JPWO2020145136A1 - 熱間圧延鋼板および溶接継手、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

熱間圧延鋼板および溶接継手、ならびにそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．４０％、Ｎｂ：０〜０．０６０％、Ｖ：０〜１．００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｏ：０．０１００％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、面積％で、フェライト：６０〜８０％、フェライトおよびベイナイトの合計：９０％以上であり、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均が７．０μｍ以下であり、前記結晶粒径の標準偏差が２．０μｍ以下であり、Ｔｉ炭窒化物の径の標準偏差が１０ｎｍ以下である、熱間圧延鋼板。

Description

本発明は、熱間圧延鋼板および溶接継手、ならびにそれらの製造方法に関する。
自動車の車体構造に使用される鋼板には、安全性の向上および軽量化の観点から、高強度化と高いプレス加工性とが求められている。このような要求に対して、従来よりも良好な穴広げ性に優れた高強度な鋼板が提案されている。
従来、このような加工用高強度熱間圧延鋼板としては、フェライトおよびマルテンサイト組織、フェライトおよびベイナイト組織からなる混合組織を有する熱間圧延鋼板、またはベイナイトまたはフェライト主体の略単相組織を有する熱間圧延鋼板が広く知られている。
例えば、特許文献１には、高い穴広げ性と焼付け硬化性とを併せ持つ引張強度７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開２０１７−２５３９７号公報
ところで、自動車の足回り部材に使用される鋼板には、段差から受ける衝撃への耐久性および衝突特性等の理由から、強度およびプレス成形時の加工性に加えて、部材の靱性も要求されている。しかしながら、特許文献１では、靱性については十分な検討がなされておらず、改善の余地が残されている。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高い強度および穴広げ性に加えて優れた靱性を有する熱間圧延鋼板およびそれを備える溶接継手、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の熱間圧延鋼板および溶接継手、ならびにそれらの製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜０．４０％、
Ｎｂ：０〜０．０６０％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｏ：０．０１００％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積％で、
フェライト：６０〜８０％、
フェライトおよびベイナイトの合計：９０％以上であり、
フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均が７．０μｍ以下であり、前記結晶粒径の標準偏差が２．０μｍ以下であり、
Ｔｉ炭窒化物の径の標準偏差が１０ｎｍ以下である、
熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．００５〜０．４０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０６０％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、および、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
の少なくともいずれかである、
上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）（ａ）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋳片を鋳造する工程と、
（ｂ）鋳造後、前記鋳片の温度が８００℃未満に低下することなく、下記の粗圧延工程を行うか、または、前記鋳片をスラブ加熱炉に挿入して、前記鋳片を１１００〜１２５０℃に加熱するスラブ工程と、
（ｃ）前記鋳片を、開始温度が９５０〜１２００℃で、終了温度が８００〜１０５０℃で、総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行いシートバーとする粗圧延工程と、
（ｄ）前記シートバーを、１００℃／分以上の平均加熱速度で１１００〜１２５０℃の温度域まで６０秒以上加熱するシートバー加熱工程と、
（ｅ）前記シートバー加熱工程終了後２０秒以内に、前記シートバーに対して、開始温度が９００〜１２５０℃で、終了温度がＡｒ３点以上９５０℃未満で、総圧下率が５０％以上の熱間圧延を行い鋼板とする仕上圧延工程と、
（ｆ）前記鋼板を、６０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで１次冷却した後、０〜１０秒の間、０〜１０℃／秒の平均冷却速度で緩冷却を行い、さらにその後、６０℃／秒以上の平均冷却速度で、前記緩冷却の終了温度より１５℃以上低い温度以下であってかつ３５０〜７００℃の温度域まで２次冷却する冷却工程と、
（ｇ）前記鋼板を巻き取る巻き取り工程と、を順に行う、
熱間圧延鋼板の製造方法。
（４）第１母材部と第２母材部と溶接金属部とを備える溶接継手であって、
前記溶接金属部は、少なくとも前記第１母材部の端部に沿って第１方向に延びるように形成されており、
前記第１母材部が上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板であり、
前記溶接金属部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．３００％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜０．６０％、
Ｎｂ：０〜０．０６０％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｏ：０．００１０〜０．０５００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記第１母材部の厚さ方向から見た場合において、前記第１方向に直交する方向を第２方向とし、
前記第１母材部の厚さをｔとした時に、
前記第１母材部の厚さ方向における一方側の表面に平行であり、かつ前記表面から厚さ方向に１／８ｔの位置における断面において、
前記第１母材部と前記溶接金属部との境界から前記第２方向における前記第１母材部側に向かって５０μｍピッチで順に測定されたベイナイトの面積率（％）であるｍ０、ｍ１、ｍ２、ｍ３、ｍ４、およびｍ５が、下記（ｉ）式を満足する、
溶接継手。
０＜ｍｎ−１−ｍｎ≦２０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中のｎは１〜５の自然数である。
（５）前記第１母材部の厚さが０．８〜６．０ｍｍである、
上記（４）に記載の溶接継手。
（６）前記第２母材部が請求項１または請求項２に記載の熱間圧延鋼板である、
上記（４）または（５）に記載の溶接継手。
（７）前記第２母材部の厚さが０．８〜６．０ｍｍである、
上記（４）から（６）までのいずれかに記載の溶接継手。
（８）前記溶接継手は、前記第１母材部および前記第２母材部が突合せられた状態で開先溶接された突合せ継手である、
上記（４）から（７）までのいずれかに記載の溶接継手。
（９）前記溶接継手は、前記第１母材部が前記第２母材部の厚さ方向における前記一方側に重ね合わされた状態で隅肉溶接された重ね継手である、
上記（４）から（７）までのいずれかに記載の溶接継手。
（１０）上記（４）から（９）までのいずれかに記載の溶接継手を製造する方法であって、
前記第１母材部または前記第２母材部に対して、ソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接を行う、
溶接継手の製造方法。
本発明によれば、高い強度および穴広げ性に加えて優れた靱性を有する熱間圧延鋼板およびそれを備える溶接継手を得ることが可能となる。
