JP6519016B2 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる素材として好適な、加工性と低温靱性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材として供される鋼板には、強度、伸びや穴拡げ性などの加工性、低温靭性、またそれら特性の均一性、など多様な特性が要求される。
特に、自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等に用いられる鋼板は、その用途に応じて、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、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。また、このような部材に対して用いられる鋼板は、成形後に部品として自動車に取り付け後に衝突等による衝撃を受けても部材が破壊しにくい、特に寒冷地での耐衝撃性確保のためには低温靭性をも向上させる必要性があった。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。すなわち、上記部品を始めとする部品用の薄鋼板には、優れた加工性に加えて低温靭性が非常に重要な特性として求められている。
高強度鋼板における低温靭性の向上法については、例えば特許文献１、２においてその製造方法が開示されており、アスペクト比を調整したマルテンサイト相を主相とする方法（特許文献１）や、平均粒径を５〜１０μｍとしたフェライト中に炭化物を微細に析出させる方法（特許文献２）で低温靭性を向上させている。しかしながら、特許文献１及び２に開示される技術を適用して製造される鋼板は、本研究で着目した伸びフランジ性については何ら言及されておらず、バーリング加工を行うような部材に適用した場合に成形不良が生じることが懸念される。また、鋼管分野、厚板分野においても低温靭性向上の知見があるものの、薄板ほどの成形性は必要とされないため、同様の懸念がある。
高強度鋼板における伸びフランジ性の向上法に対しては、局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や伸びフランジ性に効果的であることが非特許文献１に開示されている。また、熱間圧延の仕上げ温度、仕上げ圧延の圧下率及び温度範囲を制御し、オーステナイトの再結晶を促進させ、圧延集合組織の発達を抑制し、結晶方位をランダム化することにより、強度、延性、伸びフランジ性を向上させる手法が非特許文献２に開示されている。非特許文献１、２より、金属組織や圧延集合組織を均一化することにより伸びフランジ性を向上させられると考えられるが、低温靭性と伸びフランジ性の両立については一切配慮されていない。
伸びフランジ性と低温靭性の両立については特許文献３にて言及されており、硬さと粒径を制御したフェライト相中に、残留オーステナイトとベイナイトを適量分散する技術が開示されている。本発明の技術はマルテンサイト相を主相とする組織であり、この前記の発明とは異なる。
K.Sugimoto et al,「ISIJ International」(2000)Vol.40,p.920
岸田、「新日鉄技報」（１９９９）Ｎｏ．３７１，ｐ．１３
井上博史，稲数直次「反復級数展開法による不完全極点図からの結晶方位分布関数の決定」日本金属学会誌，社団法人日本金属学会，１９９４年８月，第５８巻，第８号，ｐ．８９２−８９８
本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、高強度でありながら、伸びフランジ性及び低温靭性に優れる熱延鋼板及びその鋼板を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ものである。
本発明者らは、低温変態相を主相とする高強度熱延鋼板の低温靭性及び穴拡げ性に関して、マルテンサイト相及び下部ベイナイト組織の面積率と粒径及び集合組織に着目して、その影響を調査した。その結果、マルテンサイト相及び下部ベイナイト組織を主相とし、その粒径を微細にし、かつ、集合組織を最適化することにより、高強度を有しながら優れた穴拡げ性と低温靭性を兼備する熱延鋼板を製造できることを知見した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．０１％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
板厚１／４板厚位置においてマルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％以上であり、結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下であり、そのアスペクト比が０．３０以下である結晶粒が面積割合で５０％以下であり、
板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、前記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Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される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）に記載の熱延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｒ：２．０％以下からなる群から選択される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）または上記（２）に記載の熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される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）から上記（３）までのいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（５）上記（１）ないし上記（４）のいずれか１つに記載の熱延鋼板を製造するに当たり、上記（１）ないし上記（４）のいずれか１つに記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、
前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２０％以上、最終圧延パスの圧下率を１０％以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度をＡｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パス完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間ｔ１（ｓ）及び最終圧延パス完了（仕上げ圧延完了）から冷却を開始するまでの時間ｔ２（ｓ）がそれぞれ式（２）及び式（３）を満足し、
冷却開始から式（５）で求められるＭｓ（℃）以下の温度域まで、式（４）で求められるＣＲ（℃／ｓ）以上かつ２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
Ｔ０（℃）＝８５０＋３５０｛(％Ｔｉ)＋２(％Ｎｂ)＋０．３(％Ｖ)｝ （１）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ１＋２７３))≦ｔ１≦２．０ （２）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ２＋２７３))≦ｔ２≦４．０ （３）
