WO2016132545A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2016132545A1
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杉浦　夏子
吉田　充
洋志 首藤
龍雄 横井
脇田　昌幸
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent workability, and particularly to a composite-structure hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability.
  • steel plates used as automobile members such as inner plate members, structural members, and suspension members have stretch flangeability, burring workability, ductility, fatigue durability, impact resistance, corrosion resistance, etc., depending on their applications. Therefore, it is important to make these material properties and strength compatible.
  • steel plates used for structural members and suspension members that account for approximately 20% of the body weight of automobile parts are subjected to blanking and punching by shearing or punching, and then stretch flange processing and burring processing.
  • the press molding is mainly performed. Therefore, these steel plates are required to have good stretch flangeability.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet that defines the martensite fraction, size, number density, and average martensite spacing and is excellent in elongation and hole expansibility.
  • Patent Document 2 discloses a hot-rolled steel sheet excellent in burring workability obtained by limiting the average particle diameter of ferrite and the second phase and the carbon concentration of the second phase.
  • Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet excellent in workability, surface properties, and plate flatness obtained by holding at a temperature range of 750 to 600 ° C. for 2 to 15 seconds and then winding at a low temperature.
  • Patent Document 1 the primary cooling rate after the end of hot rolling must be secured at 50 ° C./s or more, which increases the load on the apparatus.
  • the primary cooling rate is set to 50 ° C./s or more, there is a problem that material variation due to variation in cooling rate occurs.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, which can be applied to a member that requires high stretch flangeability while having high strength.
  • stretch flangeability is an index of stretch flangeability in consideration of strain distribution, and the limit forming height H (mm) and tensile strength of the flange obtained as a result of testing by the vertical stretch flange test method.
  • the value evaluated by the product of TS (MPa) is shown, and excellent in stretch flangeability means that the product of the limit molding height H (mm) and the tensile strength TS (MPa) is 19500 (mm ⁇ MPa) or more. Indicates that there is. Moreover, high strength indicates that the tensile strength is 590 MPa or more.
  • the upper limit of the strength is not particularly defined, but it is difficult to ensure a strength of over 1470 MPa within the range of the structure defined in the present invention.
  • the inventors of the present invention have no difference in orientation within each grain. Focused on, and proceeded with intensive studies. As a result, it has been found that the stretch flangeability can be greatly improved by controlling the ratio of the crystal grains having an orientation difference in the crystal grains of 5 to 14 ° to the total crystal grains within a certain range.
  • the present invention is configured based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.10 to 1.70%, Mn: 0.50. To 3.00%, Al: 0.010 to 1.00%, B: 0 to 0.005%, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 1.0%, Cu: 0 to 2. 0%, Ni: 0-2.0%, Mg: 0-0.05%, REM: 0-0.05%, Ca: 0-0.05%, Zr: 0-0.05% , P: 0.050% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0060% or less, the balance is made of Fe and impurities, and the structure is an area ratio of 75 to 95% in total.
  • a ferrite and bainite of 5 to 20% martensite, and a boundary having an orientation difference of 15 ° or more in the structure is defined as a grain boundary, and is surrounded by the grain boundary; If the equivalent diameter is the region is 0.3 ⁇ m or more was defined as the crystal grains, the proportion of the grain misorientation in the grains is 5 ⁇ 14 ° is the area ratio is 10-60%.
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the product of the tensile strength and the limit forming height in the vertical stretch flange test is 19500 mm ⁇ MPa or more. Also good.
  • the chemical components are B: 0.0001 to 0.005% by mass%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo : 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, or one or more of them may be contained.
  • the chemical component is Mg: 0.0001 to 0.05% by mass%, REM: 0.0001 to 0 0.05%, Ca: 0.0001 to 0.05%, Zr: 0.0001 to 0.05%, or one or more of them may be contained.
  • a hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention (hereinafter may be referred to as a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment) will be described in detail.
  • the chemical components are mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.10 to 1.70%, Mn: 0.50 to 3.00%.
  • Al 0.010 to 1.00%, and if necessary, B: 0.005% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 2.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a total area ratio of 75 to 95% ferrite and bainite and 5 to 20% martensite, and the orientation difference is 15 °.
  • the above boundary is defined as a grain boundary, and a region surrounded by the grain boundary and having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the crystal having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °
  • the proportion of grains is 10 to 60% in terms of area ratio.
  • C 0.04 to 0.18%
  • the lower limit of the C content is 0.04%.
  • the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° decreases.
  • the lower limit of the C content is 0.04%.
  • a preferable lower limit of the C content is 0.045%, and a more preferable lower limit of the C content is 0.05%.
  • the C content exceeds 0.18%, stretch flangeability and weldability deteriorate.
  • the upper limit of C content is 0.18%.
  • the upper limit of the preferable C content is 0.17%, and the more preferable upper limit of the C content is 0.16%.
  • Si 0.10 to 1.70%
  • Si is an element that contributes to improving the strength of steel.
  • Si is an element having a role as a deoxidizer for molten steel.
