JPWO2019103120A1 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
所定の組成を有し、同一粒内の平均方位差が０．５〜５．０°の第１のフェライトを３０〜７０体積％、ベイナイト及び前記平均方位差が０〜０．５°未満の第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、残部組織が５体積％以下、前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５〜５．０μｍ、他の組織の平均結晶粒径が１．０〜１０μｍである熱延鋼板が提供される。最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満等の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４〜４．０である工程、２０〜５０℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程、並びに３００〜６００℃で巻き取る工程を含む熱延鋼板の製造方法が提供される。
Description
本発明は、自動車の構造部品や骨格、ホイールディスクの素材として好適な、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度４４０ＭＰａ以上の熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車用鋼材の機械的性質を高める手法として、その鋼材の組織中の結晶粒を微細化することが有効であることが知られている。結晶粒の微細化については種々の研究・開発が行われている。
例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．３０〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．００３〜０．１００％未満、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、９５０℃以上１１００℃以下の温度に加熱後、１パス当たりの圧下率が２０％以上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡｒ3変態点以上となる熱間圧延を行った後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃から５５０℃の温度範囲で巻き取ることで、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライトが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナイトが体積率で５〜２０％の組織からなることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板を製造することが提案されている。
また、特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ａｌ：０．１０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライトを主相とし、主相と第２相粒子からなる熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が４μｍ未満であり、前記第２相粒子が、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上を含有し、下記（１）式で表される応力−歪曲線の加工硬化係数Ｃが０．１７以下で、かつ降伏伸びＹＥＬが１．５％以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた熱延鋼板が提案されている。
σ＝Ａ×（ε＋Ｂ）c （１）
σ：真応力（ＭＰａ）、ε：真ひずみ、Ａ、Ｂ：定数、Ｃ：加工硬化係数
σ＝Ａ×（ε＋Ｂ）c （１）
σ：真応力（ＭＰａ）、ε：真ひずみ、Ａ、Ｂ：定数、Ｃ：加工硬化係数
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．９％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜５．０％、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、Ｃ％＋（１２／１４）Ｎ％≧（１２／４８）Ｔｉ％＋（１２／４８）Ｎｂ％＋０．０３％を満たす鋼片を鋳造まま、圧延するかもしくは圧延することなくそのまま一度５００℃〜室温までの温度に冷却した後に、Ａｃ3点−１００℃〜Ａｃ3点未満の温度に加熱し、圧延するかもしくは圧延することなくそのまま５００℃〜室温までの温度に冷却速度を０．１〜５０℃／秒として冷却し、再び７００℃以下５５０℃以上の温度に加熱し、７００℃以下５５０℃以上の温度で熱間圧延を行うに際して、１パスの圧下率を２０％以上として１パスまたはパス間時間を１０秒以内とした連続する２パス以上の加工を、歪速度を１〜２００／秒、総歪量を０．８以上５以下となる条件で行った後、放冷することを特徴とする結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献３の実施例では、この方法により、フェライトの結晶粒径が最小で０．６μｍまで微細化されることが具体的に示されている。
材料の高強度化は一般的に伸びフランジ性や形状凍結性等の材料特性を劣化させるため、これらの材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが高強度の熱延鋼板を開発する上で重要となる。
しかしながら、特許文献１に記載の高張力熱延鋼板では、組織がフェライトと残留オーステナイトの複合組織となっており、組織間の硬度差に起因して伸びフランジ性が低いという課題や、フェライトが主相のため降伏点伸びが大きく、形状凍結性が悪いという課題があった。
また、特許文献２に記載の熱延鋼板では、組織がフェライトと第２相粒子(パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上)のため、組織間の硬度差に起因して伸びフランジ性が低いという課題があった。
また、特許文献３に記載の高張力鋼の製造方法では、圧延前に冷却工程を挟むことで炭化物等の析出が促進される虞があり、その後の再加熱工程もＡｃ3点−１００℃〜Ａｃ3点未満の比較的低い温度であるため、このような析出物が析出した場合にはその固溶が難しく、最終的に得られる組織において粗大な析出物が残留して、結果として必ずしも十分に高い伸びフランジ性を達成できない場合があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度４４０ＭＰａ以上の熱延鋼板及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、上記した目的を達成するために、結晶粒の微細化、熱延鋼板中のフェライトと残部組織の硬度差を低減させる手法、及び形状凍結性の向上について鋭意研究した。その結果、フェライトとベイナイトのように組織間の硬度差が大きい複相組織鋼においても、同一粒内のフェライトの平均方位差が大きい場合には、伸びフランジ性が改善されることを見出した。また、熱延鋼板の製造プロセスにおいて圧延温度、ひずみ速度、パス間時間及び総ひずみ量を最適化することにより、圧延中にフェライト変態を生じさせてフェライトの平均結晶粒径を５．０μｍ以下まで微細化できることを見出した。そして、このようにして生じたフェライト中には高密度の転位が導入されているため転位強化が生じ、同一粒内のフェライト平均方位差も大きいため、フェライトとベイナイト等との複相組織鋼においても高い伸びフランジ性を有することが可能となることを見出した。さらに、フェライト中に高密度の転位が導入されているため降伏点伸びが小さく、形状凍結性に優れることを見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有し、
