WO2016133222A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2016133222A1
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hot
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grain
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洋志 首藤
杉浦　夏子
吉田　充
龍雄 横井
脇田　昌幸
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet excellent in workability, post-coating corrosion resistance, and notch fatigue characteristics, and particularly to a high-strength composite hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, post-coating corrosion resistance and notch fatigue characteristics.
  • steel plates used as automobile members such as inner plate members, structural members, and suspension members have stretch flangeability, burring workability, ductility, fatigue durability, impact resistance, corrosion resistance, etc., depending on their applications. Therefore, it is important to make these material properties and strength compatible.
  • steel plates used for structural members and suspension members that account for approximately 20% of the body weight of automobile parts are subjected to blanking and punching by shearing or punching, and then stretch flange processing and burring processing.
  • the press molding is mainly performed. Therefore, these steel plates are required to have good stretch flangeability.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet that is excellent in elongation (ductility) and hole-expandability, in which the martensite fraction, size, number density, and average martensite spacing are defined.
  • Patent Document 2 discloses a hot-rolled steel sheet excellent in burring workability obtained by limiting the average particle diameter of ferrite and the second phase and the carbon concentration of the second phase.
  • Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet excellent in workability, surface properties, and plate flatness, which is obtained by winding at a low temperature after holding for 2 to 15 seconds in a temperature range of 750 to 600 ° C.
  • Patent Document 1 the primary cooling rate after the end of hot rolling must be secured at 50 ° C./s or more, which increases the load on the apparatus.
  • the primary cooling rate is set to 50 ° C./s or more, there is a problem that material variation due to variation in cooling rate occurs.
  • Patent Document 4 discloses a steel sheet that achieves both fatigue characteristics of notched material and notched fatigue characteristics by dispersing hard bainite or martensite in a structure mainly composed of fine ferrite. Has been. However, Patent Document 4 does not mention any stretch flangeability.
  • Patent Documents 5 and 6 report that the martensite aspect ratio in the composite structure can be increased and the crack propagation rate can be decreased. However, since these are all thick plates, they do not have the good stretch flangeability required when press molding thin plates. For this reason, it is difficult to use the steel sheets described in Patent Document 5 and Patent Document 6 as automobile steel sheets. Further, in Patent Documents 4, 5, and 6, Si is often added for the purpose of promoting ferrite transformation in order to obtain a composite structure of ferrite and martensite. However, a steel sheet containing Si has a problem that a tiger stripe-like scale pattern called red scale (Si scale) is generated on the surface of the steel sheet, and the corrosion resistance after coating deteriorates. Thus, conventionally, it has been difficult to obtain a steel sheet that satisfies all of the stretch flangeability, notch fatigue characteristics, and post-coating corrosion resistance necessary for automobile members.
  • Si scale red scale
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet that is excellent in post-coating corrosion resistance and can be applied to members that require severe stretch flangeability and notch fatigue characteristics.
  • stretch flangeability is an index of stretch flangeability in consideration of strain distribution, and the limit forming height H (mm) and tension of the flange obtained as a result of testing by the vertical stretch flange test method.
  • the value evaluated by the product of strength (MPa) is shown, and excellent in stretch flangeability means that the product of limit molding height H (mm) and tensile strength (MPa) is 19500 (mm ⁇ MPa) or more. It shows that.
  • being excellent in notch fatigue characteristics means that FL / TS which is a ratio of notch fatigue limit FL (MPa) and tensile strength TS (MPa) obtained by a notch fatigue test is 0.25 or more. . Moreover, high strength indicates that the tensile strength is 540 MPa or more. Moreover, being excellent in post-coating corrosion resistance indicates that the maximum peel width, which is an index of post-coating corrosion resistance, is 4.0 mm or less. Conventionally, it has been known that ductility is lowered when stretch flangeability is improved. However, the hot-rolled steel sheet of the present invention can satisfy TS ⁇ EL ⁇ 13500 MPa ⁇ %, which is the minimum ductility generally required for automobile members, after improving stretch flangeability.
  • the inventors of the present invention have no difference in orientation within each grain. Focused on, and proceeded with intensive studies. As a result, it has been found that the stretch flangeability can be greatly improved by controlling the ratio of the crystal grains having an orientation difference in the crystal grains of 5 to 14 ° to the total crystal grains within a certain range.
  • the present invention is configured based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the hot-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.020 to 0.070%, Mn: 0.60 to 2.00%, Al: 0.10. ⁇ 1.00%, Ti: 0.015 ⁇ 0.170%, Nb: 0.005 ⁇ 0.050%, Cr: 0 ⁇ 1.0%, V: 0 ⁇ 0.300%, Cu: 0 ⁇ 2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, Mg: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0100%, REM: 0 to 0.1000%, B: 0 to 0.0100%, Si: 0.100% or less, P: 0.050% or less, S: 0.005% or less, N: 0.0060% or less, the balance being Composed of Fe and impurities, and the structure contains, in terms of area ratio, a total of 80 to 98% ferrite and bainite and 2 to 10% martensite, In the above structure, when a boundary having an orientation difference of
  • the chemical components are mass%, V: 0.010 to 0.300%, Cu: 0.01 to 1.20%, Ni: 0.00.
  • One or more of 01 to 0.60% and Mo: 0.01 to 1.00% may be contained.
  • the chemical component is, by mass, Mg: 0.0005 to 0.0100%, Ca: 0.0005 to 0.0100%, REM: One or more of 0.0005 to 0.1000% may be contained.
  • the chemical component may contain B: 0.0002 to 0.0020% in mass%.
  • the tensile strength is 540 MPa or more, and the tensile strength and the limit forming height in the vertical stretch flange test are
  • the product may be 19500 mm ⁇ MPa or more.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, notch fatigue properties, and corrosion resistance after coating, which can be applied to members that require high stretch flangeability while being high in strength. can be provided.
