JP7495640B2 - 熱延鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、熱延鋼板に関する。具体的には、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される熱延鋼板、特に、高強度であり、且つ延性およびせん断加工性に優れる熱延鋼板に関する。
本願は、２０２０年８月２７日に、日本に出願された特願２０２０－１４３７４２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、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減が取り組まれている。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員の安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。自動車部材には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、その中でも延性は成形性の重要な指標として位置付けられている。また、自動車部材はプレス成形によって成形されるが、そのプレス成形のブランク板は生産性が高いせん断加工によって製造されることが多い。せん断加工によって製造されるブランク板では、せん断加工後の端面精度に優れる必要がある。例えば、せん断加工後の端面（せん断端面）の様相が、せん断面―破断面―せん断面となる２次せん断面が発生すると、せん断端面の精度が著しく悪化する。
延性向上の技術については、例えば特許文献１には、平均結晶粒径が１０μｍ以下であるフェライト中に平均結晶粒径が５μｍ以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板では、加工中にオーステナイトがマルテンサイト変態して、変態誘起塑性により大きな伸びを示すものの、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献１には、フェライトおよび残留オーステナイトを微細化することにより、延性のみならず穴拡げ性も向上する、と開示されている。
特許文献２には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、延性および伸びフランジ性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
せん断加工性の向上についての技術は、例えば特許文献３には、表層のフェライト粒径ｄｓと内部のフェライト結晶粒ｄｂとの比ｄｓ／ｄｂを０．９５以下に制御することで、打ち抜き後のバリ高さを制御する技術が開示されている。
特許文献４にはＰの含有量を低減することで板端面のハガレやメクレを改善する技術が開示されている。
日本国特開平１１－６１３２６号公報 日本国特開２００５－１７９７０３号公報 日本国特開平１０－１６８５４４号公報 日本国特開２００５－２９８９２４号公報
Ｊ． Ｗｅｂｅｌ， Ｊ． Ｇｏｌａ， Ｄ． Ｂｒｉｔｚ， Ｆ． Ｍｕｃｋｌｉｃｈ， Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ １４４ （２０１８） ５８４－５９６ Ｄ． Ｌ． Ｎａｉｋ， Ｈ． Ｕ． Ｓａｊｉｄ， Ｒ． Ｋｉｒａｎ， Ｍｅｔａｌｓ ２０１９， ９， ５４６ Ｋ． Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ， Ｃｏｎｔｒａｓｔ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ａｄａｐｔｉｖｅ Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ， Ｃｈａｐｔｅｒ ＶＩＩＩ．５， Ｇｒａｐｈｉｃｓ Ｇｅｍｓ ＩＶ． Ｐ．Ｓ． Ｈｅｃｋｂｅｒｔ （Ｅｄｓ．）， Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ， ＭＡ， Ａｃａｄｅｍｉｃ Ｐｒｅｓｓ， １９９４， ｐｐ． ４７４－４８５
特許文献１～４に開示された技術は、いずれも延性またはせん断加工後の端面性状のいずれか一方を向上させる技術ではある。しかし、特許文献１～３ではこれらの特性を両立させる技術について言及されてない。特許文献４では、せん断加工性とプレス成形性との両立について言及されている。しかし、特許文献４に開示された鋼板の強度は８５０ＭＰａ未満であるため、９８０ＭＰａ以上の高強度の部材へ適用することは困難な場合がある。
本発明は、従来技術の上記課題に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに、優れた延性およびせん断加工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）～（ｉ）を得て、本発明を完成した。なお、優れたせん断加工性を有するとは、せん断加工時に、２次せん断面の発生が抑制されることを示す。また、優れた強度または高い強度を有するとは、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを示す。
（ａ）優れた引張（最大）強さを得るためには、硬質な組織を活用することが好ましい。すなわち、マルテンサイトやベイナイトを金属組織中に含むことが好ましい。
（ｂ）しかし、硬質な組織は延性に乏しい組織であるため、単にこれらを主体とする金属組織とするだけでは、優れた延性を確保することができない。
（ｃ）高強度の熱延鋼板に優れた延性も兼備させるためには、延性の高いフェライトを適量含有させることが効果的である。
（ｄ）フェライトは一般的に軟質であるため、所望の強度を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を析出強化元素として活用することが必要である。そのため、熱延プロセスにおいて中間空冷を施し、適切な量の析出強化フェライトを得ることが効果的である。
（ｅ）２次せん断面の発生を抑制するには、十分にせん断面が形成された後に破断面を形成させることが重要である。そのためには、せん断加工時に工具の刃先から早期にき裂が発生することを抑制する必要がある。そのためには、Ｍｎ偏析が少なく、組織形態に周期性がなくランダムであり、かつ金属組織の均一性が高いことが重要である。
（ｆ）具体的には、Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とすること、並びに、金属組織の周期性および均一性を制御することが、２次せん断面の抑制に効果的である。
（ｇ）Ｍｎ濃度の標準偏差を一定値以下とするためには、スラブ加熱工程およびその後の熱間圧延工程が重要である。例えば７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持すること、および８５０℃～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことが効果的である。