  • the lower limit of the Si content is 0.10%.
  • a preferable lower limit of the Si content is 0.12%, and a more preferable lower limit of the Si content is 0.15%.
  • the upper limit of Si content is set to 1.70%.
  • the upper limit of the preferable Si content is 1.60%, and the more preferable upper limit of the Si content is 1.50%.
  • Mn 0.50 to 3.00%
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of steel by solid solution strengthening and / or improving the hardenability of steel.
  • the lower limit of the Mn content is 0.50%.
  • the lower limit of the preferable Mn content is 0.65%, and the lower limit of the more preferable Mn content is 0.70%.
  • the upper limit of the Mn content is 3.00%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is 2.60%, and the upper limit of the more preferable Mn content is 2.30%.
  • Al 0.010 to 1.00%
  • Al is an element effective as a deoxidizer for molten steel.
  • the lower limit of the Al content is 0.010%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.015%, and a more preferable lower limit of the Al content is 0.020%.
  • the upper limit of the Al content is set to 1.00%.
  • the upper limit of the preferable Al content is 0.90%, and the more preferable upper limit of the Al content is 0.80%.
  • P 0.050% or less
  • P is an impurity. Since P deteriorates toughness, workability, weldability, etc., its content is preferably as low as possible. However, when the P content exceeds 0.050%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the P content may be limited to 0.050% or less. More preferably, it is 0.040% or less. The lower limit of the P content is not particularly required, but excessive reduction is not desirable from the viewpoint of manufacturing cost, so the P content may be 0.005% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that not only causes cracking during hot rolling, but also forms A-based inclusions that degrade stretch flangeability. Therefore, the lower the S content, the better. However, when the S content exceeds 0.010%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the S content may be limited to 0.010%. More preferably, it is 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but excessive reduction is not desirable from the viewpoint of manufacturing cost, so the S content may be 0.001% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an element that forms AlN during cooling after hot rolling and lowers the formability of the steel sheet.
  • the upper limit of N content is limited to 0.0060%.
  • a more preferable upper limit of the N content is 0.0040%.
  • the lower limit of the N content is not particularly defined, but excessive reduction is not desirable from the viewpoint of manufacturing cost, so the N content may be 0.0010% or more.
  • the above chemical elements are basic components contained in the hot-rolled steel sheet according to this embodiment, and the chemical composition including these basic elements, the balance being Fe and impurities, is the same as that of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • Basic composition Impurities are components mixed into steel from various raw materials such as ores and scraps when manufacturing alloys such as As and Sn industrially. It means that it is allowed as long as it does not adversely affect the properties of the hot-rolled steel sheet.
  • one or more of B, Cr, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca, and Zr may be included in the ranges described below as necessary. . Since these elements are not necessarily contained, the lower limit of the content is 0%.
  • Nb and Ti suppress recrystallization and deteriorate workability. Therefore, it is desirable that Nb is less than 0.005% and Ti is less than 0.015%.
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • B is an element that enhances the hardenability and contributes to increasing the strength of steel.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0050%.
  • Cr 0.01 to 1.0%
  • Cr is an element that contributes to improving the strength of steel.
  • Cr is an element having a cementite suppressing effect. When obtaining these effects, it is desirable that the Cr content be 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the ductility decreases. Therefore, even when Cr is contained, it is desirable that the upper limit of Cr content be 1.0%.
  • Mo 0.01 to 1.0%
  • Mo is an element that has the effect of improving hardenability and forming carbides to increase strength. When obtaining these effects, it is desirable that the Mo content be 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.0%, ductility and weldability may be reduced. Therefore, even when Mo is contained, the upper limit of the Mo content is preferably 1.0%.
  • Cu 0.01 to 2.0%
  • Cu is an element that increases the strength of the steel sheet and improves the corrosion resistance and the peelability of the scale.
  • the upper limit of the Cr content is desirably 2.0%, and more desirably 1.0%.
  • Ni 0.01% to 2.0%
  • Ni is an element that increases the steel sheet strength and improves the toughness.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit of the Ni content is desirably 2.0%.
  • Ca 0.0001 to 0.05%
  • Mg 0.0001 to 0.05%
  • Zr 0.0001 to 0.05%
  • REM 0.0001 to 0.05%
  • Ca, Mg, Zr, and REM are all elements that improve toughness by controlling the shape of sulfides and oxides. Therefore, for this purpose, it is desirable to contain one or more of these elements in an amount of 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0005%. However, when the content of these elements is excessive, stretch flangeability deteriorates. Therefore, even when these elements are contained, the upper limit of the content is preferably 0.05%.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment needs to contain 75 to 95% in total of ferrite and bainite and 5 to 20% martensite in terms of area ratio in the structure observed with an optical microscope. By setting it as such a composite structure, strength and stretch flangeability can be improved with good balance. If the total area ratio of ferrite and bainite is less than 75%, stretch flangeability is deteriorated. Further, if the total area ratio of ferrite and bainite is more than 95%, the strength is lowered and the ductility is lowered, so that it is difficult to ensure the characteristics generally required for automobile members and the like.