シートバー加熱工程における加熱時間とＴｉ炭窒化物の径の標準偏差との関係を示すグラフである。 本発明の一実施形態に係る溶接継手の構造を説明するための図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造を説明するための図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造を説明するための図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の表面に平行な断面を模式的に示した図である。 Ｖノッチシャルピー衝撃試験片の採取方法を説明するための図である。 Ｖノッチの切り出し位置を説明するための図である。
本発明者らは、前記課題を解決するため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
（ａ）鋼板の金属組織を細粒なフェライトおよびベイナイトが主体の組織とすることによって、強度および穴広げ性を向上させることが可能である。
（ｂ）加えて、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきを低減することにより、穴広げ性をさらに向上させるとともに、靱性を向上させることができる。
（ｃ）しかしながら、組織中に粗大な析出物が生じると、局部変形時の割れの起点となり、靱性が低下する。
（ｄ）そこで、析出物の平均粒径を小さくする試みを行ったが、必ずしも靱性が低下できない場合があることが分かった。
（ｅ）本発明者らがさらに検討を行った結果、析出物の粒径にばらつきが大きいほど局所的な割れが生じやすく、また、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなることが分かった。すなわち、靱性向上のためには、析出物の平均粒径を小さくするだけではなく、それ以上に粒径のばらつきを小さくすることが有効であることを見出した。
（ｆ）熱間圧延工程は粗圧延と仕上圧延とによって構成される。一般的な工程では、粗圧延から仕上圧延まで温度は低下する一方である。そのため、偏析または複数の粗圧延工程でオーステナイト中に析出する等、様々なタイミングで析出が開始することとなり、析出物の粒径にばらつきが生じる原因となる。
（ｇ）それに対して、粗圧延の終了温度を所定の温度以下として析出する析出物にひずみを導入するとともに、粗圧延終了後に再加熱を行うことによって、析出物を効率的に再固溶させることができる。
（ｈ）ひずみを付与することで、析出物の溶解速度が速まり、拡散速度が上がるため均一に固溶することができる。加えて、一度析出した後に再固溶させることで、析出物を構成する元素が均一に分散するようになる。
（ｉ）その結果、フェライト変態時に析出する析出物の析出タイミングおよび核生成サイトが均一分散され、析出物の粒径だけでなく、フェライトおよびベイナイトの粒径の標準偏差も小さくすることができる。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは、炭化物を析出して鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、所望の強度を確保することが困難になる。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると穴広げ性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０２〜０．２０％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上、０．０４％以上、０．０５％以上、または０．０６％以上であるのが好ましく、０．１８％以下、０．１６％以下、０．１４％以下、０．１２％以下、または０．１０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると化成処理性が低下するとともに、点溶接性も劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であるのが好ましく、１．４０％以下、１．２０％以下、１．００％以下、または０．８０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
Ｍｎは、鋼板の強度の確保に有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、ミクロ偏析またはマクロ偏析が起こり易くなり、穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０〜３．００％とする。Ｍｎ含有量は０．２０％以上、０．４０％以上、０．６０％以上、０．８０％以上、または１．００％以上であるのが好ましく、２．６０％以下、２．２０％以下、２．００％以下、または１．８０％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物であり、多量に含有すると鋼板の穴広げ性および靱性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下、または０．０２０％以下であるのが好ましい。不純物であるＰの含有量の下限を特に定める必要はないが、その下限は０％である。必要に応じて、その下限を０．０００５％または０．００１％としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００８０％以下、または０．００６０％以下であるのが好ましい。Ｓは不純物であり、Ｓ含有量の下限を特に定める必要はないが、その下限は０％である。必要に応じて、その下限を０．０００５％または０．００１％としてもよい。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰であると介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上、または０．０２０％以上であるのが好ましく、０．０８０％以下、０．０６０％以下、または０．０５０％以下であるのが好ましい。脱酸のためＡｌ含有量を０．００８％以上または０．０１０％以上としてもよい。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％
Ｔｉは、微細な炭化物であるＴｉＣを析出させて鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．０２％未満では、所望の強度を確保することが困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えるとその効果が飽和し、鋼板のコストが上昇する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２０％とする。Ｔｉ含有量は０．０４％以上、０．０６％以上、または０．０８％以上であるのが好ましく、０．１７％以下、０．１５％以下、または０．１３％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、不純物として含まれるが、過剰な低減は製鋼コストの上昇を招く。一方、Ｎは、Ｃよりも高温でＴｉと析出物を形成し、鋼板の穴広げ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％とする。Ｎ含有量は０．００２％以上、または０．００３％以上であるのが好ましく、０．００８％以下、０．００６％以下、または０．００５％以下であるのが好ましい。
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは強度を高める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、靱性低下を招くだけでなく、鋼板に表面疵等が生じるおそれがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上、または０．１０％以上であるのが好ましい。Ｃｕの含有は必須ではなく、Ｃｕ含有量の下限は０％である。
Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは強度を高めるとともに靱性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、鋼板に表面疵等が生じるおそれがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上、または０．１０％以上であるのが好ましい。Ｎｉの含有は必須ではなく、Ｎｉ含有量の下限は０％である。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｍｏ：０〜０．４０％
