JP5655712B2 - 熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する熱延鋼板の製造方法に関する。
近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量の削減に取り組んでいる。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。
そこで、車体軽量化と耐衝突特性とを両立させるべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるべく、幾つかの技術が従来から提案されている。
なかでも、残留オーステナイトを含有する鋼板は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）現象により優れた延性を示すことから多くの検討がなされている。
なかでも、残留オーステナイトを含有する鋼板は、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）現象により優れた延性を示すことから多くの検討がなされている。
例えば、特許文献１（特開平１１−３２３４９４号公報）には、フェライトを主相とし、残部が概ねベイナイトと残留オーステナイトであり、ベイナイトの平均硬さが２４０〜４００Ｈｖである、成形性に優れるとされる高強度熱延鋼板が開示されている。
特許文献２（特開２００８−２８５７４８号公報）には、Ｃ：０.１０〜０.２５％、Ｓｉ：０.５〜３.０％、Ｍｎ：０.２〜１.０％、Ｃｒ：１.０〜２.５％、Ｎｉ：０.０２〜０.５０％を含み、残部は鉄および不可避的不純物の組成からなり、残留オーステナイト粒の大きさが１μｍ以下であり、残留オーステナイト組織の比率が５％以上２０％以下で、マルテンサイト組織の比率が５％以下で、残部がフェライト組織とベイナイト組織からなる高強度熱延鋼板が開示されている。
自動車部品には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、延性と伸びフランジ性とは、なかでも重要な成形性の指標と位置付けられており、これらを高いレベルで兼備することが望まれている。さらに、近年では従来よりもさらに高い強度を有することが望まれている。また、耐食性を具備させるために化成処理等の表面処理が施されることがあるため、これらの表面処理の施工性が良好であることが望まれる。
上述したように残留オーステナイトを含有する鋼板は優れた延性を有するものの、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトに変態してしまい、この硬質なマルテンサイトが伸びフランジ性を低下させてしまうため、優れた伸びフランジ性を確保することは通常困難である。
特許文献１に記載された発明では、フェライトを主体とした鋼組織としているため、近年のさらなる高強度化の要望に応えることが困難である。
特許文献２に記載された発明は、Ｃｒ含有量を１.０％以上とすることを必須としているため、化成処理性に問題がある。さらに、重要な成形性の指標の一つである伸びフランジ性について考慮されていない。
特許文献２に記載された発明は、Ｃｒ含有量を１.０％以上とすることを必須としているため、化成処理性に問題がある。さらに、重要な成形性の指標の一つである伸びフランジ性について考慮されていない。
本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを併せ持つ熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の現状に鑑み、熱延鋼板の化学組成および鋼組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得て本発明を完成させた。
（ａ）高い強度を得るには鋼組織は硬質であることが好ましく、優れた伸びフランジ性を得るには鋼組織は均質であることが好ましい。したがって、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるには、硬質かつ均質な組織であるベイナイトが最も適しており、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることが重要である。
（ａ）高い強度を得るには鋼組織は硬質であることが好ましく、優れた伸びフランジ性を得るには鋼組織は均質であることが好ましい。したがって、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるには、硬質かつ均質な組織であるベイナイトが最も適しており、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることが重要である。
（ｂ）しかし、ベイナイトは延性に乏しい組織である。このため、単にベイナイトを主体とする鋼組織としたのでは優れた延性を確保することが困難である。
（ｃ）そこで、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを含有させることにより、優れた延性をも兼備させる。
（ｃ）そこで、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを含有させることにより、優れた延性をも兼備させる。
（ｄ）すなわち、適量のポリゴナルフェライトを含有させることにより、変形初期の加工硬化指数を高めることができるとともに、反射的効果として残留オーステナイトへの炭素濃化が促進されるため、変形後期の加工硬化指数をも高めることができる。その結果、延性および伸びフランジ性が高められる。
（ｅ）また、適量の残留オーステナイトを含有させることにより、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性が高められる。
（ｆ）ここで、残留オーステナイトは変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高める反面、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により硬質なマルテンサイトに変態して伸びフランジ性を低下させる。このため、単に残留オーステナイトを含有させたのでは、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることによる伸びフランジ性向上作用が減殺されてしまい、優れた伸びフランジ性を確保することが困難となる。
（ｆ）ここで、残留オーステナイトは変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高める反面、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により硬質なマルテンサイトに変態して伸びフランジ性を低下させる。このため、単に残留オーステナイトを含有させたのでは、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることによる伸びフランジ性向上作用が減殺されてしまい、優れた伸びフランジ性を確保することが困難となる。
（ｇ）そこで、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下が、マルテンサイトと周囲の組織との硬度差に起因してマルテンサイトの周囲に歪が集中することによって引き起こされることから、残留オーステナイトを微細に分散させることにより、残留オーステナイトから変態して生じるマルテンサイトを微細に分散するものとし、上記歪を分散させることで伸びフランジ性の低下を抑制する。
（ｈ）このようにすることにより、残留オーステナイトによる伸びフランジ性低下というマイナス作用を抑制しつつ延性向上というプラス作用を享受することができるので、伸びフランジ性低下の制約をさほど受けることなく残留オーステナイト面積率を高めることが可能となり、残留オーステナイトによる延性向上作用を十分に発揮させることが可能となる。
（ｉ）ここで、残留オーステナイトは、主に１５°以上の結晶方位差を有する粒の間とベイナイトラス間とに形成されるが、前者の方が後者に比して粗大化する傾向にあるため、前者の残留オーステナイトを微細に分散させることが重要となる。このため、１５°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径を小さくして、残留オーステナイトの生成サイトを増加させることが有効である。
（ｊ）このように１５°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径を小さくすることによって残留オーステナイトの生成サイトが増加するので、残留オーステナイト面積率も高まる。
