WO2023063347A1 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

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WO2023063347A1
WO2023063347A1 PCT/JP2022/038035 JP2022038035W WO2023063347A1 WO 2023063347 A1 WO2023063347 A1 WO 2023063347A1 JP 2022038035 W JP2022038035 W JP 2022038035W WO 2023063347 A1 WO2023063347 A1 WO 2023063347A1
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WO
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less
hot
rolled steel
steel sheet
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Application number
PCT/JP2022/038035
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English (en)
French (fr)
Inventor
靖之 荻巣
武 豊田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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Priority to KR1020247011518A priority patent/KR20240065114A/ko
Publication of WO2023063347A1 publication Critical patent/WO2023063347A1/ja

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Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to hot rolled steel sheets.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-168623 filed in Japan on October 14, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> ⁇ A texture in which the average value of the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 223 ⁇ 110> orientation group is 6.5 or less and the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 332 ⁇ 113> crystal orientation is 5.0 or less.
  • Patent Document 1 has room for further improvement in terms of reducing toughness anisotropy in high-strength steel sheets from the viewpoint of improving fuel efficiency and crash safety of automobiles.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent toughness and reduced anisotropy of toughness.
  • the present inventors investigated the relationship between the texture and mechanical properties of hot-rolled steel sheets, and found that the anisotropy of toughness can be further reduced even in hot-rolled steel sheets having a tensile strength of 1180 MPa or more. rice field.
  • the inventors have found that a rolled steel sheet develops different textures on the surface and inside.
  • the present inventors have found that in order to reduce the anisotropy of toughness, it is more effective to control the texture in the austenite region than the texture of martensite after quenching. .
  • it is effective to preferably control the hot rolling conditions in order to obtain a texture with a desired crystal orientation.
  • the gist of the present invention based on the above findings is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.100 to 0.500%, Si: 0.100 to 3.000%, Mn: 0.50-3.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.100%, Ca: 0 to 0.0060%, Mo: 0-0.50%, Cr: 0 to 1.00%, V: 0 to 0.50%, Cu: 0-0.50%, Ni: 0-0.50% and Sn: 0-0.050% and the balance consists of Fe and impurities,
  • the metal structure in the region from 1/8 of the plate thickness from the surface to 3/8 of the plate thickness from the surface is area%, 90-100% martensite; consists of 0 to 10% residual tissue, In the texture of the region from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness from the surface, ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>, ⁇
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) above has the chemical composition, in mass%, Ti: 0.02-0.20%, Nb: 0.010 to 0.100%, Ca: 0.0001 to 0.0060%, Mo: 0.01-0.50%, Cr: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01-0.50%, Ni: 0.01-0.50% and Sn: 0.001-0.050% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment will be specifically described below. First, reasons for limiting the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment will be described. In addition, the lower limit value and the upper limit value are included in the range of numerical limits described between "-". Numerical values indicated as “less than” and “greater than” do not include the value within the numerical range. In addition, % in the chemical composition means % by mass.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: 0.100 to 0.500%, Si: 0.100 to 3.000%, Mn: 0.50 to 3.00. %, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 1.000% or less, N: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities.
  • C 0.100 to 0.500%
  • Si 0.100 to 3.000%
  • Mn 0.50 to 3.00.
  • P 0.100% or less
  • S 0.0100% or less
  • Al 1.000% or less
  • N 0.0100% or less
  • Fe and impurities each element will be described in detail below.
  • C 0.100-0.500% C is an important element for improving the strength of hot-rolled steel sheets. If the C content is less than 0.100%, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the C content is made 0.100% or more. The C content is preferably 0.150% or more, 0.170% or more, 0.200% or more, or 0.220% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, the toughness of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the C content is made 0.500% or less. The C content is preferably 0.450% or less, 0.400% or less or 0.370% or less.
  • Si 0.100-3.000% Si is an element that has the effect of improving the strength of the hot-rolled steel sheet. If the Si content is less than 0.100%, the strength of the hot rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.100% or more.
  • the Si content is preferably 0.200% or more, 0.300% or more, 0.400% or more or 0.500% or more. Also, the Si content is more preferably over 1.000%, and even more preferably 1.100% or more.
  • the Si content exceeds 3.000%, the toughness of the hot-rolled steel sheet deteriorates. Therefore, the Si content is set to 3.000% or less.
  • the Si content is preferably 2.700% or less, 2.500% or less or 2.300% or less.
  • Mn 0.50-3.00%
  • Mn is an element effective in improving the strength of hot-rolled steel sheets by improving hardenability and solid-solution strengthening. If the Mn content is less than 0.50%, the strength of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.50% or more.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, 1.20% or more or 1.50% or more.
  • MnS is generated, which increases the toughness anisotropy of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.50% or less, 2.30% or less or 2.00% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity element, and the lower the P content, the better. If the P content exceeds 0.100%, the workability and weldability of the hot-rolled steel sheet are significantly deteriorated, and the fatigue properties are also deteriorated. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.070% or less, 0.050% or less or 0.030% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly specified, excessively reducing the P content increases the manufacturing cost, so the P content may be 0.001% or more or 0.005% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an impurity element, and the lower the S content, the better. If the S content exceeds 0.0100%, a large amount of inclusions such as MnS that increase the toughness anisotropy of the hot-rolled steel sheet are produced. Therefore, the S content should be 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less. Although the lower limit of the S content is not particularly specified, the S content may be 0.0005% or more or 0.0010% or more because excessively reducing the S content increases the manufacturing cost.
  • Al 1.000% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent in the steelmaking stage and is effective in improving the cleanliness of steel.
  • the Al content exceeds 1.000%, cluster-like precipitated alumina is generated, which deteriorates the toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.700% or less, 0.500% or less or 0.400% or less.
  • the lower limit of the Al content is not specified, excessively reducing the Al content increases the manufacturing cost, so the Al content may be 0.001% or more or 0.005% or more.
  • N 0.0100% or less
  • N is an impurity element. If the N content exceeds 0.0100%, coarse Ti nitrides are formed at high temperatures, degrading the toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the N content should be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, 0.0060% or less or 0.0040% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, excessively reducing the N content increases the production cost, so the N content may be 0.0010% or more.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the above elements, with the balance being Fe and impurities.
  • impurities include those that are unavoidably mixed from steel raw materials or scraps and/or in the steelmaking process, or elements that are allowed within a range that does not impair the properties of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain the following arbitrary elements in place of part of Fe.
  • the lower limit of the content of these optional elements is 0%.
  • Ti 0.02-0.20%
  • Ti is an effective element for suppressing recrystallization and grain growth of austenite between stands of hot rolling. By suppressing the recrystallization of austenite between the stands, more strain can be accumulated. As a result, the texture of the hot-rolled steel sheet can be preferably controlled.
  • the Ti content is preferably 0.02% or more.
  • the Ti content is set to 0.20% or less.
  • Nb 0.010-0.100%
  • Nb is an effective element for suppressing recrystallization and grain growth of austenite between stands of hot rolling. By suppressing the recrystallization of austenite between the stands, more strain can be accumulated. As a result, the texture of the hot-rolled steel sheet can be preferably controlled.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, the effect is saturated. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less.
  • Ca 0.0001-0.0060%
  • Ca is an element that has the effect of dispersing a large number of fine oxides during deoxidation of molten steel and refining the structure of the hot-rolled steel sheet.
