JP6687167B2 - 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。
本願は、２０１８年０５月０７日に日本に出願された特願２０１８−０８９１７９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１８年０５月０７日に日本に出願された特願２０１８−０８９１７９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、地球環境保護の観点から、自動車排ガス規制が強化されており、自動車の燃費向上が課題となっている。このような状況の下、自動車用鋼板の高強度化・薄肉化が要求されており、自動車用部品の素材として、特に高強度な熱延鋼板が積極的に適用されるようになっている。特に、引張強さ９８０ＭＰａ以上を有する高強度の熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上させ得る素材として注目されている。
自動車用鋼板の機械的性質を高める手法として、その鋼材の組織中の結晶粒を微細化することが有効であることが知られている。結晶粒の微細化については種々の研究・開発が行われている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．４重量％以下、合金元素の含有量の合計：５％以下の鋼に連続熱間圧延の終段において、圧下率４０％以上で平均ひずみ速度６０／秒以下の圧下を加え、さらに、２秒以内に連続して圧下率４０％以上の圧下を加えることを特徴とする、超細粒フェライト鋼の製造方法が提案されている。
また、特許文献２には、粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法が開示されている。特許文献２では、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とする、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法が提案されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．０５〜０．１０重量％、Ｓｉ：０．３０〜２．０重量％、Ｍｎ：１．０重量％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１００重量％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０重量％を含有し、残部Ｆｅ及び不純物よりなる連続鋳造スラブを９５０℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、１回あたりの圧下率が２０％以上となる圧下を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡｒ３変態点以上となるように熱間圧延した後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃から５５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする、超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が提案されている。
また、特許文献４には、０．１５％≦Ｃ≦０．４０％、１．５％≦Ｍｎ≦３％、０．００５％≦Ｓｉ≦２％、０．００５％≦Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０５％、Ｐ≦０．１％、０．０２５％≦Ｎｂ≦０．１％を含有し、組成の残りは鉄および加工から生じる不可避的な不純物より成る半完成品を１０５０℃と１２５０℃との間の温度Ｔ１まで加熱するステップ、再加熱した半完成品を、粗圧延機で１０５０と１１５０℃との間の温度Ｔ２にて１００％を超える累積圧下率εａを用いて圧延し、４０マイクロメートル未満の平均粒度を有する、完全に再結晶化されていないオーステナイト構造を有する鋼板を得るステップ、次に、鋼板を、完全ではないが、２℃／秒を超える速度ＶＲ１にて９７０℃とＡｒ３＋３０℃との間の温度Ｔ３まで冷却するステップ、次に不完全に冷却された鋼板を仕上げ圧延機ｆで温度Ｔ３にて５０％を超える累積圧下率εｂを用いて圧延して鋼板を得るステップ、次に臨界マルテンサイト焼入れ速度を超える速度ＶＲ２にて、鋼板を冷却するステップ、を含む、マルテンサイト鋼板の製造方法が記載されている。
材料を高強度化すると、一般的には靱性が劣化する。そのため、靱性を劣化させずに高強度化を図ることが高強度の熱延鋼板を開発する上で重要となる。また、自動車用部材として使用される場合、引張特性や靱性に異方性が少なく、等方性に優れることが望ましい。また、鋼板製造時の負荷が小さいことも、高強度の熱延鋼板を開発する上で重要となる。
しかしながら、特許文献１に記載の熱延鋼板では、結晶粒を微細化させて材料特性を向上させるために大圧下の圧延を行っており、圧延機の負荷が大きい。また、フェライトを主に含む組織であるため強度が不十分である。
また、特許文献２に記載の熱延鋼板では、未再結晶域でひずみを蓄積することにより結晶粒を微細化させているため、引張特性や靱性の異方性が大きくなる。
また、特許文献３に記載の熱延鋼板では、スラブ加熱温度を低温化させることにより結晶粒の微細化を行っているが、スラブ加熱温度が低温の場合、溶体化や元素の偏析が解消されないため、引張特性や靱性の異方性が大きくなる。
また、特許文献４に記載の製造方法では、粗圧延工程において、Ｎｂ等を添加することによって再結晶を抑制し、完全再結晶化していないオーステナイト粒で平均粒径４０μｍ以下の結晶粒を作りこんでいる。すなわち、仕上げ圧延前の粗圧延板は、結晶粒は再結晶した細粒なものと、再結晶していない、アスペクト比の高い扁平で粗粒なものの混粒組織となっている。このような粗圧延板を仕上げ圧延したとしても、等方的な組織と特性を有する熱延鋼板を得るのは容易ではない。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、引張強度及び靱性の等方性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を提供することを課題とする。また、本発明は、圧延機への負荷を小さくでき、引張強度及び靱性の等方性に優れ、かつ引張強度９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を製造可能な熱延鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、上記した目標を達成するために、低圧下の圧延でも熱延鋼板の結晶粒を十分に微細化させる手法、さらに引張特性や靱性の等方性を向上させる手法について鋭意研究した。その結果、粗圧延時の圧延温度、圧下率、冷却速度を最適化し、粗圧延板の組織を細粒化することで、低圧下の仕上圧延でも仕上圧延中に再結晶が生じて熱延鋼板の結晶粒が微細化し、圧延機の負荷を小さくでき、引張強度が高く、引張強度及び靱性の等方性が向上した熱延鋼板を得ることが可能となることを見出した。
また、機械特性と詳細な組織解析により、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下で、そのアスペクト比が１．８以下、残部組織の粒径が５．０μｍ以下でそのアスペクト比が２．０以下の場合、引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、引張特性（特に引張強度）と靱性の等方性に優れた高強度熱延鋼板を得ることが可能となることをさらに見出した。
また、機械特性と詳細な組織解析により、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下で、そのアスペクト比が１．８以下、残部組織の粒径が５．０μｍ以下でそのアスペクト比が２．０以下の場合、引張強度９８０ＭＰａ以上を有し、引張特性（特に引張強度）と靱性の等方性に優れた高強度熱延鋼板を得ることが可能となることをさらに見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］本発明の一態様に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、０．５０％以下及びＮｉ：０％以上、０．５０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含み、圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、前記圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、における旧オーステナイトの平均粒径がいずれも、１．０μｍ以上、１０．０μｍ以下であり、前記Ｌ断面の旧オーステナイトの前記平均粒径と、前記Ｃ断面の前記旧オーステナイトの前記平均粒径との比であるアスペクト比が１．８以下であり、前記Ｌ断面及び前記Ｃ断面における前記残部組織の平均粒径がそれぞれ、５．０μｍ以下であり、前記Ｌ断面の前記残部組織の前記平均粒径と、前記Ｃ断面の前記残部組織の前記平均粒径との比であるアスペクト比が２．０以下である。
［２］上記［１］に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下及びＮｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記［１］又は［２］に記載の化学組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下に加熱してから、前記鋼素材に対して複数回のパスの圧下を行うことで粗圧延及び仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程完了後、前記熱延鋼板に対し、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度範囲まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以下の前記温度範囲で巻き取る巻取り工程と、を備え、前記粗圧延を下記（Ｉ）の条件で行い、前記仕上圧延を下記（ＩＩ）の条件で行い、前記粗圧延によって、前記仕上圧延前の鋼板の金属組織を、前記粗圧延の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、におけるオーステナイトの平均粒径をそれぞれ、１００μｍ以下とし、前記Ｌ断面及び前記Ｃ断面それぞれの前記オーステナイトの平均粒径の比であるアスペクト比を２．０以下にする。
（Ｉ）前記粗圧延における最終の圧延パス後の前記鋼素材の温度Ｔを１０００℃以上１３００℃以下の範囲とし、最終の圧延パスの圧下率を、単位％で、１０５−０．０５×Ｔ以上とし、最終の圧延パス通過後５秒以内に冷却を開始し、かつ２０℃／秒以上の平均冷却速度でＡｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度まで冷却する。
（ＩＩ）前記仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、前記仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。前記Ａｒ３点は下記（式１）で求められる温度である。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の質量％での含有量であり、含有しない元素は０を代入する。