同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、
ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満である第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、
残部組織が５体積％以下であり、
前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする、熱延鋼板。
［２］更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、及び
Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下
のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の熱延鋼板。
［３］（ａ）上記［１］又は［２］に記載の組成を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで１１００℃以上１３５０℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がＡ点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下である熱間圧延工程、
（ｂ）仕上圧延された鋼板を２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後１０秒以内に開始される冷却工程、並びに
（ｃ）前記鋼板を３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ａ点は下記（式１）で求められる温度であり、Ａｅ3点は下記（式２）で求められる温度である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有し、
同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、
ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満である第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、
残部組織が５体積％以下であり、
前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする、熱延鋼板。
［２］更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、及び
Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下
のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の熱延鋼板。
［３］（ａ）上記［１］又は［２］に記載の組成を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで１１００℃以上１３５０℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がＡ点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下である熱間圧延工程、
（ｂ）仕上圧延された鋼板を２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後１０秒以内に開始される冷却工程、並びに
（ｃ）前記鋼板を３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ａ点は下記（式１）で求められる温度であり、Ａｅ3点は下記（式２）で求められる温度である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
本発明によれば、高強度でかつ伸びフランジ性と形状凍結性に優れた熱延鋼板を得ることができ、本発明を自動車の構造部品等に適用すれば、自動車の安全性を確保するための高強度をプレス成型性などの加工性を低下させることなく得ることができる。
＜熱延鋼板＞
本発明の熱延鋼板は、所定の組成を有し、同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満である第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、残部組織が５体積％以下であり、前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴としている。
本発明の熱延鋼板は、所定の組成を有し、同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満である第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、残部組織が５体積％以下であり、前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴としている。
以下、本発明の熱延鋼板について具体的に説明する。まず、本発明の熱延鋼板の化学成分（組成）の限定理由について説明する。なお、以下の化学成分を表す％は、すべて質量％を意味する。
［Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下］
Ｃは、所望の強度にするための固溶強化元素として活用する。そのためには最低でも０．０１％以上が必要である。Ｃ含有量は０．０２％以上、０．０４％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方、０．２０％を超えるＣは、加工性及び溶接性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１８％以下、０．１６％以下又は０．１５％以下であってもよい。
Ｃは、所望の強度にするための固溶強化元素として活用する。そのためには最低でも０．０１％以上が必要である。Ｃ含有量は０．０２％以上、０．０４％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方、０．２０％を超えるＣは、加工性及び溶接性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１８％以下、０．１６％以下又は０．１５％以下であってもよい。
［Ｓｉ：１．０％以下］
Ｓｉは靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、含有量が１．０％を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下又は０．８％以下である。Ｓｉ含有量は０％であってもよく、例えば０．０１％以上、０．０２％以上又は０．４％以上であってもよい。
Ｓｉは靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、含有量が１．０％を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．９％以下又は０．８％以下である。Ｓｉ含有量は０％であってもよく、例えば０．０１％以上、０．０２％以上又は０．４％以上であってもよい。
［Ｍｎ：３．０％以下］
Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、凝固偏析によるバンド状組織を形成して加工性及び耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．８％以下又は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は０％であってもよく、例えば０．５％以上、１．０％以上又は１．４％以上であってもよい。
Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、凝固偏析によるバンド状組織を形成して加工性及び耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．８％以下又は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は０％であってもよく、例えば０．５％以上、１．０％以上又は１．４％以上であってもよい。
［Ｐ：０．０４０％以下］
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましいが、０．０４０％までの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．００１％、０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上である。
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましいが、０．０４０％までの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．００１％、０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上である。
［Ｓ：０．００４％以下］
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましいが、０．００４％までの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．０００３％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましいが、０．００４％までの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．０００３％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上である。
［Ａｌ：０．１０％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。しかし、Ａｌの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の靱性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１％以上である。
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。しかし、Ａｌの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の靱性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１％以上である。
［Ｎ：０．００４％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、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、０．００４％を超えると、固溶Ｎとして存在するようになり、靱性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．０００５％以上、０．０００８％以上又は０．００１％以上である。
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、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、０．００４％を超えると、固溶Ｎとして存在するようになり、靱性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよいが、過度に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０．０００５％以上、０．０００８％以上又は０．００１％以上である。
以上が本発明の熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、例えば靱性向上や高強度化等を目的として、必要に応じて、Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、及びＮｉ：０．０１％以上０．５％以下のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有することができる。
［Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下］
Ｎｂは、炭窒化物の形成を介して鋼板の強度と疲労強度の増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｎｂ含有量は０．０２％以上又は０．０３％以上であってもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板の製造時の熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる恐れがある。また、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靱性が低下する傾向にある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。例えば、Ｎｂ含有量は０．１５％以下又は０．１０％以下であってもよい。
Ｎｂは、炭窒化物の形成を介して鋼板の強度と疲労強度の増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｎｂ含有量は０．０２％以上又は０．０３％以上であってもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板の製造時の熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる恐れがある。また、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靱性が低下する傾向にある。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。例えば、Ｎｂ含有量は０．１５％以下又は０．１０％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下］
Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼板の強度と疲労強度を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｔｉ含有量は０．０２％以上、０．０４％以上又は０．０５％超であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する上、粗大な析出物の増加を招き、鋼板の靱性低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１４％以下又は０．１０％以下である。
Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼板の強度と疲労強度を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｔｉ含有量は０．０２％以上、０．０４％以上又は０．０５％超であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する上、粗大な析出物の増加を招き、鋼板の靱性低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１４％以下又は０．１０％以下である。
［Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下］
Ｍｏは固溶元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＭｏ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｍｏ含有量は０．０２％以上又は０．０３％以上であってもよい。しかし、Ｍｏは、合金コストが高く、１．０％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下又は０．４％以下である。