（ｋ）このような熱延鋼板は、熱間圧延を多パス圧延とし、最終圧延パスにおいて適度な歪を導入するとともに、圧延後の冷却条件を適正化することにより、上記歪による駆動力を効率的に利用してフェライト変態およびベイナイト変態を進行させることにより、効率的に製造することができる。
（ｌ）ここで、最終圧延パスにおいて導入する歪の量が過大となると、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板においてベイナイトが圧延方向に伸長した形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する。
（ｍ）したがって、最終圧延パスにおいて導入する歪の量を適度に制限することが必要であり、制限された歪を効率的に利用してフェライト変態およびベイナイト変態を進行させるために圧延後の冷却を迅速に行うことが必要となる。
（ｎ）このように、最終圧延パスにおいて導入する歪の量が制限されるため、最終圧延パスにより導入する歪以外の手段を併用することによって鋼組織の微細化を図ることが好ましい。そこで、最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおいて適度な圧下を加えることにより、最終圧延パスに供する段階におけるオーステナイト粒を微細化し、最終圧延パスにより導入する歪による鋼組織の微細化作用と相俟って、鋼組織のさらなる微細化を図ることが好ましい。
（ｏ）そして、このような好適な製造条件を適用することにより、最終圧延パスに供する段階において、鋼板表面に近いほどオーステナイト粒が細粒である傾斜組織が形成される。その結果、最終製品である熱延鋼板の鋼組織も鋼板表面に近いほど細粒となり、鋼組織が細粒になるほど残留オーステナイトの生成サイトが増加して残留オーステナイト面積率が高くなることから、鋼板表面に近いほど残留オーステナイト面積率が高い傾斜組織となる。
（ｐ）このように、鋼板表層部における残留オーステナイト面積率を鋼板内部における残留オーステナイト面積率よりも高い鋼組織を有する鋼板は、鋼板表層部の均一伸びが向上するので、鋼板内部に比して鋼板表層部の歪量が大きい伸びフランジ成形や曲げ成形等における成形性を一層向上させることができる。
上記知見に基づく本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８％超０．３０％未満、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上３．０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、但し、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、最終圧延パスにおける圧下率を５％以上５０％以下として９１０℃以上１０５０℃以下の温度域で圧延を完了する多パス熱間圧延を施して１．２ｍｍ超６ｍｍ以下の板厚に仕上げた後、得られた鋼板を熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１秒間以上１５秒間以下の時間だけ滞在させた後、３５０℃以上５００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、ベイナイト面積率Ｖ Ｂ が４０％以上、ポリゴナルフェライト面積率Ｖ α が２．０％以上５０％未満、残留オーステナイト面積率Ｖ γ が３％以上、ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の面積率が１０．０％以下であり、残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表面から１００μｍ深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γｓ と、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γ とが式（１）を満足する熱延鋼板の製造方法。
Ｖ γｓ ＞Ｖ γ （１）
（１）質量％で、Ｃ：０．０８％超０．３０％未満、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上３．０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、但し、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、最終圧延パスにおける圧下率を５％以上５０％以下として９１０℃以上１０５０℃以下の温度域で圧延を完了する多パス熱間圧延を施して１．２ｍｍ超６ｍｍ以下の板厚に仕上げた後、得られた鋼板を熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１秒間以上１５秒間以下の時間だけ滞在させた後、３５０℃以上５００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、ベイナイト面積率Ｖ Ｂ が４０％以上、ポリゴナルフェライト面積率Ｖ α が２．０％以上５０％未満、残留オーステナイト面積率Ｖ γ が３％以上、ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の面積率が１０．０％以下であり、残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表面から１００μｍ深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γｓ と、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γ とが式（１）を満足する熱延鋼板の製造方法。
Ｖ γｓ ＞Ｖ γ （１）
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.１０％以下およびＶ：０.５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記（１）に記載の熱延鋼板の製造方法。
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１.０％未満、Ｍｏ：０.５％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.００５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板の製造方法。
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０２０％以下、Ｍｇ：０.０２０％以下およびＲＥＭ：０.０２０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１.０質量％以下を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.０２０質量％以下を含有する上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.０２０質量％以下を含有する上記（１）〜（５）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（７）前記多パス熱間圧延において、最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率が２０％以上５０％以下である、上記（１）〜（６）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法によれば、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する熱延鋼板を製造することができるので、本発明に係る方法で製造された熱延鋼板は自動車部材、機械構造部材、建築部材に用いられる素材として好適である。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法における鋼の化学組成、製造された熱延鋼板の鋼組織、及び製造条件について、以下により具体的に説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は、特に指定しない限りすべて質量％である。
＜化学組成＞
（Ｃ：０.０８％超０.３０％未満）
