JP7207615B1 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
曲げ加工時の割れおよびシワ発生の抑制効果に優れた高強度熱延鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．０２～０．２３％、Ｓｉ：０．１０～３．００％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０～１００％、表面から板厚方向に５～１０μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５未満、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５以上である、高強度熱延鋼板。
Description
本発明は、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関し、特に、自動車用部品の素材として好適な高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から、自動車用部品に用いられる鋼板には、高強度化が求められている。一般に、鋼板を高強度化すると加工性は低下するため高強度でかつ加工性に優れた鋼板が求められる。引張強さが９８０ＭＰａ超級の熱延鋼板は、フレーム部品等のような曲げ加工主体の成形が施されることが多いため、特に、優れた曲げ加工性が求められている。曲げ加工では、衝突安全性を大きく損ねる大きな割れの抑制はもちろんのこと、美観や耐疲労の観点からシワの抑制も重要となる。これらの課題を解決するため、様々な熱延鋼板が開発されてきた。
特許文献１には、合金元素を適正範囲に調整し、フェライトの体積分率を６０～８０％とし、さらにフェライトと低温変態相のナノ硬さの比を一定範囲に制御することで伸びと曲げ性に優れた引張強さが７８０ＭＰａ以上の冷延鋼板の製造方法に関する技術が開示されている。特許文献２には、Ｃ量を０．０７～０．２５質量％とし、その他の合金元素を適正に調整した上で、鋼板組織の各相の面積率、マルテンサイト相の平均結晶粒径、ビッカース硬度のバラツキ等を適切に組み合わせることで曲げ加工性を改善した溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。特許文献３には、結晶粒内の方位差を制御することで延性に優れた熱延鋼板に関する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１は、フェライトを多く含有するために降伏強度（ＹＳ）が低くなり、必ずしも耐衝突に有効な強度を有しているとは言えない。また、特許文献１の技術を、集合組織が大きく異なる熱延鋼板にも適用できるとは言えず、改善の余地がある。特許文献２は、Ｍｎ偏析に起因したシワ（スジ模様）発生が問題となる溶融亜鉛めっき鋼板での改善であり、熱延鋼板については何ら示唆していない。また、特許文献２の技術を、集合組織が大きく異なる熱延鋼板にも適用できるとは言えず、改善の余地がある。特許文献３は、結晶方位を制御することで優れた延性を得ることができる一方で、曲げ加工時のシワについて何ら検討されておらず、改善の余地がある。
本発明は、上記の課題を解決するものであり、曲げ加工時の割れおよびシワ発生の抑制効果に優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、曲げ加工時のシワの発生条件について鋭意検討を行った。その結果、化学成分および鋼板表層の集合組織を特定の範囲に制御することで曲げ加工時の割れとシワ発生が顕著に抑制されることを見出し、本発明を完成するに至った。
なお、本発明において高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、かつ、降伏強度（ＹＳ）が８００ＭＰａ以上を意味する。
また、本発明において、曲げ加工時の割れおよびシワ発生の抑制効果に優れるとは、曲げ加工時に割れおよびシワが発生しない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが３．０以下であることとする。
本発明は、以下の構成を有する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～３．００％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：１．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０～１００％、表面から板厚方向に５～１０μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５未満、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５以上である、高強度熱延鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００５～２．０％、
Ｍｏ：０．０５～２．０％、
Ｖ：０．０５～１．０％、
Ｃｕ：０．０５～４．０％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、
Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含む、［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを加熱し、粗圧延を行い、次いで１０００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％以上、かつ１０００℃以下の温度域での合計パス数が３パス以上、最終パスの圧延温度が７５０～９００℃、かつ最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率が３５％以下となる条件で仕上げ圧延を行った後、前記仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以下とし、かつ５５０℃までの温度域を平均冷却速度５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、３００～４００℃の温度域を平均冷却速度１００℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～３．００％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：１．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０～１００％、表面から板厚方向に５～１０μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５未満、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５以上である、高強度熱延鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００５～２．０％、
Ｍｏ：０．０５～２．０％、
Ｖ：０．０５～１．０％、
Ｃｕ：０．０５～４．０％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、
Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含む、［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有するスラブを加熱し、粗圧延を行い、次いで１０００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％以上、かつ１０００℃以下の温度域での合計パス数が３パス以上、最終パスの圧延温度が７５０～９００℃、かつ最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率が３５％以下となる条件で仕上げ圧延を行った後、前記仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以下とし、かつ５５０℃までの温度域を平均冷却速度５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、３００～４００℃の温度域を平均冷却速度１００℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、曲げ加工時の割れおよびシワ発生の抑制効果（以下、「耐曲げシワ性」ともいう）に優れた高強度熱延鋼板が得られる。
本発明によれば、自動車用部品の素材として好適な、耐曲げシワ性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。本発明の高強度熱延鋼板を用いれば、曲げ加工による割れ、シワのない高強度自動車部品等の製品を得ることができる。
以下に、本発明の高強度熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜高強度熱延鋼板＞
本発明の高強度熱延鋼板は、熱間圧延ままの黒皮、または、熱間圧延後さらに酸洗する白皮と称される熱延鋼板のどちらであってもよい。本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が１０．０ｍｍ以下であることが好ましい。本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が１．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が６．０ｍｍ以下であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、５００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、１８００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、熱間圧延ままの黒皮、または、熱間圧延後さらに酸洗する白皮と称される熱延鋼板のどちらであってもよい。本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が１０．０ｍｍ以下であることが好ましい。本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が１．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が６．０ｍｍ以下であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、５００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、１８００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、特定の成分組成と、特定の鋼組織とを有する。ここでは、成分組成、鋼組織の順に説明する。
まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味するものとする。
本発明の高強度熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２３％、Ｓｉ：０．１０～３．００％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｃ：０．０２～０．２３％
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを生成および強化させてＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満ではこのような効果が十分得られず、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、Ｃ含有量が０．２３％を超えると鋼板表層の集合組織の発達が顕著となり所望の耐曲げシワ性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．２３％とする。Ｃ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは０．０３％以上、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に得る観点からは、好ましくは０．０６％以上とする。また、耐曲げシワ性の観点から、Ｃ含有量は、好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを生成および強化させてＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満ではこのような効果が十分得られず、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、Ｃ含有量が０．２３％を超えると鋼板表層の集合組織の発達が顕著となり所望の耐曲げシワ性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．２３％とする。Ｃ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは０．０３％以上、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを安定的に得る観点からは、好ましくは０．０６％以上とする。また、耐曲げシワ性の観点から、Ｃ含有量は、好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。
Ｓｉ：０．１０～３．００％
Ｓｉは、鋼を固溶強化したり、マルテンサイトの焼き戻し軟化を抑制することでＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。また、曲げ加工時の割れ、シワ発生の抑制にも有効な元素である。このような効果を得るにはＳｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～３．００％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｓｉは、鋼を固溶強化したり、マルテンサイトの焼き戻し軟化を抑制することでＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。また、曲げ加工時の割れ、シワ発生の抑制にも有効な元素である。このような効果を得るにはＳｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～３．００％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｍｎ：０．５～３．５％
Ｍｎは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満ではこうした効果が十分得られず、ポリゴナルフェライト等が生成し、本発明のミクロ組織が得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると鋼板表層の集合組織の発達が顕著となり、所望の耐曲げシワ性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～３．５％とする。Ｍｎ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは１．０％以上とする。また、耐曲げシワ性の観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．３％以下とする。