（ｈ）組織形態の周期性を低下させるには、熱間圧延中のオーステナイトの再結晶挙動を制御することが重要である。例えば、熱間圧延の最終段の圧下率および圧延温度を所定の範囲内に制御し、熱間圧延の最終段の１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とし、熱間圧延の最終段後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることが効果的である。このような熱間圧延条件により、微細かつ等軸な再結晶オーステナイト粒を作り込むことができ、その後の冷却条件との組み合わせにより、組織形態の周期性を低下させることができる。
（ｉ）金属組織の均一性を高めるには、中間空冷を施して所望量のフェライトを得た後、３５０℃以下まで冷却して鉄炭化物の析出を抑制することが効果的である。
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：０．０５０～０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５～３．００％、
Ｍｎ：１．００～４．００％、
Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
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、
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：０～０．０５％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、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、
前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
引張強さが９８０ＭＰａ以上である。
（２） 上記（１）に記載の熱延鋼板は、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満であってもよい。
（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、
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、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を得ることができる。また、本発明に係る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、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
本発明の上記態様に係る熱延鋼板は、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。
本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。 比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。
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。
１．化学組成
本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～３．００％、Ｍｎ：１．００～４．００％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、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。
（１－１）Ｃ：０．０５０～０．２５０％
Ｃは、硬質相の分率を上昇させるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化元素と結合することで、フェライトの強度を上昇させる。Ｃ含有量が０．０５０％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０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上、より好ましくは０．０７０％以上、より一層好ましくは０．０８０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２５０％超では、フェライトの分率が低下することで、熱延鋼板の延性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５０％以下である。
（１－２）Ｓｉ：０．０５～３．００％
Ｓｉは、フェライトの生成を促進して熱延鋼板の延性を向上させる作用と、フェライトを固溶強化して熱延鋼板の強度を上昇させる作用とを有する。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０．０５％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０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．８０％以上である。
しかし、Ｓｉ含有量が３．００％超では、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。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、より好ましくは２．５０％以下である。
（１－３）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、９８０ＭＰａ以上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１．３０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、Ｍｎの偏析に起因して、硬質相の形態が周期的なバンド状となり、所望のせん断加工性を得ることが困難となる。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、より好ましくは３．５０％以下である。
（１－４）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．０６０％未満であると、これらの効果を得ることができない。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．０６０％以上とする。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの全てが含有されている必要はなく、いずれか１種でも含まれていればよく、その合計の含有量が０．０６０％以上であればよい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量は、好ましくは０．０８０％以上、より好ましくは０．１００％以上である。
一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量が０．５００％を超えると、加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計の含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、より一層好ましくは０．２００％以下である。