Ｎｂ：０〜０．０６０％
Ｖ：０〜１．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延鋼板の強度の向上に寄与するため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、鋼板の穴広げ性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下、Ｍｏ含有量は０．４０％以下、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、Ｖ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｏ、ＮｂおよびＶの含有は必須ではなく、これらの各元素の含有量の下限は０％である。
Ｃｒ含有量は０．７０％以下であるのが好ましく、Ｍｏ含有量は０．３０％以下であるのが好ましく、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましく、Ｖ含有量は０．６０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００１％以上およびＶ：０．０１％以上から選択される１種以上を含有することが好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上であるのが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、Ｖ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。
Ｂ：０〜０．０１００％
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。Ｂの含有は必須ではなく、Ｂ含有量の下限は０％である。
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。Ｃａの含有は必須ではなく、Ｃａ含有量の下限は０％である。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、不純物であり、多量に含有するとＡｌまたはＳｉとの酸化物を生成し、加工性および靱性が低下する懸念がある。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００９０％以下、または０．００７０％以下であるのが好ましい。不純物であるＯの含有量の下限を特に定める必要はないが、その下限は０％である。必要に応じて、その下限を０．０００５％、０．００１０％または０．００１５％としてもよい。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．金属組織
本発明の鋼板の金属組織について説明する。以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
鋼板の金属組織を軟質なフェライトと比較的硬質なベイナイトとが主体の組織とすることによって、強度、穴広げ性および靱性を確保することが可能となる。そのため、本発明に係る鋼板の金属組織は、面積％で、６０〜８０％のフェライトを含み、かつ、フェライトおよびベイナイトの合計が９０％以上である。
フェライトの面積率が６０％未満であると、所望の穴広げ性が確保できない。一方、フェライトの面積率が８０％を超えると、内部組織が細かく、靱性に優れたベイナイトの面積率が相対的に低くなり、靱性を確保できない。なお、穴広げ性を重視したい場合には、フェライトの面積率は６５％以上であることが好ましく、７０％以上であることがより好ましい。一方、靱性を重視したい場合には、フェライトの面積率は７５％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
また、フェライトおよびベイナイトの合計面積率は９５％以上であることが好ましく、実質的に１００％であることが好ましい。金属組織中には、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト等の組織が混在してもよいが、これらの組織は合計体積率で１０％以下であるのが好ましく、５％以下であることがより好ましく、０％であることがさらに好ましい。なお、上記の残部組織のうち、セメンタイトは１％以下含まれていてもよい。一方、マルテンサイトは含まれる可能性は低く、０％としてもよい。また、ベイナイトには１％以下の残留オーステナイトが含まれていてもよいが、これらの組織が含まれる可能性は低く、０％としてもよい。
また、鋼板の金属組織において、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均は７．０μｍ以下であり、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の標準偏差は２．０μｍ以下である。細粒で均一な組織とすることで、強度、穴広げ性および靱性を確保することが可能となる。平均結晶粒径は６．０μｍ以下であるのが好ましく、５．０μｍ以下であるのがより好ましい。平均結晶粒径の下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．８μｍまたは１．０μｍとしてもよい。また、結晶粒径の標準偏差は１．５μｍ以下または１．２μｍ以下であるのが好ましい。結晶粒径の標準偏差の下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．１μｍまたは０．２μｍとしてもよい。なお、変動係数（結晶粒径の標準偏差／結晶粒径の平均）に関しては、０．３５以下または０．３０以下であることが好ましい。変動係数の下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．０９または０．１４としてもよい。
さらに、上述のようなフェライトとベイナイトとの結晶粒径を細粒かつ均一に変態させ、鋼板の靱性を向上するためには、析出物の径のばらつきを小さくすることが有効である。そのため、本発明においては、金属組織中に含まれるＴｉ炭窒化物の径の標準偏差を１０ｎｍ以下とする。Ｔｉ炭窒化物の径の標準偏差は小さいことが好ましく、８ｎｍ以下、７ｍ以下または６ｎｍ以下としてもよい。その下限を特に定める必要はなく、その下限は０ｎであるが、１ｎｍとしてもよい。
なお、上記のＴｉ炭窒化物の径の平均については特に制限はないが、粗大炭窒化物は亀裂の発生点になることから、靱性を向上させる観点からは細粒であるほうが好ましく、５０ｎｍ以下であることが好ましく、４０ｎｍ以下であることがより好ましく、３０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。その下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．５ｎｍまたは１．０ｎｍとしてもよい。また、変動係数（径の標準偏差／径の平均）に関しては、０．３５または０．３０以下であることが好ましい。変動係数の下限を特に規定する必要はないが、その下限を０．１０または０．１５としてもよい。
なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の厚さをｔとしたときに、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における組織をいうものとする。
ここで、本発明において、各相の面積率、フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径、粒径の標準偏差、ならびにＴｉ炭窒化物の粒径の標準偏差は、以下のように求める。
上述のように、まず鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面（いわゆるＬ方向断面）が観察面となるように、試料を採取する。そして、当該観察面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。倍率は１０００倍程度とし、３００μｍ×３００μｍの範囲について１０視野観察を行う。
