JP7280537B2 - 熱延鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、熱延鋼板に関する。
本願は、２０１９年１２月２３日に、日本に出願された特願２０１９－２３１７４４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、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から、自動車のさらなる燃費向上が求められている。そして、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、自動車用部品における高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。
しかしながら、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス加工性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス加工性や成形性の観点から、鋼板には曲げ加工性、伸びフランジ性が要求されることが多い。鋼板の成形性は、材料の高強度化とともに低下する傾向があるので、高強度と良好な成形性とを両立することは難しい。
そのため、自動車用部品における高強度鋼板の適用には、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性、伸びフランジ性を実現することが重要な課題となっている。
また、自動車用部品には衝突時の変形に対する抵抗の観点から、高耐力も求められており、上記の成形性に加えて高耐力を有することも望まれている。
非特許文献１には、組織制御によって、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト等の単一組織に制御することで曲げ加工性が改善することが報告されている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０５５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．７％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０６～０．０９５％を含有し、面積率で９５％以上がフェライトからなる組織に制御し、フェライト結晶粒内のＴｉを含む炭化物粒子径と、Ｔｉを含む硫化物として平均径０．５μｍ以下のＴｉＳのみが分散析出した組織に制御することで、５９０ＭＰａ以上７５０ＭＰａ以下の引張強度と優れた曲げ加工性とを実現する方法が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．２～１．２％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０３～０．１３％を含有し、鋼板内部の組織を、ベイナイト単相、またはベイナイトを分率で９５％超とする組織に制御し、かつ、鋼板表層部の組織をベイナイト相の分率が８０％未満でかつ、加工性に富むフェライトの分率を１０％以上とすることで、引張強度７８０ＭＰａ以上を維持したまま、曲げ加工性を向上させる方法が開示されている。
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％を含有し、焼戻マルテンサイト相を体積率で９０％以上の主相とし、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が２０μｍ以下で、かつ圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が１５μｍ以下である旧γ粒の異方性を低減した組織に制御することで、降伏強さ９６０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ加工性を有し、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られることが開示されている。
特許文献４には、鋼板表面から５／８～３／８の板厚範囲である板厚中央部における、特定の結晶方位群の各方位の極密度を制御し、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣを０．７０以上１．１０以下かつ、前記圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０を０．７０以上１．１０以下とすることで、局部変形能に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板が得られることが開示されている。
一方、高耐力の熱延鋼板を得るための製法として、特許文献５、６には、熱延後の鋼板に焼鈍を施すことで、高強度、高耐力を得る方法が提案されている。
しかしながら、いずれの文献にも、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性、伸びフランジ性、高耐力を同時に達成する方法については開示されていない。
日本国特開２０１３－１３３４９９号公報 日本国特開２０１２－６２５５８号公報 日本国特開２０１２－７７３３６号公報 国際公開第２０１２／１２１２１９号 国際公開第２０１８／０２６０１３号 国際公開第２０１０／１３７３１７号
高橋ら,新日鉄技報「自動車用高強度鋼板の開発」,第３７８号,ｐ２～ｐ６,（２００３）
本発明は、上述の検討に鑑み、以下に示す諸形態に想到したもので、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、曲げ加工性及び伸びフランジ性に優れ、高耐力を有する、熱延鋼板を提供することを課題とする。
本発明者らは、上記の課題について検討した。その結果、所定の化学組成を有する鋼板において、ミクロ組織を、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有する組織とし、ミクロ組織が、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５×１０９個／ｍｍ３以上含有することで、加工性を確保しつつ、高耐力、かつ引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板を製造可能なことを見出した。
また、本発明者らは、高強度鋼板の曲げ加工性について鋭意調査を行った。その結果、鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂(以下、曲げ内割れと呼称する)が生じやすくなることを明らかにした。また、従来、鋼板の曲げ加工における割れは曲げ外側の鋼板表面または端面付近から亀裂が発生することが一般的であったが、鋼板の高強度化に伴い曲げ内側に微小な亀裂が生じることがあることが分かった。このような曲げの内側に生じる微小な亀裂の抑制方法は従来の知見では示されていない。
本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強度７８０ＭＰａ級以上の鋼板で発生しやすくなり、９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になり、１１８０ＭＰａ級以上の鋼板で更に顕著な課題となることがわかった。
本発明者らは、上記の曲げ内割れが生じるメカニズムが変形の偏りによると推定し、集合組織および硬さの均一性に着目し、曲げ内割れを抑制する方法を探索した。
その結果、集合組織が比較的ランダムであれば変形抵抗も均一であるため、変形が均一に生じやすいが、特定の集合組織が発達すると変形抵抗が大きい方位を持つ結晶とそれ以外の方位の結晶の間に変形の偏りが生じ、せん断変形帯を生じやすくなること、逆に、変形抵抗の大きい方位の結晶を減らすと、変形は均一に生じ、せん断変形帯は生じにくくなることを見出した。すなわち、本発明者らは、特に、亀裂の発生する板厚方向の表層領域における集合組織を制御することで、曲げ内割れを抑制できることを見出した。
本発明者らが検討をさらに行った結果、集合組織の他にも変形の偏りを生む原因として、硬さの不均一性があることがわかった。硬さの不均一性は、変態組織や析出物の分布により生じる。本発明者らは曲げ内割れの原因（曲げ加工性の劣化原因）となる硬さの不均一性を、ナノ硬さの標準偏差で評価できることを見出した。すなわち、集合組織の制御に加えて、さらに硬さの均一性を制御することで、曲げ加工性向上の効果がより大きくなることが分かった。また硬さの均一性の制御は、伸びフランジ性のさらなる向上にも寄与することがわかった。
本発明は、上記の知見に基づいてなされ、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成として、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．００～３.００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｗ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０３００％、Ｃａ：０～０．０３００％、Ｍｇ：０～０．０３００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記化学組成が、０．１０≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５を満足し、ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトの１種以上からなり、前記焼き戻しマルテンサイトが、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５×１０9個／ｍｍ３以上含有し、表面から板厚の１／１０の位置までの範囲である表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が６．０以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
