JP7348573B2 - 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、２０２０年３月１１日に、日本に出願された特願２０２０－０４１８１１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
地球環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、自動車車体の軽量化が進められている。自動車車体をより軽量化するためには、自動車車体に適用される鋼板の強度を高める必要がある。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すれば、成形性、特に、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸び（延性）が低下する。
均一伸びを向上させる方法として、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させる方法がある。しかし、鋼板の金属組織に残留オーステナイトを含有させると、局部変形能が低下する。曲げ成形、穴拡げ加工およびバーリング加工を行う際には、局部変形能の中でも特に、優れた局部延性が要求される。
特許文献１には、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。本発明者らは、特許文献１に記載の熱延鋼板はフェライト量が多いため、延性に優れるが、局部延性が不十分となる場合があることを知見した。
日本国特開２０１２－１７２２０３号公報
本発明は、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。また、より好ましくは、本発明は、上記諸特性を有した上で更に、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見（ａ）～（ｄ）を得て、本発明を完成した。
（ａ）優れた強度を得るためには、金属組織中に所望量の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトを含ませることが必要である。
（ｂ）優れた延性を得るためには、金属組織中に所望量の残留オーステナイトを含ませることが必要である。しかしながら、残留オーステナイトを含ませると、熱延鋼板の局部延性が低下してしまう。
（ｃ）残留オーステナイトを含ませた上で優れた局部延性を得るためには、残留オーステナイト中のＣ濃度、残留オーステナイトの平均粒径、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％、並びに、ビッカース硬度の標準偏差を所望の範囲に制御することが必要である。
（ｄ）優れた局部曲げ性を得るためには、熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚを制御することが必要である。
上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１００～０．３５０％、
Ｓｉ：１．００～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下、
Ｎ ：０．１０００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０～０．３００％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｖ ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２０％、
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びにＳｎ：０～０．０５０％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
金属組織が、面積％で、
ベイナイト：４０～９２％、
焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、
残留オーステナイト：３～２０％、
フェライト：５％以下、
フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
パーライト：５％以下からなり、
前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、
前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、
ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｖ ：０．００５～０．５００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０２～２．００％、
Ｂ ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明の上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の化学組成および金属組織について、以下により具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
化学組成
本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１００～０．３５０％、Ｓｉ：１．００～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．１０００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
Ｃ：０．１００～０．３５０％
Ｃは、所望の強度を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満では、所望の強度を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上、０．１５０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３５０％超では、変態速度が遅くなることでＭＡ（マルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合相）が生成しやすくなる。その結果、強度の均一な組織を得ることができず、優れた局部延性を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．３５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．３３０％以下、０．３１０％以下である。
Ｓｉ：１．００～３．００％
Ｓｉは、セメンタイトの析出を遅延させる作用を有する。この作用により、オーステナイトが未変態で残留する量、すなわち残留オーステナイトの面積分率を高めることができる。また、上記作用により、硬質相中の固溶Ｃ量を多く保つこと、およびセメンタイトの粗大化を防ぐことができ、これらの結果、鋼板の強度を高めることができる。またＳｉ自体も固溶強化により熱延鋼板の強度を高める効果がある。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有する。Ｓｉ含有量が１．００％未満では、上記作用による効果を得ることができない。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以上、１．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、セメンタイトの析出を著しく遅延させ、残留オーステナイトの面積率が過剰に高まるため好ましくない。また、Ｓｉ含有量が３．００％超では、熱延鋼板の表面性状および化成処理性、さらには延性および溶接性が著しく劣化するとともに、Ａ３変態点が著しく上昇する。これにより、安定して熱間圧延を行うことが困難になる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７０％以下、２．５０％以下である。
