WO2021225073A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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hot
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rolled steel
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栄作 桜田
隆 安富
玄紀 虻川
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-082655 filed in Japan on May 08, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 in the hot rolling process, the crystal grain size and aspect ratio of the former austenite are controlled by keeping the finish rolling temperature and the rolling reduction within a predetermined range, and the heat with reduced anisotropy.
  • Rolled steel sheets are disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a cold-rolled steel sheet having improved toughness by keeping the rolling ratio and the average strain rate within an appropriate range in a predetermined finish rolling temperature range in a hot rolling process.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 are effective in manufacturing automobile undercarriage parts to which high-strength steel plates are applied. In particular, these techniques are important findings for obtaining effects related to moldability and impact resistance of undercarriage parts of automobiles having a complicated shape.
  • Non-Patent Document 1 the development of unevenness on the surface layer due to such molding near the inside of bending is simulated by uniaxial deformation, and the fatigue characteristics of the steel sheet in contact with the mold are investigated. It has been investigated that the fatigue characteristics of these steel sheets are reduced by the recesses, but the changes differ depending on the metallographic structure. In steel sheets of 780 MPa class or higher, which are applied to automobile undercarriage parts, the volume fraction of the hard structure increases in order to develop strength, but the fatigue characteristics of steel sheets damaged by molding in such a strength region are sufficiently improved. There is no technology to do.
  • the present inventors have developed technology to reduce molding damage and improve fatigue characteristics.
  • the present inventors have newly found that when the depth of the recess exceeds a certain value, the fatigue characteristics of the hot-rolled steel sheet are significantly deteriorated.
  • the notch sensitivity increases as the steel sheet becomes stronger. Therefore, in order to apply a high-strength steel plate of more than 780 MPa class to automobile undercarriage parts, it is necessary to improve the fatigue characteristics of the molded damaged portion.
  • One means of reducing the depth of the recess is to increase the contact surface pressure of the mold.
  • the contact surface pressure of the mold is a molding factor that controls the amount of plastic flow during molding.
  • an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent moldability, and having excellent fatigue characteristics in a molded damaged portion, and a method for producing the same.
  • the present inventors have focused on the fact that the depth of the concave portion of the molded damaged portion is derived from the non-uniform deformation of the front and back surfaces of the hot-rolled steel sheet during molding, and after contacting the mold (after molding). It was found that there is a relationship between the depth of the recesses in) and the characteristics of the macroscopic crystal orientation distribution on the front and back surfaces of the steel sheet.
  • the present inventors have an appropriate chemical composition and metal structure for obtaining high strength and excellent moldability, and further, by controlling a specific crystal orientation in the plate thickness direction of the front and back surfaces, the recesses of the molded damaged portion are formed. It was found that the depth can be reduced, and thus the deterioration of the fatigue characteristics of the molded damaged part can be suppressed.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%.
  • C 0.085 to 0.190%, Si: 0.40 to 1.40%, Mn: 1.70-2.75%, Al: 0.01-0.55%, Nb: 0.006 to 0.050%, P: 0.080% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.004 to 0.180%, B: 0.0004 to 0.0030%, Mo: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.300%, Cr: 0 to 0.500%, and Ca: 0 to 0.0020% Containing, the balance consists of Fe and impurities, In the metal structure at 1/4 position in the plate thickness direction from the surface and 1/2 position in the plate thickness direction from the surface, by volume%.
  • Residual austenite is 3.0 to 12.0%, Bainite is 75.0% or more and less than 97.0%, Ferrite is 10.0% or less, Martensite is 10.0% or less, Pearlite is 3.0% or less, In the metal structure in the region from the surface to the region 100 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface.
  • the average particle size of the old austenite grains is 25.0 ⁇ m or less,
  • the maximum depth of a region on one surface where the angle of rotation between the normal of the one surface and the (011) pole near the normal of the one surface is 5 ° or less, and on the other surface.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has a chemical composition of% by mass. Mo: 0.030 to 0.150%, V: 0.050 to 0.300%, Cr: 0.050 to 0.500%, and Ca: 0.0006 to 0.0020% It may contain one or more of the group consisting of.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing a hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above.
  • the average cooling rate gradient of the surface temperature in the region from the meniscus to 1.0 m from the meniscus is 0.20 to 15.00 ° C / s 2.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to (3) above may include a tempering step of holding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 200 ° C. or higher and lower than 450 ° C. for 90 to 80,000 seconds after the winding step.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet according to (3) or (4) above is a temperature range of 450 to 495 ° C. with respect to the hot-rolled steel sheet after the winding step or the hot-rolled steel sheet after the tempering step.
  • a plating step of performing a hot-dip zinc plating treatment with a thermal history in which the staying time of the steel sheet is 75 seconds or less may be provided.
  • the above aspect according to the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent moldability, and having excellent fatigue characteristics in a molded damaged portion, and a method for producing the same. According to the above aspect of the present invention, since the fatigue characteristics in the molded damaged portion are excellent, the depth of the recess in the flat portion near the R portion formed when the R portion is molded can be reduced.
  • the hot-rolled steel plate according to the present embodiment has C: 0.085 to 0.190%, Si: 0.40 to 1.40%, Mn: 1.70 to 2.75%, Al: 0 in mass%. 0.01 to 0.55%, Nb: 0.006 to 0.050%, P: 0.080% or less, S: 0.010% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.004 to 0 .180%, B: 0.0004 to 0.0030%, Mo: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.300%, Cr: 0 to 0.500%, Ca: 0 to 0.0020% , And the balance: Fe and impurities.
  • each element will be described in detail.
  • C 0.085 to 0.190%
  • C is one of the elements that determines the strength of the hot-rolled steel sheet and also affects the amount of retained austenite. If the C content is less than 0.085%, the volume fraction of retained austenite cannot be 3.0% or more. Therefore, the C content is set to 0.085% or more. Preferably, it is 0.115% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.190%, the volume fraction of retained austenite increases, and the hole-expandability of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.190% or less. Preferably, it is 0.170% or less.
  • Si 0.40 to 1.40%
  • Si is an element that improves the strength of hot-rolled steel sheets by solid solution strengthening.
  • Si is also an element that suppresses the formation of carbides such as pearlite.
  • the Si content is 0.40% or more. Preferably, it is 0.90% or more.
  • the Si content is less than 0.40%, the volume fraction of retained austenite is less than 3.0%, and the volume fraction of pearlite exceeds 3.0%.
  • the Si content increases, the volume fraction of retained austenite increases, but when it exceeds 1.40%, the volume fraction of retained austenite exceeds 12.0%, which lowers the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet.
  • the Si content is set to 1.40% or less. Preferably, it is 1.30% or less.
  • Mn 1.70-2.75%
  • Mn is an element necessary for improving the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Mn content is less than 1.70%, the volume fraction of ferrite exceeds 10.0%, and a tensile strength of 1150 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.70% or more. Preferably, it is 1.80% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.75%, the toughness of the cast slab deteriorates and hot rolling cannot be performed. Therefore, the Mn content is set to 2.75% or less. Preferably, it is 2.70% or less.
  • Al 0.01-0.55%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer and improves the cleanliness of steel.
  • the Al content is 0.01% or more.
  • it is 0.10% or more.
  • the Al content is set to 0.55% or less.
  • Al is an oxidizing element, and the Al content is preferably 0.30% or less in order to obtain the effect of further improving the continuous castability and the effect of reducing the cost.
  • Nb 0.006 to 0.050% Nb reduces the depth of the recesses in the molded damaged portion by suppressing the abnormal grain growth of austenite grains in the hot rolling process.
  • the Nb content is set to 0.006% or more.
  • the Nb content is set to 0.025% or more.
  • the toughness of the cast slab deteriorates and hot rolling cannot be performed. Therefore, the Nb content is set to 0.050% or less. Preferably, it is 0.025% or less.
  • P 0.080% or less
  • P is an impurity element that is inevitably mixed in during the manufacturing process of hot-rolled steel sheet.
  • the higher the P content the more brittle the hot-rolled steel sheet.
  • the P content can be up to 0.080%. Therefore, the P content is set to 0.080% or less. Preferably, it is 0.010% or less. If the P content is reduced to less than 0.0005%, the cost of removing P is significantly increased. Therefore, the P content may be 0.0005% or more.
  • the S content is set to 0.010% or less. Preferably, it is 0.008% or less. If the S content is reduced to less than 0.0001%, the cost of removing S is significantly increased. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • N 0.0050% or less
  • N is an impurity element that is inevitably mixed in during the manufacturing process of hot-rolled steel sheet.
  • the N content exceeds 0.0050%, the hole expanding property of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0040% or less. If the N content is reduced to less than 0.0001%, the steelmaking cost will increase significantly. Therefore, the N content may be 0.0001% or more.
  • Ti 0.004 to 0.180%
  • Ti has the effect of enhancing the effect of containing B, which will be described later, by forming a nitride.
  • the Ti content is set to 0.004% or more.
  • it is 0.006% or more.
  • the Ti content may be 0.013% or more.
  • Ti is an element that deteriorates the toughness of the slab. If the Ti content exceeds 0.180%, slab cracking may occur frequently, and the cost of solution formation may increase. Therefore, Ti is set to 0.180% or less. Preferably, it is 0.140% or less and 0.100% or less.
  • B 0.0004 to 0.0030%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite in the cooling process.
  • the B content is set to 0.0004% or more.
  • it is 0.0011% or more.
  • the B content is set to 0.0030% or less.
  • it is 0.0020% or less.
  • the balance of the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may be Fe and impurities.
  • the impurities mean those mixed from ore as a raw material, scrap, manufacturing environment, etc., and are allowed as long as they do not adversely affect the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. do.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain one or more of the group consisting of Mo, V, Cr and Ca as an arbitrary element instead of a part of Fe.
  • the lower limit of the content is 0%.
  • Mo 0 to 0.150%
  • Mo is an element that enhances the hardenability of steel, and may be contained as an element that adjusts the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.030% or more.
  • the Mo content is preferably 0.150% or less.
  • V 0 to 0.300%
  • V has the effect of increasing the strength by forming fine carbides.
  • the V content is preferably 0.050% or more.
  • the V content is preferably 0.300% or less.
  • Cr 0 to 0.500% Cr is an element that exhibits an effect similar to Mn.
  • the Cr content is preferably 0.050% or more.
  • the Cr content is preferably 0.500% or less.
  • Ca 0 to 0.0020%
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less. In order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0006% or more.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet described above may be analyzed using a spark discharge emission spectroscopic analyzer or the like.
  • C and S values identified by burning in an oxygen stream using a gas component analyzer or the like and measuring by an infrared absorption method are adopted.
  • N a value identified by melting a test piece collected from a hot-rolled steel sheet in a helium air stream and measuring by a thermal conductivity method is adopted.
  • the characteristics of the metallographic structure are limited to the range in which the fatigue characteristics in the formed damaged portion can be improved in addition to the effect of improving the strength and formability of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a metal structure at a position 1/4 in the plate thickness direction from the surface and a metal structure at a position 1/2 in the plate thickness direction from the surface, and has a retained austenite of 3.0 to 12.
  • 0% bainite is 75.0% or more and less than 97.0%
  • ferrite is 10.0% or less
  • martensite is 10.0% or less
  • pearlite is 3.0% or less.
  • the average particle size of the bainite grains is 25.0 ⁇ m or less, and the normal of the one surface on one surface.