  • a hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention (hereinafter may be referred to as a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment) will be described in detail.
  • the chemical components are mass%, C: 0.020 to 0.070%, Mn: 0.60 to 2.00%, Al: 0.10 to 1.00%.
  • Ti 0.015 to 0.170%, Nb: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.0% or less, V: 0.300% or less, Cu: 2 if necessary 0.000% or less, Ni: 2.00% or less, Mo: 1.00% or less, Mg: 0100% or less, Ca: 0.0100% or less, REM: 0.1000% or less, B: 0.0100% or less In which: Si: 0.100% or less, P: 0.050% or less, S: 0.005% or less, N: 0.0060% or less, with the balance being Fe and Consists of impurities.
  • the structure includes a total of 80 to 98% ferrite and bainite and 2 to 10% martensite in area ratio, and in the structure, a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary.
  • a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary.
  • the ratio of the crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is an area ratio. 10 to 60%.
  • C 0.020 to 0.070%
  • C is an element that combines with Nb, Ti and the like to form precipitates in the steel sheet and contributes to improving the strength of the steel by precipitation strengthening. C also greatly affects the formation of martensite. Therefore, the lower limit of the C content is 0.020%. A preferable lower limit of the C content is 0.025%, and a more preferable lower limit of the C content is 0.030%. On the other hand, when the C content exceeds 0.070%, stretch flangeability and weldability deteriorate. Therefore, the upper limit of C content is 0.070%. The upper limit of the preferable C content is 0.065%, and the more preferable upper limit of the C content is 0.060%.
  • Si 0.100% or less Si is an element that lowers the melting point of the scale and increases the adhesion between the scale and the base iron (base material).
  • Si content is increased, a scale pattern is generated, the chemical conversion treatment performance is deteriorated, and the corrosion resistance after coating is reduced. Therefore, it is necessary to limit the Si content.
  • the Si content exceeds 0.100%, the corrosion resistance after coating is significantly deteriorated. Therefore, the Si content is limited to 0.100% or less.
  • a preferable upper limit of the Si content is 0.050%, and a more preferable upper limit of the Si content is 0.040%.
  • the Si content may be 0%.
  • Mn 0.60 to 2.00%
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of steel by solid solution strengthening and / or improving the hardenability of steel.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.60%.
  • the lower limit of the preferable Mn content is 0.70%, and the lower limit of the more preferable Mn content is 0.80%.
  • the upper limit of the Mn content is 2.00%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is 1.50%, and the upper limit of the more preferable Mn content is 1.20%.
  • Al 0.10 to 1.00%
  • Al is an element effective as a deoxidizer for molten steel.
  • the element has an effect of controlling the ratio of crystal grains having an in-grain direction difference of 5 to 14 ° to 10 to 60%. This is considered to be related to the fact that Al has the effect of significantly increasing the Ar3 temperature of the steel sheet, and the transformation strain introduced into the grains is reduced by containing Al.
  • the lower limit of the Al content is 0.10%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.13%, and a more preferable lower limit of the Al content is 0.15%.
  • the upper limit of the Al content is set to 1.00%.
  • the upper limit of the preferable Al content is 0.50%, and the more preferable upper limit of the Al content is 0.40%.
  • Ti 0.015 to 0.170%
  • Ti is an element that precipitates finely in steel as carbide and improves the strength of the steel by precipitation strengthening.
  • Ti is an element that fixes C by forming carbide (TiC) and suppresses the generation of cementite that is harmful to stretch flangeability.
  • the lower limit of the Ti content is set to 0.015%.
  • a preferable lower limit of the Ti content is 0.020%, and a more preferable lower limit of the Ti content is 0.025%.
  • the upper limit of Ti content is 0.170%.
  • the upper limit of the preferable Ti content is 0.150%, and the more preferable upper limit of the Ti content is 0.130%.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is an element that precipitates finely in the steel as carbide and improves the strength of the steel by precipitation strengthening. Further, Nb is an element that fixes C by forming carbide (NbC) and suppresses generation of cementite that is harmful to stretch flangeability.
  • the lower limit of the Nb content is set to 0.005%.
  • a preferable lower limit of the Nb content is 0.010%, and a more preferable lower limit of the Nb content is 0.015%.
  • the upper limit of Nb content is 0.050%.
  • the upper limit of the preferable Nb content is 0.040%, and the more preferable upper limit of the Nb content is 0.030%.
  • P 0.050% or less
  • P is an impurity. Since P deteriorates toughness, workability, weldability, etc., its content is preferably as low as possible. However, when the P content exceeds 0.050%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the P content may be limited to 0.050% or less. More preferably, it is 0.030% or less.
  • the lower limit of P is not particularly required, but excessive reduction is not desirable from the viewpoint of production cost, so the lower limit of P content may be 0.005% or more.
  • S 0.005% or less S is an element that not only causes cracking during hot rolling, but also forms A-based inclusions that degrade stretch flangeability. Therefore, the lower the S content, the better. However, when the S content exceeds 0.005%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the S content may be limited to 0.005%. More preferably, it is 0.003% or less.
  • the lower limit of S is not particularly defined, but excessive reduction is not desirable from the viewpoint of manufacturing cost, so the lower limit of S content may be 0.001% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an element that forms a precipitate with Ti and Nb preferentially over C and reduces Ti and Nb effective for fixing C. Therefore, a lower N content is preferable.
  • the upper limit of the N content may be limited to 0.0060%. More preferably, it is 0.0050% or less.
  • the above chemical elements are basic components contained in the hot-rolled steel sheet according to this embodiment, and the chemical composition including these basic elements, the balance being Fe and impurities, is the same as that of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • Basic composition in addition to this basic component (in place of part of the remaining Fe), in the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, Cr, V, Cu, Ni, Mo, Mg, Ca, REM are further added as necessary.