Ｍｎは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてＴＳやＹＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満ではこうした効果が十分得られず、ポリゴナルフェライト等が生成し、本発明のミクロ組織が得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると鋼板表層の集合組織の発達が顕著となり、所望の耐曲げシワ性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～３．５％とする。Ｍｎ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは１．０％以上とする。また、耐曲げシワ性の観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．３％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼を脆化させて曲げ割れを助長するため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．１００％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下（ただし０％を含まない）とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ含有量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｐは、鋼を脆化させて曲げ割れを助長するため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．１００％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下（ただし０％を含まない）とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ含有量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、鋼を脆化させて曲げ割れを助長するため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＳ含有量が０．０２％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下（ただし０％を含まない）とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｓは、鋼を脆化させて曲げ割れを助長するため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＳ含有量が０．０２％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下（ただし０％を含まない）とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ａｌ：１．５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。脱酸剤として用いる観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、多量にＡｌを含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。本発明ではＡｌ含有量が１．５％まで許容される。したがって、Ａｌ含有量は１．５％以下（ただし０％を含まない）とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。脱酸剤として用いる観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、多量にＡｌを含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。本発明ではＡｌ含有量が１．５％まで許容される。したがって、Ａｌ含有量は１．５％以下（ただし０％を含まない）とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
上記成分が本発明の高強度熱延鋼板の基本の成分組成である。本発明では、さらに以下の元素を適宜含有することができる。
Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．０５～２．０％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｃｕ：０．０５～４．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％のうちから選ばれる１種以上
Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％のうちから選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉは、マルテンサイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれの元素の含有量をそれぞれ上記下限値以上とすることが好ましい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉのそれぞれの元素の含有量が上記上限値を超えると、鋼板表層の集合組織が発達して所望の耐曲げシワ性が得られなくなる場合がある。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．６％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．６％以下とする。
Ｔｉ、Ｎｂは、炭化物を形成して鋼を高強度化するのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、それぞれの元素の含有量をそれぞれ上記下限値以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ、Ｎｂのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、鋼板表層の集合組織が発達して所望の耐曲げシワ性が得られなくなる場合がある。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とする。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とする。また、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とする。
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えるとＢ系化合物が増加して、焼入れ性が低下し、本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００３～０．００５０％とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｃａ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により加工性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、それぞれの含有量をＣａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％にすることが好ましい。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が上記上限値を超えると、介在物量が増加して加工性が劣化する場合がある。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙと、原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
