JP7440804B2 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、熱間圧延鋼板に関する。
本願は、２０２０年１０月２８日に、日本に出願された特願２０２０－１８０７２９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、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が取り組まれている。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、乗員の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。
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、高い強度と優れた加工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。自動車部材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、その中でも延性および曲げ性は加工性の重要な指標として位置付けられている。
高い強度と優れた加工性とを兼備する鋼板として、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの複合組織で構成されるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板（ＤＰ鋼板）、並びに、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を活用したＴＲＩＰ鋼板が従来から提案されている。
例えば、特許文献１には、フェライトとマルテンサイトとを含む金属組織を有し、前記金属組織では、面積％で、フェライトが９０％～９８％、マルテンサイトが２％～１０％、ベイナイトが０％～３％、パーライトが０％～３％であり、強度と伸びと穴広げ性とに優れた熱延鋼板が開示されている。ＤＰ鋼板およびＴＲＩＰ鋼板は降伏比が低いため、より高い衝撃強度および疲労強度が要求される自動車足回り部品には適用することができない場合がある。
一般的に、自動車足回り部品には、フェライトとベイナイトとの複合組織で構成され、析出強化を活用した鋼板が適用されている。例えば、特許文献２には、ミクロ組織の主相がＴｉ炭化物により析出強化されたポリゴナルフェライトからなり、第二相が面積分率（ｆｓｄ（％））で１～１０％の、複数に分散した低温変態生成物からなる複合組織であり、５４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、表面性状と切欠き疲労特性に優れた高バーリング加工性高強度複合組織鋼板が開示されている。
しかしながら、上記のような鋼板では、引張強さを７８０ＭＰａ以上とした場合に、十分な靭性が得られない場合がある。また、高強度化のためにＳｉ含有量を高くした鋼板では、スケール除去を行った場合であってもスケール模様が残り、鋼板の外観が劣る場合がある。
また、特許文献３には、金属組織が、主相としてフェライトと、第二相としてマルテンサイト及び残留オーステナイトのうちの少なくとも一つと、複数の介在物と、を含み、圧延方向の長さが３０μｍ以上である介在物群と、圧延方向の長さが３０μｍ以上である独立介在物との、圧延方向の長さの総和が、１ｍｍ２当たり、０ｍｍ以上０．２５ｍｍ以下である熱延鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献３に記載の技術では、低温の靱性が不十分であり、寒冷地での使用時および衝撃時に十分に破壊を抑制できるようにするためには、低温での靭性の一層の向上が必要であった。
国際公開第２０１８／０３３９９０号 国際公開第２０１４／０５１００５号 国際公開第２０１２／１２８２２８号
Ｊ． Ｗｅｂｅｌ， Ｊ． Ｇｏｌａ， Ｄ． Ｂｒｉｔｚ， Ｆ． Ｍｕｃｋｌｉｃｈ， Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ １４４ （２０１８） ５８４－５９６ Ｄ． Ｌ． Ｎａｉｋ， Ｈ． Ｕ． Ｓａｊｉｄ， Ｒ． Ｋｉｒａｎ， Ｍｅｔａｌｓ ２０１９， ９， ５４６ Ｋ． Ｚｕｉｄｅｒｖｅｌｄ， Ｃｏｎｔｒａｓｔ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ａｄａｐｔｉｖｅ Ｈｉｓｔｏｇｒａｍ Ｅｑｕａｌｉｚａｔｉｏｎ， Ｃｈａｐｔｅｒ ＶＩＩＩ．５， Ｇｒａｐｈｉｃｓ Ｇｅｍｓ ＩＶ． Ｐ．Ｓ． Ｈｅｃｋｂｅｒｔ （Ｅｄｓ．）， Ｃａｍｂｒｉｄｇｅ， ＭＡ， Ａｃａｄｅｍｉｃ Ｐｒｅｓｓ， １９９４， ｐｐ． ４７４－４８５
本発明は、上記実情に鑑みてなされた。本発明は、高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性、靭性および外観を有する熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
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 ：０．０２５～０．０５５％、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以上、０．５００％未満、
Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、
Ｓｉ：０．１００％以下、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｎ ：０．１００％以下、
Ｏ ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０～０．０５０％、
Ｖ ：０～０．０５０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｂ ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
ＲＥＭ：０～０．１０００％、
Ｂｉ：０～０．０２００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｃｏ：０～１．０００％、
Ｚｎ：０～１．０００％、
Ｗ ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積％で、
ポリゴナルフェライト：２．０％以上、１０．０％未満、および
残部組織：８７．０～９８．０％のベイニティックフェライト、並びに、合計で０～３．０％のセメンタイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトであり、
グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像における前記残部組織を解析することによって得られる下記式（１）で示されるＣｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値が０．８２～０．９５であり、下記式（２）で示されるＭａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００４０～０．０２００であることを特徴とする熱間圧延鋼板。
Figure 0007440804000001
Figure 0007440804000002
 ここで、上記式（１）および式（２）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、μｘ、μｙ、σｘ、σｙは下記式（３）～（６）により示される。
Figure 0007440804000003
Figure 0007440804000004
Figure 0007440804000005
Figure 0007440804000006
 （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、
Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
Ｖ ：０．００１～０．０５０％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：０．０１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｂ ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％、
Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
Ｚｎ：０．００１～１．０００％、
Ｗ ：０．００１～１．０００％、および
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
からなる群のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板は、前記金属組織の前記Ｍａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００８０～０．０２００であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板は、前記化学組成が、質量％でのＳｉ含有量をＳｉと表し、質量％でのＡｌ含有量をＴ－Ａｌと表したとき、Ｓｉ＋Ｔ－Ａｌ＜０．５００％を満たしてもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