  • the maximum depth of the region where the rotation angle with the (011) pole point near the normal of the one surface is 5 ° or less, and the normal of the other surface and the other of the other surface on the other surface.
  • the ratio to the maximum depth of the region where the rotation angle with the (011) pole near the normal of the surface is 5 ° or less is 1.00 to 1.20.
  • Residual austenite 3.0-12.0%
  • the retained austenite needs to be 3.0% or more by volume in order to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 6.0% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is set to 12.0% or less. Preferably, it is 10.0% or less, or 9.0% or less.
  • Bainite 75.0% or more and less than 97.0% Bainite is a structure having a predetermined strength and an excellent balance between ductility and perforation.
  • the volume fraction of retained austenite must be 3.0% or more, and the volume fraction of bainite must be less than 97.0%. Therefore, the volume fraction of bainite is set to less than 97.0%. Preferably, it is 95.0% or less.
  • the volume fraction of bainite is set to 75.0% or more. It is preferably 80.0% or more.
  • Ferrite 10.0% or less Ferrite has high deformability and is an effective structure for improving the ductility of the hot-rolled steel sheet, but if the volume fraction is too large, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the volume fraction of ferrite exceeds 10.0%, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases, and the tensile strength becomes less than 1150 MPa. Therefore, the volume fraction of ferrite is set to 10.0% or less. It is preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the volume fraction of ferrite is not particularly limited, but may be 0%.
  • Martensite 10.0% or less Martensite has the effect of increasing the strength, but the local deformability is low and the volume fraction is increased, so that the local elongation and hole expandability of the hot-rolled steel sheet are reduced.
  • the volume fraction of martensite exceeds 10.0%, the hole expansion ratio of the hot-rolled steel sheet becomes less than 35.0%. Therefore, the volume fraction of martensite is set to 10.0% or less. It is preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the volume fraction of martensite is not particularly limited, but may be 0%.
  • Pearlite 3.0% or less Pearlite is a structure that deteriorates the hole-expandability of hot-rolled steel sheets.
  • the volume fraction of pearlite exceeds 3.0%, the hole expansion ratio of the hot-rolled steel sheet becomes less than 35.0%. Therefore, the volume fraction of pearlite is set to 3.0% or less. Preferably, it is 1.5% or less.
  • the lower limit of the volume fraction of pearlite is not particularly limited, but may be 0%.
  • the volume fraction of retained austenite is measured by EBSP.
  • the analysis by EBSP is performed from the surface of the hot-rolled steel sheet at 1/4 position in the plate thickness direction (the region from the surface to the plate thickness direction of 1/8 depth to the surface to the plate thickness direction of 3/8 depth) and from the surface. This is performed at the 1/2 position in the plate thickness direction (the region from the surface to the plate thickness direction of 3/8 depth to the surface to the plate thickness direction of 5/8 depth).
  • the sample is polished using # 600 to # 1000 silicon carbide paper, and then mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in pure water.
  • Electropolishing is carried out using a mixed solution of ethanol perchlorate at a liquid temperature of -80 ° C.
  • the voltage in electrolytic polishing may be adjusted so that the polishing layer thickness of the surface layer is constant and defects due to polishing such as pits do not occur.
  • the acceleration voltage is set to 15 to 25 kV, and the measurement is performed at intervals of at least 0.25 ⁇ m or less, and the crystal orientation information of each measurement point in the range of 150 ⁇ m or more in the plate thickness direction and 250 ⁇ m or more in the rolling direction is obtained. ..
  • those having a crystal structure of fcc are determined to be retained austenite by using the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSP analyzer.
  • the area ratio of retained austenite is obtained by obtaining the ratio of the measurement points determined to be retained austenite.
  • the area ratio of the obtained retained austenite is regarded as the volume ratio of the retained austenite.
  • the measurement interval is narrow and the measurement range is wide.
  • the measurement interval is 0.01 ⁇ m or more.
  • the measurement range may be 200 ⁇ m in the plate thickness direction and 400 ⁇ m in the rolling direction at the maximum.
  • an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used. At this time, the degree of vacuum in the apparatus is 9.6 ⁇ 10 -5 Pa or less, the irradiation current level is 13, and the electron beam irradiation level is 62.
  • the volume fraction of ferrite is the area ratio of crystal grains in which iron-based carbides are not generated, which was obtained by observing the structure of the metallographic photograph.
  • ferrite is characterized in that there are no interfaces generated by subgrain boundaries or transformations in the crystal grains, and the crystal grains that do not have the iron-based carbides and do not have an interface in the crystal grains are ferrite grains. Is defined as. A sample was taken so that the cross section of the hot-rolled steel sheet was perpendicular to the rolling direction, and the cross section was corroded for 10 to 15 seconds using ethanol and a nital corrosive solution adjusted to a concentration of 3 to 5%. To reveal ferrite.
  • the area ratio of the ferrite grains observed in each metallographic photograph is obtained, and the average value of these is calculated to obtain the average value of the area ratio of ferrite.
  • This average value is regarded as the volume fraction of ferrite.
  • the iron-based carbide is recognized as a contrast of black particles having a diameter equivalent to a circle of 1 ⁇ m or less, and is observed in the crystal grains.
  • the volume fraction of martensite shall be the area fraction of martensite identified from the metallographic photograph.
  • a sample is taken so that the cross section of the sheet thickness perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet can be observed, and the position is 1/4 in the plate thickness direction from the surface of the hot-rolled steel sheet (1/8 depth to the surface in the plate thickness direction from the surface). (3/8 depth area in the plate thickness direction) and 1/2 position in the plate thickness direction from the surface (3/8 depth in the plate thickness direction from the surface to 5/8 depth region in the plate thickness direction from the surface) ) Are taken at a magnification of 500 to 1000 times, respectively, and the structure is observed using the metal structure photographs.
  • the metallographic structure is revealed by corroding with a repera corrosive solution in which picric acid, sodium sulfite and ethanol are mixed at a solution temperature of 60 to 80 ° C. for 30 to 60 seconds.
  • the massive tissue observed in white contrast is the mixed structure of martensite and retained austenite.
  • the area ratio of the mixed structure of martensite and retained austenite is defined as the total volume ratio of martensite and retained austenite.
  • the value obtained by subtracting the volume fraction of retained austenite measured by the above method from the total volume fraction of martensite and retained austenite is defined as the volume fraction of martensite.
  • the volume fraction of pearlite is the area ratio of lamellar tissue obtained by observing the structure of a metallographic photograph.
  • the same photograph used when measuring the volume fraction of the ferrite may be used.
  • the area ratio of pearlite identified from this metallographic photograph is taken as the volume ratio of pearlite.
  • volume fraction of bainite is a value obtained by subtracting the total volume fraction of retained austenite, ferrite, martensite and pearlite measured by the above method from 100%.
  • Average grain size of old austenite grains 25.0 ⁇ m or less
  • the depth of the recesses in the molded damaged part is the development of unevenness of plastic ridges on the surface of the steel sheet and the mold when undergoing bending or bending back deformation. Caused by contact.
  • the degree of plastic uplift on the surface of the steel sheet depends on the size of the effective crystal grain size of the surface layer of the steel sheet.
  • the effective crystal grain size corresponds to the average grain size of the former austenite grains, and the former austenite grain boundaries are the largest unit of deformation.
  • the average particle size of the old austenite grains in the surface layer region (the region from the surface to the region 100 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface) is set to 25.0 ⁇ m or less. Preferably, it is 20.0 ⁇ m or less, or 15.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the old austenite grains is preferably small, but it may be 3.0 ⁇ m or more because an extremely high rolling load is required to make it less than 3.0 ⁇ m.
  • the scanning electron microscope is equipped with a two-electron detector.
  • the sample is irradiated with an electron beam at an acceleration voltage of 15 kV and an irradiation current level of 13 in a vacuum of 9.6 ⁇ 10-5 Pa or less, and the surface layer region (surface to surface to thickness of the hot-rolled steel sheet) is taken.
  • a secondary electron image (a region at a position of 100 ⁇ m in the direction) is taken.
  • the number of shooting fields of view shall be 10 or more.
  • the old austenite grain boundaries are imaged as bright contrast.
  • the diameter equivalent to a circle is calculated for one of the old austenite grains included in the observation field of view.
  • the above operation is performed on all the old austenite grains included in the observation field of view, and all the old austenite grains in the shooting field of view are performed.
  • the average particle size of the old austenite grains is obtained by calculating the average value of the circle-equivalent diameters of the old austenite grains obtained in each field of view.
  • the maximum depth of a region on one surface where the angle of rotation between the normal of the one surface and the (011) pole near the normal of the one surface is 5 ° or less, and on the other surface.
  • the ratio of the normal of the other surface to the maximum depth of the region where the rotation angle of the (011) pole near the normal of the other surface is 5 ° or less: 1.00 to 1.
  • the concave portion of the molding damaged portion is formed by the development of unevenness due to the plastic deformation of the surface layer of the steel sheet during molding and the contact with the mold. From this, the inventors have found that the depth of the recess depends on the unit of deformation of the surface layer of the steel sheet, and can be reduced by the old austenite grain size in high-strength steel.
  • the desired fatigue characteristics cannot be obtained in the molded damaged portion only by controlling the old austenite particle size.
  • Fatigue damage of a part progresses most in a vertical wall and a flat portion of an R portion because a high stress is generated in a portion having the highest rigidity.
  • This R portion undergoes bending or bending back deformation such as hat forming.
  • the maximum depth of the region where the rotation angle between the surface normal and the (011) pole near the surface normal is 5 ° or less is found on the front and back surfaces of the steel sheet.
  • the recess depth is determined by the ratio of the maximum depth of the region on the front and back surfaces of the steel sheet, and by setting the ratio to 1.00 to 1.20, the desired fatigue characteristics even in the molded damaged portion. Was found to be obtained. Therefore, the maximum depth of the region where the rotation angle between the normal of one surface of the steel plate and the (011) pole point near the normal of the one surface is 5 ° or less, and the other on the other surface.
  • the ratio of the normal of the surface to the maximum depth of the region where the rotation angle of the (011) pole near the normal of the other surface is 5 ° or less (hereinafter, simply the ratio of the maximum depth). (May be described) is 1.00 to 1.20.
  • the maximum depth ratio is preferably 1.15 or less, or 1.10 or less.
  • the volume fraction of the former austenite grains is measured by EBSP using a sample whose cross section is mirror-finished in the same manner as the sample measured.
  • the sample shall be finished by electropolishing for the purpose of sufficiently removing the strain of the measurement cross section.
  • the acceleration voltage may be 15 to 25 kV
  • the measurement range may be the total thickness of the plate
  • the measurement range may be 1000 ⁇ m or more in the rolling direction.
  • the measurement interval may be 5 ⁇ m or more.
  • the measurement interval shall be 25 ⁇ m or less in order to avoid increasing the number of unmeasured crystal grains. It is assumed that the crystal orientation data is recorded together with the measurement coordinate system. From the obtained crystal orientation data, the angle of rotation between the normal of one surface of the steel sheet and the (011) pole near the normal is measured by the following method.
  • the crystal orientation data obtained by EBSP measurement is plotted on the positive point diagram. It is a value measured by.
  • the coordinate system of the positive point diagram is orthogonal to the horizontal axis, with the normal (origin ND) being the normal of the plate surface of the hot-rolled steel plate and the horizontal axis TD as the plate width direction.
  • the pole points of the (011) orientation are displayed so that the axis RD to be used is in the rolling direction.