（１－５）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して、鋼を健全化する作用を有するとともに、フェライトの生成を促進し、熱延鋼板の延性を高める作用を有する。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、より好ましくは１．３００％以下、より一層好ましくは１．０００％以下である。
なお、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。
（１－６）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元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよいが、Ｐは偏析し易い元素であり、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％以下に制限する。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％とすることが好ましい。
（１－７）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％以下に制限する。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％とすることが好ましい。
（１－８）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％以下であり、より好ましくは０．０７００％以下であり、より一層好ましくは０．０１００％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、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をより微細化する場合には、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。
（１－９）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、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。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、または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および不純物であってもよい。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もの、および／または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、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、ＷおよびＳｎを任意元素として含有してもよい。上記任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
（１－１０）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、熱延鋼板の焼入性を高める作用を有する。また、ＣｕおよびＭｏは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。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、熱延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、より好ましくは１．００％以下である。
上述したようにＣｒは、熱延鋼板の焼入性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、Ｃｒ含有量を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、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、熱延鋼板の焼入性を高める作用および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、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。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、より好ましくは０．２０％以下である。
上述したようにＮｉは、熱延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含有量は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、熱延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％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱延鋼板の成形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。
（１－１１）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、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱延鋼板の延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、熱延鋼板の延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含有量および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。
（１－１２）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：０～０．０５％
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。しかし、Ｓｎを多量に含有させると熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％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。
２．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は、金属組織が、面積％で、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下である。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板は、高強度、優れた延性およびせん断加工性を得ることができる。なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置における金属組織における組織分率、Ｅ値、Ｉ値およびＭｎ濃度の標準偏差を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。