降伏応力を前記引張強さで除することにより求められる降伏比が０．８６以上であってもよい。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性、靭性および外観を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る上記好ましい態様によれば、より優れた曲げ性を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。
本発明者らは、上述の課題に鑑み、熱間圧延鋼板の化学組成および金属組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた。その結果、本発明者らは、Ｓｉ含有量を低くし、且つ特定の特徴を持った低温変態組織（ベイニティックフェライト）を有する金属組織とすることで、高い強度および降伏比を有し、且つ優れた延性、曲げ性、靭性および外観を有する熱間圧延鋼板が得られることを知見した。
以下、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成および金属組織について、より具体的に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
以下に「～」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」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、熱間圧延鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
１．化学組成
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２５～０．０５５％、Ｍｎ：１．００～２．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以上、０．５００％未満、Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、Ｓｉ：０．１００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．１００％以下、Ｏ：０．０１０％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含む。以下に各元素について詳細に説明する。
Ｃ：０．０２５～０．０５５％
Ｃは、所望の強度を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０２５％未満では、所望の引張強さを得ることができない。したがって、Ｃ含有量は０．０２５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０２７％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．０５５％超では、熱間圧延鋼板の曲げ性および靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０５５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５２％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｍｎ：１．００～２．００％
Ｍｎは、フェライト変態を抑制して熱間圧延鋼板の強度を高める元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、所望の引張強さを得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．３０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、熱間圧延鋼板の曲げ性および靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．７０％以下または１．６０％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以上、０．５００％未満
Ａｌは、鋼を脱酸して、鋼を健全化する（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制する）作用を有するとともに、特定の特徴を持った低温変態組織（ベイニティックフェライト）の生成を促進し、熱間圧延鋼板の曲げ性および靭性を高める作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．２００％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．２００％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．２５０％以上であり、より好ましくは０．３００％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５００％以上では、上記効果が飽和するとともに経済的に好ましくない。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５００％以上では、ポリゴナルフェライトが過剰に析出する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．４５０％以下、より好ましくは０．４００％以下または０．３５０％以下である。
なお、ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成では、質量％でのＳｉ含有量をＳｉと表し、質量％でのＡｌ含有量をＴ－Ａｌと表したとき、Ｓｉ＋Ｔ－Ａｌ＜０．５００％を満たしてもよい。Ｓｉ＋Ｔ－Ａｌ＜０．５００％を満たすことで、ポリゴナルフェライトの面積率を安定的に１０％以下とすることができる。また、スラブ割れの発生をより低減することができる。
なお、ここでいうＴ－Ａｌは、熱間圧延鋼板に含まれるＡｌの全含有量（質量％）のことをいい、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）含有量と比較的微量の酸不溶性Ａｌ（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ）含有量との合計である。
必要に応じて、Ｔ－Ａｌ含有量を、０．２００～０．５００％としてもよい。その上限を０．４５０％、０．４００％又は０．３５０％としてもよく、その下限を０．２５０％または０．３００％としてもよい。
Ｔｉ：０．０３０～０．２００％
Ｔｉは、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、ピン止め効果による金属組織の微細化、および析出強化によって熱間圧延鋼板の引張強さを高める作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０３０％未満であると、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超であると、ポリゴナルフェライトの過剰析出により、熱間圧延鋼板の引張強さが劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。
Ｓｉ：０．１００％以下
Ｓｉは、フェライトの生成を促進して熱間圧延鋼板の延性を向上させる作用と、フェライトを固溶強化して熱間圧延鋼板の強度を上昇させる作用とを有する。また、Ｓｉは脱酸により鋼を健全化する作用を有する。しかし、Ｓｉ含有量が０．１００％超では、熱間圧延鋼板の表面にスケールが発生し、スケール除去を行った場合であってもスケール模様が熱間圧延鋼板の表面に残存する。その結果、熱間圧延鋼板の外観が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｓｉ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｓ含有量は０．０１０％以上としてもよい。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、一般的に不純物として鋼中に含有される元素であるが、固溶強化により熱間圧延鋼板の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、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、粒界偏析に起因する熱間圧延鋼板の曲げ性の低下が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は、０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％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、Ｐ含有量は０．００１％としてもよい。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素である。また、Ｓは、鋼中に硫化物系介在物を形成して熱間圧延鋼板の曲げ性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると、熱間圧延鋼板の曲げ性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％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、Ｓ含有量は０．０００１％としてもよい。