  • the fraction (area ratio) of ferrite and bainite need not be limited, but if the ferrite fraction exceeds 90%, sufficient strength may not be obtained, so the ferrite fraction should be 90% or less. It is desirable. More desirably, it is 70% or less. On the other hand, if the bainite fraction exceeds 60%, there is a concern that the ductility will decrease, so it is desirable that the bainite fraction be less than 60%. More desirably, it is less than 50%.
  • the remaining structure other than ferrite, bainite, and martensite is not particularly limited, and may be, for example, retained austenite or pearlite.
  • the ratio of the remaining structure is preferably 5% or less in terms of area ratio. More preferably, it is 3% or less, and further preferably 0%.
  • the tissue fraction (area ratio) can be obtained by the following method. First, a sample taken from a hot rolled steel sheet is etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the structure photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, so that the area ratio of ferrite and pearlite, and bainite and martensite are obtained. Get the total area ratio with the site. Next, using a sample that has undergone repeller corrosion and performing an image analysis on a structural photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, residual austenite and martensite are obtained.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that has been chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this is defined as the area ratio of retained austenite.
  • the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment uses an EBSD method (electron beam backscatter diffraction pattern analysis method) often used for crystal orientation analysis after controlling the structure observed with an optical microscope to the above range.
  • EBSD method electron beam backscatter diffraction pattern analysis method
  • a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary
  • a region surrounded by the grain boundary and having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain
  • all crystal grains Of these the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° needs to be 10 to 60% in terms of area ratio.
  • the crystal grains having such an in-granular orientation difference are effective for obtaining a steel sheet having an excellent balance between strength and workability, by controlling the ratio, the stretch flange is maintained while maintaining the desired steel sheet strength. Can be greatly improved.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is less than 10% in terms of area ratio, stretch flangeability is deteriorated.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is more than 60% in terms of area ratio, the ductility is lowered.
  • the difference in crystal orientation within the grain has a correlation with the dislocation density contained in the crystal grain. In general, an increase in the dislocation density in the grains brings about an improvement in strength while lowering workability.
  • the strength of the crystal grains in which the orientation difference within the grains is controlled to 5 to 14 ° can be improved without degrading the workability. Therefore, in the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is controlled to 10 to 60%. A crystal grain having an orientation difference of less than 5 ° is excellent in workability, but it is difficult to increase the strength. A crystal grain having an orientation difference of more than 14 ° in the grain has different deformability within the crystal grain. Does not contribute to improvement of stretch flangeability.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° can be measured by the following method.
  • Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis.
  • the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). To do.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° is obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the “intragranular orientation difference” in the present invention represents “Grain Orientation Spread (GOS)”, which is the orientation dispersion in crystal grains, and the value is an error in plastic deformation of stainless steel by the EBSD method and the X-ray diffraction method.
  • the reference crystal orientation is an orientation obtained by averaging all measurement points in the same crystal grain
  • the value of GOS is the software “OIM Analysis (registered trademark) Version 7.0” attached to the EBSD analyzer. .1 ".
  • FIG. 1 is an example of an EBSD analysis result of a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m region of a vertical cross section in the rolling direction at a 1/4 t portion of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is displayed as a crystal grain boundary, and a region having 5 to 14 ° is displayed in gray. Martensite is displayed in black in the figure.
  • stretch flangeability is evaluated by a vertical stretch flange test method using a vertical molded product. Specifically, as shown in FIG. 2, a saddle-shaped molded product simulating an elongated flange shape composed of a straight portion and an arc portion is pressed, and stretch flangeability is obtained using the limit molding height at that time. evaluate.
  • a vertical stretch flange test of the present embodiment when a vertical molded product having a corner radius of curvature R of 50 to 60 mm and an opening angle ⁇ of 120 ° is used, and the clearance when punching the corner is 11% The limit molding height H (mm) is measured.
  • the clearance indicates the ratio of the gap between the punching die and the punch and the thickness of the test piece.
  • the hole-expansion test that has been used as a test method for stretch flange forming has hitherto been fractured with almost no distribution in the circumferential direction.
  • the gradient is different.
  • the hole expansion test is not an evaluation reflecting the original stretch flange molding, such as an evaluation at the time when a through-thickness breakage occurs.
  • the stretch flangeability considering the strain distribution can be evaluated, so that the evaluation reflecting the original stretch flange molding is possible.
  • the area ratio of each structure observed in an optical microscope structure such as ferrite and bainite is directly related to the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °. It is not a thing. In other words, for example, even if there are hot-rolled steel sheets having the same ferrite area ratio and bainite area ratio, the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is not necessarily the same. Therefore, the characteristics corresponding to the hot-rolled steel sheet according to this embodiment cannot be obtained only by controlling the ferrite area ratio, bainite area ratio, and martensite area ratio. This is as shown in the examples described later.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can be obtained, for example, by a manufacturing method including the following hot rolling process and cooling process.