Ｍｏは固溶元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはＭｏ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｍｏ含有量は０．０２％以上又は０．０３％以上であってもよい。しかし、Ｍｏは、合金コストが高く、１．０％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下又は０．４％以下である。
［Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下］
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｃｕ含有量は０．０５％以上又は０．１％以上であってもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下又は０．３％以下の範囲とする。
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｃｕ含有量は０．０５％以上又は０．１％以上であってもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下又は０．３％以下の範囲とする。
［Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下］
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、靱性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｎｉ含有量は０．０２％以上又は０．１％以上であってもよい。しかし、Ｎｉは、合金コストが高く、０．５％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下又は０．３％以下である。
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、靱性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。例えば、Ｎｉ含有量は０．０２％以上又は０．１％以上であってもよい。しかし、Ｎｉは、合金コストが高く、０．５％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｎｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下又は０．３％以下である。
その他の元素については、本発明の効果を妨げない範囲で含まれていてもよい。即ち残部が実質的に鉄であればよい。例えば耐遅れ破壊特性の向上を目的に、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）等をそれぞれ０．００５％以下含有してもよい。熱間加工性を向上させる微量元素等を含有することもできる。
本発明の熱延鋼板において、上記成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の熱延鋼板に対して意図的に添加した成分ではないものを包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明に係る熱延鋼板の特性に影響しないレベルで当該熱延鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
次に、本発明に係る熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
［同一粒内の平均方位差０．５°以上５．０°以下の第１のフェライト：３０体積％以上７０体積％以下］
本発明の熱延鋼板の組織は、同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含む。
本発明の熱延鋼板の組織は、同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含む。
ここで、本発明において「同一粒内の平均方位差」とは、隣接する粒の方位差が１５°以上のものを１つの結晶粒と定義した場合に、ある１つの結晶粒内に存在する結晶の乱れを表す指標である。通常のフェライト変態により生じたフェライトでは、同一粒内の平均方位差は０．０°であることがほとんどである。一方、本発明のように圧延中にフェライト変態が生じた場合、フェライトにも加工が施されるため、フェライト粒内に結晶の乱れが生じ、同一粒内の平均方位差が大きくなる。ベイナイトとの硬度差を低減及び降伏点伸びを小さくするためには、同一粒内の平均方位差が０．５°以上である必要がある。一方、同一粒内の平均方位差が５．０°を超えると、フェライトの延性が劣化する。したがって、同一粒内の平均方位差は０．５°以上５．０°以下とする。より好ましくは０．７°以上３．０°以下である。
本発明に係る熱延鋼板において、第１のフェライトが３０体積％よりも少なくなると、仕上圧延終了段階でのオーステナイト体積率が７０％よりも多くなり、その後の冷却工程により生じるベイナイトや同一粒内の平均方位差が０．５°未満の第２のフェライトの分率が増加するため、降伏点伸びが増加して形状凍結性が低下する。よって、第１のフェライトの体積率は３０体積％以上とする。また、上記第１のフェライトの体積率を増やすためには熱間圧延時の圧下率を上げるか又は熱間圧延時の温度を低くする必要があるが、７０体積％を超えるような条件にした場合には、同一粒内の平均方位差が５．０°を超え、フェライトの延性が劣化し、伸びフランジ性が低下する恐れがある。したがって、第１のフェライトの体積率は３０体積％以上７０体積％以下とする。好ましくは３５体積％以上、４０体積％以上若しくは５０体積％以上であり、及び／又は６５体積％以下若しくは６０体積％以下である。
［ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満の第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、第１のフェライトの合計９５体積％以上、及び残部組織５体積％以下］
本発明に係る熱延鋼板は、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°〜０．５°未満の第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、第１のフェライトとを合計で９５体積％以上、好ましくは９８体積％以上又は１００体積％含む。残部組織は、特に限定されないが、例えば、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方を含むか、又はマルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方からなる。残部組織が５体積％を超えると、残部組織と第２のフェライト又はベイナイトとの組織間の硬度差による伸びフランジ性の低下が顕著になり、所望の伸びフランジ性を有することが困難になるか、及び／又は特に残部組織としてのマルテンサイトの体積率が高くなると、降伏比が高くなり、形状凍結性が低下する。したがって、残部組織は５体積％以下とする。より好ましくは２％以下であり、０体積％であってもよい。
本発明に係る熱延鋼板は、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°〜０．５°未満の第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、第１のフェライトとを合計で９５体積％以上、好ましくは９８体積％以上又は１００体積％含む。残部組織は、特に限定されないが、例えば、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方を含むか、又はマルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方からなる。残部組織が５体積％を超えると、残部組織と第２のフェライト又はベイナイトとの組織間の硬度差による伸びフランジ性の低下が顕著になり、所望の伸びフランジ性を有することが困難になるか、及び／又は特に残部組織としてのマルテンサイトの体積率が高くなると、降伏比が高くなり、形状凍結性が低下する。したがって、残部組織は５体積％以下とする。より好ましくは２％以下であり、０体積％であってもよい。