（２－１）残留オーステナイトの面積分率：３．０％未満
残留オーステナイトは室温でも面心立方格子として存在する金属組織である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により熱延鋼板の延性を高める作用を有する。一方、残留オーステナイトは、せん断加工中には高炭素のマルテンサイトに変態するため、安定的なき裂発生を阻害し、２次せん断面形成の原因となる。残留オーステナイトの面積分率が３．０％以上では、上記作用が顕在化し、熱延鋼板のせん断加工性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの面積分率は３．０％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは１．５％未満、より好ましくは１．０％未満である。残留オーステナイトは少ない程好ましいため、残留オーステナイトの面積分率は０％であってもよい。
残留オーステナイトの面積分率の測定方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）解析、磁気測定による方法などがあり、測定方法によって測定値が異なる場合がある。本実施形態では、残留オーステナイトの面積分率はＸ線回折により測定する。
本実施形態におけるＸ線回折による残留オーステナイト面積分率の測定では、まず、熱延鋼板の板厚の１／４深さ（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）、且つ板幅方向中央位置における、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面積分率を得る。
（２－２）フェライトの面積分率：１５．０％以上６０．０％未満
フェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。フェライトは加工硬化率が高いため、熱延鋼板の強度－延性バランスを高める作用がある。上記の作用を得るため、フェライトの面積分率は１５．０％以上とする。好ましくは２０．０％以上であり、より好ましくは２５．０％以上であり、より一層好ましくは３０．０％以上である。
一方、フェライトは強度が低いため、面積分率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない。このため、フェライト面積分率は６０．０％未満とする。好ましくは５０．０％以下であり、より好ましくは４５．０％以下である。
（２－３）パーライトの面積分率：５．０％未満
パーライトは、フェライト同士の間にセメンタイトが層状に析出したラメラ状の金属組織であり、またベイナイトやマルテンサイトと比較すると軟質な金属組織である。パーライトの面積分率が５．０％以上であると、パーライトに含まれるセメンタイトに炭素が消費され、残部組織であるマルテンサイトおよびベイナイトの強度が低下し、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。したがって、パーライトの面積分率は５．０％未満とする。パーライトの面積分率は、好ましくは３．０％以下である。鋼板の伸びフランジ性を向上させるために、パーライトの面積分率は可能な限り低減することが好ましく、パーライトの面積分率は０％であることがより一層好ましい。
なお、本実施形態に係る鋼板には、残留オーステナイト、フェライトおよびパーライト以外の残部組織として、合計の面積分率が３２．０％超８５．０％以下のベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上からなる硬質組織が含まれる。
金属組織の面積分率の測定は、以下の方法で行う。圧延方向に平行な断面を鏡面に仕上げ、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、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１／４深さ位置（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）、且つ板幅方向中央位置の領域を、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。
さらに、同一視野において反射電子像を撮影する。まず、反射電子像からフェライトとセメンタイトとが層状に析出した結晶粒を特定し、当該結晶粒の面積分率を算出することで、パーライトの面積分率を得る。その後、パーライトと判別された結晶粒を除く結晶粒に対し、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「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°以下の領域をフェライトと判定する。フェライトと判定された領域の面積分率を求めることで、フェライトの面積分率を得る。
続いて、残部領域（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値が１．０°超の領域）の内、５°粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイトとして抽出し、Ｉα／２以下となる領域を「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」として抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積分率を得る。また、抽出した「パーライト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」の面積分率を算出し、上述のＥＢＳＤ解析により得られたパーライトの面積分率を引くことで、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの面積率の合計を得る。
（２－４）Ｅ値：１０．７以上、Ｉ値：１．０２０以上
２次せん断面の発生を抑制するには、十分にせん断面が形成された後に破断面を形成させることが重要であり、せん断加工時に工具の刃先から早期にき裂が発生することを抑制する必要がある。そのためには、金属組織の周期性が低く、且つ金属組織の均一性が高いことが重要である。本実施形態では、金属組織の周期性を示すＥ（Ｅｎｔｒｏｐｙ）値および金属組織の均一性を示すＩ（Ｉｎｖｅｒｃｅ ｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｄ ｍｏｍｅｎｔ ｎｏｒｍ）値を制御することで、２次せん断面の発生を抑制する。