  • ⁇ Hot rolling process> the slab which has the chemical component mentioned above is heated, hot-rolled, and a hot-rolled steel plate is obtained.
  • the slab heating temperature is preferably 1050 ° C. or more and 1260 ° C. or less. If the slab heating temperature is lower than 1050 ° C., it is difficult to ensure the hot rolling end temperature, which is not preferable. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1260 ° C., the yield decreases due to scale-off, and therefore the heating temperature is preferably 1260 ° C. or less.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° is set to 10 to 60% in terms of area ratio, in the hot rolling performed on the heated slab, three stages after the final rolling (final stage) It is important to perform the cooling described later after setting the cumulative strain of (3 passes) to more than 0.6 to 0.7. This is because crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° are formed by transformation in a para-equilibrium state at a relatively low temperature, so that the dislocation density of the austenite before transformation is limited to a certain range and the subsequent This is because by limiting the cooling rate to a certain range, it is possible to control the generation of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 °.
  • the nucleation frequency and subsequent growth rate of crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 ° can be controlled.
  • the resulting area ratio can also be controlled. More specifically, the dislocation density of austenite introduced by finish rolling is mainly related to the nucleation frequency, and the cooling rate after rolling is mainly related to the growth rate. If the cumulative strain in the last three stages of finish rolling is 0.6 or less, the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° is less than 10%, which is not preferable.
  • the rolling end temperature of the hot rolling is preferably Ar3 ° C. to Ar3 + 60 ° C. If the rolling end temperature exceeds Ar3 + 60 ° C., the crystal grain size of the hot-rolled sheet is increased, the workability is lowered, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is lowered. . Further, when the rolling end temperature is less than Ar3, hot rolling is performed in a two-phase region, the ferrite phase is processed, the ductility and hole expandability of the hot-rolled steel sheet are lowered, and the orientation difference in the grains is 5-14. This is not preferable because the proportion of crystal grains at a temperature is lowered. Hot rolling includes rough rolling and finish rolling.
  • Finish rolling is performed using a tandem rolling mill in which a plurality of rolling mills are linearly arranged and continuously rolled in one direction to obtain a predetermined thickness. Is preferred. Moreover, when performing finish rolling using a tandem rolling mill, cooling is performed between the rolling mill and the rolling mill (inter-stand cooling), and the maximum temperature of the steel sheet during finish rolling is in the range of Ar3 + 60 ° C. or higher and Ar3 + 150 ° C. or lower. It is preferable to control so that. If the maximum temperature of the steel sheet during finish rolling exceeds Ar3 + 150 ° C, the grain size becomes too large and the toughness deteriorates, and there is a concern that the proportion of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° will decrease. Is done.
  • Ar3 is calculated by the following formula (2) in consideration of the influence on the transformation point due to the reduction.
  • Ar3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [Ni ]) ...
  • [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], and [Ni] are C, Si, P, Al, The content in mass% of Mn, Mo, Cu, Cr and Ni is shown. The element not contained is calculated as 0%.
  • Cooling is performed on the hot-rolled steel sheet subjected to the hot rolling controlled as described above.
  • the hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled is cooled to a temperature range of 650 to 750 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more (first cooling). Hold for 10 seconds, and then cool to 100 ° C. or lower at a cooling rate of 30 ° C./s or higher (second cooling).
  • the cooling rate of the first cooling is less than 10 ° C./s, the proportion of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° in the grains is less than 10%, which is not preferable.
  • the cooling stop temperature of the first cooling is less than 650 ° C.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° becomes less than 10%, which is not preferable.
  • the cooling stop temperature of the first cooling is higher than 750 ° C.
  • the martensite fraction becomes too low and the strength decreases, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° Since it exceeds 60%, it is not preferable.
  • the holding time at 650 to 750 ° C. is less than 3 seconds, the martensite fraction becomes too high and the ductility is lowered, and the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is 10%.
  • the holding time at 650 to 750 ° C. exceeds 10 seconds, the martensite fraction decreases, the strength decreases, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is less than 10%. This is not preferable.
  • the cooling rate of the second cooling is less than 30 ° C./s, the martensite fraction decreases and the strength decreases, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° Since it exceeds 60%, it is not preferable. If the cooling stop temperature of the second cooling is more than 100 ° C., the proportion of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° in the grains exceeds 60%, which is not preferable.
  • the upper limit of the cooling rate in the first cooling and the second cooling is not particularly limited, but may be 200 ° C./s or less in consideration of the facility capacity of the cooling facility.
  • a total of 75 to 95% ferrite and bainite and 5 to 20% martensite are included, and a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary.
  • a region surrounded by grain boundaries and having a circle-equivalent diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain
  • the ratio of the crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is an area ratio of 10
  • known methods may be used, and there is no need to specifically limit them.
  • the present invention will be described in more detail by giving examples of the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the present invention is not limited to the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the purpose described above and below. Included in the scope.