ＣＲ（℃／ｓ）＝５０｛５．６−４．８(％Ｃ)−０．５(％Ｓｉ)−１．１(％Ｍｎ)−１１８０(％Ｂ)−０．９(％Ｃｒ)−２．１(％Ｍｏ)｝ （４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４(％Ｃ)−３３(％Ｍｎ)−１７(％Ｎｉ)−２１(％Ｍｏ) （５）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度（℃）。
ｔ２：仕上げ圧延完了後、冷却を開始するまでの時間（秒）。
Ｔ２：圧延仕上げ温度（℃）
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．０１％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
板厚１／４板厚位置においてマルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％以上であり、結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下であり、そのアスペクト比が０．３０以下である結晶粒が面積割合で５０％以下であり、
板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、前記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Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される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）に記載の熱延鋼板。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｒ：２．０％以下からなる群から選択される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）または上記（２）に記載の熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される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）から上記（３）までのいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（５）上記（１）ないし上記（４）のいずれか１つに記載の熱延鋼板を製造するに当たり、上記（１）ないし上記（４）のいずれか１つに記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、
前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２０％以上、最終圧延パスの圧下率を１０％以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度をＡｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パス完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間ｔ１（ｓ）及び最終圧延パス完了（仕上げ圧延完了）から冷却を開始するまでの時間ｔ２（ｓ）がそれぞれ式（２）及び式（３）を満足し、
冷却開始から式（５）で求められるＭｓ（℃）以下の温度域まで、式（４）で求められるＣＲ（℃／ｓ）以上かつ２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
Ｔ０（℃）＝８５０＋３５０｛(％Ｔｉ)＋２(％Ｎｂ)＋０．３(％Ｖ)｝ （１）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ１＋２７３))≦ｔ１≦２．０ （２）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ２＋２７３))≦ｔ２≦４．０ （３）
ＣＲ（℃／ｓ）＝５０｛５．６−４．８(％Ｃ)−０．５(％Ｓｉ)−１．１(％Ｍｎ)−１１８０(％Ｂ)−０．９(％Ｃｒ)−２．１(％Ｍｏ)｝ （４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４(％Ｃ)−３３(％Ｍｎ)−１７(％Ｎｉ)−２１(％Ｍｏ) （５）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度（℃）。
ｔ２：仕上げ圧延完了後、冷却を開始するまでの時間（秒）。
Ｔ２：圧延仕上げ温度（℃）
本発明により、高強度を有しながら穴拡げ性および低温靭性にも優れた高強度熱延鋼板を安定して製造することができる。この鋼板を使用すれば、加工することが容易で、極寒冷地での使用に耐えることが可能となるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明に係る熱延鋼板およびその製造方法について以下に詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％である。
＜鋼の化学組成＞
Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下
Ｃは、マルテンサイト相の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では所望とする強度が得難くなる。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５％超では、穴拡げ性及び母材低温靭性を低下させると共に、溶接性も低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは、０．１５％以下である。
Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下
Ｃは、マルテンサイト相の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では所望とする強度が得難くなる。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５％超では、穴拡げ性及び母材低温靭性を低下させると共に、溶接性も低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは、０．１５％以下である。
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化、および、焼入れ性の向上を介して鋼板の強度を高める作用を有し、また、脱酸作用も有する。Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、過剰に添加するとα変態を促進させることにより所望の組織が得難くなる。そのため、含有量上限を２．０％とする。好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．２５％以下である。
Ｓｉは、固溶強化、および、焼入れ性の向上を介して鋼板の強度を高める作用を有し、また、脱酸作用も有する。Ｓｉ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．１％以上である。一方、過剰に添加するとα変態を促進させることにより所望の組織が得難くなる。そのため、含有量上限を２．０％とする。好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．２５％以下である。
Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下