  • the crystal orientation is 1000 ⁇ m or more in the rolling direction
  • the measurement range is a point cloud in which the range of the total plate thickness is measured at predetermined intervals.
  • This point cloud is divided into 20 in the plate thickness direction, and (011) pole figure is drawn.
  • the (011) pole figure at each depth direction position from one surface of the hot-rolled steel sheet drawn in this way the (011) pole point closest to the origin ND (normal of one surface of the hot-rolled steel sheet). Measure the angle with.
  • This measured value is defined as the angle of rotation between the normal of one surface and the (011) pole near that normal.
  • the maximum depth of the region where the rotation angle is 5 ° or less is obtained.
  • a region having a predetermined rotation angle between the normal of the surface and the (011) pole point near the normal of the surface on both sides of the hot-rolled steel sheet is obtained.
  • Tensile strength 1150 MPa or more
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile strength of 1150 MPa or more. If the tensile strength is less than 1150 MPa, the applicable automobile suspension parts are limited. In the first place, when the tensile strength is less than 1150 MPa, improvement of fatigue characteristics in the molded damaged portion is not an issue.
  • the tensile strength may be 1200 MPa or more, or 1300 MPa or more. The higher the tensile strength, the more preferable, but from the viewpoint of the effect of reducing the weight of the parts by increasing the strength of the hot-rolled steel sheet, the tensile strength may be 1500 MPa or less.
  • Tensile strength is measured by performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011 using JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the sampling position of the tensile test piece shall be the center position in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction shall be the longitudinal direction.
  • Total elongation 13.0% or more
  • the total elongation needs to be 13.0% or more in order to prevent necking or breakage during molding of flanges and overhangs of automobile undercarriage parts. Therefore, the total elongation may be 13.0% or more. Preferably, it is 14.0% or more.
  • the total elongation is the elongation at break in the tensile test for measuring the tensile strength.
  • Hole expansion rate 35.0% or more
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have a hole expansion rate of 35.0% or more. If the hole expansion rate is less than 35.0%, molding breakage occurs at the end of the cylindrical burring portion, so that it may not be applicable to automobile undercarriage parts. In order to further increase the molding height of the cylindrical burring portion, the hole expansion ratio may be 50.0% or more.
  • the hole expansion rate is measured by performing a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256: 2010.
  • Fatigue strength of molded damaged part 350 MPa or more
  • the fatigue strength due to the recess of the molded damaged part is not an issue, and the fatigue limit ratio is 0.45 or more.
  • the fatigue strength of the molded damaged portion is preferably 350 MPa or more. .. If the fatigue strength of the molded damaged portion is 350 MPa or more, it can be considered that the fatigue strength of the molded damaged portion is excellent.
  • the fatigue limit ratio is a value obtained by dividing the fatigue strength by the tensile strength (fatigue strength / tensile strength).
  • the fatigue characteristics of the recesses of the molded damaged portion are evaluated by hat-forming a strip-shaped hot-rolled steel sheet and measuring the fatigue strength using a flat bending fatigue test piece prepared from the molded hot-rolled steel sheet.
  • the strip-shaped hot-rolled steel sheet used for hat forming has a width of 35 mm and a length of 400 mm with the longitudinal direction as the L direction. This strip-shaped hot-rolled steel sheet is hat-formed using a square-headed punch of about R6.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment having the above-mentioned chemical composition and metal structure may be provided with a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance or the like to be a surface-treated steel sheet.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot-dip plating layer.
  • the electroplating layer include electrogalvanization and electroZn—Ni alloy plating.
  • the hot-dip plating layer include hot-dip zinc plating, alloyed hot-dip zinc plating, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, and the like.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, it is also possible to further enhance the corrosion resistance by subjecting an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid
  • the casting process and hot rolling process described below are necessary requirements for reducing the depth of the recesses in the molded damaged portion, and it is important to control the crystal orientation in the plate thickness direction and the average particle size of the former austenite grains. It is a process.
  • a preferred method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment includes the following steps.
  • the slab is continuously cast so that the average cooling rate gradient of the surface temperature in the region from the meniscus to 1.0 m from the meniscus is 0.20 to 15.00 ° C / s 2.
  • Continuous casting process to obtain the slab A heating step of heating the slab to 1200 ° C. or higher, After the slab after heating is roughly rolled, the total rolling reduction in the temperature range of 870 to 980 ° C. becomes 80% or more, and the elapsed time between the rolling stands is 4.00 in the temperature range of 870 to 980 ° C.
  • Hot rolling process which finish-rolls to less than a second A cooling process that cools to a temperature range of 300 to 550 ° C. After the cooling, the winding step of winding so that the winding temperature is in the temperature range of 300 to 550 ° C.
  • each step will be described.
  • the average cooling rate gradient of the surface temperature in the region of 1.0m from the meniscus-meniscus and 0.20 ⁇ 15.00 °C / s 2.
  • the average cooling rate gradient of the surface temperature is a time change of the cooling rate within a range of 1.0 m from the meniscus.
  • This average cooling rate gradient can be calculated based on temperature data obtained by a thermometer embedded in a mold copper plate at distances of 0.1 m, 0.5 m and 1.0 m from the meniscus. ..
  • t 0.1 , t 0.5 , and t 1.0 having the above relationship and the temperature measurement values T 0.1 , T 0.5, and T 1.0 at the respective positions, 1 from Meniscus.
  • the cooling rate gradient within the 0.0 m range is (4/9) x V 2 x T 1.0 + (5/9) x V 2 x T 0.1- (1.62 / 1.25) x It becomes V 2 ⁇ T 0.5.
  • the cooling rate gradient for the front and back surfaces of the slab for an arbitrary time, and use the average value as the cooling rate gradient for that time.
  • the cooling rate gradient at a certain time is measured at 20 points or more, and the average value is defined as the average cooling rate gradient of the surface temperature in the region from the meniscus to 1.0 m from the meniscus.
  • the maximum number of measurements may be 100 points.
  • the cooling rate of the surface temperature affects the growth of columnar crystals in the early stage of coagulation, and the gradient affects the frequency of formation of columnar crystal colonies on the surface layer.
  • the average cooling velocity gradient of the surface temperature in the region of 1.0m from the meniscus-meniscus 15.00 ° C. / s 2 greater than the ratio of the maximum depth exceeds 1.20.
  • the average cooling rate gradient in the region, but is preferably small, is less than 0.20 ° C. / s 2, the cooling control is extremely difficult, preferably 0.20 ° C. / s 2 or more.
  • the average casting speed in the continuous casting step may be in a general range, and may be 0.8 m / min or more or 1.2 m / min or more. From the viewpoint of cost reduction, it is preferably 1.2 m / min or more. On the other hand, when the average casting speed exceeds 2.5 m / min, slab defects are likely to occur in the solidification process. Therefore, the average casting speed is preferably 2.5 m / min or less. Further, when the average casting speed is less than 0.6 m / min, the cooling temperature gradient in the slab thickness direction is lowered, but the economic efficiency is significantly impaired. Therefore, the average casting speed is preferably 0.6 to 2.5 m / min.
  • the cooling temperature gradient referred to here is different from the above-mentioned average cooling rate gradient.
  • Heating step The slab obtained by continuous casting is heated to a surface temperature of 1200 ° C. or higher to be dissolved.
  • the heating temperature is preferably 1230 ° C. or higher in order to dissolve Ti more reliably.
  • the slab temperature before heating may be a slab cooled to room temperature, and if there is a concern about cracking due to thermal stress or the like, the slab may remain at a high temperature after continuous casting.
  • the heating in the heating step is performed by charging the furnace into a furnace controlled to a predetermined temperature, but it is sufficient that the time (holding time) at which the slab surface temperature becomes 1200 ° C. or higher is 30 minutes or longer. When the slab contains Ti, it is sufficient to set the heating temperature to 1230 ° C.
  • the slab is arranged on the skid of the inorganic substance, and at this time, the slab heated by the reaction between the inorganic substance and iron may be heated at a temperature below which the slab is not melted to be dissolved.
  • the heating temperature may be 1400 ° C. or lower.
  • Hot rolling step After heating the slab, rough rolling is performed, and then finish rolling is performed within the range described below. Finish rolling is performed so that the total rolling reduction in the temperature range of 870 to 980 ° C. is 80% or more.
  • finish rolling temperature exceeds 980 ° C., the average particle size of the austenite grains becomes large regardless of the total rolling reduction at the rolling stand, and the depth of the recesses in the molded damaged portion cannot be reduced, resulting in excellent fatigue in the molded damaged portion. The characteristics cannot be obtained.
  • the total reduction rate referred to here is a value obtained by adding the reduction rates of the rolling stands having a biting temperature of 870 to 980 ° C.
  • the upper limit of the total reduction rate in the temperature range of 870 to 980 ° C. may be 95% or less.
  • the total plate reduction rate ((1-t / t 0 ) ⁇ 100), which is the ratio of the plate thickness t 0 after rough rolling to the product plate thickness t after finish rolling, is less than 80%. Then, no matter how the rolling temperature is controlled, the total reduction rate in the temperature range of 870 to 980 ° C. cannot be 80% or more, so that the total plate reduction rate is limited to 80% or more. The higher the total plate reduction rate, the higher the yield, which is preferable. However, if it exceeds 98%, the load on the rolling mill increases and the cost of roll replacement and the like increases.
  • the total plate reduction rate is more preferably 95% or less in consideration of the load on the roll. Therefore, the total plate reduction rate, which is the ratio of the plate thickness after rough rolling to the product plate thickness after finish rolling, is limited to 80% or more. In addition, the total plate reduction rate is preferably 98% or less.
  • the total number of rolling stands is not particularly limited, but may be determined according to the capacity such as the load capacity or torque of the rolling mill. Generally, the number of rolling stands having a biting temperature of 870 to 980 ° C. is 2 or more. In finish rolling in the temperature range of 870 to 980 ° C., if the elapsed time between rolling stands exceeds 4.00 seconds, austenite grains grow in that section, and the average particle size of the old austenite grains exceeds 25.0 ⁇ m. Therefore, it is not preferable. Therefore, when the number of rolling stands having a biting temperature of 870 to 980 ° C. exceeds 2, the elapsed time between the rolling stands is set to 4.00 seconds or less.
  • the biting temperature may be obtained from the surface temperature of the steel sheet measured by a thermometer such as a radiation thermometer installed on each stand.
  • Winding step After cooling, the hot-rolled steel sheet is wound so that the winding temperature is in the temperature range of 350 to 550 ° C. in order to increase the strength of the hot-rolled steel sheet to 1150 MPa or more.
  • the take-up temperature is less than 350 ° C.
  • the volume fraction of martensite increases. Therefore, the winding temperature is set to 350 ° C. or higher. It is preferably 380 ° C. or higher.
  • the winding temperature exceeds 550 ° C, the volume fraction of bainite decreases, and when the winding temperature exceeds 570 ° C, the volume fraction of ferrite increases. Therefore, the winding temperature is set to 550 ° C. or lower. It is preferably 480 ° C or lower.
  • the take-up temperature may be the average value of the surface temperature of the steel sheet over the entire length of the coil measured over the entire length of the coil with a thermometer installed in the section from the cooling device to the take-up machine after cooling. This is because the average value of the surface temperature of the steel sheet over the entire length of the coil is equivalent to the coil temperature after being wound into a coil.
  • the winding temperature at an arbitrary point of the coil is preferably 480 ° C. or lower at the maximum. That is, the surface temperature of the steel sheet is preferably 480 ° C. or lower over the entire length of the coil.