  • a steel slab was manufactured by melting steel having chemical components shown in Table 1 below and performing continuous casting. And this steel slab was heated to the temperature shown in Table 2, and rough rolling was performed. After rough rolling, finish rolling was performed under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having a sheet thickness of 2.2 to 3.4 mm.
  • Ar3 (° C.) described in Table 2 was obtained from the chemical components shown in Table 1 using the following formula (2).
  • Ar3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [Ni ]) ...
  • the blank in Table 1 means that the analysis value was less than the detection limit.
  • the structure fraction (area ratio) of each structure and the ratio of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° were determined.
  • the tissue fraction (area ratio) was determined by the following method. First, a sample taken from a hot rolled steel sheet was etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the structure photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, so that the area ratio of ferrite and pearlite, and bainite and martensite are obtained. The total area ratio with the site was obtained.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° was measured by the following method.
  • Crystal orientation information was obtained by EBSD analysis.
  • the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). did.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° was obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above were calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the yield strength and the tensile strength were determined, and the limit forming height was determined by the vertical stretch flange test. Further, the product of the tensile strength (MPa) and the limit molding height (mm) was evaluated as an index of stretch flangeability, and when the product was 19500 mm ⁇ MPa or more, it was determined that the stretch flangeability was excellent.
  • MPa tensile strength
  • mm limit molding height
  • the vertical stretch flange test was performed using a vertical molded product having a corner radius of curvature of R60 mm and an opening angle ⁇ of 120 °, with a clearance when punching the corner of 11%.
  • the limit forming height was determined as the limit forming height at which no cracks exist by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming. The results are shown in Table 3.

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Abstract

　この熱延鋼板は、所定の化学成分を有し、組織が、面積率で、合計で７５～９５％のフェライト及びベイナイトと、５～２０％のマルテンサイトとを含み；　前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、加工性に優れた熱延鋼板に関し、特に、伸びフランジ性に優れた複合組織熱延鋼板に関する。
　近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化への要求に対し、部材に用いられる鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するため、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
　鋼板を高強度化すると、一般的に成形性（加工性）等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発において、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と強度とを、両立させることが重要である。
　例えば、自動車部材のうち、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等に用いられる鋼板は、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行われた後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施される。そのため、これらの鋼板には、良好な伸びフランジ性が求められる。
　上記の課題に対して、例えば特許文献１には、マルテンサイトの分率、サイズ、個数密度及び平均マルテンサイト間隔を規定した、伸びと穴広げ性とに優れる熱延鋼板が開示されている。特許文献２には、フェライトおよび第二相の平均粒径と第二相の炭素濃度とを限定することで得られる、バーリング加工性に優れた熱延鋼板が開示されている。特許文献３には、７５０～６００℃の温度範囲で２～１５秒保持した後に低温で巻き取ることで得られる、加工性、表面性状および板平坦度に優れる熱延鋼板が開示されている。
　しかしながら、上記の特許文献１では熱延終了後の一次冷却速度を５０℃／ｓ以上確保しなければならず装置への負荷が高くなる。また、一次冷却速度を５０℃／ｓ以上とする場合、冷却速度のばらつきに起因した材質ばらつきが生じることが問題となる。
　また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。これは、ブランク加工時に打ち抜き端面に導入されるひずみによりエッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによると考えられる。従来、伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられてきた。しかしながら、穴広げ試験では周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。したがって、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行った場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合があった。
　特許文献１～３に開示された技術では、いずれの発明においても光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることは開示されている。しかしながら、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性が確保できるかどうかは不明である。
日本国特開２０１３－１９０４８号公報 日本国特開２００１－３０３１８６号公報 日本国特開２００５－２１３５６６号公報
　本発明は、上述した問題点に鑑みて案出された。
　本発明は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明において、伸びフランジ性とは、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性の指標である、鞍型伸びフランジ試験法で試験を行った結果得られるフランジの限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積で評価される値を示し、伸びフランジ性に優れるとは、限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積が１９５００（ｍｍ・ＭＰａ）以上であることを示す。また、高強度とは、引張強度で５９０ＭＰａ以上であることを示す。強度の上限は特に定めないが、本発明で規定する組織の範囲では１４７０ＭＰａ超の強度を確保する事が困難である。
　従来の知見によれば、伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１～３に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化および／または組織間の硬度差の低減などによって行われていた。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、穴広げ性、加工性などの改善が図られてきた。
　しかしながら、本発明者らは、光学顕微鏡で観察される組織だけを制御してもひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることができないことに鑑み、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を一定の範囲に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
　本発明は上記の知見に基づいて構成されており、そ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、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１０～１．７０％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０１０～１．００％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｍｇ：０～０．０５％、ＲＥＭ：０～０．０５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．０５％を含有し、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が、面積率で、合計で７５～９５％のフェライト及びベイナイトと５～２０％のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。