  • One or more selected from the chemical elements (selective elements) of B and B may be contained within a range described below. Since the following elements are not necessarily contained, the lower limit of the content is 0%. Even if these selective elements are inevitably mixed in the steel, the effects in this embodiment are not impaired.
  • the impurities are components that are mixed into the steel from raw materials such as ores and scraps or due to various factors in the manufacturing process when the alloy is manufactured industrially, and the hot rolling according to the present embodiment. It means that it is allowed as long as it does not adversely affect the properties of the steel sheet.
  • Cr 0 to 1.0% Cr is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. When obtaining this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Cr. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, even when Cr is contained, it is desirable that the upper limit of the Cr content be 1.0%.
  • V 0 to 0.300%
  • V is an element that improves the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening.
  • the V content is preferably 0.010% or more.
  • the upper limit of the V content be 0.300%.
  • Cu 0 to 2.00%
  • Cu is an element that improves the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening.
  • the Cu content is 0.01% or more.
  • the upper limit of the Cu content is desirably 2.00%.
  • the Cu content exceeds 1.20%, scratches due to scale may occur on the surface of the steel sheet. Therefore, it is more desirable that the upper limit of the Cu content is 1.20%.
  • Ni is an element that improves the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit of the Ni content is desirably 2.00%. If the Ni content exceeds 0.60%, the ductility starts to deteriorate, so the upper limit of the Ni content is more preferably 0.60%.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element that improves the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. When obtaining this effect, it is desirable that the Mo content be 0.01% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, even when Mo is contained, the upper limit of the Mo content is preferably 1.00%.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Mg is an element that improves the workability of the steel sheet by controlling the form of non-metallic inclusions that become the starting point of fracture and cause the workability to deteriorate.
  • the Mg content is desirably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0100%.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Ca is an element that improves the workability of the steel sheet by controlling the form of non-metallic inclusions that become the starting point of fracture and cause the workability to deteriorate.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the Ca content be 0.0100%.
  • REM 0 to 0.1000%
  • REM rare earth element
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the REM content is desirably 0.1000%.
  • B 0 to 0.0100% B segregates at the grain boundaries and improves the low temperature toughness by increasing the grain boundary strength.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the upper limit of the B content be 0.0100%.
  • B is a strong hardenability-improving element.
  • the B content exceeds 0.0020%, the proportion of the crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 ° exceeds 60% in area ratio. It may become. Therefore, the upper limit of the B content is more preferably 0.0020%.
  • Elements other than those described above may be contained within a range not impairing the effects of the present embodiment.
  • the present inventors have confirmed that the effects of the present embodiment are not impaired even if Sn, Zr, Co, Zn, and W are contained in a total amount of 1% or less.
  • Sn is preferably 0.05% or less because wrinkles may occur during hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment needs to contain 80 to 98% of the combined ferrite and bainite and 2 to 10% of martensite in terms of area ratio in the structure observed with an optical microscope.
  • tissue intensity
  • H ⁇ is the product of the limit molding height H (mm) and the tensile strength TS (MPa).
  • TS is 19500 mm ⁇ MPa.
  • the total area ratio of ferrite and bainite exceeds 98% or the martensite area ratio is less than 2%, the notch fatigue characteristics deteriorate and FL / TS ⁇ 0.25 is satisfied. I can't.
  • the area ratio of martensite is more than 10%, stretch flangeability is deteriorated.
  • Each fraction (area ratio) of ferrite and bainite need not be limited, but if the bainite fraction is more than 80%, ductility may decrease, so the bainite fraction should be 80% or less. Is preferred. More preferably, it is less than 70%.
  • the remaining structure other than ferrite, bainite, and martensite is not particularly limited, and may be, for example, retained austenite or pearlite. However, for the reason of suppressing the deterioration of stretch flangeability, it is preferable that the remaining ratio is 10% or less in terms of area ratio.
  • the tissue fraction (area ratio) can be obtained by the following method. First, a sample taken from a hot rolled steel sheet is etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the structure photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, so that the area ratio of ferrite and pearlite, and bainite and martensite are obtained. Get the total area ratio with the site. Next, using a sample that has undergone repeller corrosion and performing an image analysis on a structural photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, residual austenite and martensite are obtained.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that has been chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this is defined as the area ratio of retained austenite.
  • the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment uses an EBSD method (electron beam backscatter diffraction pattern analysis method) often used for crystal orientation analysis after controlling the structure observed with an optical microscope to the above range.
  • EBSD method electron beam backscatter diffraction pattern analysis method
  • a boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as a grain boundary
  • a region surrounded by the grain boundary and having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain
  • all crystal grains Of these the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° needs to be 10 to 60% in terms of area ratio.
  • the crystal grains having such an in-granular orientation difference are effective for obtaining a steel sheet having an excellent balance between strength and workability, by controlling the ratio, the stretch flange is maintained while maintaining the desired steel sheet strength. Can be greatly improved.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is less than 10% in terms of area ratio, stretch flangeability is deteriorated.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is more than 60% in terms of area ratio, the ductility is lowered. It is considered that the difference in crystal orientation within the grain has a correlation with the dislocation density contained in the crystal grain. In general, an increase in the dislocation density in the grains brings about an improvement in strength while lowering workability.
  • the strength of the crystal grains in which the orientation difference within the grains is controlled to 5 to 14 ° can be improved without degrading the workability. Therefore, in the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment, the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is controlled to 10 to 60%. A crystal grain having an orientation difference of less than 5 ° is excellent in workability, but it is difficult to increase the strength. A crystal grain having an orientation difference of more than 14 ° in the grain has different deformability within the crystal grain. Does not contribute to improvement of stretch flangeability.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° can be measured by the following method.
  • Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis.
  • the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). To do.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° is obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the “intragranular orientation difference” in the present invention represents “Grain Orientation Spread (GOS)”, which is the orientation dispersion in crystal grains, and the value is within the same crystal grain as described in Non-Patent Document 1. Is obtained as an average value of misorientation between the reference crystal orientation and all measurement points.