ＳＥＭにより取得した画像を、Ａｄｏｂｅ（登録商標）社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて画像解析を行い、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均と標準偏差とを求める。画像解析手法として、例えば、ラメラ状のパーライトおよび球状化したセメンタイトを組織観察して画像解析の領域から除き、画像の最大明度値Ｌｍａｘと最小明度値Ｌｍｉｎを画像から取得し、明度がＬｍａｘ−０．５（Ｌｍａｘ−Ｌｍｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分をベイナイト領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．５（Ｌｍａｘ−Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分をフェライト領域として、面積率を算出する。さらに、フェライトとベイナイトとでそれぞれ各粒の円相当直径を算出し、結晶粒径の平均と標準偏差とを算出する。
また、鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置から、Ｌ方向断面が観察面となるように、厚さ５０〜３００ｎｍ程度の薄膜を作製し、当該薄膜を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって５視野観察する。倍率を特に定める必要はないが、例えば２００００倍程度でよい。本発明においては、径が１〜５００ｎｍの範囲に入るものをＴｉ炭窒化物として判断することとする。ＴＥＭ観察によって特定された３００個以上のＴｉ炭窒化物について、Ａｄｏｂｅ（登録商標）社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて同様に画像解析を行い、各粒の円相当直径を算出し、Ｔｉ炭窒化物の径の平均と標準偏差とを求める。
３．機械特性
本発明において、機械特性は特に制限は設けないが、「高い強度および穴広げ性を有する」とは、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつ引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴広げ率λ（％）の関係ＴＳ×λ０．５が６０００ＭＰａ・％０．５以上であることを意味する。また、「優れた靱性を有する」とは、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１５０ｋＪ／ｃｍ２以上であることを意味する。−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーの上限を規定する必要はないが、５００ｋＪ／ｃｍ２または４００ｋＪ／ｃｍ２としてもよい。なお、引張強さは、８００ＭＰａ以上または８３０ＭＰａ以上であることがより好ましい。引張強さ上限を規定する必要はないが、１２００ＭＰａとしてもよい。
４．板厚
本発明において、鋼板の厚さについては特に制限はないが、自動車の足回り部材として使用される場合には、０．８〜６．０ｍｍとするのが好ましく、１．０〜４．０ｍｍまたは１．２〜３．６ｍｍとするのがより好ましい。
５．製造方法
本発明者らは、これまでの研究により、以下に示す製造工程を行うことにより、本発明の熱間圧延鋼板を製造することができることを確認している。以下、各製造工程について詳しく説明する。
（ａ）鋳造工程
上述した化学組成を有する鋳片を鋳造する。鋳造方法としては、例えば、薄スラブ連続鋳造などの方法を用いればよい。
（ｂ）スラブ工程
鋳造後、得られた鋳片の温度が８００℃未満に低下することなく、後述する粗圧延工程を行ってもよいが、必要に応じて、鋳片をスラブ加熱炉に挿入して、鋳片を１１００〜１２５０℃に加熱してもよい。この際も、鋳片の温度が８００℃未満に低下する前に、鋳片をスラブ加熱炉に挿入する必要がある。鋳片の温度が８００℃未満まで下がると、Ｔｉ炭窒化物が完全に析出してしまい、その後に再固溶させることが困難となる。
（ｃ）粗圧延工程
得られた鋳片（スラブ）に対して、粗圧延を施す。粗圧延の開始温度は９５０〜１２００℃の温度範囲とし、終了温度を８００〜１０５０℃の温度範囲とする。また、総圧下率は２０％以上とする。粗圧延の開始温度が９５０℃未満では、終了温度が８００℃未満となるおそれがある。一方、粗圧延の開始温度が１２００℃を超えると、圧延中の旧オーステナイト粒径が粗大化するため、狙いとする結晶粒径および標準偏差を達成できなくなる。なお、「粗圧延」の「粗」という用語自体に特別の意味はなく、スラブ工程で得られた鋳片（スラブ）に対し、前記の開始温度、総圧下率および終了温度の熱間圧延が行われればよい。通常は粗圧延機と呼ばれる圧延機により熱間圧延されるため、本発明では、本工程を粗圧延工程という。本発明では、粗圧延工程で圧延された素材（シートバー加熱工程で加熱された素材も含む。）をシートバーという。
また、粗圧延の終了温度が８００℃未満となると、Ｔｉ炭窒化物が完全に析出してしまい、その後に再固溶させることが困難となる。一方、終了温度が１０５０℃を超える場合であっても、高温で粗大なＴｉ炭窒化物が生成するとともに、粗圧延時に十分なひずみを導入することができず、その後の加熱によってＴｉ炭窒化物を効率的に再固溶させることが困難となる。さらに、粗圧延における総圧下率が２０％未満では、Ｔｉ炭窒化物の再溶解に必要な駆動力が不足するため、析出物の径のばらつきが大きくなる。
（ｄ）シートバー加熱工程
粗圧延が終了した後、析出したＴｉ炭窒化物を再固溶させるため、シートバーに加熱を行う。この際、上記の終了温度から１００℃／分以上の平均加熱速度で１１００〜１２５０℃の温度域まで６０秒以上加熱する。すなわち、本加熱工程では１００℃以上昇温させる。
平均加熱速度が１００℃／分未満では、加熱時間が長くなり、金属組織が粗大化してしまう。同様に、加熱温度が１２５０℃を超える場合であっても、金属組織が粗大化してしまう。一方、加熱温度が１１００℃未満であるか、加熱時間が６０秒未満であると、Ｔｉ炭窒化物の再固溶が不十分となる。
上述のように、粗圧延工程において、Ｔｉ炭窒化物にひずみが導入されているため、短時間の加熱であっても効率的に再固溶させることが可能となり、組織の粗大化を抑制することが可能となる。再加熱した後の組織として、粒径が２０ｎｍを超えるＴｉ炭窒化物が残存していないことが重要である。
ここで、本発明者らは、加熱時間と最終組織中に析出するＴｉ炭窒化物のばらつきとの関係について予備的な調査を行った。用いた鋼は、後述する実施例の表１に示される鋼Ｓであり、シートバー加熱工程における平均加熱速度、加熱温度および加熱時間を種々の条件とし、熱間圧延鋼板を作製した。なお、平均加熱速度は１００℃／分以上、加熱温度は１１００〜１２５０℃とした。また、これら以外の条件は、表２に示す鋼板Ｓ１と同一とした。そして、得られた鋼板中に含まれるＴｉ炭窒化物の径の標準偏差を求めた。
図１は、シートバー加熱工程における加熱時間とＴｉ炭窒化物の径の標準偏差との関係を示すグラフである。図１に示されるように、加熱時間の増加に伴ってＴｉ炭窒化物の径の標準偏差低下していく傾向が明瞭に認められる。特に、加熱時間を６０秒以上にすることで、Ｔｉ炭窒化物の径の標準偏差を１０ｎｍ以下とすることが可能になることが分かる。
（ｅ）仕上圧延工程
シートバー加熱工程終了後２０秒以内に、シートバーに対して、開始温度が９００〜１２５０℃で、終了温度がＡｒ３点以上９５０℃未満で、総圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う。シートバー加熱工程終了から仕上圧延工程開始まで２０秒を超えると、組織が粗大化するだけでなく、析出物の径のばらつきが大きくなるおそれがある。また、開始温度は、上記のシートバー加熱工程における加熱温度に依存する。
さらに、仕上温度がＡｒ３点未満であると組織が不均一となる。一方、仕上温度が９５０℃以上であると、組織の粗大化により引張強さの低下を招くだけでなく、冷却工程でフェライト変態が遅延され、Ｔｉ炭窒化物が析出する時間に差が大きくなるため、析出物の径のばらつきが大きくなる。また、それに伴いフェライトの粒径ばらつきも大きくなる。そして、総圧下率を５０％以上とすることにより、細粒で均一な再結晶粒を作りこむことができ、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径が小さく、ばらつきが小さくできる。なお、「仕上圧延」の「仕上」という用語自体に特別の意味はなく、スラブ工程で得られた鋳片（スラブ）に対し、前記の開始温度、総圧下率および終了温度の熱間圧延が行われればよい。通常は仕上圧延機と呼ばれる圧延機により熱間圧延されるため、本発明では、本工程を仕上圧延工程という。