Ｅ値は金属組織の周期性を表す。バンド状組織が形成する等の影響で輝度が周期的に配列している、すなわち金属組織の周期性が高い場合にはＥ値は低下する。本実施形態では、周期性が低い金属組織とする必要があるため、Ｅ値を高める必要がある。Ｅ値が１０．７未満であると、２次せん断面が発生しやすくなる。周期的に配列した組織を起点として、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｅ値は１０．７以上とする。好ましくは１０．８以上であり、より好ましくは１１．０以上である。Ｅ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１３．０以下、１２．５以下、または１２．０以下としてもよい。
Ｉ値は金属組織の均一性を表し、一定の輝度を持つ領域の面積が広いほど上昇する。Ｉ値が高いことは、金属組織の均一性が高いことを意味する。本実施形態では、均一性が高い金属組織とする必要があるため、Ｉ値を高める必要がある。Ｉ値が１．０２０未満であると、結晶粒内の析出物および元素濃度差に起因する硬度分布の影響により、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生して破断面が形成され、その後再びせん断面が形成される。これにより、２次せん断面が発生しやすくなると推定される。よって、Ｉ値は１．０２０以上とする。好ましくは１．０２５以上であり、より好ましくは１．０３０以上である。Ｉ値は高い程好ましく、上限は特に規定しないが、１．２００以下、１．１５０以下、または１．１００以下としてもよい。
Ｅ値およびＩ値は以下の方法により得ることができる。
本実施形態において、Ｅ値およびＩ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置（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）、且つ、板幅方向中央位置とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率１０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。
次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域に切り出した画像に、非特許文献３に記載の、コントラスト強調の制限倍率を２．０とした、タイルグリッドサイズが８×８の平滑化処理を施す。９０度を除いて、０度から１７９度まで１度毎に反時計回りに平滑化処理後のＳＥＭ画像を回転させ、１度毎に画像を作成することで、合計で１７９枚の画像を得る。次に、これら１７９枚の画像それぞれに対し、非特許文献１に記載のＧＬＣＭ法を用いて、隣接するピクセル間の輝度の頻度値を行列の形式にて採取する。
以上の方法により採取された１７９個の頻度値の行列を、ｋを元画像からの回転角度として、ｐｋ（ｋ＝０・・・８９、９１、・・・１７９）と表現する。各画像に対し、生成されたｐｋを全てのｋ（ｋ＝０・・・８９、９１・・・１７９）について合計した後に、各成分の総和が１となるように規格化した２５６×２５６の行列Ｐを算出する。更に、非特許文献２に記載の下記式（１）および式（２）を用いて、Ｅ値およびＩ値をそれぞれ算出する。下記式（１）および式（２）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰｉｊと表記している。
Figure 0007495640000001
Figure 0007495640000002
（２－５）Ｍｎ濃度の標準偏差：０．６０質量％以下
本実施形態に係る熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ且つ板幅方向中央位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．６０質量％以下である。これにより、硬質相を均一に分散させることができ、せん断加工のごく早期にせん断工具の刃先からき裂が発生することを防ぐことができる。その結果、２次せん断面の発生を抑制することができる。Ｍｎ濃度の標準偏差は、０．５０質量％以下が好ましく、０．４７質量％以下がより好ましい。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限は、過大バリの抑制の観点から、その値は小さいほど望ましいが、製造プロセスの制約より、実質的な下限は０．１０質量％である。
熱延鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後に、鋼板の表面から板厚の１／４深さ（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）、且つ板幅方向中央位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差を得る。
（２－６）表層の平均結晶粒径：３．０μｍ未満
表層の結晶粒径を細かくすることで、熱延鋼板の曲げ内割れを抑制することができる。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が生じやすくなる（以下、曲げ内割れと呼称する）。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、局所にひずみが集中することで変形が進む（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。
本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になることが分かった。また、本発明者らは、熱延鋼板の表層の結晶粒径が細かいほど、局所的なひずみ集中が抑制され、曲げ内割れが発生しにくくなることを見出した。上記作用を得るためには、熱延鋼板の表層の平均結晶粒径は３．０μｍ未満とすることが好ましい。そのため、本実施形態では、表層の平均結晶粒径を３．０μｍ未満としてもよい。表層の平均結晶粒径は、より好ましくは２．５μｍ以下である。表層領域の平均結晶粒径の下限は特に規定しないが、０．５μｍとしてもよい。
なお、本実施形態において表層とは、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置の領域である。
表層の結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定する。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法は、走査型電子顕微鏡とＥＢＳＰ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法の分析可能エリアは、ＳＥＭで観察できる領域である。ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。
熱延鋼板の圧延方向に平行な断面における、熱延鋼板の表面～表面から深さ５０μｍ位置且つ板幅方向中央位置の領域において、１２００倍の倍率、４０μｍ×３０μｍの領域で、少なくとも５視野において解析を行い、隣接する測定点の角度差が５°以上の場所を結晶粒界と定義し、面積平均の結晶粒径を算出する。得られた面積平均の結晶粒径を、表層の平均結晶粒径とする。
３．引張強度特性
熱延鋼板の機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片とする。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、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。