［２］上記［１］に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下及びＮｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記［１］又は［２］に記載の化学組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下に加熱してから、前記鋼素材に対して複数回のパスの圧下を行うことで粗圧延及び仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程完了後、前記熱延鋼板に対し、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度範囲まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以下の前記温度範囲で巻き取る巻取り工程と、を備え、前記粗圧延を下記（Ｉ）の条件で行い、前記仕上圧延を下記（ＩＩ）の条件で行い、前記粗圧延によって、前記仕上圧延前の鋼板の金属組織を、前記粗圧延の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、におけるオーステナイトの平均粒径をそれぞれ、１００μｍ以下とし、前記Ｌ断面及び前記Ｃ断面それぞれの前記オーステナイトの平均粒径の比であるアスペクト比を２．０以下にする。
（Ｉ）前記粗圧延における最終の圧延パス後の前記鋼素材の温度Ｔを１０００℃以上１３００℃以下の範囲とし、最終の圧延パスの圧下率を、単位％で、１０５−０．０５×Ｔ以上とし、最終の圧延パス通過後５秒以内に冷却を開始し、かつ２０℃／秒以上の平均冷却速度でＡｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度まで冷却する。
（ＩＩ）前記仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、前記仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。前記Ａｒ３点は下記（式１）で求められる温度である。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の質量％での含有量であり、含有しない元素は０を代入する。
本発明の上記態様によれば、引張強度及び靱性の等方性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を提供できる。また、本発明の上記態様によれば、高強度でかつ引張強度及び靱性の等方性に優れた熱延鋼板を圧延機の負荷を高めることなく製造することができる。本発明の熱延鋼板は、自動車の構造部品や骨格、トラックフレームの素材として好適である。本発明の熱延鋼板を自動車の構造部品等に適用することで、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となる。
＜熱延鋼板＞
本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る熱延鋼板）は、所定の化学組成を有し、金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含み、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径のアスペクト比が１．８以下であり、残部組織の平均粒径が５．０μｍ以下、残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下である熱延鋼板である。
本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る熱延鋼板）は、所定の化学組成を有し、金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含み、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径のアスペクト比が１．８以下であり、残部組織の平均粒径が５．０μｍ以下、残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下である熱延鋼板である。
以下、本実施形態に係る熱延鋼板について具体的に説明する。まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下の各化学成分を表す％は、すべて質量％を意味する。
［Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下］
Ｃは、固溶強化と、焼入れ性を向上させ、低温変態相であるマルテンサイトを生成させて熱延鋼板の強度を確保するために必要な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、加工性及び溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０１０％以上、０．２００％以下の範囲とする。より好ましくは、０．０４０％以上、０．１８０％以下の範囲とする。
Ｃは、固溶強化と、焼入れ性を向上させ、低温変態相であるマルテンサイトを生成させて熱延鋼板の強度を確保するために必要な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、加工性及び溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０１０％以上、０．２００％以下の範囲とする。より好ましくは、０．０４０％以上、０．１８０％以下の範囲とする。
［Ｓｉ：１．００％以下］
Ｓｉ含有量が１．００％を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。一方、Ｓｉは靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．４０％以上としてもよい。
Ｓｉ含有量が１．００％を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下である。一方、Ｓｉは靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．４０％以上としてもよい。
［Ｍｎ：３．０％以下］
Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、凝固偏析によるバンド状組織が形成されて異方性が強くなり、加工性及び耐遅れ破壊特性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下の範囲とする。好ましくは、２．０％以下の範囲とする。一方、Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を高める元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．５％以上としてもよい。
Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、凝固偏析によるバンド状組織が形成されて異方性が強くなり、加工性及び耐遅れ破壊特性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下の範囲とする。好ましくは、２．０％以下の範囲とする。一方、Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を高める元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．５％以上としてもよい。
［Ｐ：０．０４０％以下］
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましいが、０．０４０％までの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。しかしながら、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られない。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上としてもよい。
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましいが、０．０４０％までの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。しかしながら、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られない。そのため、Ｐ含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上としてもよい。
［Ｓ：０．００４％以下］
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましいが、０．００４％までの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。しかしながら、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られない。そのため、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上としてもよい。
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましいが、０．００４％までの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。しかしながら、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られない。そのため、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上としてもよい。
［Ａｌ：０．１０％以下］
Ａｌの過剰な含有は酸化物系介在物の増加を招くので、Ａｌ含有量が過剰になると、熱延鋼板の靱性が低下するとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。一方、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％以上としてもよい。
Ａｌの過剰な含有は酸化物系介在物の増加を招くので、Ａｌ含有量が過剰になると、熱延鋼板の靱性が低下するとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下である。一方、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％以上としてもよい。
［Ｎ：０．００４％以下］
Ｎ含有量が０．００４％を超えると、窒化物を形成しないＮが固溶Ｎとして存在するようになり、靱性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。一方、Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