なお、本発明において、Ａｒ３点は、下記（ii）式により求めるものとする。
Ａｒ３点＝９７９．８−４５０．７×Ｃ−１２５．７×Ｍｎ＋１９１．５×Ｎｂ＋３４０×Ｔｉ＋２５４×Ａｌ−３２．４２×Ｃｒ ・・・（ii）
但し、（ii）式中の元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
（ｆ）冷却工程
仕上圧延終了後は、金属組織がフェライトおよびベイナイト主体の組織となるよう、冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却工程、緩冷却工程および２次冷却工程に細分化される。
１次冷却工程においては、上記の仕上温度から、６０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで冷却する。上記温度域までの冷却速度が６０℃／秒未満であると、組織が粗大化するおそれがある。
続いて、緩冷却工程においては、上記の１次冷却の停止温度で、０〜１０秒の間、０〜１０℃／秒の平均冷却速度で緩冷却（例えば、空冷）を行う。緩冷却を行うことで、フェライトの生成を促進させることが可能となる。なお、１次冷却の停止温度が６００℃未満であると、穴広げ性に有害なパーライトが生成するおそれがある。一方、７５０℃を超えると、フェライト生成の促進効果が得られにくい。
なお、緩冷却工程における平均冷却速度には０℃／秒も含まれる。すなわち、上記緩冷却には、等温保持も含まれる。さらに、緩冷却工程における冷却時間は０秒を含む。すなわち、フェライトの生成を抑え、ベイナイトの面積率を増加させたい場合には、緩冷却工程を省略してもよい。緩冷却時間は所望する機械特性に応じて適宜選択すればよい。具体的には、穴広げ性を重視したい場合には、緩冷却時間を長くしフェライトの面積率を増加させればよいし、靱性を重視したい場合には、緩冷却を行わずにベイナイトの面積率を増加させればよい。
次に、２次冷却工程においては、上記の緩冷却の終了温度から、６０℃／秒以上の平均冷却速度で、緩冷却の終了温度より１５℃以上低い温度以下であってかつ３５０〜７００℃の温度域まで冷却する。２次冷却によって、ベイナイトの生成を促進する。２次冷却での平均冷却速度が６０℃／秒未満であると、パーライト、セメンタイト等が生成し、穴広げ性が悪化するおそれがある。
なお、上述のように、緩冷却工程を省略する場合は、１次冷却と２次冷却とは連続的に行えばよく、すなわち、上記の仕上温度から、６０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜７００℃の温度域まで冷却すればよい。２次冷却は必須であり、２次冷却による鋼板の温度低下代（＝緩冷却終了温度−２次冷却停止温度）は、１５℃以上とするが、２５℃以上、４０℃以上または６０℃以上としてもよい。
（ｇ）巻取工程
その後、冷却された熱間圧延鋼板を巻き取る。巻取工程後の条件は、特に限定されない。
６．溶接継手
一般的に、自動車の車体構造に使用される鋼板は、溶接されて溶接継手として利用される場合がある。この場合において、溶接継手の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）で、低温靱性が低下する問題がしばしば生じている。そこで、本発明者らは、上述した本発明に係る熱間圧延鋼板を用いて溶接継手を製造し、ＨＡＺおよび溶接金属部（以下、これらをまとめて「溶接部」ともいう。）における低温靱性を調査した。その結果、以下の知見を得た。
（ａ）上述のように、本発明に係る熱間圧延鋼板の金属組織は、フェライトおよびベイナイトが主体である。このような鋼板に対して溶接材料を用いて溶接を行うことによって生じる溶接金属部は、溶接後に比較的速い速度で冷却する。そのため、その金属組織は、鋼板に比べて相対的にベイナイトの割合が高い組織となる。
（ｂ）そして、ＨＡＺにおける金属組織は、鋼板と溶接金属部との中間的な組織となる。ＨＡＺにおいて金属組織が急激に変化すると、硬度差が大きくなりＨＡＺにおける低温靱性が著しく劣化する原因となる。そのため、ＨＡＺにおける金属組織はなだらかに変化することが望まれる。
（ｃ）本発明者らが行った検討の結果、理由は定かではないが、組織中のフェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきが小さい鋼板に対して溶接を行った場合には、ＨＡＺにおける金属組織の変化をなだらかにできることを見出した。
以下に、本発明に係る熱間圧延鋼板を用いて作製される溶接継手について、詳しく説明する。
（Ａ）全体構成
図２は、本発明の一実施形態に係る溶接継手の構造を説明するための図である。図２に示すように、本発明の一実施形態に係る溶接継手１は、第１母材部１０と第２母材部２０と溶接金属部３０とを備える。図２に示す構成の溶接継手１は、第１母材部１０および第２母材部２０が突合せられた状態で開先溶接された突合せ継手である。
図３は、本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造を説明するための図である。図３に示す構成の溶接継手１は、第１母材部１０が第２母材部２０の厚さ方向における一方側（図３における上側）に重ね合わされた状態で隅肉溶接された重ね継手である。
本発明に係る溶接継手は、これらの構成に限定されない。溶接金属部３０が、第１母材部１０の端部１０ａに沿って第１方向（図２における紙面垂直方向）に延びるように形成される構成を有していればよい。
また、図２および３に示すように、第１母材部１０および第２母材部２０の、溶接金属部３０との境界付近には、ＨＡＺ１００，２００が形成されている。
第１母材部１０と第２母材部２０とは、異なる鋼板から構成されていてもよいし、図４に示すように、１つの鋼板が環状を成しており、当該鋼板の両端がそれぞれ第１母材部１０および第２母材部２０となっていてもよい。
本発明に係る熱間圧延鋼板は、第１母材部１０として用いられる。すなわち、第１母材部１０は、上述した化学組成および金属組織を有する。また、本発明に係る熱間圧延鋼板は、さらに第２母材部２０として用いてもよい。
（Ｂ）溶接金属部の化学組成
溶接金属部３０は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．６０％、Ｎｂ：０〜０．０６０％、Ｖ：０〜１．００％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０５００％、残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは、炭化物を析出して溶接金属部の強度を確保するのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、所望の強度を確保することが困難になる。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えるとＨＡＺおよび溶接金属部の低温靱性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上、０．０４％以上、０．０５％以上、または０．０６％以上であるのが好ましく、０．１４％以下、０．１２％以下、または０．１０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、溶接金属部の強度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると溶接時のスラグが多く、表面性状が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上であるのが好ましく、１．４０％以下、１．２０％以下、１．００％以下、または０．８０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％