  • Ca is also an element that fixes S in the steel as spherical CaS, suppresses the formation of elongated inclusions such as MnS, and reduces the anisotropy of the toughness of the hot-rolled steel sheet.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0060%, the above effect is saturated. Therefore, the Ca content is set to 0.0060% or less.
  • Mo 0.01-0.50%
  • Mo is an element effective for precipitation strengthening of ferrite.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • Mo content shall be 0.50% or less.
  • Cr 0.01-1.00% Cr is an effective element for improving the strength of hot-rolled steel sheets.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is set to 1.00% or less.
  • V 0.01-0.50% V improves the strength of hot-rolled steel sheets by strengthening with precipitates and refining ferrite grains.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is set to 0.50% or less.
  • Cu 0.01-0.50%
  • Cu is an element that forms a solid solution in steel and contributes to improving the strength of the steel.
  • Cu is also an element that improves hardenability.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 0.50% or less.
  • Ni 0.01-0.50%
  • Ni is an element that forms a solid solution in steel and contributes to increasing the strength of the steel.
  • Ni is also an element that improves hardenability.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content should be 0.50% or less.
  • Sn 0.001-0.050%
  • Sn has an effect of suppressing internal oxidation and an effect of improving strength.
  • the Sn content is preferably 0.001% or more.
  • the Sn content is set to 0.050% or less.
  • the chemical composition described above may be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Incidentally, C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer on the surface by mechanical grinding.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the metal structure in the region from the surface to the depth of 1 ⁇ 8 of the plate thickness to the depth of 1 ⁇ 8 of the plate thickness from the surface is 90 to 100% marten in terms of area %.
  • the pole density of the ⁇ 110> orientation group is 2.0 or more, and in the texture in the region from the surface to the depth of 1/8 the plate thickness from the surface to the depth of 1/2 the plate thickness, ⁇ 110 ⁇
  • the pole density of the ⁇ 112> orientation is 5.0 or less.
  • Martensite area ratio 90-100% If the area ratio of martensite is less than 90%, the strength of the hot-rolled steel sheet deteriorates and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of martensite is set to 90% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 92% or more, 95% or more, or 97% or more, and more preferably 100%.
  • martensite refers to fresh martensite and tempered martensite. Since it is not necessary to distinguish between fresh martensite and tempered martensite in the present embodiment, both are collectively referred to as martensite.
  • tempered martensite is fresh martensite that has been tempered, and has a lower dislocation density than fresh martensite.
  • a preferred method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment does not include heat treatment for the purpose of tempering after quenching, but tempered martensite is formed during cooling after hot rolling or by reheating after coiling. may generate.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain bainite as a residual structure. If the area ratio of the residual structure is more than 10%, the strength of the hot-rolled steel sheet is lowered and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the residual structure should be 10% or less.
  • the area ratio of the residual tissue is preferably 8% or less, 5% or less, or 3% or less, and more preferably 0%.
  • the area ratio of each tissue is obtained by the following method. From the 1/4 position of the plate thickness of the hot-rolled steel plate (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 depth of the plate thickness from the surface) and the center position of the plate width, parallel to the rolling direction A test piece for structure observation is taken so that the plate thickness cross section is the observation surface. After the observation surface is mirror-polished, it is corroded with a 3% by volume nital solution. Using an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM), three fields of view are photographed at a magnification of 2000 times on the observed surface after corrosion. Each field of view is 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m. Image analysis is performed on the photographs taken, and the area ratio of each tissue is calculated. By calculating the average value of the area ratios obtained for the three fields of view, the area ratio of each tissue is obtained.
  • SEM scanning electron microscope
  • martensite is a structure having substructures such as blocks and packets within grains, it can be distinguished from other metallic structures by electron channeling contrast images using a scanning electron microscope.
  • a non-martensite structure that is an aggregate of lath-shaped crystal grains and does not contain Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more in the interior of the structure, and Fe-based carbides with a major axis of 20 nm or more in the interior of the structure, and the Fe Bainite is a structure in which the Fe-based carbides have a single variant, that is, are Fe-based carbides elongated in the same direction.
  • the term "Fe-based carbides elongated in the same direction” refers to Fe-based carbides with a difference of 5° or less in the orientation of the Fe-based carbides.
  • the average grain size of the prior austenite grains may be more than 5.0 ⁇ m and 30.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the prior austenite grains is preferably 6.0 ⁇ m or more, 7.0 ⁇ m or more, 8.0 ⁇ m or more, or 9.0 ⁇ m or more.
  • the average grain size of the prior austenite grains is preferably 30.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of prior austenite grains is obtained by the following method. From the 1/4 position of the plate thickness of the hot-rolled steel plate (1/8 depth of the plate thickness from the surface to 3/8 depth of the plate thickness from the surface) and the center position of the plate width, parallel to the rolling direction A test piece for structure observation is taken so that the plate thickness cross section is the observation surface. After the observation surface is mirror-polished, it is corroded with a 3% by volume nital solution, and the metal structure is observed with a scanning electron microscope (SEM). A range in which about 10,000 crystal grains are observed in one field of view is photographed in three fields of view by SEM observation.
  • SEM scanning electron microscope
  • the obtained photograph is subjected to image analysis using image analysis software (WinROOF) to calculate the average grain size of the prior austenite grains.
  • WinROOF image analysis software
  • An average value of the shortest diameter and the longest diameter is calculated for one of the prior austenite grains included in the observation field, and the average value is taken as the grain size of the prior austenite grain.
  • the average grain size of the prior austenite grains in the field of view is obtained by dividing the sum of the grain sizes of the obtained prior austenite grains by the total number of the prior austenite grains whose grain sizes are measured. By performing this operation for every field of view taken and calculating the average grain size of the prior austenite grains in all the fields of view taken, the average grain size of the prior austenite grains is obtained.
  • the pole density of ⁇ 001 ⁇ 110>, ⁇ 111 ⁇ 110> and ⁇ 112 ⁇ 110> orientation groups in the texture of the surface layer region is set to 2.0 or more. It is preferably 2.2 or more, 2.5 or more, or 2.7 or more.
  • the upper limit of the pole density of the ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation groups in the texture of the surface region is not specified, it is 9.0 from the viewpoint of suppressing deterioration of ductility. Below, it may be 8.0 or less, 7.0 or less, or 5.0 or less.
  • the pole density of the ⁇ 110 ⁇ 112> orientation in the texture of the inner region is set to 5.0 or less. It is preferably 4.6 or less, 4.2 or less, or 4.0 or less.
  • the lower limit of the extreme density of ⁇ 110 ⁇ 112> orientations in the texture of the inner region is not particularly defined, it may be 2.0 or more or 2.5 or more from the viewpoint of suppressing strength deterioration.
  • a device that combines a scanning electron microscope and an EBSD analysis device and AMETEK's OIM Analysis (registered trademark) are used.
  • OIM Orientation Distribution Function
  • the surface region Determine the extreme densities of the ⁇ 001 ⁇ 110>, ⁇ 111 ⁇ 110> and ⁇ 112 ⁇ 110> orientation groups in the texture and ⁇ 110 ⁇ 112> in the texture of the inner region.
  • the measurement range for the surface layer area is from the surface to 1/8 of the plate thickness from the surface, and for the internal area, from the surface to 1/8 of the plate thickness from the surface to 1/8 of the plate thickness. Let it be a region of 2 depths.