Ｃは、ベイナイトの生成を促進する作用と残留オーステナイトを安定化する作用とを有する。Ｃ含有量が０.０８％以下では、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０８％超とする。好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３０％以上では、パーライトが優先的に生成してしまう。その結果、ベイナイトや残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.３０％未満とする。好ましくは０.２５％以下、さらに好ましくは０.２２％以下である。
（Ｃ：０.０８％超０.３０％未満）
Ｃは、ベイナイトの生成を促進する作用と残留オーステナイトを安定化する作用とを有する。Ｃ含有量が０.０８％以下では、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.０８％超とする。好ましくは０.１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０.３０％以上では、パーライトが優先的に生成してしまう。その結果、ベイナイトや残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０.３０％未満とする。好ましくは０.２５％以下、さらに好ましくは０.２２％以下である。
（Ｍｎ：１.０％以上４.０％以下）
Ｍｎは、フェライト変態を抑制してベイナイトの生成を促進する作用を有する。Ｍｎ含有量が１.０％未満では、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.０％以上とする。好ましくは１.５％以上、さらに好ましくは１.８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４.０％超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするポリゴナルフェライト面積率を確保することが困難となる。また、ベイナイト変態の完了が遅延するためにオーステナイトへの炭素濃化が促進されず、残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とする残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以下とする。好ましくは３.６％以下、さらに好ましくは３.２％以下である。
Ｍｎは、フェライト変態を抑制してベイナイトの生成を促進する作用を有する。Ｍｎ含有量が１.０％未満では、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.０％以上とする。好ましくは１.５％以上、さらに好ましくは１.８％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４.０％超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするポリゴナルフェライト面積率を確保することが困難となる。また、ベイナイト変態の完了が遅延するためにオーステナイトへの炭素濃化が促進されず、残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とする残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以下とする。好ましくは３.６％以下、さらに好ましくは３.２％以下である。
（Ｓｉ：０.１０％以上３.０％未満）
Ｓｉは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。また、固溶強化により強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.１０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０.５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３.０％以上では、Ａ3点の著しい上昇を招き、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。また、延性や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は３.０％未満とする。好ましくは２.５％未満である。
Ｓｉは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。また、固溶強化により強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０.１０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.１０％以上とする。好ましくは０.５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３.０％以上では、Ａ3点の著しい上昇を招き、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。また、延性や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は３.０％未満とする。好ましくは２.５％未満である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０.０１％以上３.０％以下）
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。好ましくは０.１０％以上、さらに好ましくは０.２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３.０％超では、Ａ3点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは２.０％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０.０１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０.０１％以上とする。好ましくは０.１０％以上、さらに好ましくは０.２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３.０％超では、Ａ3点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは２.０％以下である。
（Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量：０.８％以上３.０％以下）
上述したように、ＳｉおよびＡｌはともに残留オーステナイトの生成を促進する作用を有するため、目的とする残留オーステナイト面積率を確保する観点から、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量を規定する。
上述したように、ＳｉおよびＡｌはともに残留オーステナイトの生成を促進する作用を有するため、目的とする残留オーステナイト面積率を確保する観点から、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量を規定する。
Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が０.８％未満では、目的とする残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量は０.８％以上とする。好ましくは１.０％以上、さらに好ましくは１.２％以上、最も好ましくは１.５％以上である。一方、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が３.０％超では、Ａ3点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量は３.０％以下とする。好ましくは２.５％以下、さらに好ましくは２.０％以下、最も好ましくは１.９％以下である。
（Ｐ：０.０５０％以下）
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、その含有量が０.０５０％を超えると、粒界偏析に起因する成形性や靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０.０５０％以下とする。好ましくは０.０３０％以下、さらに好ましくは０.０２０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Ｐを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐは偏析し易い元素であり、その含有量が０.０５０％を超えると、粒界偏析に起因する成形性や靭性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０.０５０％以下とする。好ましくは０.０３０％以下、さらに好ましくは０.０２０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは０.００１％以上とすることが好ましい。