［第１のフェライトの平均結晶粒径：０．５μｍ以上５．０μｍ以下］
本発明において「平均結晶粒径」とは、隣接する粒の方位差が１５°以上のものを１つの結晶粒と定義した場合に算出される値とする。第１のフェライトの平均結晶粒径が５．０μｍを超えると、所望の強度を得ることが困難になることや、靱性が劣化するため、平均結晶粒径は５．０μｍ以下である必要がある。一方、平均結晶粒径を０．５μｍよりも小さくするためには、圧延時に大ひずみ加工が必要となり、圧延機に大きな負荷がかかるとともに、同一粒内の平均方位差が５．０°を超える可能性が高くなるため。このため、平均結晶粒径は０．５μｍ以上とする。したがって、第１のフェライトの平均結晶粒径は０．５μｍ以上５μｍ以下であり、好ましくは０．７μｍ以上若しくは１．０μｍ以上であり、及び／又は４．５μｍ以下若しくは４．０μｍ以下である。
本発明において「平均結晶粒径」とは、隣接する粒の方位差が１５°以上のものを１つの結晶粒と定義した場合に算出される値とする。第１のフェライトの平均結晶粒径が５．０μｍを超えると、所望の強度を得ることが困難になることや、靱性が劣化するため、平均結晶粒径は５．０μｍ以下である必要がある。一方、平均結晶粒径を０．５μｍよりも小さくするためには、圧延時に大ひずみ加工が必要となり、圧延機に大きな負荷がかかるとともに、同一粒内の平均方位差が５．０°を超える可能性が高くなるため。このため、平均結晶粒径は０．５μｍ以上とする。したがって、第１のフェライトの平均結晶粒径は０．５μｍ以上５μｍ以下であり、好ましくは０．７μｍ以上若しくは１．０μｍ以上であり、及び／又は４．５μｍ以下若しくは４．０μｍ以下である。
［ベイナイト及び第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織並びに残部組織の平均結晶粒径：１．０μｍ以上１０μｍ以下］
ベイナイト、第２のフェライト、及び存在する場合には残部組織の平均結晶粒径が１０μｍよりも大きくなると、強度が低下し、降伏点伸びが増加して形状凍結性が劣化する。このため、これらの組織の平均結晶粒径は１０μｍ以下とする。ただし、特にベイナイトは１．０μｍ以下に微細化すると著しく高強度化し、第１のフェライトとの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する恐れがある。このため、これらの組織の平均結晶粒径は１．０μｍ以上とする。好ましくは１．５μｍ以上若しくは２．０μｍ以上であり、及び／又は９．０μｍ以下、８．０μｍ以下若しくは５．０μｍ以下である。
ベイナイト、第２のフェライト、及び存在する場合には残部組織の平均結晶粒径が１０μｍよりも大きくなると、強度が低下し、降伏点伸びが増加して形状凍結性が劣化する。このため、これらの組織の平均結晶粒径は１０μｍ以下とする。ただし、特にベイナイトは１．０μｍ以下に微細化すると著しく高強度化し、第１のフェライトとの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する恐れがある。このため、これらの組織の平均結晶粒径は１．０μｍ以上とする。好ましくは１．５μｍ以上若しくは２．０μｍ以上であり、及び／又は９．０μｍ以下、８．０μｍ以下若しくは５．０μｍ以下である。
本発明に係る熱延鋼板において、各相又は組織の同定や平均結晶粒径の算出は、走査型電子顕微鏡で撮像した組織写真を用いた画像処理や後方散乱電子回折像解析（ＥＢＳＰ又はＥＢＳＤ）によって行うことができる。
より具体的には、第１のフェライトの体積率は、以下のようにして決定される。鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。ここでＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。ここで、方位差は、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域を本発明において結晶粒と定義する。この結晶粒の同一粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、第１のフェライトの結晶粒の面積率を求め、これを第１のフェライトの体積率とする。また、第２のフェライトの体積率についても同様にして決定される。なお、同一粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェアを用いて求めることができる。また、ベイナイトも同一粒内の平均方位差が０．５°以上となる可能性もあるが、ベイナイトは炭化物を含み、形状がラス状の組織を呈することから、ＳＥＭ像において炭化物を含みラス状の組織を呈しているものはベイナイトとし、その面積率をベイナイトの体積率とする。
本発明における「同一粒内の平均方位差０．５°以上５．０°以下の第１のフェライト」、「同一粒内の平均方位差０°以上０．５°未満の第２のフェライト」「ベイナイト」、及び「残部組織」のそれぞれの平均結晶粒径は、上記のＥＢＳＤ解析により求めた値を用いて決定される。具体的には、方位差１５°以上の境界を粒界として、下記式で算出される値を平均結晶粒径とする。式中、Ｎは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、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ＥＢＳＤ解析により容易に求められる。
本発明によれば、上記の化学成分（組成）及び組織を満たすことで、高強度でかつ伸びフランジ性と形状凍結性に優れた熱延鋼板を得ることができる。したがって、本発明に係る熱延鋼板を自動車の構造部品などに適用した場合には、自動車の安全性確保に必要な高強度をプレス成型性等の加工性の劣化なく得ることができる。
＜熱延鋼板の製造方法＞
次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、
（ａ）上で説明した化学成分（組成）を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで１１００℃以上１３５０℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がＡ点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下である熱間圧延工程、
（ｂ）仕上圧延された鋼板を２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後１０秒以内に開始される冷却工程、並びに
（ｃ）前記鋼板を３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴としている。
ここで、Ａ点は下記（式１）で求められる温度であり、Ａｅ3点は下記（式２）で求められる温度である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
（ａ）上で説明した化学成分（組成）を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで１１００℃以上１３５０℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がＡ点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下である熱間圧延工程、
（ｂ）仕上圧延された鋼板を２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後１０秒以内に開始される冷却工程、並びに
（ｃ）前記鋼板を３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴としている。
ここで、Ａ点は下記（式１）で求められる温度であり、Ａｅ3点は下記（式２）で求められる温度である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
以下、本発明の製造方法について詳細に説明する。
［（ａ）熱間圧延工程］
熱間圧延工程は、上で説明した化学成分（組成）を有する鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含む。また、仕上圧延の前又は仕上圧延における圧延スタンド間の圧延途中でデスケーリングを行ってもよい。本発明の方法では、仕上圧延は、後で説明するように、圧延中にフェライト変態を生じさせるために低ひずみ速度で行われる。したがって、仕上圧延は、このような低ひずみ速度での圧延が容易な連続鋳造と仕上圧延を連結した直送圧延によって行うことが好ましい。しかしながら、一般的な熱延方法であるスラブの再加熱−粗圧延−仕上圧延のような手法を取ってもよい。その場合、スラブ加熱温度は、スラブの均質化のため１１００℃以上とし、オーステナイト粒径の粗大化を防止するため１３５０℃以下とする。また、鋼素材の製造方法は、特定の方法には限定されず、上記した化学成分を有する溶鋼を、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のいずれも適用することができる。
熱間圧延工程は、上で説明した化学成分（組成）を有する鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含む。また、仕上圧延の前又は仕上圧延における圧延スタンド間の圧延途中でデスケーリングを行ってもよい。本発明の方法では、仕上圧延は、後で説明するように、圧延中にフェライト変態を生じさせるために低ひずみ速度で行われる。したがって、仕上圧延は、このような低ひずみ速度での圧延が容易な連続鋳造と仕上圧延を連結した直送圧延によって行うことが好ましい。しかしながら、一般的な熱延方法であるスラブの再加熱−粗圧延−仕上圧延のような手法を取ってもよい。その場合、スラブ加熱温度は、スラブの均質化のため１１００℃以上とし、オーステナイト粒径の粗大化を防止するため１３５０℃以下とする。また、鋼素材の製造方法は、特定の方法には限定されず、上記した化学成分を有する溶鋼を、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のいずれも適用することができる。
（仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度：Ａ点以上）
本発明の方法では、仕上圧延は、鋳造したままの鋼素材すなわち鋳造直後の鋼素材又は加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって行われ、仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度が下記（式１）で求められるＡ点以上である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
Ａ点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。よって、全ての圧延スタンドにおける温度はＡ点以上である必要がある。例えば、全ての圧延スタンドにおける温度は１１００℃以下であってもよい。
本発明の方法では、仕上圧延は、鋳造したままの鋼素材すなわち鋳造直後の鋼素材又は加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって行われ、仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度が下記（式１）で求められるＡ点以上である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
Ａ点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。よって、全ての圧延スタンドにおける温度はＡ点以上である必要がある。例えば、全ての圧延スタンドにおける温度は１１００℃以下であってもよい。
（仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延の圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満）
この圧延温度が下記（式２）で求められるＡｅ3点以上になると、圧延中にフェライト変態をさせることが困難になるため、Ａｅ3点未満とする。
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
また、Ａ点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。したがって、仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延の圧延温度はＡ点以上Ａｅ3点未満とする。
この圧延温度が下記（式２）で求められるＡｅ3点以上になると、圧延中にフェライト変態をさせることが困難になるため、Ａｅ3点未満とする。
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
また、Ａ点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。したがって、仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延の圧延温度はＡ点以上Ａｅ3点未満とする。
（仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延のひずみ速度：１．０〜５０／秒）
圧延中にフェライト変態を生じさせるためには、ひずみ速度が低速の方が好ましい。ひずみ速度が５０／秒を超えた場合、フェライト変態をさせるのに必要な圧下量が大きくなり、圧延機への負荷が増加する。また、加工発熱が大きくなり、圧延温度がＡｅ3点以上となる可能性が高くなる。よって、ひずみ速度は５０／秒以下とする。また、ひずみ速度が１．０／秒未満の場合、圧延機のロールによる抜熱の影響が大きくなり、圧延温度がＡ点未満となる可能性が高くなる。したがって、ひずみ速度は１．０／秒以上５０／秒以下とする。より好ましくは１．５／秒以上、３０／秒以下である。
圧延中にフェライト変態を生じさせるためには、ひずみ速度が低速の方が好ましい。ひずみ速度が５０／秒を超えた場合、フェライト変態をさせるのに必要な圧下量が大きくなり、圧延機への負荷が増加する。また、加工発熱が大きくなり、圧延温度がＡｅ3点以上となる可能性が高くなる。よって、ひずみ速度は５０／秒以下とする。また、ひずみ速度が１．０／秒未満の場合、圧延機のロールによる抜熱の影響が大きくなり、圧延温度がＡ点未満となる可能性が高くなる。したがって、ひずみ速度は１．０／秒以上５０／秒以下とする。より好ましくは１．５／秒以上、３０／秒以下である。
（仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延のパス間時間：１０秒以内）
パス間時間は、圧延スタンド間でのひずみの回復や再結晶挙動に影響を与える。パス間時間が１０秒を超えると、スタンド間でのひずみの回復及び再結晶が生じ、前の圧延パスで蓄積したひずみが解放されてしまうため、圧延中にフェライト変態を生じさせることが困難になる。したがって、パス間時間は１０秒以内とする。好ましくは８．５秒以内、７秒以内又は５秒以内である。例えば、パス間時間は１秒以上であってよい。
パス間時間は、圧延スタンド間でのひずみの回復や再結晶挙動に影響を与える。パス間時間が１０秒を超えると、スタンド間でのひずみの回復及び再結晶が生じ、前の圧延パスで蓄積したひずみが解放されてしまうため、圧延中にフェライト変態を生じさせることが困難になる。したがって、パス間時間は１０秒以内とする。好ましくは８．５秒以内、７秒以内又は５秒以内である。例えば、パス間時間は１秒以上であってよい。
（総ひずみ量：１．４以上４．０以下）