（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：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１０～０．１００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０３００％、Ｃａ：０．０００３～０．０３００％、Ｍｇ：０．０００３～０．０３００％、から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、前記焼き戻しマルテンサイトが、前記析出物を、単位体積当たり５×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、前記引張強度が１１８０ＭＰａ以上であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の熱延鋼板では、前記表面から前記板厚の１／４の位置でのナノ硬さの標準偏差が０．８ＧＰａ以下であってもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の熱延鋼板では、前記表面に溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。
（６）上記（５）に記載の熱延鋼板では、前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
本発明の上記態様によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、曲げ内割れの発生が抑制できる、曲げ加工性および伸びフランジ性に優れ、さらに、高耐力を有する（引張強度に対する耐力の割合が高い）、熱延鋼板を得ることができる。
φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）であって、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群、および｛１１０｝＜００１＞方位を示した図である。
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る鋼板）について説明する。
1．ミクロ組織
＜ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト、ベイナイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの１種以上からなる＞
まず、ミクロ組織の限定理由に関して述べる。
本実施形態に係る鋼板では、ミクロ組織の主相は、体積率で８０％以上の焼き戻しマルテンサイトである。
本実施形態に係る鋼板は、伸びフランジ性、曲げ加工性を向上させる観点から、できるだけ同等の硬さを有するミクロ組織で主に構成される必要がある。各ミクロ組織の硬さが、おおよそフェライト＜パーライト＜ベイナイト＜残留オーステナイト＜焼き戻しマルテンサイト＜フレッシュマルテンサイトの順に大きいと考えると、フェライト、パーライト、ベイナイト、または残留オーステナイトを主相とした場合、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満となる。また、フレッシュマルテンサイトを主相とすることは低耐力の原因となる可能性がある。そのため、本実施形態に係る鋼板では、焼き戻しマルテンサイトを主相とする。焼き戻しマルテンサイトの体積率が８０％未満であると、それ以外の組織と、焼き戻しマルテンサイトの硬さの差に起因した硬さの不均一性が生じ、曲げ加工性および伸びフランジ性が劣化する。
そのため、焼き戻しマルテンサイトの体積率を８０％以上とする。焼き戻しマルテンサイト以外の組織（残部）は、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイトのうちの１種以上である。このうち、フレッシュマルテンサイトの体積率は、１０％以下が好ましい。
本実施形態では、パーライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、フェライトの体積率は、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、表面から板厚の１／４の深さ（１／４厚）位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８（１／８厚～３／８厚）の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、５０００倍の倍率で観察して、各組織の面積率を測定し、それを持って体積率とする。その際、１０視野測定し、その平均値を体積率とする。
各組織は、以下の特徴を有している。そのため、面積率の測定においては、以下の特徴に基づいて、各組織を同定し、その面積率を求める。
フェライトは鉄系炭化物を含まない等軸形状をした粒であり、パーライトはフェライトおよびセメンタイトの層状組織である。
ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトとを含むが、上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含むラスの集合体である。下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味する。
焼き戻しマルテンサイトはラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その炭化物が、複数のバリアント、即ち、２方向以上に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。一般的に、焼き戻しマルテンサイトはセメンタイト等の鉄系炭化物を含むものを指す場合が多いが、本実施形態ではＴｉを含む微細析出物を含むマルテンサイトも焼き戻しマルテンサイトと定義する。
フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において、上述の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積率として求めた体積率と、後述するＸ線で測定した残留オーステナイトの体積率との差分として求めることができる。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法で求める。具体的には、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで残留オーステナイトの体積率を得る。
＜焼き戻しマルテンサイトが、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５×１０９個／ｍｍ３以上含有する＞
本実施形態に係る鋼板は、先述のように焼き戻しマルテンサイトを主な組織とするが、これらのミクロ組織間の硬さ等の不均一性をできるだけ低減するため、熱延でマルテンサイト(焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイト)組織とした後、４５０℃以上の熱処理によって焼き戻しマルテンサイト間の硬さ差を低減する処理を施す。このとき、焼き戻しは強度の低下を伴うので、微細に析出物を分散させることで析出強化を行う。
本発明者らは、９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保を可能とする析出物のサイズと個数密度との関係を鋭意調査した。その結果、Ｔｉを含む円相当径５ｎｍ以下の析出物を個数密度で５×１０９個／ｍｍ３以上含有する焼き戻しマルテンサイトを主相とすることで、９８０ＭＰａ以上の引張強度が確保可能であることを見出した。また、従来の熱延鋼板（例えば特許文献５、６の鋼板）に含まれる析出物はサイズ（円相当径）が５ｎｍ以下に制御できておらず、個数密度も小さいことが分かった。
本発明者らがさらに検討した結果、この原因は、析出物を形成するＴｉ等の含有量が少ない、あるいは、Ｔｉ等を含有させたとしてもスラブの段階で粗大な析出物として存在し、スラブ加熱時にも溶解しないこと、熱延（熱間圧延）後の巻取りのような長時間の熱処理で析出したＴｉＣが粗大化することによって、円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度が５×１０９個／ｍｍ３未満になってしまうことにあることを見出した。
このように微細な析出物を分散させることは、引張強度の向上とともに、硬さの均一性を向上（不均一性を低下）させることや、耐力を向上させることにも寄与する。
また、一般に高耐力と良好な曲げ性との両立は難しいが、析出物のサイズ及び個数密度の制御と、後述する集合組織の制御とを同時に行うことで、高耐力と良好な曲げ性との両立が可能となる。
析出物のサイズ及び個数密度の限定理由に関して説明する。
Ｔｉを含む円相当径が５ｎｍ以下の析出物の単位体積当たりの個数密度を５×１０９個／ｍｍ３以上とするのは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためである。個数密度が５×１０９個／ｍｍ３未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が難しい。そのため、Ｔｉを含む円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度は、５×１０９個／ｍｍ３以上にする必要がある。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、析出物の個数密度は、５×１０11個／ｍｍ３以上とすることが好ましい。ここで言う５ｎｍとは円相当径である。
析出物を、Ｔｉを含む析出物としたのは、Ｔｉを含む析出物が、熱延前のスラブの加熱段階にて多量に溶解させ易く、かつ、円相当径が５ｎｍ以下の微細な析出物として析出するためである。析出物としては、炭化物、窒化物、炭窒化物など種類は限定されないが、特に、炭化物が、円相当径が５ｎｍ以下の微細な析出物として析出し、強度向上に寄与するので好ましい。Ｔｉの析出物は、主に主相である焼き戻しマルテンサイトに含まれる。
ＮｂもＴｉと類似の効果を有するものの、Ｎｂの炭化物はスラブの加熱段階で溶解可能な量が少なく、また、Ｎｂを単独で含有させても９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。また、Ｖはスラブの加熱段階で多量の溶解が可能であるものの、析出物のサイズが比較的大きく、Ｖを単独で含有させても５ｎｍ以下の析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上確保することは難しい。このことから、Ｔｉを含む析出物とする必要がある。ただし、５ｎｍ以下の析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上確保できるのであれば、Ｔｉの一部を、Ｎｂ、Ｖ及び／またはＭｏで置換した構造を有する複合析出物（（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）Ｃ等）であってもよい。