Ｎ：０．１００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、熱間圧延鋼板の曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．１００％超では、熱間圧延鋼板の曲げ性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、より一層好ましくは０．０１０％以下または０．００６％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、Ｎ含有量は０．００１％以上としてもよい。
Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊および水素誘起割れを引き起こす元素である。Ｏ含有量が０．０１０％超であると、脆性破壊および水素誘起割れが発生し易くなる。そのため、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下または０．００３％以下である。
溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために、Ｏ含有量は０．０００５％以上、または０．００１％以上としてもよい。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、下記元素を任意元素として含有してもよい。これらの任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、任意元素について詳細に説明する。
Ｎｂ：０～０．０５０％
Ｎｂは、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％超であると、熱間圧延鋼板の曲げ性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下または０．０１０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００５％以下、０．００３％以下または０．００１％以下としてもよい。
Ｖ：０～０．０５０％
Ｖは、Ｎｂと同様に、炭化物および窒化物として鋼中に微細析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｖ含有量が０．０５０％超であると、熱間圧延鋼板の曲げ性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は０．０５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下または０．０１０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００５％以下、０．００３％以下または０．００１％以下としてもよい。
Ｃｕ：０～２．００％
Ｃｕは、熱間圧延鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して熱間圧延鋼板の強度を高める作用を有する。これらの作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超であると、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２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．６０％以下または０．３０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．１０％以下、０．０３％以下または０．０１％以下としてもよい。
Ｃｒ：０～２．００％
Ｃｒは、熱間圧延鋼板の焼入性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｃｒ含有量が２．００％超では、熱間圧延鋼板の化成処理性が著しく低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．６０％以下または０．３０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．１０％以下、０．０３％または０．０１％以下としてもよい。
Ｍｏ：０～１．０００％
Ｍｏは、熱間圧延鋼板の焼入性を高める作用および鋼中に炭化物として析出して熱間圧延鋼板の強度を高める作用を有する。これらの作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｍｏ含有量を１．０００％超としても上記作用による効果は飽和して経済的に好ましくない。したがって、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．６００％以下であり、より好ましくは０．４００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下または０．０３０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．０１０％以下、０．００３％以下または０．００１％以下としてもよい。
Ｎｉ：０～２．００％
Ｎｉは、熱間圧延鋼板の焼入性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．６０％以下または０．３０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．１０％以下、０．０３％以下または０．０１％以下としてもよい。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは、熱間圧延鋼板の焼入れ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｂ含有量が０．０１００％超では、熱間圧延鋼板の曲げ性が著しく低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下または０．００２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００１０％以下、０．０００３％以下または０．０００１％以下としてもよい。
Ｃａ：０～０．０２００％
Ｃａは、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱間圧延鋼板の曲げ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％超であると、鋼中に介在物が過剰に生成され、熱間圧延鋼板の曲げ性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下または０．００２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００１０％以下、０．０００３％以下または０．０００１％以下としてもよい。
Ｍｇ：０～０．０２００％
Ｍｇは、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱間圧延鋼板の曲げ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％超であると、鋼中に介在物が過剰に生成され、熱間圧延鋼板の曲げ性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下または０．００２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００１０％以下、０．０００３％以下または０．０００１％以下としてもよい。
ＲＥＭ：０～０．１０００％
ＲＥＭは、鋼中の介在物の形状を好ましい形状に調整することにより、熱間圧延鋼板の曲げ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
しかし、ＲＥＭ含有量が０．１０００％超であると、鋼中に介在物が過剰に生成され、熱間圧延鋼板の曲げ性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下または０．００２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００１０％以下、０．０００３％以下または０．０００１％以下としてもよい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。
Ｂｉ：０～０．０２００％