本実施形態に係る熱延鋼板は、引張（最大）強さが９８０ＭＰａ以上である。好ましくは１０００ＭＰａ以上である。引張強さが９８０ＭＰａ未満であると、適用部品が限定され、車体軽量化の寄与が小さい。上限は特に限定する必要は無いが、金型摩耗抑制の観点から、１７８０ＭＰａとしてもよい。
また、全伸びは１０．０％以上とすることが好ましく、引張強さと全伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）は１３０００ＭＰａ・％以上とすることが好ましい。全伸びは１１．０％以上とすることがより好ましく、１３．０％以上とすることがより一層好ましい。また、引張強さと全伸びとの積は１４０００ＭＰａ・％以上とすることがより好ましく、１５０００ＭＰａ・％ＭＰａ以上とすることがより一層好ましい。全伸びを１０．０％以上且つ引張強さと全伸びとの積を１３０００ＭＰａ・％以上とすることで、適用部品が限定されることなく、車体軽量化に大きく寄与することができる。
４．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、１．２～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が１．２ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は１．２ｍｍ以上としてもよい。好ましくは１．４ｍｍ以上である。一方、板厚が８．０ｍｍ超では、金属組織の微細化が困難となり、上述した金属組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。好ましくは６．０ｍｍ以下である。
５．その他
（５－１）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、表面に耐食性の向上等を目的として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）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
６．製造条件
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の好適な製造方法は、以下の通りである。
本実施形態に係る熱延鋼板を得るためには、所定の条件でスラブの加熱を行った後に熱間圧延を行い、所定の温度域まで加速冷却し、その後緩冷却し、巻き取るまでの冷却履歴を制御することが効果的である。
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）～（９）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。また、応力は鋼板の圧延方向に負荷する応力のことをいう。
（１）スラブを７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する。
（２）８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行う。
（３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前に、１７０ｋＰａ以上の応力を鋼板に負荷する。
（４）熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とし、圧延完了温度Ｔｆが９００℃以上かつ１０１０℃未満となるように熱間圧延を完了する。
（５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでに鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とする。
（６）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００～７３０℃の温度域まで加速冷却する。ただし、熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することは、より好ましい冷却条件である。
（７）６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う。
（８）５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０℃以下の温度域まで冷却する。
（９）３５０℃以下の温度域で巻き取る。
上記製造方法を採用することにより、強度、延性およびせん断加工性に優れる金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件と熱延条件とを適正に制御することによって、Ｍｎ偏析の低減と変態前オーステナイトの等軸化とが図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、所望の金属組織を有する熱延鋼板を安定して製造することができる。
（６－１）スラブ、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や鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれら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、スラブ加熱時に、７００～８５０℃の温度域で９００秒以上保持した後、更に加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することが好ましい。なお、７００～８５０℃の温度域での保持時には、鋼板温度をこの温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。また、１１００℃以上での保持時には、鋼板温度を１１００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。７００～８５０℃の温度域におけるオーステナイト変態において、Ｍｎがフェライトとオーステナイトとの間で分配し、その変態時間を長くすることによって、Ｍｎがフェライト領域内を拡散することができる。これにより、スラブに偏在するＭｎミクロ偏析を解消し、Ｍｎ濃度の標準偏差を著しく減ずることができる。また、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、スラブ加熱時のオーステナイト粒を均一にすることができる。
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および圧延中の鋼板への応力負荷の観点から、少なくとも最終の２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。
（６－２）熱間圧延の圧下率：８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減