Ｍｎは、固溶強化、および、焼入れ性の向上を介して鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上である。一方、４％超添加してもこの効果が飽和する。このため、Ｍｎ含有量は、４％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化、および、焼入れ性の向上を介して鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上である。一方、４％超添加してもこの効果が飽和する。このため、Ｍｎ含有量は、４％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、鋼板の低温靭性及び加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、０．０６％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐは、不純物として含有される元素であり、鋼板の低温靭性及び加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、０．０６％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の低温靭性及び加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の低温靭性及び加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、さらに、フェライト変態を促進する効果により、所望の組織を得難くなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、さらに、フェライト変態を促進する効果により、所望の組織を得難くなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｂ：０．０００１％以上０．００５％以下
Ｂは、γ粒界に偏析して、少量の添加により焼入れ性を顕著に向上させて鋼の強度を高める作用を有する。さらに、粒界強度を高めることにより破断面割れの防止にも有効に作用するため含有させる。過剰に含有させると熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制して、圧延荷重の増大をもたらし、所望の集合組織も得難くなる。したがって、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。一方、上記作用を確実に得るには０．０００１％以上を満足することが望ましい。好ましくは０．０００６％以上、より好ましくは０．００１％以上である。
Ｂは、γ粒界に偏析して、少量の添加により焼入れ性を顕著に向上させて鋼の強度を高める作用を有する。さらに、粒界強度を高めることにより破断面割れの防止にも有効に作用するため含有させる。過剰に含有させると熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制して、圧延荷重の増大をもたらし、所望の集合組織も得難くなる。したがって、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。一方、上記作用を確実に得るには０．０００１％以上を満足することが望ましい。好ましくは０．０００６％以上、より好ましくは０．００１％以上である。
以下の元素は、本発明の熱延鋼板に必要に応じて含有させることができる任意元素である。
［Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＭｏ：０．５％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏは、炭化物または窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。また、これらの析出物は、オーステナイトの粗大化を抑制し、組織の微細化を促進する作用も有する。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。しかしながら、Ｔｉについては０．２％を超えて含有させると、Ｎｂについては０．１％を超えて含有させると、Ｖについては０．５％を超えて含有させると、Ｍｏについては０．５％を超えて含有させると、熱間圧延に供する前の段階において粗大な炭化物または窒化物が鋼中に多量に析出してしまい、熱延鋼板の加工性の劣化を招く。また、多量の炭化物や窒化物の析出により穴拡げ性や低温靭性が低下する。したがって、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Ｍｏ：０．５％以下とする。Ｔｉについては０．１％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂについては０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましい。Ｖについては０．３％以下とすることが好ましい。Ｍｏについては０．３％以下とすることが好ましい。さらに、フェライトの生成を容易にする観点からは、ＴｉおよびＮｂの合計含有量を０．１％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましく、０．０１％以下とすることが特に好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＭｏ：０．００１％以上のいずれか満足させることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏは、炭化物または窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。また、これらの析出物は、オーステナイトの粗大化を抑制し、組織の微細化を促進する作用も有する。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。しかしながら、Ｔｉについては０．２％を超えて含有させると、Ｎｂについては０．１％を超えて含有させると、Ｖについては０．５％を超えて含有させると、Ｍｏについては０．５％を超えて含有させると、熱間圧延に供する前の段階において粗大な炭化物または窒化物が鋼中に多量に析出してしまい、熱延鋼板の加工性の劣化を招く。また、多量の炭化物や窒化物の析出により穴拡げ性や低温靭性が低下する。したがって、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Ｍｏ：０．５％以下とする。Ｔｉについては０．１％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂについては０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましい。Ｖについては０．３％以下とすることが好ましい。Ｍｏについては０．３％以下とすることが好ましい。さらに、フェライトの生成を容易にする観点からは、ＴｉおよびＮｂの合計含有量を０．１％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましく、０．０１％以下とすることが特に好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＭｏ：０．００１％以上のいずれか満足させることが好ましい。
［Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｒ：２．０％以下からなる群から