  • the elapsed time from the start of cooling in the cooling step to the start of winding in the winding step is 30 seconds or less.
  • the elapsed time here is the time from the completion of finish rolling to the start of winding.
  • the cooling time is not particularly limited, but when the cooling time is long, the length of the air-cooled zone in the cooling zone becomes long and the scale thickness of the surface layer becomes thick. The cost of the pickling process increases. Therefore, the cooling time is preferably 30 seconds or less.
  • the elapsed time from the start of cooling to the start of winding may be adjusted by adjusting the average cooling rate of cooling in the cooling step.
  • a cooling method may be selected so as to have a desired cooling time such as water cooling or air cooling on the runout table.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above method may be allowed to cool until it reaches room temperature, or it may be wound into a coil and then water-cooled. When cooled to room temperature, it may be rewound and pickled, or skin pass rolled to adjust the residual stress and shape.
  • Tempering Step A preferred method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may further include a tempering step of tempering the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-mentioned step in order to further improve ductility.
  • a tempering step of tempering the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-mentioned step in order to further improve ductility.
  • the average heating rate in the tempering step is not particularly limited, but it may be 0.01 ° C./sec or more so as not to lower the heat treatment efficiency.
  • the atmosphere during tempering may be an oxidizing atmosphere or an atmosphere substituted with N or the like. Tempering may be performed on a coiled hot-rolled steel sheet, but in this case, the holding time is preferably 1000 seconds or more in order to reduce variations in the coil.
  • the tempered hot-rolled steel sheet may be cooled to room temperature and then pickled to remove scale generated by hot rolling or heat treatment, if necessary.
  • a preferred method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is to further include a plating step in which a hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the above method or a hot-dip galvanized steel sheet after a tempering step is subjected to a hot-dip galvanizing treatment. good.
  • hot-dip galvanizing treatment it is preferable that the maximum temperature is in the temperature range of 450 to 495 ° C. and the staying time in this temperature range is 75 seconds or less.
  • the staying time at less than 450 ° C. may be 90 to 80,000 seconds in the temperature range of 200 ° C. or higher and lower than 450 ° C., as in the tempering step.
  • the plating application method is not particularly limited.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited and may be the same as the conventional one. Further, it is also possible to further enhance the corrosion resistance by applying an appropriate chemical conversion treatment (for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment liquid) after plating.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 was produced by continuous casting.
  • the conditions for continuous casting were the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2.
  • test No. The average cooling rate gradient of the surface temperature in the region of 4, 5, 10, 13 and 19 from the meniscus to 1.0 m from the meniscus exceeded 15.00 ° C./sec 2.
  • the obtained slab was produced as a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2. If necessary, tempering and plating were performed under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2. In the cooling after hot rolling, the temperature was cooled to the winding temperature shown in Table 2-1 and Table 2-2. Further, the elapsed time from the start of cooling in the cooling step to the start of winding in the winding step was 30 seconds or less.
  • the tensile test was carried out in accordance with JIS Z 2241: 2011 using JIS Z 2241: 2011 No. 5 test piece.
  • the tensile strength was calculated from the point showing the maximum load, and the total elongation was calculated from the displacement at the time of fracture.
  • the sampling position of the tensile test piece was the central position in the plate width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction.
  • the tensile strength was 1150 MPa or more, it was judged to be acceptable because it had excellent strength, and if the tensile strength was less than 1150 MPa, it was judged to be unacceptable because it did not have excellent strength.
  • the hole expansion rate was measured by performing a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256: 2010. When the total elongation was 13.0% or more and the hole expansion rate was 35.0% or more, it was judged to be acceptable as having excellent moldability. On the other hand, if neither of them was satisfied, it was judged to be unacceptable because it did not have excellent moldability.
  • the fatigue characteristics of the molded damaged part were evaluated by the fatigue strength obtained by hat-forming the obtained hot-rolled steel sheet and performing a fatigue test on the molded hot-rolled steel sheet.
  • the conditions of the fatigue test were as described above.
  • the fatigue strength was 350 MPa or more, it was judged to be acceptable because the fatigue characteristics in the molded damaged part were excellent, and if the fatigue strength was less than 350 MPa, it was judged to be unacceptable because the fatigue characteristics in the molded damaged part were not excellent.
  • Test No. with low C content At 29, the amount of retained austenite was small and the total elongation was less than 13.0%. Test No. with high C content and Si content. No. 30 and Test No. with high Si content. At 31, the volume fraction of retained austenite was high and the hole expansion ratio was low.
  • the total reduction rate in the temperature range of 870 to 980 ° C. was less than 80%. 9. Further, the test No. 1 in which the maximum elapsed time between the rolling stands in the temperature range of 870 to 980 ° C. exceeded 4.00 seconds. In No. 12, the old austenite grains became coarse and the fatigue strength of the molded damaged portion was low.
  • Test No. which was tempered after hot rolling Among 17 to 20, 23 and 25, Test No. in which the tempering temperature exceeded 450 ° C. The volume fraction of 18 pearlite was high, and the hole expansion ratio was low. Test No. that was plated. Of 27 and 28, Test No. In No. 28, since the maximum temperature exceeded 495 ° C., the volume fraction of pearlite increased and the hole expansion ratio decreased.
  • Fatigue strength at the molded damaged part is different from the tissue factors that control tensile strength, total elongation and hole expansion rate, and as shown in FIGS. 1 and 2, the average particle size and maximum depth of the former austenite grains.