  • the reference crystal orientation is an orientation obtained by averaging all measurement points in the same crystal grain
  • the value of GOS is the software “OIM Analysis (registered trademark) Version 7.0” attached to the EBSD analyzer. .1 ".
  • FIG. 1 shows an EBSD analysis result of a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m region of a vertical cross section in the rolling direction at a 1/4 t portion of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more and having an orientation difference of 5 to 14 ° within the grain is shown in black.
  • stretch flangeability is evaluated by a vertical stretch flange test method using a vertical molded product. Specifically, a saddle-shaped molded product simulating an elongated flange shape composed of a straight portion and an arc portion as shown in FIG. 2 is pressed, and the stretch flangeability is evaluated by the limit molding height at that time. .
  • the vertical stretch flange test of the present embodiment when a vertical molded product having a corner radius of curvature R of 50 to 60 mm and an opening angle ⁇ of 120 ° is used, and the clearance when punching the corner is 11% The limit molding height H (mm) is measured.
  • the clearance indicates the ratio of the gap between the punching die and the punch and the thickness of the test piece.
  • the hole-expansion test that has been used as a test method for stretch flange forming has hitherto been fractured with almost no distribution in the circumferential direction.
  • the gradient is different.
  • the hole expansion test is not an evaluation reflecting the original stretch flange molding, such as an evaluation at the time when a through-thickness breakage occurs.
  • the stretch flangeability considering the strain distribution can be evaluated, so that the evaluation reflecting the original stretch flange molding is possible.
  • the area ratio of each structure observed in an optical microscope structure such as ferrite and bainite is directly related to the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °. It is not a thing. In other words, for example, even if there are hot-rolled steel sheets having the same ferrite area ratio and bainite area ratio, the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is not necessarily the same. Therefore, the characteristics corresponding to the hot-rolled steel sheet according to this embodiment cannot be obtained only by controlling the ferrite area ratio, bainite area ratio, and martensite area ratio. This is as shown in the examples described later.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can be obtained, for example, by a manufacturing method including the following hot rolling process and cooling process.
  • ⁇ About hot rolling process> the slab which has the chemical component mentioned above is heated, hot-rolled, and a hot-rolled steel plate is obtained.
  • the slab heating temperature is preferably SRTmin ° C. or more and 1260 ° C. or less represented by the following formula (a).
  • SRTmin 7000 / ⁇ 2.75-log ([Ti] ⁇ [C]) ⁇ -273 (a)
  • [Ti] and [C] in the formula (a) indicate the contents of Ti and C in mass%.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains Ti, and when the slab heating temperature is less than SRTmin ° C., Ti does not sufficiently form a solution.
  • Ti does not form a solution during slab heating, it will be difficult to finely precipitate Ti as carbide (TiC) and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Moreover, it becomes difficult to fix C by forming carbide (TiC) and suppress the formation of cementite which is harmful to stretch flangeability.
  • the heating temperature in the slab heating step is higher than 1260 ° C., the yield decreases due to the scale-off, and therefore the heating temperature is preferably 1260 ° C. or lower.
  • the nucleation frequency and subsequent growth rate of crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 ° can be controlled.
  • the resulting volume fraction can also be controlled.
  • the dislocation density of austenite introduced by finish rolling is mainly related to the nucleation frequency
  • the cooling rate after rolling is mainly related to the growth rate. If the cumulative strain in the last three stages of finish rolling is less than 0.5, the dislocation density of the austenite introduced is not sufficient, and the proportion of crystal grains having an in-grain difference of 5 to 14 ° is less than 10%. Therefore, it is not preferable.
  • the cumulative strain in the third stage after finish rolling is more than 0.6, austenite recrystallization occurs during hot rolling, and the accumulated dislocation density during transformation decreases.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° is less than 10%, which is not preferable.
  • the cumulative strain ( ⁇ eff.) of the last three stages of finish rolling referred to in the present embodiment can be obtained by the following equation (1). ⁇ eff.
  • the rolling end temperature is preferably Ar3 + 30 ° C. or higher.
  • the rolling end temperature is less than Ar3 + 30 ° C., there is a risk that the ferrite is processed when ferrite is generated in a part of the structure due to variations in the components in the steel sheet and the rolling temperature. This processed ferrite is not preferable because it causes a decrease in ductility.
  • the rolling temperature is less than Ar 3 + 30 ° C., the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° becomes excessive, which is not preferable.
  • hot rolling includes rough rolling and finish rolling, but it is preferable to use a tandem rolling mill in which a plurality of rolling mills are linearly arranged and continuously rolled in one direction to obtain a predetermined thickness. .
  • Ar3 can be calculated by the following formula (2) based on the chemical composition of the steel sheet.
  • Ar3 901-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [Ni ]) ...
  • [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], and [Ni] are C, Si, P, Al, The content in mass% of Mn, Mo, Cu, Cr and Ni is shown. The element not contained is calculated as 0%.
  • Cooling is performed on the hot-rolled steel sheet after hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled is cooled to a temperature range of 650 to 750 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more (first cooling). It is desirable to hold for 10 seconds, and then cool (second cooling) to 100 ° C. or lower at a cooling rate of 30 ° C./s or higher.
  • the cooling rate of the first cooling is less than 10 ° C./s, transformation due to para-equilibrium occurs at a temperature higher than the desired temperature range, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is less than 10%. Therefore, it is not preferable.
  • the cooling stop temperature of the first cooling when the cooling stop temperature of the first cooling is less than 650 ° C., transformation due to para-equilibration occurs at a temperature lower than the desired temperature range, and the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is 10%. Since it becomes less than, it is not preferable.
  • the cooling stop temperature of the first cooling when the cooling stop temperature of the first cooling is higher than 750 ° C., transformation due to para-equilibrium occurs at a temperature higher than the desired temperature range, and therefore the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° within the grains is 10%. %, Which is not preferable. Further, even if the holding time at 650 to 750 ° C.