Ｍｎは、溶接部の強度の確保に有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、ミクロ偏析またはマクロ偏析が起こり易くなり、溶接金属部の低温靱性を劣化させる。また、ＨＡＺの低温靱性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０〜１．５０％とする。Ｍｎ含有量は０．２０％以上、０．３０％以上であるのが好ましく、１．２％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物であり、多量に含有すると溶接金属部の低温靱性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下、または０．０２０％以下であるのが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、溶接金属部の低温靱性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００８０％以下、または０．００６０％以下であるのが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．３００％
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰であると介在物が増加し、溶接金属部の低温靱性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．３００％とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０１５％以上、または０．０２０％以上であるのが好ましく、０．２００％以下、０．１００％以下、または０．０５０％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％
Ｔｉは、微細な炭化物であるＴｉＣを析出させて溶接金属部の強度を確保するのに有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．０２％未満では、所望の強度を確保することが困難になる。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えるとその効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２０％とする。Ｔｉ含有量は０．０４％以上、０．０６％以上、または０．０８％以上であるのが好ましく、０．１７％以下、０．１５％以下、または０．１３％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、Ｃよりも高温でＴｉと析出物を形成し、溶接金属部の低温靱性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８％以下、０．００６％以下、または０．００５％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量の下限を設ける必要はないが、Ｎ含有量を０．００１％未満に低減するには製鋼コストが嵩む。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上、０．００２％以上、または０．００３％以上であることが好ましい。
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは強度を高める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、結晶粒界に偏析し、脆化する。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上、または０．１０％以上であるのが好ましい。
Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは強度および靱性を高める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、強度上昇が過剰となり、鋼板との強度差により靱性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上、または０．１０％以上であるのが好ましい。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｍｏ：０〜０．６０％
Ｎｂ：０〜０．０６０％
Ｖ：０〜１．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶは、溶接金属部の強度の向上に寄与するため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、溶接金属部の低温靱性を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量は１．０％以下、Ｍｏ含有量は０．６０％以下、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下、Ｖ含有量は１．００％以下とする。
Ｃｒ含有量は０．７０％以下であるのが好ましく、Ｍｏ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましく、Ｖ含有量は０．６０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００１％以上およびＶ：０．０１％以上から選択される１種以上を含有することが好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、Ｍｏ含有量は０．０５０％以上であるのが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、Ｖ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。
Ｂ：０〜０．０１００％
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｏ：０．００１０〜０．０５００％
Ｏは、溶接中に不可避的に混入する。しかしながら、多量に含有するとＡｌまたはＳｉと酸化物を形成し、靱性が低下する懸念がある。そのため、Ｏ含有量は０．００１０〜０．０５００％とする。Ｏ含有量は０．０３００％以下、または０．０１００％以下であるのが好ましい。
本発明の溶接金属部の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、母材部または後述する溶接材料に用いられる鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
なお、溶接金属部の化学組成は、溶接時における母材部と溶接材料との流入割合で決定される。溶接材料としては、例えば、市販のＪＩＳ Ｚ ３３１２：２００９に記載のソリッドワイヤまたはＪＩＳ Ｚ ３３１３：２００９に記載のフラックス入りワイヤを用いることができる。
（Ｃ）ＨＡＺの金属組織
上述のように、ＨＡＺにおいて金属組織が急激に変化すると、硬度差が大きくなりＨＡＺにおける低温靱性が著しく劣化する。しかし、上記の化学組成および金属組織を有する鋼板に対して溶接を行った場合には、ＨＡＺにおける金属組織の変化はなだらかになる。
本発明において、ＨＡＺにおける金属組織の変化がなだらかであるとは、具体的には以下の規定を満足することを意味する。以下に、詳しく説明する。
図２および３において一点鎖線で示される面Ｃは、第１母材部１０の厚さ方向における一方側の表面１０ｂに平行であり、かつ表面１０ｂから厚さ方向に１／８ｔの位置における断面である。なお、ｔは第１母材部１０に用いられる鋼板の厚さである。
また、図５は、面Ｃを第１母材部１０の厚さ方向から見た図である。図５に示されるＸ方向が、溶接金属部３０が延びる方向である第１方向であり、Ｙ方向は第１母材部１０の厚さ方向から見た場合において、第１方向に直交する方向である。そして、面Ｃ上において、第１母材部１０と溶接金属部３０との境界からＹ方向における第１母材部１０側（紙面右側）に向かって５０μｍピッチでベイナイトの面積率（％）を順に測定する。
図５に示す例では、第１母材部１０と溶接金属部３０との境界からＹ方向に５０μｍ、Ｘ方向に５００μｍの領域を５０μｍピッチで抽出し、それぞれの領域においてベイナイトの面積率（％）を測定する。そして、順に測定されたベイナイトの面積率（％）をｍ０、ｍ１、ｍ２、ｍ３、ｍ４、およびｍ５とする。
この時、ＨＡＺにおける金属組織の変化がなだらかであるとは、ｍ０、ｍ１、ｍ２、ｍ３、ｍ４、およびｍ５が、それぞれ下記（ｉ）式を満足することを意味する。すなわち、５０μｍピッチで隣り合う領域同士におけるベイナイトの面積率の変化量であるｍｎ−１−ｍｎの値が２０以下となる。なお、上述のように、溶接金属部３０側ほど急冷されるため、ベイナイトの面積率は高くなる。そのため、ｍｎ−１−ｍｎの値は０を超える。（ｉ）式を満足することにより、溶接部において優れた低温靱性を確保することが可能となる。