上述の個数密度とともに制御する析出物のサイズを円相当径で５ｎｍ以下とする理由は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためである。円相当径が５ｎｍ超の析出物では、個数密度を５×１０９個／ｍｍ３以上とすることが出来ず、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。
本実施形態に係る鋼板は、析出強化を活用して鋼板の強度を向上させている。そのため、アーク溶接などの溶接時の課題であった熱影響部での軟化を抑制でき、溶接部疲労強度にも優れる。また、本実施形態に係る鋼板は、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物によって強度を高めている。このような場合、降伏強さ（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）との比である降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ）が０．９０以上と極めて高くなる。降伏比が高い鋼板を用いることで、縁石乗り上げや衝突の際に変形し難い自動車用足回り部品を提供できる。
Ｔｉを含む析出物の個数密度は、電解抽出残差法を用い、鋼板の単位体積当たりに含まれる析出物の、１．０ｎｍピッチでの円相当径毎の個数密度を（例えば円相当径０ｎｍ超、１．０ｎｍ以下の個数密度、１．０ｎｍ超、２．０ｎｍ以下の個数密度、２．０ｎｍ超、３．０ｎｍ以下の個数密度．．．という具合に）測定する。測定の結果、０ｎｍ超～５．０ｎｍ以下の個数密度の合計を本実施形態における円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度とする。析出物の個数密度は、鋼板の代表的な組織が得られる表面から深さ方向に０．２０ｍｍ～３／８厚の範囲、例えば表面から板厚の１／４の位置（１／４厚）付近から採取することが望ましい。板厚中心は、中心偏析の影響により、粗大な析出物が存在する場合があるとともに、偏析影響により局所的な化学組成が異なることから、測定位置として好ましくない。表面から０．２０ｍｍ未満の位置は、軽圧下等により導入された高密度な転位の影響や加熱時の脱炭影響を受け、析出物の個数密度が内部と異なる場合があることから、測定位置として好ましくない。
測定に際しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＥＤＳにて析出物の組成分析を行い、微細な析出物がＴｉを含む析出物であることを確認すればよい。
本実施形態に係る鋼板において、微細な析出物は、ほとんどが焼き戻しマルテンサイト中に存在すると考えられる。そのため、本実施形態において、上記の方法で得られたＴｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度は、焼き戻しマルテンサイトが含有するＴｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度であるとみなす。
＜表面から板厚の１／１０の位置までの範囲である表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が６．０以下＞
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／１０の位置までの範囲である表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和が６．０以下となる。
本発明者らが、高強度鋼板の曲げ加工性について鋭意調査を行った結果、鋼板の高強度化に伴い曲げ内側に微小な亀裂が生じることがあることが分かった。さらに検討を行った結果、このような曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。
曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、ミクロな変形の偏りが生じる(せん断変形帯の発生)。このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に(または緩い加工条件で)せん断変形帯が生じるためと推定される。
鋼板を曲げ変形する際、板厚中心を境に、表面に向かってひずみが大きくなり、最表面でひずみは最大となる。したがって、曲げ内割れの亀裂は鋼板の表面に生成する。このような、亀裂の生成に寄与するのは、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表層領域の組織であるため、表層領域の組織を制御する。
本発明者らは、曲げ加工時の曲げ内割れの原因となる変形の偏りを抑制するため、集合組織に着目した。
具体的には、鋼板に変形を加えた時、各結晶方位において変形に対するすべり系の働きやすさは異なる(Ｓｃｈｍｉｄ ｆａｃｔｏｒ)。これは結晶方位ごとに変形抵抗が異なるからであると考えられる。すなわち、集合組織が比較的ランダムであれば変形抵抗も均一であるため、変形が均一に生じやすいが、特定の集合組織が発達すると変形抵抗が大きい方位を持つ結晶とそれ以外の方位の結晶の間に変形の偏りが生じ、せん断変形帯を生じやすくなる。逆に、変形抵抗の大きい方位の結晶を減らすならば、変形は均一に生じ、せん断変形帯は生じにくくなると考えられる。
本実施形態に係る鋼板は、上記の発想から、表面から板厚の１／１０の位置までの範囲である表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を６．０以下とする。これにより、曲げ内割れを抑制できる。
表裏面において集合組織の発達が異なる鋼板の場合、片側の表面から板厚の１／１０の位置までの範囲のみでも本実施形態で規定する集合組織を満たしていれば、その面を曲げ内側にした時の曲げ加工において、曲げ内割れ抑制の効果を得ることができる。
｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位は、常法で製造した高強度熱延鋼板において表層領域に発達しやすい方位である。また、これらは、曲げ加工時に曲げ内側で変形抵抗が特に大きい方位群であるので、その他の方位群との変形抵抗の差異に起因して、せん断変形帯が生じやすい。したがって、これらの方位群の極密度を小さくすることで曲げ内割れを抑制することができる。ただし、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度をどちらかのみを小さくしても本実施形態の効果は得られず、その総和を小さくすることが重要である。
鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表層領域における、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和が６．０超であると、せん断変形帯が顕著に発生しやすくなり、曲げ内割れの発生の要因となる。この場合、Ｌ軸及びＣ軸の最小曲げ半径の平均値／板厚であるＲ／ｔが１．５を超える。このため、これらの和を６．０以下とする。この観点から好ましくは、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が５．０以下、さらに好ましくは４．０以下である。
｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和は小さい程好ましいが、９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板においては、０．５未満とすることは困難であるため、０．５が実質的な下限である。
極密度は、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ法)により測定できる。ＥＢＳＰ法による解析に供する試料は、圧延方向と平行でかつ板面に垂直な切断面に対し、機械研磨を行い、機械研磨後に化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去する。この試料を用いて鋼板の表面から板厚の１／１０位置までの範囲において、測定間隔を４．０μｍに設定し、測定面積が１５００００μｍ２以上となるようにＥＢＳＰ法による解析を行う。
図１に、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）と、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群、および｛１１０｝＜００１＞方位を示す。｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群とは、集合組織解析をＢＵＮＧＥ表示し、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５～９０°、Φ＝３０～６０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この方位群の平均極密度を、図１に示す上記範囲で算出する。{２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞方位群は厳密にはＯＤＦ上ではφ１＝９０°、Φ＝３０～６０°、φ２＝４５°の範囲であるが、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差があるため、本実施形態に係る鋼板では、φ１＝８５～９０°、Φ＝３０～６０°、φ２＝４５°の範囲で平均極密度を算出する。以下の平均極密度解析においても、同様に試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を考慮して平均値を取る角度の範囲を決めている。
同様に｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度は、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５～９０°、Φ＝８５～９０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この結晶方位の極密度を、図１に示す上記範囲で算出する。
ここで、圧延板の結晶方位は、通常、板面と平行な格子面を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝および＜ｕｖｗ＞は、等価な格子面および方向の総称であり、（ｕｖｗ）および［ｈｋｌ］は、個々の格子面および方向を指す。即ち、本実施形態に係る鋼板では、ｂｃｃ構造を対象としているので、例えば、（１１０）、（－１１０）、（１－１０）、（－１－１０）、（１０１）、（－１０１）、（１０－１）、（－１０－１）、（０１１）、（０－１１）、（０１－１）、（０－１－１）、は等価な格子面であり、区別がつかない。このような場合、これらの格子面を総称して｛１１０｝と称する。