Ｎ含有量が０．００４％を超えると、窒化物を形成しないＮが固溶Ｎとして存在するようになり、靱性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。一方、Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
以上が本実施形態に係る熱延鋼板の基本成分であるが、本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば靱性向上や高強度化等を目的として、必要に応じて、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、及びＮｉ：０．５０％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有することができる。これらの元素の必ずしも含有しなくてよいので、下限は０％であるが、効果を得る場合、好ましくは０％超である。
［Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下］
Ｎｂは、炭窒化物の形成を介して熱延鋼板の強度及び疲労強度の増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板の製造時に、熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる恐れがある。また、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、粗大な析出物が形成されて熱延鋼板の靱性が低下する傾向にある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは、０．１５％以下の範囲とする。
Ｎｂは、炭窒化物の形成を介して熱延鋼板の強度及び疲労強度の増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板の製造時に、熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる恐れがある。また、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、粗大な析出物が形成されて熱延鋼板の靱性が低下する傾向にある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは、０．１５％以下の範囲とする。
［Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下］
Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼板の強度と疲労強度とを向上させる元素である。この様な効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％超とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する上、粗大な析出物の増加を招き、鋼板の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下の範囲とする。
Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼板の強度と疲労強度とを向上させる元素である。この様な効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％超とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する上、粗大な析出物の増加を招き、鋼板の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下の範囲とする。
［Ｍｏ：０％以上、１．００％以下］
Ｍｏは、焼入れ性を高め、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＭｏ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏは、合金コストが高く、また、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．４０％以下の範囲とする。
Ｍｏは、焼入れ性を高め、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＭｏ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏは、合金コストが高く、また、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．４０％以下の範囲とする。
［Ｃｕ：０％以上、０．５０％以下］
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると熱延鋼板の表面性状が悪化する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下の範囲とする。
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると熱延鋼板の表面性状が悪化する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下の範囲とする。
［Ｎｉ：０％以上、０．５０％以下］
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、焼入れ性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉは、合金コストが高く、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下の範囲とする。
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、焼入れ性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０％超とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０２％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉは、合金コストが高く、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下の範囲とする。
その他の元素については、本実施形態に係る鋼板の効果を妨げない範囲で含まれていてもよい。例えば耐遅れ破壊特性の向上を目的に、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）等をそれぞれ０．００５％以下含有してもよい。熱間加工性を向上させる微量元素等を含有することもできる。
本実施形態に係る熱延鋼板において、上記成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る熱延鋼板に対して意図的に添加した成分ではないものを意味する。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織（ミクロ組織）の限定理由について説明する。
［金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含む］
本実施形態に係る熱延鋼板の組織は、９０体積％以上のマルテンサイトと０体積％以上１０体積％以下の残部組織からなる。本実施形態における「マルテンサイト」とは、基本的にはフレッシュマルテンサイトのことを意味するが、一部に（例えば１０％以下の範囲で）、焼き戻しマルテンサイトが含まれていてもよい。焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトが焼戻されたものであって、マルテンサイトに比べて転位密度が低いマルテンサイトである。
本実施形態に係る熱延鋼板の組織は、９０体積％以上のマルテンサイトと０体積％以上１０体積％以下の残部組織からなる。本実施形態における「マルテンサイト」とは、基本的にはフレッシュマルテンサイトのことを意味するが、一部に（例えば１０％以下の範囲で）、焼き戻しマルテンサイトが含まれていてもよい。焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトが焼戻されたものであって、マルテンサイトに比べて転位密度が低いマルテンサイトである。
本実施形態に係る熱延鋼板において、マルテンサイトが９０体積％未満になると、所望の強度を得ることが困難になる。そのため、マルテンサイトの体積率は９０体積％以上とする。より好ましくは９５体積％以上である。
残部組織にはベイナイトおよび／またはフェライトを含む。さらには、残部組織に残留オーステナイトを含んでいてもよい。また、残部組織は、ベイナイトに含まれる炭化物も包含する。残部組織の体積率が高くなると、強度が低下し、所望の高強度を確保することが困難になる。このため、残部組織は１０体積％以下とする、好ましくは５体積％以下であり、より好ましくは１体積％以下である。残部組織は０％であってもよい。
［旧オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、旧オーステナイトの平均粒径の比であるアスペクト比が１．８以下］
本実施形態に係る熱延鋼板は、旧オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、そのアスペクト比が１．８以下である。
ここで、旧オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下とは、鋼板の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、鋼板の圧延方向に直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、における旧オーステナイトの平均粒径がそれぞれ、１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であることを意味する。Ｌ断面及びＣ断面は板厚方向の断面である。
Ｌ断面またはＣ断面のいずれか一方における旧オーステナイトの平均粒径が１０．０μｍを超えると、引張強度が低下し、靱性も劣化する。そのため、旧オーステナイト粒径は、１０．０μｍ以下とする。好ましくは５．０μｍ以下である。
また、Ｌ断面またはＣ断面のいずれか一方における旧オーステナイトの平均粒径を１．０μｍ未満としても、細粒化による強度上昇や靱性改善の効果が飽和する上、マルテンサイト変態が起こりにくくなり、金属組織において９０体積％以上のマルテンサイトを確保できない場合がある。このため、旧オーステナイト粒径は１．０μｍ以上とする。本実施形態に係る熱延鋼板は、その製造過程において、粗圧延でオーステナイトを十分に再結晶させることで、オーステナイト粒径を小さくする。しかしながら、粗圧延後のオーステナイト粒径は１００μｍ以下であり、比較的大きい場合がある。そのため、仕上げ圧延を行っても、オーステナイトが３．０μｍ以下まで小さくならない場合がある。そのため、実用的には、本実施形態に係る熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３．０μｍ超、もしくは３．５μｍ以上としてもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板は、旧オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、そのアスペクト比が１．８以下である。