  • a measurement pitch is 5 ⁇ m/step.
  • ⁇ hkl ⁇ represents a crystal plane parallel to the rolling plane
  • ⁇ uvw> represents a crystal direction parallel to the rolling direction. That is, ⁇ hkl ⁇ uvw> indicates a crystal in which ⁇ hkl ⁇ is oriented in the plate surface normal direction and ⁇ uvw> is oriented in the rolling direction.
  • the rolling direction of the hot-rolled steel sheet can be determined by the following method. First, a test piece is taken so that the thickness cross section of the hot-rolled steel sheet can be observed. After mirror-polishing the plate thickness cross-section of the sampled test piece, it is observed using an optical microscope. The observation range is the entire plate thickness, and areas with dark luminance are determined to be inclusions. Among the inclusions, the direction parallel to the extending direction of the inclusions having a major axis length of 40 ⁇ m or more is determined as the rolling direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength of 1180 MPa or more from the viewpoint of improving the collision safety of automobiles or the like or reducing the weight of the vehicle body.
  • it is 1250 MPa or more, 1300 MPa or more, 1350 MPa or more or 1400 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly specified, it is preferably 2000 MPa or less, 1600 MPa or less, 1500 MPa or less, or 1400 MPa or less.
  • the tensile strength is measured according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece is a JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece, and the test direction is perpendicular to the rolling direction.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is not particularly limited, but may be 1.2 to 8.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is less than 1.2 mm, it may become difficult to ensure the rolling completion temperature and the rolling load may become excessive, making hot rolling difficult. Moreover, if the plate thickness exceeds 8.0 mm, it becomes difficult to control the texture, and it may be difficult to obtain the texture described above. Therefore, the plate thickness may be 8.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have a plating layer on its surface.
  • the plating layer include an aluminum plating layer, an aluminum-zinc plating layer, an aluminum-silicon plating layer, a hot dip galvanizing layer, an electrogalvanizing layer, and an alloyed hot dip galvanizing layer.
  • a preferred method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to this embodiment includes the following steps (a) to (d).
  • the temperature in the following description refers to the surface temperature of the steel sheet unless otherwise specified.
  • the interpass time between each of the last four stands is 0.2-10.0 seconds.
  • the cumulative rolling reduction of the last four stands shall be 60% or more.
  • the finish rolling completion temperature is 800 to 950°C.
  • Cooling is started within 1.0 second after the completion of finish rolling, and the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling completion temperature to 300 ° C. is 100 ° C./s or more, so that the temperature range is 300 ° C. or less. Cooling process to cool to.
  • the slab having the chemical composition described above is preferably heated to a temperature range of 1100°C or higher and lower than 1350°C.
  • the method for producing the slab is not particularly limited, and a commonly used method of melting molten steel having the chemical composition described above in a converter or the like and forming a slab by a casting method such as continuous casting can be applied. In addition, an agglomeration-blooming method may be used.
  • the slab before hot rolling is heated to dissolve coarse precipitates.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1100° C. or higher. However, if the heating temperature of the slab becomes too high, surface defects will occur and the yield will decrease due to scale off. Therefore, the heating temperature of the steel material is preferably less than 1350°C.
  • the slab is heated to a temperature range of 1100°C or more and less than 1350°C and held for a predetermined time.
  • the holding time in the temperature range of 1100° C. or more and less than 1350° C. is preferably 4800 seconds or less.
  • the slab may be subjected to rough rolling.
  • Conditions for the rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be obtained.
  • (b) Finish Rolling Step the heated slab is finish rolled using a rolling mill having a plurality of stands. At this time, it is preferable to satisfy the following conditions (I) to (V). Descaling is preferably performed before finish rolling or during rolling between rolling stands for finish rolling.
  • Finish rolling start temperature 800°C or higher
  • the finish rolling start temperature (entry side temperature of the first pass of finish rolling) is preferably 800°C or higher. If the finish rolling start temperature is less than 800° C., rolling in some of the plurality of rolling stands (particularly the first half of the stands) will be performed at the two-phase region temperature of ferrite+austenite. As a result, a worked structure may remain after finish rolling, deteriorating the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the finish rolling start temperature is preferably 800° C. or higher.
  • the finish rolling start temperature is preferably 1100° C. or lower in order to suppress coarsening of austenite and to preferably control the textures of the surface layer region and the inner region.
  • (II) ⁇ : 40 to 80 represented by the following formula (1) in each of the last four stands ⁇ exp(0.753+3000/T) ⁇ 0.21 ⁇ ′ 0.13 (1)
  • T is the temperature (° C.) just before entering each stand (that is, entry temperature)
  • ⁇ is the equivalent plastic strain
  • ⁇ ′ is the strain rate.
  • ⁇ of 40 to 80 at each of the last four stands gives ⁇ for the fourth to last stand, ⁇ for the third to last stand, ⁇ for the second to last stand, In other words, ⁇ of the final stand and ⁇ are all 40-80.
  • each of the last four stands may not adequately impart the strain necessary for texture development in the superficial region.
  • the pole density of the ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation groups is preferably controlled in the texture in the region from the surface to the depth of 1/8 of the plate thickness from the surface. may not be possible. Therefore, ⁇ in each of the last four stands is preferably 40 or more. Also, if there is even one stand with ⁇ exceeding 80, the texture of the internal region cannot be controlled favorably, and the toughness anisotropy of the hot-rolled steel sheet may increase. Therefore, ⁇ in each of the last four stands is preferably 80 or less.
  • ⁇ which is the equivalent plastic strain
  • ⁇ which is the equivalent plastic strain
  • h the plate thickness on the entry side
  • H the plate thickness on the delivery side
  • ⁇ ' which is the strain rate
  • t(s) the rolling time
  • the rolling time t is the time during which the steel sheet is in contact with the rolling rolls and strain is applied to the steel sheet.
  • Inter-pass time between each of the last four stands 0.2 to 10.0 seconds Any inter-pass time exceeding 10.0 seconds between each of the last four stands , recovery and recrystallization progresses between passes. As a result, accumulation of strain becomes difficult, and a desired structure may not be obtained in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the interpass time between each of the last four stands is preferably 10.0 seconds or less. The shorter the interpass time between the last four stands, the better, but the reduction of the interpass time is limited in terms of the installation space of each stand and the rolling speed. In addition, if the time between passes is less than 0.2 seconds between the last four stands, the number of unrecrystallized grains increases significantly, and the desired texture may not be obtained.
  • the time it is preferable to set the time to 0.2 seconds or longer.
  • the inter-pass time between the fourth to last stand and the third to last stand is 0.2 to 10.0 seconds
  • the inter-pass time between the fourth to last stand and the third to last stand is 0.2 to 10.0 seconds
  • the inter-pass time between the third to last stand and the second to last stand, and the inter-pass time between the second to last stand and the last stand are all between 0.2 and 10.0 seconds.
  • (IV) Cumulative rolling reduction of the last four stands 60% or more If the cumulative rolling reduction of the last four stands is less than 60%, the dislocation density introduced into the unrecrystallized austenite may become small. When the density of dislocations introduced into unrecrystallized austenite becomes small, it becomes difficult to obtain a desired structure, and the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet may deteriorate. Therefore, the cumulative rolling reduction of the last four stands is preferably 60% or more. Note that if the cumulative rolling reduction of the last four stands exceeds 97%, the shape of the hot-rolled steel sheet may deteriorate. Therefore, the cumulative rolling reduction of the last four stands may be 97% or less.