上記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件を満たす全てのパスの総ひずみ量は１．４以上４．０以下とする。この総ひずみ量は圧延中のフェライト変態量と、残部ベイナイトやフェライトの微細化に大きな影響を与える。総ひずみ量が１．４未満では、十分な量のフェライト変態を生じさせることが困難であり、また、残部ベイナイトやフェライトの結晶粒径が粗大化する。一方、総ひずみ量が４．０を超えると、圧延中に生じたフェライトの同一粒内の平均方位差が５．０°を超え、フェライトの延性が劣化する。したがって、当該総ひずみ量は１．４以上４．０以下とする。好ましくは１．６以上３．５以下である。
上記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件を満たす全てのパスの総ひずみ量は１．４以上４．０以下とする。この総ひずみ量は圧延中のフェライト変態量と、残部ベイナイトやフェライトの微細化に大きな影響を与える。総ひずみ量が１．４未満では、十分な量のフェライト変態を生じさせることが困難であり、また、残部ベイナイトやフェライトの結晶粒径が粗大化する。一方、総ひずみ量が４．０を超えると、圧延中に生じたフェライトの同一粒内の平均方位差が５．０°を超え、フェライトの延性が劣化する。したがって、当該総ひずみ量は１．４以上４．０以下とする。好ましくは１．６以上３．５以下である。
上記の圧延条件が連続しない場合には、圧延中にフェライト変態を生じさせることができなくなるか及び／又は圧延中に生じたフェライトがオーステナイトへ逆変態を起こし、結果として最終組織における第１のフェライト分率が低下し、得られる熱延鋼板の形状凍結性が劣化する。また、最終パスが圧延条件を満足しない場合も、最終パスでフェライトからオーステナイトへの逆変態が生じ、最終組織における第１のフェライト分率が低下し、また、フェライトの回復が生じるため降伏点伸びが大きくなり、形状凍結性が劣化する。あるいはまた、最終パスの圧延温度がＡ点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになり、後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度の低下を招く。したがって、仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延は、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下でかつ当該条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下となるように行うことが必要である。
（粗圧延）
本発明の方法では、例えば、板厚調整等のために、仕上圧延の前に鋼素材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が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
本発明の方法では、例えば、板厚調整等のために、仕上圧延の前に鋼素材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が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［（ｂ）冷却工程］
本発明の方法によれば、仕上圧延された鋼板は、冷却工程において、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却され、当該冷却は上記の熱間圧延工程後１０秒以内に開始される。熱間圧延工程終了後から冷却開始までに１０秒を超えると、フェライトの回復が生じて降伏点伸びが大きくなり、得られる熱延鋼板の形状凍結性が低下する。好ましくは、冷却は熱間圧延工程後９秒以内又は８秒以内に開始される。また、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、圧延中に生じたフェライト中のひずみが回復して軟化し、降伏点伸びが大きくなり、形状凍結性が劣化する。また、冷却速度が５０℃／秒を超えるとマルテンサイトが生成しやすくなる。したがって、熱間圧延工程後の冷却の平均冷却速度は２０℃／秒以上５０℃／秒以下とする。好ましくは３０℃／ｓ以上４５℃／ｓ以下である。
本発明の方法によれば、仕上圧延された鋼板は、冷却工程において、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却され、当該冷却は上記の熱間圧延工程後１０秒以内に開始される。熱間圧延工程終了後から冷却開始までに１０秒を超えると、フェライトの回復が生じて降伏点伸びが大きくなり、得られる熱延鋼板の形状凍結性が低下する。好ましくは、冷却は熱間圧延工程後９秒以内又は８秒以内に開始される。また、平均冷却速度が２０℃／秒未満では、圧延中に生じたフェライト中のひずみが回復して軟化し、降伏点伸びが大きくなり、形状凍結性が劣化する。また、冷却速度が５０℃／秒を超えるとマルテンサイトが生成しやすくなる。したがって、熱間圧延工程後の冷却の平均冷却速度は２０℃／秒以上５０℃／秒以下とする。好ましくは３０℃／ｓ以上４５℃／ｓ以下である。
［（ｃ）巻取り工程］
上記冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、巻取り工程において３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取られる。冷却工程後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取温度が６００℃を超えると、第１のフェライトに回復が生じ、強度が低下するとともに、降伏点伸びが増加して形状凍結性が低下する。また、３００℃未満ではマルテンサイトが生成し、降伏比が増加して形状凍結性が低下する。従って、冷却停止温度となる巻取温度は３００℃以上６００℃以下とする。例えば、巻取温度は３２０℃以上若しくは３５０℃以上であってもよく、及び／又は５８０℃以下若しくは５５０℃以下であってもよい。
上記冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、巻取り工程において３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取られる。冷却工程後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取温度が６００℃を超えると、第１のフェライトに回復が生じ、強度が低下するとともに、降伏点伸びが増加して形状凍結性が低下する。また、３００℃未満ではマルテンサイトが生成し、降伏比が増加して形状凍結性が低下する。従って、冷却停止温度となる巻取温度は３００℃以上６００℃以下とする。例えば、巻取温度は３２０℃以上若しくは３５０℃以上であってもよく、及び／又は５８０℃以下若しくは５５０℃以下であってもよい。
なお、巻取り後、熱延鋼板には常法に従って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。
本発明の熱延鋼板について説明したのと同じ組成を有する鋼素材を鋳造後、上で説明したように熱間圧延、その後の冷却及び巻取り操作を実施することで、第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、ベイナイト及び第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、残部組織が５体積％以下であり、前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下である熱延鋼板を確実に製造することができる。それゆえ、上記の製造方法によれば、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度４４０ＭＰａ以上の熱延鋼板を提供することが可能である。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