ここで、旧オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下とは、鋼板の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、鋼板の圧延方向に直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、における旧オーステナイトの平均粒径がそれぞれ、１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であることを意味する。Ｌ断面及びＣ断面は板厚方向の断面である。
Ｌ断面またはＣ断面のいずれか一方における旧オーステナイトの平均粒径が１０．０μｍを超えると、引張強度が低下し、靱性も劣化する。そのため、旧オーステナイト粒径は、１０．０μｍ以下とする。好ましくは５．０μｍ以下である。
また、Ｌ断面またはＣ断面のいずれか一方における旧オーステナイトの平均粒径を１．０μｍ未満としても、細粒化による強度上昇や靱性改善の効果が飽和する上、マルテンサイト変態が起こりにくくなり、金属組織において９０体積％以上のマルテンサイトを確保できない場合がある。このため、旧オーステナイト粒径は１．０μｍ以上とする。本実施形態に係る熱延鋼板は、その製造過程において、粗圧延でオーステナイトを十分に再結晶させることで、オーステナイト粒径を小さくする。しかしながら、粗圧延後のオーステナイト粒径は１００μｍ以下であり、比較的大きい場合がある。そのため、仕上げ圧延を行っても、オーステナイトが３．０μｍ以下まで小さくならない場合がある。そのため、実用的には、本実施形態に係る熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３．０μｍ超、もしくは３．５μｍ以上としてもよい。
また、旧オーステナイトのアスペクト比が１．８以下とは、Ｌ断面の旧オーステナイトの平均粒径とＣ断面の旧オーステナイトの平均粒径との比が１．８以下であることを意味する。
旧オーステナイト粒径のアスペクト比は、引張強度や靱性の異方性に影響を与える。旧オーステナイト粒径のアスペクト比が１．８を超えると、引張強度や靱性の異方性が強まる。そのため、旧オーステナイト粒径のアスペクト比は１．８以下とする。好ましくは１．５以下である。
旧オーステナイト粒径のアスペクト比は、引張強度や靱性の異方性に影響を与える。旧オーステナイト粒径のアスペクト比が１．８を超えると、引張強度や靱性の異方性が強まる。そのため、旧オーステナイト粒径のアスペクト比は１．８以下とする。好ましくは１．５以下である。
［残部組織の平均粒径が５．０μｍ以下、残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下］
残部組織は軟質相のため、残部組織の平均粒径が５．０μｍを超えると熱延鋼板の強度が低下し、所望の強度を得ることが困難になる。そのため、平均粒径を５．０μｍ以下とする。残部組織の平均粒径の下限は特に無いが、製法上の観点から１．０μｍ未満とすることは困難なため、現実的な残部組織の平均粒径は１．０μｍ以上５．０μｍ以下とする。ここで、残部組織の平均粒径が１．０μｍ以上５．０μｍ以下とは、Ｌ断面及びＣ断面とにおける残部組織の平均粒径がそれぞれ１．０μｍ以上５．０μｍ以下であることを意味する。
また、残部組織のアスペクト比は、引張強度や靱性の異方性に影響を与える。残部組織のアスペクト比が２．０を超えると、引張強度や靱性の異方性に強くなるので、残部組織のアスペクト比は２．０以下とする。好ましくは１．８以下である。
残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下とは、Ｌ断面の残部組織の平均粒径とＣ断面の残部組織の平均粒径との比が２．０以下であることを意味する。
残部組織は軟質相のため、残部組織の平均粒径が５．０μｍを超えると熱延鋼板の強度が低下し、所望の強度を得ることが困難になる。そのため、平均粒径を５．０μｍ以下とする。残部組織の平均粒径の下限は特に無いが、製法上の観点から１．０μｍ未満とすることは困難なため、現実的な残部組織の平均粒径は１．０μｍ以上５．０μｍ以下とする。ここで、残部組織の平均粒径が１．０μｍ以上５．０μｍ以下とは、Ｌ断面及びＣ断面とにおける残部組織の平均粒径がそれぞれ１．０μｍ以上５．０μｍ以下であることを意味する。
また、残部組織のアスペクト比は、引張強度や靱性の異方性に影響を与える。残部組織のアスペクト比が２．０を超えると、引張強度や靱性の異方性に強くなるので、残部組織のアスペクト比は２．０以下とする。好ましくは１．８以下である。
残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下とは、Ｌ断面の残部組織の平均粒径とＣ断面の残部組織の平均粒径との比が２．０以下であることを意味する。
本実施形態に係る熱延鋼板において、各相又は組織の同定や平均粒径の算出は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮像した組織写真を用いた画像処理と、後方散乱電子回折像解析（ＥＢＳＰ又はＥＢＳＤ）によって行うことができる。
より具体的には、旧オーステナイトの平均粒径、およびそのアスペクト比は以下のようにして決定される。
熱延鋼板の板幅をＷとしたとき、熱延鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）付近において、圧延方向に平行（Ｌ断面）、および垂直（Ｃ断面）な板厚方向断面が観察面となるように試料を採取する。断面を鏡面研磨した後、ピクリン酸で腐食を行って旧オーステナイト結晶粒の粒界を現出させる。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置で、Ｌ断面の場合は鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍ、Ｃ断面の場合は鋼板の板幅方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を観察する。観察領域は１つの連続した領域とする。
得られた画像を画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイトの平均粒径を求める。オーステナイトの平均粒径は、円相当直径として求める。得られたＬ断面、およびＣ断面における旧オーステナイトの平均粒径のうち、大きい方をＤｐγ（Ｌ）、小さい方をＤｐγ（Ｓ）としたとき、Ｄｐγ（Ｌ）／Ｄｐγ（Ｓ）により得られる値を旧オーステナイトの平均粒径のアスペクト比とする。
熱延鋼板の板幅をＷとしたとき、熱延鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）付近において、圧延方向に平行（Ｌ断面）、および垂直（Ｃ断面）な板厚方向断面が観察面となるように試料を採取する。断面を鏡面研磨した後、ピクリン酸で腐食を行って旧オーステナイト結晶粒の粒界を現出させる。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置で、Ｌ断面の場合は鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍ、Ｃ断面の場合は鋼板の板幅方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を観察する。観察領域は１つの連続した領域とする。
得られた画像を画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイトの平均粒径を求める。オーステナイトの平均粒径は、円相当直径として求める。得られたＬ断面、およびＣ断面における旧オーステナイトの平均粒径のうち、大きい方をＤｐγ（Ｌ）、小さい方をＤｐγ（Ｓ）としたとき、Ｄｐγ（Ｌ）／Ｄｐγ（Ｓ）により得られる値を旧オーステナイトの平均粒径のアスペクト比とする。
また、残部組織の同定、残部組織の平均粒径、およびアスペクト比は以下のようにして求める。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）において、圧延方向に平行（Ｌ断面）、および垂直（Ｃ断面）な断面が観察面となるように試料を採取し、断面を鏡面研磨した後、電解研磨を行う。その後、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置で、Ｌ断面の場合は鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍ、Ｃ断面の場合は鋼板の板幅方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。ＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）において、圧延方向に平行（Ｌ断面）、および垂直（Ｃ断面）な断面が観察面となるように試料を採取し、断面を鏡面研磨した後、電解研磨を行う。その後、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置で、Ｌ断面の場合は鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍ、Ｃ断面の場合は鋼板の板幅方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。ＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。
ここで、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものを方位差とする。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義する。この結晶粒の同一粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。同一粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェアを用いて求めることができる。
同一粒内の平均方位差が０．６°未満の粒をフェライトと定義する。フェライトと定義された粒の面積率をフェライトの体積率とする。
また、同一粒内の平均方位差が０．６°以上の粒をベイナイトと定義する。マルテンサイトも同一粒内の平均方位差が０．６°以上となる可能性があるが、ベイナイトは炭化物を含み、形状がラス状の組織を呈することから、ＳＥＭ像において炭化物を含みラス状の組織を呈しているものはベイナイトとし、その面積率をベイナイトの体積率とする。一方、マルテンサイトは、同一粒内の平均方位差が０．６°以上であり、ベイナイトと判定した以外の組織をマルテンサイトとする。本実施形態の熱延鋼板は、焼戻しを行わないため、マルテンサイトは炭化物を含まないフレッシュマルテンサイトになる。仮に、マルテンサイトに炭化物が生じたとしても本実施形態ではその量はごく微量であるため、組織中に炭化物が生じたマルテンサイトはベイナイトの体積率に含めてもよい。
すなわち、マルテンサイトの体積率は、１００％からフェライトの体積率とベイナイトの体積率を差し引いたものとなる。
同一粒内の平均方位差が０．６°未満の粒をフェライトと定義する。フェライトと定義された粒の面積率をフェライトの体積率とする。