８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を行うことにより、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られるとともに、未再結晶オーステナイト粒内へのひずみエネルギーの蓄積が促進される。そして、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにＭｎの原子拡散が促進され、Ｍｎ濃度の標準偏差を小さくすることができる。したがって、８５０～１１００℃の温度域で合計９０％以上の板厚減となるような熱間圧延を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圧延前の入口板厚をｔ０とし、この温度域の圧延における最終段の圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
（６－３）熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の応力：１７０ｋＰａ以上
熱間圧延の最終段から１段前の圧延後、且つ最終段の圧延前の鋼板に負荷する応力を１７０ｋＰａ以上とすることが好ましい。これにより、最終段から１段前の圧延後の再結晶オーステナイトのうち、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位を有する結晶粒の数を低減することができる。｛１１０｝＜００１＞は再結晶し難い結晶方位であるため、この結晶方位の形成を抑制することで最終段の圧下による再結晶を効果的に促進することができる。結果として、熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。鋼板に負荷する応力が１７０ｋＰａ未満の場合、１０．７以上のＥ値を達成することができない場合がある。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１９０ｋＰａ以上である。鋼板に負荷する応力は、タンデム圧延中のロール回転速度の調整により制御可能である。
（６－４）熱間圧延の最終段における圧下率：８％以上、熱間圧延完了温度Ｔｆ：９００℃以上、１０１０℃未満
熱間圧延の最終段における圧下率は８％以上とし、熱間圧延完了温度Ｔｆは９００℃以上とすることが好ましい。熱間圧延の最終段における圧下率を８％以上とすることで、最終段の圧下による再結晶を促進することができる。結果として熱延鋼板のバンド状組織が改善され、金属組織の周期性が低減し、Ｅ値が上昇する。熱間圧延完了温度Ｔｆを９００℃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。その結果、最終組織（製造後の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。また、Ｔｆを１０１０℃未満とすることで、オーステナイト粒径の粗大化を抑制でき、金属組織の周期性を低減してＥ値を１０．７以上とすることができる。
（６－５）熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの応力：２００ｋＰａ未満
熱間圧延の最終段の圧延後、且つ鋼板が８００℃に冷却されるまでの鋼板に負荷する応力は２００ｋＰａ未満とすることが好ましい。鋼板に負荷する応力を２００ｋＰａ未満とすることで、オーステナイトの再結晶が圧延方向に優先的に進み、金属組織の周期性の増大を抑制できる。その結果、Ｅ値を１０．７以上とすることができる。鋼板に負荷する応力は、より好ましくは１８０ＭＰａ以下である。
（６－６）熱間圧延完了後１秒以内に、熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で６００～７３０℃の温度域まで加速冷却
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１秒以内に、５０℃以上冷却することがより好ましい。熱間圧延完了後１秒以内に熱間圧延完了温度Ｔｆ－５０℃以下の温度域まで冷却するためには、熱間圧延完了直後に平均冷却速度の大きい冷却を行う、例えば冷却水を鋼板表面に噴射すればよい。熱間圧延完了後１秒以内にＴｆ－５０℃以下の温度域まで冷却することにより、表層の結晶粒径を微細化でき、耐曲げ内割れ性を高めることができる。
また、前記冷却後に５０℃／秒以上の平均冷却速度で７３０℃以下の温度域まで加速冷却を行うことで、析出強化量が少ない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。
冷却速度の上限値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、設備コストを考えると、３００℃／秒以下が好ましい。また、加速冷却の冷却停止温度は６００℃以上とするとよい。
（６－７）６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行う
６００～７３０℃の温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却を２．０秒以上行うことにより、析出強化したフェライトを十分に析出させることができる。これにより、熱延鋼板の強度と延性とを両立することができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、加速冷却の冷却停止温度から緩冷却の停止温度までの鋼板の温度降下幅を、加速冷却の停止時から緩冷却の停止時までの所要時間で除した値のことをいう。
緩冷却を行う時間は、好ましくは３．０秒以上である。緩冷却を行う時間の上限は、設備レイアウトによって決定されるが、おおむね１０．０秒未満とすればよい。また、緩冷却の平均冷却速度の下限は特に設けないが、冷却させずに昇温させることは設備上大きな投資を伴うため、０℃／ｓ以上としてもよい。
（６－８）巻取り温度までの平均冷却速度：５０℃／秒以上
パーライトの面積分率を抑え、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るために、緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることが好ましい。これにより、母相組織を硬質にすることができる。なお、ここでいう平均冷却速度とは、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの鋼板の温度降下幅を、平均冷却速度が５℃／ｓ未満である緩冷却の停止時から巻取りまでの所要時間で除した値のことをいう。
（６－９）巻取り温度：３５０℃以下
巻取り温度は３５０℃以下とする。巻取り温度を３５０℃以下とすることで、鉄炭化物の析出量を減少させ、且つ硬質相内の硬度分布のばらつきを低減できる。その結果、Ｉ値を増加することができ、優れたせん断加工性を得ることができる。
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３Ａ～表４Ｂに示す製造条件により、表５Ａ～表６Ｂに示す熱延鋼板を得た。なお、緩冷却の平均冷却速度は５℃／ｓ未満とした。また、表４Ａおよび表４Ｂに記載した巻取り温度は５０℃が測定下限であるため，５０℃と記載した鋼の実際の巻取り温度は５０℃以下である。
得られた熱延鋼板に対し、上述の方法により、金属組織の面積分率、Ｅ値、Ｉ値、Ｍｎ濃度の標準偏差、表層の平均結晶粒径、引張強さＴＳおよび全伸びＥｌを求めた。得られた測定結果を表５Ａ～表６Ｂに示す。