また、Ｂｉは、凝固組織を微細化することにより、熱間圧延鋼板の曲げ性を高める作用を有する。この作用による効果をより確実に得るためには、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
しかし、Ｂｉ含有量が０．０２００％超であると、上記作用による効果は飽和してしまい、経済的に好ましくない。したがって、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下または０．００２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．００１０％以下、０．０００３％以下または０．０００１％以下としてもよい。
Ｚｒ：０～１．０００％
Ｃｏ：０～１．０００％
Ｚｎ：０～１．０００％
Ｗ：０～１．０００％
Ｓｎ：０～０．０５０％
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷについて、本発明者らは、これらの元素をそれぞれ１．０００％以下含有させても、本実施形態に係る熱間圧延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷを１．０００％以下含有させてもよい。Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷの含有量の上限は、好ましくは０．６００％以下であり、より好ましくは０．４００％以下、０．２００％以下、０．１００％以下または０．０３０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．０１０％以下、０．００３％以下または０．００１％以下としてもよい。Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷの含有量の合計を１．０００％以下、０．１００％以下または０．０１０％以下としてもよい。
また、本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る熱間圧延鋼板の効果は損なわれないことを確認している。しかし、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ため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。合金コスト削減のため、必要に応じて、０．０１０％以下、０．００３％以下または０．００１％以下としてもよい。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、および／または本実施形態に係る熱間圧延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
上述した熱間圧延鋼板の化学組成は、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、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
熱間圧延鋼板の金属組織
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、金属組織が、面積％で、ポリゴナルフェライト：２．０％以上、１０．０％未満、および残部組織：９０．０％超、９８．０％以下であり、グレーレベル共起行列（Ｇｒａｙ－Ｌｅｖｅｌ Ｃｏ－ｏｃｃｕｒｒｅｎｃｅ Ｍａｔｒｉｘ、ＧＬＣＭ）法により、前記金属組織のＳＥＭ画像における前記残部組織を解析することによって得られる、後述の式（１）で示されるＣｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値が０．８２～０．９５であり、後述の式（２）で示されるＭａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００４０～０．０２００である。
なお、本実施形態では、圧延方向に平行な断面で、板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における金属組織における組織分率、Ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値およびＭａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。なお、「板厚の１／４位置」とは、表面から板厚の１／４だけ離れた位置を意味し、以下、同様である。必要に応じて、試験片採取の都合により多少表面からの距離が多少異なってもよいが、表面から１／８深さ～表面から３／８深さの領域の範囲内とする。
ポリゴナルフェライトの面積率：２．０％以上、１０．０％未満
ポリゴナルフェライトは比較的高温でｆｃｃがｂｃｃに変態したときに生成する組織である。ポリゴナルフェライトは強度が低く、靭性が低下しやすいため、その面積率が過剰であると所望の引張強さおよび靭性を得ることができない。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は１０．０％未満とする。ポリゴナルフェライトの面積率は、好ましくは９．０％以下または８．０％以下であり、より好ましくは７．０％以下または６．０％以下である。
高い降伏比とするために、ポリゴナルフェライトの面積率は２．０％以上とする。ポリゴナルフェライトの面積率は、好ましくは３．０％以上であり、より好ましくは４．０％以上または４．５％以上である。
残部組織：９０．０％超、９８．０％以下
本実施形態に係る熱間圧延鋼板には、ポリゴナルフェライト以外に、９０．０％超、９８．０％以下の残部組織が含まれる。具体的な残部組織は、面積率で、８７．０～９８．０％のベイニティックフェライト、並びに、合計で０～３．０％の「セメンタイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト」である。ベイニティックフェライト、セメンタイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの１種または２種以上の組織からなる残部組織は、ポリゴナルフェライトとは異なり、内部に比較的高い結晶方位差を有しているため、後述のＧＡＭ値が０．４°超となる。一方、ポリゴナルフェライトは、ＧＡＭ値が０．４°以下となる。このため、ＧＡＭ値を用いて、ポリゴナルフェライトと前記残部組織とを容易に区別することができる。
なお、本実施形態に係る金属組織は、面積率で、ポリゴナルフェライトが２．０％以上、１０．０％未満、ベイニティックフェライトが８７．０～９８．０％、その他組織を０～３．０％とすることも可能である。この場合、ベイニティックフェライトの面積率の下限を８８．０％、８９．０％、９０．０％または９１．０％としてもよく、その上限を９７．０％、９６．０％、９５．０％または９３．０％としてもよい。その他組織は、ベイニティックフェライト、セメンタイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの１種または２種以上の組織からなる。その他組織の面積率の上限を２．５％、２．０％または１．５％としてもよい。その他組織の面積率の下限は０％であるが、０．１％、０．３％または０．６％としてもよい。
各組織の面積率は以下の方法により得る。
熱間圧延鋼板から、板厚の１／４位置且つ板幅方向中央位置における、圧延方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。試料は、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。切り出した試料の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液および純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。
試料断面の表面から板厚の１／４位置において、圧延方向に１００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．０１秒／点とする。
得られた結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃであるものを残留オーステナイトと判断する。また、結晶構造がｂｃｃと判断された領域において、方位差が１５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒を特定する。特定された結晶粒のそれぞれに対し、結晶粒内の方位差（ＧＡＭ値：Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）が０．４°以下であるか０．４°超であるかを判定する。上述の操作を少なくとも５領域において行う。ＧＡＭ値が０．４°以下である結晶粒をポリゴナルフェライトと判断する。全観察面積を分母とし、ポリゴナルフェライトの面積の合計を分子として、ポリゴナルフェライトの面積率を算出する。
また、残留オーステナイトと判断された領域の面積率の平均値を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。なお、ＧＡＭ値が０．４°超である結晶粒については、後述の方法によりＣｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値（Ｃ値）およびＭａｘｉｍｕｍ ｐｒｏｂａｂｌｉｔｙ値を測定する。