また、同一粒内の平均方位差が０．６°以上の粒をベイナイトと定義する。マルテンサイトも同一粒内の平均方位差が０．６°以上となる可能性があるが、ベイナイトは炭化物を含み、形状がラス状の組織を呈することから、ＳＥＭ像において炭化物を含みラス状の組織を呈しているものはベイナイトとし、その面積率をベイナイトの体積率とする。一方、マルテンサイトは、同一粒内の平均方位差が０．６°以上であり、ベイナイトと判定した以外の組織をマルテンサイトとする。本実施形態の熱延鋼板は、焼戻しを行わないため、マルテンサイトは炭化物を含まないフレッシュマルテンサイトになる。仮に、マルテンサイトに炭化物が生じたとしても本実施形態ではその量はごく微量であるため、組織中に炭化物が生じたマルテンサイトはベイナイトの体積率に含めてもよい。
すなわち、マルテンサイトの体積率は、１００％からフェライトの体積率とベイナイトの体積率を差し引いたものとなる。
残部組織の平均粒径は、上記のＥＢＳＤ解析により求めた値を用いて決定される。具体的には、方位差１５°以上の境界を粒界として残部組織の結晶粒を特定し、下記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。
上記の方法により得られたＬ断面およびＣ断面における残部組織の平均粒径のうち、大きい方をＤｒ（Ｌ）、小さい方をＤｒ（Ｓ）としたとき、Ｄｒ（Ｌ）／Ｄｒ（Ｓ）により得られる値を、残部組織のアスペクト比とする。
本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼板の圧延方向に対して平行なＬ方向と鋼板の圧延方向と直交するＣ方向の引張強度がそれぞれ９８０ＭＰａ以上であり、Ｌ方向の引張強度とＣ方向の引張強度との差の絶対値が１００ＭＰａ未満になる。
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｌ方向及びＣ方向の延性−脆性遷移温度がそれぞれ−６０℃以下であり、Ｌ方向の延性−脆性遷移温度とＣ方向の延性−脆性遷移温度の差の絶対値が１５℃未満になる。
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｌ方向及びＣ方向の延性−脆性遷移温度がそれぞれ−６０℃以下であり、Ｌ方向の延性−脆性遷移温度とＣ方向の延性−脆性遷移温度の差の絶対値が１５℃未満になる。
本実施形態に係る熱延鋼板によれば、上記の化学成分（化学組成）及び組織を満たすことで、高強度でかつ引張強度及び靱性の等方性に優れた熱延鋼板を得ることができる。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板を自動車の構造部品などに適用することで、自動車の安全性確保や燃費向上に貢献できる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、製品形状に優れることがより好ましい。製品形状に優れることで、鋼板から部品を成形する際の成形加工において精度の高い部品を製造できるようになる。製品形状に優れるとは、鋼板の表面２５００ｍｍ２に付き１ヶ所の割合で３０ヶ所の板厚を測定し、それらの平均値をｔａｖｅ、最大値と最小値の差をΔｔとしたときに、Δｔ／ｔａｖｅが０．１２５未満であることをいう。
＜熱延鋼板の製造方法＞
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、上で説明した化学成分（化学組成）を有する鋼素材を１１００℃以上１３５０℃以下に加熱してから、鋼素材に対して複数回のパスの圧下を行って粗圧延及び仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、仕上圧延終了後、熱延鋼板に対し、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、冷却後の熱延鋼板を室温以上３００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程と、を備える。
粗圧延は、下記（Ｉ）の条件で行い、仕上圧延は、下記（ＩＩ）の条件で行う。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、上で説明した化学成分（化学組成）を有する鋼素材を１１００℃以上１３５０℃以下に加熱してから、鋼素材に対して複数回のパスの圧下を行って粗圧延及び仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、仕上圧延終了後、熱延鋼板に対し、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程と、冷却後の熱延鋼板を室温以上３００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程と、を備える。
粗圧延は、下記（Ｉ）の条件で行い、仕上圧延は、下記（ＩＩ）の条件で行う。
（Ｉ）粗圧延：
粗圧延では、最終の圧延パス後の鋼素材の温度Ｔを１０００℃以上１３００℃以下の範囲とし、最終の圧延パスの圧下率を１０５−０．０５×Ｔ（％）（Ｔは最終の粗圧延パス後の鋼素材の温度（℃））以上とし、最終の圧延パス通過後５秒以内に冷却を開始し、かつ２０℃／秒以上の平均冷却速度でＡｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度まで冷却する。
粗圧延では、最終の圧延パス後の鋼素材の温度Ｔを１０００℃以上１３００℃以下の範囲とし、最終の圧延パスの圧下率を１０５−０．０５×Ｔ（％）（Ｔは最終の粗圧延パス後の鋼素材の温度（℃））以上とし、最終の圧延パス通過後５秒以内に冷却を開始し、かつ２０℃／秒以上の平均冷却速度でＡｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度まで冷却する。
（ＩＩ）仕上圧延：
仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。
仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。
ただし、Ａｒ３点は下記（式１）で求められる温度である。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０を代入する。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０を代入する。
以下、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
（１）熱間圧延工程
（鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３５０℃以下）
鋼素材の加熱温度は、溶体化や元素の偏析解消に大きな影響を与える。加熱温度が１１００℃未満では溶体化や元素偏析解消が不十分であり、製品の引張強度や靱性に異方性が生じる。また、加熱温度を１１００℃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効果を有する元素を溶体化することができる。
一方、加熱温度が１３５０℃を超えると溶体化や元素偏析解消の効果が飽和するばかりか、オーステナイトの平均粒径が粗大化するので、粗圧延後に所望のオーステナイトの平均粒径を得ることが困難になる。したがって、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。
（鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３５０℃以下）
鋼素材の加熱温度は、溶体化や元素の偏析解消に大きな影響を与える。加熱温度が１１００℃未満では溶体化や元素偏析解消が不十分であり、製品の引張強度や靱性に異方性が生じる。また、加熱温度を１１００℃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効果を有する元素を溶体化することができる。
一方、加熱温度が１３５０℃を超えると溶体化や元素偏析解消の効果が飽和するばかりか、オーステナイトの平均粒径が粗大化するので、粗圧延後に所望のオーステナイトの平均粒径を得ることが困難になる。したがって、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３５０℃以下とする。好ましくは１１５０℃以上１３００℃以下である。
（ａ）粗圧延工程
（最終の圧延パス後の、鋼素材の温度Ｔ：１０００℃以上１３００℃以下）
粗圧延では、粗圧延用の圧延スタンドに鋼素材を複数回に渡って連続して通過させる圧延を行うが、最終の圧延パス後の鋼素材の温度Ｔが１０００℃以上１３００℃以下になるように粗圧延を行う。
（最終の圧延パス後の、鋼素材の温度Ｔ：１０００℃以上１３００℃以下）
粗圧延では、粗圧延用の圧延スタンドに鋼素材を複数回に渡って連続して通過させる圧延を行うが、最終の圧延パス後の鋼素材の温度Ｔが１０００℃以上１３００℃以下になるように粗圧延を行う。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法においては、粗圧延中に再結晶を生じさせることにより、仕上圧延開始前のオーステナイト粒径を微細化させる必要がある。粗圧延中に再結晶を生じさせるためには、粗圧延中の鋼素材の温度が高温であることが望ましい。鋼素材の粗圧延温度Ｔが１０００℃未満になると、粗圧延中に再結晶を生じさせるために大圧下を要するようになり、粗圧延時に大きな負荷が必要となる。よって、粗圧延温度Ｔを１０００℃以上とする。また、粗圧延温度Ｔが１３００℃を超えると、仕上圧延開始前までに粒成長が生じてしまい、仕上圧延後の組織も粗大化し、所望の組織や特性を得ることができなくなる。ここでいう粗圧延温度とは、複数のパスの圧下を行う粗圧延工程における最低温度のことであり、本実施形態では、最終の圧延パス直後の鋼素材の温度Ｔを意味する。
（最終の圧延パスの圧下率が１０５−０.０５×Ｔ（％）以上）
粗圧延時の最終の圧延パスの圧下率は、粗圧延完了直後の粒径に大きな影響を与える。最終の圧延パスの圧下率が１０５−０．０５×Ｔ（％）未満（Ｔは最終の粗圧延パス後の鋼素材の温度（℃））となると、粗圧延時の最終の圧延パスの加工中に十分に再結晶を起こすことができず、粗圧延完了直後の粒径が粗大化したり、一部のみに再結晶が生じることで組織が混粒になり、後述する仕上圧延工程後の組織も粗大化あるいは混粒化したりする。また、加工中に十分な再結晶を起こせないことで、組織のアスペクト比が増加するので、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、粗圧延の最終の圧延パスの圧下率は１０５−０．０５×Ｔ（％）以上とする。
粗圧延時の最終の圧延パスの圧下率は、粗圧延完了直後の粒径に大きな影響を与える。最終の圧延パスの圧下率が１０５−０．０５×Ｔ（％）未満（Ｔは最終の粗圧延パス後の鋼素材の温度（℃））となると、粗圧延時の最終の圧延パスの加工中に十分に再結晶を起こすことができず、粗圧延完了直後の粒径が粗大化したり、一部のみに再結晶が生じることで組織が混粒になり、後述する仕上圧延工程後の組織も粗大化あるいは混粒化したりする。また、加工中に十分な再結晶を起こせないことで、組織のアスペクト比が増加するので、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、粗圧延の最終の圧延パスの圧下率は１０５−０．０５×Ｔ（％）以上とする。
（最終の圧延パス通過後５秒以内に２０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却開始）