Ｓｂは、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量を０．００１０～０．１０％にすることが好ましい。Ｓｂの含有量が上記上限値を超えると、鋼板の脆化を招く場合がある。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上である。また、Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｓｎは、パーライトを抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量を０．００１０～０．５０％にすることが好ましい。Ｓｎの含有量が上記上限値を超えると、鋼板の脆化を招く場合がある。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上である。また、Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。
なお、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎの含有量が、上記の下限値未満であっても、本発明の効果を害さない。したがって、これらの元素の含有量が上記の下限値未満の場合は、これらの元素を不可避的不純物として含むものとして扱う。また、これらの元素以外の不可避的不純物としては、Ｎ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ等があるが、これらは合計で０．０２０％以下とする。
続いて、本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織は、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０～１００％、表面から板厚方向に５～１０μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５未満、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５以上である。
マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：８０～１００％
本発明では、高ＴＳ、高ＹＳおよび優れた耐曲げシワ性のため、主にマルテンサイトとベイナイトからなる組織とする。マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０％未満では所望のＴＳ、ＹＳおよび耐曲げシワ性のいずれかが得られなくなる。したがって、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率は８０～１００％とする。前記合計面積率は、好ましくは９０～１００％、より好ましくは９５～１００％とする。なお、各相の面積率は、実施例に記載の方法により求めることができる。
本発明では、高ＴＳ、高ＹＳおよび優れた耐曲げシワ性のため、主にマルテンサイトとベイナイトからなる組織とする。マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０％未満では所望のＴＳ、ＹＳおよび耐曲げシワ性のいずれかが得られなくなる。したがって、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率は８０～１００％とする。前記合計面積率は、好ましくは９０～１００％、より好ましくは９５～１００％とする。なお、各相の面積率は、実施例に記載の方法により求めることができる。
表面から板厚方向に５～１０μｍの領域（表層５～１０μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度：２．５未満
最表層の結晶粒の方位をランダム化することで曲げ加工時の割れおよびシワ発生を抑制することができる。このような効果を得るには表面から板厚方向に５～１０μｍの領域（表層５～１０μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度を２．５未満とする必要がある。したがって、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度は２．５未満とする。表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、好ましくは２．４未満、より好ましくは２．３未満である。また、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度の下限は、好ましくは１．０以上であり、より好ましくは１．２以上である。なお、表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、実施例に記載の方法により求めることができる。
最表層の結晶粒の方位をランダム化することで曲げ加工時の割れおよびシワ発生を抑制することができる。このような効果を得るには表面から板厚方向に５～１０μｍの領域（表層５～１０μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度を２．５未満とする必要がある。したがって、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度は２．５未満とする。表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、好ましくは２．４未満、より好ましくは２．３未満である。また、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度の下限は、好ましくは１．０以上であり、より好ましくは１．２以上である。なお、表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、実施例に記載の方法により求めることができる。
表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域（表層５０～１００μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度：２．５以上
最表層直下の領域の結晶粒の集合組織を発達させ、非ランダムとすることで曲げ加工時の割れおよびシワ発生を抑制することができる。詳細は明らかではないが、曲げ加工時の割れ、シワ発生の起点となる鋼板表層において、結晶方位の偏りが異なる層が隣接することで曲げ加工時に割れおよびシワが生じにくい変形モードに拘束されるためと推測される。このような効果を得るには、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度を２．５未満とした上で、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域（表層５０～１００μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度を２．５以上とする必要がある。したがって、表層５０～１００μｍ領域における結晶粒の最大方位密度は２．５以上とする。表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、好ましくは２．６以上、より好ましくは２．７以上である。また、表層５０～１００μｍ領域における結晶粒の最大方位密度の上限は、好ましくは６．０以下であり、より好ましくは５．０以下である。なお、表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、実施例に記載の方法により求めることができる。