（Ｓ：０.０１０％以下）
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して成形性を低下させる。Ｓ含有量が０.０１０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下、さらに好ましくは０.００３０％以下、最も好ましくは０.００１０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは０.０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して成形性を低下させる。Ｓ含有量が０.０１０％を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００５０％以下、さらに好ましくは０.００３０％以下、最も好ましくは０.００１０％以下である。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは０.０００１％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０.０１０％以下）
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１０％超では成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００８０％以下、さらに好ましくは０.００７０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるために０.００１０％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００２０％以上である。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０.０１０％超では成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００８０％以下、さらに好ましくは０.００７０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにＴｉ、ＮｂおよびＶの１種または２種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるために０.００１０％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.００２０％以上である。
（Ｔｉ：０.１０％以下、Ｎｂ：０.１０％以下およびＶ：０.５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延工程において微細炭窒化物を生成し、そのピン止め効果によって熱間圧延完了後かつ冷却による変態前におけるオーステナイトを微細化し、最終製品である熱延鋼板の鋼組織をも微細化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、熱間圧延工程において微細炭窒化物を生成し、そのピン止め効果によって熱間圧延完了後かつ冷却による変態前におけるオーステナイトを微細化し、最終製品である熱延鋼板の鋼組織をも微細化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
しかし、これらの元素を上記上限を超えて含有させると、熱間圧延時の加工オーステナイトの再結晶温度が著しく上昇し、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板においてベイナイトが圧延方向に伸長した形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ＴｉおよびＮｂの含有量はそれぞれ０.０５％以下とすることが好ましく、０.０３％以下とすることがさらに好ましい。Ｖ含有量は０.３０％以下とすることが好ましく、０.２０％以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を０.００５％以上とすることが好ましい。
（Ｃｒ：１.０％未満、Ｍｏ：０.５％以下、Ｎｉ：１.０％以下およびＢ：０.００５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上）
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、Ｍｏは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。また、Ｎｉは、後述するようにＣｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢは、焼入性を高める作用を有する。また、ＣｒおよびＮｉは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、Ｍｏは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。また、Ｎｉは、後述するようにＣｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
しかし、Ｃｒ含有量が１.０％以上では、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒ含有量は１.０％未満とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ含有量を０.５％超としても上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Ｍｏ含有量は０.５％以下とする。好ましくは０.２％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＭｏ含有量を０.０２％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは高価な元素であるため、多量の含有はコスト的に不利となる。したがって、Ｎｉ含有量は１.０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｉ含有量を０.０５％以上とすることが好ましい。
Ｂ含有量が０.００５０％超では成形性の低下が著しくなる。したがって、Ｂ含有量は０.００５０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００２％以上とすることが好ましい。
（Ｃａ：０.０２０％以下、Ｍｇ：０.０２０％以下およびＲＥＭ：０.０２０％以下からなる群から選択される１種または２種以上）
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素含有量が上記上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性を低下させる場合がある。したがって、各々の元素の含有量は上記のとおりとする。それぞれの元素は、好ましくは０.０１０％以下、さらに好ましくは０.００５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには上記元素のいずれかを０.０００５％以上含有させることが好ましい。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素含有量が上記上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性を低下させる場合がある。したがって、各々の元素の含有量は上記のとおりとする。それぞれの元素は、好ましくは０.０１０％以下、さらに好ましくは０.００５％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには上記元素のいずれかを０.０００５％以上含有させることが好ましい。
（Ｃｕ：１.０％以下）