　（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、引張強度が、５９０ＭＰａ以上であり、かつ、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％でＢ：０．０００１～０．００５％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．０１～２．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％でＭｇ：０．０００１～０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度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の１／４ｔ部（板厚方向に表面から板厚の１／４の位置）におけるＥＢＳＤによる解析結果である。 鞍型伸びフランジ試験法に用いる、鞍型形状の成型品の形状を示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（以下、本実施形態に係る熱延鋼板と言う場合がある）について詳細に説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１０～１．７０％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．０１０～１．００％を含有し、必要に応じて、さらに、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下の１種以上を含有し、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板は、組織が、面積率で、合計で７５～９５％のフェライト及びベイナイトと５～２０％のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。
　まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分の限定理由について説明する。各成分の含有量の％は、質量％である。
　Ｃ：０．０４～０．１８％
　Ｃは、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０４％とする。また、Ｃ含有量が０．０４％未満であると粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が低下する。この点からも、Ｃ含有量の下限を０．０４％とする。好ましいＣ含有量の下限は、０．０４５％であり、より好ましいＣ含有量の下限は、０．０５％である。一方、Ｃ含有量が０．１８％超になると、伸びフランジ性や溶接性が劣化する。また、焼き入れ性が過剰となり、粒内の方位差が１４°超の結晶粒が増加し、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１８％とする。好ましいＣ含有量の上限は、０．１７％であり、より好ましいＣ含有量の上限は、０．１６％である。
　Ｓｉ：０．１０～１．７０％
　Ｓｉは、鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤としての役割を有する元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％とする。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１２％であり、より好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１５％である。一方、Ｓｉ含有量が１．７０％を超えると、Ａｒ３変態温度が高くなりすぎるためにγ域での熱延が困難となり、加工フェライトが生成するとともに、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が低下し、伸びフランジ性が劣化する。また、表面疵が発生の原因にもなる。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．７０％とする。好ましいＳｉ含有量の上限は、１．６０％であり、より好ましいＳｉ含有量の上限は、１．５０％である。
　Ｍｎ：０．５０～３．００％
　Ｍｎは、固溶強化により、および／または鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．５０％とする。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．６５％であり、より好ましいＭｎ含有量の下限は、０．７０％である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が低下し、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を３．００％とする。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．６０％であり、より好ましいＭｎ含有量の上限は、２．３０％である。
　Ａｌ：０．０１０～１．００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とする。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．０１５％であり、より好ましいＡｌ含有量の下限は、０．０２０％である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、溶接性や靭性などが劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を１．００％とする。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．９０％であり、より好ましいＡｌ含有量の上限は、０．８０％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは不純物である。Ｐは靭性、加工性、溶接性などを劣化させるので、その含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５０％を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限すればよい。より好ましくは、０．０４０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に定める必要はないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｐ含有量を０．００５％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する元素である。そのため、Ｓ含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｓ含有量の上限を０．０１０％に制限すればよい。より好ましくは、０．００５％以下である。Ｓ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、熱延後の冷却中にＡｌＮを形成し、鋼板の成形性を低下させる元素である。特にＮ含有量が０．００６０％を超えた場合に、伸びフランジ性の劣化が著しい。そのため、Ｎ含有量の上限を０．００６０％に制限する。より好ましいＮ含有量の上限は、０．００４０％である。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
　以上の化学元素は、本実施形態に係る熱延鋼板に含有される基本成分であり、これらの基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物よりなる化学組成が、本実施形態に係る熱延鋼板の基本組成である。不純物とは、例えばＡｓ、Ｓｎなどの合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、または、製造工程の種々の要因によって鋼中に混入する成分であって、本実施形態に係る熱延鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　しかしながら、強度や靭性をさらに向上させることを目的として、必要に応じてＢ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒの１種以上を、後述の範囲で含有させてもよい。これらの元素は必ずしも含有させる必要はないため、その含有量の下限は０％である。上記以外の元素のうち、Ｎｂ、Ｔｉは再結晶を抑制し加工性を劣化させるため、Ｎｂ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．０１５％未満にすることが望ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％
　Ｂは焼き入れ性を高める元素であり、鋼の高強度化に寄与する。この効果を得る場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％超となると加工性が劣化する。また、焼入れ時に方位分散の大きなベイナイトが形成されやすくなり、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．００５０％とすることが望ましい。
　Ｃｒ：０．０１～１．０％
　Ｃｒは鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃｒは、セメンタイト抑制効果を有する元素である。これら効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、延性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とすることが望ましい。
　Ｍｏ：０．０１～１．０％
　Ｍｏは焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超となると、延性や溶接性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を、１．０％とすることが望ましい。
　Ｃｕ：０．０１～２．０％
　Ｃｕは鋼板強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。より望ましくは、０．０４％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超となると、表面疵が発生することが懸念される。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を２．０％とすることが望ましく、１．０％とすることがより望ましい。　
　Ｎｉ：０．０１％～２．０％
　Ｎｉは鋼板強度を上げると共に、靭性を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超となると、延性が低下する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが望ましい。
　Ｃａ：０．０００１～０．０５％
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５％
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５％