選択される１種または２種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層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。しかし、Ｃｕ及びＮｉは１．０％超、Ｃｒは２．０％超となると、加工性の低下が著しくなる。また、Ｃｕを添加する場合はスラブの粒界脆化を防止するため、Ｃｕの添加量の１／２以上のＮｉを添加することが望ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ：０．０２％以上、Ｎｉ：０．０２％以上およびＣｒ：０．０２％以上のいずれか満足させることが好ましい。
選択される１種または２種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、析出強化や固溶強化により鋼板の強度を一層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。しかし、Ｃｕ及びＮｉは１．０％超、Ｃｒは２．０％超となると、加工性の低下が著しくなる。また、Ｃｕを添加する場合はスラブの粒界脆化を防止するため、Ｃｕの添加量の１／２以上のＮｉを添加することが望ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ：０．０２％以上、Ｎｉ：０．０２％以上およびＣｒ：０．０２％以上のいずれか満足させることが好ましい。
［Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）は、凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋼塊または鋼片の健全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。しかしながら、Ｃａの場合には０．０１％を超えて含有させても、Ｍｇの場合には０．０１％を超えて含有させても、ＲＥＭの場合には０．０１％を超えて含有させても、それぞれ上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコスト上昇を招く。したがって、それぞれの含有量は、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上およびＲＥＭ：０．０００２％以上のいずれか満足させることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。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。
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）は、凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋼塊または鋼片の健全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。しかしながら、Ｃａの場合には０．０１％を超えて含有させても、Ｍｇの場合には０．０１％を超えて含有させても、ＲＥＭの場合には０．０１％を超えて含有させても、それぞれ上記作用による効果は飽和してしまい、徒にコスト上昇を招く。したがって、それぞれの含有量は、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上およびＲＥＭ：０．０００２％以上のいずれか満足させることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。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。
＜鋼組織＞
［マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率：８５％以上］
マルテンサイト相及び下部ベイナイト組織は硬質かつ均質で微細な組織であり、高強度と優れた穴拡げ性と低温靭性を兼備させるのに適した組織である。マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％未満では、所望とする強度を確保し、優れた伸びフランジ性と低温靭性を兼備させることが困難である。したがって、マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率は８５％以上とする。好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。特に上限は設けず、１００％であっても良い。なお、マルテンサイト相には、オートテンパーされた焼き戻しマルテンサイト相も含まれる。
［マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率：８５％以上］
マルテンサイト相及び下部ベイナイト組織は硬質かつ均質で微細な組織であり、高強度と優れた穴拡げ性と低温靭性を兼備させるのに適した組織である。マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％未満では、所望とする強度を確保し、優れた伸びフランジ性と低温靭性を兼備させることが困難である。したがって、マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率は８５％以上とする。好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。特に上限は設けず、１００％であっても良い。なお、マルテンサイト相には、オートテンパーされた焼き戻しマルテンサイト相も含まれる。
［その他の組織：１５％以下］
任意の組織であるその他組織として、フェライト、上部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト及び粒界セメンタイトなどがある。これらの組織が面積率で１５％を越えると、異相界面の増加に伴ってボイド起点が増加して穴拡げ性の劣化を招く。そのため、上限を１５％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。少なければ少ないほど良いので下限は特に限定されない。下限は０％であってもよい。上記マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率：８５％以上を満足することにより、その他の組織：１５％以下は自動的に満足する。
任意の組織であるその他組織として、フェライト、上部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト及び粒界セメンタイトなどがある。これらの組織が面積率で１５％を越えると、異相界面の増加に伴ってボイド起点が増加して穴拡げ性の劣化を招く。そのため、上限を１５％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。少なければ少ないほど良いので下限は特に限定されない。下限は０％であってもよい。上記マルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率：８５％以上を満足することにより、その他の組織：１５％以下は自動的に満足する。
［結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径：２０μｍ以下］
本発明の鋼組織であるマルテンサイトやベイナイトのブロックおよびフェライト粒等の結晶粒の平均粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、低温靭性が低下する。したがって、結晶粒の平均粒径は２０μｍ以下とする。好ましくは１５μｍ以下、より好ましくは１３μｍ以下である。平均粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。