Ｃｕは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が１.０％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.５％未満、さらに好ましくは０.３％未満である。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｕ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｃｕ含有量が１.０％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１.０％以下とする。好ましくは０.５％未満、さらに好ましくは０.３％未満である。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｕ含有量は０.０５％以上とすることが好ましい。
（Ｂｉ：０.０２０％以下）
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量を０.０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０２０％以下とする。好ましくは０.０１０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。
Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量を０.０２０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０２０％以下とする。好ましくは０.０１０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。
＜鋼組織＞
本発明に係る方法により製造される熱延鋼板は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において次に説明する鋼組織を有する。この深さ位置は鋼板の表面と板厚中心との中間点であり、熱延鋼板の平均的鋼組織を示している。
本発明に係る方法により製造される熱延鋼板は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において次に説明する鋼組織を有する。この深さ位置は鋼板の表面と板厚中心との中間点であり、熱延鋼板の平均的鋼組織を示している。
（ベイナイト面積率ＶＢ：４０％以上）
上述したように、ベイナイトは硬質かつ均質な組織であり、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに最も適した組織である。ベイナイト面積率が４０％未満では高い強度と優れた伸びフランジ性とを鋼板に兼備させることが困難である。したがって、ベイナイト面積率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上である。ベイナイト面積率の上限は特に規定する必要はない。しかし、後述する他の相や組織の面積率の下限値より、ベイナイト面積率は９５％以下となる。なお、本発明のベイナイトには上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの双方が含まれる。
上述したように、ベイナイトは硬質かつ均質な組織であり、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに最も適した組織である。ベイナイト面積率が４０％未満では高い強度と優れた伸びフランジ性とを鋼板に兼備させることが困難である。したがって、ベイナイト面積率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上である。ベイナイト面積率の上限は特に規定する必要はない。しかし、後述する他の相や組織の面積率の下限値より、ベイナイト面積率は９５％以下となる。なお、本発明のベイナイトには上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの双方が含まれる。
（ポリゴナルフェライト面積率Ｖα：２.０％以上５０％未満）
軟質なポリゴナルフェライトを含有させることにより、鋼板の変形初期の加工硬化指数が向上する。さらに、反射的効果として残留オーステナイトへの炭素濃化が促進されるため、変形後期の加工硬化指数も向上する。その結果、鋼板の延性および伸びフランジ性が向上する。ポリゴナルフェライト面積率が２.０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ポリゴナルフェライト面積率は２.０％以上とする。好ましくは４.０％以上、さらに好ましくは６.０％以上である。
軟質なポリゴナルフェライトを含有させることにより、鋼板の変形初期の加工硬化指数が向上する。さらに、反射的効果として残留オーステナイトへの炭素濃化が促進されるため、変形後期の加工硬化指数も向上する。その結果、鋼板の延性および伸びフランジ性が向上する。ポリゴナルフェライト面積率が２.０％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ポリゴナルフェライト面積率は２.０％以上とする。好ましくは４.０％以上、さらに好ましくは６.０％以上である。
一方、ポリゴナルフェライト面積率が５０％以上になると、ボイドの発生起点となりやすいポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの界面やポリゴナルフェライトとパーライトとの界面が増加することに起因して、鋼板の成形性が低下する場合がある。また、鋼組織に占める軟質なポリゴナルフェライトの比率が増加するため、高い強度を確保することが困難となる。したがって、ポリゴナルフェライト面積率は５０％未満とする。好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下である。
（残留オーステナイト面積率Ｖγ：３％以上）
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高める作用を有する。残留オーステナイト面積率が３％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は３％以上とする。好ましくは４％以上、さらに好ましくは６％以上である。残留オーステナイト面積率の上限は特に規定する必要はないが、上記化学組成において確保し得る残留オーステナイト面積率は概ね４０％未満である。
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）により延性を高める作用を有する。残留オーステナイト面積率が３％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は３％以上とする。好ましくは４％以上、さらに好ましくは６％以上である。残留オーステナイト面積率の上限は特に規定する必要はないが、上記化学組成において確保し得る残留オーステナイト面積率は概ね４０％未満である。
なお、残留オーステナイト中の炭素濃度（Ｃγ）を０.４質量％以上とすることにより、残留オーステナイトは適度に安定化し、変形後期の高歪域において変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を多く生じるようになるため、延性および伸びフランジ性が一層向上する。したがって、Ｃγは０.４質量％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.６質量％以上、特に好ましくは０.８質量％以上である。また、Ｃγを２.０質量％以下とすることにより、残留オーステナイトの過度な安定化を抑制し、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）をより確実に発現させることができる。したがって、Ｃγは２.０質量％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１.８質量％以下である。
なお、残留オーステナイトの定量方法には、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ（電子後方散乱回折像、Electron Back Scattering Pattern）解析、磁気測定による方法などがあり、方法によって定量値が異なる場合がある。本発明における残留オーステナイトの面積率はＸ線回折による測定値である。
（ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の面積率：１５％以下）
本発明の熱延鋼板の組織は、上述したベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトから構成されることが成形性の観点から好ましいが、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなど上記以外の組織が混在したとしても、その面積率が１５％以下であれば許容できる。残部の面積率は好ましくは１０％以下である。
