすると、Ｌ＝２ｒ＋３ｔである。
この方法においては、曲げる角度は１７０°までとし、その後、押え治具の半径の２倍の厚さを持つ挟みものを用いて、試験片を挟みものに押し当てて巻き付けて、１８０°の曲げ角度として、曲げ部外側の割れを目視で観察した。
「最小曲げ半径」は、割れが発生するまで、内側半径ｒ（ｍｍ）を小さくして試験を行い、割れが発生しない最小の内側半径r（ｍｍ）を、板厚ｔ（ｍｍ）で除し、ｒ／ｔで無次元化したものをいう。最も「最小曲げ半径」が小さいのは、挟みものなしで行う密着曲げで、その場合の「最小曲げ半径」は０である。なお、曲げ方向は、圧延方向から４５°とした。「靭性」は、サブサイズのＶノッチシャルピー試験で得られた遷移温度で示している。
発明例は、鋼番1、２、７、２７、及び、３１〜３５の９例である。これら鋼番号の発明例においては、所要の成分組成の鋼板の集合組織で、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下で、板厚中心での平均結晶粒径が９μｍ以下で、さらに、板厚中心での組織分率が３５％以下の初析フェライトと低温変態生成相からなるミクロ組織である、引張強度が５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板が得られている。
上記以外の鋼板の比較例は、以下の理由によって、本発明の範囲外である。
鋼番３〜５は、Ｃ量が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外で、伸びが悪い。鋼番６は、Ｃ含有量が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外で、曲げ性が悪い。
鋼番８は、粗圧延における１０００℃以上の３５％以上の圧下回数が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。鋼番９は、仕上げ圧延開始までの時間が長く、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。
鋼番１０は、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が、ともに、本発明の範囲外であり、等方性が低い。
鋼番１１は、Ｔｆの値が本発明の範囲外であるので、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が、ともに、本発明の範囲外であり、等方性が低い。
鋼番１２は、Ｔｆの値が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。鋼番１３は、Ｐ１の値が本発明の範囲外であり、仕上げ圧延の各圧延スタンドＦ１〜Ｆ７において、圧下率が３０％以上の圧下は行われなかったため、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が、ともに、本発明の範囲外であり、等方性が低い。
鋼番１４は、最大加工発熱温度が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。鋼番１５は、一次冷却までの時間が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。鋼番１６は、一次冷却速度が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。
鋼番１７は、一次冷却温度変化が本発明の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり、靭性が悪い。鋼番１８は、一次冷却温度変化が本発明の範囲外であるので、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値、及び、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が、ともに、本発明の範囲外であり、等方性が低い。
鋼番１９は、二次冷却までの時間が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。鋼番２０は、二次冷却速度が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。
鋼番２１は、空冷温度域が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。
鋼番２２は、空冷温度域が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、伸びが悪い。鋼番２３は、空冷温度保持時間が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、伸びが悪い。鋼番２４は、空冷温度保持時間が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。
鋼番２５は、巻取り温度が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、曲げ性が悪い。鋼番２６は、巻取り温度が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。
鋼番２８は、Ｃ量が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。鋼番２９は、Ｃ量が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、強度が低く、かつ、曲げ性が悪い。鋼番３０は、Ｃ量が本発明の範囲外であるので、ミクロ組織が本発明の範囲外であり、伸びが悪い。
前述したように、本発明によれば、加工性、穴拡げ性、曲げ性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温靭性が要求される部材（内板部材、構造部材、足廻り部材、トランスミッション等の自動車部材や、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品用の部材等）に適用できる鋼板を容易に提供することができる。また、本発明によれば、低温靭性に優れた５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を、安価に安定して製造することができる。よって、本発明は、工業的価値が高い発明である。
１ 連続熱間圧延ライン
２ 粗圧延機
３ 仕上げ圧延機
４ 熱延鋼板
５ ランナウトテーブル
６ 圧延スタンド
１０ スタンド間冷却ノズル
１１ 冷却ノズル１１

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７超〜０．２％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
    Ｍｎ：０．０１〜４％、
    Ｐ：０．１５％以下（０％は含まない）、
    Ｓ：０．０３％以下（０％は含まない）、
    Ｎ：０．０１％以下（０％は含まない）、
    Ａｌ：０．００１〜２％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下であり、
    平均結晶粒径が１０μｍ以下、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であり、
    ミクロ組織が、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
  2. さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１５〜０．１８％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、
    Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
    Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
    Ｍｏ：０．０１〜１％、
    Ｖ：０．０１〜０．２％、
    Ｃｒ：０．０１〜２％
    のいずれか一種又は二種以上を含有する、請求項１に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
  3. さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
    のいずれか一種又は二種を含有する、請求項１に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
  4. さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２〜０．００２％
    を含有する、請求項１に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０７超〜０．２％、
    Ｓｉ：０．００１〜２．５％、
    Ｍｎ：０．０１〜４％、
    Ｐ：０．１５％以下（０％は含まない）、
    Ｓ：０．０３％以下（０％は含まない）、
    Ｎ：０．０１％以下（０％は含まない）、
    Ａｌ：０．００１〜２％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、
    １０００℃以上１２００℃以下の温度範囲で、圧下率４０％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、
    下記式（１）で定まる温度Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで３０％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、
    かつ、前記第２の熱間圧延での圧下率の合計を５０％以上とし、
    前記第２の熱間圧延において、圧下率が３０％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒が下記式（２）を満たすように、１次冷却を開始し、
    前記１次冷却における平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、かつ、前記１次冷却を温度変化が４０℃以上１４０℃以下の範囲で行い、
    前記１次冷却の終了後、３秒以内に、１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却を行い、
    前記２次冷却の終了後、Ａr3変態点温度未満Ａr1変態点温度以上の温度域で１〜２０秒空冷し、次いで、４５０℃以上５５０℃未満で巻き取る、
    鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、及び、｛２２３｝＜１１０＞の各結晶方位で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度の平均値が４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が４．８以下であり、
    平均結晶粒径が１０μｍ以下、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下であり、
    ミクロ組織が、組織分率で３５％以下の初析フェライトと、残部が低温変態生成相からなる、等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
    Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・ （１）
    ここで、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
    ｔ≦２．５×ｔ１ ・・・ （２）
    ここで、ｔ１は、下記式（３）で求められる。
    ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）2−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１ ・・・ （３）
    ここで、上記式（３）において、Ｔｆは、圧下率が３０％以上の最終圧下後の鋼片の温度、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率である。
  6. Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計が３０％以下である、請求項５に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
  7. 前記第２の熱間圧延でのＴ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における各パス間の加工発熱が１８℃以下である、請求項５に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（４）を満たす、請求項５に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
    ｔ＜ｔ１ ・・・ （４）
  9. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（５）を満たす、請求項５に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
    ｔ１≦ｔ≦ｔ１×２．５ ・・・ （５）
  10. 前記一次冷却を、圧延スタンド間で開始する、請求項５に記載の等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板の製造方法。
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