  • the cumulative rolling reduction of the last four stands is ⁇ 1 ⁇ (t1/t0) ⁇ where t0 is the thickness at the entrance of the fourth stand from the end and t1 is the thickness at the exit of the final stand. It can be expressed as 100 (%).
  • Finish rolling completion temperature 800 to 950 ° C. If the finish rolling end temperature (the delivery side temperature of the final stand) is less than 800°C, the rolling is carried out at the two-phase region temperature of ferrite + austenite. Therefore, the worked structure may remain after rolling and the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet may be lowered. Therefore, the finish rolling completion temperature is preferably 800° C. or higher. In addition, in the slab having the chemical composition according to the present embodiment, the non-recrystallized austenite region is generally a temperature region of 950° C. or lower. Therefore, when the finish rolling completion temperature exceeds 950°C, the austenite grains grow and the grain length of martensite in the hot-rolled steel sheet obtained after cooling increases. As a result, it becomes difficult to obtain a desired texture, and the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet may decrease. Therefore, the finish rolling completion temperature is preferably 950° C. or lower.
  • Cooling process In the cooling process, cooling is started within 1.0 second after the completion of finish rolling, and the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling completion temperature to 300 ° C. is 100 ° C./s or more. It is preferable to cool to a temperature range of 300°C or less.
  • the cooling equipment is preferably equipment capable of cooling the steel sheet at an average cooling rate of 100° C./s or more.
  • a water cooling equipment using water as a cooling medium can be exemplified.
  • the average cooling rate in the cooling process is a value obtained by dividing the temperature drop width of the steel sheet from the start of cooling to the end of cooling by the time required from the start of cooling to the end of cooling.
  • the start of cooling is when the steel plate is introduced into the cooling equipment, and the end of cooling is when the steel plate is taken out of the cooling equipment.
  • Cooling equipment includes equipment that has no air-cooling section in the middle and equipment that has one or more air-cooling sections in the middle. In this embodiment, any cooling equipment may be used. Even when using a cooling facility having an air-cooling section, the average cooling rate from the start of cooling to the end of cooling should be 100° C./s or more.
  • the cooling stop temperature is 300° C. or less, and this condition will be explained in the winding process.
  • Cooling start time within 1.0 second after completion of finish rolling It is preferable to start cooling immediately after completion of finish rolling. If the cooling start time exceeds 1.0 seconds, recrystallization proceeds and cooling is performed in a state in which the strain is released, which may make it impossible to obtain the desired texture in the hot-rolled steel sheet. Therefore, it is preferable to start cooling within 1.0 second after completion of finish rolling.
  • Average cooling rate in the temperature range from finish rolling completion temperature to 300°C 100°C/s or more
  • the average cooling rate in the temperature range from finish rolling completion temperature to 300°C is preferably 100°C/s or more.
  • (d) Winding step In the winding step, it is preferable to coil the steel sheet cooled to a temperature range of 300°C or less. Since the steel sheet is coiled immediately after cooling, the coiling temperature is approximately equal to the cooling stop temperature. If the coiling temperature is higher than 300°C, polygonal ferrite or bainite is formed, which may reduce the strength of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the winding temperature is preferably in the temperature range of 300° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to temper rolling according to a conventional method, or may be pickled to remove scale formed on the surface.
  • plating treatment such as aluminum plating, aluminum-zinc plating, aluminum-silicon plating, hot-dip galvanizing, electro-galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, etc., or chemical conversion treatment may be performed.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can be stably manufactured by the suitable manufacturing method described above.
  • the conditions in the examples are one example of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the objects of the present invention are achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a converter, and slabs were obtained by continuous casting. Next, these slabs were heated under the conditions shown in Tables 2A and 2B, subjected to rough rolling, and then subjected to finish rolling under the conditions shown in Tables 2A and 2B. After completion of the finish rolling, the hot-rolled steel sheets having the thicknesses shown in Tables 3A and 3B were obtained by cooling and winding under the conditions shown in Tables 3A and 3B. In the heating step, the holding time at the heating temperatures listed in Tables 2A and 2B was 4800 seconds or less.
  • the average cooling rate in Tables 3A and 3B is a value obtained by dividing the temperature drop width of the steel plate from the time when the water cooling equipment is introduced to the time when the water cooling equipment is taken out by the time required for the steel plate to pass through the water cooling equipment.
  • the ductile-brittle transition temperature was measured by performing a Charpy impact test to evaluate the toughness of hot-rolled steel sheets.
  • the ductile-brittle transition temperature was measured by performing a C-direction notch Charpy impact test using a 2.5 mm sub-sized V-notch test piece in accordance with JIS Z 2242:2018.
  • the temperature at which the brittle fracture rate becomes 50% was defined as the ductile-brittle transition temperature.
  • the total thickness was measured for hot-rolled steel sheets having a final thickness of less than 2.5 mm.
  • the obtained ductile-to-brittle transition temperature was -50°C or lower, it was judged as having excellent toughness and passed. On the other hand, when the obtained ductile-to-brittle transition temperature was over -50°C, it was judged to be unsatisfactory due to inferior toughness.
  • the anisotropy of toughness was evaluated by the following method.
  • the absorbed energy of the C-direction notch and the absorbed energy of the L-direction notch were measured by a Charpy impact test.
  • the Charpy impact test was performed at -60°C.
  • the difference between the absorbed energy of the L-direction notch and the absorbed energy of the C-direction notch was calculated, and when the difference was ⁇ 15 J or less, the toughness anisotropy was considered to be reduced, and it was determined to be acceptable.
  • Tables 4A and 4B show that the hot-rolled steel sheets according to the examples of the present invention have high strength and excellent toughness, and the anisotropy of toughness is reduced. On the other hand, it can be seen that the hot-rolled steel sheets according to the comparative examples are degraded in one of the properties.

