JP6252692B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の構造部材、骨格部材やサスペンションなどの足回り部材、トラックフレーム部品として好適な、引張強さTSが980MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境の保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。そのため、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そして、使用する材料の一層の高強度化および薄肉化が要求されている。これに伴い、自動車部品の素材として、高強度熱延鋼板が積極的に適用されるようになっている。この高強度熱延鋼板の利用は、自動車の構造部材や骨格部材だけでなく、足回り部材やトラックフレーム部品等に対しても行われている。

以上のように、所定の強度を備えた高強度熱延鋼板は、自動車部品の素材として年々需要が高まっている。特に、引張強さTS：980MPa以上の高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として大いに期待されている。

一方で、特に、打抜き加工とバーリング加工が多い自動車の足回り部品として、優れた打抜き性と穴広げ性を兼備した鋼板が求められている。しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、一般的には、打抜き性や穴広げ性が低下する。そこで、優れた打抜き性と穴広げ性をも有する高強度熱延鋼板を得るべく、種々の検討がなされている。

例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.01％以上0.10％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上2.5％以下を含み、更にV：0.01％以上0.30％以下、Nb：0.01％以上0.30％以下、Ti：0.01％以上0.30％以下、Mo：0.01％以上0.30％以下、Zr：0.01％以上0.30％以下、W：0.01％以上0.30％以下の１種又は２種以上を合計で0.5％以下含む組成とし、ベイナイト分率80％以上であり、析出物の平均粒径r（nm）がr≧207÷{27.4X(V)＋23.5X(Nb)＋31.4X(Ti)＋17.6X(Mo)＋25.5X(Zr)＋23.5X(W)}（X(M)（M：V、Nb、Ti、Mo、Zr、W）は析出物を構成する各元素の平均原子量比であり、X(M)＝(Mの質量％/Mの原子量)/(V/51＋Nb/93＋Ti/48＋Mo/96＋Zr/91＋W/184)を満たし、平均粒径rと析出物分率fがr/f≦12000を満たす組織とした熱延鋼板が提案されている。

また、特許文献１には、上記組成を有する鋼素材を、加熱し、仕上げ圧延温度を800℃以上1050℃以下とする熱間圧延を施したのち、ベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（500℃から600℃の範囲）まで20℃/s以上で急冷し、500〜550℃で巻き取り後、冷却速度5℃/hr以下（0℃/hrを含む）で20hr以上保持することにより、上記組織を有する熱延鋼板を製造する方法が提案されている。そして、特許文献１に提案された技術では、鋼板組織をベイナイト主体組織とし、ベイナイトをV、Ti、Nb等の炭化物により析出強化し、更に析出物サイズを適切に制御（適度に粗大化）することで、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。

また、特許文献２には、質量％で、C：0.01〜0.20％、Si：1.5％以下、Al：1.5％以下、Mn：0.5〜3.5％、P：0.2％以下、S：0.0005〜0.009％、N：0.009％以下、Mg：0.0006〜0.01％、O：0.005％以下、およびTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.10％の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物で、下記３式の全てを満たす鋼組織がベイナイト相を主体とする引張強度980N/mm²以上の穴広げ性と延性に優れた高強度薄鋼板が得られるとしている。
[Mg％]≧（[O％]/16×0.8）×24・・・（１）
[S％]≦（[Mg％]/24-[O％]/16×0.8＋0.00012）×32・・・（２）
[S％]≦0.0075/[Mn％]・・・（３）
特許文献３には、質量％で、C：0.01〜0.08％、Si：0.30〜1.50％、Mn：0.50〜2.50％、P≦0.03％、S≦0.005％、及びTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.04％の１種または２種を含む組成とし、粒径2μm以上のフェライトの割合が80％以上であるフェライト・ベイナイト二相組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献３に提案された技術では、フェライト・ベイナイト二相組織とし、更にフェライト結晶粒を2μm以上の粒径とすることで、穴広げ性を劣化させることなく延性を改善することが可能となり、強度が690N/mm²以上であり且つ穴広げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。

特許文献４には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.2〜1.2％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Ti：0.05〜0.15％、Al：0.005〜0.10％、N：0.007％以下を含み、固溶Tiが0.02％以上である組成とし、平均粒径が5μm以下のベイナイト相単相からなる組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献４に提案された技術では、鋼板の組織を微細なベイナイト相の単相組織とし、更に固溶Tiを0.02％以上存在させることで、引張強さTSが780MPa以上であり、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。

また、打抜き性の向上については、例えば、特許文献５には、質量％で、C：0.01〜0.07％、N：0.005％以下、S：0.005％以下、Ti：0.03〜0.2％、B：0.0002〜0.002％を含む組成と、フェライト又はベイニティックフェライトを主相とし、硬質第二相及びセメンタイトが面積率で３％以下である組織とを有し、打抜き性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。特許文献５に記載された技術では、Bを固溶状態に保持することにより、打抜き端面の欠陥が防止できるとしている。

特開２００９−８４６３７号公報 特開２００５−１２０４３７号公報 特開２００２−１８０１９０号公報 特開２０１２−１２７０１号公報 特開２００４−３１５８５７号公報

しかしながら、特許文献１に提案された技術では、ベイナイト相中にナノメートルサイズの析出物を析出させるために、鋼板を500〜550℃で巻取り、5℃／h以下の冷却速度で20h以上保持する処理を必要としている。この技術で製造された熱延鋼板では、優れた打抜き性を得ることができないという問題がある。

特許文献２に開示された技術では、熱延鋼板の延性を向上させるため、仕上げ圧延後の熱延鋼板に対して650〜750℃を空冷開始温度として空冷することで、20nm未満の析出物で析出強化したフェライト組織を生成する。しかし、この技術で製造された熱延鋼板も優れた打抜き性を得ることができない。