  • Ratio the maximum depth of the region where the angle of rotation between the normal of the one surface and the (011) pole near the normal of the one surface on one surface is 5 ° or less, and the other It is governed by the ratio of the normal of the other surface to the maximum depth of the region where the rotation angle of the (011) pole near the normal of the other surface is 5 ° or less). I found out. Further, as shown in FIG.
  • the ratio of the maximum depth is particularly dominated by the average cooling rate gradient of the surface temperature in the region from the meniscus to 1.0 m from the meniscus. As shown in FIG. 3, it was found that the ratio of the maximum depth was 1.20 or less and the fatigue strength in the molded damaged portion was 350 MPa or more in the range of 0.20 to 15.00 ° C./sec 2.
  • the above aspect according to the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent moldability, and having excellent fatigue characteristics in a molded damaged portion, and a method for producing the same.
  • the fatigue characteristics in the molded damaged portion are excellent, the depth of the recess in the flat portion near the R portion formed when the R portion is formed can be reduced, and the hot-rolled steel sheet and the hot-rolled steel sheet and The manufacturing method can be provided.

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学組成および金属組織を有し、一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比が１．００～１．２０以下であり、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０２０年５月０８日に、日本に出願された特願２０２０－０８２６５５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、自動車や各機械部品の軽量化が進められている。部品形状を最適な形状に設計することで剛性を確保することにより、自動車や各機械部品の軽量化が可能である。さらに、プレス成形部品等のブランク成形部品では、部品材料の板厚を減少させることで軽量化が可能となる。しかしながら、板厚を減少させながら静破壊強度および降伏強度などの部品の強度特性を確保しようとした場合、高強度材料を用いることが必要となる。特に、ロアアーム、トレールリンクあるいはナックルなどの自動車足回り部品では７８０ＭＰａ級超の鋼板の適用が検討され始めている。これらの自動車足回り部品は、鋼板にバーリング、伸びフランジおよび曲げ成形等を施すことで製造されるため、これらの自動車足回り部品に適用される鋼板は成形性に優れることが要求される。
　例えば、特許文献１には、熱間圧延工程において、仕上げ圧延温度および圧下率を所定の範囲内とすることで、旧オーステナイトの結晶粒径およびアスペクト比を制御し、異方性を低減した熱延鋼板が開示されている。
　特許文献２には、熱間圧延工程において、所定の仕上げ圧延温度範囲において、圧延率および平均ひずみ速度を適正範囲内とすることで、靱性を向上させた冷延鋼板が開示されている。
　自動車および各機械部品等の更なる軽量化のために、冷延鋼板を前提とした板厚の鋼板が自動車足回り部品に適用される見込みもある。特許文献１および特許文献２に記載の技術は高強度鋼板を適用した自動車足回り部品を製造するにあたり、有効なものである。特に、これらの技術は、複雑な形状を有する自動車の足回り部品の成形性および衝撃性に関わる効果を得るために重要な知見である。
　しかし、自動車足回り部品は、常時、自重による振動、旋回、および乗り上げ等による繰返し荷重を受ける。そのため、部品としての耐久性が重要な特性である。前述のように、自動車の足回り部品は様々な成形を受ける。曲げあるいは曲げ曲げ戻し成形を受けたＲ部の内側近傍の平面部では、金型の接触が弱い箇所が多く存在する。このようなＲ部の内側近傍の平面部では、成形による表層の凹凸の発達と、弱い荷重での金型接触とにより、比較的鋭い凹部が周期的に形成した表面性状となる（以後、このような表面性状の変化を成形損傷と記す）。
　例えば、非特許文献１では、このような曲げ内近傍の成形による表層の凹凸の発達を単軸変形で模擬し、金型接触させた鋼板の疲労特性の調査がなされている。これらの鋼板の疲労特性は凹部によって低下するが、金属組織によって、その変化が異なることが調査されている。自動車足回り部品に適用される７８０ＭＰａ級超の鋼板では、強度を発現するために硬質組織の体積率は増えるが、このような強度領域での成形損傷を受けた鋼板の疲労特性を十分に改善する技術はない。
日本国特許第５０６８６８８号公報 日本国特許第３８５８１４６号公報
塑性と加工（日本塑性加工学会誌）第５７巻　第６６６号（２０１６－７）　ｐ６６０－ｐ６６６
　本発明者らは、成形損傷を低減させ、疲労特性を改善するために技術開発を行った。本発明者らは、凹部の深さがある一定の値を超えた場合に、熱延鋼板の疲労特性が顕著に劣化することを新たに知見した。
　切欠き感受性は、鋼板が高強度となるほど高まる。そのため、７８０ＭＰａ級超の高強度鋼板を自動車足回り部品へ適用するため、成形損傷部の疲労特性の改善が必要である。凹部深さを低減させるには、金型の接触面圧を高めることが一つの手段である。しかし、金型の接触面圧は、成形中の塑性流動量を制御する成形因子である。加えて、高強度鋼板を複雑な形状にプレスする場合においては、所定のプレス荷重で面圧を高めることは困難である。
　上記実情に鑑み、本発明は、高い強度および優れた成形性を有し、且つ成形損傷部において優れた疲労特性を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、創意検討の結果、成形損傷部の凹部の深さが、成形時における熱延鋼板の表裏面の不均一な変形に由来することに着目し、金型接触後（成形後）の凹部の深さと鋼板表裏面の巨視的な結晶方位分布の特徴とに関係があることを見出した。本発明者らは、高い強度および優れた成形性を得るための適正な化学組成および金属組織とし、さらに表裏面の板厚方向の特定の結晶方位を制御することで、成形損傷部の凹部の深さを低減でき、これにより成形損傷部の疲労特性の低下を抑制できることを知見した。
　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　：０．０８５～０．１９０％、
Ｓｉ：０．４０～１．４０％、
Ｍｎ：１．７０～２．７５％、
Ａｌ：０．０１～０．５５％、
Ｎｂ：０．００６～０．０５０％、
Ｐ　：０．０８０％以下、
Ｓ　：０．０１０％以下、
Ｎ　：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．００４～０．１８０％、
Ｂ　：０．０００４～０．００３０％、
Ｍｏ：０～０．１５０％、
Ｖ　：０～０．３００％、
Ｃｒ：０～０．５００％、および
Ｃａ：０～０．００２０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　表面から板厚方向に１／４位置および前記表面から板厚方向に１／２位置の金属組織において、体積％で、
　　残留オーステナイトが３．０～１２．０％であり、
　　ベイナイトが７５．０％以上、９７．０％未満であり、
　　フェライトが１０．０％以下であり、
　　マルテンサイトが１０．０％以下であり、
　　パーライトが３．０％以下であり、
　前記表面～前記表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域の金属組織において、
　　旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍ以下であり、
　一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比が１．００～１．２０であり、
　引張強さが１１５０ＭＰａ以上である。
（２）　上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０３０～０．１５０％、
Ｖ　：０．０５０～０．３００％、
Ｃｒ：０．０５０～０．５００％、および
Ｃａ：０．０００６～０．００２０％
からなる群のうち一種または二種以上を含有してもよい。
（３）　本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
　上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを連続鋳造するにあたり、メニスカス～前記メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配が０．２０～１５．００℃／ｓ２となるように連続鋳造して前記スラブを得る連続鋳造工程と、
　前記スラブを１２００℃以上に加熱する加熱工程と、
　前記加熱後の前記スラブを粗圧延した後、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％以上となり、８７０～９８０℃の前記温度域において、圧延スタンド間での経過時間が４．００秒以下となるように仕上げ圧延する熱間圧延工程と、
　３００～５５０℃の温度域まで冷却する冷却工程と、
　前記冷却後、巻取り温度が３００～５５０℃の前記温度域となるように巻取る巻取り工程と、を備える。
（４）　上記（３）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記巻取り工程後、２００℃以上、４５０℃未満の温度域で９０～８００００秒保持する焼戻し工程を備えてもよい。
（５）　上記（３）または（４）に記載の熱延鋼板の製造方法は、前記巻取り工程後の熱延鋼板あるいは前記焼戻し工程後の熱延鋼板に対し、４５０～４９５℃の温度域の滞在時間が７５秒以下となる熱履歴で溶融亜鉛めっき処理を施すめっき工程を備えてもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた成形性を有し、且つ成形損傷部において優れた疲労特性を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明に係る上記態様によれば、成形損傷部における疲労特性に優れるため、Ｒ部を成形する際に形成されるＲ部近傍の平面部での凹部の深さを低減することができる。
実施例における、成形損傷部における疲労強度と最大深さの比との関係を示す図である。 実施例における、成形損傷部における疲労強度と旧オーステナイト粒の平均粒径との関係を示す図である。 実施例における、メニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配と最大深さの比との関係を示す図である。
　以下、本実施形態に係る熱延鋼板について、詳細に説明する。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。
　なお、以下に記載する「～」を挟んで記載され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」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての「％」は全て「質量％」のことを指す。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８５～０．１９０％、Ｓｉ：０．４０～１．４０％、Ｍｎ：１．７０～２．７５％、Ａｌ：０．０１～０．５５％、Ｎｂ：０．００６～０．０５０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００４～０．１８０％、Ｂ：０．０００４～０．００３０％、Ｍｏ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．３００％、Ｃｒ：０～０．５００％、Ｃａ：０～０．００２０％、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０８５～０．１９０％
　Ｃは、熱延鋼板の強度を決めるほか、残留オーステナイト量に影響を及ぼす元素の一つである。Ｃ含有量が０．０８５％未満であると、残留オーステナイトの体積率を３．０％以上とすることができない。そのため、Ｃ含有量は０．０８５％以上とする。好ましくは、０．１１５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１９０％超では、残留オーステナイトの体積率が増え、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．１９０％以下とする。好ましくは、０．１７０％以下である。
　Ｓｉ：０．４０～１．４０％
　Ｓｉは、固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上する元素である。また、Ｓｉは、パーライトなどの炭化物の生成を抑制する元素でもある。これらの効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．４０％以上とする。好ましくは、０．９０％以上である。Ｓｉ含有量が０．４０％未満の場合、残留オーステナイトの体積率が３．０％未満となり、パーライトの体積率が３．０％を超えてしまう。
　一方、Ｓｉ含有量が増すと、残留オーステナイトの体積率が高まるが、１．４０％を超えると残留オーステナイトの体積率が１２．０％を超え、熱延鋼板の穴広げ性を低下させる。加えて、Ｓｉは酸化物形成能が高いため、Ｓｉ含有量が過剰であると、溶接部において酸化物を形成させたり、部品製造工程で熱延鋼板の化成処理性を劣化させる。そのため、Ｓｉ含有量は１．４０％以下とする。好ましくは、１．３０％以下である。
　Ｍｎ：１．７０～２．７５％
　Ｍｎは、熱延鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。Ｍｎ含有量が、１．７０％未満であると、フェライトの体積率が１０．０％を超えて、１１５０ＭＰａ以上の引張強さを得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は１．７０％以上とする。好ましくは、１．８０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が、２．７５％を超えると、鋳造スラブの靱性が劣化し、熱間圧延することができない。そのため、Ｍｎ含有量は２．７５％以下とする。好ましくは、２．７０％以下である。
　Ａｌ：０．０１～０．５５％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させる元素である。この効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは、０．１０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．５５％超では、鋳造が困難となる。そのため、Ａｌ含有量は、０．５５％以下とする。Ａｌは酸化性元素であり、連続鋳造性をより向上する効果、およびコスト低減効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．３０％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０．００６～０．０５０％