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Abstract

この熱間圧延鋼板は、所定の化学組成および金属組織を有し、表層領域の集合組織において、｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度が２．０以上であり、内部領域の集合組織において、｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度が５．０以下であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である。

Description

熱間圧延鋼板
　本発明は、熱間圧延鋼板に関する。
　本願は、２０２１年１０月１４日に、日本に出願された特願２０２１－１６８６２３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、自動車の燃費の向上および衝突安全性の向上を目的に、高強度の鋼板を適用することによる車体軽量化が行われている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、一般的に靭性が劣化する。そのため、高強度の鋼板の開発において、靭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。
　一般的に、靭性を向上させるためには低温で圧延し、未再結晶オーステナイトの状態で高い累積ひずみを付与することで靭性を向上させる方法が知られている。しかしながら、未再結晶オーステナイトの状態での圧下率を増加させると、旧オーステナイト粒のアスペクト比が高くなり、靭性の異方性が高くなるといった課題がある。
　例えば、特許文献１には、鋼板表面から板厚の３／８厚み位置と５／８厚み位置とで区画された鋼板部分である板厚中心部において、板面の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．５以下であるとともに、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下である集合組織を有し、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計面積率が８５％超であるとともに、平均結晶粒径が１２．０μｍ以下であるミクロ組織を有することを特徴とする熱延鋼板が開示されている。
日本国特許第５６２１９４２号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示された技術には、自動車の燃費の向上および衝突安全性の向上の観点からは、高強度の鋼板における靭性の異方性低減について更に改善の余地がある。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、高い強度および優れた靭性を有し、且つ靭性の異方性が低減された熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、熱間圧延鋼板の集合組織と機械特性との関係について調査を行った結果、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の熱間圧延鋼板においても靭性の異方性をより低減できることを見出した。本発明者らは、圧延された鋼板は、表面と内部とにおいて異なる集合組織が発達することを知見した。また、本発明者らは、靭性の異方性を低減するためには、急冷後のマルテンサイトの集合組織よりも、オーステナイト域での集合組織を制御することが効果的であることを知見した。更に、本発明者らは、所望の結晶方位を持つ集合組織を得るためには、熱間圧延条件を好ましく制御することが効果的であることを知見した。
　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間圧延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．１００～０．５００％、
Ｓｉ：０．１００～３．０００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：１．０００％以下、
Ｎ　：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．００６０％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｖ　：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、および
Ｓｎ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域における金属組織が、面積％で、
　　９０～１００％のマルテンサイトと、
　　０～１０％の残部組織とからなり、
　前記表面～前記表面から板厚の１／８深さの領域の集合組織において、
　　｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度が２．０以上であり、
　前記表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の１／２深さの領域の集合組織において、
　　｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度が５．０以下であり、
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の熱間圧延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０２～０．２０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～０．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度および優れた靭性を有し、且つ靭性の異方性が低減された熱間圧延鋼板を提供することができる。
　以下、本実施形態に係る熱間圧延鋼板について具体的に説明する。
　まず、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成の限定理由について説明する。なお、「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。また、化学組成についての％は全て質量％を意味する。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００～０．５００％、Ｓｉ：０．１００～３．０００％、Ｍｎ：０．５０～３．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：１．０００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、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：０．１００～０．５００％
　Ｃは、熱間圧延鋼板の強度を向上させるために重要な元素である。Ｃ含有量が０．１００％未満であると、熱間圧延鋼板の強度が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１００％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１５０％以上、０．１７０％以上、０．２００％以上または０．２２０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．５００％超であると熱間圧延鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．５００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４５０％以下、０．４００％以下または０．３７０％以下である。
Ｓｉ：０．１００～３．０００％
　Ｓｉは熱間圧延鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１００％未満であると、熱間圧延鋼板の強度が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２００％以上、０．３００％以上、０．４００％以上または０．５００％以上である。また、Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．０００％超であり、より一層好ましくは１．１００％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が３．０００％超であると、熱間圧延鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は３．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７００％以下、２．５００％以下または２．３００％以下である。
Ｍｎ：０．５０～３．００％
　Ｍｎは焼入れ性の向上および固溶強化によって、熱間圧延鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると、熱間圧延鋼板の強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上、１．２０％以上または１．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％超であると、熱間圧延鋼板の靭性の異方性を高めてしまうＭｎＳが生成する。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、２．３０％以下または２．００％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは不純物元素であり、Ｐ含有量は低いほど好ましい。Ｐ含有量が０．１００％超であると、熱間圧延鋼板の加工性および溶接性の劣化が著しくなり、且つ疲労特性も劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０７０％以下、０．０５０％以下または０．０３０％以下である。
　Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、Ｐ含有量を過剰に低減すると製造コストが増大するため、Ｐ含有量を０．００１％以上または０．００５％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは不純物元素であり、Ｓ含有量は低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０１００％超であると、熱間圧延鋼板の靭性の異方性を高めてしまうＭｎＳ等の介在物が多量に生成される。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００４０％以下である。
　Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、Ｓ含有量を過剰に低減すると製造コストが増大するため、Ｓ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ａｌ：１．０００％以下
　Ａｌは製鋼段階で脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が１．０００％超であると、クラスタ状に析出したアルミナが生成し、熱間圧延鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．７００％以下、０．５００％以下または０．４００％以下である。
　Ａｌ含有量の下限は特に規定しないが、Ａｌ含有量を過剰に低減すると製造コストが増大するため、Ａｌ含有量は０．００１％以上または０．００５％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは不純物元素である。Ｎ含有量が０．０１００％超であると、高温にて粗大なＴｉ窒化物が形成され、熱間圧延鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００４０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、Ｎ含有量を過剰に低減すると製造コストが増大するため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなっていてもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップからおよび／または製鋼工程で不可避的に混入するもの、あるいは本実施形態に係る熱間圧延鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、各種の特性を向上させるため、以下に示す任意元素をＦｅの一部に代えて含有させてもよい。合金コストの低減のためには、これらの任意元素を意図的に鋼中に含有させる必要がないので、これらの任意元素の含有量の下限は、いずれも０％である。