最表層直下の領域の結晶粒の集合組織を発達させ、非ランダムとすることで曲げ加工時の割れおよびシワ発生を抑制することができる。詳細は明らかではないが、曲げ加工時の割れ、シワ発生の起点となる鋼板表層において、結晶方位の偏りが異なる層が隣接することで曲げ加工時に割れおよびシワが生じにくい変形モードに拘束されるためと推測される。このような効果を得るには、表層５～１０μｍ領域における結晶粒の最大方位密度を２．５未満とした上で、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域（表層５０～１００μｍ領域）における結晶粒の最大方位密度を２．５以上とする必要がある。したがって、表層５０～１００μｍ領域における結晶粒の最大方位密度は２．５以上とする。表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、好ましくは２．６以上、より好ましくは２．７以上である。また、表層５０～１００μｍ領域における結晶粒の最大方位密度の上限は、好ましくは６．０以下であり、より好ましくは５．０以下である。なお、表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度は、実施例に記載の方法により求めることができる。
＜高強度熱延鋼板の製造方法＞
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成を有するスラブを加熱し、前記スラブに粗圧延を行い、１０００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％以上、かつ１０００℃以下の温度域での合計パス数が３パス以上、最終パスの圧延温度が７５０～９００℃、かつ最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率が３５％以下となる条件で仕上げ圧延を行った後、前記仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以下とし、かつ５５０℃までの温度域を平均冷却速度５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、３００～４００℃の温度域を平均冷却速度１００℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で巻き取ることにより製造する。
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成を有するスラブを加熱し、前記スラブに粗圧延を行い、１０００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％以上、かつ１０００℃以下の温度域での合計パス数が３パス以上、最終パスの圧延温度が７５０～９００℃、かつ最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率が３５％以下となる条件で仕上げ圧延を行った後、前記仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以下とし、かつ５５０℃までの温度域を平均冷却速度５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、３００～４００℃の温度域を平均冷却速度１００℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で巻き取ることにより製造する。
以下、詳しく説明する。なお、上記した温度は鋼板の幅中央部の表面の温度であり、上記した平均冷却速度は鋼板の幅中央部の表面の平均冷却速度である。また、平均冷却速度は、特に断らない限り、［（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間］とする。
上記成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉などの公知の方法により溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法など公知の方法で鋳造して鋳片（スラブ）とする。前記スラブを直接、または一旦冷却した後、加熱し、粗圧延を施す。粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。粗圧延を行った後、所定の条件で仕上げ圧延を行う。
１０００℃以下の温度域での合計圧下率：５０％以上
熱間圧延の仕上げ圧延において、１０００℃以下の温度域での合計圧下率を５０％以上とすることによって、本発明の表層５～１０μｍ領域および５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られる。したがって、仕上げ圧延の１０００℃以下の温度域での合計圧下率は５０％以上とする。前記圧下率は好ましくは６０％以上である。前記圧下率の上限は特に規定しないが、前記圧下率が大きくなりすぎると鋼板内部の集合組織が発達して加工性を損ねる場合があるため前記圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延において、１０００℃以下の温度域での合計圧下率を５０％以上とすることによって、本発明の表層５～１０μｍ領域および５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られる。したがって、仕上げ圧延の１０００℃以下の温度域での合計圧下率は５０％以上とする。前記圧下率は好ましくは６０％以上である。前記圧下率の上限は特に規定しないが、前記圧下率が大きくなりすぎると鋼板内部の集合組織が発達して加工性を損ねる場合があるため前記圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
１０００℃以下の温度域での合計パス数：３パス以上
仕上げ圧延の１０００℃以下の温度域での圧下を複数回に分散し、１パスあたりの圧下率を低減させることで表層５～１０μｍ領域の結晶粒をランダム化することができる。本発明では、１０００℃以下の温度域での合計パス数を３以上とすることで本発明の表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度を得ることができる。前記合計パス数は、好ましくは４パス以上とする。また、特に限定されないが、前記合計パス数は、１０パス以下が好ましい。
仕上げ圧延の１０００℃以下の温度域での圧下を複数回に分散し、１パスあたりの圧下率を低減させることで表層５～１０μｍ領域の結晶粒をランダム化することができる。本発明では、１０００℃以下の温度域での合計パス数を３以上とすることで本発明の表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度を得ることができる。前記合計パス数は、好ましくは４パス以上とする。また、特に限定されないが、前記合計パス数は、１０パス以下が好ましい。
最終パスの圧延温度：７５０～９００℃
熱間圧延の仕上げ最終パスの圧延温度（仕上げ圧延終了温度）が７５０℃未満ではフェライトなどの好ましくない組織が多量に生成し、本発明のミクロ組織が得られない。一方、前記圧延温度が９００℃超では鋼板表層の集合組織の発達が不十分となり、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、最終パスの圧延温度（仕上げ圧延終了温度）は７５０～９００℃とする。前記圧延温度は、好ましくは７７０℃以上である。また、前記圧延温度は、好ましくは８８０℃以下である。