本発明の鋼組織であるマルテンサイトやベイナイトのブロックおよびフェライト粒等の結晶粒の平均粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、低温靭性が低下する。したがって、結晶粒の平均粒径は２０μｍ以下とする。好ましくは１５μｍ以下、より好ましくは１３μｍ以下である。平均粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。
本発明の結晶粒の平均粒径は、ＥＢＳＤ解析により求めた値を採用する。具体的には、結晶方位差１５°以上の境界を粒界として、下記［数１］に示す式で算出される値を平均粒径とする。式中、Ｎは平均粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。これらのデータはＥＢＳＤ解析により容易に求められる。具体的には，鉄の面心立方格子（ＦＣＣ）と体心立方格子（ＢＣＣ）の結晶構造定義を用いて相を区別し，その内，ＢＣＣとして認識された相だけを解析することにより求められる。同時に、各々の結晶粒の長軸及び短軸も求められるため、アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率も容易に求められる。
なお、１５°以上の結晶方位差を有する粒は主にフェライト粒、マルテンサイト及びベイナイトのブロックである。ここでブロックとは、同じ方位を有するラスの集合体である。結晶方位差１５°以上の境界で囲まれる領域をブロックと定義する。ＪＩＳ Ｇ０５５２に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が１５°未満である粒についても粒径が算定されてしまう場合があり、さらに，マルテンサイトやベイナイトのブロックは算定されない。これに対し、ＥＢＳＤ解析であれば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトという組織の区別ではなく、結晶構造と結晶方位を評価することができる。したがって、本発明における、結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径、及び下記アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率は、ＥＢＳＤ解析により求めた値を採用する。ここで、結晶粒の数は少なくとも１０００個以上が必要である。
［アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率：５０％以下］
アスペクト比とは結晶粒の短軸を長軸で除した値であり０から１の値を取る。アスペクト比が小さいほど結晶粒が扁平であり、１に近いほど等軸粒であることを表す。アスペクト比が０．３０以下の扁平な結晶粒が多いほど、特性の異方性が大きくなり穴拡げ性を低下させると同時に、低温靭性も低下させる。そのため、本発明では、アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率を５０％以下とする。組織は等軸である方が好ましいため、この面積率は小さいほど良い。好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３５％以下、最も好ましくは３０％以下である。
アスペクト比とは結晶粒の短軸を長軸で除した値であり０から１の値を取る。アスペクト比が小さいほど結晶粒が扁平であり、１に近いほど等軸粒であることを表す。アスペクト比が０．３０以下の扁平な結晶粒が多いほど、特性の異方性が大きくなり穴拡げ性を低下させると同時に、低温靭性も低下させる。そのため、本発明では、アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率を５０％以下とする。組織は等軸である方が好ましいため、この面積率は小さいほど良い。好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下、さらに好ましくは３５％以下、最も好ましくは３０％以下である。
なお、上述の鋼組織（結晶組織面積率、結晶粒径、アスペクト比）は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における組織である。この深さ位置は鋼板の表面と板厚中心との中間点であり、熱延鋼板の平均的鋼組織を示している。
＜集合組織＞
［板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下］
板厚中心位置において｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位の集合組織が発達すると穴拡げ性が低下する。このため、これらの方位を低減させることにより、穴拡げ性を向上させることができる。したがって、これらの方位のＸ線ランダム強度比の平均値を６．０以下、最大値を８．０以下とする。それぞれ好ましくは５．０以下、７．０以下、より好ましくは４．０以下、６．０以下、さらに好ましくは３．０以下、５．０以下である。低ければ低いほど好ましい。
［板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下］
板厚中心位置において｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位の集合組織が発達すると穴拡げ性が低下する。このため、これらの方位を低減させることにより、穴拡げ性を向上させることができる。したがって、これらの方位のＸ線ランダム強度比の平均値を６．０以下、最大値を８．０以下とする。それぞれ好ましくは５．０以下、７．０以下、より好ましくは４．０以下、６．０以下、さらに好ましくは３．０以下、５．０以下である。低ければ低いほど好ましい。
なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
Ｘ線ランダム強度比とは、Ｘ線回折強度のランダム試料との比のことであり、｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比とは、反復級数展開法によりＯＤＦ解析を行ない、Ｂｕｎｇｅ法におけるφ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０〜３５°のＸ線ランダム強度比である。これらのＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、最大値が８．０以下であればよい。測定方法は特に限定しないがＸ線回折により（１１０）、（２００）、（２１１）などの３面以上の不完全極点図を求めたのち、前掲非特許文献３に記載された方法で求める方法や、ＥＢＳＤを用いて測定する方法がある。ただし、後者の場合は、結晶粒の数が少なくとも３０００個以上が必要である。なお、不完全極点図とは、反射法で得られる極点図のことである。また、ランダム試料とは、結晶方位の配向を持たずに不規則な分布を有する試料のことである。
＜機械的性質＞
本発明で得られる熱延鋼板は、鋼組織および集合組織の制御により、高強度で優れた低温靭性と穴拡げ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、鋼板の引張強度（ＴＳ）は９６０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは１０５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１１００ＭＰａ以上、特に好ましくは１１５０ＭＰａ以上である。