粗圧延終了時の鋼板（粗圧延板）の温度は１０００℃以上である。そのため、粒成長が生じやすい。そこで、熱間圧延工程中での粒成長を抑制するために粗圧延板を冷却する。このとき、粗圧延終了後から冷却開始までの時間が５秒を超えてしまうと、粗圧延板の組織が粗大化してしまう。また、冷却開始までの時間が５秒以内であっても、２０℃／秒未満の平均冷却速度では冷却過程中に大きな粒成長が生じ、粗圧延板の組織が粗大化してしまう。したがって、粗圧延の最終の圧延パス通過後から冷却開始までの時間を５秒以内とし、平均冷却速度は２０℃／秒以上とする。より好ましくは３秒以内に冷却を開始し３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
粗圧延終了時の鋼板（粗圧延板）の温度は１０００℃以上である。そのため、粒成長が生じやすい。そこで、熱間圧延工程中での粒成長を抑制するために粗圧延板を冷却する。このとき、粗圧延終了後から冷却開始までの時間が５秒を超えてしまうと、粗圧延板の組織が粗大化してしまう。また、冷却開始までの時間が５秒以内であっても、２０℃／秒未満の平均冷却速度では冷却過程中に大きな粒成長が生じ、粗圧延板の組織が粗大化してしまう。したがって、粗圧延の最終の圧延パス通過後から冷却開始までの時間を５秒以内とし、平均冷却速度は２０℃／秒以上とする。より好ましくは３秒以内に冷却を開始し３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
（冷却停止温度：Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下）
粗圧延終了後の冷却は、上記の冷却開始時間、および冷却速度で、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度域まで冷却を行う。冷却停止温度がＡｒ３＋３０℃未満になると、その後の仕上圧延工程中に圧延温度がＡｒ３点未満になる恐れがある。圧延温度がＡｒ３点未満になると、仕上圧延中にフェライトが生じてしまい、所望の組織や特性を得ることができなくなる。また、冷却停止温度がＡｒ３＋３００℃を超えると、仕上圧延開始前までに粒成長が生じてしまい、後述する仕上圧延後の組織も粗大化し、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、粗圧延後の冷却は、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度域まで行う。好ましくは冷却停止温度は、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋１００℃以下である。
粗圧延終了後の冷却は、上記の冷却開始時間、および冷却速度で、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度域まで冷却を行う。冷却停止温度がＡｒ３＋３０℃未満になると、その後の仕上圧延工程中に圧延温度がＡｒ３点未満になる恐れがある。圧延温度がＡｒ３点未満になると、仕上圧延中にフェライトが生じてしまい、所望の組織や特性を得ることができなくなる。また、冷却停止温度がＡｒ３＋３００℃を超えると、仕上圧延開始前までに粒成長が生じてしまい、後述する仕上圧延後の組織も粗大化し、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、粗圧延後の冷却は、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度域まで行う。好ましくは冷却停止温度は、Ａｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋１００℃以下である。
平均冷却速度は、冷却開始時と冷却終了時の間の粗圧延板の温度差を、冷却開始から冷却終了までの所要時間で除したものとする。冷却開始時は粗圧延板に対する水等の冷却媒体の噴射開始時であり、冷却終了時は冷却媒体の噴射終了時である。
仕上圧延開始前の粗圧延板は、オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以下であり、オーステナイトのアスペクト比が２．０以下の金属組織になっていることが好ましい。
ここで、オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以下とは、粗圧延の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、におけるオーステナイトの平均粒径がそれぞれ、１００μｍ以下であることをいう。Ｌ断面及びＣ断面は板厚方向の断面である。
また、オーステナイトのアスペクト比が２．０以下とは、Ｌ断面オーステナイトの平均粒径とＣ断面のオーステナイトの平均粒径との比（ただし値の大きい方／値の小さい方）が２．０以下であることをいう。
ここで、オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以下とは、粗圧延の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、におけるオーステナイトの平均粒径がそれぞれ、１００μｍ以下であることをいう。Ｌ断面及びＣ断面は板厚方向の断面である。
また、オーステナイトのアスペクト比が２．０以下とは、Ｌ断面オーステナイトの平均粒径とＣ断面のオーステナイトの平均粒径との比（ただし値の大きい方／値の小さい方）が２．０以下であることをいう。
仕上圧延開始前のオーステナイト粒径が細粒化するほど、仕上圧延時に再結晶を生じさせるのに必要な圧下率が低くなる。仕上圧延開始前のオーステナイトの平均粒径が１００μｍを超えると、仕上圧延中に再結晶を生じさせるのに必要な圧下率が高くなり、圧延機の負荷が増大し、製品形状の劣化につながる場合がある。したがって、仕上圧延開始前のオーステナイトの平均粒径は１００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５０μｍ以下、さらに好ましくは３０μｍ以下である。
また、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比は、仕上圧延後の組織のアスペクト比に大きな影響を与える。仕上圧延前のオーステナイトのアスペクト比が２．０を超えると、仕上圧延後の組織の旧オーステナイト粒径や残部組織のアスペクト比が所定の値を満足しなくなる恐れがあり、引張強度と靱性の等方性が損われる可能性がある。したがって、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比は２．０以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５以下である。
また、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比は、仕上圧延後の組織のアスペクト比に大きな影響を与える。仕上圧延前のオーステナイトのアスペクト比が２．０を超えると、仕上圧延後の組織の旧オーステナイト粒径や残部組織のアスペクト比が所定の値を満足しなくなる恐れがあり、引張強度と靱性の等方性が損われる可能性がある。したがって、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比は２．０以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５以下である。
粗圧延板のオーステナイトの平均粒径及びアスペクト比を確認するためには、仕上圧延に入る前の粗圧延板を可能な限り高速で急冷し、好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で室温まで急冷し、粗圧延板の断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を現出させ、走査型電子顕微鏡にて観察する。
より具体的には、粗圧延板の板幅をＷとしたとき、急冷後の粗圧延板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）において、圧延方向に平行（Ｌ断面）、および垂直（Ｃ断面）な断面が観察面となるように試料を採取し、断面を鏡面研磨した後、ピクリン酸で腐食を行ってオーステナイト結晶粒の粒界を現出させる。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、粗圧延板表面から板厚の１／４の深さ位置で、Ｌ断面の場合は粗圧延板の圧延方向２００μｍ×厚さ方向２００μｍ、Ｃ断面の場合は粗圧延板の板幅方向２００μｍ×厚さ方向２００μｍの領域を観察する。得られた画像を画像解析装置を用いて解析することにより、オーステナイトの平均粒径を求める。オーステナイトの平均粒径は、円相当直径として求める。得られたＬ断面、およびＣ断面におけるオーステナイトの平均粒径のうち、大きい方をＤｐγ（Ｌ）、小さい方をＤｐγ（Ｓ）としたとき、Ｄｐγ（Ｌ）／Ｄｐγ（Ｓ）により得られる値をオーステナイト粒径のアスペクト比とする。
（ｂ）仕上圧延工程
仕上圧延工程は、仕上圧延用の圧延スタンドに鋼素材を複数回に渡って連続して通過させる（複数パスの）圧延を行う。このとき、仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。
仕上圧延工程は、仕上圧延用の圧延スタンドに鋼素材を複数回に渡って連続して通過させる（複数パスの）圧延を行う。このとき、仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。
（最終の圧延パス後の、鋼板の温度：Ａｒ３点以上）
仕上圧延時の温度がＡｒ３点未満となると、仕上圧延中にフェライトが生じてしまう。そのため、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、仕上圧延時の温度はＡｒ３点以上とする。ここでいう仕上圧延時の温度とは、複数のスタンドを有する仕上圧延工程における最低温度のことであり、本実施形態では、最終の圧延パス直後の鋼板の温度を用いる。
仕上圧延時の温度がＡｒ３点未満となると、仕上圧延中にフェライトが生じてしまう。そのため、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、仕上圧延時の温度はＡｒ３点以上とする。ここでいう仕上圧延時の温度とは、複数のスタンドを有する仕上圧延工程における最低温度のことであり、本実施形態では、最終の圧延パス直後の鋼板の温度を用いる。
（最終パスの圧下量を１２〜４５％）
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、粗圧延においてオーステナイトを細粒化する。そのため、仕上圧延における圧下量を大きくしなくても、引張強度及び靱性の等方性に優れた鋼板が得られるようになる。ただし、最終パスの圧下量が１２％未満では、仕上圧延において再結晶が起こらず、組織の等方性を確保できず、所望の特性を得ることができなくなる。また、最終パスの圧下量が４５％を超えると、圧延スタンドの負荷が上昇してしまう。また、仕上圧延後の熱延鋼板の形状が劣化する場合がある。従って、仕上圧延における最終パスの圧下量は１２〜４５％の範囲とすることが好ましく、１５〜４５％の範囲とすることがより好ましい。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、粗圧延においてオーステナイトを細粒化する。そのため、仕上圧延における圧下量を大きくしなくても、引張強度及び靱性の等方性に優れた鋼板が得られるようになる。ただし、最終パスの圧下量が１２％未満では、仕上圧延において再結晶が起こらず、組織の等方性を確保できず、所望の特性を得ることができなくなる。また、最終パスの圧下量が４５％を超えると、圧延スタンドの負荷が上昇してしまう。また、仕上圧延後の熱延鋼板の形状が劣化する場合がある。従って、仕上圧延における最終パスの圧下量は１２〜４５％の範囲とすることが好ましく、１５〜４５％の範囲とすることがより好ましい。