Ｔｉ：０．０２～０．２０％
　Ｔｉは熱間圧延のスタンド間でのオーステナイトの再結晶および粒成長を抑制するために効果的な元素である。スタンド間でのオーステナイトの再結晶を抑制することによって、ひずみをより蓄積させることができる。その結果、熱間圧延鋼板の集合組織を好ましく制御することができる。上記効果を確実に得る場合、Ｔｉ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２０％超であると、ＴｉＮを起因とした介在物が生成し、熱間圧延鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％
　Ｎｂは熱間圧延のスタンド間でのオーステナイトの再結晶および粒成長を抑制するために効果的な元素である。スタンド間でのオーステナイトの再結晶を抑制することによって、ひずみをより蓄積させることができる。その結果、熱間圧延鋼板の集合組織を好ましく制御することができる。上記効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超ではその効果は飽和する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。
Ｃａ：０．０００１～０．００６０％
　Ｃａは溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させ、熱間圧延鋼板の組織を微細化する効果を有する元素である。また、Ｃａは、鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して、熱間圧延鋼板の靭性の異方性を低減する元素でもある。これらの効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃａ含有量が０．００６０％超では上記効果は飽和する。そのため、Ｃａ含有量は０．００６０％以下とする。
Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏはフェライトの析出強化に有効な元素である。この効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、スラブの割れ感受性が高まりスラブの取り扱いが困難になる。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｒ：０．０１～１．００％
　Ｃｒは熱間圧延鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％超であると、熱間圧延鋼板の延性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｖ：０．０１～０．５０％
　Ｖは、析出物による強化およびフェライト粒の細粒化によって、熱間圧延鋼板の強度を向上させる。この効果を確実に得る場合、Ｖ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．５０％超では、炭窒化物が多量に析出して熱間圧延鋼板の成形性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とする。
Ｃｕ：０．０１～０．５０％
　Ｃｕは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が０．５０％超では、熱間圧延鋼板の表面性状が低下し、化成処理性および耐食性が劣化する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．０１～０．５０％
　Ｎｉは、鋼中に固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉは合金コストが高いため、Ｎｉを多く含有させるとコストの増加を引き起こす。また、Ｎｉ含有量が０．５０％超では、熱間圧延鋼板の溶接性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
　Ｓｎは、内部酸化を抑制する効果および強度を向上する効果がある。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｎを多量に含有させると、熱間圧延時に疵が発生する場合がある。そのため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
　上述した化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
　熱間圧延鋼板が表面にめっき層を備える場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　次に、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域における金属組織が、面積％で、９０～１００％のマルテンサイトと、０～１０％の残部組織とからなり、前記表面～前記表面から板厚の１／８深さの領域の集合組織において、｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度が２．０以上であり、前記表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の１／２深さの領域の集合組織において、｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度が５．０以下である。
　なお、本実施形態において、表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域におけるマルテンサイトおよび残部組織の面積％を規定するのは、この位置における金属組織が熱間圧延鋼板の代表的な金属組織を示すからである。以下、各規定について詳細に説明する。
マルテンサイトの面積率：９０～１００％
　マルテンサイトの面積率が９０％未満であると、熱間圧延鋼板の強度が劣化して、所望の強度を得ることができない。そのため、マルテンサイトの面積率は９０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９２％以上、９５％以上または９７％以上であり、より好ましくは１００％である。
　本実施形態においてマルテンサイトとは、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトのことを示す。本実施形態においてフレッシュマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトとを区別する必要はないため、両者をマルテンサイトと総称する。
　なお、焼き戻しマルテンサイトはフレッシュマルテンサイトが焼き戻されたものであって、フレッシュマルテンサイトに比べて転位密度が低い。後述する本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好適な製造方法では、急冷後に焼戻しを目的とする熱処理を含まないが、熱間圧延後の冷却時または巻取後の復熱により焼戻しマルテンサイトが生成する場合がある。
残部組織の面積率：０～１０％
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織は、残部組織として、ベイナイトを含んでいてもよい。残部組織の面積率が１０％超であると、熱間圧延鋼板の強度が低下して、所望の強度を得ることができない。そのため、残部組織の面積率は１０％以下とする。残部組織の面積率は、好ましくは、８％以下、５％以下または３％以下であり、より好ましくは０％である。
　各組織の面積率は以下の方法により得る。
　熱間圧延鋼板の板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）かつ板幅中央位置から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、組織観察用の試験片を採取する。観察面を鏡面研磨した後に、３体積％ナイタール液で腐食する。光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、腐食後の観察面について、２０００倍の倍率で３視野を撮影する。各撮影視野は５００μｍ×５００μｍとする。撮影写真について画像解析を行い、各組織の面積率を算出する。なお、３視野について得られた面積率の平均値を算出することで、各組織の面積率を得る。
　マルテンサイトは、粒内にブロックおよびパケットといった下部組織を持つ組織であるので、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像によれば、他の金属組織と区別することが可能である。
　ラス状の結晶粒の集合であり、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含まない組織のうちマルテンサイトでない組織、および、組織の内部に長径２０ｎｍ以上のＦｅ系炭化物を含み、そのＦｅ系炭化物が単一のバリアントを有する、すなわち同一方向に伸張したＦｅ系炭化物である組織をベイナイトとみなす。ここで、同一方向に伸長したＦｅ系炭化物とは、Ｆｅ系炭化物の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。
旧オーステナイト粒の平均粒径：５．０μｍ超、３０．０μｍ以下
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板では、板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）において、旧オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ超、３０．０μｍ以下であってもよい。旧オーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ超とすることで、本実施形態において求められる所定の集合組織を安定的に得ることができ、熱間圧延鋼板の靭性の異方性をより低減することができる。旧オーステナイト粒の平均粒径は、好ましくは６．０μｍ以上、７．０μｍ以上、８．０μｍ以上または９．０μｍ以上である。
　一方、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ超であると、所望の強度を得ることができない場合がある。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径は３０．０μｍ以下とすることが好ましい。
　旧オーステナイト粒の平均粒径は、以下の方法により得る。
　熱間圧延鋼板の板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域）かつ板幅中央位置から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、組織観察用の試験片を採取する。観察面を鏡面研磨した後に、３体積％ナイタール液で腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で金属組織を観察する。１視野に結晶粒が約１００００個観察される範囲をＳＥＭ観察により３視野撮影する。得られた撮影写真について、画像解析ソフトウェア（ＷｉｎＲＯＯＦ）を用いて画像解析を行い、旧オーステナイト粒の平均粒径を算出する。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、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。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、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粒径を求める。撮影視野における旧オーステナイト粒の平均粒径は、得られた旧オーステナイト粒の粒径の総和を、粒径を測定した旧オーステナイト粒の総数で除した値を算出することで得る。この操作を撮影した全ての視野毎に実施して、全撮影視野の旧オーステナイト粒の平均粒径を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径を得る。