　Ｎｂは、熱間圧延工程でのオーステナイト粒の異常粒成長を抑制することで、成形損傷部の凹部の深さを小さくする。この効果を得るために、Ｎｂ含有量は０．００６％以上とする。Ｎｂ含有量を０．０２５％以上とすれば、上記効果は飽和する。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超であると、鋳造スラブの靱性が劣化し、熱間圧延することができない。そのため、Ｎｂ含有量０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下である。
　Ｐ：０．０８０％以下
　Ｐは、熱延鋼板の製造過程で不可避的に混入する不純物元素である。Ｐ含有量が多くなる程、熱延鋼板が脆化する。熱延鋼板を自動車足回り部品に適用する場合には、Ｐ含有量は０．０８０％まで許容できる。そのため、Ｐ含有量は０．０８０％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。なお、Ｐ含有量を０．０００５％未満に低減すると、脱Ｐコストが著しく増加するため、Ｐ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓが溶鋼中に多量に含まれる場合、ＭｎＳを形成し、熱延鋼板の延性および靱性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。なお、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、脱Ｓコストが著しく増加するため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、熱延鋼板の製造過程で不可避的に混入する不純物元素である。Ｎ含有量が０．００５０％超となると、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００４０％以下である。なお、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製鋼コストが著しく増加するため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｔｉ：０．００４～０．１８０％
　Ｔｉは、窒化物を形成することで、後述するＢ含有による効果を高める効果がある。この効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００４％以上とする。好ましくは、０．００６％以上である。Ｔｉを含有させて、Ｂ含有による効果を高めるためには、Ｔｉ含有量は０．０１３％以上とすればよい。
　一方、Ｔｉは、スラブの靱性を劣化させる元素である。Ｔｉ含有量が０．１８０％を超える場合、スラブ割れが頻発する場合、および溶体化でのコストを高める場合がある。そのため、Ｔｉは、０．１８０％以下とする。好ましくは、０．１４０％以下、０．１００％以下である。
　Ｂ：０．０００４～０．００３０％
　Ｂは、冷却工程でのフェライトの生成を抑制する元素である。この効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００４％以上とする。好ましくは、０．００１１％以上である。
　一方、０．００３０％を超えてＢを含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは、０．００２０％以下である。
　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であって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＣａからなる群のうち、一種または二種以上を任意元素として含んでもよい。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、各任意元素について説明する。
　Ｍｏ：０～０．１５０％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、熱延鋼板の強度を調整する元素として含有させてもよい。上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０３０％以上とすることが好ましい。一方、０．１５０％を超えてＭｏを含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は０．１５０％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０～０．３００％
　Ｖは、微細な炭化物の形成によって強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｖ含有量は０．０５０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｖを過度に含有させると、鋼中に窒化物を形成することで、スラブ靱性が劣化して通板が困難となる。そのため、Ｖ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０～０．５００％
　Ｃｒは、Ｍｎと類似した効果を発現する元素である。熱延鋼板の強度向上効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５０％以上とすることが好ましい。一方、０．５００％を超えてＣｒを含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０～０．００２０％
　Ｃａは、微細なＣａＳを形成することで、局部延性が向上し、穴広げ性が向上する。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００２０％超であると、連続鋳造時のノズルでの酸化物形成によって、製造性を劣化させ、また、これらの酸化物の巻き込みによって成形性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。なお、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。
　上述した熱延鋼板の化学組成は、スパーク放電発光分光分析装置などを用いて、分析すればよい。なお、ＣおよびＳはガス成分分析装置などを用いて、酸素気流中で燃焼させ、赤外線吸収法によって測定することで同定された値を採用する。また、Ｎは、熱延鋼板から採取した試験片をヘリウム気流中で融解させ、熱伝導度法によって測定することで同定された値を採用する。
　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。金属組織の特徴は、熱延鋼板の強度および成形性を向上する効果に加え、成形損傷部における疲労特性を向上できる範囲に限定される。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、表面から板厚方向に１／４位置および前記表面から板厚方向に１／２位置の金属組織において、体積％で、残留オーステナイトが３．０～１２．０％であり、ベイナイトが７５．０％以上、９７．０％未満であり、フェライトが１０．０％以下であり、マルテンサイトが１０．０％以下であり、パーライトが３．０％以下であり、前記表面～前記表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域の金属組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍ以下であり、一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比が１．００～１．２０である。
　以下、各規程について説明する。
　残留オーステナイト：３．０～１２．０％
　残留オーステナイトは、熱延鋼板の延性を高めるために、体積率で３．０％以上とする必要がある。熱延鋼板の疲労特性を向上させるため、残留オーステナイトの体積率は、６．０％以上とすることが好ましい。
　一方、残留オーステナイトの体積率が１２．０％超の場合、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、残留オーステナイトの体積率は１２．０％以下とする。好ましくは、１０．０％以下、または９．０％以下である。
　ベイナイト：７５．０％以上、９７．０％未満
　ベイナイトは所定の強度を有しながら、延性および穴広げ性のバランスに優れた組織である。まず、全伸びを１３．０％以上とするためには、残留オーステナイトの体積率を３．０％以上とし、且つベイナイトの体積率を９７．０％未満とする必要がある。そのため、ベイナイトの体積率は９７．０％未満とする。好ましくは、９５．０％以下である。
　一方、ベイナイトの体積率が７５．０％未満である場合、組織の均質性が失われ、穴広げ性が劣化する。そのため、ベイナイトの体積率は、７５．０％以上とする。好ましくは８０．０％以上である。
　フェライト：１０．０％以下
　フェライトは変形能が高く、熱延鋼板の延性を向上させるために有効な組織であるが、体積率が多すぎると熱延鋼板の強度が低下する。フェライトの体積率が１０．０％を超えると、熱延鋼板の強度が低下し、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となる。そのため、フェライトの体積率は１０．０％以下とする。好ましくは６．０％以下である。フェライトの体積率の下限は特に限定しないが、０％としてもよい。
　マルテンサイト：１０．０％以下
　マルテンサイトは強度を高める効果があるが、局部変形能が低く、体積率が高まることで熱延鋼板の局部伸びおよび穴広げ性が低下する。マルテンサイトの体積率が１０．０％を超えると、熱延鋼板の穴広げ率が３５．０％未満となる。そのため、マルテンサイトの体積率は１０．０％以下とする。好ましくは６．０％以下である。マルテンサイトの体積率の下限は特に限定しないが、０％としてもよい。
　パーライト：３．０％以下
　パーライトは熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる組織である。パーライトの体積率が３．０％を超えると、熱延鋼板の穴広げ率が３５．０％未満となる。そのため、パーライトの体積率は３．０％以下とする。好ましくは、１．５％以下である。パーライトの体積率の下限は特に限定しないが、０％としてもよい。
　残留オーステナイトの体積率の測定方法
　残留オーステナイトの体積率は、ＥＢＳＰによって測定する。ＥＢＳＰによる解析は、熱延鋼板の表面から板厚方向で１／４位置（表面から板厚方向に１／８深さ～表面から板厚方向に３／８深さの領域）、および表面から板厚方向に１／２位置（表面から板厚方向に３／８深さ～表面から板厚方向に５／８深さの領域）について行う。サンプルは、＃６００から＃１０００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げた後、測定断面のひずみを十分に除去することを目的に電解研磨によって仕上げられたものとする。電解研磨は過塩素酸エタノールの混合液を用いて、液温を－８０℃として行う。ここで、電解研磨での電圧は、表層の研磨層厚が一定となるよう、また、ピット等の研磨による欠陥が発生しないように調整すればよい。
　ＥＢＳＰでの測定は、加速電圧を１５～２５ｋＶとし、少なくとも０．２５μｍ以下の間隔で測定し、板厚方向に１５０μｍ以上、圧延方向に２５０μｍ以上の範囲における各々の測定点の結晶方位情報を得る。得られた結晶構造のうち、ＥＢＳＰ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判定する。残留オーステナイトと判定された測定点の比率を求めることで、残留オーステナイトの面積率を得る。得られた残留オーステナイトの面積率を、残留オーステナイトの体積率とみなす。
　ここで、測定点数は多いほど好ましいため、測定間隔は狭く、また、測定範囲は広い方が良い。しかし、測定間隔が０．０１μｍ未満の場合、隣接点が電子線の広がり巾に干渉する。そのため、測定間隔は０．０１μｍ以上とする。また、測定範囲は最大でも板厚方向に２００μｍ、圧延方向に４００μｍとすればよい。また、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）とで構成された装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。
　フェライトの体積率の測定方法
　フェライトの体積率は、金属組織写真を組織観察することで求められた、鉄系炭化物が生成していない結晶粒の面積率とする。加えて、フェライトは結晶粒内において、亜粒界や変態によって生成した界面が存在しないことが特徴であり、前記鉄系炭化物が存在せず、結晶粒内に界面の存在しない結晶粒をフェライト粒と定義する。熱延鋼板の圧延方向と直行する板厚断面が観察できるようにサンプルを採取し、エタノールと３～５％の濃度に調整されたナイタール腐食液とを用いて、１０～１５秒間断面を腐食してフェライトを現出させる。熱延鋼板の表面から板厚方向に１／４位置（表面から板厚方向に１／８深さ～表面から板厚方向に３／８深さの領域）および表面から板厚方向に１／２位置（表面から板厚方向に３／８深さ～表面から板厚方向に５／８深さの領域）を５００～１０００倍の倍率でそれぞれ撮影した金属組織写真を用いて組織観察を行う。組織写真の撮影には、光学顕微鏡を用いる。金属組織写真は、表面から板厚方向に１／４位置、および表面から板厚方向に１／２位置のそれぞれで３視野以上を準備する。各金属組織写真において観察されるフェライト粒の面積率を求め、これらの平均値を算出することで、フェライトの面積率の平均値を得る。この平均値を、フェライトの体積率とみなす。
　なお、鉄系炭化物は円相当直径１μｍ以下の黒い粒状のコントラストとして認められ、結晶粒内で観察されるものである。
　マルテンサイトの体積率の測定方法
　マルテンサイトの体積率は、金属組織写真から同定されたマルテンサイトの面積率とする。熱延鋼板の圧延方向と直行する板厚断面が観察できるようにサンプルを採取し、熱延鋼板の表面から板厚方向に１／４位置（表面から板厚方向に１／８深さ～表面から板厚方向に３／８深さの領域）および表面から板厚方向に１／２位置（表面から板厚方向に３／８深さ～表面から板厚方向に５／８深さの領域）を５００～１０００倍の倍率でそれぞれ撮影した金属組織写真を用いて組織観察を行う。金属組織は、ピクリン酸、二亜硫酸ナトリウムおよびエタノールを混合したレペラ腐食液を用いて、液温６０～８０℃で３０～６０秒間腐食することで現出させる。撮影された組織写真において、白のコントラストで観察される塊状の組織がマルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合組織である。このマルテンサイトおよび残留オーステナイトの混合組織の面積率をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の体積率とする。このマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の体積率から、前記の方法で測定された残留オーステナイトの体積率を差し引いた値をマルテンサイトの体積率とする。
　パーライトの体積率の測定方法
　パーライトの体積率は、金属組織写真を組織観察することで求められた、ラメラ状の組織の面積率とする。金属組織写真は前記フェライトの体積率を測定する際に用いた同一の写真を用いてよい。この金属組織写真から同定されたパーライトの面積率を、パーライトの体積率とする。
　ベイナイトの体積率の測定方法
　ベイナイトの体積率は、前記の方法で測定された、残留オーステナイト、フェライト、マルテンサイトおよびパーライトの体積率の合計を１００％から差し引いた値とする。
　旧オーステナイト粒の平均粒径：２５．０μｍ以下