Ｍｎ：１．００～４．００％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱延鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上、１．８０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、熱延鋼板の局部延性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．７０％以下、３．５０％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。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できない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくない。さらに、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、Ａ３変態点が著しく上昇し、安定して熱間圧延を行うことが困難になる。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下、１．３００％以下である。
なお、本実施形態においてｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、一般的に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により熱延鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素でもある。Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する延性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３００％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱延鋼板の延性を低下させる。Ｓ含有量が０．０３００％を超えると、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点から、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．１０００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱延鋼板の延性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１０００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８００％以下、０．０７００％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて金属組織の微細化を図る場合には、炭窒化物の析出を促進させるためにＮ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを引き起こす。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、０．００８０％以下、０．００５０％以下とすることが好ましい。溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上としてもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入される元素や意図的に微量添加される元素であって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記元素に加え、以下の元素を任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有しない場合の含有量の下限は０％である。以下、各任意元素について詳細に説明する。
Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％およびＶ：０．００５～０．５００％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、ピン止め効果によって金属組織を微細化する作用を有するため、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。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とするか、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするか、あるいはＶ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とし、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とし、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０２～２．００％およびＢ：０．０００１～０．０１００％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、いずれも、鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、ＣｕおよびＭｏは鋼中に炭化物を析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。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。
Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱延鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下、１．００％以下である。
上述したようにＣｒは、鋼板の焼入性を高める作用および残留オーステナイトを安定化させる作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上、０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。
上述したようにＭｏは、鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上、０．０２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量を１．００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下、０．２０％以下である。
上述したようにＮｉは、鋼板の焼入性を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