＜表面から板厚の１／４の位置でのナノ硬さの標準偏差が０．８ＧＰａ以下＞
上述の通り、表層領域の集合組織の制御によって、曲げ加工性は向上する。しかしながら、本発明者らの検討の結果、集合組織の他にも変形の偏りを生む原因として、硬さの不均一性があることがわかった。硬さの不均一性は、変態組織や析出物の分布により生じ得る。
本発明者らは、曲げ内割れの原因となる硬さの不均一性を、ナノ硬さの標準偏差で評価でき、ナノ硬さの標準偏差を所定の範囲内とすることで、さらに曲げ加工性及び伸びフランジ性が向上することを見出した。具体的には、表面から板厚の１／４（１／４厚）の位置でのナノ硬さの標準偏差が０．８ＧＰａ以下であると、曲げ加工性及び伸びフランジ性がさらに向上することを見出した。
ナノ硬さの標準偏差が０．８ＧＰａ超では、曲げ加工時に変形の偏りが生じ、せん断帯の発生により曲げ内割れの発生抑制効果が小さく、また伸びフランジ性も十分に向上しないので、本実施形態に係る鋼板では、ナノ硬さの標準偏差は０．８ＧＰａ以下とすることが好ましい。より好ましくは０．６ＧＰａ以下である。
ナノ硬さの標準偏差の評価を１／４厚の位置で行う理由は以下のとおりである。原理的には表層領域の硬さの不均一性が曲げ加工性に影響し、板厚全体の硬さの不均一性が伸びフランジ性に影響すると考えられる。ここで、本実施形態に係る鋼板は、前述した集合組織に関しては熱間圧延におけるせん断変形の影響を受けて、表層領域と中心領域とで異なる方位が発達する。一方で、硬さの均一性に関わるミクロ組織の分率や析出物密度などは表層領域と中心領域とで大きくは変わらない。そのため、１／４厚の位置で評価することで表層領域や板厚全体での硬さの不均一性を代表することができる。
本実施形態において、「ナノ硬さの標準偏差」とは、以下の方法で求める。
すなわち、１／４厚の位置で、板厚方向に垂直かつ、圧延方向に平行な線上に、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９００を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により８０ｎｍの押し込み深さの条件にて、３μｍの間隔をあけて、計１００箇所のナノ硬さを測定し、得られたナノ硬さのヒストグラムから標準偏差を求める。
２．化学組成
以下、本実施形態に係る鋼板の化学組成について詳細に説明する。
下記する「～」を挟む数値限定範囲には、両端の値が、下限値及び上限値としてその範囲に含まれる。ただし、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、断りがない限り「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．０２％～０．１２％）
Ｃは、Ｔｉを含む炭化物を形成することで、鋼板の強度を高めるために有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、炭化物の個数密度を５×１０９個／ｍｍ３以上確保することが出来ない。そのため、Ｃ含有量を０．０２％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、スラブ加熱時に炭化物が溶け難くなる。そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以下である。
（Ｓｉ：０．０１％～２．００％）
Ｓｉは、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、強度が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、表面性状が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下である。
（Ｍｎ：１．００％～３．００％）
Ｍｎは、鋼板のミクロ組織におけるマルテンサイトの体積率を高めて鋼板の強度を高めるために有効な元素である。焼き戻しマルテンサイトの体積率を８０％以上にするために、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、焼き戻しマルテンサイトの体積率が低下し、十分な強化が出来ない。
一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、その効果が飽和するとともに、経済性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。
(Ｔｉ：０．０１～０．２０％)
(Ｎｂ：０～０．１０％)
(Ｖ：０～０．１００％)
(０．１０≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５)
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、ＣやＮと結合して析出物（炭化物、窒化物、炭窒化物等）を形成し、こられの析出物による析出強化を通じて鋼板強度の向上に寄与する元素である。後述する製造方法を通じて、Ｔｉを含有する円相当径５ｎｍ以下の微細析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上得るため、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とした上で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計含有量を０．１０％以上とする。すなわち、質量％でのＴｉ含有量をＴｉ、Ｎｂ含有量をＮｂ、Ｖ含有量をＶとしたとき、０．１０≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖとする。合計含有量は、望ましくは、０．１１％以上であり、更に望ましくは、０．１２％以上である。
Ｔｉ含有量の上限を０．２０％、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％、Ｖ含有量の上限を０．１００％としたのは、これらの上限を超えると、スラブ加熱温度の下限を１２８０℃超としたとしても鋳造段階で析出した粗大析出物を溶解し難いためである。加えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの過度な含有はスラブや鋼板を脆化させる。そのため、Ｔｉであれば０．２０％を上限とすることが望ましく、Ｎｂであれば０．１０％を上限とすることが望ましく、Ｖであれば０．１００％を上限とすることが望ましい。質量％でのＴｉ含有量をＴｉ、Ｎｂ含有量をＮｂ、Ｖ含有量をＶとしたとき、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５であればよいが、Ｔｉ含有量の上限、Ｎｂ含有量の上限、Ｖ含有量の上限のそれぞれを考慮し、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４０であってもよい。Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖは、０．３０以下、０．２５以下、０．２０以下であってもよい。
Ｔｉを含有する円相当径５ｎｍ以下の微細析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上確保するためのＴｉ、Ｎｂ、Ｖの組み合わせはどのようなものでも良いが、熱延スラブ加熱時の析出物を溶解させるためには、より多量に含有させ易く、かつ、安価であるＴｉ含有量を少なくとも０．０１％以上とする。Ｎｂ、Ｖは必ずしも含まなくてよいので、下限は０％であるが、Ｎｂ含有量を０．０１％以上、Ｖ含有量を０．０１０％以上としてもよい。
(Ｐ：０．１００％以下)
Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。Ｐ含有量は低い方が好ましいが、Ｐ含有量が０．１００％超となると特性の劣化が顕著となるので、Ｐ含有量を０．１００％以下に制限する。好ましい上限は０．０５０％である。
一方、下限は特に定めることなく効果が発揮される（０％でもよい）が、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｐ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、硫化物として存在することで、スラブの脆化をもたらす元素である。またＳは、鋼板の成形性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ含有量を制限する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると特性の劣化が顕著になるので、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。
一方、下限は特に定めることなく効果が発揮される（０％でもよい）が、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減することは、経済的に不利であるので、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ加工性や伸びフランジ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、曲げ加工性や伸びフランジ性が顕著に劣化する。そのため、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。また、ＮはＴｉと結合することで粗大なＴｉＮとなり、Ｎを多量に含む場合、Ｔｉを含む円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度が５×１０９個／ｍｍ３を下回ってしまう。このことから、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。
一方、Ｎ含有量の下限は、特に定める必要はない（０％でもよい）が、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％がＮ含有量の実質的な下限である。製造コストの観点から、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
(Ａｌ：０．００５～１．０００％)