本発明の熱延鋼板の組織は、上述したベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトから構成されることが成形性の観点から好ましいが、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなど上記以外の組織が混在したとしても、その面積率が１５％以下であれば許容できる。残部の面積率は好ましくは１０％以下である。
（残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径（Ｄ）：１５μｍ以下）
上述したように、残留オーステナイトは、主に１５°以上の結晶方位差を有する粒の間とベイナイトラス間とに形成される。そして前者の方が後者に比して粗大化する傾向にあるため、前者の残留オーステナイトを微細に分散させることが重要である。そのためには、１５°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径（Ｄ）を小さくして、残留オーステナイトの生成サイトを増加させることが有効である。
上述したように、残留オーステナイトは、主に１５°以上の結晶方位差を有する粒の間とベイナイトラス間とに形成される。そして前者の方が後者に比して粗大化する傾向にあるため、前者の残留オーステナイトを微細に分散させることが重要である。そのためには、１５°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径（Ｄ）を小さくして、残留オーステナイトの生成サイトを増加させることが有効である。
Ｄが１５μｍ超では、残留オーステナイトを微細に分散させることが不十分となり、残留オーステナイトによる伸びフランジ性低下作用を効果的に抑制することが困難である。したがって、Ｄは１５μｍ以下とする。好ましくは１２μｍ未満、さらに好ましくは１０μｍ未満、特に好ましくは８μｍ未満である。Ｄは小さいほど好ましいのでＤの下限は特に規定する必要はない。
平均粒径（Ｄ）は、下記［数１］に示す式で算出される値とする。式中、Ｎは平均粒径の評価領域に含まれる粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。これらのデータはＥＢＳＰ解析により容易に求められる。具体的には、鉄の面心立方格子（ＦＣＣ）と体心立方格子（ＢＣＣ）の結晶構造定義を用いて相を区別し、その内、体心立方格子（ＢＣＣ）として認識された相だけを解析することにより求められる。
なお、１５°以上の結晶方位差を有する粒は主にフェライト粒やベイナイトブロックである。ＪＩＳ Ｇ０５５２に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が１５°未満である粒についても粒径が算定されてしまい、さらに、ベイナイトブロックは算定されないため、残留オーステナイトの分散形態を適切に規定することができない。したがって、本発明ではＥＢＳＰ解析により求めた値を採用する。
（Ｖγｓ＞Ｖγ）
本発明に係る方法で製造される熱延鋼板の組織は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が以上に述べたものであるが、さらに以下のような鋼組織とすることが好ましい。
本発明に係る方法で製造される熱延鋼板の組織は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における鋼組織が以上に述べたものであるが、さらに以下のような鋼組織とすることが好ましい。
伸びフランジ成形や曲げ成形等のように、鋼板内部に比して鋼板表層部における歪量が大きい成形法では、鋼板表層部における均一伸びが高い方が好ましい。したがって、鋼板内部に比して鋼板表層部により多くの残留オーステナイトを含有させた傾斜組織とすることが好ましい。すなわち、下記式（１）を満足させることが好ましい。
Ｖγｓ＞Ｖγ （１）
ここで、Ｖγｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置における残留オーステナイト面積率、Ｖγは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト面積率である。
ここで、Ｖγｓは鋼板表面から１００μｍ深さ位置における残留オーステナイト面積率、Ｖγは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト面積率である。
＜板厚：１.２ｍｍ超６ｍｍ以下＞
熱延鋼板の板厚が１.２ｍｍ以下では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本発明の熱延鋼板の板厚は１.２ｍｍ超とする。好ましくは１.４ｍｍ以上である。一方、板厚が６ｍｍ超では、鋼組織の微細化が困難となり、上述した鋼組織を確保することが困難となる。また、上述した傾斜組織を得ることも困難となる。したがって、板厚は６ｍｍ以下とする。好ましくは５ｍｍ以下である。
熱延鋼板の板厚が１.２ｍｍ以下では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本発明の熱延鋼板の板厚は１.２ｍｍ超とする。好ましくは１.４ｍｍ以上である。一方、板厚が６ｍｍ超では、鋼組織の微細化が困難となり、上述した鋼組織を確保することが困難となる。また、上述した傾斜組織を得ることも困難となる。したがって、板厚は６ｍｍ以下とする。好ましくは５ｍｍ以下である。
＜その他＞
（めっき層）
本発明に係る方法により製造される、上述した化学組成及び鋼組織を有する熱延鋼板の表面には、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、従来と同様でよい。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。
（めっき層）
本発明に係る方法により製造される、上述した化学組成及び鋼組織を有する熱延鋼板の表面には、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、従来と同様でよい。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。
＜製造条件＞
上述した化学組成及び鋼組織を有する熱延鋼板は、以下に説明する本発明に係る方法により製造することができる。なお、以下の説明における鋼組織および機械的性質は、特に断りのない限り、製造途上の鋼組織ではなく、最終製品段階である熱延鋼板の鋼組織および機械的性質である。また、鋼組織は板厚の１／４深さ位置における平均的な鋼組織のことである。
上述した化学組成及び鋼組織を有する熱延鋼板は、以下に説明する本発明に係る方法により製造することができる。なお、以下の説明における鋼組織および機械的性質は、特に断りのない限り、製造途上の鋼組織ではなく、最終製品段階である熱延鋼板の鋼組織および機械的性質である。また、鋼組織は板厚の１／４深さ位置における平均的な鋼組織のことである。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、熱間圧延により適度な歪を導入するとともに、上記歪による駆動力を効率的に利用して変態を促進させる。その観点から、下記の方法を採用する。
上記化学組成を有するスラブに、最終圧延パスにおける圧下率を５％以上５０％以下として８６０℃以上１０５０℃以下の温度域で圧延を完了する多パス熱間圧延を施して、１.２ｍｍ超６ｍｍ以下の板厚に仕上げた後、熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１秒間以上１５秒間以下の時間だけ滞在させた後、３５０℃以上５００℃以下の温度域で巻き取る。
（スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、熱間圧延態様）
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造・分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。