０＜ｍｎ−１−ｍｎ≦２０ ・・・（ｉ）
但し、上記式中のｎは１〜５の自然数である。
なお、本発明に係る溶接継手は、上述した熱間圧延鋼板に対して、ＪＩＳ Ｚ ３３１２：２００９に記載のソリッドワイヤまたはＪＩＳ Ｚ ３３１３：２００９に記載のフラックス入りワイヤを用いて溶接を行うことで製造することができる。溶接方法については特に制限はなく、例えば、第１母材部１０および第２母材部２０を突合せた状態で開先溶接を行ってもよいし、第１母材部１０を第２母材部２０の厚さ方向における一方側に重ね合わせた状態で隅肉溶接を行ってもよい。
なお、溶接条件としては一般的な条件で行えばよく、例えば、ガスシールドアーク溶接が用いられる。この場合、溶接における電流値、電圧値、溶接速度、シールドガスは公知の技術から適宜選択することができる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、薄スラブ連続鋳造により鋳片とした後、表２に示す条件において熱間圧延を施し、冷却してから巻き取り、熱間圧延鋼板を製造し、試験材とした。
Figure 2020145136
Figure 2020145136
［金属組織］
得られた試験材の金属組織観察を行い、上述した手順により、フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均および標準偏差、ならびにＴｉ炭窒化物の径の平均および標準偏差をそれぞれ求めた。なお、ＳＥＭに搭載されるＥＢＳＤによる解析結果から、全ての鋼板において残留オーステナイトが認められなかったことを確認している。
［機械特性］
機械特性のうち引張強度特性（引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ））は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗまたは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して評価した。
穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０記載の試験方法に準拠して評価した。また、靱性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８で規定する２．５ｍｍサブサイズのＶノッチ試験片で、−４０℃でＣ方向ノッチのシャルピー衝撃試験を行うことで評価した。また、鋼板の最終板厚が２．５ｍｍ未満のものについては全厚で測定した。
金属組織の観察結果および機械特性の測定結果を表３にまとめて示す。
Figure 2020145136
表３からも明らかなように、本発明の規定を全て満足する本発明例では、高い強度および穴広げ性、ならびに優れた靱性を有することが分かる。それらに対して、比較例では、穴広げ性および靱性の少なくともいずれかが劣化する結果となった。
具体的には、試験Ｎｏ．５では、２次冷却工程における冷却停止温度が低く、マルテンサイトが生成したため、フェライトおよびベイナイトの面積率が９０％未満となり、靱性が劣化した。
試験Ｎｏ．１６では、粗圧延工程での終了温度が低すぎたため、Ｔｉ炭窒化物が完全に析出し、その後再固溶できなかったため、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．２０では、粗圧延後の加熱工程での加熱温度が高すぎたため、フェライトおよびベイナイトが粗大化し、靱性が劣化した。試験Ｎｏ．２１では、２次冷却工程における冷却速度が低すぎるため、パーライト、セメンタイト等が過剰に生成し、穴広げ性が悪化した。
試験Ｎｏ．２２では、１次冷却後の緩冷却工程において、冷却時間が長すぎたため、フェライトの面積率が過剰となり、靱性が劣化する結果となった。試験Ｎｏ．２３では、粗圧延後の加熱工程での昇温速度が低く、フェライトおよびベイナイトが粗大化し、靱性が劣化した。
試験Ｎｏ．２４では、仕上圧延における仕上温度が高すぎたため、Ｔｉ炭窒化物が析出する時間に差が大きくなった。そして、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなったため、穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．２７では、粗圧延後の加熱工程での加熱温度が低く、Ｔｉ炭窒化物の再固溶が不十分となったため、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。試験Ｎｏ．２８では、シートバー加熱工程終了から仕上圧延工程開始まで２０秒を超えたため、組織が粗大化し、析出物の径のばらつきが大きくなった。
試験Ｎｏ．３１では、粗圧延工程での終了温度が低すぎたため、Ｔｉ炭窒化物が完全に析出し、その後再固溶できなかったため、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．３３では、２次冷却工程における冷却停止温度が高く、フェライトの面積率が過剰となり、靱性が劣化する結果となった。試験Ｎｏ．３４では、シートバー加熱工程を実施しなかったため、Ｔｉ炭窒化物の再固溶が不十分となったため、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．３６では、１次冷却工程における冷却停止温度が低く、パーライトが生成したため、穴広げ性が劣化した。試験Ｎｏ．３８では、１次冷却工程における冷却速度が低いため、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきが大きくなり、靱性が劣化した。試験Ｎｏ．４１では、１次冷却工程における冷却停止温度が高く、フェライトが十分に生成しなかったため、穴広げ性が劣化した。
試験Ｎｏ．４６では、粗圧延工程での終了温度が高すぎたため、Ｔｉ炭窒化物の効率的な再固溶が困難となり、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなった。そして、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．５０では、粗圧延工程での総圧下率が低く、Ｎｏ．５１では、シートバー加熱工程での加熱時間が不十分であったため、いずれの場合も、Ｔｉ炭窒化物の粒径のばらつきが大きくなり、それに伴い、フェライトおよびベイナイトの粒径のばらつきも大きくなり、結果的に穴広げ性および靱性のいずれも劣化した。
試験Ｎｏ．５２では、Ｃ含有量が過剰であり、試験Ｎｏ．５３では、Ｍｎ含有量が過剰であるため、穴広げ性が低下した。
次に、表４に示す化学組成を有するソリッドワイヤを準備し、溶接材料とした。そして、上記の試験材の表面に対して、表５に示す溶接材料を用いてビードオンプレート溶接を行った。すなわち、本実施例においては、第１母材部と第２母材部とは同じ鋼材とした。溶接はガスシールドアーク溶接により行い、溶接条件としては、電流値：１９０Ａ、電圧：２３Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／ｍｉｎ、シールドガス：Ａｒ＋２０％ＣＯ２とした。
Figure 2020145136
得られた溶接継手の溶接金属部について、化学組成の測定を行った。具体的には、溶接金属部から母材部が混入しないように、切粉を採取した。採取した切粉を用いて、誘導結合プラズマ発光分光分析法、高周波燃焼法により分析を行った。溶接金属部の化学組成の測定結果を表５に示す。
Figure 2020145136
その後、得られた溶接継手について、溶接を行った試験材の表面と平行であり、かつ試験材の表面から厚さ方向に１／８ｔの位置における断面が観察面となるよう切り出した。そして、上述のように、鋼材と溶接金属部との境界のうちの一方からＹ方向における鋼材側に向かって５０μｍピッチで、Ｙ方向に５０μｍ、Ｘ方向に５００μｍの領域を選択し、それぞれの領域におけるベイナイトの面積率（ｍ０〜ｍ５：％）を測定した。
さらに、上記の溶接継手から、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を、図６に示す要領で作製した。図６（ａ）に示す形状のビードオンプレート溶接により溶接継手について、まず、図６（ｂ）に示すように、溶接金属部のうち、試験材の表面からはみ出した部分を研削し、表面を平坦にした。