Ａｌは、熱延での組織制御及び脱酸に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量が０．００５％未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物（酸化物）が形成される。このような介在物は曲げ加工や伸びフランジ加工時の割れの起点となり、加工性を劣化させる。
一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、スラブが脆化するので好ましくない。そのため、Ａｌ含有量を１．０００％以下とする。
以上が本実施形態に係る鋼板に含まれる基本的な化学成分であり、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、各種特性の向上を目的として、さらに下記のような元素を含有することができる。以下の元素は、必ずしも含有する必要はないので、含有量の下限は０％である。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入するものであり、本実施形態に係る鋼板の作用に悪影響を及ぼさない含有量で含有することを許容される元素を意味する。
(Ｎｉ：０～２．００％)
(Ｃｕ：０～２．００％)
(Ｃｒ：０～２．００％)
(Ｍｏ：０～２．００％)
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、熱延での組織制御を通じて鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上含有させることで顕著になる。そのため、効果を得る場合、含有量をそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、各元素の含有量が、それぞれ２．００％を超えると、溶接性、熱間加工性などが劣化する。そのため、含有させる場合、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の上限は２．００％とする。
(Ｗ：０～０．１００％)
Ｗは、析出強化を通じて鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｗ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が０．１００％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、熱間加工性が低下する。そのため、含有させる場合、Ｗ含有量を０．１００％以下とする。
(Ｂ：０～０．０１００％)
Ｂは、熱延での変態を制御し、組織強化を通じて鋼板の強度を向上させるために有効な元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％超となると、効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物が析出して、固溶Ｂによる焼き入れ性向上の効果が失われる。そのため、含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは、０．００５０％以下である。
(ＲＥＭ：０～０．０３００％)
(Ｃａ：０～０．０３００％)
(Ｍｇ：０～０．０３００％)
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇは、鋼板の強度向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を、それぞれ０．０００３％以上とすることが好ましい。
一方、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇがそれぞれ０．０３００％を超えると、鋳造性や熱間での加工性が劣化する。そのため、含有させる場合、それぞれの含有量を０．０３００％以下とする。
本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。ＲＥＭは、ミッシュメタルにて添加することが多く、また、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。本実施形態に係る鋼板が、不純物として、Ｌａや、Ｃｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいても、効果は発現する。また、金属を添加しても、効果は発現する。
上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解-非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
本実施形態に係る鋼板では、表面にさらに溶融亜鉛めっきを備えてもよい。また、溶融亜鉛めっきは、合金化処理が施された合金化溶融亜鉛めっきであってもよい。
亜鉛めっきは耐食性向上に寄与することから、耐食性が期待される用途への適用の場合には亜鉛めっきを実施した溶融亜鉛めっき鋼板、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることが望ましい。
自動車の足回り部品は、腐食による穴あきの懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。本実施形態に係る鋼板は、鋼板成分を上述のように制御しているので、溶融亜鉛めっきが可能である。
めっきは電気亜鉛めっきであってもよく、Ｚｎに加えてＳｉ、Ａｌ及び／またはＭｇを含むめっきであってもよい。
４．機械特性
本実施形態に係る鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する。好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を１３７０ＭＰａとしてもよい。
また、本実施形態に係る鋼板は、曲げ内割れ性の指標値となる限界曲げＲ／ｔの値が１．５以下であることを目標とする。Ｒ／ｔの値は、例えば、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ Ｚ２２４８：２００６（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行い、曲げ内に生じた亀裂を調査して求めることができる。亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸との最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ加工性の指標値とすることができる。
また、本実施形態に係る鋼板は、高い伸びフランジ性を有することの指標として、引張強度ＴＳ(ＭＰａ)と穴広げ性λ(％)との積が３５０００(ＭＰａ・％)以上であることを目標とする。好ましくは４５０００（ＭＰａ・％）以上である。本実施形態に係る鋼板は、さらに、全伸びＥＬが７．０％以上であることが望ましい。
また、本実施形態に係る鋼板は、高耐力（高い降伏強さ）を有することの指標として、降伏強さＹＳと引張強度ＴＳとの比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９０以上であることを目標とする。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、０．２％耐力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定する。
また、穴広げ性λは、ＪＩＳ Ｚ２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行って求める。
５．製造方法
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。
鋼板の表層領域のミクロ組織、集合組織、そして好ましくはナノ硬さ分布を、上述の範囲に制御するため、以下のような、熱間圧延工程（加熱工程、粗圧延工程、仕上げ圧延工程を含む）、冷却工程、巻取り工程、熱処理工程を含み、必要に応じて巻取り工程と熱処理工程との間に酸洗工程及び軽圧下工程を含み、必要に応じて熱処理工程後にめっき工程を含む条件で熱延鋼板を製造することが好ましい。
以下、各工程において好ましい条件を説明する。
熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
＜加熱工程＞
加熱工程では、粗圧延工程に供する上述した化学組成を有するスラブを、１２８０℃超に加熱する。加熱温度を１２８０℃超にする理由は、スラブ中に含まれるＴｉ、Ｎｂ、Ｖといった析出強化に寄与する元素（スラブ中では５ｎｍ超の大きな析出物として存在している場合が多い）を溶解させ、後の熱処理工程にてＴｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物として５×１０９個／ｍｍ３以上析出させるためである。所定の個数密度の析出物を確保するためには、多量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖが必要となることから、高温でスラブ加熱する必要がある。加熱温度が１２８０℃以下では、十分にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが溶解しない。
＜粗圧延工程＞
次に、加熱されたスラブを粗圧延して、粗圧延板とする。
この粗圧延工程では、粗圧延後の粗圧延板の厚さを３５ｍｍ超４５ｍｍ以下に制御する。粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における圧延開始時から圧延完了時までに生じる圧延板の先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼす。また、粗圧延板の厚さが、３５ｍｍ以下または４５ｍｍ超であると、次工程である仕上げ圧延中に鋼板へ導入されるひずみ量が変化して、仕上げ圧延中に形成される加工組織が変化する。その結果、再結晶挙動が変化して、所望の集合組織を得ることが困難になる。特に、鋼板表層領域で上記した集合組織を得ることが困難になる。
一般に、粗圧延後の粗圧延板の厚さは、生産性等の観点で適宜設定され、鋼板の特性の制御のために設定されることは少ない。これに対し、本発明者らは、鋼板表層領域の集合組織を制御するため、粗圧延板の厚さを厳格に制御している。
＜仕上げ圧延工程＞
粗圧延に続き多段仕上げ圧延を施す。本発明者らは、通常積極的に制御されてこなかった、熱間圧延の仕上げ圧延工程の最終２段の圧延における、圧延時の板厚、ロール形状比、温度、鋼中のＮｂ及びＴｉの濃度をある計算式によって導出される適切な範囲に制御することが集合組織を制御する上で重要であることを見出した。