  • the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is less than 10%, which is not preferable.
  • the holding time at 650 to 750 ° C. exceeds 10 seconds, cementite harmful to stretch flangeability tends to be generated, which is not preferable.
  • the cooling rate of the second cooling is less than 30 ° C./s, it is not preferable because cementite harmful to stretch flangeability is easily generated.
  • the martensite fraction will be less than 2% when the cooling stop temperature of 2nd cooling exceeds 100 degreeC, it is unpreferable.
  • the upper limit of the cooling rate in the first cooling and the second cooling is not particularly limited, but may be 200 ° C./s or less in consideration of the facility capacity of the cooling facility.
  • a grain boundary and a region surrounded by the grain boundary and having a circle-equivalent diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is: A structure having an area ratio of 10 to 60% can be obtained.
  • the blank in Table 1 means that the analysis value was less than the detection limit.
  • the structure fraction (area ratio) of each structure and the ratio of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° were determined.
  • the tissue fraction (area ratio) was determined by the following method. First, a sample taken from a hot rolled steel sheet was etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the structure photograph obtained with a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope, so that the area ratio of ferrite and pearlite, and bainite and martensite are obtained. The total area ratio with the site was obtained.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° was measured by the following method.
  • Crystal orientation information was obtained by EBSD analysis.
  • the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). did.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° was obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above were calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer. The results are shown in Table 3.
  • the structures other than ferrite, bainite, and martensite in the table were pearlite or retained austenite.
  • Test No. No. 51 could not be tested since cracking occurred during rolling.
  • tensile strength and ductility were determined in a tensile test.
  • the tensile strength characteristics tensile strength (TS), ductility (El)
  • TS tensile strength
  • El ductility
  • the limit molding height was determined by a vertical stretch flange test. Further, the product of the tensile strength (MPa) and the limit molding height (mm) was evaluated as an index of stretch flangeability, and when the product was 19500 mm ⁇ MPa or more, it was determined that the stretch flangeability was excellent.
  • the vertical stretch flange test was performed using a vertical molded product as shown in FIG. 2 with a corner radius of curvature of R60 mm and an opening angle ⁇ of 120 °, with a clearance when punching the corner of 11%.
  • the limit forming height was determined as the limit forming height at which no cracks exist by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming. The results are shown in Table 4.
  • the fatigue test of the shape shown in FIG. 3 is performed so that the direction perpendicular to the rolling direction from the same position as the tensile test piece sampling position is the long side.
  • Pieces were collected and subjected to a fatigue test.
  • the fatigue test piece shown in FIG. 3 is a notch test piece produced to obtain the fatigue strength of the notch material.
  • the fatigue test piece was ground to a depth of about 0.05 mm from the outermost layer.
  • FL notch fatigue limit
  • the manufactured steel sheet is pickled and then subjected to a phosphorylation treatment to attach a 2.5 g / m 2 zinc phosphate coating.
  • the P ratio was measured.
  • the scale is the part where the chemical conversion coating is not attached, and the P ratio is the X-ray diffraction intensity P of the phosphorophylite (100) surface, measured using an X-ray diffractometer, This is a value represented by P / (P + H) which is a ratio to the X-ray diffraction intensity H of the (020) plane.
  • the phosphorylation treatment is a treatment using a chemical solution mainly composed of phosphoric acid and Zn ions, and phosphophyllite (FeZn 2 (PO 4 ) 2 .4H 2 between the Fe ions eluted from the steel sheet. It is a chemical reaction that produces crystals called O). And the technical point of phosphorylation treatment is (1) leaching Fe ions to promote the reaction; (2) The formation of phosphophyllite crystals densely on the steel sheet surface. In particular, for (1), if oxides resulting from the formation of Si scale remain on the steel sheet surface, the elution of Fe is hindered, and a portion where no conversion coating called skeke appears appears or Fe is eluted.
  • an abnormal chemical conversion film that is not originally formed may be formed on the iron surface called hopite: Zn 3 (PO 4 ) 2 .4H 2 O, which may deteriorate the performance after painting. Therefore, it becomes important to normalize the surface so that Fe on the steel sheet surface is eluted by phosphoric acid and sufficient Fe ions are supplied.
  • the presence / absence of the scale was determined by observation with a scanning electron microscope. Specifically, about 20 visual fields were observed at a magnification of 1000 times, and the case where the entire surface was uniformly adhered and no scum could be confirmed was defined as “A” as no skein. In addition, if the field of view where the scale could be confirmed was 5% or less, it was considered “B” as minor. More than 5% was evaluated as “C” due to the presence of scale. In the case of C, it was judged to be inferior in chemical conversion treatment.
  • the P ratio can be measured using an X-ray diffractometer.
  • the P ratio represents the ratio of the phosphite and phosphophyllite in the film obtained by the chemical conversion treatment. The higher the P ratio, the more phosphophyllite is contained, and the phosphophyllite crystal is on the steel sheet surface. It means that it is densely formed.
  • the P ratio ⁇ 0.80 is required in order to satisfy the corrosion resistance performance and the coating performance. In a severe corrosive environment such as a snowmelt salt application area, the P ratio ⁇ 0.85. It is required to be. Therefore, when this P ratio is less than 0.80, the chemical conversion property is considered inferior.
  • Table 4 The results are shown in Table 4.
  • the corrosion resistance after coating was evaluated by the following method. First, a 25 ⁇ m-thick electrodeposition coating is applied to the steel sheet after chemical conversion treatment, and after a coating baking process at 170 ° C. for 20 minutes, the electrodeposition coating film reaches the base iron (base material) with a sharp knife. A cut with a length of 130 mm was made. Then, 5% salt water spraying at a temperature of 35 ° C. was continuously performed for 700 hours on the steel sheet under the salt spray conditions shown in JIS Z 2371.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength hot-rolled steel sheet that has high strength but has excellent stretch flangeability, notch fatigue characteristics, and post-coating corrosion resistance. Since these steel plates contribute to improving the fuel efficiency of automobiles, they have high industrial applicability.