本発明で得られる熱延鋼板は、鋼組織および集合組織の制御により、高強度で優れた低温靭性と穴拡げ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、鋼板の引張強度（ＴＳ）は９６０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは１０５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１１００ＭＰａ以上、特に好ましくは１１５０ＭＰａ以上である。
製造された熱延鋼板の低温靭性は、シャルピー試験における破面遷移温度が−４０℃以下であることが好ましい。穴拡げ性は、強度とのバランスの指標となるＴＳ×ＨＥＲ（ＨＥＲ：日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ−Ｔ１００１−１９９６に規定の穴拡げ率）により評価し、ＴＳ×ＨＥＲが５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、５２５００ＭＰａ・％以上であることがより好ましく、５５０００ＭＰａ・％以上であることが特に好ましい。
＜製造方法＞
本発明の熱延鋼板の製造方法については、特に限定するものではないが、以下の製造方法によって容易に得られる。
本発明の熱延鋼板の製造方法については、特に限定するものではないが、以下の製造方法によって容易に得られる。
上記化学組成を有するスラブに多パス熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。また、熱間圧延に供するスラブは再加熱したものであってもよいし、連続鋳造後や分塊圧延後の高温状態にあるものをそのまま用いてもよい。後述する熱間圧延仕上げ温度を確保できれば特に制限はない。熱間圧延に供するスラブの温度は一般的に９００〜１３５０℃である。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
［最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率：２０％以上］
［最終圧延パスの圧下率は１０％以上］
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、主に再結晶オーステナイト粒の微細化を図られ、さらに、最終圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、オーステナイトの再結晶促進及び微細化が図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および穴拡げ性に好適な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板を製造することができる。したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２０％以上とする。好ましくは２２％以上とする。さらに好ましくは２５％以上である。また、最終圧延パスの圧下率は１０％以上とする。好ましくは１４％以上、さらに好ましくは１８％以上、特に好ましくは２２％以上である。
［最終圧延パスの圧下率は１０％以上］
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、主に再結晶オーステナイト粒の微細化を図られ、さらに、最終圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、オーステナイトの再結晶促進及び微細化が図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および穴拡げ性に好適な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板を製造することができる。したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２０％以上とする。好ましくは２２％以上とする。さらに好ましくは２５％以上である。また、最終圧延パスの圧下率は１０％以上とする。好ましくは１４％以上、さらに好ましくは１８％以上、特に好ましくは２２％以上である。
一方、鋼板の良好な平坦性を確保する観点からは、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率は６０％以下が好ましい。より好ましくは５０％以下である。また、最終圧延パスの圧下率は５０％以下が好ましい。より好ましくは４５％以下である。
所望の微細組織および集合組織をより確実に得るには、仕上げ圧延後段の合計圧下率を高めることが好ましく、そのためには、鋼板温度が圧延仕上げ温度＋１００℃から圧延仕上げ温度での合計圧下率を５０％以上とすることが好ましい。より好ましくは６０％以上、最も好ましくは６５％以上である。
［最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度：Ａｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上］
Ｔ０＝８５０＋３５０｛(％Ｔｉ)＋２(％Ｎｂ)＋０．３(％Ｖ)｝ （１）
本発明では、仕上げ圧延後期のオーステナイト相の加工と再結晶を繰り返すことにより、組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのために、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度は、Ａｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上とする。ここで、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度とは、最終圧延パスの１つ前の圧延パス後の鋼板表面温度を指し、圧延仕上げ温度とは最終圧延パス後の鋼板表面温度を指すものとする。これら温度をともにＡｒ3以上とすることにより、最終圧延パス間と圧延中におけるフェライト変態が防止される。Ｔ０以上とすることにより、圧延パス間においてはオーステナイトの再結晶を適度に促して再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および穴拡げ性に好適な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板が得られる。Ｔ０未満では、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板において圧延方向に伸長した組織形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって穴拡げ性や低温靭性が低下する。好ましくはＴ０＋２０℃以上、より好ましくはＴ０＋４０℃以上である。一方、これらの温度が１１００℃を超えると、組織が粗大化してしまい低温靭性が低下する。したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度は１１００℃以下とする。好ましくは１０７０℃以下、より好ましくは１０４０℃以下である。なお、これらの温度は鋼材の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。
Ｔ０＝８５０＋３５０｛(％Ｔｉ)＋２(％Ｎｂ)＋０．３(％Ｖ)｝ （１）