特許文献３に提案された技術では、粒径2μm以上のフェライトを80％以上も含むフェライト・ベイナイト二相組織としているため、得られる鋼板強度は976MPa程度までであり、引張強さTS：980MPa以上という更なる高強度化が困難である。また、引張強さTS：980MPa以上という高強度鋼板が得られたとしても、優れた打抜き性が得られない。

特許文献４に提案された技術によると、引張強さTS：780MPa以上であり且つ伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が得られる。しかし、その強度を更に高めて引張強さTS：980MPa以上の高強度を実現しようとする場合には、C含有量を増加させる必要がある。そして、C含有量の増加に伴い、Ti炭化物の析出量の制御が困難となり、鋼板の伸びフランジ性を向上させるために必要な0.02％以上の固溶Tiを安定して残存させることが困難となる。その結果、伸びフランジ性が低下する。

特許文献５に提案された技術は、フェライトまたはベイニティックフェライトの析出強化により鋼板を強化しており、得られる鋼板強度は833MPa程度である。この鋼板の引張強さをTS：980MPa以上とするためにはTi、V、Nb、Mo等の析出強化元素をさらに添加する必要がある。そうすると、引張強さTS：980MPa以上で、かつ優れた打抜き性を有する鋼板が得られない。

以上のように、従来技術では、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持しつつ、優れた打抜き性と穴広げ性を有する熱延鋼板を得る技術は確立されていない。

そこで、本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持しつつ、さらに優れた打抜き性と穴広げ性を有する高強度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、上記の目的を達成するために、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持しつつ、熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性を向上させるべく鋭意研究した。その結果、仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比と、仕上圧延完了後に再結晶した旧オーステナイト粒の面積率を制御し、ベイナイト相を主相とし、第2相組織であるマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相が存在してもその分率と粒径を制御することで、熱延鋼板の引張強さTSが980MPa以上という高強度を維持したまま穴広げ性が顕著に向上するという知見を得た。また、熱延鋼板中に析出している直径20nm以下の析出物の析出量を制御することで、打抜き性が顕著に向上するという知見を新たに得た。

なお、ここでいうベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有する組織（Fe系炭化物の析出を有しない場合も含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり且つラス内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はSEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。また、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相はベイナイト相やポリゴナルフェライトと比べSEM像のコントラストが明るいため、これらもSEMを用いて区別可能である。

一般に、旧オーステナイト粒に歪みを加えてベイナイト変態をさせると、旧オーステナイト粒に導入された歪みがベイナイト相中に受け継がれるので、ベイナイト組織中の転位密度が増加し、鋼板の強度が高くなる。本発明者らは更なる研究を行い、SiとBを同時に添加し、旧オーステナイト粒に歪みを加え、ベイナイト変態をさせることにより、強度が飛躍的に高く、かつ優れた穴広げ性を有する鋼板が得られることを新たに知見した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、以下のように推測される。すなわち、Siが添加されることにより、積層欠陥エネルギーが低下し、ベイナイト変態後に転位セルを形成して高い転位密度を維持することができるため強度が高くなる。さらにBを添加することでBが旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることでフェライト変態を抑制し、均質なベイナイト組織をつくることで穴広げ性が向上するものと推測される。

また、仕上圧延完了後に旧オーステナイト粒が再結晶すると、オーステナイト粒に歪みを与えられず、変態後のベイナイト相の強度が低下する。さらに再結晶した旧オーステナイト粒界へBが偏析できず、仕上圧延完了後の冷却中にフェライト変態が起こることがあり、主相であるベイナイト相とフェライト相との強度差が生じ、穴広げ試験時にフェライト相とベイナイト相との界面にマクロ的な歪みが集中することで優れた穴広げ性が得られないことを新たに知見した。

加えて、旧オーステナイト粒のアスペクト比が過大となると、打抜き加工時にセパレーションが生じて打抜き性が低下する。

さらに、一般的に、主相であるベイナイト相中に硬質な第2相組織であるマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が存在すると、穴広げ試験の際に主相と第2相との界面にマクロ的な応力集中が生じて穴広げ性が低下することが知られている。そこで、本発明者らは更なる研究を行い、第2相組織の粒径を微細に制御することで、マクロ的な応力集中が生じなくなり、穴広げ性が低下しないことを新たに知見した。

一方、980MPa級以上の高強度熱延鋼板を得るために、一般的に微細析出物による析出強化が用いられるが、本発明者らは更なる研究を行い、熱延鋼板中の直径20nm未満の析出物が一定量を超えると、熱延鋼板の打抜き性が顕著に低下することを新たに知見した。

なお、ここでいう「打抜き性」とは、50mm×50mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス20％±2％以内の条件で20mmφポンチを用いて20mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察することにより評価されるものである。また、「打抜き性」が良好とは、50mm×50mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス20％±2％以内の条件で20mmφポンチを用いて20mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察した場合に、割れ、欠け、脆性破面、2次せん断面が無いものをいう。

また、「穴広げ性」とは、穴広げ試験用試験片（大きさ：ｔ×100×100 mm）を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠して、10mmφポンチを用いて、クリアランス：12.5％で、ポンチ穴を打ち抜き、該ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄmmを求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−10）／10｝×100
で定義される穴広げ率λ（％）により評価されるものである。また、「穴広げ性」が良好とは、穴広げ率λ（％）が60％以上の場合をいう。