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Abstract

　この熱延鋼板は、所定の化学成分を有し、組織が、面積率で、合計で８０～９８％のフェライト及びベイナイトと、２～１０％のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、加工性、塗装後耐食性、切り欠き疲労特性に優れた熱延鋼板に関し、特に、伸びフランジ性、塗装後耐食性及び切り欠き疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板に関する。
　近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化への要求に対し、部材に用いられる鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するため、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
　鋼板を高強度化すると、一般的に成形性（加工性）等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発において、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と強度とを、両立させることが重要である。
　例えば、自動車部材のうち、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等に用いられる鋼板は、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行われた後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施される。そのため、これらの鋼板には、良好な伸びフランジ性が求められる。
　上記の課題に対して、例えば特許文献１には、マルテンサイトの分率、サイズ、個数密度、及び平均マルテンサイト間隔を規定した、伸び（延性）と穴広げ性とに優れる熱延鋼板が開示されている。特許文献２には、フェライトおよび第二相の平均粒径と第二相の炭素濃度を限定することで得られる、バーリング加工性に優れた熱延鋼板が開示されている。特許文献３には、７５０～６００℃の温度範囲で２～１５秒保持後に低温で巻き取ることで得られる、加工性、表面性状および板平坦度に優れる熱延鋼板が開示されている。
　しかしながら、上記の特許文献１では熱延終了後の一次冷却速度を５０℃／ｓ以上確保しなければならず装置への負荷が高くなる。また、一次冷却速度を５０℃／ｓ以上とする場合、冷却速度のばらつきに起因した材質ばらつきが生じることが問題となる。
　また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。これは、ブランク加工時に打ち抜き端面に導入されるひずみによりエッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによると考えられる。従来、伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられてきた。しかしながら、穴広げ試験では周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。したがって、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行った場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合があった。
　特許文献１～３に開示された技術では、いずれの発明においても光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることは開示されている。しかしながら、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性が確保できるかどうかは不明である。
　自動車部材においては、ホイールやサスペンションなどの重要保安部品のうち、穴開け部など応力集中が大きい部位がある部品に使用される場合には、上述の伸びフランジ性に加えて、切り欠き疲労特性が求められる。さらに、腐食によって板厚が減少すると部品の強度および切り欠き疲労特性が大きく劣化するので、上記のような部品に使用される鋼材には、化成処理および電着塗装後の耐食性（塗装後耐食性）も必要である。
　切り欠き疲労特性の向上については、組織を、フェライト相と硬質第２相とを有する複合組織とすることでき裂伝播速度の低減が効果的であることが報告されている。例えば、特許文献４では微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることで、切り欠きの無い材料の疲労特性と切り欠き疲労特性とを両立させた鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献４では、伸びフランジ性について何ら言及されていない。
　また、特許文献５、特許文献６では複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を上げることでき裂伝播速度を低減できることが報告されている。しかしながら、これらはいずれも対象が厚板であるので、薄板のプレス成型を行う際に必要となる良好な伸びフランジ性を備えていない。そのため、特許文献５および特許文献６に記載された鋼板を自動車用鋼板として用いることは困難である。
　さらに、特許文献４，５，６ではフェライトとマルテンサイトの複合組織とするために、フェライト変態を促進する目的でＳｉが添加されていることが多い。しかしながら、Ｓｉを含有する鋼板は、赤スケール（Ｓｉスケール）と呼ばれるタイガーストライプ状のスケール模様が鋼板の表面に生成し、塗装後耐食性が劣化するという問題があった。
　このように、従来、自動車部材に必要な伸びフランジ性、切り欠き疲労特性、および塗装後耐食性を全て満たす鋼板を得ることは困難であった。
日本国特開２０１３－１９０４８号公報 日本国特開２００１－３０３１８６号公報 日本国特開２００５－２１３５６６号公報 日本国特開平０４－３３７０２６号公報 日本国特開２００５－３２０６１９号公報 日本国特開平０７－９０４７８号公報
　本発明は、上述した問題点に鑑みて案出された。
　本発明は、塗装後耐食性に優れ、かつ厳しい伸びフランジ性及び切り欠き疲労特性が要求される部材への適用が可能な高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明において、伸びフランジ性とは、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性の指標である、鞍型伸びフランジ試験法で試験を行った結果として得られるフランジの限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度（ＭＰａ）との積で評価される値を示し、伸びフランジ性に優れるとは、限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度（ＭＰａ）との積が１９５００（ｍｍ・ＭＰａ）以上であることを示す。
　また、切り欠き疲労特性に優れるとは、切り欠き疲労試験によって得られる切り欠き疲労限ＦＬ（ＭＰａ）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の比であるＦＬ／ＴＳが０．２５以上であることを示す。また、高強度とは、引張強度で５４０ＭＰａ以上であることを示す。また、塗装後耐食性に優れるとは、塗装後耐食性の指標である最大剥離幅が４．０ｍｍ以下であることを示す。
　また、従来、伸びフランジ性が向上すると、延性が低下することが知られている。しかしながら、本発明の熱延鋼板は、伸びフランジ性を向上させた上で、一般に自動車部材として求められる最低限の延性であるＴＳ×ＥＬ≧１３５００ＭＰａ・％を満足することができる。
　従来の知見によれば、伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１～３に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化および／または組織間の硬度差の低減などによって行われていた。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、穴広げ性などの改善が図られてきた。
　しかしながら、本発明者らは、光学顕微鏡で観察される組織だけを制御してもひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることができないことに鑑み、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を一定の範囲に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
　本発明は上記の知見に基づいて構成されており、その要旨は以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０７０％、Ｍｎ：０．６０～２．００％、Ａｌ：０．１０～１．００％、Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｖ：０～０．３００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％、Ｂ：０～０．０１００％を含有し、Ｓｉ：０．１００％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が、面積率で、合計で８０～９８％のフェライト及びベイナイトと、２～１０％のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。
　（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％で、Ｖ：０．０１０～０．３００％、Ｃｕ：０．０１～１．２０％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、の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）の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、の１種または２種以上を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００２～０．００２０％を含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、引張強度が、５４０ＭＰａ以上であり、かつ、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性及び切り欠き疲労特性及び塗装後耐食性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る熱延鋼板の１／４ｔ部（板厚方向に表面から板厚の１／４の位置）におけるＥＢＳＤによる解析結果である。 鞍型伸びフランジ試験法に用いる、鞍型形状の成型品の形状を示す図である。 切り欠き疲労特性を評価するために用いた疲労試験片の形状を示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（以下、本実施形態に係る熱延鋼板と言う場合がある）について詳細に説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０７０％、Ｍｎ：０．６０～２．００％、Ａｌ：０．１０～１．００％、Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％を含有し、必要に応じて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．３００％以下、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｍｇ：０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．１０００％以下、Ｂ：０．０１００％以下のうちの１種以上を含有し、Ｓｉ：０．１００％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる。また、組織が、面積率で、合計で８０～９８％のフェライト及びベイナイトと、２～１０％のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である。
　まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分の限定理由について説明する。各成分の含有量の％は、質量％である。