表１に示す化学成分の溶鋼を転炉で溶製した。次いで、これらの鋼素材を表２に示す熱間圧延、冷却及び巻取り条件により板厚３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、製造した熱延鋼板から採取した試料を分析した成分組成は、表１に示す鋼の成分組成と同等であった。
表２中の「加熱温度」はスラブを再加熱する場合の温度であり、「直送」は連続鋳造と仕上圧延を連結させた直送圧延で仕上圧延を実施したことを表す。また、「Ｆ１」〜「Ｆ７」は仕上圧延における圧延スタンドを示しており、各欄における「圧延温度」はスタンド入側の温度を示しており、「パス間時間」は当該スタンドを出た直後から、次のスタンドに到達するまでの時間を表す。また、「Ｔ」は熱間圧延工程後（仕上圧延終了後）から冷却開始までの時間を表す。また、仕上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。冷却時の冷却速度は、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平均速度で表す。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察（走査型電子顕微鏡及びＥＢＳＤ）、引張試験、穴広げ試験を行った。組織観察は、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ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施し、同一粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア（ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ）を用いて求めた。また、前記穴広げ試験は、試験片に１０ｍｍφの打ち抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を開け、バリを上にして頂角６０度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し上げ、割れ発生時の穴計ｄ１ｍｍを測定し、下記式にて穴広げ率λ（％）を求めるものである。これらの結果を表３に示す。
λ＝１００×（ｄ１−ｄ０）/ｄ０
λ＝１００×（ｄ１−ｄ０）/ｄ０
表３中の「α１相」は同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下の第１のフェライトを表し、「Ｂ相」はベイナイトを表し、「α２相」は同一粒内の平均方位差が０．５°未満の第２のフェライトを表す。また、「残部組織」としてはマルテンサイトと残留オーステナイトを含んでいた。表３より、実施例の熱延鋼板は、いずれも引張強度が４４０ＭＰａ以上であって伸びフランジ性と形状凍結性に優れていることがわかる。なお、ここで言う伸びフランジ性に優れるとは、λが９０％以上であることを意味し、形状凍結性に優れるとは、降伏比が７０％以下でかつ降伏点伸びが１．０％未満であることを意味する。
一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、引張強度、伸びフランジ性及び／又は形状凍結性が劣化している。比較例４は、仕上圧延の最終パス等の圧延温度がＡｅ3点以上であるために圧延中にフェライト変態が生じなかった。結果として、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。比較例５は、冷却速度が２０℃／秒よりも遅いため、α１相に回復が生じてα２相の分率が増加し、結果として強度が低下し、降伏点伸びが増加して形状凍結性が劣化している。比較例１０は、巻取温度（冷却停止温度）が３００℃未満のため、残部組織のマルテンサイト分率が増加し、すなわち残部組織が５体積％を超えて増加し、結果として降伏比が７０％を超えており、形状凍結性が劣化している。比較例１３は、熱間圧延工程後（仕上圧延完了）から冷却開始までに１０秒超経過しており、α１相に回復が生じてα２相の分率が増加し、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。
比較例１６は、仕上圧延中に圧延温度がＡ点未満になっており、圧延中に温度低下に伴うフェライトが生成したため、α１相の粒径が５．０μｍを超えて大きくなっており、引張強度が低下している。比較例２３は、巻取温度が６００℃を超えており、α１相に回復が生じてα２相の分率が増加し、強度が低下するとともに、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。比較例２８は、総ひずみ量が１．４未満となっており、α１相の体積率が３０％未満に減少し、降伏点伸びが増加しているため、形状凍結性が劣化している。比較例２９は、熱間圧延、冷却及び巻取りの各条件は満足しているが、Ｃ量が多いため、組織中のセメンタイト量が多くなり、穴広げ性が低下しており、伸びフランジ性が劣化している。同様に、比較例３０は、熱間圧延、冷却及び巻取りの各条件は満足しているが、Ｍｎ量が多いため、組織中にバンド組織が形成され、穴広げ性が低下しており、伸びフランジ性が劣化している。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有し、
同一粒内の平均方位差が０．５°以上５．０°以下である第１のフェライトを３０体積％以上７０体積％以下含み、
ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が０°以上０．５°未満である第２のフェライトのうち少なくとも１種の組織と、前記第１のフェライトとを合計で９５体積％以上含み、
残部組織が５体積％以下であり、
前記第１のフェライトの平均結晶粒径が０．５μｍ以上５．０μｍ以下であり、前記少なくとも１種の組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が１．０μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする、熱延鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、及び
Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下
のうちから選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の熱延鋼板。 - （ａ）請求項１又は請求項２に記載の組成を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで１１００℃以上１３５０℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がＡ点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む２パス以上の連続した圧延が、圧延温度：Ａ点以上Ａｅ3点未満、ひずみ速度：１．０〜５０／秒、及びパス間時間：１０秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が１．４以上４．０以下である熱間圧延工程、
（ｂ）仕上圧延された鋼板を２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後１０秒以内に開始される冷却工程、並びに
（ｃ）前記鋼板を３００℃以上６００℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ａ点は下記（式１）で求められる温度であり、Ａｅ3点は下記（式２）で求められる温度である。
Ａ（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ （式１）
Ａｅ3（℃）＝９１９−２６６Ｃ＋３８Ｓｉ−２８Ｍｎ−２７Ｎｉ＋１２Ｍｏ （式２） 式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは各元素の含有量（質量％）である。
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