なお、残部組織はベイナイト、マルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの１種または２種以上であった。
熱延鋼板の特性の評価方法
（１）引張強度特性
引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ全伸びＥｌが１０．０％以上、かつ引張強さＴＳ×全伸びＥｌが１３０００ＭＰａ・％以上であった場合、強度および延性に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定した。いずれか一つでも満たさなかった場合、強度および延性に優れた熱延鋼板でないとして不合格と判定した。
（２）せん断加工性
熱延鋼板のせん断加工性は、打ち抜き試験により評価した。穴直径１０ｍｍ、クリアランス１０％、打ち抜き速度３ｍ／ｓで各実施例につき打ち抜き穴を３個ずつ作製した。次に打ち抜き穴の圧延方向に直角な断面および圧延方向に平行な断面をそれぞれ樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡で断面形状を撮影した。得られた観察写真では、図１または図２に示すようなせん断端面を観察することができる。なお、図１は本発明例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例であり、図２は比較例に係る熱延鋼板のせん断端面の一例である。図１では、ダレ―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。一方、図２では、ダレ―せん断面―破断面―せん断面―破断面―バリのせん断端面である。ここで、ダレとはＲ状の滑らかな面の領域であり、せん断面とはせん断変形により分離した打ち抜き端面の領域であり、破断面とは刃先近傍から発生したき裂によって分離した打ち抜き端面の領域であり、バリとは熱延鋼板の下面からはみ出した突起を有する面である。
得られたせん断端面のうち、圧延方向に垂直な面２面、および圧延方向に平行な面２面において、例えば図２に示すような、せん断面－破断面－せん断面が見られた場合には、２次せん断面が形成されたと判断した。各打ち抜き穴につき４面、合計１２面を観察し、２次せん断面が表れた面が一つもない場合に、せん断加工性に優れた熱延鋼板であるとして合格と判定し、表６Ａおよび表６Ｂ中に「無」と記載した。一方、２次せん断面が一つでも形成された場合に、せん断加工性に劣る熱延鋼板であるとして不合格と判定し、表６Ａおよび表６Ｂ中に「有り」と記載した。
（３）耐曲げ内割れ性
以下の曲げ試験により、耐曲げ内割れ性を評価した。
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て曲げ試験片を得た。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）の両者について、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２０１４（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して耐曲げ内割れ性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求めた。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として耐曲げ内割れ性の指標値とした。Ｒ／ｔが２．５以下であった場合、耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板であると判断した。
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。
得られた結果を表６Ａおよび表６Ｂに示す。
Figure 0007495640000003
Figure 0007495640000004
Figure 0007495640000005
Figure 0007495640000006
Figure 0007495640000007
Figure 0007495640000008
Figure 0007495640000009
Figure 0007495640000010
Figure 0007495640000011
Figure 0007495640000012
表５Ａ～表６Ｂを見ると、本発明例に係る熱延鋼板は、優れた強度、延性およびせん断加工性を有することが分かる。また、本発明例のうち、表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満である熱延鋼板は、上記諸特性を有した上で更に、優れた耐曲げ内割れ性を有することが分かる。
一方、比較例に係る熱延鋼板は、優れた強度、延性およびせん断加工性のいずれか１つ以上を有さないことが分かる。
本発明に係る上記態様によれば、優れた強度、延性およびせん断加工性を有する熱延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る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、曲げ内割れの発生が抑制された、すなわち耐曲げ内割れ性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
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：０．０５０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０５～３．００％、
    Ｍｎ：１．００～４．００％、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶのうち１種または２種以上：合計で０．０６０～０．５００％、
    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、
    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：０～０．０５％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、残留オーステナイトが３．０％未満であり、フェライトが１５．０％以上６０．０％未満であり、パーライトが５．０％未満であり、
    前記金属組織の周期性を示すＥ値が１０．７以上であり、前記金属組織の均一性を示すＩ値が１．０２０以上であり、
    Ｍｎ濃度の標準偏差が０．６０質量％以下であり、
    引張強さが９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 表層の平均結晶粒径が３．０μｍ未満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、
    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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