本発明では、仕上げ圧延後期のオーステナイト相の加工と再結晶を繰り返すことにより、組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのために、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度は、Ａｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上とする。ここで、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度とは、最終圧延パスの１つ前の圧延パス後の鋼板表面温度を指し、圧延仕上げ温度とは最終圧延パス後の鋼板表面温度を指すものとする。これら温度をともにＡｒ3以上とすることにより、最終圧延パス間と圧延中におけるフェライト変態が防止される。Ｔ０以上とすることにより、圧延パス間においてはオーステナイトの再結晶を適度に促して再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および穴拡げ性に好適な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板が得られる。Ｔ０未満では、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板において圧延方向に伸長した組織形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって穴拡げ性や低温靭性が低下する。好ましくはＴ０＋２０℃以上、より好ましくはＴ０＋４０℃以上である。一方、これらの温度が１１００℃を超えると、組織が粗大化してしまい低温靭性が低下する。したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度は１１００℃以下とする。好ましくは１０７０℃以下、より好ましくは１０４０℃以下である。なお、これらの温度は鋼材の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。
［最終圧延パスの１つ前の圧延パス完了から最終圧延パス開始までの時間ｔ１が式（２）を満たし、圧延仕上げ後から冷却を開始するまでの時間ｔ２が式（３）を満たす］
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ１＋２７３))≦ｔ１≦２．０ （２）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ２＋２７３))≦ｔ２≦４．０ （３）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度（℃）。
ｔ２：仕上げ圧延完了後、冷却を開始するまでの時間（秒）。
Ｔ２：圧延仕上げ温度（℃）
本発明では、組織を微細化すると共に集合組織の発達も抑制することが重要である。オーステナイトからマルテンサイトなどに変態する前の蓄積圧下率を高めると、組織は微細化するが集合組織が発達して、穴拡げ性が劣化する。一方、蓄積圧下率を小さくすると集合組織の発達は抑制できるが組織が粗大化してしまい、高い低温靭性が得難くなる。そこで、仕上げ圧延後期のパス間時間及び仕上げ圧延完了から冷却を開始するまでの時間を適正に制御して、それぞれにおいてオーステナイトの再結晶を介して細粒化と集合組織の発達を抑制する。そのためには、上記式（２）および（３）を満足させることが重要である。オーステナイトの再結晶に必要な時間として下限が定まり、再結晶オーステナイト粒の粒成長による組織粗大化の防止のために上限が定まる。なお、「冷却を開始」とは、仕上げ圧延後のランナウトテーブルにおける水冷冷却の開始を意味する。
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ１＋２７３))≦ｔ１≦２．０ （２）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ２＋２７３))≦ｔ２≦４．０ （３）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度（℃）。
ｔ２：仕上げ圧延完了後、冷却を開始するまでの時間（秒）。
Ｔ２：圧延仕上げ温度（℃）
本発明では、組織を微細化すると共に集合組織の発達も抑制することが重要である。オーステナイトからマルテンサイトなどに変態する前の蓄積圧下率を高めると、組織は微細化するが集合組織が発達して、穴拡げ性が劣化する。一方、蓄積圧下率を小さくすると集合組織の発達は抑制できるが組織が粗大化してしまい、高い低温靭性が得難くなる。そこで、仕上げ圧延後期のパス間時間及び仕上げ圧延完了から冷却を開始するまでの時間を適正に制御して、それぞれにおいてオーステナイトの再結晶を介して細粒化と集合組織の発達を抑制する。そのためには、上記式（２）および（３）を満足させることが重要である。オーステナイトの再結晶に必要な時間として下限が定まり、再結晶オーステナイト粒の粒成長による組織粗大化の防止のために上限が定まる。なお、「冷却を開始」とは、仕上げ圧延後のランナウトテーブルにおける水冷冷却の開始を意味する。
［冷却開始から式（５）で求められるＭｓ以下の温度域まで、２０℃／ｓ以上かつ式（４）で求められるＣＲ以上の平均冷却速度で冷却］
ＣＲ（℃／ｓ）＝５０｛５．６−４．８(％Ｃ)−０．５(％Ｓｉ)−１．１(％Ｍｎ)−１１８０(％Ｂ)−０．９(％Ｃｒ)−２．１(％Ｍｏ)｝ （４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４(％Ｃ)−３３(％Ｍｎ)−１７(％Ｎｉ) −２１(％Ｍｏ) （５）
圧延仕上げ後、水冷によりオーステナイトからマルテンサイト変態する温度域まで冷却して、所望の組織が得られる。冷却速度が遅い場合は、冷却の過程でフェライトやベイナイトが形成して、強度が低下すると共に、穴拡げ性が低下する場合がある。また、冷却停止温度が十分に低くないと所望とするマルテンサイト面積率が十分に得られず、強度が低下すると共に低温靭性が低下する場合がある。そのため、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度は式（４）で求められるＣＲ以上とする。好ましくはＣＲ＋１０℃／ｓ以上、より好ましくは、ＣＲ＋２０℃／ｓ以上、さらに好ましくはＣＲ＋３０℃／ｓ以上である。また、冷却停止温度は式（５）で求められるＭｓ以下とする。好ましくはＭｓ−５０℃以下、より好ましくはＭｓ−１００℃以下、最も好ましくはＭｓ−２００℃以下である。
ＣＲ（℃／ｓ）＝５０｛５．６−４．８(％Ｃ)−０．５(％Ｓｉ)−１．１(％Ｍｎ)−１１８０(％Ｂ)−０．９(％Ｃｒ)−２．１(％Ｍｏ)｝ （４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４(％Ｃ)−３３(％Ｍｎ)−１７(％Ｎｉ) −２１(％Ｍｏ) （５）
圧延仕上げ後、水冷によりオーステナイトからマルテンサイト変態する温度域まで冷却して、所望の組織が得られる。冷却速度が遅い場合は、冷却の過程でフェライトやベイナイトが形成して、強度が低下すると共に、穴拡げ性が低下する場合がある。また、冷却停止温度が十分に低くないと所望とするマルテンサイト面積率が十分に得られず、強度が低下すると共に低温靭性が低下する場合がある。そのため、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度は式（４）で求められるＣＲ以上とする。好ましくはＣＲ＋１０℃／ｓ以上、より好ましくは、ＣＲ＋２０℃／ｓ以上、さらに好ましくはＣＲ＋３０℃／ｓ以上である。また、冷却停止温度は式（５）で求められるＭｓ以下とする。好ましくはＭｓ−５０℃以下、より好ましくはＭｓ−１００℃以下、最も好ましくはＭｓ−２００℃以下である。
Ｍｓ以下の温度域まで冷却後は、一般には巻取りを行う。