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる元素である。したがって、この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を各々０．０００１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは、０．０００５％である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると伸びフランジ性が劣化する。そのため、これらの元素を含有させる場合でも、含有量の上限をそれぞれ０．０５％とすることが望ましい。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織（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、光学顕微鏡で観察した組織において、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて合計で７５～９５％、マルテンサイトを５～２０％含む必要がある。このような複合組織とすることで、強度と伸びフランジ性とをバランスよく向上させることができる。フェライトとベイナイトとの合計面積率が、７５％未満であると、伸びフランジ性が低下する。また、フェライトとベイナイトとの合計面積率が、９５％超であると、強度が低下すると共に、延性が低下し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。フェライト及びベイナイトのそれぞれの分率（面積率）は限定する必要はないが、フェライト分率が９０％超となると十分な強度を得られなくなる場合があるので、フェライト分率は９０％以下とすることが望ましい。より望ましくは７０％以下である。一方、ベイナイト分率が６０％超となると延性が低下することが懸念されるので、ベイナイト分率を６０％未満とする事が望ましい。より望ましくは５０％未満である。
　本実施形態に係る熱延鋼板において、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の残部の組織は、特に限定する必要はなく、例えば、残留オーステナイト、パーライトなどでよい。しかしながら、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織が合計で５％超含まれると、伸びフランジ性及び延性が低下する。そのため、残部の組織の割合は、面積率で５％以下とすることが好ましい。より好ましくは３％以下である、さらに好ましくは０％である。
　組織分率（面積率）は、以下の方法により得ることができる。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得る。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
　さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。
　この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察される組織を上述の範囲に制御した上で、さらに、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて得られる、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を制御する必要がある。具体的には、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれ、円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、全ての結晶粒のうち、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を、面積率で、１０～６０％とする必要がある。
　このような粒内方位差を有する結晶粒は強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効であるので、その割合を制御することで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を大きく向上させることができる。粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が面積率で１０％未満であると、伸びフランジ性が低下する。また、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が面積率で６０％超であると、延性が低下する。
　ここで、粒内の結晶方位差とは、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度の増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５～１４°に制御された結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合を１０～６０％に制御する。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難であり、粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定することができる。
　まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、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ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出することができる。
　本発明おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」をあらわし、その値は「ＥＢＳＤ法およびＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦ら、日本機械学会論文集（Ａ 編），７１巻，７１２号，２００５年，ｐ．１７２２－１７２８に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位であり、ＧＯＳの値はＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ　７．０．１」を用いて算出することができる。
　図１は、本実施形態に係る熱延鋼板の、１／４ｔ部における、圧延方向垂直断面の１００μｍ×１００μｍ領域のＥＢＳＤ解析結果の一例である。図１においては、方位差が１５°以上である境界が結晶粒界として表示され５～１４°である領域が灰色で表示されている。図中に黒く表示されているのはマルテンサイトである。
　本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成型品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。具体的には、図２に示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型形状の成型品をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態の鞍型伸びフランジ試験では、コーナーの曲率半径Ｒを５０～６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％とした時の限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５～１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　従来伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性が評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
　本実施形態に係る熱延鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合とは直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライト面積率及びベイナイト面積率を有する熱延鋼板があったとしても、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライト面積率、ベイナイト面積率及びマルテンサイト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る熱延鋼板に相当する特性を得ることはできない。このことは、後述する実施例でも示す通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば以下のような熱間圧延工程及び冷却工程を含む製造方法によって得ることができる。
＜熱間圧延工程＞
　熱間圧延工程では、上述した化学成分を有するスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。スラブ加熱温度は、１０５０℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度が１０５０℃未満であると、熱間圧延終了温度の確保が困難となるため、好ましくない。一方、スラブ加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は１２６０℃以下であることが好ましい。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を面積率で１０～６０％にする場合、加熱されたスラブに対して行われる熱間圧延において、仕上げ圧延の後段３段（最終３パス）の累積ひずみを０．６超～０．７とした上で、後述する冷却を行うことが重要である。これは、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒は比較的低温でパラ平衡状態で変態することにより生成するので、変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともにその後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の生成を制御することができるためである。すなわち、仕上げ圧延の後段３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の核生成頻度およびその後の成長速度を制御できるので、結果として得られる面積率も制御出来る。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
　仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．６以下では、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるため好ましくない。また、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．７超であると、熱間圧延中のオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下して粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となってしまうため好ましくない。
　本実施形態で言う仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみ（εｅｆｆ.）は、以下の式（１）によって求めることができる。
　εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
　εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０×ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－６ 、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
　熱間圧延の圧延終了温度は、Ａｒ３℃～Ａｒ３＋６０℃とすることが好ましい。圧延終了温度をＡｒ３＋６０℃超とすると、熱延板の結晶粒径が大きくなり加工性が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が低下するので、好ましくない。また、圧延終了温度をＡｒ３未満にすると、二相域での熱間圧延となり、フェライト相が加工され、熱延鋼板の延性及び穴広げ性が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が低下するので好ましくない。