熱間圧延の仕上げ最終パスの圧延温度（仕上げ圧延終了温度）が７５０℃未満ではフェライトなどの好ましくない組織が多量に生成し、本発明のミクロ組織が得られない。一方、前記圧延温度が９００℃超では鋼板表層の集合組織の発達が不十分となり、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、最終パスの圧延温度（仕上げ圧延終了温度）は７５０～９００℃とする。前記圧延温度は、好ましくは７７０℃以上である。また、前記圧延温度は、好ましくは８８０℃以下である。
最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率：３５％以下
最終パス温度近傍で圧下率が高くなると再結晶が生じ、鋼板表層の集合組織の発達が不十分となり、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度を得るには、最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃の温度域での合計圧下率を３５％以下とする必要がある。したがって、最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率は３５％以下とする。前記合計圧下率は、好ましくは３０％以下とする。下限は特に規定しないが、前記合計圧下率が低くなりすぎると形状不良等を招くおそれがあるため、前記合計圧下率は５％以上が好ましい。
最終パス温度近傍で圧下率が高くなると再結晶が生じ、鋼板表層の集合組織の発達が不十分となり、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度を得るには、最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃の温度域での合計圧下率を３５％以下とする必要がある。したがって、最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率は３５％以下とする。前記合計圧下率は、好ましくは３０％以下とする。下限は特に規定しないが、前記合計圧下率が低くなりすぎると形状不良等を招くおそれがあるため、前記合計圧下率は５％以上が好ましい。
仕上げ圧延終了後の放冷時間：２．０ｓ以下
仕上げ圧延終了後の放冷時間が２．０ｓを超えると表層直下での転位の回復が促進されて、本発明の表層５０～１００μｍ領域の最大方位密度が得られない。したがって、仕上げ圧延終了後の放冷時間は２．０ｓ以下とする。前記放冷時間は、好ましくは１．５ｓ以下とする。前記放冷時間の下限は特に規定しないが、０．１ｓ以上であると鋼板表層での転位の回復がより高められ、本発明の表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度がより得られやすくなるため、前記放冷時間は０．１ｓ以上とすることが好ましい。なお、放冷とは、注水等による積極的な冷却（加速冷却）を行わずに大気中に暴露（空冷）することを意味する。
仕上げ圧延終了後の放冷時間が２．０ｓを超えると表層直下での転位の回復が促進されて、本発明の表層５０～１００μｍ領域の最大方位密度が得られない。したがって、仕上げ圧延終了後の放冷時間は２．０ｓ以下とする。前記放冷時間は、好ましくは１．５ｓ以下とする。前記放冷時間の下限は特に規定しないが、０．１ｓ以上であると鋼板表層での転位の回復がより高められ、本発明の表層５～１０μｍ領域の結晶粒の最大方位密度がより得られやすくなるため、前記放冷時間は０．１ｓ以上とすることが好ましい。なお、放冷とは、注水等による積極的な冷却（加速冷却）を行わずに大気中に暴露（空冷）することを意味する。
５５０℃までの温度域の平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
仕上げ圧延終了後の冷却開始から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却開始（加速冷却の開始温度）から５５０℃までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは８０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形状安定性等の観点からは、前記平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下が好ましい。なお、冷却開始温度は、一例として、仕上げ圧延終了温度（最終パスの圧延温度）である。
仕上げ圧延終了後の冷却開始から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満ではフェライトやパーライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却開始（加速冷却の開始温度）から５５０℃までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは８０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形状安定性等の観点からは、前記平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下が好ましい。なお、冷却開始温度は、一例として、仕上げ圧延終了温度（最終パスの圧延温度）である。
３００～４００℃の温度域の平均冷却速度：１００℃／ｓ以上
３００～４００℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／ｓ未満では駆動力の小さい状態でベイナイト変態やマルテンサイト変態が生じて、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、３００～４００℃の温度域の平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは１５０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形状安定性等の観点からは、前記平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下が好ましい。
３００～４００℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／ｓ未満では駆動力の小さい状態でベイナイト変態やマルテンサイト変態が生じて、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、３００～４００℃の温度域の平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは１５０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形状安定性等の観点からは、前記平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下が好ましい。
巻取り温度：３００℃以下
巻取り温度が３００℃超では変態の駆動力が小さくなって、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、巻取り温度は３００℃以下とする。前記巻取り温度は、好ましくは２８０℃以下、より好ましくは２５０以下である。巻き取り後は、例えば、室温まで冷却する。
巻取り温度が３００℃超では変態の駆動力が小さくなって、本発明の表層５０～１００μｍ領域の結晶粒の最大方位密度が得られない。したがって、巻取り温度は３００℃以下とする。前記巻取り温度は、好ましくは２８０℃以下、より好ましくは２５０以下である。巻き取り後は、例えば、室温まで冷却する。