こうして本発明に係る方法により製造される熱延鋼板は、例えば形状矯正を目的として公知の調質圧延を適宜施してもよい。また、めっきを施してめっき鋼板としてもよい。めっきは電気めっきおよび溶融めっきのいずれでもよく、めっき種も特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛−ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。
本発明の鋼板の板厚について、特に限定するものではないが、板厚が厚すぎる場合は、板表層と内部で組織差が著しく異なるため、６ｍｍ以下が好ましい。一方、板厚が薄すぎると熱延時の通板が困難となるため、一般的には１ｍｍ以上である。好ましくは、１．５ｍｍ以上である。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳造した後、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さの鋼片とした。得られた鋼片を１２５０℃に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表２に示す条件で熱間圧延を施して、３ｍｍの板厚に仕上げた。表２に製造条件を示す。なお、鋼板温度が圧延仕上げ温度＋１００℃から圧延仕上げ温度での合計圧下率は、試番１４は４８％、試番２１は６３％、その他は６５％以上で行った。
得られた熱延鋼板について、走査型電子顕微鏡を用いて圧延方向に平行な方向の鋼板断面を観察し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における組織を調査するとともに、組織の面積率を測定した。また、ＥＢＳＤを用いて０．５μｍ間隔で測定し、平均粒径、アスペクト比が０．３０以下の結晶粒の面積率を求めた。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、最大値の測定方法について説明する。Ｘ線回折試験により、板厚中心位置における(２００)、(１１０)、(２１１)の不完全極点図を求めて、先に説明した反復級数展開法によりＯＤＦ解析を行なって得られるα−ｆｉｂｅｒ（Ｂｕｎｇｅ法におけるφ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０〜９０°）の値から、Φ＝０〜３５°の範囲のＸ線ランダム強度比の平均値および最大値をそれぞれ求めた。
熱延鋼板の機械特性を評価するため、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に、穴拡げ試験はＪＩＳ Ｚ ２２５６に、それぞれ準拠して行った。引張強度ＴＳと穴拡げ率ＨＥＲの積（ＴＳ×ＨＥＲ）が５００００ＭＰａ・％以上を好適とした。シャルピー試験はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工して破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を評価し、−４０℃以下を好適とした。
表３に鋼組織、集合組織および機械特性の調査結果を示す。
表３に示すように、本発明に従った発明例では、優れた低温靭性および穴拡げ性を有し、低温靭性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が得られている。
これに対し、化学組成または製造条件が本発明の範囲外である比較例は、破面遷移温度、および／またはＴＳと穴拡げ率の積（ＴＳ×ＨＥＲ）に劣っている。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上４．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
板厚１／４板厚位置においてマルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％以上であり、
結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下であり、
そのアスペクト比が０．３０以下である結晶粒が面積割合で５０％以下であり、
板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。 - 前記化学組成が、前記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Ｍｏ：０．５％以下からなる群から選択される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に記載の熱延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＣｒ：２．０％以下からなる群から選択される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または請求項２に記載の熱延鋼板。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される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から請求項３までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。
- 請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の熱延鋼板を製造するに当たり、請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記多パス熱間圧延における
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２０％以上、
最終圧延パスの圧下率を１０％以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度及び圧延仕上げ温度をＡｒ3以上１１００℃以下かつ式（１）で求められるＴ０（℃）以上とし、
最終圧延パスの１つ前の圧延パス完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間ｔ１（ｓ）及び最終圧延パス完了（仕上げ圧延完了）から冷却を開始するまでの時間ｔ２（ｓ）がそれぞれ式（２）及び式（３）を満足し、
冷却開始から式（５）で求められるＭｓ（℃）以下の温度域まで、式（４）で求められるＣＲ（℃／ｓ）以上かつ２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する
ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
Ｔ０（℃）＝８５０＋３５０｛(％Ｔｉ)＋２(％Ｎｂ)＋０．３(％Ｖ)｝ （１）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ１＋２７３))≦ｔ１≦２．０ （２）
０．００２／ｅｘｐ(−６０８０／(Ｔ２＋２７３))≦ｔ２≦４．０ （３）
ＣＲ（℃／ｓ）＝５０｛５．６−４．８(％Ｃ)−０．５(％Ｓｉ)−１．１(％Ｍｎ)−１１８０(％Ｂ)−０．９(％Ｃｒ)−２．１(％Ｍｏ)｝ （４）
Ｍｓ（℃）＝５６１−４７４(％Ｃ)−３３(％Ｍｎ)−１７(％Ｎｉ)−２１(％Ｍｏ) （５）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ１：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延温度（℃）。
ｔ２：仕上げ圧延完了後、冷却を開始するまでの時間（秒）。
Ｔ２：圧延仕上げ温度（℃）
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