　また、熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含むが、仕上げ圧延は複数の圧延機を直線的に配置し１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却（スタンド間冷却）を行って、仕上げ圧延中の鋼板の最高温度がＡｒ３＋６０℃以上Ａｒ３＋１５０℃以下の範囲となるように制御することが好ましい。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、粒径が大きくなりすぎて靭性が劣化するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が低下することが懸念される。一方で、仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋６０℃未満であると、仕上げ圧延の圧延終了温度を確保できなくなることが懸念される。
　上記のような条件の熱間圧延を行えば、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定することができ、その結果、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒を所望の割合で得ることができる。
　Ａｒ３は圧下による変態点への影響を考慮した下記式（２）で算出する。
Ａｒ３＝９７０－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。
＜冷却工程＞
　上述のように制御された熱間圧延を施された熱延鋼板に対して、冷却を行う。冷却工程では熱間圧延が完了した熱延鋼板に対して、１０℃／ｓ以上の冷却速度で、６５０～７５０℃の温度域まで冷却し（第１の冷却）、この温度域で、３～１０秒間保持し、その後、１００℃以下まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する（第２の冷却）。
　第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるため好ましくない。また、第１の冷却の冷却停止温度が６５０℃未満であると、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるため好ましくない。一方、第１の冷却の冷却停止温度が７５０℃超であると、マルテンサイト分率が低くなりすぎて強度が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が６０％を超えるとなるため好ましくない。６５０～７５０℃での保持時間が３秒未満であると、マルテンサイト分率が高くなりすぎて延性が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるため好ましくない。６５０～７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、マルテンサイトの分率が低下し、強度が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるため好ましくない。また、第２の冷却の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、マルテンサイトの分率が低下し強度が低下するとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が６０％を超えるとなるため好ましくない。第２の冷却の冷却停止温度が１００℃超であると、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が６０％を超えるとなるため好ましくない。
　第１の冷却、第２の冷却における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、冷却設備の設備能力を考慮して２００℃／ｓ以下としてもよい。
　上述した製造方法によれば、面積率で、合わせて７５～９５％のフェライト及びベイナイトと、５～２０％のマルテンサイトとを含み、さらに、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、粒界によって囲まれかつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である組織を得ることができる。
　上述の製造方法では、熱間圧延条件を制御することによりオーステナイトに加工転位を導入した上で、冷却条件を制御することにより導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延条件と冷却条件とはそれぞれ影響を及ぼすため、これらの条件を同時に制御することが重要である。上記以外の条件については公知の方法を用いればよく、特に限定する必要はない。
　以下、本発明の熱延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明する。しかしながら、本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　まず、下記表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造を行うことによって鋼片を製造した。そして、この鋼片を表２に示す温度に加熱して、粗圧延を行った。粗圧延後、表２に示す条件で仕上げ圧延を行って、板厚が２．２～３．４ｍｍの熱延鋼板を得た。表２に記載した、Ａｒ３（℃）は表１に示した化学成分より次式（２）を用いて求めた。
　Ａｒ３＝９７０－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量であり、含有されない場合は、０とする。
　また、表２中、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみは次式（１）より求めた値である。
　εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
　εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０×ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－６ 、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
　表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた熱延鋼板に対して、各組織の組織分率（面積率）、及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。
　組織分率（面積率）は、以下の方法により求めた。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
　さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。
　この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得た。
　また、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定した。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得た。ここでＥＢＳＤ解析は、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ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出した。
　次に、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、限界成形高さを求めた。また、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標として評価を行い、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。
　引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて試験を行った。
　また、鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をＲ６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。また、限界成形高さは、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す結果から明らかなとおり、本発明で規定する化学成分を好ましい条件で熱間圧延した場合（試験Ｎｏ．１～１７）には、強度が５９０ＭＰａ以上であり、かつ伸びフランジ性の指標が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板が得られた。
　一方、製造Ｎｏ．１８～２３は、化学成分が本発明の範囲外であったので、光学顕微鏡で観察される組織及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合のいずれか、または両方が本発明の範囲を満たさなかった。その結果、伸びフランジ性が目標値を満足しなかった。また、一部の例では、引張強度も低くなっていた。
　また、Ｎｏ．２４～３６は製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合のいずれか、または両方が本発明の範囲を満たさなかった例である。これらの例では、伸びフランジ性が目標値を満足しなかった。また、一部の例では引張強度も低くなっていた。
　本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (4)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．０４～０．１８％、
    　Ｓｉ：０．１０～１．７０％、
    　Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    　Ａｌ：０．０１０～１．００％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５％、
    　Ｃａ：０～０．０５％、
    　Ｚｒ：０～０．０５％
    を含有し、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．００６０％以下、
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり；
    　組織が、面積率で、合計で７５～９５％のフェライト及びベイナイトと、５～２０％のマルテンサイトとを含み；
    　前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である；
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　引張強度が、５９０ＭＰａ以上であり、かつ、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学成分が、質量％でＢ：０．０００１～０．００５％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．０１～２．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記化学成分が、質量％でＭｇ：０．０００１～０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５％のうちの１種又は２種以上を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
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