　成形損傷部の凹部の深さは、前記の通り、曲げあるいは曲げ曲げ戻し変形を受けた際の、鋼板表面の塑性隆起の凹凸の発達と金型接触とによって生ずる。これらのうち、鋼板表面の塑性隆起の程度は、鋼板表層の有効結晶粒径の大きさに依存する。前記の金属組織の構成において、有効結晶粒径は旧オーステナイト粒の平均粒径に対応し、旧オーステナイト粒界が最も大きな変形の単位となる。旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍを超える場合、成形損傷部の凹部の深さが深くなり、熱延鋼板の成形損傷部における疲労特性が劣化する。そのため、表層領域（表面～表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域）における旧オーステナイト粒の平均粒径は２５．０μｍ以下とする。好ましくは、２０．０μｍ以下、または１５．０μｍ以下である。
　なお、旧オーステナイト粒の平均粒径は小さい方が好ましいが、３．０μｍ未満とするためには極めて高い圧延負荷が必要となるため、３．０μｍ以上としてもよい。
　旧オーステナイト粒の平均粒径の測定方法
　旧オーステナイト粒の平均粒径を測定するためには、熱延鋼板の圧延方向と直行する板厚断面が観察できるようにサンプルを採取し、ピクリン酸飽和水溶液およびドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム腐食液によって板厚断面の組織を現出させたサンプルを用いる。このサンプルの表層領域（表面～表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域）において、走査型電子顕微鏡を用いて５００倍の倍率で撮影した組織写真を用いて、旧オーステナイト粒の円相当直径を測定する。なお、走査型電子顕微鏡は、２電子検出器を装備しているものとする。組織写真の撮影は、９．６×１０－５Ｐａ以下の真空において、加速電圧１５ｋＶ、照射電流レベル１３にて試料に電子線を照射し、表層領域（熱延鋼板の表面～表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域）の二次電子像を撮影する。撮影視野数は１０視野以上とする。撮影した二次電子像においては、旧オーステナイト粒界が明るいコントラストとして撮像される。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、円相当直径を算出する。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、観察視野に含まれる全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の円相当直径を求める。各撮影視野において得られた旧オーステナイト粒の円相当直径の平均値を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径を得る。
　一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比：１．００～１．２０
　成形損傷部の凹部は、成形時の鋼板表層の塑性変形による凹凸の発達と金型接触とによって形成される。このことから、発明者らは、凹部の深さは鋼板表層の変形の単位に依存し、高強度鋼においては旧オーステナイト粒径によって低減できることを見出した。しかしながら、旧オーステナイト粒径の制御のみでは、成形損傷部において所望の疲労特性が得られない。部品の疲労損傷は、最も剛性の高い箇所に高い応力が発生するため、縦壁およびＲ部の平面部で最も進行する。このＲ部では、ハット成形のような曲げあるいは曲げ曲げ戻し変形を受ける。発明者らの創意検討の結果、表面の法線と、前記表面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さが、鋼板の表裏面で異なっており、鋼板の表裏面における前記領域の最大深さの比で凹部深さが決められること、およびその比を１．００～１．２０とすることで、成形損傷部でも所望の疲労特性が得られることを見出した。したがって、鋼板の一方の面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比（以下、単に最大深さの比と記載する場合がある）は１．００～１．２０とする。最大深さの比は、１．１５以下、または１．１０以下とすることが好ましい。
　以下に、一方の面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との所定の回転角を有する領域の最大深さの測定方法について説明する。
　前述の旧オーステナイト粒の体積率を測定したサンプルと同様の方法で断面を鏡面仕上げしたサンプルを用いて、ＥＢＳＰによって測定する。サンプルは、測定断面のひずみを十分に除去することを目的に電解研磨によって仕上げられたものとする。
　ＥＢＳＰでの測定は、加速電圧を１５～２５ｋＶとして、測定範囲を板厚全厚とし、圧延方向に１０００μｍ以上の範囲を測定範囲とすればよい。また、結晶方位の平均的な特徴を測定することが目的であるため、測定間隔は５μｍ以上でよい。測定されない結晶粒が多くなることを避けるため、測定間隔は２５μｍ以下とする。なお、結晶方位データは測定座標系と合わせて記録されたものとする。得られた結晶方位データから、鋼板の一方の面の法線とその法線に近傍する（０１１）極点との回転角は、以下の方法により測定する。
　熱延鋼板の一方の面（表面あるいは裏面）の法線と、この法線に近傍する（０１１）極点との回転角は、ＥＢＳＰ測定により得られた結晶方位データを正極点図上にプロットして計測される値である。正極点図上に結晶方位をプロットする際、正極点図の座標系は、法線（原点ＮＤ）は熱延鋼板の板面の法線、水平軸ＴＤを板幅方向とし、水平軸に直交する軸ＲＤが圧延方向となるように、（０１１）方位の極点を表示する。上述のように結晶方位は、圧延方向に１０００μｍ以上、測定範囲を板厚全厚の範囲を所定の間隔で測定した点群である。この点群を板厚方向に２０分割し、（０１１）極点図を描く。このようにして描いた熱延鋼板の一方の面からそれぞれの深さ方向位置における（０１１）極点図において、原点ＮＤ（熱延鋼板の一方の面の法線）と最も近接する（０１１）極点との角度を測定する。この測定値を、一方の面の法線とその法線に近傍する（０１１）極点との回転角と定義する。それぞれの深さ方向位置において、回転角が５°以下となる領域の最大深さを求める。
　上述の操作を熱延鋼板の表面および裏面で行うことで、熱延鋼板の両面における、表面の法線と前記表面の前記法線に近傍する（０１１）極点との所定の回転角を有する領域の最大深さを得る。表裏面の内、最大深さがより大きい方の面の値を、もう一方の面の値で除した値を算出することで、一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比を得る。
　引張強さ：１１５０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、引張強さが１１５０ＭＰａ以上である。引張強さが１１５０ＭＰａ未満であると、適用できる自動車足回り部品が限定されてしまう。そもそも、引張強さが１１５０ＭＰａ未満の場合には、成形損傷部における疲労特性の向上は課題とされない。引張強さは、１２００ＭＰａ以上、または１３００ＭＰａ以上としてもよい。引張強さは高い程好ましいが、熱延鋼板の高強度化による部品の軽量化効果の観点から１５００ＭＰａ以下としてもよい。
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで、測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする。
　全伸び：１３．０％以上
　全伸びは、自動車足回り部品のフランジ部および張出部などの成形時にネッキングあるいは破断が生じないようにするために、１３．０％以上とする必要がある。そのため、全伸びは１３．０％以上としてもよい。好ましくは、１４．０％以上である。
　なお、全伸びとは、前記引張強さを測定する引張試験における、破断時の伸びのことである。
　穴広げ率：３５．０％以上
　本実施形態に係る熱延鋼板は、穴広げ率を３５．０％以上としてもよい。穴広げ率が３５．０％未満では、円筒バーリング部端部で成形破断が生じるため、自動車足回り部品に適用することができない場合がある。円筒バーリング部の成形高さをより高めるために、穴広げ率は、５０．０％以上としてもよい。
　穴拡げ率は、穴拡げ試験をＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０準拠して行うことで、測定する。
　成形損傷部の疲労強度：３５０ＭＰａ以上
　現在適用されている７８０ＭＰａ級の鋼板では、成形損傷部の凹部による疲労強度は課題とされておらず、疲労限度比は０．４５以上となる。本実施形態に係る熱延鋼板では、成形損傷部の凹部があっても、７８０ＭＰａ級の鋼板と同等の疲労強度を得る必要があるため、成形損傷部の疲労強度が３５０ＭＰａ以上であることが好ましい。成形損傷部の疲労強度が３５０ＭＰａ以上であれば、成形損傷部における疲労強度に優れるとみなすことができる。
　なお、疲労限度比は疲労強度を引張強さで除した値（疲労強度／引張強さ）のことである。
　成形損傷部の凹部の疲労特性は、短冊状の熱延鋼板をハット成形し、成形後の熱延鋼板から作製した平面曲げ疲労試験片を用いて疲労強度を測定することにより評価する。ハット成形では縦壁が形成される際に、曲げ曲げ戻し変形を受けながらポンチに接触するため、足回り部品の縦壁部近傍のフラット－Ｒ部に形成する凹部を再現できる。ハット成形に用いる短冊状の熱延鋼板は、長手方向をＬ方向として、幅３５ｍｍ、長さ４００ｍｍのサイズとする。この短冊状の熱延鋼板をＲ６程度の角頭ポンチを用いてハット成形する。成形試験には、ＥＲＩＣＨＳＥＮ社製、型式１４５－１００を用いる。成形後のハット試験片の縦壁から、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５：１９７８に準拠した形状の試験片を作製し、疲労試験を実施する。疲労試験条件は、室温下で、応力比Ｒ＝－１、周波数２５Ｈｚとし、１０６回まで繰返し負荷を与え、破断繰り返し数を測定する。１０６回までに破断しない応力を疲労強度とする。
　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。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下に説明する鋳造工程および熱間圧延工程は、成形損傷部の凹部の深さを低減するために必要な要件であり、板厚方向の結晶方位および旧オーステナイト粒の平均粒径を制御する重要な工程である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法は、以下の工程を備える。
　所定の化学組成を有するスラブを連続鋳造するにあたり、メニスカス～前記メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配が０．２０～１５．００℃／ｓ２となるように連続鋳造して前記スラブを得る連続鋳造工程、
　前記スラブを１２００℃以上に加熱する加熱工程、
　前記加熱後の前記スラブを粗圧延した後、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％以上となり、８７０～９８０℃の前記温度域において、圧延スタンド間での経過時間が４．００秒以下となるように仕上げ圧延する熱間圧延工程、
　３００～５５０℃の温度域まで冷却する冷却工程、
　前記冷却後、巻取り温度が３００～５５０℃の前記温度域となるように巻取る巻取り工程。
　以下、各工程について説明する。
　連続鋳造工程
　上述の化学組成を有するスラブを連続鋳造するにあたり、メニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配は０．２０～１５．００℃／ｓ２とする。なお、本実施形態において、表面温度の平均冷却速度勾配とは、メニスカスから１．０ｍ範囲内においての冷却速度の時間変化のことである。この平均冷却速度勾配は、メニスカスからの距離が０．１ｍの位置、０．５ｍの位置および１．０ｍの位置で鋳型銅板に埋設した温度計により得られる温度データに基づいて計算することができる。ある時間における、メニスカスからの距離が０．１ｍの位置、０．５ｍおよび１．０ｍの位置の測温値をＴ０．１、Ｔ０．５およびＴ１．０とする。凝固シェルがメニスカスから０．１ｍの位置にある時間をｔ０．１とした場合、その凝固シェルがメニスカスから０．５ｍ位置を通過するのは、鋳造速度をＶ（ｍ／ｓｅｃ）とすると、ｔ０．５＝（ｔ０．１＋０．４／Ｖ）となる。同様に、上記凝固シェルがメニスカスから１．０ｍの位置を通過するのは、ｔ１．０＝（ｔ０．１＋０．９／Ｖ）となる。以上の関係を持つｔ０．１、ｔ０．５、ｔ１．０と、それぞれの位置における測温値Ｔ０．１、Ｔ０．５およびＴ１．０とを用いて、メニスカスから１．０ｍ範囲内における冷却速度勾配を表すと、（４／９）×Ｖ２×Ｔ１．０＋（５／９）×Ｖ２×Ｔ０．１－（１．６２／１．２５）×Ｖ２×Ｔ０．５となる。
　対象鋼の連続鋳造の開始から終了までに、任意のある時間についてスラブの表裏面について冷却速度勾配を求め、その平均値を、その時間の冷却速度勾配とする。少なくとも、このある時間の冷却速度勾配を２０点以上計測し、その平均値をメニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配とする。なお、測定は最大で１００点とすればよい。
　表面温度の冷却速度は、凝固初期の柱状晶の成長に影響を及ぼし、その勾配が表層の柱状晶コロニーの生成頻度に影響する。メニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配が１５．００℃／ｓ２超では、最大深さの比が１．２０を超える。上記領域における平均冷却速度勾配は、小さい方が好ましいが、０．２０℃／ｓ２未満では、冷却制御が極めて困難となるため、０．２０℃／ｓ２以上が好ましい。
　連続鋳造工程での平均鋳造速度は、一般的な範囲でよく、０．８ｍ／ｍｉｎ以上でも、１．２ｍ／ｍｉｎ以上でもよい。コスト削減の観点からは１．２ｍ／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。一方、平均鋳造速度が２．５ｍ／ｍｉｎ超では、凝固過程でのスラブの欠陥が生じ易くなる。そのため、平均鋳造速度は２．５ｍ／ｍｉｎ以下が好ましい。
　また、平均鋳造速度が０．６ｍ／ｍｉｎ未満では、スラブ厚さ方向での冷却温度勾配は下がるが経済性を著しく損ねる。したがって、平均鋳造速度は０．６～２．５ｍ／ｍｉｎが好ましい。なお、ここでいう冷却温度勾配と、上述の平均冷却速度勾配とは異なるものである。
　加熱工程
　連続鋳造により得られたスラブを、表面温度が１２００℃以上となるように加熱して、溶体化する。スラブがＴｉを含有する場合、Ｔｉをより確実に固溶させるために、加熱温度は１２３０℃以上とすることが好ましい。また、加熱前のスラブ温度は、室温まで冷却されたスラブでもよく、熱応力等による割れが懸念される場合、連続鋳造後の高温のままとしてもよい。加熱工程における加熱は、所定の温度に制御された炉内へ装入することで行うが、スラブ表面温度が１２００℃以上となる時間（保持時間）を３０分以上とすれば十分である。また、スラブがＴｉを含有する場合、加熱温度が１２３０℃以上となる時間（保持時間）を３０分以上とすれば十分である。保持時間の上限は、３００分以下とすればよい。炉内では、無機物のスキッド上にスラブが配置されるが、この際に無機物と鉄との反応によって加熱されたスラブが溶解しない温度以下で加熱して溶体化すればよい。例えば、加熱温度は１４００℃以下とすればよい。
　熱間圧延工程
　スラブを加熱した後は、粗圧延を施し、その後、以下に説明する範囲で仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延は、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％以上となるように行う。仕上げ圧延温度が９８０℃超では、圧延スタンドでの合計圧下率に関わらず、オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、成形損傷部の凹部の深さを低減できず、成形損傷部において優れた疲労特性を得ることができない。
　８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％未満の場合、旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍを超える。ここでいう合計圧下率とは、噛込み温度が８７０～９８０℃となる圧延スタンドのそれぞれの圧下率を足し合わせた値である。８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率の上限は、９５％以下としてもよい。