これらの知見を踏まえ、本発明者らは更なる研究を行い、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した状態で、打抜き性および穴広げ性を向上させるために必要な組成、仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、ならびに仕上圧延完了後に再結晶した旧オーステナイト粒の面積率、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相の面積率と粒径、熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物の析出量について検討した。そして、Siの含有量を質量％で0.2％以上、Bの含有量を質量％で0.0005％以上として、仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3以上5.0以下であり、かつ、仕上圧延完了後に再結晶した旧オーステナイト粒面積率が15％以下で、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相の面積率が15％以下で、かつ、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相の平均粒径が3.0μm以下であり、さらに熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％以下とすることが肝要であることを見出した。

本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。

［１］質量％で、C：0.04％以上0.18％以下、Si：0.2％以上2.0％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上0.15％以下、Cr：0.10％以上1.00％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で85％以上のベイナイト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相を第2相とし、残部がフェライト相からなり、前記第2相の平均粒径が3.0μm以下であり、さらに旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3以上5.0以下であり、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率が15％以下である組織を有し、かつ熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％以下であり、引張強さTSが980MPa以上である高強度熱延鋼板。

［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005％以上0.050％以下、V：0.05％以上0.30％以下、Mo：0.05％以上0.30％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度熱延鋼板。

［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01％以上0.30％以下、Ni：0.01％以上0.30％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板。

［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.0002％以上0.020％以下、Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］ないし［３］のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。

［５］前記［１］ないし［４］のいずれか１項に記載された高強度熱延鋼板の製造方法であり、鋼素材を、1150℃以上に加熱したのち、仕上圧延開始温度を1000℃以上1200℃以下、仕上圧延完了温度を830℃以上950℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、30℃/s以上の平均冷却速度で300℃以上530℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法。

ここで、主相とは、面積率で85％以上を占める場合をいうものとする。また、直径20nm未満の析出物とは、後述する孔径20nmのフィルターを通過できる大きさの析出物を言う。

本発明によれば、引張強さTSが980MPa以上であり、かつ打抜き性と穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。また、このような高強度熱延鋼板を安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。そして、本発明の高強度熱延鋼板を、自動車の構造部材、骨格部材、あるいはトラックフレーム部材等に適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能になるという効果もある。

以上のように、本発明は、産業上極めて有用な発明である。

以下、本発明について具体的に説明する。

本発明の高強度熱延鋼板は、質量％で、C：0.04％以上0.18％以下、Si：0.2％以上2.0％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005%以上0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上0.15％以下、Cr：0.10％以上1.00％以下、B：0.0005％以上0.0050％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で85％以上のベイナイト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相を第2相とし、残部がフェライト相からなり、第2相の平均粒径が3.0μm以下であり、さらに旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3以上5.0以下であり、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率が15％以下である組織を有し、かつ熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％以下であり、強度として引張強さTSが980MPa以上である。

まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

C：0.04％以上0.18％以下
Cは、熱延鋼板の強度を向上させ、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進する元素である。そのため、本発明では、C含有量を0.04％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.18％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相の生成が増加し、熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する。したがって、C含有量を0.04％以上0.18％以下とする。好ましくは、C含有量は0.04％以上である。また、好ましくは、C含有量は0.16％以下である。より好ましくは、C含有量は0.04％以上である。また、より好ましくは、C含有量は0.14％以下である。さらに好ましくは0.05％以上である。また、さらに好ましくは、C含有量は0.12％未満である。

Si：0.2％以上2.0％以下
Siは、固溶強化に寄与する元素であり、また積層欠陥エネルギーを下げることでベイナイト相の転位密度を向上させ、熱延鋼板の強度向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためにはSi含有量を0.2％以上とする必要がある。また、Siは炭化物の形成を抑制する元素である。ベイナイト変態時の炭化物の形成を抑制することで、ベイナイト相のラス界面に微細なマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が形成される。ベイナイト相中に存在するマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相は十分に微細であり、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させることはない。一方で、Siはフェライト生成を促進する元素であり、Si含有量が2.0％を超えると、フェライトが生成し、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。したがって、Si含有量は2.0％以下とする。好ましくは、Si含有量は0.3％以上である。また、好ましくは、Si含有量は1.8％以下である。より好ましくは、Si含有量は0.4％以上である。また、より好ましくは、Si含有量は1.6％以下である。

Mn：1.0％以上3.0％以下
Mnは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイトの生成を促進し、穴広げ性を向上させる。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.0％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.0％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が増加して熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する。したがって、Mn含有量を1.0％以上3.0％以下とする。好ましくは、Mn含有量は1.3％以上である。また、好ましくは、Mn含有量は2.5％以下である。より好ましくは、Mn含有量は1.5％以上である。また、より好ましくは、Mn含有量は2.2％以下である。

P：0.03％以下
Pは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。しかし、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、加工性の低下を招く元素でもある。このため、P含有量を極力低くすることが好ましいが、0.03％までのPの含有は許容できる。したがって、P含有量は0.03％以下とする。しかし、過度にPを低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは、P含有量は0.003％以上0.03％以下である。より好ましくは、P含有量は0.005％以上である。また、より好ましくは、P含有量は0.02％以下である。

S：0.005％以下
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の打抜き性を低下させる。そのため、S含有量を極力低くすることが好ましいが、0.005％まで含有することは許容できる。したがって、S含有量を0.005％以下とする。打抜き性のための好ましいS含有量は0.004％以下である。しかし、過度にSを低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは、S含有量は0.0003％以上である。

Al：0.005％以上0.100％以下
Alは、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。Alが0.005％未満ではその効果が必ずしも十分ではなく、一方、Alの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の打抜き性を低下させるとともに、疵の発生原因となる。したがって、Al含有量を0.005％以上0.100％以下とする。好ましくは、Al含有量は0.01％以上である。また、好ましくは、Al含有量は0.08％以下である。より好ましくは、Al含有量は0.02％以上である。また、より好ましくは、Al含有量は0.06％以下である。