熱間圧延に供するスラブの温度は、熱間圧延をオーステナイト域で行うためにオーステナイト単相域となる温度に加熱すればよく、特に限定する必要はないが、後述する好適な圧延完了温度を確保する観点からは１０５０℃以上とすることが好ましく、スケールロスを抑制する観点からは１３５０℃以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延に供するスラブが連続鋳造により得られたスラブや分塊圧延により得られたスラブであって高温状態にある場合には、加熱することなしに熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いるのが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。
（最終圧延パスの圧下率：５％以上５０％以下）
最終圧延パスの圧下率は５％以上５０％以下とする。
最終圧延パスの圧下率が５％未満では、圧延により導入する歪が十分でないため、フェライト変態およびベイナイト変態が十分に促進されず、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、最終圧延パスの圧下率は５％以上とする。好ましくは１０％以上である。
最終圧延パスの圧下率は５％以上５０％以下とする。
最終圧延パスの圧下率が５％未満では、圧延により導入する歪が十分でないため、フェライト変態およびベイナイト変態が十分に促進されず、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、最終圧延パスの圧下率は５％以上とする。好ましくは１０％以上である。
一方、最終圧延パスの圧下率を５０％超では、最終圧延パスにおいて導入する歪の量が過大となるため、フェライトやパーライトが過剰に生成されてしまい、目的とする鋼組織を得ることが困難となる。また、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板においてベイナイトが圧延方向に伸長した形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する。したがって、最終圧延パスの圧下率は５０％以下とする。好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下、特に好ましくは３５％以下である。
（圧延完了温度：８６０℃以上１０５０℃以下）
圧延完了温度は８６０℃以上１０５０℃以下とする。
圧延完了温度が８６０℃未満では、圧延時の変形抵抗が著しく高くなり、圧延が困難になる場合がある。また、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板においてベイナイトが圧延方向に伸長した形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する場合がある。したがって、圧延完了温度は８６０℃以上とする。好ましくは８８０℃以上、さらに好ましくは９００℃以上、特に好ましくは９１０℃以上である。
圧延完了温度は８６０℃以上１０５０℃以下とする。
圧延完了温度が８６０℃未満では、圧延時の変形抵抗が著しく高くなり、圧延が困難になる場合がある。また、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板においてベイナイトが圧延方向に伸長した形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する場合がある。したがって、圧延完了温度は８６０℃以上とする。好ましくは８８０℃以上、さらに好ましくは９００℃以上、特に好ましくは９１０℃以上である。
一方、圧延完了温度が１０５０℃超では、圧延により導入した歪が解放されてしまうため、フェライト変態およびベイナイト変態が十分に促進されず、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、圧延完了温度は１０５０℃以下とする。好ましくは１０３０℃以下、さらに好ましくは１０００℃以下、特に好ましくは９８０℃以下である。
（圧延完了から７２０℃以下の温度域までの冷却時間：１秒間以内）
圧延完了から７２０℃以下の温度域までの冷却時間は１秒間以内とする。
上述したように、最終圧延パスにより導入する歪の量をある程度制限するため、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に活用することが必要となる。
圧延完了から７２０℃以下の温度域までの冷却時間は１秒間以内とする。
上述したように、最終圧延パスにより導入する歪の量をある程度制限するため、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に活用することが必要となる。
圧延完了から７２０℃以下の温度域まで冷却するのに要する時間が１秒間超では、圧延により導入した歪が解放されてしまうため、フェライト変態およびベイナイト変態が十分に促進されず、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を得ることが困難となる。したがって、圧延完了から７２０℃以下の温度域に冷却するのに要する時間は１秒間以内とする。好ましくは０.６秒以内、さらに好ましくは０.４秒以内である。この際の冷却は水冷却として、冷却速度は４００℃／秒以上とすることが好ましい。
（５００℃超７２０℃以下の温度域における滞在時間：１秒間以上２０秒間以内）
５００℃超７２０℃以下の温度域における滞在時間は１秒間以上１５秒間以内とする。
上述したフェライト面積率を確保するには、フェライト変態が活発となる温度域において冷却を一時停止するか、又は冷却速度を低下させることにより、上記温度域に適度な時間滞在させることが必要である。上記化学組成を有し、上記圧延および冷却処理が施された熱延鋼板において、フェライト変態が活発となる温度域は５００℃超７２０℃以下の温度域であるから、上記温度域における滞在時間が重要となる。
５００℃超７２０℃以下の温度域における滞在時間は１秒間以上１５秒間以内とする。
上述したフェライト面積率を確保するには、フェライト変態が活発となる温度域において冷却を一時停止するか、又は冷却速度を低下させることにより、上記温度域に適度な時間滞在させることが必要である。上記化学組成を有し、上記圧延および冷却処理が施された熱延鋼板において、フェライト変態が活発となる温度域は５００℃超７２０℃以下の温度域であるから、上記温度域における滞在時間が重要となる。
上記温度域に滞在させる時間が１秒間未満では、フェライト変態が十分に進行しないため、２.０面積％以上のフェライト面積率を確保することが困難となる。したがって、上記温度域に滞在させる時間は１秒間以上とする。好ましくは２秒間以上である。
一方、上記温度域に滞在させる時間が２０秒間超では、フェライト変態が過度に進行してしまい、フェライト面積率を５０％以下とすることが困難となる。また、セメンタイトやパーライトが過度に生成されてしまい、ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織を１５％以下とすることが困難となる場合がある。したがって、上記温度域に滞在させる時間は２０秒間以内とする。好ましくは１５秒間以内である。
（巻取温度：３５０℃以上５００℃以下）
巻取温度は３５０℃以上５００℃以下とする。
巻取温度が３５０℃未満では、マルテンサイトが過度に生成してしまい、４０面積％以上のベイナイト面積率や３面積％以上の残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、巻取温度は３５０℃以上とする。
巻取温度は３５０℃以上５００℃以下とする。
巻取温度が３５０℃未満では、マルテンサイトが過度に生成してしまい、４０面積％以上のベイナイト面積率や３面積％以上の残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、巻取温度は３５０℃以上とする。
一方、巻取温度が５００℃超では、パーライトが過度に生成してしまい、３面積％以上の残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、巻取温度は５００℃以下とする。
（最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率：２０％以上５０％以下）
最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は２０％以上５０％以下とすることが好ましい。
最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は２０％以上５０％以下とすることが好ましい。
上述したように最終圧延パスにより導入する歪はある程度制限する必要がある。このため、最終圧延パスにより導入する歪以外の手段を併用することによって鋼組織の微細化を図ることが好ましい。