結晶構造がｂｃｃと判断された領域のうち、ポリゴナルフェライト以外の領域と判断された領域について、方位差が１５°以上である粒界を結晶粒界の定義とした条件下で、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱ」機能を用いて、上記ポリゴナルフェライトの領域の「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱ」を算出する。その最大値をＩαとしたとき、「Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ ＩＱ」がＩα／２以下となる領域を「セメンタイト、パーライト、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」と判断する。この領域の面積率を算出することで、「セメンタイト、パーライト、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」の面積率の合計を得る。
ベイニティックフェライトの面積率は、１００％から、上述の方法により得られたポリゴナルフェライト、残留オーステナイト、並びに、「セメンタイト、パーライト、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」の面積率を差し引くことで得る。
残部組織の面積率は、上述の方法により得た残留オーステナイトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、並びに、「セメンタイト、パーライト、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」の総和を算出することで得る。
なお、ベイニティックフェライトは、光学顕微鏡による組織観察を行った場合には、そのほとんどがベイナイトと判定される組織である。本実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織を光学顕微鏡により組織観察した場合には、少なくとも面積率で８０％以上のベイナイトが観察される。光学顕微鏡による組織観察は、例えば、次の方法に行うとよい。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料を切り出し、観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の試料に、ナイタール腐食を施した後、組織観察を行う。
Ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値（Ｃ値）：０．８２～０．９５
Ｍａｘｉｍｕｍ ｐｒｏｂａｂｌｉｔｙ値（Ｍ値）：０．００４０～０．０２００
高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性および靭性を得るためには、不均一性が低く、且つ結晶粒間の均一性が高い金属組織とすることが重要である。本実施形態では、金属組織の極小領域間の不均一性の指標としてＣｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値（以下、Ｃ値ともいう、）を採用し、金属組織全体の均一性の指標としてＭａｘｉｍｕｍ ｐｒｏｂａｂｌｉｔｙ値（以下、Ｍ値ともいう。）を採用する。
Ｃ値は金属組織の結晶粒内の不均一性を表す。結晶粒内のサブミクロンオーダーで隔てられた各点間が不均一である場合、Ｃ値は向上する。本実施形態では、結晶粒内に微細な亜粒界や析出物を有するベイニティックフェライトを有する金属組織とする必要があるため、Ｃ値を所望の値に制御する必要がある。Ｃ値が０．８２未満であると、高い強度および降伏比を得ることができない。よって、Ｃ値は０．８２以上とする。Ｃ値は、好ましくは０．８３以上であり、より好ましくは０．８５以上である。
Ｃ値が０．９５超である場合には、下部組織が過度に発達した金属組織となり、冷却中の可動転位導入のため、高い降伏比を得ることが困難となる。したがって、Ｃ値は０．９５以下とする。Ｃ値は、好ましくは０．９０以下であり、より好ましくは０．８８以下である。
Ｍ値は金属組織全体の均一性を表し、一定の輝度差を持つ領域の面積が広いほど上昇する。Ｍ値が高いことは、金属組織全体の均一性が高いことを意味する。本実施形態では、均一性が高いベイニティックフェライト主体の金属組織とする必要があるため、Ｍ値を高める必要がある。Ｍ値が０．００４０未満である場合には、組織中に微細なセメンタイトやＭＡ（フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの混合物）が分散したベイニティックフェライトとなり、優れた曲げ性および靭性を得ることができない。よって、Ｍ値は０．００４０以上とする。Ｍ値は、好ましくは０．００６０以上であり、より好ましくは０．００８０以上である。Ｍ値を０．００８０以上とすることで、熱間圧延鋼板の曲げ性をより高めることができる。
Ｍ値は高い程好ましいが、ベイニティックフェライト主体の金属組織において、Ｍ値を０．０２００超に制御することは困難であるため、Ｍ値は０．０２００以下とする。Ｍ値は、好ましくは０．０１５０以下であり、より好ましくは０．０１２０以下、０．０１００以下または０．０９０以下である。
Ｃ値およびＭ値は以下の方法により得ることができる。なお、上述の組織観察でポリゴナルフェライトと判定された領域以外の領域について以下の測定を行う。ポリゴナルフェライトと判定された領域以外の領域とは、残部組織のことであり、方位差が１５°以上である結晶粒界で囲まれた結晶粒のうち、結晶粒内の方位差（ＧＡＭ値）が０．４°超である結晶粒のことである。
本実施形態において、Ｃ値およびＭ値を算出するために撮影するＳＥＭ画像の撮影領域は、圧延方向に平行な断面における、鋼板表面から板厚の１／４位置、且つ、板幅方向中央位置とする。ＳＥＭ画像の撮影には、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＳＵ－６６００ショットキー電子銃を使用し、エミッタをタングステンとし、加速電圧を１．５ｋＶとする。以上の設定のもと、倍率３０００倍で、２５６階調のグレースケールにてＳＥＭ画像を出力する。なお、観察面積は３０μｍ×３０μｍとし、観察視野数は５視野とする。
次に、得られたＳＥＭ画像を８８０×８８０ピクセルの領域に切り出した画像に、非特許文献３に記載の、コントラスト強調の制限倍率を２．０とした、タイルグリッドサイズが８×８の平滑化処理を施す。９０度を除いて、０度から１７９度まで１度毎に反時計回りに平滑化処理後のＳＥＭ画像を回転させ、１度毎に画像を作成することで、合計で１７９枚の画像を得る。次に、これら１７９枚の画像それぞれに対し、非特許文献１に記載のグレーレベル共起行列法（ＧＬＣＭ法）を用いて、隣接するピクセル間の輝度の頻度値を行列の形式にて採取する。
以上の方法により採取された１７９個の頻度値の行列を、ｋを元画像からの回転角度として、ｐｋ（ｋ＝０・・・８９、９１、・・・１７９）と表現する。各画像に対し、生成されたｐｋを全てのｋ（ｋ＝０・・・８９、９１・・・１７９）について合計した後に、各成分の総和が１となるように規格化した２５６×２５６の行列Ｐを算出する。更に、非特許文献２に記載の下記式（１）および式（２）を用いて、Ｃ値およびＭ値をそれぞれ算出する。なお、全視野について測定して得られた平均値を算出する。なお、Ｃ値は下記の式（１）により算出されるが、前述のとおり２５６×２５６の行列Ｐを用いて算出されるため、この点を強調したい場合、式（１）を下記の式（１’）に修正することができる。
下記式（１）および式（２）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、μｘ、μｙ、σｘ、σｙは下記式（３）～（６）により示される。下記式（１）～（６）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰ（ｉ，ｊ）と表記している。
また、２５６×２５６の行列Ｐを用いて算出されるため、この点を強調したい場合、式（３）～（６）を下記式（３’）～（６’）に修正することができる。下記式（１’）および（３’）～（６’）では、行列Ｐのｉ行ｊ列目の値をＰｉｊと表記している。
Figure 0007440804000007
Figure 0007440804000008
Figure 0007440804000009
Figure 0007440804000010
Figure 0007440804000011
Figure 0007440804000012
Figure 0007440804000013
Figure 0007440804000014
Figure 0007440804000015
Figure 0007440804000016
Figure 0007440804000017
機械特性
本実施形態において、引張強さおよび全伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片とする。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とすればよい。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ以上であってもよい。好ましくは８００ＭＰａ以上である。引張強さを７８０ＭＰａ以上とすることで、適用部品が限定されることなく、車体軽量化の寄与を大きくすることができる。