　Ｃ：０．０２０～０．０７０％
　Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃはマルテンサイトの生成にも大きく影響する。そのため、Ｃ含有量の下限を０．０２０％とする。好ましいＣ含有量の下限は、０．０２５％であり、より好ましいＣ含有量の下限は、０．０３０％である。一方、Ｃ含有量が０．０７０％超になると、伸びフランジ性や溶接性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．０７０％とする。好ましいＣ含有量の上限は、０．０６５％であり、より好ましいＣ含有量の上限は、０．０６０％である。
　Ｓｉ：０．１００％以下
　Ｓｉは、スケールの融点を下げ、スケールと地鉄（母材）との密着性を上げる元素である。Ｓｉ含有量が多くなると、スケール模様が生じて化成処理性が劣化し、塗装後耐食性が低下する原因となる。そのため、Ｓｉ含有量を制限する必要がある。Ｓｉ含有量が０．１００％を超えると、塗装後耐食性が顕著に劣化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．１００％以下に制限する。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．０５０％であり、より好ましいＳｉ含有量の上限は、０．０４０％である。Ｓｉ含有量は０％でもかまわない。
　Ｍｎ：０．６０～２．００％
　Ｍｎは、固溶強化により、および／または鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．６０％とする。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．７０％であり、より好ましいＭｎ含有量の下限は、０．８０％である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．５０％であり、より好ましいＭｎ含有量の上限は、１．２０％である。
　Ａｌ：０．１０～１．００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。また、本実施形態に係る熱延鋼板において、粒内方位差５～１４°である結晶粒の割合を１０～６０％に制御する効果を有する元素である。これはＡｌが鋼板のＡｒ３温度を大幅に上昇させる効果を持ち、Ａｌを含有させることで粒内に導入される変態ひずみが少なくなることが関係していると考えられる。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．１０％とする。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．１３％であり、より好ましいＡｌ含有量の下限は、０．１５％である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、靭性や延性が顕著に劣化し圧延中に破断に至ることがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を１．００％とする。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．５０％であり、より好ましいＡｌ含有量の上限は、０．４０％である。
　Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％
　Ｔｉは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｔｉは、炭化物（ＴｉＣ）を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．０１５％とする。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．０２０％であり、より好ましいＴｉ含有量の下限は、０．０２５％である。一方、Ｔｉ含有量が０．１７０％を超えると、延性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．１７０％とする。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．１５０％であり、より好ましいＴｉ含有量の上限は、０．１３０％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｎｂは、炭化物（ＮｂＣ）を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％とする。好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１０％であり、より好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１５％である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、延性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％とする。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０４０％であり、より好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０３０％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは不純物である。Ｐは靭性、加工性、溶接性などを劣化させるので、その含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５０％を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限すればよい。より好ましくは、０．０３０％以下である。Ｐの下限は特に定める必要はないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｐ含有量の下限を０．００５％以上としてもよい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する元素である。そのため、Ｓ含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．００５％を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｓ含有量の上限を０．００５％に制限すればよい。より好ましくは、０．００３％以下である。Ｓの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｓ含有量の下限を０．００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、Ｃよりも優先的に、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる元素である。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．００６０％を超えた場合に、伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｎ含有量の上限を０．００６０％に制限すればよい。より好ましくは、０．００５０％以下である。
　以上の化学元素は、本実施形態に係る熱延鋼板に含有される基本成分であり、これらの基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物よりなる化学組成が、本実施形態に係る熱延鋼板の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態に係る熱延鋼板では、さらに、必要に応じてＣｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂの化学元素（選択元素）から選択される１種以上を後述する範囲で含有してもよい。以下の元素は必ずしも含有させる必要はないので、その含有量の下限は０％である。これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
　ここで不純物とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、または、製造工程の種々の要因によって鋼中に混入する成分であって、本実施形態に係る熱延鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｃｒ：０～１．０％
　Ｃｒは鋼板の強度向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方で、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とすることが望ましい。
　Ｖ：０～０．３００％
　Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが望ましい。一方で、Ｖ含有量が０．３００％を超えると上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を０．３００％とすることが望ましい。
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方で、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量の上限を２．００％とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．２０％を超えると、鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。従って、Ｃｕ含有量の上限を１．２０％とすることがより望ましい。
　Ｎｉ：０～２．００％
　Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方で、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。また、延性も大きく低下する。従って、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を２．００％とすることが望ましい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始めるので、Ｎｉ含有量の上限を０．６０％とすることがより望ましい。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方で、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とすることが望ましい。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。一方で、Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合でも、Ｍｇ含有量の上限を０．０１００％とすることが望ましい。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。一方で、Ｃａの含有量が０．０１００％を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃａを含有させる場合でも、Ｃａ含有量の上限を０．０１００％とすることが望ましい。
　ＲＥＭ：０～０．１０００％
　ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。一方で、ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えると上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、ＲＥＭを含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量の上限は０．１０００％とすることが望ましい。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが望ましい。一方Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、経済性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．０１００％とすることが望ましい。また、Ｂは強力な焼入れ性向上元素であり、Ｂ含有量が０．００２０％を超える場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で６０％超になってしまうことがある。従って、Ｂ含有量の上限は０．００２０％であることがより望ましい。