N：0.010％以下
Nは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒微細化に寄与する。しかし、Nは、高温でTiと結合して粗大な窒化物になり易く、熱延鋼板の打抜き性を低下させる。このため、N含有量を0.010％以下とする。好ましくは、N含有量は0.008％以下である。より好ましくは、N含有量は0.006％以下である。

Ti：0.02％以上0.15％以下
Tiは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域とオーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。そのため、BNの析出が抑制され、Bが固溶状態になることによりベイナイトの生成に必要な焼入れ性を得ることができ、熱延鋼板の強度と穴広げ性を向上させる。また熱間圧延時に炭化物を形成して旧オーステナイト粒の再結晶を抑制する効果があり、未再結晶温度域での仕上圧延を可能とする。これらの効果を発現させるためには、Ti含有量を0.02％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.15％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなり、仕上圧延完了後のオーステナイト粒のアスペクト比が5.0を超えてしまい、打抜き性が低下する。したがって、Ti含有量を0.02％以上0.15％以下とする。好ましくは、Ti含有量は0.025％以上である。また、好ましくは、Ti含有量は0.13％以下である。より好ましくは、Ti含有量は0.03％以上である。また、より好ましくは、Ti含有量は0.12％以下である。

Cr：0.10％以上1.00％以下
Crは、炭化物を形成して熱延鋼板の高強度化に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイトの生成を促進し、ベイナイト粒内へのFe系炭化物析出を促進する元素である。これらの効果を発現させるためには、Cr含有量を0.10％以上とする。一方、Cr含有量が1.00％を超えると、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成しやすくなり、熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する。したがって、Cr含有量を0.10％以上1.00％以下とする。好ましくは、Cr含有量は0.15％以上である。より好ましくは、Cr含有量は0.20％以上である。また、好ましくは、Cr含有量は0.85％以下である。より好ましくは、Cr含有量は0.75％以下である。さらに好ましくは、Cr含有量は0.65％以下である。

B：0.0005％以上0.0050％以下
Bは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成・成長を抑制し、熱延鋼板の強度と穴広げ性向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、B含有量を0.0005％以上とする。一方、B含有量が0.0050％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、B含有量を0.0005％以上0.0050％以下の範囲に限定する。好ましくは、B含有量は0.0006％以上である。また、好ましくは、B含有量は0.0040％以下である。より好ましくは、B含有量は0.0007％以上である。また、より好ましくは、B含有量は0.0030％以下の範囲である。

本発明において、上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sn、Zn等が挙げられ、これらの含有量はSn：0.1％以下、Zn：0.01％以下であれば許容できる。

以上が本発明熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、例えば高強度化や穴広げ性向上を目的として、必要に応じてNb：0.005％以上0.050％以下、V：0.05％以上0.30％以下、Mo：0.05％以上0.30％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。

Nb：0.005％以上0.050％以下
Nbは、熱間圧延時に炭化物を形成してオーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、熱延鋼板の強度向上に寄与する。この効果を発現させるためには、Nb含有量を0.005％以上とする必要がある。一方、Nb含有量が0.050％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなりすぎ、仕上圧延完了後のオーステナイト粒のアスペクト比が5.0を超えてしまい、打抜き性が低下する場合がある。したがって、Nbを含有する場合は、Nb含有量を0.005％以上0.050％以下とする。好ましくは、Nb含有量は0.010％以上である。また、好ましくは、Nb含有量は0.045％以下である。より好ましくは、Nb含有量は0.015％以上である。また、より好ましくは、Nb含有量は0.040％以下である。

V：0.05％以上0.30％以下
Vは、熱間圧延時に炭窒化物を形成してオーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、熱延鋼板の強度向上に寄与する。この効果を発現させるためには、V含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、V含有量が0.30％を超えると、旧オーステナイト粒の再結晶温度が高くなりすぎ、仕上圧延完了後のオーステナイト粒のアスペクト比が5.0を超えてしまい、打抜き性が低下する場合がある。したがって、Vを含有する場合は、V含有量を0.05％以上0.30％以下とする。好ましくは、V含有量は0.07％以上である。また、好ましくは、V含有量は0.28％以下である。より好ましくは、V含有量は0.10％以上である。また、より好ましくは、V含有量は0.25％以下である。

Mo：0.05％以上0.30％以下
Moは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、熱延鋼板の強度と穴広げの向上に寄与する。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.05％以上とすることが好ましい。但し、Mo含有量が0.30％を超えると、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成しやすくなり、熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する場合がある。したがって、Moを含有する場合は、Mo含有量を0.05％以上0.30％以下とする。好ましくは、Mo含有量は0.10％以上である。また、好ましくは、Mo含有量は0.25％以下である。

また、本発明の熱延鋼板は、必要に応じてCu：0.01％以上0.30％以下、Ni：0.01％以上0.30％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することができる。

Cu：0.01％以上0.30％以下
Cuは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、Cuは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度と穴広げ性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Cu含有量を0.01％以上とすることが好ましいが、その含有量が0.30％を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招く場合がある。したがって、Cuを含有する場合は、Cu含有量を0.01％以上0.30％以下とする。好ましくは、Cu含有量は0.02％以上である。また、好ましくは、Cu含有量は0.20％以下である。

Ni：0.01％以上0.30％以下
Niは、固溶して熱延鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、Niは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度と穴広げ性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.01％以上とすることが好ましい。但し、Ni含有量が0.30％を超えると、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成しやすくなり、熱延鋼板の打抜き性と穴広げ性の両方、またはいずれか一方が低下する場合がある。したがって、Niを含有する場合は、Ni含有量を0.01％以上0.30％以下とする。好ましくは、Ni含有量は0.02％以上である。また、好ましくは、Ni含有量は0.20％以下である。