　また、熱間圧延工程において、粗圧延後の板厚ｔ０と仕上げ圧延後の製品板厚ｔとの比である総板減率（（１－ｔ／ｔ０）×１００）が８０％未満では、どのように圧延温度を制御しても、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率を８０％以上とすることができないため、総板減率は８０％以上に制限される。この総板減率が高いほど歩留りが高まるため好ましいが、９８％を超える場合、圧延機への負荷が高まり、ロール交換等のコストが高まる。この総板減率は、ロールへの負荷を考慮すると、９５％以下がより望ましい。したがって、粗圧延後の板厚と仕上げ圧延後の製品板厚との比である総板減率は８０％以上に制限される。また、総板減率は９８％以下が望ましい。
　全圧延スタンド数は特に制限されないが、圧延機の耐荷重あるいはトルクなどの能力に応じて決めてよい。一般的に、噛込み温度が８７０～９８０℃となる圧延スタンドの数は２スタンド以上となる。８７０～９８０℃の温度域における仕上げ圧延において、圧延スタンド間での経過時間が４．００秒を超える場合、その区間でオーステナイト粒が成長し、旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍ超となるため、好ましくない。したがって、噛込み温度が８７０～９８０℃となる圧延スタンドの数が２スタンドを超える場合、圧延スタンド間での経過時間は４．００秒以下とする。圧延スタンド間での経過時間が０．３０秒未満である場合、圧延ロールへの負荷が高まるため、上記経過時間は０．３０秒以上としてもよい。
　なお、噛込み温度は、各スタンドに設置された放射温度計などの温度計にて計測された鋼板表面温度で求めればよい。
　冷却工程
　仕上げ圧延後は、３５０～５５０℃の温度域まで冷却する。仕上げ圧延後の冷却停止温度が３３０～５５０℃の温度域外であると、後述の巻取りを所望の温度域で行うことができない。
　巻取り工程
　冷却後は、熱延鋼板の強度を１１５０ＭＰａ以上とするため、巻取り温度が３５０～５５０℃の温度域となるように巻取る。巻取り温度が３５０℃未満であると、マルテンサイトの体積率が増える。そのため、巻き取り温度は３５０℃以上とする。好ましくは３８０℃以上である。一方、巻取り温度が５５０℃超では、ベイナイトの体積率が減少し、さらに、５７０℃以上ではフェライトの体積率が増える。そのため、巻き取り温度は５５０℃以下とする。好ましくは４８０℃以下である。
　巻取り温度は、冷却後、冷却装置から巻取り機までの区間に設置された温度計でコイル全長にわたって測定された、コイル全長にわたる鋼板表面温度の平均値を用いればよい。コイル全長にわたる鋼板表面温度の平均値は、コイル状に巻取られた後のコイル温度と同等であるためである。なお、コイル内での材質ばらつきを低減させるためには、コイルの任意のポイントでの巻取り温度は、最大でも４８０℃以下とすることが好ましい。すなわち、コイル全長にわたって、鋼板表面温度は４８０℃以下とすることが好ましい。
　本実施形態では、冷却工程における冷却開始から、巻取り工程における巻取り開始までの経過時間を３０秒以下とすることが好ましい。ここでいう経過時間とは、仕上げ圧延完了から巻取り開始までの時間である。本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成においては、冷却時間は特に制限されないが、冷却時間が長い場合、冷却帯での空冷帯長が長くなり、表層のスケール厚さが厚くなることで、酸洗工程でのコストが増加する。したがって、冷却時間は３０秒以下が好ましい。なお、冷却工程において、冷却開始から巻取り開始までの経過時間の調整は、冷却工程における冷却の平均冷却速度を調整することで行えばよい。仕上げ圧延後の冷却方法は、ランアウトテーブル上で水冷または空冷等、所望の冷却時間になるように冷却方法を選択すればよい。
　以上の方法で製造された熱延鋼板は、室温になるまで放冷されても、コイル状に巻取られた後に水冷されてもよい。室温まで冷却された場合は、再度巻き開いて、酸洗されてもよく、残留応力や形状を整えるためのスキンパス圧延が施されてもよい。
　焼戻し工程
　本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法は、上述の工程によって製造した熱延鋼板に対して、延性をより向上させるために、焼戻しを施す焼戻し工程を更に備えてもよい。
　焼戻しを施す場合は、２００℃以上、４５０℃未満の温度域で９０～８００００秒保持する条件で行うことが好ましい。焼戻し温度が２００℃未満では、材質の変化はほとんど認められず、工程が増えることによって製造コストが高まるため好ましくない。また、焼戻し温度が４５０℃以上では、パーライト分率が３．０％を超えることで穴広げ性が低下する。焼戻し工程における平均昇温速度は特に制限されるものではないが、熱処理効率を下げないため、０．０１℃／秒以上であればよい。また、焼き戻し中の雰囲気は酸化雰囲気でもよく、Ｎなどで置換された雰囲気でもよい。焼き戻しはコイル状の熱延鋼板に対して行ってもよいが、この場合はコイル内でのばらつきを低減させるため、保持時間は１０００秒以上とすることが好ましい。
　焼き戻しを施した熱延鋼板は、室温まで冷却した後、必要に応じて、熱間圧延あるいは熱処理で生成したスケールを除去するための酸洗を施してもよい。
　めっき工程
　本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法は、上述の方法によって製造した熱延鋼板または焼戻し工程後の熱延鋼板に対し、溶融亜鉛めっき処理を施す、めっき工程を更に備えてもよい。
　溶融亜鉛めっき処理を施す場合、最高温度を４５０～４９５℃の温度域とし、且つこの温度域での滞在時間を７５秒以下とすることが好ましい。４５０℃未満における滞在時間は、上記焼戻し工程と同様に、２００℃以上、４５０℃未満の温度域で９０～８００００秒の滞在時間とすればよい。最高温度が４９５℃超であれば、滞在時間によらず、残留オーステナイトの体積率が３．０％未満となり、めっき付与後の熱延鋼板の延性が低下する。最高温度が４５０℃未満では、めっき層中に欠陥が発生するため好ましくない。その他の条件は、上記温度履歴の範囲にある場合、めっきの付与方法は特に限定されない。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および乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造により製造した。連続鋳造の条件は表２－１および表２－２に記載の条件とした。連続鋳造では、試験Ｎｏ．４、５、１０、１３および１９の、メニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配が１５．００℃／ｓｅｃ２を超えた。
　得られたスラブを表２－１および表２－２に示す条件により、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。必要に応じて、表２－１および表２－２に示す条件で、焼戻しおよびめっき処理を施した。なお、熱間圧延後の冷却では、表２－１および表２－２に記載の巻取り温度まで冷却した。また、冷却工程における冷却開始から、巻取り工程における巻取り開始までの経過時間は３０秒以下であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　試験Ｎｏ．１７～２０、２３および２５では熱圧延後、コイルを巻開き、所定の特性評価が可能なサイズとなるように鋼板を切断し、箱型炉での熱処理（焼戻し）を実施した。なお、試験番号２７および２８では、表２－２に示した条件でめっき処理を施すことで、溶融亜鉛系めっき層を付与した。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して実施した。最大荷重を示した点から引張強さを求め、破断時の変位から全伸びを求めた。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。
　引張強さが１１５０ＭＰａ以上であった場合、優れた強度を有するとして合格と判定し、引張強さが１１５０ＭＰａ未満であった場合、優れた強度を有さないとして不合格と判定した。
　穴拡げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０準拠して穴拡げ試験を行うことで、測定した。全伸びが１３．０％以上、且つ穴拡げ率が３５．０％以上であった場合、優れた成形性を有するとして合格と判定した。一方、いずれか一方でも満足しなかった場合、優れた成形性を有さないとして不合格と判定した。
　成形損傷部の疲労特性は、得られた熱延鋼板をハット成形し、成形後の熱延鋼板について、疲労試験を行うことで得られる疲労強度により評価した。疲労試験の条件は、上述の通りとした。
　疲労強度が３５０ＭＰａ以上であった場合、成形損傷部における疲労特性に優れるとして合格と判定し、疲労強度が３５０ＭＰａ未満であった場合、成形損傷部における疲労特性に優れないとして不合格と判定した。
　Ｃ含有量が低い試験Ｎｏ．２９では、残留オーステナイト量が少なく、全伸びが１３．０％未満であった。
　Ｃ含有量およびＳｉ含有量が高い試験Ｎｏ．３０、およびＳｉ含有量が高い試験Ｎｏ．３１では、残留オーステナイトの体積率が高く、穴広げ率が低かった。
　Ｍｎ含有量が低い試験Ｎｏ．３２、およびＢ含有量が低い試験Ｎｏ．３６では、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となった。
　Ｓｉ含有量が低い試験Ｎｏ．３７は、残留オーステナイトの体積率が低く、全伸びが低かった。Ｎｂ含有量が低い試験Ｎｏ．３８では、旧オーステナイト粒が粗大となり、成形損傷部の疲労強度が低かった。
　なお、試験Ｎｏ．３３～３５では、鋳造でのノズル詰り、およびコーナー部での微割れから熱間圧延を実施できなかったため、熱延鋼板を製造することができなかった。
　化学組成が本発明の範囲内であっても、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％未満であった試験Ｎｏ．９、また、８７０～９８０℃の温度域における圧延スタンド間の最大経過時間が４．００秒を超えた試験Ｎｏ．１２は、旧オーステナイト粒が粗大となり、成形損傷部の疲労強度が低かった。
　巻取り温度が低い試験Ｎｏ．７は、穴広げ率が低かった。
　巻取り温度が高い試験Ｎｏ．１６は、ベイナイトの体積率が低く、穴広げ率が低かった。
　巻取り温度が高い試験Ｎｏ．１５は、フェライトの体積率が高く、引張強さが１１５０ＭＰａ未満となり、且つ穴拡げ率が低かった。
　熱間圧延後に焼戻しを施した、試験Ｎｏ．１７～２０、２３および２５のうち、焼戻し温度が４５０℃を超えた試験Ｎｏ．１８のパーライトの体積率が高く、穴広げ率が低下した。
　めっき処理を施した試験Ｎｏ．２７および２８のうち、試験Ｎｏ．２８では、最高温度が４９５℃を超えたため、パーライトの体積率が増えることで穴広げ率が低下した。
　成形損傷部おける疲労強度は、引張強さ、全伸びおよび穴広げ率を支配する組織因子とは異なっており、図１および図２に示す通り、旧オーステナイト粒の平均粒径および最大深さの比（一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比）に支配されることが分かった。また、図３に示す通り、最大深さの比は、特に、メニスカス～メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配に支配されることが分かる。図３に示す通り、０．２０～１５．００℃／ｓｅｃ２の範囲で、最大深さの比が１．２０以下となり、成形損傷部における疲労強度が３５０ＭＰａ以上となることが分かった。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた成形性を有し、且つ成形損傷部において優れた疲労特性を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。本発明に係る上記態様によれば、成形損傷部における疲労特性に優れるため、Ｒ部を成形する際に形成されるＲ部近傍の平面部での凹部の深さを低減できる、熱延鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０８５～０．１９０％、
    Ｓｉ：０．４０～１．４０％、
    Ｍｎ：１．７０～２．７５％、
    Ａｌ：０．０１～０．５５％、
    Ｎｂ：０．００６～０．０５０％、
    Ｐ　：０．０８０％以下、
    Ｓ　：０．０１０％以下、
    Ｎ　：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．００４～０．１８０％、
    Ｂ　：０．０００４～０．００３０％、
    Ｍｏ：０～０．１５０％、
    Ｖ　：０～０．３００％、
    Ｃｒ：０～０．５００％、および
    Ｃａ：０～０．００２０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　表面から板厚方向に１／４位置および前記表面から板厚方向に１／２位置の金属組織において、体積％で、
    　　残留オーステナイトが３．０～１２．０％であり、
    　　ベイナイトが７５．０％以上、９７．０％未満であり、
    　　フェライトが１０．０％以下であり、
    　　マルテンサイトが１０．０％以下であり、
    　　パーライトが３．０％以下であり、
    　前記表面～前記表面から板厚方向に１００μｍ位置の領域の金属組織において、
    　　旧オーステナイト粒の平均粒径が２５．０μｍ以下であり、
    　一方の面における、前記一方の前記面の法線と前記一方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さと、他方の面における、前記他方の前記面の法線と前記他方の前記面の前記法線に近傍する（０１１）極点との回転角が５゜以下である領域の最大深さとの比が１．００～１．２０であり、
    　引張強さが１１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０３０～０．１５０％、
    Ｖ　：０．０５０～０．３００％、
    Ｃｒ：０．０５０～０．５００％、および
    Ｃａ：０．０００６～０．００２０％
    からなる群のうち一種または二種以上含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有するスラブを連続鋳造するにあたり、メニスカス～前記メニスカスから１．０ｍの領域における表面温度の平均冷却速度勾配が０．２０～１５．００℃／ｓ２となるように連続鋳造して前記スラブを得る連続鋳造工程と、
    　前記スラブを１２００℃以上に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱後の前記スラブを粗圧延した後、８７０～９８０℃の温度域における合計圧下率が８０％以上となり、８７０～９８０℃の前記温度域において、圧延スタンド間での経過時間が４．００秒以下となるように仕上げ圧延する熱間圧延工程と、
    　３００～５５０℃の温度域まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却後、巻取り温度が３００～５５０℃の前記温度域となるように巻取る巻取り工程と、を備える
    ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  4. 　前記巻取り工程後、２００℃以上、４５０℃未満の温度域で９０～８００００秒保持する焼戻し工程を備える
    ことを特徴とする請求項３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記巻取り工程後の熱延鋼板あるいは前記焼戻し工程後の熱延鋼板に対し、４５０～４９５℃の温度域の滞在時間が７５秒以下となる熱履歴で溶融亜鉛めっき処理を施すめっき工程を備える
    ことを特徴とする請求項３または４に記載の熱延鋼板の製造方法。
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