上述したようにＢは、鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上、０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の延性が著しく低下するため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％およびＢｉ：０．０００５～０．０２０％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱延鋼板の成形性を高める作用を有する。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。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＢｉのいずれか１種以上を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量またはＭｇ含有量が０．０２００％を超えると、あるいはＲＥＭ含有量が０．１０００％を超えると、鋼中に介在物が過剰に生成され、却って熱延鋼板の延性を低下させる場合がある。また、Ｂｉ含有量を０．０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１０００％以下、並びにＢｉ含有量を０．０２０％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計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。
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％およびＳｎ：０～０．０５０％
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素を合計で１．００％以下含有させても、本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上を合計で１．００％以下含有させてもよい。
また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱延鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。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。
熱延鋼板の金属組織
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板では、金属組織が、面積％で、ベイナイト：４０～９２％、焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、残留オーステナイト：３～２０％、フェライト：５％以下、フレッシュマルテンサイト：５％以下、およびパーライト：５％以下からなり、前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下である。
なお、本実施形態では、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置、且つ板幅方向中央位置における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、熱延鋼板の代表的な金属組織を示すからである。なお、板厚の「１／４位置」とは、金属組織を特定するための観察位置であり、厳密に１／４深さに限定されない。板厚の１／８～３／８深さの範囲のどこかを観察して得られる金属組織を、１／４位置の金属組織とみなすことができる。
ベイナイト：４０～９２％
ベイナイトは、熱延鋼板の強度および延性を向上する組織である。ベイナイトの面積率が４０％未満であると、所望の強度および延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は４０％以上とする。好ましくは、５０％以上、５５％以上、６５％以上、７０％以上である。
一方、ベイナイトの面積率が９２％超であると、所望の延性を得ることができない。そのため、ベイナイトの面積率は９２％以下とする。好ましくは、９０％以下、８５％以下である。
焼き戻しマルテンサイト：５～４０％
焼き戻しマルテンサイトは、熱延鋼板の強度を向上する組織である。焼き戻しマルテンサイトの面積率が５％未満であると、所望の強度を得ることができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトの面積率は５％以上とする。好ましくは、１０％以上、１５％以上である。
一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、所望の延性を得ることができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトの面積率は４０％以下とする。好ましくは、３５％以下、３０％以下である。
残留オーステナイト：３～２０％
残留オーステナイトは、熱延鋼板の延性を向上する組織である。残留オーステナイトの面積率が３％未満であると、所望の延性を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は３％以上とする。好ましくは、５％以上、７％以上、１０％以上である。
一方、残留オーステナイトの面積率が２０％を超えると、所望の強度を得ることができない。そのため、残留オーステナイトの面積率は２０％以下とする。好ましくは、１８％以下、１５％以下である。
フェライト：５％以下
フェライトは軟質な組織であるため、フェライトの面積率が多すぎると、所望の強度を得ることができない。そのため、フェライトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。フェライトの面積率は少ない程好ましいため、フェライトの面積率は０％であってもよい。
フレッシュマルテンサイト：５％以下
フレッシュマルテンサイトは硬質な組織であるため、熱延鋼板の強度の向上に寄与する。しかし、フレッシュマルテンサイトは延性に乏しく、さらに局部延性を低下させる組織でもある。フレッシュマルテンサイトの面積率が多すぎると、所望の延性および局部延性を得ることができない。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。フレッシュマルテンサイトの面積率は少ない程好ましいため、フレッシュマルテンサイトの面積率は０％であってもよい。
パーライト：５％以下
パーライトの面積率が多すぎると、残留オーステナイト量が減少し、十分な量の、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒を確保することができない場合がある。そのため、パーライトの面積率は５％以下とする。好ましくは、４％以下、３％以下、２％以下である。パーライトの面積率は少ない程好ましいため、パーライトの面積率は０％であってもよい。
焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％が、ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上
本発明者らは、ベイナイトの全結晶粒のうち、個数％で８０％以上のベイナイトの結晶粒が、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接することで、熱延鋼板の局部延性が向上することを知見した。このメカニズムは以下の通りであると本発明者らは推測する。
残留オーステナイトと焼き戻しマルテンサイトとが接している場合、残留オーステナイトと焼き戻しマルテンサイトとの界面では、軟質な残留オーステナイトと硬質な焼き戻しマルテンサイトとの硬度差によって、変形時に、焼き戻しマルテンサイトに応力集中が生じる。その結果、焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの界面にボイドが生成し易くなる。焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの界面に生成したボイドは、熱延鋼板の局部延性を劣化させる原因となる。そこで、ベイナイトの全結晶粒のうち、個数％で８０％以上のベイナイトの結晶粒が、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するようにすることで、変形時に、焼き戻しマルテンサイトに応力集中が生じにくくなる。その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができる。
焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％が、ベイナイトの全結晶粒のうち、８０％未満であると、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％は、ベイナイトの全結晶粒のうち、８０％以上とする。好ましくは、８３％以上、８５％以上、８７％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％の上限は特に規定する必要は無いが、１００％、９９％、９８％としてもよい。
なお、ベイナイトの結晶粒のうち、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒以外の結晶粒としては、焼き戻しマルテンサイトと接することなく、残留オーステナイトとのみ接するベイナイトの結晶粒、および焼き戻しマルテンサイトおよびパーライトの両方に接するベイナイトの結晶粒等が挙げられる。
上述した各組織のうち、残留オーステナイト以外の組織の面積率は、以下の方法により測定する。
まず、熱延鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における金属組織が観察できるように試験片を採取する。次に、板厚断面を研磨した後、研磨面をナイタール腐食し、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、３０μｍ×３０μｍの領域を少なくとも３領域組織観察する。この組織観察により得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率を得る。その後、同様の観察位置に対し、レペラー腐食をした後、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて組織観察を行い、得られた組織写真に対して画像解析を行うことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出する。
上述の組織観察において、各組織は、以下の方法により同定する。
ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径が２０ｎｍ以上かつ異なる方向に伸長したＦｅ系炭化物を含む組織を焼き戻しマルテンサイトとみなす。熱処理条件によっては、焼き戻しマルテンサイトの内部に複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。
フレッシュマルテンサイトは転位密度が高く、かつ粒内にブロックやパケットといった下部組織を持つ組織であるので、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像によれば、他の金属組織と区別することが可能である。
ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含まない組織のうちフレッシュマルテンサイトでない組織、又は、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含み、そのＦｅ系炭化物が単一のバリアントを有する、すなわち同一方向に伸張したＦｅ系炭化物である組織をベイナイトとみなす。ここで、同一方向に伸長したＦｅ系炭化物とは、Ｆｅ系炭化物の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。
塊状の結晶粒であって、組織の内部にラス等の下部組織を含まない組織をフェライトとみなす。
板状のフェライトとＦｅ系炭化物とが層状に重なっている組織をパーライトとみなす。
焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％は、上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で観察した領域と同じ領域について以下の測定を行うことで得る。
板厚断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーを、アルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨によりサンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、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ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
得られた結晶方位情報と、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能とを用いて、残留オーステナイトの存在位置を確認する。結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。
観察領域におけるベイナイトの結晶粒の個数、並びに、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数を数える。焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数を、ベイナイトの全結晶粒の個数で除することで、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％を得る。
なお、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの存在位置は上述の光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡による組織観察で確認し、残留オーステナイトの存在位置は上述のＥＢＳＤ解析による観察によって確認する。また、平均結晶方位差が１５°以上である粒界によって囲まれたベイナイトを、１個のベイナイトの結晶粒とみなす。平均結晶方位差が１５°以上である粒界は、ＥＢＳＤ解析により得られた結晶方位情報をＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ」機能を用いて特定することができる。
残留オーステナイトの面積率は以下の方法により測定する。
本実施形態では、残留オーステナイトの面積率はＸ線回折により測定する。まず、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の、板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置において、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。これにより、残留オーステナイトの面積率を得る。
残留オーステナイト中のＣ濃度：０．８０質量％以上
残留オーステナイト中のＣ濃度（炭素濃度）が０．８０質量％未満の場合、残留オーステナイトは、変形の早期において多量にマルテンサイト変態し、そして、その後の変形にて硬質なマルテンサイトとして働くため、局部延性を低下させる。残留オーステナイト中のＣ濃度を０．８０質量％以上とすることにより、残留オーステナイトが適度に安定化し、変形後期の高歪域まで残留オーステナイトを残すことが出来、その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度は０．８０質量％以上とする。残留オーステナイト中のＣ濃度は、より好ましくは０．９０質量％以上、１．００質量％以上、１．２０質量％以上である。