上記した製造方法の条件以外は特に限定されないが、以下のように適宜条件を調整して製造することが好ましい。例えば、スラブの加熱温度は、偏析除去や析出物固溶等の観点からは１１００℃以上が好ましく、エネルギー効率等の観点からは１３００℃以下が好ましい。仕上げ圧延は、加工性の低下を招く粗粒低減等の観点から４パス以上とすることが好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、降伏強度（ＹＳ）が８００ＭＰａ以上である。ＴＳは１１８０ＭＰａ以上が好ましい。ＹＳは９００ＭＰａ以上が好ましい。また、特に限定されないが、ＴＳは１５７０ＭＰａ以下が好ましく、ＹＳは１３００ＭＰａ以下が好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、Ｒ／ｔが３．０以下である優れた耐曲げシワ性を有する。Ｒ／ｔは２．８以下が好ましい。なお、ＴＳ、ＹＳ、Ｒ／ｔは、それぞれ実施例に記載の方法により求められる。
表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製したスラブを１２５０℃に加熱し、粗圧延を行い、表２に示す条件で、仕上げ圧延、放冷、冷却（加速冷却）、巻取りを行って、熱延鋼板を製造した。なお、仕上げ圧延の全パス数は７パスとした。得られた熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、組織観察、引張特性および耐曲げシワ性の評価を行った。
組織観察
マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。マルテンサイトの面積率は、得られた熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影した。得られた２次電子像の画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、３視野の平均面積率を各組織の面積率とした。画像データにおいて、上部ベイナイトは炭化物または直線的な界面を有するマルテンサイトを含む黒または暗灰色、下部ベイナイトは方位のそろった炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色、マルテンサイトは複数の方位の炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色、あるいは炭化物を含まない白色または明灰色、残留オーステナイトは炭化物を含まない白または明灰色、として区別される。マルテンサイトと残留オーステナイトは区別できない場合があるため、残留オーステナイトは後述する方法にて求め、ＳＥＭ像から求めたマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率から除してマルテンサイトの面積率を求めた。なお、本発明において、マルテンサイトはフレッシュマルテンサイトやオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト等のいずれのマルテンサイトであっても構わない。また、ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しベイナイト等のいずれのベイナイトであっても構わない。焼戻しの程度が強い組織ほど、素地は黒が強いコントラストの像となるため、上記素地の色は目安であり、本発明では炭化物の量や組織の形態等を総合して判断し、後述の組織を含め、特徴が近いいずれかの組織に分類した。炭化物は白色の点状または線状である。また、本発明では基本的には含有しないが、フェライトは黒、または暗灰色で内部に炭化物を有さないまたはわずかに有しあるいは直線的な界面を有するマルテンサイトを有さない組織であり、パーライトは黒色と白色の層状または部分的に途切れた層状の組織として区別できる。残留オーステナイトの面積率は、焼鈍後の鋼板を板厚の１／４＋０．１ｍｍまで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。マルテンサイトの面積率は、得られた熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影した。得られた２次電子像の画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、３視野の平均面積率を各組織の面積率とした。画像データにおいて、上部ベイナイトは炭化物または直線的な界面を有するマルテンサイトを含む黒または暗灰色、下部ベイナイトは方位のそろった炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色、マルテンサイトは複数の方位の炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色、あるいは炭化物を含まない白色または明灰色、残留オーステナイトは炭化物を含まない白または明灰色、として区別される。マルテンサイトと残留オーステナイトは区別できない場合があるため、残留オーステナイトは後述する方法にて求め、ＳＥＭ像から求めたマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率から除してマルテンサイトの面積率を求めた。なお、本発明において、マルテンサイトはフレッシュマルテンサイトやオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト等のいずれのマルテンサイトであっても構わない。また、ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しベイナイト等のいずれのベイナイトであっても構わない。焼戻しの程度が強い組織ほど、素地は黒が強いコントラストの像となるため、上記素地の色は目安であり、本発明では炭化物の量や組織の形態等を総合して判断し、後述の組織を含め、特徴が近いいずれかの組織に分類した。炭化物は白色の点状または線状である。また、本発明では基本的には含有しないが、フェライトは黒、または暗灰色で内部に炭化物を有さないまたはわずかに有しあるいは直線的な界面を有するマルテンサイトを有さない組織であり、パーライトは黒色と白色の層状または部分的に途切れた層状の組織として区別できる。残留オーステナイトの面積率は、焼鈍後の鋼板を板厚の１／４＋０．１ｍｍまで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
得られた各組織の面積率を用いて合計面積率を求めた。結果を表３に示す。なお、表３中の「Ｖ（Ｍ＋Ｂ）」はマルテンサイトとベイナイトの合計面積率を意味し、「Ｖ（Ｏ）」はその他の組織（マルテンサイトとベイナイト以外の組織）の合計面積率を意味する。
結晶粒の最大方位密度
上記組織観察に用いた同サンプルの圧延方向に垂直な板厚断面について後方電子散乱回折法（ＥＢＳＤ）により鋼板表面から５～１０μｍ領域および５０～１００μｍ領域の結晶方位を求め、Φ１、Φ２、Φのそれぞれの範囲を０～９０とし、かつそれぞれのＲｅｓｏｌｕｔｉｏｎを５としてＯＤＦ（結晶方位分布関数）計算を行い、その視野の結晶粒の最大方位密度を求めた。これを鋼板表面から５～１０μｍ領域、５０～１００μｍ領域のそれぞれ５か所について行い、それぞれの平均を、表層５～１０μｍ領域、表層５０～１００μｍ領域それぞれの結晶粒の最大方位密度とした。なお、前記鋼板表面から５～１０μｍ領域の５か所は、鋼板表面から７．５μｍ位置を中央とする板厚方向５μｍ×板幅方向１０００μｍの測定領域を、板幅方向に測定領域の中央が１０００μｍピッチとなるように５か所とったものであり、前記鋼板表面から５０～１００μｍ領域の５か所は、鋼板表面から７５μｍ位置を中央とする板厚方向５μｍ×板幅方向１０００μｍの測定領域を、板厚上下方向に測定領域の中央が１０μｍピッチとなるように５か所（すなわち、各測定領域の中央は、鋼板表面から５５μｍ、６５μｍ、７５μｍ、８５μｍ、９５μｍ位置）とったものである。なお、ＥＢＳＤの測定は、加速電圧３０ｋＶ、ステップサイズ０．０５μｍで行った。