そのため、この多段仕上げ圧延では、仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下であり、仕上げ圧延の開始前の鋼板の厚さ（粗圧延板の厚さ）が３５ｍｍ超４５ｍｍ以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段より１段前の圧延は、圧延温度が９６０℃以上１０２０℃以下であり、圧下率が１１％超２３％以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段は、圧延温度が９３０℃以上９９５℃以下であり、圧下率が１１％超２２％以下であることが好ましい。また、最終２段の圧下時の各条件を制御し、以下の式１によって計算される集合組織形成パラメータωが１１０以下を満たすことが好ましい。さらに、多段仕上げ圧延の最終３段の総圧下率が３５％以上である条件で仕上げ圧延を施すことが好ましい。
Figure 0007280537000001
Figure 0007280537000002
Figure 0007280537000003
Figure 0007280537000004
Figure 0007280537000005
Figure 0007280537000006
Figure 0007280537000007
Figure 0007280537000008
これらの式において、
ＰＥ：析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値（単位：質量％）
Ｔｉ：鋼中に含まれるＴｉの濃度（単位：質量％）
Ｎｂ：鋼中に含まれるＮｂの濃度（単位：質量％）
Ｆ１ ＊：最終段より１段前の換算圧下率（単位：％）
Ｆ２ ＊：最終段の換算圧下率（単位：％）
Ｆ１：最終段より１段前の圧下率（単位：％）
Ｆ２：最終段の圧下率（単位：％）
Ｓｒ１：最終段より１段前の圧延形状比（無単位）
Ｓｒ２：最終段における圧延形状比（無単位）
Ｄ１：最終段より１段前のロール径（単位：ｍｍ）
Ｄ２：最終段のロール径（単位：ｍｍ）
ｔ１：最終段より１段前の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
ｔ２：最終段の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
ｔｆ：仕上げ圧延後の板厚（単位：ｍｍ）
ＦＴ１ ＊：最終段より１段前の換算圧延温度（単位：℃）
ＦＴ２ ＊：最終段の換算圧延温度（単位：℃）
ＦＴ１：最終段より１段前の圧延温度（単位：℃）
ＦＴ２：最終段の圧延温度（単位：℃）
をそれぞれ示す。
ただし、式１～式８で、Ｆ１やＦ２のように変数に付記されている数字の１および２は、多段仕上げ圧延での最終２段の圧延について、最終段より１段前の圧延に関する変数に１を付記し、最終段の圧延に関する変数に２を付記している。例えば、全７段の圧延からなる多段仕上げ圧延では、Ｆ１は圧延入口側から数えて６段目の圧延の圧下率を意味し、Ｆ２は７段目の圧延の圧下率を意味する。
析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値ＰＥについて、ピン止めおよびソリュートドラッグの効果は、Ｔｉ＋１．３Ｎｂの値が０．０２以上で顕在化するため、式２にて、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ＜０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝０．０１とし、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ≧０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝Ｔｉ＋１．３Ｎｂ－０．０１とする。
最終段より１段前の換算圧下率Ｆ１ ＊については、最終段より１段前の圧下率Ｆ１が集合組織に及ぼす影響が、Ｆ１の値が１２以上で顕在化するため、式３にて、Ｆ１＜１２を満たす場合には、Ｆ１ ＊＝１．０とし、Ｆ１≧１２を満たす場合には、Ｆ１ ＊＝Ｆ１－１１とする。
最終段の換算圧下率Ｆ２ ＊については、最終段の圧下率Ｆ２が集合組織に及ぼす影響が、Ｆ２の値が１１．１以上で顕在化するため、式４にて、Ｆ２＜１１．１を満たす場合には、Ｆ２ ＊＝０．１とし、Ｆ２≧１１．１を満たす場合には、Ｆ２ ＊＝Ｆ２－１１とする。
式１は、最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上である仕上げ圧延での好ましい製造条件を示すものであり、ＦＴ２が９３０℃未満の場合には、集合組織形成パラメータωの値に意味をなさない。すなわち、ＦＴ２が９３０℃以上であり、且つωが１１０以下である。
（仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下）
仕上げ圧延の開始温度が１０００℃未満であると、最終２段を除く、前段での圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、鋼板表層領域の集合組織が発達して、Ｌ軸及びＣ軸の最小曲げ半径の平均値／板厚であるＲ／ｔにおいて１．５以下を満たすことができない。
したがって、仕上げ圧延の開始温度は１０００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１０５０℃以上である。また、仕上げ圧延開始温度が１０９０℃未満の場合、オーステナイト中のＴｉが粗大化し、引張強度が十分に向上しない場合がある。そのため、引張強度を１０００ＭＰａ以上とする場合には、仕上げ圧延開始温度を１０９０℃以上とすることが好ましい。
一方、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃超とすると、過度にオーステナイト粒が粗大化し、靱性が劣化する。そのため、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃以下とすることが好ましい。
（多段仕上げ圧延における最終２段の圧下時の各条件を制御し、式１によって計算される集合組織形成パラメータωが１１０以下となる条件で、仕上げ圧延を施す）
本実施形態に係る鋼板の製造においては、多段仕上げ圧延における最終２段の熱延条件が重要となる。
式１で定義するωの計算に用いる、最終２段の圧延時の圧下率Ｆ１及びＦ２は、各段での圧延前後の板厚の差を、圧延前の板厚で除した値を百分率で表した数値である。圧延ロールの直径Ｄ１及びＤ２は、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。また、圧延入口側の板厚ｔ１及びｔ２、並びに仕上げ圧延後の板厚ｔｆは、放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重から、変形抵抗等を考慮して計算で求めても良い。仕上げ圧延後の板厚ｔfは、熱延完了後の鋼板の最終板厚としても良い。圧延開始温度ＦＴ１及びＦＴ２は、仕上げ圧延スタンド間の放射温度計等の温度計によって測定した値を用いればよい。
集合組織形成パラメータωは、仕上げ圧延の最終２段で鋼板全体に導入される圧延ひずみと、鋼板の表層領域に導入されるせん断ひずみと、圧延後の再結晶速度とを考慮した指標であり、集合組織の形成され易さを意味する。集合組織形成パラメータωが１１０を超える条件で最終２段の仕上げ圧延を行うと、表層領域にて、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和を６．０以下にできない。したがって、集合組織形成パラメータωは１１０以下に制御することが好ましい。より好ましくは、集合組織形成パラメータωは９８以下である。
（最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃以上１０２０℃以下）
最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃未満であると、圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、表層領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は９６０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ１が１０２０℃超であると、オーステナイト粒の粗大化などに起因して、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表層領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は１０２０℃以下とする。
（最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％超２３％以下）
最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表層領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ１が２３％超であると、鋼板の中心部では再結晶が促進される場合があるものの、表層領域では過剰なせん断変形により結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するので、表層領域の集合組織を上記した範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は２３％以下とする。
圧下率Ｆ１（％）は以下のように計算される。
Ｆ１＝（ｔ１－ｔ２）／ｔ１×１００
（最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上９９５℃以下）
最終段の圧延温度ＦＴ２を９３０℃未満とすると、オーステナイトの再結晶速度が著しく低下して、表層領域にて｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を６．０以下にできない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９３０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ２が９９５℃超であると、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表層領域の集合組織を上記した範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９９５℃以下とする。