続いて、図６（ｃ）に示すように、溶接金属部の延びる方向が長手方向になるよう、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８）に規定される長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ２．５ｍｍのＶノッチ試験片を切り出した。このとき、溶接を行った鋼材の表面がＶノッチ試験片の表面となるようにする。また、鋼材の厚さが２．５ｍｍ以下の場合には、鋼材の厚さをＶノッチ試験片の厚さとする。
図７はＶノッチの切り出し位置を説明するための図である。図７（ａ）はＶノッチ試験片を厚さ方向から図であり、図７（ｂ）は図７（ａ）におけるＡＡ部分を示す断面図である。図７に示すように、Ｖノッチの先端は、溶接金属部とＨＡＺとの境界を通過するよう切り出すものとする。そして、得られたＶノッチ試験片を用いて−４０℃でシャルピー試験を行い、吸収エネルギーの値を評価した。本実施例においては、吸収エネルギーの値が５０Ｊ／ｃｍ２以上を合格とした。
それらの結果を表６にまとめて示す。
Figure 2020145136
表６からも明らかなように、本発明の規定を全て満足する本発明例では、優れた低温靱性を有することが分かる。それらに対して、比較例では、ＨＡＺにおける組織の変化が急激であったため、低温靱性が劣る結果となった。
本発明によれば、高い強度および穴広げ性に加えて優れた靱性を有する熱間圧延鋼板を得ることが可能となる。また、当該熱間圧延鋼板を用いて作製した溶接接手は、溶接部において優れた低温靱性を有する。
１．溶接継手
１０．第１母材部
１０ａ．端部
１０ｂ．表面
２０．第２母材部
３０．溶接金属部
１００，２００．ＨＡＺ

Claims (10)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０２〜０．２０％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
    Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
    Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｃｕ：０〜０．５０％、
    Ｎｉ：０〜０．５０％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜０．４０％、
    Ｎｂ：０〜０．０６０％、
    Ｖ：０〜１．００％、
    Ｂ：０〜０．０１００％、
    Ｃａ：０〜０．００５０％、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    金属組織が、面積％で、
    フェライト：６０〜８０％、
    フェライトおよびベイナイトの合計：９０％以上であり、
    フェライトおよびベイナイトの結晶粒径の平均が７．０μｍ以下であり、前記結晶粒径の標準偏差が２．０μｍ以下であり、
    Ｔｉ炭窒化物の径の標準偏差が１０ｎｍ以下である、
    熱間圧延鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｏ：０．００５〜０．４０％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０６０％、
    Ｖ：０．０１〜１．００％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、および、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
    の少なくともいずれかである、
    請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
  3. （ａ）請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋳片を鋳造する工程と、
    （ｂ）鋳造後、前記鋳片の温度が８００℃未満に低下することなく、下記の粗圧延工程を行うか、または、前記鋳片をスラブ加熱炉に挿入して、前記鋳片を１１００〜１２５０℃に加熱するスラブ工程と、
    （ｃ）前記鋳片を、開始温度が９５０〜１２００℃で、終了温度が８００〜１０５０℃で、総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行いシートバーとする粗圧延工程と、
    （ｄ）前記シートバーを、１００℃／分以上の平均加熱速度で１１００〜１２５０℃の温度域まで６０秒以上加熱するシートバー加熱工程と、
    （ｅ）前記シートバー加熱工程終了後２０秒以内に、前記シートバーに対して、開始温度が９００〜１２５０℃で、終了温度がＡｒ３点以上９５０℃未満で、総圧下率が５０％以上の熱間圧延を行い鋼板とする仕上圧延工程と、
    （ｆ）前記鋼板を、６０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで１次冷却した後、０〜１０秒の間、０〜１０℃／秒の平均冷却速度で緩冷却を行い、さらにその後、６０℃／秒以上の平均冷却速度で、前記緩冷却の終了温度より１５℃以上低い温度以下であってかつ３５０〜７００℃の温度域まで２次冷却する冷却工程と、
    （ｇ）前記鋼板を巻き取る巻き取り工程と、を順に行う、
    熱間圧延鋼板の製造方法。
  4. 第１母材部と第２母材部と溶接金属部とを備える溶接継手であって、
    前記溶接金属部は、少なくとも前記第１母材部の端部に沿って第１方向に延びるように形成されており、
    前記第１母材部が請求項１または請求項２に記載の熱間圧延鋼板であり、
    前記溶接金属部の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０２〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
    Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．３００％、
    Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｃｕ：０〜０．５０％、
    Ｎｉ：０〜０．５０％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜０．６０％、
    Ｎｂ：０〜０．０６０％、
    Ｖ：０〜１．００％、
    Ｂ：０〜０．０１００％、
    Ｃａ：０〜０．００５０％、
    Ｏ：０．００１０〜０．０５００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    前記第１母材部の厚さ方向から見た場合において、前記第１方向に直交する方向を第２方向とし、
    前記第１母材部の厚さをｔとした時に、
    前記第１母材部の厚さ方向における一方側の表面に平行であり、かつ前記表面から厚さ方向に１／８ｔの位置における断面において、
    前記第１母材部と前記溶接金属部との境界から前記第２方向における前記第１母材部側に向かって５０μｍピッチで順に測定されたベイナイトの面積率（％）であるｍ０、ｍ１、ｍ２、ｍ３、ｍ４、およびｍ５が、下記（ｉ）式を満足する、
    溶接継手。
    ０＜ｍｎ−１−ｍｎ≦２０ ・・・（ｉ）
    但し、上記式中のｎは１〜５の自然数である。
  5. 前記第１母材部の厚さが０．８〜６．０ｍｍである、
    請求項４に記載の溶接継手。
  6. 前記第２母材部が請求項１または請求項２に記載の熱間圧延鋼板である、
    請求項４または請求項５に記載の溶接継手。
  7. 前記第２母材部の厚さが０．８〜６．０ｍｍである、
    請求項４から請求項６までのいずれかに記載の溶接継手。
  8. 前記溶接継手は、前記第１母材部および前記第２母材部が突合せられた状態で開先溶接された突合せ継手である、
    請求項４から請求項７までのいずれかに記載の溶接継手。
  9. 前記溶接継手は、前記第１母材部が前記第２母材部の厚さ方向における前記一方側に重ね合わされた状態で隅肉溶接された重ね継手である、
    請求項４から請求項７までのいずれかに記載の溶接継手。
  10. 請求項４から請求項９までのいずれかに記載の溶接継手を製造する方法であって、
    前記第１母材部または前記第２母材部に対して、ソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接を行う、
    溶接継手の製造方法。

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