表面～表面から板厚の１／８深さの領域の集合組織における｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度：２．０以上
　表面～表面から板厚の１／８深さの領域（以下、表層領域と記載する場合がある）の集合組織における｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度が２．０未満であると、表層領域における微小な亀裂の発生を抑制することができない。その結果、熱間圧延鋼板の靭性の異方性が高くなる。そのため、表層領域の集合組織における｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度は２．０以上とする。好ましくは２．２以上、２．５以上または２．７以上である。
　表層領域の集合組織における｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度の上限は特に規定しないが、延性の劣化を抑制する観点から９．０以下、８．０以下、７．０以下または５．０以下としてもよい。
表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の１／２深さの領域の集合組織における｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度：５．０以下
　表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の１／２深さの領域（以下、内部領域と記載する場合がある）の集合組織における｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度が５．０超であると、熱間圧延鋼板の靭性の異方性が高くなる。そのため、内部領域の集合組織における｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度は５．０以下とする。好ましくは４．６以下、４．２以下または４．０以下である。
　内部領域の集合組織における｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度の下限は特に規定しないが、強度劣化を抑制する観点から２．０以上または２．５以上としてもよい。
　極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いる。ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法で測定した方位データと球面調和関数とを用いて計算して算出した、３次元集合組織を表示する結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から、表層領域の集合組織における｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度、並びに、内部領域の集合組織における｛１１０｝＜１１２＞の極密度を求める。
　なお、測定範囲は、表層領域については、表面～表面から板厚の１／８深さの領域とし、内部領域については、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の１／２深さの領域とする。測定ピッチは５μｍ／ｓｔｅｐとする。
　｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
　なお、熱間圧延鋼板の圧延方向は以下の方法で判別することができる。
　まず、熱間圧延鋼板の板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、光学顕微鏡を用いて観察する。観察範囲は板厚の全厚とし、輝度が暗い領域を介在物と判定する。介在物のうち長軸の長さが４０μｍ以上である介在物において、介在物が伸展している方向と平行な方向を圧延方向と判別する。
引張強さ：１１８０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、自動車等の衝突安全性の向上または車体軽量化の観点から、引張強さは１１８０ＭＰａ以上とする。好ましくは、１２５０ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以上、１３５０ＭＰａ以上または１４００ＭＰａ以上である。
　引張強さの上限は特に規定しないが、２０００ＭＰａ以下、１６００ＭＰａ以下、１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して測定する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とし、試験方向は圧延方向に垂直な方向とする。
　本実施形態に係る熱間圧延鋼板の板厚は特に限定されないが、１．２～８．０ｍｍとしてもよい。熱延鋼板の板厚が１．２ｍｍ未満では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。
　また、板厚が８．０ｍｍ超では、集合組織の制御が困難となり、上述した集合組織を得ることが困難となる場合がある。したがって、板厚は８．０ｍｍ以下としてもよい。
　また、本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、表面にめっき層を有していてもよい。めっき層としては、アルミめっき層、アルミ－亜鉛めっき層、アルミ－珪素めっき層、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが例示される。
　次に、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好適な製造方法について説明する。本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好適な製造方法は、下記（ａ）～（ｄ）の工程を含む。なお、下記説明における温度は特に指定のない限り鋼板の表面温度のことをいう。
（ａ）上述した化学組成を有するスラブを１１００℃以上、１３５０℃未満の温度域に加熱する、加熱工程。
（ｂ）加熱後のスラブを、複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、下記条件（Ｉ）～（Ｖ）を満足する。
　（Ｉ）仕上げ圧延開始温度を８００℃以上とする。
　（ＩＩ）複数のスタンドのうち最後の４つの各スタンドにおいて、下記式（１）によって表されるσが４０～８０となるように圧延する。
　　σ＝ｅｘｐ（０．７５３＋３０００／Ｔ）×ε０．２１×ε’０．１３　…（１）
　ここで、Ｔは各スタンドに入る直前の温度（℃）であり、εは相当塑性ひずみであり、ε’はひずみ速度である。
　（ＩＩＩ）最後の４つの各スタンド間のパス間時間を０．２～１０．０秒とする。
　（ＩＶ）最後の４つのスタンドの累積圧下率を６０％以上とする。
　（Ｖ）仕上げ圧延完了温度を８００～９５０℃とする。
（ｃ）仕上げ圧延完了後１．０秒以内に冷却を開始して、仕上げ圧延完了温度～３００℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／ｓ以上となるように、３００℃以下の温度域まで冷却する、冷却工程。
（ｄ）冷却後、巻取りを行う、巻取り工程。
　以下、各工程について説明する。
（ａ）加熱工程
　加熱工程では、上述した化学組成を有するスラブを１１００℃以上、１３５０℃未満の温度域に加熱することが好ましい。スラブの製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した化学組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブとする、常用の方法が適用できる。なお、造塊－分塊方法を用いてもよい。
　スラブでは、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素の殆どが、スラブ中に不均一な分布で、粗大な炭窒化物として存在している。不均一な分布で存在する粗大な析出物（炭窒化物）は、熱間圧延鋼板の諸特性（例えば、引張強さ、靱性、穴広げ性など）を劣化させる。そのため、熱間圧延前のスラブを加熱して、粗大な析出物を固溶させる。この粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、スラブの加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。ただし、スラブの加熱温度が高くなりすぎると、表面疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を引き起こす。そのため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃未満とすることが好ましい。
　スラブを１１００℃以上、１３５０℃未満の温度域に加熱して所定時間保持するが、保持時間が４８００秒を超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く仕上げ圧延工程においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、熱間圧延鋼板の表面品質が劣化する場合がある。したがって、１１００℃以上、１３５０℃未満の温度域における保持時間は、４８００秒以下とすることが好ましい。
　粗圧延工程
　加熱工程と仕上げ圧延工程との間で、スラブに対して粗圧延を行ってもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法を得ることができればよく、その条件は特に限定されない。
（ｂ）仕上げ圧延工程
　仕上げ圧延工程では、加熱後のスラブを、複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上げ圧延する。このとき、以下に説明する条件（Ｉ）～（Ｖ）を満足することが好ましい。
　なお、仕上げ圧延の前、もしくは仕上げ圧延の圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことが好ましい。
（Ｉ）仕上げ圧延開始温度：８００℃以上
　仕上げ圧延開始温度（仕上げ圧延の最初のパスの入側温度）は８００℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延開始温度が８００℃未満であると、複数の圧延スタンドの一部（特に前半のスタンド）における圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われることとなる。その結果、仕上げ圧延後に加工組織が残存して、熱間圧延鋼板の強度および靱性が劣化する場合がある。よって、仕上げ圧延開始温度は８００℃以上とすることが好ましい。
　なお、仕上げ圧延開始温度は、オーステナイトの粗大化を抑制するため、また表層領域および内部領域の集合組織を好ましく制御するため、１１００℃以下とすることが好ましい。
（ＩＩ）最後の４つの各スタンドにおいて、下記式（１）によって表されるσ：４０～８０
　　σ＝ｅｘｐ（０．７５３＋３０００／Ｔ）・ε０．２１・ε’０．１３　…（１）
　ここで、Ｔは各スタンドに入る直前の温度（℃）（すなわち入側温度）であり、εは相当塑性ひずみであり、ε’はひずみ速度である。
　最後の４つの各スタンドにおいてσが４０～８０であることは、最後から４つ目のスタンドのσと、最後から３つ目のスタンドのσと、最後から２つ目のスタンドのσと、最終スタンドのσと、が全て４０～８０であると換言することができる。
　σが４０未満であるスタンドが１つでもあると、最後の４つの各スタンドにおいて表層領域の集合組織の発達に必要なひずみが好適に付与されない場合がある。その結果、表面～表面から板厚の１／８深さの領域の集合組織において、｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度を好ましく制御することができない場合がある。そのため、最後の４つの各スタンドにおけるσは４０以上とすることが好ましい。
　また、σが８０超であるスタンドが１つでもあると、内部領域の集合組織を好ましく制御することができず、熱間圧延鋼板の靭性の異方性が高まる場合がある。そのため、最後の４つの各スタンドにおけるσは８０以下とすることが好ましい。