また、残留オーステナイト中のＣ濃度を２．００質量％以下とすることにより、残留オーステナイトの過度な安定化を抑制し、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）をより確実に発現させることができる。したがって、残留オーステナイト中のＣ濃度は２．００質量％以下としてもよい。
残留オーステナイト中のＣ濃度は、Ｘ線回折により求める。具体的には、圧延方向に平行な板厚断面における、鋼板表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における金属組織において、Ｃｕ－Ｋα線によるＸ線回折を行い、残留オーステナイトの（２００）面、（２２０）面および（３１１）面の反射角から格子定数ａ（単位はオングストローム）を求め、下記式（Ａ）に従って残留オーステナイト中のＣ濃度（Ｃγ）を算出する。これにより、残留オーステナイト中のＣ濃度（質量％）を得る。
Ｃγ＝（ａ－３．５７２）／０．０３３・・・（Ａ）
残留オーステナイトの平均結晶粒径：０．７０μｍ以下
残留オーステナイトの大きさは、残留オーステナイトの安定性に大きな影響を及ぼす。残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ超であると、残留オーステナイトが鋼中に均一に分散せず、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を効果的に発揮させることができない。その結果、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、０．７０μｍ以下とする。好ましくは、０．６０μｍ以下、０．５０μｍ以下である。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、０．１０μｍ以上としてもよい。
残留オーステナイトの平均結晶粒径は以下の方法により測定する。
熱延鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面の、表面から板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における金属組織が観察できるように試験片を採取する。
上記試験片の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーを、アルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨によりサンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、長さ５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、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ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
得られた結晶方位情報とＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能とを用いて、残留オーステナイトの平均結晶粒径を算出する。結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断して、各残留オーステナイトの円相当径を算出することで、各残留オーステナイトの結晶粒径を得る。観察領域における残留オーステナイトの結晶粒径の平均値を算出することで、残留オーステナイトの平均結晶粒径を得る。
ビッカース硬度の標準偏差：２５ＨＶ０．０１以下
ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１超であると、組織間の硬度差が大きいため、熱延鋼板の局部延性を向上することができない。そのため、ビッカース硬度の標準偏差は２５ＨＶ０．０１以下とする。好ましくは、２３ＨＶ０．０１以下、２０ＨＶ０．０１以下、１８ＨＶ０．０１以下である。
ビッカース硬度の標準偏差は１ＨＶ０．０１以上としてもよい。
ビッカース硬度の標準偏差は、熱延鋼板の局部延性を向上させる観点から、小さい方が望ましい。つまり、熱延鋼板において硬度の大きい焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化することで、ビッカース硬度の標準偏差を下げることができる。
ビッカース硬度の標準偏差は、次の方法により得る。
圧延方向に平行な板厚断面のうち、板幅方向中央位置における金属組織において、板厚×１ｍｍの範囲で、３００点以上の測定点を等間隔に、ビッカース硬度を測定する。測定荷重は１０ｇｆとする。測定結果に基づいて、ビッカース硬度（ＨＶ０．０１）の標準偏差を算出する。
最大高さ粗さＲｚ：１５．０μｍ以下
熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚは、１５．０μｍ以下であってもよい。表面の最大高さ粗さＲｚを１５．０μｍ以下とすることで、局部曲げ性を向上することができる。表面の最大高さ粗さＲｚは、好ましくは１４．０μｍ以下、１３．０μｍ以下である。表面の最大高さ粗さＲｚの下限は特に限定しないが、１．０μｍ以上としてもよい。
最大高さ粗さＲｚは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して測定をすることで得る。
機械特性
本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ以上であってもよい。引張強さを１１８０ＭＰａ以上とすることで、車体軽量化により寄与することができる。引張強さの上限は特に限定する必要は無いが、１５００ＭＰａ以下としてもよい。
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、全伸びを１０．０％以上としてもよく、引張強さＴＳと局部伸びｌ－Ｅｌとの積（ＴＳ×ｌ－Ｅｌ）を８４００ＭＰａ・％以上としてもよい。全伸びの上限は３０．０％以下としてもよく、ＴＳ×ｌ－Ｅｌの上限は１５０００ＭＰａ・％以下としてもよい。
引張強さ、全伸びおよび局部伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向が長手方向となるように引張試験片を採取すればよい。
板厚
本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚を０．５ｍｍ以上とすることで、圧延完了温度の確保が容易になるとともに圧延荷重を低減できるため、熱間圧延を容易に行うことができる。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上としてもよい。好ましくは、板厚は１．２ｍｍ以上、１．４ｍｍ以上である。また、板厚を８．０ｍｍ以下とすることで、金属組織の微細化が容易となり、上述した金属組織を容易に確保することができる。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは、板厚は６．０ｍｍ以下である。
めっき層
上述した化学組成および金属組織を有する本実施形態に係る熱延鋼板は、耐食性の向上等を目的として、表面にめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施すことで、耐食性をさらに高めることも可能である。
製造条件
本実施形態に係る熱延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（６）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。本実施形態において熱延鋼板の温度は、板幅方向最端部であれば接触式または非接触式温度計で測定する。熱延鋼板の板幅方向最端部以外であれば、熱電対により測定するか、伝熱解析により計算する。