また、本発明の熱延鋼板は、必要に応じてSb：0.0002％以上0.020%以下、Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.010％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。

Sb：0.0002％以上0.020％以下
Sbは、スラブ加熱段階でスラブ表面の窒化を抑制する効果を有し、その結果、スラブ表層部のBNの析出が抑制される。また、固溶Bが存在することにより熱延鋼板表層部においてもベイナイトの生成に必要な焼入れ性を得ることができ、熱延鋼板の強度と穴広げ性を向上させる。このような効果の発現のためにはその量を0.0002％以上とする必要がある。一方、Sb含有量が0.020％を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。したがって、Sbを含有する場合は、Sb含有量を0.0002％以上0.020％以下とする。

Ca：0.0002％以上0.0050％以下
Caは、硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の打抜き性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、Ca含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、Ca含有量が0.0050％を超えると、熱延鋼板の表面欠陥を引き起こす場合がある。したがって、Caを含有する場合、Ca含有量を0.0002％以上0.0050％以下とする。好ましくは、Ca含有量は0.0004％以上である。また、好ましくは、Ca含有量は0.0030％以下である。

REM：0.0002％以上0.010％以下
REMは、Caと同様、硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の打抜き性に対する硫化物系介在物の悪影響を低減させる。これらの効果を発現させるためには、REM含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、REM含有量が0.010％を超えて過剰になると、鋼の清浄度が悪化し、熱延鋼板の打抜き性が低下する傾向にある。したがって、REMを含有する場合、REM含有量を0.0002％以上0.010％以下とする。好ましくは、REM含有量は0.0004％以上である。また、好ましくは、REM含有量は0.0050％以下である。

次に、本発明の高強度熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。

本発明の高強度熱延鋼板は、仕上げ圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3以上5.0以下であり、かつ、再結晶旧オーステナイト粒の面積率が、未再結晶旧オーステナイト粒に対して15％以下である。また、鋼板の組織が面積率で85％以上のベイナイト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相を第2相として、かつ、該第2相の平均粒径が3.0μm以下であり、残部がフェライト相からなる組織を有し、かつ、熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％以下であり、引張強さTS：980MPa以上であることを特徴とする打抜き性と穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板である。第2相は面積率で0％であってもよい。フェライト相も0％であってもよい。

旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：1.3以上5.0以下
旧オーステナイト粒は、鋼素材加熱時に形成されたオーステナイト粒のことである。仕上げ圧延完了時点で形成された旧オーステナイト粒の粒界は、その後の冷却、巻き取り工程でも消滅することなく残る。

本発明の高強度熱延鋼板は、仕上げ圧延完了時点での旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を1.3以上5.0以下とする。引張強さTS：980MPa以上という高強度と、穴広げ性に優れるベイナイト相を得るためには、ベイナイトに変態する前の旧オーステナイト粒に十分な歪みを与える必要がある。そのためには、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を1.3以上とする必要がある。一方、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0を超えて過大になると、打抜き加工後の打ち抜き端面にセパレーションが生じて打ち抜き性が低下する。したがって、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は1.3以上5.0以下とする。より好ましくは、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は1.4以上である。また、より好ましくは、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は4.0以下である。さらに好ましくは、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は1.5以上である。また、さらに好ましくは、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は3.5以下である。

なお、この旧オーステナイト粒の平均アスペクト比については、C、Ti、Nb、Vの含有量の調整、仕上圧延開始温度の調整、仕上圧延完了温度の調整、仕上圧延スタンド間冷却の調整により、1.3以上5.0以下に制御することができる。

未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の割合：面積率で15％以下
旧オーステナイト粒のうち、仕上げ圧延完了時点から巻取りが完了するまでに再結晶したものを再結晶旧オーステナイト粒とし、再結晶しなかったものを未再結晶旧オーステナイト粒とする。

本発明の高強度熱延鋼板は、仕上圧延完了後に再結晶した旧オーステナイト粒を面積率で15％以下とする。仕上圧延完了後に旧オーステナイト粒が再結晶するとBの旧オーステナイト粒界への拡散・偏析が間に合わず、所望の焼入れ性を発揮できず強度が低下し、また未再結晶の旧オーステナイト粒と再結晶した旧オーステナイト粒に硬度差が生じるため穴広げ性も低下する。所望の強度の熱延鋼板を得るためには、再結晶旧オーステナイト粒の面積率を0％とすることが好ましいが、再結晶旧オーステナイト粒が面積率で15％以下であれば許容される。したがって、再結晶旧オーステナイトの面積率を15％以下とする。好ましくは、再結晶旧オーステナイトの面積率は13％以下、より好ましくは10％以下、さらに好ましくは5％以下である。

なお、この再結晶旧オーステナイト粒の面積率については、C、Ti、Nb、Vの含有量の調整、仕上圧延開始温度の調整、仕上圧延完了温度の調整、仕上圧延スタンド間冷却の調整により、15％以下に制御することができる。

鋼板の組織
ベイナイト相（主相）：面積率で85％以上
マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相（第2相）：面積率で15％以下、かつ、平均粒径が3.0μm以下
残部：フェライト相
本発明の高強度熱延鋼板は、ベイナイト相を主相とする。ベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、ベイニティックフェライトの間および／又は内部にFe系炭化物を有する組織（Fe系炭化物の析出が全くない場合を含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトとは異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、SEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて容易に区別ができる。引張強さTS：980MPa以上の強度を実現し、穴広げ性を高めるためにはベイナイト相を主相とする必要があり、ベイナイト相の面積率が85％以上であれば引張強さTS：980MPa以上と優れた穴広げ性を兼備することができる。よってベイナイト相の面積率を85％以上とする。ベイナイト相の面積率は、好ましくは90％以上、より好ましくは95％以上である。また、第2相組織としてマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が面積率で15％以下であり、かつ、該組織の平均粒径が3.0μm以下であれば、穴広げ試験時に相界面でマクロ的な応力集中が起きず、優れた穴広げ性が得られる。そのため、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相の面積率を15％以下とし、かつ該組織の平均粒径を3.0μm以下とする。好ましくはマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相の面積率が10％以下であり、かつ該組織の平均粒径が2.0μm以下である。さらに好ましくはマルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト混合相の面積率が3％以下であり、かつ、該組織の平均粒径が1.0μm以下である。主相であるベイナイト相と第2相であるマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相以外の組織として、フェライト相を含有し得る。