また、優れた曲げ性と靭性とを両立する上では実質的に９８０ＭＰａ以上の引張強さとすることは困難であるため、引張強さは９８０ＭＰａ未満または９００ＭＰａ以下としてもよい。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、全伸びが１５．０％以上であってもよい。好ましくは１８．０％以上である。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、降伏比が０．８６以上であってもよい。降伏比は降伏応力を引張強さで除することにより求められる（降伏応力／引張強さ）。降伏応力は、上述の方法で引張試験を行い、熱間圧延鋼板が不連続降伏する場合は上降伏点とし、連続降伏する場合は０．２％耐力とする。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、後述のＶブロック法に準拠した試験により得られる限界曲げ半径Ｒと板厚ｔとの比Ｒ／ｔが０．８以下であってもよい。Ｒ／ｔが０．８以下であれば、優れた曲げ性を有する熱間圧延鋼板であると判断することができる。Ｒ／ｔは０．５以下であることがより好ましい。
限界曲げＲ／ｔは次の方法により得る。
熱間圧延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出す。曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）について、ＪＩＳ
Ｚ ２２４８：２００６の「６．３ Ｖブロック法」に準拠して曲げ試験（ただし、曲げ角度θは９０°とする。）を行う。亀裂の発生しない最小曲げ半径Ｒを求め、板厚ｔで除することで、限界曲げＲ／ｔを得る。
ただし、亀裂の有無は、試験後の試験片曲げ表面を拡大鏡や光学顕微鏡で１０倍以上の倍率で亀裂を観察し、試験片の曲げ表面に観察される亀裂長さが０．５ｍｍを超える場合に亀裂有と判断する。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板は、－１００℃における吸収エネルギーが１２０Ｊ／ｃｍ２以上であってもよい。－１００℃における吸収エネルギーが１２０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、優れた靭性を有する熱間圧延鋼板であると判断することができる。
吸収エネルギーは次の方法により得る。
熱間圧延鋼板から、Ｖノッチを有するシャルピー試験片を作製する。シャルピー試験片は、試験片長手方向が熱間圧延鋼板の圧延方向と平行になるように作製する。得られたシャルピー試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、－１００℃にてシャルピー衝撃試験を行う。シャルピー衝撃試験により得られた吸収エネルギーを、切欠き部の原断面積（シャルピー衝撃試験前のシャルピー衝撃片の切欠き部の断面積）で除することで、－１００℃における吸収エネルギー（Ｊ／ｃｍ２）を得る。
板厚
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、０．６～８．０ｍｍとしてもよい。熱間圧延鋼板の板厚を０．６ｍｍ以上とすることで、圧延荷重が過大となることを抑制でき、熱間圧延を容易に行うことができる。また、板厚を８．０ｍｍ以下とすることで、金属組織の微細化が容易となり、上述した金属組織を容易に得ることができる。
めっき層
熱間圧延鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
製造条件
本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好適な製造方法は、以下の通りである。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板を得るためには、所定の条件で熱間圧延を行い、その後の巻き取りまでの冷却履歴を制御することが効果的である。
本実施形態に係る熱間圧延鋼板の好適な製造方法では、以下の工程（１）～（９）を順次行う。なお、本実施形態におけるスラブの温度および鋼板の温度は、スラブの表面温度および鋼板の表面温度のことをいう。
（１）スラブを１２００℃以上の温度域で１．０時間以上保持する。
（２）３０％以上の圧下率で２回以上の圧延を行い、且つ１１００℃以上の温度域で粗圧延を完了する。
（３）仕上げ圧延開始温度を下記式（Ａ）により得られるＴ１（℃）以上とし、仕上げ圧延完了温度をＴ１－１００℃以上、Ｔ１－２０℃以下とする。
（４）６４０～７３０℃の温度域まで、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する（１次冷却）。
（５）６４０～７３０℃の温度域で空冷を開始し、空冷時間は２．６～８．１秒間とする（中間空冷）。
（６）５００～６００℃の温度域まで、１８～２８℃／ｓの平均冷却速度で冷却する（２次冷却）。
（７）１００℃以下の温度域まで、６５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却する（３次冷却）。
（８）１００℃以下の温度域で巻き取る。
Ｔ１（℃）＝９０７＋１６８×Ｔｉ＋１３２５×Ｎｂ＋１２００×Ｍｏ＋４５００×Ｂ…（Ａ）
上記式中の元素記号は各元素の質量％での含有量を示す。当該元素を含有しない場合は０を代入する。
上記製造方法を採用することにより、強高い強度および降伏比、並びに優れた曲げ性、靭性および外観を有する熱間圧延鋼板を安定して製造することができる。すなわち、スラブ加熱条件、熱延条件および熱間圧延後の冷却条件が相俟って、所望の金属組織を有する熱間圧延鋼板を安定して製造することができる。
スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度および保持時間
熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。また、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、１２００℃以上の温度域で１．０時間以上（３６００秒以上）保持することが好ましい。なお、１２００℃以上の温度域での保持では、鋼板温度を１２００℃以上の温度域で変動させてもよく、一定としてもよい。１２００℃以上の温度域で１．０時間以上保持することで、十分に溶体化することができ、結果として所望の引張強さを得ることができる。
粗圧延
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とに大別される。粗圧延では、３０％以上の圧下率で２回以上の圧延を行い、且つ１１００℃以上の温度域で粗圧延を完了することが好ましい。３０％以上の圧下率で２回以上の圧延を行うことで、金属組織の均一性を高めることができ、結果としてＭ値を高めることができる。また、粗圧延を完了する温度（粗圧延の最終パスの出側温度）を１１００℃未満とした場合、仕上げ圧延開始前にオーステナイト粒径が不均一になり、仕上げ圧延時のミクロ組織が不均一になるため、Ｍ値が低下する。そのため、粗圧延完了温度は１１００℃以上とする。
なお、圧下率は、粗圧延工程の各パスにおける圧延前の入口板厚をｔ０とし、圧延後の出口板厚をｔ１としたとき、｛（ｔ０－ｔ１）／ｔ０｝×１００（％）で表すことができる。
仕上げ圧延
粗圧延後は仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延では、仕上げ圧延開始温度（仕上げ圧延の１パス目の入側温度）を上記式（Ａ）により得られるＴ１（℃）以上とし、且つ仕上げ圧延完了温度（仕上げ圧延の最終パス目の出側温度）をＴ１－１００℃点以上、Ｔ１－２０℃以下とすることが好ましい。仕上げ圧延開始温度をＴ１（℃）以上、且つ仕上げ圧延完了温度をＴ１－１００℃以上とすることで、ポリゴナルフェライトの過度の析出を抑制することができる。また、仕上げ圧延完了温度をＴ１－２０℃以下とすることで、金属組織全体の均一性を高めることができ、結果としてＭ値を高めることができる。
仕上げ圧延では、Ｔ１（℃）以上の温度域における累積圧下率を８０．０％以上とし、且つＴ１（℃）未満の温度域における累積圧下率を５０．０％以下とすることがより好ましい。これにより、金属組織全体の均一性をより高めることができ、結果としてＭ値をより高めることができる。
なお、Ｔ１（℃）以上の温度域における累積圧下率は、仕上げ圧延の１パス目の入口板厚をｔ２とし、鋼板温度がＴ１（℃）であるときの板厚をｔ３としたとき、｛（ｔ２－ｔ３）／ｔ２｝×１００（％）で表すことができる。また、Ｔ１（℃）以下の温度域における累積圧下率は、鋼板温度がＴ１（℃）であるときの板厚をｔ３とし、仕上げ圧延の最終パス目の出側板厚をｔ４としたとき、｛（ｔ３－ｔ４）／ｔ３｝×１００（％）で表すことができる。
１次冷却
仕上げ圧延後は、６４０～７３０℃の温度域まで、８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが好ましい。平均冷却速度が８０℃／ｓ未満である場合、ポリゴナルフェライトが過度に析出する場合が有る。