（最終段の圧下率Ｆ２が１１％超２２％以下）
最終段の圧下率Ｆ２が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表層領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ２が２２％超であると、結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するので、表層領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は２２％以下とする。
圧下率Ｆ２（％）は以下のように計算される。
Ｆ２＝（ｔ２－ｔｆ）／ｔ２×１００
（最終３段の総圧下率Ｆｔが３５％以上）
最終３段の総圧下率Ｆｔはオーステナイトの再結晶を促進するために大きい方がよい。最終３段の総圧下率Ｆｔが３５％未満であると、オーステナイトの再結晶速度が著しく低下して、表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和を６．０以下にできない。
最終３段の総圧下率Ｆｔは以下の式で計算される。
Ｆｔ＝（ｔ０－ｔf）／ｔ０×１００
ここで、ｔ０は最終段より２段前の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）である。
仕上げ圧延工程では、上記した各条件を同時に且つ不可分に制御する。上記した各条件は、どれか１つの条件だけを満足させればよいわけではなく、上記した各条件のすべてを同時に満たすときに、表層領域の集合組織を上記範囲に制御することができる。
仕上げ圧延に続いて、冷却工程および巻取り工程を施す。仕上げ圧延後の冷却速度を制御すること、さらに制御された条件での熱処理を行うことは、硬さの均一性の制御に寄与する。
＜冷却工程＞
（８００℃～４５０℃までを８０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却）
（４５０℃～巻取り温度までを６０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却）
冷却工程では仕上げ圧延後の熱延鋼板を、８００℃～４５０℃までの平均冷却速度が８０℃／秒以上となるように、冷却する。一般的な熱延設備では仕上げ圧延完了から数秒以内に冷却帯に到達するので、現実的な８００℃以上での保持時間は仕上げ圧延完了後５秒以内である。平均冷却速度が８０℃／秒未満では冷却過程で析出が生じ、最終組織の硬さの不均一さの原因となる。
４５０℃以下の温度においても、冷却速度が遅いと、初期に変態した部分と後期に変態した部分とで自己焼き戻し(冷却中の転位の回復)の程度が異なり、転位密度が不均一となる。転位密度が不均一となると最終組織の硬さの不均一化の原因となる。
このことから、１／４厚の位置でのナノ硬さの標準偏差を０．８ＧＰａ以下とする場合、８００℃～４５０℃までを８０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃～巻取り温度までを６０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。
＜巻取り工程＞
（巻取り温度：３００℃以下）
最終組織において焼き戻しマルテンサイトを８０％以上とするために、熱処理前に焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトを合計で８０％以上得る必要がある。熱処理前に焼き戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトを８０％以上得るためには、巻取り温度を３００℃以下とすることが必要である。巻取り温度が３００℃超では、最終組織において焼き戻しマルテンサイトが８０％未満になる。
＜酸洗工程＞
巻取り工程後の熱延鋼板に対して酸洗を行ってもよい。酸洗を実施することで、後の製造工程でのめっき性を改善したり、自動車製造工程での化成処理性を高めたりすることができる。
また、スケールのついた熱延鋼板を軽圧下するとスケールが剥離し、それが押し込まれることで疵になる場合もある。そのため、後述する軽圧下を行う前には、まず、熱延鋼板に対して酸洗を実施する。酸洗条件は特に限定されないが、インヒビター入りの塩酸、硫酸などで酸洗するのが一般的である。
＜軽圧下工程＞
９８０ＭＰａ以上の引張強度を得る場合、軽圧下工程は必須ではないが、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を５×１０11個／ｍｍ３以上とし、引張強度を１１８０ＭＰａ以上とする場合、酸洗工程後の熱延鋼板に、１～３０％の圧下率で圧下を加えることが好ましい。
熱延鋼板に圧下を加えることで、後工程の熱処理での析出物が析出するための析出サイトをさらに導入できる。析出サイトの導入により、熱処理によってＴｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物が５×１０11個／ｍｍ３以上となり、引張強度１１８０ＭＰａ以上を得ることが可能となる。
一方、圧下率が３０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、導入された転位の回復が不十分となり、伸びが大きく劣化する。このことから、圧下を行う場合、圧下率は３０％以下とすることが好ましい。析出物の核生成サイトになる転位を導入できるのであれば、圧下は、１パスで３０％以下の圧下を実施しても良いし、複数回に分けて行って、累積圧下率が３０％以下となるように行っても良い。
＜熱処理工程＞
(４５０℃～７００℃の温度域にて１０～１５００秒間保持)
軽圧下工程後の熱延鋼板を、４５０～７００℃の温度域に再加熱して、１０～１５００秒間この温度域に留まるように保持する熱処理を行う。巻取り工程後、または軽圧下を行った場合には軽圧下工程後の熱延鋼板を、再加熱して熱処理することでＴｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を析出させることができる。上記熱処理によって、軽圧下を行っていない場合でも５×１０９個／ｍｍ３以上の析出物を析出させることができ、軽圧下を行った場合には、５×１０１１個／ｍｍ３以上の析出物を析出させることができる。
熱処理温度（再加熱温度）が４５０℃未満では、原子の拡散が不十分であり、十分な量の析出物を得ることが出来ない。短時間での熱処理を考えると、望ましくは、熱処理温度は５００℃以上である。熱処理温度が７００℃超では、析出物が粗大化し、析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上析出させることができなくなる。この場合、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しい。熱処理工程での保持時間が１０秒未満では、原子の拡散が不十分であり、Ｔｉを含有する円相当径５ｎｍ以下の析出物を５×１０９個／ｍｍ３以上析出させることが出来ない。保持時間が１５００秒超では析出物が粗大化し、Ｔｉを含有する円相当径５ｎｍ以下の析出物が５×１０９個／ｍｍ３未満となる。このことから、保持時間は１０～１５００秒の間にする必要がある。Ｔｉを含有する円相当径５ｎｍ以下の析出物を十分に析出させる場合、好ましくは、熱処理温度に応じて一定の熱処理時間とすることが好ましく、析出の度合いを示す析出パラメータＰ(℃・ｓ)がＰ≧１００００の範囲を満たすことが望ましい。
ただし、Ｐは以下の式で表される。
Ｐ＝（２７３＋ｔ）・（ｌｏｇ１０（ｔ）＋１０）
また、式中、Ｔは熱処理温度（℃）、ｔは熱処理時間（秒）をそれぞれ表す。
４５０～７００℃温度での熱処理は、この温度域での加熱や徐冷も含む。すなわち、保持時間は、再加熱後、鋼板が４５０～７００℃温度域にある時間を意味し、この温度域に所定の時間留まっていれば、途中で温度変化があってもよい。
（２００℃～４５０℃の温度域の平均昇温速度：３℃／秒以上）
２００℃～４５０℃までの温度域は析出物の析出が起きず、転位の回復のみ生じる温度域である。本実施形態では熱間圧延後の冷却を制御することで均一に転位を分散させているが、この温度域における保持時間が長くなると一部の粒で転位の回復が起こり、最終組織の硬さの不均一性につながる。そのため、１／４厚の位置でのナノ硬さの標準偏差を０．８ＧＰａ以下とする場合、上記の４５０℃～７５０℃の温度域への再加熱を行う際、２００℃～４５０℃までの平均昇温速度を３℃／秒以上とすることが好ましい。２００℃以下の温度域では、転位の回復がほぼ生じないため、昇温速度は規定しない。４５０℃超では析出物の析出が始まる温度域のため、４５０℃～７００℃での合計時間が１０～１５００秒間の範囲であれば、４５０℃以上での昇温速度は規定しない。
＜めっき工程＞
上記工程を含む製造方法によって本実施形態に係る鋼板が得られる。しかしながら本実施形態に係る鋼板を、耐食性の向上を目的として溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっきとする場合には、熱処理工程後の熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。亜鉛めっきは耐食性向上に寄与することから、耐食性が期待される用途への適用の場合には亜鉛めっきを実施することが望ましい。亜鉛めっきは溶融亜鉛めっきであることが好ましい。溶融亜鉛めっきの条件は特に限定されず、公知の条件で行えばよい。
また、溶融亜鉛めっき後の熱延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を、４６０～６００℃に加熱してめっきを合金化することで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接性の向上や絞り成形時の摺動性向上などの効果を付与できることから、用途に応じて合金化を実施しても良い。
上記の溶融亜鉛めっき処理および合金化溶融亜鉛めっき処理は、上記の４５０～７００℃での熱処理後に一度室温まで冷却してから行ってもよいし、４５０℃～７００℃の温度域で保持後に連続で行ってもよい。いずれの場合も、４５０～７００℃での保持合計時間が１５００秒を超えなければよい。
亜鉛めっき以外に、Ａｌめっき、Ｍｇを含むめっき、電気めっきを実施したとしても本実施形態に係る鋼板を製造できる。
以下に本発明に係る熱延鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の熱延鋼板の例であり、本発明の熱延鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載する実施例での条件は、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、これらの一条件例に制限されない。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、種々の条件を採用することができる。