直径20nm未満の析出物：質量％で0.10％以下
本発明の高強度熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物を、質量％で0.10％以下とする。熱延鋼板の所望の優れた打抜き性を実現するためには、直径20nm未満の析出物を質量％で0％とすることが望ましいが、0.10％までは許容できる。直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％を超えると、打抜き加工時に脆性的な割れを生じ、打抜き性を著しく劣化させる。したがって、直径20nm未満の析出物を質量％で0.10％以下とする。好ましくは、直径20nm未満の析出物は、質量％で0.08％以下、より好ましくは0.07％以下である。

なお、直径20nm未満の析出物については、Ti、Nb、Mo、V、Cuの含有量の調整、仕上圧延完了温度の調整、巻取り温度の調整により、制御することができる。

また、上記仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒のアスペクト比、仕上圧延完了後に再結晶した旧オーステナイト粒の面積率、ベイナイト相、マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相、フェライト相の面積率、直径20nm未満の析出物の質量は、後述する実施例の記載の方法で測定することができる。

次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。

本発明は、上記した組成の鋼素材を、1150℃以上に加熱したのち、粗圧延を施し、仕上圧延開始温度を1000℃以上1200℃以下、仕上圧延完了温度を830℃以上950℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、30℃/s以上の平均冷却速度で300℃以上530℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度を巻取り温度として巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法である。

以下、詳細に説明する。

鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した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等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもよい。

鋼素材の加熱温度：1150℃以上
スラブ等の鋼素材中では、Tiなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、熱延鋼板の諸特性（例えば、強度、打抜き性など）の劣化を招く。そのため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶する。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、鋼素材の加熱温度を1150℃以上とする必要がある。また、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招くため、鋼素材の加熱温度は1350℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、鋼素材の加熱温度は1180℃以上である。また、より好ましくは、鋼素材の加熱温度は1300℃以下である。さらに好ましくは、鋼素材の加熱温度は1200℃以上である。また、さらに好ましくは、鋼素材の加熱温度は1280℃以下である。

なお、鋼素材を1150℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が9000秒を超えると、スケール発生量が増大する結果、続く熱間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、熱延鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。したがって、1150℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、9000秒以下とすることが好ましい。より好ましくは、1150℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は7200秒以下である。下限は特に定めないが、スラブ加熱の均一性から、1150℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は1800秒以上が好ましい。

鋼素材の加熱に続き、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を行う。粗圧延では、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定する必要はない。粗圧延に引き続いて、仕上圧延を行う。なお、仕上圧延の前、もしくは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。また、必要に応じてスタンド間で鋼板を冷却しても良い。仕上圧延開始温度を1000℃以上1200℃以下とし、仕上圧延完了温度を830℃以上950℃以下とする。

仕上圧延開始温度：1000℃以上1200℃以下
仕上圧延開始温度が1200℃を超えると、スケールの発生量が多くなりスケール噛み込み等が発生し易くなるので、熱延鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、仕上圧延開始温度が1000℃未満の場合は、旧オーステナイト粒が仕上圧延中に再結晶することができず、仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0を超えることがあり、打抜き性を劣化させることがある。そのため、仕上圧延開始温度を1000℃以上1200℃以下とする。好ましくは、仕上圧延開始温度は1020℃以上である。また、好ましくは、仕上圧延開始温度は1160℃である。より好ましくは、仕上圧延開始温度は1050℃以上である。また、より好ましくは、仕上圧延開始温度は1140℃以下である。ここで、仕上圧延開始温度は、板の表面温度を表すものとする。

仕上圧延完了温度：830℃以上950℃以下
仕上圧延完了温度が830℃未満の場合、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ため、所望のベイナイト相分率が得られないので、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。また、未再結晶温度域での旧オーステナイト粒に対する圧下量が多くなるので、仕上圧延完了後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0を超えることがあり、打抜き性を劣化させることがある。一方、仕上圧延完了温度が950℃を超えて高くなると、仕上圧延完了後に再結晶を起こす旧オーステナイト粒が多くなり、Bが旧オーステナイト粒界に偏析することができず、引張強さTS：980MPa以上が得られなくなるか、穴広げ性が劣化する。したがって、仕上圧延完了温度を830℃以上950℃以下とする。好ましくは、仕上圧延完了温度は850℃以上である。また、好ましくは、仕上圧延完了温度は940℃以下である。より好ましくは、仕上圧延完了温度は870℃以上である。また、より好ましくは、仕上圧延完了温度は930℃以下である。ここで、仕上圧延完了温度は、板の表面温度を表すものとする。

強制冷却開始：仕上圧延終了後2.0s以内に冷却を開始
仕上圧延が終了した後、2.0s以内に強制冷却を開始し、巻取り温度（冷却停止温度）で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。仕上圧延終了から強制冷却を開始するまでの時間が2.0sを超えて長くなると、オーステナイトに蓄積された歪の回復が進行して、ベイナイト相の強度が低下する。そのため、引張強さTS:980MPa以上が得られなくなる。したがって、強制冷却開始時間を、仕上圧延終了後2.0ｓ以内に限定する。好ましくは、強制冷却開始時間は仕上圧延終了後1.5s以内である。より好ましくは、強制冷却開始時間は仕上圧延終了後1.0ｓ以内である。