６４０～７３０℃の温度域までの平均冷却速度は、熱間圧延鋼板を安定して製造する観点から４００℃／ｓ未満としてもよい。
なお、本実施形態において平均冷却速度とは、冷却開始時から冷却完了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却完了時までの所要時間で除した値のことをいう。
中間空冷
８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６４０～７３０℃の温度域まで冷却した後は、６４０～７３０℃の温度域で２．６～８．１秒間空冷を行うことが好ましい。また、空冷を終了する温度は６００℃以上とすることが好ましい。空冷を行う温度が６４０℃未満であると、また空冷を終了する温度が６００℃未満であると、所望のＭ値を得ることができない。空冷時間を２．６秒以上とすることで、ベイニティックフェライトの生成核を均一に形成させることができ、金属組織の均一性を高めることができ、結果としてＭ値を高めることができる。また、空冷時間を８．１秒以下とすることで、ポリゴナルフェライトの過度の析出を抑制することができる。
なお、空冷時の平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とする。また、中間空冷を行わずに巻き取り温度まで冷却した場合、ベイニティックフェライトの析出核の形成が十分ではなく、下部組織が発達した組織となるため、Ｃ値を０．９５以下に制御することが困難となる。
２次冷却
上記空冷後は、５００～６００℃の温度域まで、１８～２８℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが好ましい。５００～６００℃の温度域までの平均冷却速度を１８℃／ｓ以上とすることで、ベイニティックフェライト中の下部組織を適切に制御でき、結果としてＣ値を高めることができる。また、５００～６００℃の温度域までの平均冷却速度を２８℃／ｓ以下とすることで、金属組織全体の均一性を高めることができ結果としてＭ値を高めることができる。
３次冷却
５００～６００℃の温度域まで、１５℃／ｓ以上、３０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却した後は、１００℃以下の温度域まで、６５～１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却することが好ましい。１００℃以下の温度域までの平均冷却速度を６５～１００℃／ｓとすることで、金属組織全体の均一性を高めることができ、結果としてＭ値を高めることができる。
巻取り
巻取り温度は１００℃以下とすることが好ましい。巻取り温度を１００℃以下とすることで、金属組織全体の均一性を高めることができ、結果としてＭ値を高めることができる。
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性およ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および２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、表３～１０に示す製造条件により、表１１～１４に示す熱間圧延鋼板を得た。なお、中間空冷時の平均冷却速度は１０℃／ｓ未満とした。なお、２次冷却は５００～６００℃の温度域まで行い、３次冷却は表中に記載の巻取り温度まで行った。
仕上げ圧延においては、粗圧延により仕上げ圧延開始時の板厚まで圧延した鋼板に対し、全７段の仕上げ圧延を施した。この内１段目から３段目までの圧下率をＦ１までの累積圧下率（％）とし、仕上げ圧延開始温度で１段目の圧延を開始し、３段目の圧延終了後の温度がＦ１噛み込み前温度となるように各パスの圧延を施した。その後、４段目の圧延をＦ１、５段目の圧延をＦ２、６段目の圧延をＦ３、７段目の圧延をＦ４として、表中に記載のＦ１～Ｆ４の圧下率、Ｆ１～Ｆ４出側温度に記載の温度となるように仕上げ圧延を施した。
得られた熱間圧延鋼板に対し、上述の方法により、ポリゴナルフェライトの面積率、Ｃ値、Ｍ値、引張強さ、降伏比、全伸び、限界曲げ半径および－１００℃における衝撃吸収エネルギーを求めた。得られた測定結果を表１１～１４に示す。なお、ポリゴナルフェライトの面積率が１０．０％以上であった例については、Ｃ値およびＭ値の測定を行わなかった。
熱間圧延鋼板の特性の合格基準
強度
引張強さＴＳが７８０ＭＰａ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、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ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。
全伸び
全伸びＥＬが１５．０％以上であった場合、優れた延性を有するとして合格と判定した。一方、全伸びＥＬが１５．０％未満であった場合、優れた延性を有さないとして不合格と判定した。
降伏比
降伏比が０．８６以上であった場合、高い降伏比を有するとして合格と判定した。一方、降伏比が０．８６未満であった場合、高い降伏比を有さないとして不合格と判定した。
曲げ性
限界曲げＲ／ｔが０．８以下であった場合、優れた曲げ性を有するとして合格と判定した。限界曲げＲ／ｔが０．８超であった場合、優れた曲げ性を有さないとして不合格と判定した。また、限界曲げＲ／ｔが０．５以下であった場合、より優れた曲げ性を有すると判断した。
靭性
－１００℃における吸収エネルギーｖＥ－１００が１２０Ｊ／ｃｍ２以上であった場合、優れた靭性を有するとして合格と判定した。一方、－１００℃における吸収エネルギーｖＥ－１００が１２０Ｊ／ｃｍ２未満であった場合、優れた靭性を有さないとして不合格と判定した。
外観
外観は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して測定される算術平均粗さＲａが１．５μｍ以上の領域をスケール模様部と定義したとき、熱間圧延鋼板から採取した１０００ｍｍ×１０００ｍｍの試料両面のスケール模様部の面積率が１０％以下であった場合、外観に優れるとして合格と判定し、表中にＯＫと記載とした。一方、スケール模様部の面積率が１０％超であった場合、外観に劣るとして不合格と判定し、表中にＮＧと記載とした。
なお、算術平均粗さＲａは、具体的には、次の方法により得た。１０００ｍｍ×１０００ｍｍの試料表面について、圧延方向および板幅方向を２００ｍｍ間隔の箇所を測定箇所とし、各測定箇所において表面の粗度を測定した。ただし、各測定箇所での測定長さは５ｍｍとした。測定して得られた断面曲線にカットオフ値λｃおよびλｓの輪郭曲線フィルタを順次適用することによって粗さ曲線を得た。具体的には、得られた測定結果から、波長λｃが０．８ｍｍ以下の成分および波長λｓが２．５ｍｍ以上の成分を除去して、粗さ曲線を得た。得られた粗さ曲線をもとに、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠し、各測定箇所の算術平均粗さＲａを算出した。Ｒａが１５μｍ以上となる測定箇所数の全測定箇所数に対する割合（＝Ｒａが１５μｍ以上となった測定箇所数／全測定箇所数）をスケール模様部の面積率とした。
Figure 0007440804000018
Figure 0007440804000019
Figure 0007440804000020
Figure 0007440804000021
Figure 0007440804000022
Figure 0007440804000023
Figure 0007440804000024
Figure 0007440804000025
Figure 0007440804000026
Figure 0007440804000027
Figure 0007440804000028
Figure 0007440804000029
Figure 0007440804000030
Figure 0007440804000031
表１１～１４を見ると、本発明例に係る熱間圧延鋼板は、高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性、靭性および外観を有することが分かる。また、本発明例のうち、Ｍａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００８０以上である熱間圧延鋼板は、より優れた曲げ性を有することが分かる。
一方、比較例に係る熱間圧延鋼板は、高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性、靭性および外観うち、いずれか１つ以上を有さないことが分かる。
本発明に係る上記態様によれば、高い強度および降伏比、並びに優れた延性、曲げ性、靭性および外観を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。また、本発明に係る上記好ましい態様によれば、より優れた曲げ性を有する熱間圧延鋼板を提供することができる。

Claims (5)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０２５～０．０５５％、
    Ｍｎ：１．００～２．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以上、０．５００％未満、