（１）スラブを１１００℃以上に加熱して保持した後、熱間圧延する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で熱間圧延を行う。
（３）８５０℃以上で熱間圧延を完了する。
（４）熱間圧延完了後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で巻取り温度まで冷却する。
（５）巻取り温度をＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域として巻取る。また、巻取り時の巻取り張力を３．６ｋｇ／ｍｍ２以上とする。なお、Ｔ１（℃）は下記式＜１＞により表される。
（６）巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とする。
Ｔ１（℃）＝５９１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］ …＜１＞
ただし、各式中の［元素記号］は各元素の鋼中の含有量（質量％）を示す。当該元素を含有しない場合は０を代入する。
熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブ、鋳造および分塊により得られたスラブなどを用いることができる。必要によっては、それらスラブに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。
熱間圧延に供するスラブは、スラブ加熱時のオーステナイトの結晶粒のサイズを均一にするために、１１００℃以上に加熱して保持する。１１００℃以上で保持する時間（保持時間）は、６０００秒以上とすることが好ましい。スラブの加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましい。また、スラブの加熱温度を１１７０℃以下とすることで、熱延鋼板の表面の最大高さ粗さＲｚを低減することができる。その結果、熱延鋼板の局部曲げ性を向上することができる。なお、１１００℃以上の温度域での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上で変動させてもよく、一定としてもよい。
熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた熱間圧延とすることがより好ましい。
８５０～１１００℃の温度域で熱間圧延を行うことにより、再結晶オーステナイト粒の微細化を図ることができる。熱間圧延は、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるように行うことが好ましい。
なお、８５０～１１００℃の温度域の板厚減とは、この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終パス後の出口板厚をｔ１としたとき、（ｔ０－ｔ１）／ｔ０×１００（％）で表すことができる。
熱間圧延完了温度：８５０℃以上
熱間圧延の完了温度は８５０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の完了温度を８５０℃以上とすることで、オーステナイト中のフェライト核生成サイト数の過剰な増大を抑制することができる。さらにその結果、最終組織（製造された熱延鋼板の金属組織）におけるフェライトの生成を抑えられ、高強度の熱延鋼板を得ることができる。熱間圧延の完了温度の上限は特に限定されないが、１１００℃以下としてもよい。
熱間圧延完了後の冷却：平均冷却速度３０℃／ｓ以上
熱間圧延により細粒化したオーステナイト結晶粒の成長を抑制するため、熱間圧延完了後は、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度でＴ１（℃）未満の温度域まで冷却を行うことが好ましい。
熱間圧延完了後に、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度でＴ１（℃）未満の温度域まで冷却を行うことで、フェライトおよびパーライトの生成を抑制できる。これにより、熱延鋼板の強度が向上する。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却開始時（冷却設備への鋼板の導入時）から加速冷却完了時（冷却設備から鋼板の導出時）までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却開始時から加速冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度を速くすると冷却設備が大掛かりとなり、設備コストが高くなる。このため、設備コストを考慮すると、３００℃／ｓ以下が好ましい。また、冷却停止温度は、後述する巻取り温度との関係からＴ１－１００℃以上とするとよい。
巻取り温度：Ｔ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域
巻取り温度はＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満の温度域とする。巻取り温度をＴ１－１００℃以上、Ｔ１（℃）未満とすることで、所望量の焼き戻しマルテンサイトを得ることができ、その結果、所望量の、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒を得ることができる。また、所望のサイズの残留オーステナイトを得ることができる。
巻取り張力：３．６ｋｇ／ｍｍ２以上
巻取り時の鋼板張力（巻取り張力）は３．６ｋｇ／ｍｍ２以上とする。
巻取り時の巻取り張力は、目標とする強度クラス、鋼板の寸法（板厚、板幅）によって適宜、設定されるが、一般的に、巻取りは３．０ｋｇ／ｍｍ２以下の巻取り張力で行われることが多い。しかし、本発明者らは、上記化学組成を有するスラブを上記条件にて熱間圧延した後、巻取り時の巻取り張力を３．６ｋｇ／ｍｍ２以上として巻き取ることで、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％を多くすることができ、熱延鋼板の局部延性を向上できることを知見した。これは、巻取り時の巻取り張力を高めることによって、焼き戻しマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの間にひずみが生じ、その結果、その位置でのベイナイトの生成が促進されたためだと考えている。
巻取り張力の上限は特に規定しないが、設備負荷の増大を抑制する観点から５．０ｋｇ／ｍｍ２以下としてもよい。
巻取り時の巻取り張力は、モータの出力によって、所定の範囲となるよう制御するとよい。
巻取り後の冷却：巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度が２０℃／ｈ以下
巻取り後、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とすることで、焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化させることができ、組織間の硬度差を十分に低減することができる。一方で、巻取り後の平均冷却速度が２０℃／ｈを超えると、焼き戻しマルテンサイトを十分に軟化させることができず、ビッカース硬度の標準偏差が増大してしまう場合がある。そのため、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度は２０℃／ｈ以下とする。また、巻取り温度～室温の温度域における平均冷却速度を２０℃／ｈ以下とすることで、残留オーステナイトに十分な量のＣを濃化させることができる。それらの結果、熱延鋼板の局部延性および延性を向上することができる。