平均冷却速度：30℃/s以上
強制冷却において、仕上圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が30℃/s未満であると、ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積率のベイナイト相が得られない。したがって、平均冷却速度を30℃/s以上とする。好ましくは、平均冷却速度は35℃/s以上である。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、表面温度が低くなりすぎて、鋼板表面にマルテンサイトが生成しやすくなり、所望の穴広げ性が得られなくなる場合があるため、平均冷却速度を120℃/ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度とする。

巻取り温度（冷却停止温度）：300℃以上530℃以下
巻取り温度（冷却停止温度）が低いほど、ベイナイト変態が促進しベイナイト相の面積率が増加するが、巻取り温度が300℃未満の場合は、マルテンサイト変態が生じて粗大なマルテンサイト相を形成し、所望の穴広げ性が得られなくなる。一方、巻取り温度が530℃を超えると、ベイナイト変態の駆動力が不足し、ベイナイト変態が完了しない。そのため、ベイナイトと未変態オーステナイトの状態で等温保持されるので、未変態オーステナイトに炭素が分配される。そして、粗大なマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成されるので、穴広げ性が低下する。また、巻取り温度が530℃を超えると、Ti、NbやV等の炭化物形成元素が炭素と結合して直径20nm未満の析出物が形成され、打抜き性も劣化する。そのため、巻取り温度は300℃以上530℃以下とする。好ましくは、巻取り温度は330℃以上である。また、好ましくは、巻取り温度は510℃以下である。より好ましくは、巻取り温度は350℃以上である。また、好ましくは、巻取り温度は480℃以下である。

なお、本発明においては、連続鋳造時の鋼の成分偏析低減のために、電磁撹拌（EMS）、軽圧下鋳造（IBSR）等を適用することができる。電磁撹拌処理を行うことにより、板厚中心部に等軸晶を形成させ、偏析を低減させることができる。また、軽圧下鋳造を施した場合は、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止することにより、板厚中心部の偏析を低減させることができる。これらの偏析低減処理の少なくとも1つの適用により、後述する打抜き性、穴広げ性をより優れたレベルにすることができる。

巻取り後は、常法にしたがい、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。或いは更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。連続鋳造の際には、後述する表２、３中の熱延鋼板No.22,23（鋼K）以外のものについては、成分の偏析低減処理のため、電磁撹拌（EMS）を行った。次いで、これらの鋼素材を、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とからなる熱間圧延を施した。仕上圧延完了後、表２に示す条件の冷却開始時間（仕上圧延終了後から冷却（強制冷却）を開始するまでの時間）、平均冷却速度（仕上圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度）で冷却し、表２に示す条件の巻取り温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。なお、仕上圧延において、○を付したものにはスタンド間冷却を行った。

以上により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物定量、引張試験、穴広げ試験、打抜き加工試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は以下の通りである。

（i）組織観察
各組織の面積率と粒径
熱延鋼板から走査電子顕微鏡（SEM）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（3質量％ナイタール溶液）で組織を現出させ、板厚1/4位置にて走査電子顕微鏡（SEM）を用い、3000倍の倍率で5視野撮影して画像処理により各相（ベイナイト相、MA相（マルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相）、F相（フェライト相））の面積率と粒径を定量化した。

仕上圧延後の旧オーステナイト粒（旧γ粒）のアスペクト比および再結晶粒の面積率
熱延鋼板から光学顕微鏡用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（ピクリン酸、界面活性剤、シュウ酸を含有する水溶液）で旧オーステナイト組織を現出させ、板厚1/4位置にて光学顕微鏡を用い、400倍の倍率で5視野撮影して、旧オーステナイト粒を楕円に近似し、すなわち、粒の最長部を長径とし、最短部を短径とし、（長径）／（短径）をアスペクト比として測定した。得られた各旧オーステナイト粒のアスペクト比を算術平均した値を平均アスペクト比とした。

また、前記旧オーステナイト粒のうち、アスペクト比が1.00以上1.05以下の旧オーステナイト粒を再結晶旧オーステナイト粒とし、アスペクト比が1.05超である旧オーステナイト粒を未再結晶旧オーステナイト粒とした。画像処理により、再結晶旧オーステナイト粒と未再結晶旧オーステナイト粒の面積をそれぞれ求め、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率を求めた。

光学顕微鏡による旧オーステナイト粒の同定が困難な場合は、SEMを使用した電子線反射回折（Electron Back Scatter Diffraction Patterns:EBSD）法により、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率を求めた。熱延鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を観察面として、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行った。その後EBSD測定装置によって、電子線の加速電圧20kV、測定間隔0.2μmステップで500μm×500μmの面積を、板厚1/4位置で3箇所測定し、回転マトリクス法を用いて旧オーステナイト粒を再構築した。再構築した旧オーステナイト粒を楕円に近似してアスペクト比を測定した。アスペクト比が1.00以上1.05以下の旧オーステナイト粒を再結晶旧オーステナイト粒、アスペクト比が1.05超である旧オーステナイト粒を未再結晶旧オーステナイト粒とした。再結晶旧オーステナイト粒と未再結晶旧オーステナイト粒の面積をそれぞれ求め、未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率を求めた。

（ii）析出物定量
熱延鋼板から電解残渣抽出用試験片（大きさ：50mm×50mm）を採取し、10％ＡＡ系電解液（10vol％アセチルアセトン−１mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、電流密度：20mA/cm²で、試験片全厚に対して定電流電解した。得られた電解液を孔径20nmのフィルターを用いて濾過し、直径20nm以上の析出物と直径20nm未満の析出物を分離した。直径20nm未満の析出物の重量を測定し、電解重量で割ることで、直径20nm未満の析出物の質量％を求めた。なお、電解重量は、電解後の電解用試験片を洗浄し、重量を測定して、電解前の試験片重量から差し引くことにより求めた。