上記組織観察に用いた同サンプルの圧延方向に垂直な板厚断面について後方電子散乱回折法（ＥＢＳＤ）により鋼板表面から５～１０μｍ領域および５０～１００μｍ領域の結晶方位を求め、Φ１、Φ２、Φのそれぞれの範囲を０～９０とし、かつそれぞれのＲｅｓｏｌｕｔｉｏｎを５としてＯＤＦ（結晶方位分布関数）計算を行い、その視野の結晶粒の最大方位密度を求めた。これを鋼板表面から５～１０μｍ領域、５０～１００μｍ領域のそれぞれ５か所について行い、それぞれの平均を、表層５～１０μｍ領域、表層５０～１００μｍ領域それぞれの結晶粒の最大方位密度とした。なお、前記鋼板表面から５～１０μｍ領域の５か所は、鋼板表面から７．５μｍ位置を中央とする板厚方向５μｍ×板幅方向１０００μｍの測定領域を、板幅方向に測定領域の中央が１０００μｍピッチとなるように５か所とったものであり、前記鋼板表面から５０～１００μｍ領域の５か所は、鋼板表面から７５μｍ位置を中央とする板厚方向５μｍ×板幅方向１０００μｍの測定領域を、板厚上下方向に測定領域の中央が１０μｍピッチとなるように５か所（すなわち、各測定領域の中央は、鋼板表面から５５μｍ、６５μｍ、７５μｍ、８５μｍ、９５μｍ位置）とったものである。なお、ＥＢＳＤの測定は、加速電圧３０ｋＶ、ステップサイズ０．０５μｍで行った。
引張試験
得られた熱延鋼板より、圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳおよびＹＳ（０．２％耐力）を求めた。なお、本発明では、ＴＳは９８０ＭＰａ以上、ＹＳは８００ＭＰａ以上を合格とした。
得られた熱延鋼板より、圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳおよびＹＳ（０．２％耐力）を求めた。なお、本発明では、ＴＳは９８０ＭＰａ以上、ＹＳは８００ＭＰａ以上を合格とした。
曲げ試験（耐曲げシワ性）
得られた熱延鋼板より、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの試験片を採取し、９０゜Ｖ曲げポンチで曲げ加工を行い、曲げ外表面について目視または拡大鏡を用いて割れおよびシワの発生有無を確認した。試験数３（Ｎ＝３）で割れおよびシワの発生が認められなくなる最小曲げ半径Ｒを求め、板厚ｔで除してＲ／ｔを算出した。表３に、シワの発生が認められない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値である「シワＲ／ｔ」、割れの発生が認められない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値である「割れＲ／ｔ」をそれぞれ示す。本発明では、Ｒ／ｔは３．０以下を合格（表３に示す「シワＲ／ｔ」、「割れＲ／ｔ」の両方が３．０以下を合格）とした。なお、端面からの割れは判定から除外した。
得られた熱延鋼板より、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの試験片を採取し、９０゜Ｖ曲げポンチで曲げ加工を行い、曲げ外表面について目視または拡大鏡を用いて割れおよびシワの発生有無を確認した。試験数３（Ｎ＝３）で割れおよびシワの発生が認められなくなる最小曲げ半径Ｒを求め、板厚ｔで除してＲ／ｔを算出した。表３に、シワの発生が認められない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値である「シワＲ／ｔ」、割れの発生が認められない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値である「割れＲ／ｔ」をそれぞれ示す。本発明では、Ｒ／ｔは３．０以下を合格（表３に示す「シワＲ／ｔ」、「割れＲ／ｔ」の両方が３．０以下を合格）とした。なお、端面からの割れは判定から除外した。
発明例は、いずれも優れた耐曲げシワ性を有する高強度鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度または耐曲げシワ性のいずれか一つ以上が得られていない。
本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＹＳが８００ＭＰａ以上で、優れた耐曲げシワ性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。本発明の高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２３％、
Ｓｉ：０．１０～３．００％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：１．５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が８０～１００％、表面から板厚方向に５～１０μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５未満、表面から板厚方向に５０～１００μｍの領域における結晶粒の最大方位密度が２．５以上である、高強度熱延鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００５～２．０％、
Ｍｏ：０．０５～２．０％、
Ｖ：０．０５～１．０％、
Ｃｕ：０．０５～４．０％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、
Ｓｎ：０．００１０～０．５０％から選ばれる１種以上を含む、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。 - 請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを加熱し、粗圧延を行い、次いで１０００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％以上、かつ１０００℃以下の温度域での合計パス数が３パス以上、最終パスの圧延温度が７５０～９００℃、かつ最終パス圧延温度～最終パス圧延温度＋５０℃での合計圧下率が３５％以下となる条件で仕上げ圧延を行った後、前記仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以下とし、かつ５５０℃までの温度域を平均冷却速度５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、３００～４００℃の温度域を平均冷却速度１００℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以下で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
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Patent Citations (5)
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| JP2015160986A (ja) * | 2014-02-27 | 2015-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2019031583A1 (ja) * | 2017-08-09 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2019103121A1 (ja) * | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
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