表１に示す化学成分の鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、表２の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度で、表２に記載の粗圧延板板厚まで、スラブを粗圧延して粗圧延板を製造した。
粗圧延板は、全７段からなる多段仕上げ圧延を施した。多段仕上げ圧延工程では、表２に記載の圧延開始温度から仕上げ圧延を開始し、圧延開始から最終３段の圧延を除く、計４段の圧延によって、表３に記載の５段目圧延時板厚：ｔ０の厚さまで圧延した。
その後、表３～表４に記載の各条件で熱間圧延を施したあと、表５に記載の各条件で冷却、巻取りを行った。熱延完了後の鋼板の最終板厚を、仕上げ圧延後の板厚ｔf（表２の値）とした。
上記によって得られた熱延鋼板について、酸洗を行った後、一部については表６に記載の条件で軽圧下を行い、表６に記載の条件で熱処理を行った。
さらにその後、一部について表７に記載の通り、溶融亜鉛めっき(ＧＩ)または合金化溶融亜鉛めっき(ＧＡ)を行った。
Figure 0007280537000009
Figure 0007280537000010
Figure 0007280537000011
Figure 0007280537000012
Figure 0007280537000013
Figure 0007280537000014
得られた熱延鋼板について、ミクロ組織観察によって、焼き戻しマルテンサイト及びその他の相の体積率を求めた。
パーライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、フェライトの体積率は、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、表面から板厚の１／４の深さ（１／４厚）位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８（１／８厚～３／８厚）の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、５０００倍の倍率で１０視野して、各視野で得られた各組織の面積率を平均し、それぞれの体積率とした。
また、フレッシュマルテンサイトの体積率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積率として求めた体積率と、Ｘ線回折法で測定した残留オーステナイトの体積率との差分として求めた。
残留オーステナイトの体積率は、鋼板の板厚の１／４深さ位置における、圧延方向に平行な断面において、Ｃｏ－Ｋα線を用いて、α（１１０）、α（２００）、α（２１１）、γ（１１１）、γ（２００）、γ（２２０）の計６ピークの積分強度を求め、強度平均法を用いて算出することで求めた。
また、得られた熱延鋼板について、Ｔｉを含む円相当径が５ｎｍ以下の析出物の単位体積当たりの個数密度を求めた。その際、表面から板厚の１／４の位置（１／４厚）付近から試験片を採取し、電解抽出残差法を用いて、鋼板の単位体積当たりに含まれる析出物の、１．０ｎｍピッチでの円相当径毎の個数密度を求め、Ｔｉを含む円相当径が５ｎｍ以下の析出物の個数密度を求めた。測定に際しては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＥＤＳにて析出物の組成分析を行い、微細な析出物がＴｉを含む析出物であることを確認した。
また、得られた熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を実施し、０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）を求めた。
また、得られた熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し、曲げ試験に供した。曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）との両者について、Ｚ２２４８：２００６（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸との最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。
ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
また、得られた熱延鋼板の、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して、鋼板の幅方向１／４幅位置から試験片を切り出し、直径１０ｍｍのパンチ、内径１０．６ｍｍのダイスを用いて打ち抜きを行った後、６０°円錐パンチを用いて、打ち抜き部のバリをパンチと逆側になるようにセットして穴広げを実施し、打ち抜き部に発生した亀裂が板厚を貫通した時点で試験を中止し、穴広げ試験後の穴径を測定することで、穴広げ率λを求めた。
また、得られた熱延鋼板の１／４厚の位置で、板厚方向に垂直かつ、圧延方向に平行な線上に、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９００を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により８０ｎｍの押し込み深さの条件にて、３μｍの間隔をあけて、計１００箇所のナノ硬さを測定し、得られたナノ硬さのヒストグラムから標準偏差を求めた。
それぞれの結果を表７～表９に示す。表７～表８の組織分率について、ｔ－Ｍは焼き戻しマルテンサイト、αはフェライト、Ｐはパーライト、Ｂはベイナイト、ＦＭはフレッシュマルテンサイト、γは残留オーステナイトを示す。
Figure 0007280537000015
Figure 0007280537000016
Figure 0007280537000017
表１～表９から分かるように、本発明例である、Ｎｏ．１～４、８～１８、２１、２３、２９～３２、３４～３８、４３、４４、４８では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、曲げ加工性および伸びフランジ性に優れ、さらに、高耐力を有していた。
これに対し、化学組成、ミクロ組織、析出物の存在状態、表層部の集合組織の１つ以上が本発明の範囲外である比較例Ｎｏ．５～７、１９、２０、２２、２４～２８、３３、３９～４２、４５～４７では、引張強度、曲げ加工性および伸びフランジ性、耐力のいずれかが、目標の値に達していなかった。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、曲げ内割れの発生が抑制できる、曲げ加工性および伸びフランジ性に優れ、さらに、高耐力を有する（引張強度に対する耐力の割合が高い）、熱延鋼板を得ることができる。

Claims (6)

  1. 化学組成として、質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１２％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：１．００～３.００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００５～１．０００％、
    Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｖ：０～０．１００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～２．００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０３００％、
    Ｃａ：０～０．０３００％、
    Ｍｇ：０～０．０３００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    前記化学組成が、０．１０≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．４５を満足し、
    ミクロ組織が、体積率で、焼き戻しマルテンサイトを８０％以上含有し、残部がフェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトの１種以上からなり、
    前記焼き戻しマルテンサイトが、Ｔｉを含有する円相当径が５ｎｍ以下の析出物を、単位体積当たり５×１０9個／ｍｍ３以上含有し、
    表面から板厚の１／１０の位置までの範囲である表層領域において、｛２１１｝＜１１１＞～｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が６．０以下であり、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    Ｖ：０．０１０～０．１００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｗ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．０３００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．０３００％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．０３００％、
    から選択される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。
  3. 前記焼き戻しマルテンサイトが、前記析出物を、単位体積当たり５×１０１１個／ｍｍ３以上含有し、
    前記引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 前記表面から前記板厚の１／４の位置でのナノ硬さの標準偏差が０．８ＧＰａ以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  5. 前記表面に溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  6. 前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項５に記載の熱延鋼板。
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