（iii）引張試験
熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにJIS5号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、YP）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を求めた。

（iv）穴広げ試験
得られた熱延鋼板から、穴広げ試験用試験片（大きさ：ｔ×100×100 mm）を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠して、試験片中央に10mmφポンチで、クリアランス：12.5％で、ポンチ穴を打ち抜いた後、該ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄ(mm)を求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−10）／10｝×100
で定義される穴広げ率λ（％）を算出した。なお、クリアランスは、板厚に対する割合（％）である。穴広げ試験で得られたλが60％以上の場合を、穴広げ性が良好と評価した。

（v）打抜き加工試験
熱延鋼板から、ブランク板（50mm×50mm）を10枚採取した。そして打抜きポンチを20mmφの平底型として、打抜きクリアランスを20％±2％以内となるようにダイ側の穴径を決定し、上から板押さえで固定して20mmφのポンチ穴を打ち抜いた。ブランク板10枚全てに対して打ち抜き後、ポンチ穴の全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率：50倍）で、割れ、欠け、脆性破面、2次せん断面等の有無を観察した。前記の10個のポンチ穴について、割れ、欠け、脆性破面、2次せん断面等がないポンチ穴が10個のものを◎（合格）、割れ、欠け、脆性破面、2次せん断面等がないポンチ穴が8〜9個のものを○（合格）とし、それ以外（割れ、欠け、脆性破面、2次せん断面等のないポンチ穴が0〜7個のもの）を×（不合格）として、打抜き性を評価した。

本発明の範囲内で製造した熱延鋼板は、980MPa以上の引張強さを有し、打抜き性と穴広げ性に優れていた。

一方、鋼板No.4は、仕上圧延終了後の冷却開始時間が2.0sを超えており、引張強さTSが980MPa未満であった。また、鋼板No.5は、仕上圧延完了温度が830℃未満であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0を超えており、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、優れた穴広げ性および打抜き性を得られなかった。

また、鋼板No.6は、仕上圧延完了温度が950℃を超えており、再結晶した旧オーステナイト粒の面積率が15％を超えており、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、引張強さTSが980MPa未満であり、優れた穴広げ性を得られなかった。また、鋼板No.7は、平均冷却速度が30℃/s未満であり、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、優れた穴広げ性を得られなかった。

また、鋼板No．11は、巻取り温度（冷却停止温度）が300℃未満であり、ベイナイト相の面積率が85％未満であり、マルテンサイト相の面積率が15％超えであり、マルテンサイト相の平均粒径が3.0μmを超えていたため、優れた穴広げ性を得られなかった。また、鋼板No．13は、仕上圧延開始温度が1000℃未満であり、再結晶した旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0を超えていたため、優れた打抜き性を得られなかった。

また、鋼板No.23は、巻取り温度（冷却停止温度）が530℃を超えており、マルテンサイト相の平均粒径が3.0μmを超えており、直径20nm未満の析出物が0.10質量％を超えていたため、優れた穴広げ性および打抜き性を得られなかった。また、鋼板No．33は、Mn含有量が1.0質量％未満であり、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、引張強さTSが980MPa未満であり、優れた穴広げ性を得られなかった。

また、鋼板No.34は、C含有量が0.18質量％を超えており、ベイナイト相の面積率が85％未満であり、マルテンサイトの面積率が15％を超えていたため、優れた穴広げ性を得られなかった。また、鋼板No．35は、Si含有量が0.2質量％未満であったため、引張強さTSが980MPa未満であり、優れた穴広げ性を得られなかった。

また、鋼板No.36は、B含有量が0.0005質量％未満であり、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、優れた穴広げ性を得られなかった。また、鋼板No.37は、Ti含有量が0.02質量％未満であり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3未満であり、再結晶旧オーステナイト粒の面積率が15％を超えており、ベイナイト相の面積率が85％未満であったため、引張強さTSが980MPa未満であり、優れた穴広げ性を得られなかった。

鋼板No.38は、Ti含有量が0.15質量％超えであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が5.0超えであったため、優れた打抜き性を得られなかった。

Claims (5)

1. 質量％で、C：0.04％以上0.18％以下、Si：0.2％以上2.0％以下、Mn：1.0％以上3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上0.15％以下、Cr：0.10％以上1.00％以下、B：0.0015％以上0.0050％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
   面積率で85％以上のベイナイト相を主相とし、面積率で15％以下のマルテンサイト相またはマルテンサイト−オーステナイト混合相を第2相とし、残部がフェライト相からなり、
   前記第2相の平均粒径が3.0μm以下であり、
   さらに旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が1.3以上5.0以下であり、
   未再結晶旧オーステナイト粒に対する再結晶旧オーステナイト粒の面積率が15％以下である組織を有し、
   かつ熱延鋼板中に析出している直径20nm未満の析出物が質量％で0.10％以下であり、引張強さTSが980MPa以上である高強度熱延鋼板。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005％以上0.050％以下、V：0.05％以上0.30％以下、Mo：0.05％以上0.30％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01％以上0.30％以下、Ni：0.01％以上0.30％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.0002％以上0.020％以下、Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
5. 請求項１ないし４のいずれか１項に記載された高強度熱延鋼板の製造方法であり、
   鋼素材を、1150℃以上に加熱したのち、仕上圧延開始温度を1000℃以上1200℃以下、仕上圧延完了温度を830℃以上950℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、30℃/s以上の平均冷却速度で300℃以上530℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法。