　なお、相当塑性ひずみであるεは、入側板厚をｈとし、出側板厚をＨとしたとき、ε＝（２／√３）×（ｈ／Ｈ）により求めることができる。また、ひずみ速度であるε’は圧延時間をｔ（ｓ）としたとき、ε’＝ε／ｔにより求めることができる。また、圧延時間ｔは、鋼板と圧延ロールとが接触して、鋼板にひずみが加わる時間のことをいう。
（ＩＩＩ）最後の４つの各スタンド間のパス間時間：０．２～１０．０秒
　最後の４つの各スタンド間において、パス間時間が１０．０秒を超えるパス間が１つでもあると、パス間での回復および再結晶が進行してしまう。その結果、ひずみの累積が困難となり、熱間圧延鋼板において所望の組織を得ることができない場合がある。そのため、最後の４つの各スタンド間のパス間時間は１０．０秒以下とすることが好ましい。
　最後の４つの各スタンド間のパス間時間は短い方が好ましいが、パス間時間の短縮には、各スタンドの設置空間や圧延速度の点で制約がある。また、最後の４つの各スタンド間において、パス間時間が０．２秒未満となると、未再結晶粒が顕著に増大することで、所望の集合組織を得ることができない場合がある。そのため、０．２秒以上とすることが好ましい。
　なお、最後の４つの各スタンド間のパス間時間が０．２～１０．０秒であることは、最後から４つ目のスタンドと最後から３つ目のスタンドとの間のパス間時間、最後から３つ目のスタンドと最後から２つ目のスタンドとの間のパス間時間、最後から２つ目のスタンドと最終スタンドとの間のパス間時間が全て０．２～１０．０秒であると換言することができる。
（ＩＶ）最後の４つのスタンドの累積圧下率：６０％以上
　最後の４つのスタンドの累積圧下率が６０％未満では、未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなる場合がある。未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなると、所望の組織を得ることが困難となり、熱間圧延鋼板の強度および靱性が劣化する場合がある。そのため、最後の４つのスタンドの累積圧下率は６０％以上とすることが好ましい。
　なお、最後の４つのスタンドの累積圧下率が９７％を超えると、熱間圧延鋼板の形状が劣化する場合がある。そのため、最後の４つのスタンドの累積圧下率は９７％以下としてもよい。
　なお、最後の４つのスタンドの累積圧下率は、最後から４つ目のスタンドの入口板厚をｔ０とし、最終スタンドの出口板厚をｔ１としたとき、｛１－（ｔ１／ｔ０）｝×１００（％）で表すことができる。
（Ｖ）仕上げ圧延完了温度：８００～９５０℃
　仕上げ圧延終了温度（最終スタンドの出側温度）が８００℃未満では、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われることとなる。そのため、圧延後に加工組織が残存して熱間圧延鋼板の強度および靱性が低下する場合がある。そのため、仕上げ圧延完了温度は８００℃以上とすることが好ましい。
　また、本実施形態に係る化学組成を有するスラブにおいては、未再結晶オーステナイト域は概ね９５０℃以下の温度域である。従って、仕上げ圧延完了温度が９５０℃を超えると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱間圧延鋼板のマルテンサイトの粒長が大きくなる。その結果、所望の集合組織を得ることが困難となり、熱間圧延鋼板の強度および靱性が低下する場合がある。そのため、仕上げ圧延完了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
（ｃ）冷却工程
　冷却工程では、仕上げ圧延完了後１．０秒以内に冷却を開始して、仕上げ圧延完了温度～３００℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／ｓ以上となるように、３００℃以下の温度域まで冷却することが好ましい。
　本実施形態では、仕上げ圧延設備の後段に冷却設備を設置し、この冷却設備に対して仕上げ圧延後の鋼板を通過させながら冷却を行うことが好ましい。冷却設備は、１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で鋼板を冷却することができる設備とすることが好ましい。そのような冷却設備として例えば、冷却媒体として水を用いた水冷設備を例示することができる。
　冷却工程における平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。冷却開始時とは、冷却設備への鋼板の導入時とし、冷却終了時とは、冷却設備からの鋼板の導出時とする。
　また、冷却設備には、途中に空冷区間がない設備や、途中に１以上の空冷区間を有する設備がある。本実施形態では、いずれの冷却設備を用いてもよい。空冷区間を有する冷却設備を用いる場合であっても、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度が１００℃／ｓ以上であればよい。
　以下、冷却条件の限定理由を説明する。なお、冷却停止温度は３００℃以下であり、この条件については巻取り工程にて説明する。
冷却開始時間：仕上げ圧延完了後１．０秒以内
　仕上げ圧延完了後、直ちに冷却を開始することが好ましい。冷却開始時間が１．０秒超となると、再結晶が進行し、ひずみが解放された状態で冷却が行われて、熱間圧延鋼板において所望の集合組織を得ることができない場合がある。そのため、仕上げ圧延完了後１．０秒以内に冷却を開始することが好ましい。
仕上げ圧延完了温度～３００℃の温度域の平均冷却速度：１００℃／ｓ以上
　仕上げ圧延完了温度～３００℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／ｓ未満であると、ベイナイトやフェライトが形成されやすくなり、所望量のマルテンサイトを得ることができない場合がある。そのため、仕上げ圧延完了温度～３００℃の温度域の平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とすることが好ましい。
（ｄ）巻取り工程
　巻取り工程では、３００℃以下の温度域まで冷却された鋼板をコイル状に巻き取ることが好ましい。冷却後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取り温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取り温度が３００℃超であると、ポリゴナルフェライトまたはベイナイトが生成するため、熱間圧延鋼板の強度が低下する場合がある。そのため、巻取り温度は３００℃以下の温度域とすることが好ましい。
　なお、巻取り後、常法に従い、熱間圧延鋼板には調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。あるいは更に、アルミめっき、アルミ－亜鉛めっき、アルミ－珪素めっき、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
　以上説明した好適な製造方法により、本実施形態に係る熱間圧延鋼板を安定的に製造することができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブを得た。次いで、これらのスラブを、表２Ａおよび表２Ｂに示す条件で加熱し、粗圧延を行った後、表２Ａおよび表２Ｂに示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延時完了後、表３Ａおよび表３Ｂに示す条件で冷却し、巻き取ることで、表３Ａおよび表３Ｂに示す板厚の熱間圧延鋼板を得た。
　なお、加熱工程において、表２Ａおよび表２Ｂに記載の加熱温度における保持時間は４８００秒以下とした。
　なお、仕上げ圧延後の冷却は水冷によるものとし、途中に空冷区間を有しない水冷設備に鋼板を通過させることにより行った。表３Ａおよび表３Ｂ中の平均冷却速度は、水冷設備導入時から水冷設備導出時に至るまでの鋼板の温度降下幅を、水冷設備に対する鋼板の所要通過時間で除した値である。
　得られた熱間圧延鋼板から試験片を採取し、上述の方法により、各組織の面積率および集合組織の極密度の測定、並びに、引張試験を実施した。
　得られた結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
　得られた引張強さが１１８０ＭＰａ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定した。一方、得られた引張強さが１１８０ＭＰａ未満であった場合、高い強度を有さないとして不合格と判定した。
　熱間圧延鋼板の靭性評価として、シャルピー衝撃試験を行うことで、延性脆性遷移温度を測定した。延性脆性遷移温度の測定は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠して、２．５ｍｍサブサイズのＶノッチ試験片を用いて、Ｃ方向ノッチのシャルピー衝撃試験を行った。脆性破面率が５０％となる温度を延性脆性遷移温度とした。また、熱間圧延鋼板の最終板厚が２．５ｍｍ未満のものについては全厚で測定した。
　得られた延性脆性遷移温度が－５０℃以下であった場合、靭性に優れるとして合格と判定した。一方、得られた延性脆性遷移温度が－５０℃超であった場合、靭性に劣るとして不合格と判定した。
　更に、以下の方法により靭性の異方性について評価した。ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠して、２．５ｍｍサブサイズのＶノッチ試験片を用いて、Ｃ方向ノッチの吸収エネルギーおよびＬ方向ノッチの吸収エネルギーをシャルピー衝撃試験により測定した。シャルピー衝撃試験は－６０℃で実施した。Ｌ方向ノッチの吸収エネルギーとＣ方向ノッチの吸収エネルギーとの差を算出し、その差が±１５Ｊ以下であった場合、靭性の異方性が低減されているとして合格と判定した。一方、Ｌ方向ノッチの吸収エネルギーとＣ方向ノッチの吸収エネルギーとの差が±１５Ｊ超であった場合、靭性の異方性が低減されていないとして不合格と判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表４Ａおよび表４Ｂを見ると、本発明例に係る熱間圧延鋼板は、高い強度および優れた靭性を有し、且つ靭性の異方性が低減されていることが分かる。一方、比較例に係る熱間圧延鋼板は、いずれかの特性が劣化していることが分かる。

Claims (2)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１００～０．５００％、
    Ｓｉ：０．１００～３．０００％、
    Ｍｎ：０．５０～３．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：１．０００％以下、
    Ｎ　：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０～０．２０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．００６０％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、および
    Ｓｎ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の３／８深さの領域における金属組織が、面積％で、
    　　９０～１００％のマルテンサイトと、
    　　０～１０％の残部組織とからなり、
    　前記表面～前記表面から板厚の１／８深さの領域の集合組織において、
    　　｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１０＞および｛１１２｝＜１１０＞方位群の極密度が２．０以上であり、
    　前記表面から板厚の１／８深さ～前記表面から板厚の１／２深さの領域の集合組織において、
    　　｛１１０｝＜１１２＞方位の極密度が５．０以下であり、
    　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、ことを特徴とする熱間圧延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．０２～０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００６０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、および
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
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