（ｃ）仕上圧延終了後、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程
仕上圧延後、直ちに冷却を開始する。仕上圧延終了後から冷却開始までに要する時間が５秒を超えてしまうと、仕上圧延後の組織の粗大化が生じてしまう。また、冷却開始までの時間が５秒以内であっても、平均冷却速度が３０℃／秒未満では冷却中にフェライトやベイナイトが生成しやすくなり、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、仕上圧延終了時から冷却開始時までの時間は５秒以内とし、平均冷却速度は、３０℃／秒以上の冷却速度とする。好ましくは３秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。仕上圧延終了時とは、仕上圧延の最終の圧延パス通過時であり、冷却開始時とは、後述するように、鋼板への冷却媒体の噴射開始時である。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法において、粗圧延後の旧オーステナイト粒は、粗大化していない旧オーステナイト粒、即ち、オス卜ワルド成長により細粒領域が粗大粒に吸収されていないオーステナイト粒であり、細粒領域が混在する旧オーステナイトである。そのため、仕上圧延後の旧オーステナイト粒も、この粗圧延後のオーステナイト粒の特徴を引き継いでおり、微粒領域が混じっているが粒界が安定化している。このため、冷却開始を仕上げ圧延後の５秒以内としても、細粒領域が粗大粒に吸収されることが無く、その後の延性−脆性遷移温度が高くなる。微粒領域とは、旧オーステナイト粒径で平均粒径の２０％以下の部分が面積率で３０％以下含まれる領域である。
仕上圧延後、直ちに冷却を開始する。仕上圧延終了後から冷却開始までに要する時間が５秒を超えてしまうと、仕上圧延後の組織の粗大化が生じてしまう。また、冷却開始までの時間が５秒以内であっても、平均冷却速度が３０℃／秒未満では冷却中にフェライトやベイナイトが生成しやすくなり、所望の組織や特性を得ることができなくなる。したがって、仕上圧延終了時から冷却開始時までの時間は５秒以内とし、平均冷却速度は、３０℃／秒以上の冷却速度とする。好ましくは３秒以内に冷却を開始し、５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。仕上圧延終了時とは、仕上圧延の最終の圧延パス通過時であり、冷却開始時とは、後述するように、鋼板への冷却媒体の噴射開始時である。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法において、粗圧延後の旧オーステナイト粒は、粗大化していない旧オーステナイト粒、即ち、オス卜ワルド成長により細粒領域が粗大粒に吸収されていないオーステナイト粒であり、細粒領域が混在する旧オーステナイトである。そのため、仕上圧延後の旧オーステナイト粒も、この粗圧延後のオーステナイト粒の特徴を引き継いでおり、微粒領域が混じっているが粒界が安定化している。このため、冷却開始を仕上げ圧延後の５秒以内としても、細粒領域が粗大粒に吸収されることが無く、その後の延性−脆性遷移温度が高くなる。微粒領域とは、旧オーステナイト粒径で平均粒径の２０％以下の部分が面積率で３０％以下含まれる領域である。
本実施形態では、仕上圧延設備の後段に冷却設備を設置し、この冷却設備に対して仕上げ圧延後の鋼板を通過させながら冷却を行う。冷却設備は、３０℃／秒以上の冷却速度で鋼板を冷却可能な設備が望ましい。そのような冷却設備として例えば、冷却媒体として水を用いた水冷設備を例示できる。
平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。冷却開始時とは、冷却設備による鋼板への冷却媒体の噴射開始時とし、冷却終了時とは冷却設備からの鋼板の導出時とする。
また、冷却設備には、途中に空冷区間がない設備や、途中に１以上の空冷区間を有する設備がある。本実施形態では、いずれの冷却設備を用いてもよい。空冷区間を有する冷却設備を用いる場合であっても、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が３０℃／秒以上であればよい。
また、冷却設備には、途中に空冷区間がない設備や、途中に１以上の空冷区間を有する設備がある。本実施形態では、いずれの冷却設備を用いてもよい。空冷区間を有する冷却設備を用いる場合であっても、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が３０℃／秒以上であればよい。
（ｄ）鋼板を３００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、巻取り工程において室温以上３００℃以下の温度範囲で巻き取られる。冷却工程後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取り温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取り温度が３００℃を超えると、ポリゴナルフェライト又はベイナイトが多量に生成するため、所望に組織や特性を得ることができなくなる。従って、冷却停止温度となる巻取り温度は３００℃以下とする。室温以上とは、２０℃℃以上を意味する。
冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、巻取り工程において室温以上３００℃以下の温度範囲で巻き取られる。冷却工程後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取り温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取り温度が３００℃を超えると、ポリゴナルフェライト又はベイナイトが多量に生成するため、所望に組織や特性を得ることができなくなる。従って、冷却停止温度となる巻取り温度は３００℃以下とする。室温以上とは、２０℃℃以上を意味する。
なお、巻取り後、熱延鋼板には常法に従って調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板について説明したのと同じ組成を有するは鋼素材を鋳造後、上で説明したように粗圧延、仕上圧延、その後の冷却および巻取り操作を実施することで、金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含み、旧オーステナイト粒径が１．０μｍ以上１０．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒径のアスペクト比が１．８以下であり、残部組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、残部組織の平均粒径のアスペクト比が２．０以下である熱延鋼板を製造することができる。それゆえ、上記の製造方法によれば、高強度でかつ引張強度と靱性の等方性に優れた熱延鋼板を圧延機の負荷を高めることなく製造することが可能である。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
表１に示す化学成分の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。次いで、これらの鋼素材を表２に示す熱間圧延、冷却及び巻取り条件により板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。表１及び表２中のＡｒ３（℃）は、以下の式により算出した。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０を代入した。
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は０を代入した。
表２中の「加熱温度」はスラブの加熱温度である。粗圧延の最終パス温度は粗圧延時の最終パスの圧延機を通過直後の鋼板温度である。冷却開始までの時間は、粗圧延の最終パスを通過後から、冷却媒体の噴射開始時までの時間である。冷却時の冷却速度は、冷却設備導入時（冷却水噴射時）から水冷設備導出時に至るまでの鋼板の温度降下幅を、水冷設備に対する鋼板の所要通過時間で除した平均速度で表す。冷却停止温度は水冷設備導出後の温度とする。
また、仕上圧延の最終圧延温度は、仕上圧延の最終パスの圧延機を通過直後の鋼板温度である。冷却開始までの時間は、仕上圧延の最終パスを通過時から、冷却媒体の噴射開始時までの時間である。冷却時の冷却速度は、水冷設備導入時（冷却水噴射時）から水冷設備導出時に至るまでの鋼板の温度降下幅を、水冷設備に対する鋼板の所要通過時間で除した平均速度で表す。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察（走査型電子顕微鏡およびＥＢＳＤ）、引張試験、シャルピー試験を行った。組織観察は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施し、同一粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア（ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ）を用いて求めた。
引張試験は、熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行（Ｌ方向）、および垂直（Ｃ方向）になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を求めた。本発明における引張強度の等方性に優れるとは、Ｌ方向、およびＣ方向引張における引張強度をそれぞれＴＳ（Ｌ）、ＴＳ（Ｃ）とした際に、｜ＴＳ（Ｌ）−ＴＳ（Ｃ）｜で求められる値が１００ＭＰａ未満となることを意味する。よって、Ｌ方向及びＣ方向の引張強度がそれぞれ９８０ＭＰａ以上であり、｜ＴＳ（Ｌ）−ＴＳ（Ｃ）｜が１００ＭＰａ未満であれば高強度かつ引張強度の等方性に優れると判断とした。
シャルピー試験は、熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向と平行（Ｌ方向）、および垂直（Ｃ方向）になるように、厚さ２．５ｍｍのサブサイズ試験片（Ｖノッチ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５の規定に準拠して、室温から−１９８℃の範囲の温度でシャルピー衝撃試験を行い、延性−脆性遷移温度を求めることで靱性を評価した。ここで、試験片の板厚は、熱延鋼板を両面研削にて板厚を２．５ｍｍとして試験片を作製した。本発明における靱性に優れるとは、延性‐脆性遷移温度が−６０℃以下であることを意味し、靱性の等方性に優れるとは、Ｌ方向、およびＣ方向シャルピー試験によって得られる延性−脆性遷移温度をそれぞれｖＴｒｓ（Ｌ）、ｖＴｒｓ（Ｃ）とした際に、｜ｖＴｒｓ（Ｌ）−ｖＴｒｓ（Ｃ）｜で求められる値が１５℃未満となることを意味する。よって、Ｌ方向及びＣ方向の延性−脆性遷移温度が−６０℃以下であり、｜ｖＴｒｓ（Ｌ）−ｖＴｒｓ（Ｃ）｜が１５℃未満であれば靭性に優れ、かつ靭性の等方性に優れると判断した。