最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率を２０％以上とすることにより、最終圧延パスに供する段階におけるオーステナイト粒が微細化され、最終圧延パスにより導入する歪による鋼組織の微細化作用と相俟って、鋼組織のさらなる微細化が図られる。
さらに、圧下率の増加に伴って圧延ロールと鋼板間の摩擦によるせん断歪が大きくなることから、最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率を２０％以上とすることにより、最終圧延パスに供する段階において、鋼板表面に近いほどオーステナイト粒が細粒である傾斜組織が形成される。その結果、最終製品である熱延鋼板の鋼組織も鋼板表面に近いほど細粒となり、鋼組織が細粒になるほど残留オーステナイトの生成サイトが増加して残留オーステナイト面積率が高くなることから、鋼板表面に近いほど残留オーステナイト面積率が高い傾斜組織となる。
したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は２０％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは２５％以上、特に好ましくは３０％以上である。
また、最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は５０％以下とすることにより、圧延荷重の増加を抑制することができ、圧延が容易になる。したがって、最終圧延パスの１つ前における圧延パスでの圧下率は５０％以下とすることが好ましい。好ましくは４５％以下である。
また、最終圧延パスの１つ前の圧延パスでの圧下率は５０％以下とすることにより、圧延荷重の増加を抑制することができ、圧延が容易になる。したがって、最終圧延パスの１つ前における圧延パスでの圧下率は５０％以下とすることが好ましい。好ましくは４５％以下である。
表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により３０ｍｍ厚さの鋼片にした。この鋼片を次いで１２５０℃の温度に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表２に示す条件で熱間圧延を実施して板厚２ｍｍの鋼板に仕上げた。圧延完了後、５００℃超７２０℃以下の温度域まで水冷却により１次冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に所定の時間滞在させたのち、所定の巻取温度まで冷却して該巻取温度に設定した炉に装入し、３０分間保持した後に炉冷して、熱延鋼板を得た。これらの条件を表２に併せて示す。
得られた熱延鋼板について、鋼板の圧延方向と直交する板厚断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液またはレペラ腐食液で腐食したのち、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行った。さらに、鏡面研磨後に電解研磨で調製した試料を用いて、ＥＢＳＰ法による結晶方位の測定および解析を行なった。
光学顕微鏡やＳＥＭによる観察像では、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの区別が困難な場合があるため、以下の方法で各々の相および組織の面積率を定量した。
まず、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をＳＥＭ観察像およびＥＢＳＰ解析結果を用いて画像解析により測定した。次に、レペラ腐食した組織から残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を測定し、この合計面積率を先に測定したベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率から差し引いた値をベイナイト面積率とした。ポリゴナルフェライト面積率はＳＥＭ観察像およびＥＢＳＰ解析結果を用いた画像解析により測定した。残留オーステナイト面積率はＸ線回折により測定し、同時に、残留オーステナイト中の炭素濃度も算出した。そして、上記で測定したベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を、１００％から差し引いた値を残部組織の面積率とした。
残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径（Ｄ）は、ＥＢＳＰ解析により求めた。
機械特性として、引張特性および伸びフランジ性を評価した。引張特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１およびＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して穴拡げ試験を行ない、穴拡げ率（λ）を求めた。
機械特性として、引張特性および伸びフランジ性を評価した。引張特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１およびＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１に準拠して穴拡げ試験を行ない、穴拡げ率（λ）を求めた。
得られた鋼板の鋼組織および機械特性を表３にまとめて示す。発明例である試験番号２〜１０、１２、１３、１５、１７〜２０、２２〜２４は、高い引張強度（ＴＳ）を有するとともに、優れた強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）と優れた強度−伸びフランジバランス（ＴＳ×λ）とを有している。一方、本発明で定める範囲を外れる比較例は、ＴＳ×ＥｌあるいはＴＳ×λ、または双方の特性が劣っている。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．０８％超０．３０％未満、Ｍｎ：１．０％以上４．０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上３．０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、但し、Ｓｉおよびｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに、最終圧延パスにおける圧下率を５％以上５０％以下として９１０℃以上１０５０℃以下の温度域で圧延を完了する多パス熱間圧延を施して１．２ｍｍ超６ｍｍ以下の板厚に仕上げた後、得られた鋼板を熱間圧延完了後１秒間以内に７２０℃以下の温度域まで冷却し、５００℃超７２０℃以下の温度域に１秒間以上２０秒間以下の滞在時間で滞在させた後、３５０℃以上５００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする、
鋼板表面から板厚の１／４深さ位置において、ベイナイト面積率Ｖ Ｂ が４０％以上、ポリゴナルフェライト面積率Ｖ α が２．０％以上５０％未満、残留オーステナイト面積率Ｖ γ が３％以上、ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の面積率が１０．０％以下であり、残留オースナイトを除く鋼組織において１５°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表面から１００μｍ深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γｓ と、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における残留オーステナイト面積率Ｖ γ とが式（１）を満足する熱延鋼板の製造方法。
Ｖ γｓ ＞Ｖ γ （１） - 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．００５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０質量％以下を含有する請求項１〜請求項４のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０．０２０質量％以下を含有する請求項１〜請求項５のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記多パス熱間圧延において、最終圧延パスの１つ前の圧延パスにおける圧下率が２０％以上５０％以下である、請求項１〜請求項６のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
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