巻取り後の冷却の平均冷却速度の下限は特に規定しないが、５℃／ｈ以上としてもよい。また、巻取り後の平均冷却速度は、保温カバーやエッジマスク、ミスト冷却等によって制御するとよい。
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１および表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３に示す製造条件により、表４に示す熱延鋼板を得た。なお、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるように熱間圧延を行った。
得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、各組織の面積率、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方に接するベイナイトの結晶粒の個数％、残留オーステナイト中のＣ濃度、残留オーステナイトの平均結晶粒径、ビッカース硬度の標準偏差、並びに、表面の最大高さ粗さＲｚを求めた。得られた測定結果を表５に示す。
引張強さ、延性および局部延性
ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行った。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に直角な方向が長手方向となるよう引張試験片を採取した。これにより、引張（最大）強さ、全伸びおよび局部伸びを得た。なお、局部伸びは、全伸びから均一伸びを引いた値とした。
引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ以上であった場合、優れた強度を有するとして合格と判定し、引張（最大）強さが１１８０ＭＰａ未満であった場合、優れた強度を有さないとして不合格と判定した。
全伸びが１０．０％以上であった場合、優れた延性を有するとして合格と判定し、全伸びが１０．０％未満であった場合、優れた延性を有さないとして不合格と判定した。
また、引張強さＴＳと局部伸びｌ－Ｅｌとの積（ＴＳ×ｌ－Ｅｌ）が８４００ＭＰａ・％以上であった場合、優れた局部延性を有するとして合格と判定し、ＴＳ×ｌ－Ｅｌが８４００ＭＰａ・％未満であった場合、優れた局部延性を有さないとして不合格と判定した。
局部曲げ性
局部曲げ性は、以下の方法により評価した。
ＪＩＳ Ｚ ２２０４：２０１４に記載の１号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４に記載のＶブロック法を用い、Ｖ曲げ試験を行った。試験片は圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるよう採取し、表面が曲げ外側になるように曲げた。Ｖブロックの底部における半径を１．０ｍｍから６．０ｍｍまで０．５ｍｍ刻みで変化させ、試験片に割れが発生しなかった最も小さい半径を限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として求めた。限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を試験片板厚ｔ（ｍｍ）で除した値Ｒ／ｔが１．６以下である場合を局部曲げ性に優れるとして合格判定とした。
得られた測定結果を表５に示す。
Figure 0007348573000001
Figure 0007348573000002
Figure 0007348573000003
Figure 0007348573000004
Figure 0007348573000005
表５から分かるように、本発明例である製造Ｎｏ．１～３および１１～２４において、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板が得られた。また、表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下である製造Ｎｏ．１および３、１１～１６および２３では、上記特性を有した上で更に、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板が得られた。
一方、化学組成および／または金属組織が本発明で規定する範囲内でない製造Ｎｏ．４～１０および２５～２９は、特性（引張強さ、延性および局部延性）のうちいずれか一つ以上が劣った。
本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性および局部延性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明の上記の好ましい態様によれば、上記諸特性を有した上で更に、優れた局部曲げ性を有する熱延鋼板を提供することができる。
本発明に係る熱延鋼板は、自動車部材、機械構造部材さらには建築部材に用いられる工業用素材として好適である。

Claims (3)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．１００～０．３５０％、
    Ｓｉ：１．００～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０３００％以下、
    Ｎ ：０．１０００％以下、
    Ｏ ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０～０．３００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｖ ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２０％、
    Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷのうち１種または２種以上：合計で０～１．００％、並びにＳｎ：０～０．０５０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなり、
    金属組織が、面積％で、
    ベイナイト：４０～９２％、
    焼き戻しマルテンサイト：５～４０％、
    残留オーステナイト：３～２０％、
    フェライト：５％以下、
    フレッシュマルテンサイト：５％以下、および
    パーライト：５％以下からなり、
    前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの両方に接する前記ベイナイトの結晶粒の個数％が、前記ベイナイトの全結晶粒のうち８０％以上であり、
    前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．８０質量％以上であり、
    前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．７０μｍ以下であり、
    ビッカース硬度の標準偏差が２５ＨＶ０．０１以下であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 表面の最大高さ粗さＲｚが１５．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    Ｖ ：０．００５～０．５００％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０２～２．００％、
    Ｂ ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、および
    Ｂｉ：０．０００５～０．０２０％
    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２に記載の熱延鋼板。
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