形状評価は、鋼板の表面２５００ｍｍ２に付き１ヶ所の割合で３０ヶ所の板厚を測定し、それらの平均値をｔａｖｅ、最大値と最小値の差をΔｔとしたときに、Δｔ／ｔａｖｅで算出される値で評価した。Δｔ／ｔａｖｅが０．１２５未満であれば形状に優れると評価した。ただし、引張強度及びその等方性と、延性−脆性遷移温度及びその等方性が合格レベルであれば、Δｔ／ｔａｖｅが０．１２５未満であっても本実施形態に係る鋼板の目標を達成しているとした。
実施例の熱延鋼板は、Ｌ方向及びＣ方向の引張強度及び靱性がともに、所望の強度（Ｌ方向、Ｃ方向ともにＴＳ：９８０ＭＰａ以上）と靱性（Ｌ方向、Ｃ方向ともに−６０℃以下）とを有し、また、優れた引張強度と靱性の等方性（｜ＴＳ（Ｌ）−ＴＳ（Ｃ）｜が１００ＭＰａ未満、｜ｖＴｒｓ（Ｌ）−ｖＴｒｓ（Ｃ）｜が１５℃未満）を有している。更に、一部の熱延鋼板については、優れた製品形状を兼備した熱延鋼板となっていた。残部組織を含む熱延鋼板については、残部組織としてフェライトまたはベイナイトの一方または両方を含んでいた。
一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所望の強度や靱性が確保できていないか、その等方性が確保できていない。残部組織にはフェライトまたはベイナイトの一方または両方を含んでいた。
Ｎｏ．４は、粗圧延完了後から冷却開始までの時間が長いため粒成長が生じ、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなった。そのため、仕上圧延中に再結晶を生じさせることができず、旧オーステナイト粒径が十分に微細化されなかった。また、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比が劣化していたので、仕上圧延後の組織の旧オーステナイト粒のアスペクト比も劣化した。その結果、引張強度や靱性とその等方性が劣化していた。
Ｎｏ．６は、粗圧延時の最終パス圧下量が少なく、粗圧延中に再結晶を起こせなかったので、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなり、仕上圧延中に再結晶を生じさせることができなかった。また、旧オーステナイト粒径が十分に微細化されていないことや、残部組織も粗大化していたため、Ｌ方向の引張強度が劣化し、また、Ｌ方向及びＣ方向の靱性が劣化した。また、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比が劣化していたため、仕上圧延後の組織の旧オーステナイト粒のアスペクト比も劣化した。その結果、引張強度及び靱性の等方性が劣化していた。
Ｎｏ．７は、仕上圧延後の冷却速度が遅く、冷却中にフェライトが生じ、かつフェライト粒径が粗大化していた。その結果、Ｌ方向およびＣ方向の引張強度が劣化していた。
Ｎｏ．８は、仕上圧延後から冷却開始までの時間が長く、仕上圧延後に粒成長が生じたため旧オーステナイト粒が粗大化した。その結果、Ｌ方向およびＣ方向の靱性が劣化していた。
Ｎｏ．１１は、仕上圧延の最終パスにおける圧下量が少なかった。このため、仕上圧延時に再結晶化が十分に進まず、仕上圧延後の旧オーステナイト粒のアスペクト比も劣化した。その結果、靱性に異方性が生じた。
Ｎｏ．１４は、仕上圧延後の冷却停止温度（巻取り温度）が高く、ベイナイトが生成し、かつベイナイト粒径が粗大化していた。その結果、Ｌ方向の引張強度が劣化していた。
Ｎｏ．１９は、仕上圧延時の圧延温度が低く、圧延中にフェライトが生じたためＬ方向及びＣ方向の引張強度が劣化した。また、フェライト（残部組織）のアスペクト比が劣化していた。その結果、靱性の等方性が劣化した。
Ｎｏ．２５は、粗圧延後の冷却停止温度が高いため粒成長が生じ、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなり、仕上圧延中に再結晶を生じさせることができず、旧オーステナイト粒径が十分に微細化されなかった。その結果、Ｌ方向の引張強度が劣化した。また、Ｌ方向及びＣ方向の靱性も劣化した。また、仕上圧延前のオーステナイト粒径のアスペクト比が劣化したため、仕上圧延後の組織の旧オーステナイト粒のアスペクト比も劣化した。その結果、引張強度及び靱性の等方性が劣化した。
Ｎｏ．２８は、粗圧延後の冷却速度が遅いため粒成長が生じ、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなり、仕上圧延中に再結晶を生じさせることができなかったことで、旧オーステナイト粒径が十分に微細化されなかった。その結果、Ｌ方向及びＣ方向の引張強度並びに靱性が劣化した。
Ｎｏ．２９は、Ｃ含有量が少なく、十分なマルテンサイトが生成できなかった。その結果、Ｌ方向及びＣ方向の引張強度が劣化した。また、仕上圧延の最終パスの圧下量が高かったので、形状が劣位であった。
Ｎｏ．３０は、粗圧延、仕上圧延条件は満足しているが、Ｍｎ含有量が多くバンド状組織が形成されたため、引張強度及び靱性に異方性が生じ、また、Ｌ方向の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３１は、粗圧延時の最終パス圧下量が少なく、粗圧延中に再結晶を起こせなかった。また、粗圧延後に冷却を行わなかったので、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなった。そのため、仕上圧延後の旧オーステナイト粒径が粗大化し、アスペクト比も劣化した。その結果、靭性が劣化するとともに、靭性の等方性、引張強度の等方性が劣化した。
Ｎｏ．３２は、粗圧延後に冷却を行わなかったので、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなった。そのため、仕上圧延後の旧オーステナイト粒径が粗大化した。その結果、靭性が劣化するとともに、靭性の等方性、引張強度の等方性が劣化した。
Ｎｏ．３３は、スラブ加熱温度が低かったので、溶体化や元素偏析解消が不十分となったことで偏析が残存し、粗圧延後のオーステナイト粒径のアスペクト比が大きくなった。その結果、引張強度や靱性に異方性が生じた。
Ｎｏ．３４は、粗圧延時の最終パス圧下量が少なく、粗圧延中に再結晶を起こせなかった。また、粗圧延後に冷却を行わなかったので、仕上圧延前のオーステナイト粒径が大きくなった。そのため、仕上圧延後の旧オーステナイト粒径が粗大化し、アスペクト比も劣化した。また、巻取り温度が高かったので、マルテンサイトの体積率が低下した。その結果、Ｌ方向及びＣ方向の引張強度が劣化した。
本発明によれば、引張強度及び靱性の等方性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を提供できる。また、本発明の上記態様によれば、高強度でかつ引張強度及び靱性の等方性に優れた熱延鋼板を圧延機の負荷を高めることなく製造することができる。本発明の熱延鋼板は、自動車の構造部品や骨格、トラックフレームの素材として好適である。本発明の熱延鋼板を自動車の構造部品等に適用することで、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となる。そのため、本発明は、産業上の利用可能性が高い。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１５％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、０．５０％以下及び
Ｎｉ：０％以上、０．５０％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
金属組織が９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方を含み、
圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、前記圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、における旧オーステナイトの平均粒径がいずれも、１．０μｍ以上、１０．０μｍ以下であり、
前記Ｌ断面の旧オーステナイトの前記平均粒径と、前記Ｃ断面の前記旧オーステナイトの前記平均粒径との比であるアスペクト比が１．８以下であり、
前記Ｌ断面及び前記Ｃ断面における前記残部組織の平均粒径がそれぞれ、５．０μｍ以下であり、
前記Ｌ断面の前記残部組織の前記平均粒径と、前記Ｃ断面の前記残部組織の前記平均粒径との比であるアスペクト比が２．０以下である
ことを特徴とする熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下及び
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下
のうちから選ばれる１種又は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。 - 請求項１又は請求項２に記載の化学組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３５０℃以下に加熱してから、前記鋼素材に対して複数回のパスの圧下を行うことで粗圧延及び仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程完了後、前記熱延鋼板に対し、５秒以内に冷却を開始し、かつ３０℃／秒以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度範囲まで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以下の前記温度範囲で巻き取る巻取り工程と、
を備え、
前記粗圧延を下記（Ｉ）の条件で行い、
前記仕上圧延を下記（ＩＩ）の条件で行い、
前記粗圧延によって、前記仕上圧延前の鋼板の金属組織を、前記粗圧延の圧延方向に平行な断面であるＬ断面と、圧延方向と直交する方向に平行な断面であるＣ断面と、におけるオーステナイトの平均粒径をそれぞれ、１００μｍ以下とし、前記Ｌ断面及び前記Ｃ断面それぞれの前記オーステナイトの平均粒径の比であるアスペクト比を２．０以下にする
ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
（Ｉ）前記粗圧延における最終の圧延パス後の前記鋼素材の温度Ｔを１０００℃以上１３００℃以下の範囲とし、最終の圧延パスの圧下率を、単位％で、１０５−０．０５×Ｔ以上とし、最終の圧延パス通過後５秒以内に冷却を開始し、かつ２０℃／秒以上の平均冷却速度でＡｒ３＋３０℃以上Ａｒ３＋３００℃以下の温度まで冷却する。
（ＩＩ）前記仕上圧延における最終の圧延パス後の鋼板の温度をＡｒ３点以上とし、前記仕上圧延における最終パスの圧下量を１２〜４５％の範囲とする。前記Ａｒ３点は下記（式１）で求められる温度である。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ…（式１）
式１中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の質量％での含有量であり、含有しない元素は０を代入する。
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