    Ｔｉ：０．０３０～０．２００％、
    Ｓｉ：０．１００％以下、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０３０％以下、
    Ｎ ：０．１００％以下、
    Ｏ ：０．０１０％以下、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｖ ：０～０．０５０％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｃｒ：０～２．００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、
    Ｂ ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    Ｂｉ：０～０．０２００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｃｏ：０～１．０００％、
    Ｚｎ：０～１．０００％、
    Ｗ ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、並びに
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    金属組織が、面積％で、
    ポリゴナルフェライト：２．０％以上、１０．０％未満、および
    残部組織：８７．０～９８．０％のベイニティックフェライト、並びに、合計で０～３．０％のセメンタイト、パーライト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトであり、
    グレーレベル共起行列法により、前記金属組織のＳＥＭ画像における前記残部組織を解析することによって得られる下記式（１）で示されるＣｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ値が０．８２～０．９５であり、下記式（２）で示されるＭａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００４０～０．０２００であることを特徴とする熱間圧延鋼板。
    Figure 0007440804000032
    Figure 0007440804000033
     ここで、上記式（１）および式（２）中のＰ（ｉ，ｊ）はグレーレベル共起行列であり、μｘ、μｙ、σｘ、σｙは下記式（３）～（６）により示される。
    Figure 0007440804000034
    Figure 0007440804000035
    Figure 0007440804000036
    Figure 0007440804000037
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
    Ｖ ：０．００１～０．０５０％、
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｂ ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．１０００％、
    Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｚｒ：０．００１～１．０００％、
    Ｃｏ：０．００１～１．０００％、
    Ｚｎ：０．００１～１．０００％、
    Ｗ ：０．００１～１．０００％、および
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％
    からなる群のうち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。
  3. 前記金属組織の前記Ｍａｘｉｍｕｍ Ｐｒｏｂａｂｉｌｉｔｙ値が０．００８０～０．０２００であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
  4. 前記化学組成が、質量％でのＳｉ含有量をＳｉと表し、質量％でのＡｌ含有量をＴ－Ａｌと表したとき、Ｓｉ＋Ｔ－Ａｌ＜０．５００％を満たすことを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
  5. 引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    降伏応力を前記引張強さで除することにより求められる降伏比が０．８６以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024115602A1 (en) * 2022-11-29 2024-06-06 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for reducing cracking during continuous casting of aluminium alloyed steel

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011122188A (ja) 2009-12-09 2011-06-23 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013133534A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017145466A (ja) 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
JP2017179539A (ja) 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2021090642A1 (ja) 2019-11-06 2021-05-14 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011062151A1 (ja) * 2009-11-18 2011-05-26 新日本製鐵株式会社 酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、および成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5679114B2 (ja) * 2011-02-24 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
TWI460290B (zh) 2011-03-18 2014-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法
ES2644357T3 (es) 2012-09-26 2017-11-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero de fase dual y procedimiento para la producción de la misma
JP6123713B2 (ja) * 2014-03-17 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉熱延鋼帯およびその製造方法
PL3196326T3 (pl) * 2014-09-17 2020-09-21 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
BR112019002593A2 (pt) * 2016-08-18 2019-05-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminado a quente
CN106600585A (zh) * 2016-12-08 2017-04-26 北京工商大学 基于灰度共生矩阵的皮肤状态定量评价方法
JP2020180729A (ja) 2019-04-24 2020-11-05 日立ジョンソンコントロールズ空調株式会社 空気調和装置、空気調和システム、運転制御方法およびプログラム

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011122188A (ja) 2009-12-09 2011-06-23 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013133534A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017145466A (ja) 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
JP2017179539A (ja) 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2021090642A1 (ja) 2019-11-06 2021-05-14 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

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