　上記以外の元素についても、本実施形態における効果を損なわない範囲で含有しても構わない。例えば、本発明者らは、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗは、合計で１％以下含有しても本実施形態における効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織（金属組織）について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察した組織において、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて８０～９８％を含み、マルテンサイトを２％～１０％含む必要がある。このような組織とすることで、強度と伸びフランジ性とをバランスよく向上させることができる。フェライトとベイナイトとの合計面積率が、８０％未満であると、強度と伸びフランジ性のバランスが低下し、限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との積であるＨ×ＴＳが１９５００ｍｍ・ＭＰａとなる。また、フェライトとベイナイトとの合計面積率が、９８％超であったり、マルテンサイトの面積率が２％未満であると、切り欠き疲労特性が劣化し、ＦＬ／ＴＳ≧０．２５を満たすことができない。また、マルテンサイトの面積率が１０％超であると、伸びフランジ性が低下する。フェライト及びベイナイトのそれぞれの分率（面積率）は限定する必要はないが、ベイナイト分率が８０％超であると、延性が低下する場合があるので、ベイナイト分率は８０％以下であることが好ましい。より好ましくは７０％未満である。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の残部の組織は、特に限定する必要はなく、例えば、残留オーステナイト、パーライトなどでよい。しかしながら、伸びフランジ性の劣化を抑制するという理由から、残部の割合は面積率で１０％以下とすることが好ましい。
　組織分率（面積率）は、以下の方法により得ることができる。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得る。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
　さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。
　この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察される組織を上述の範囲に制御した上で、さらに、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて得られる、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を制御する必要がある。具体的には、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれ、円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、全ての結晶粒のうち、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を、面積率で、１０～６０％とする必要がある。
　このような粒内方位差を有する結晶粒は強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効であるので、その割合を制御することで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を大きく向上させることができる。粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が面積率で１０％未満であると、伸びフランジ性が低下する。また、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が面積率で６０％超であると、延性が低下する。
　粒内の結晶方位差とは、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度の増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５～１４°に制御された結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合を１０～６０％に制御する。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難であり、粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定することができる。
　まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、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する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出することができる。
　本発明おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」をあらわし、その値は非特許文献１に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位であり、ＧＯＳの値はＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ　７．０．１」を用いて算出することができる。
　図１は、本実施形態に係る熱延鋼板の、１／４ｔ部における、圧延方向垂直断面の１００μｍ×１００μｍ領域のＥＢＳＤ解析結果である。図１においては、方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる、粒内の方位差が５～１４°である領域が黒色で示されている。
　本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成型品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。具体的には、図２に示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型形状の成型品をプレス加工し、そのときの限界成形高さで伸びフランジ性を評価する。本実施形態の鞍型伸びフランジ試験では、コーナーの曲率半径Ｒを５０～６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％とした時の限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは打ち抜きダイスとパンチの間隙と、試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５～１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　従来伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性が評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
　本実施形態に係る熱延鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合とは直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライト面積率及びベイナイト面積率を有する熱延鋼板があったとしても、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライト面積率、ベイナイト面積率及びマルテンサイト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る熱延鋼板に相当する特性を得ることはできない。このことは、後述する実施例でも示す通りである。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば以下のような熱間圧延工程及び冷却工程を含む製造方法によって得ることができる。
＜熱間圧延工程について＞
　熱間圧延工程では、上述した化学成分を有するスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。スラブ加熱温度は、下記式（ａ）で表されるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。
　ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝－２７３・・・（ａ）
　ここで、式（ａ）中の［Ｔｉ］、［Ｃ］は、質量％でのＴｉ、Ｃの含有量を示す。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｔｉを含有しており、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉが溶体化しないと、Ｔｉを炭化物（ＴｉＣ）として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、炭化物（ＴｉＣ）を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。一方、スラブ加熱工程における加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は１２６０℃以下とすることが好ましい。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を１０％～６０％にする場合、加熱されたスラブに対して行われる熱間圧延において、仕上げ圧延の後段（最終３パス）での累積ひずみを０．５～０．６とした上で、後述する冷却を行うことが有効である。これは、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒は比較的低温でパラ平衡状態で変態することにより生成するので、変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともにその後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の生成を制御することができるためである。
　すなわち、仕上げ圧延の後段３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の核生成頻度およびその後の成長速度を制御できるので、結果として得られる体積分率も制御出来る。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
　仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．５未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるので好ましくない。また、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．６超であると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この場合、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となってしまうため好ましくない。
　本実施形態で言う仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみ（εｅｆｆ.）は、以下の式（１）によって求めることができる。
　εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
　εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－６、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
　圧延終了温度は、Ａｒ３＋３０℃以上とすることが好ましい。圧延終了温度をＡｒ３＋３０℃未満とすると、鋼板中の成分、圧延温度のばらつきによって、組織の一部において、フェライトが生じている場合に、フェライトへ加工が加えられる恐れがある。この加工されたフェライトは、延性低下の原因となるので、好ましくない。また、圧延温度がＡｒ３＋３０℃未満であると、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が過剰になるので好ましくない。
　また、熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含むが、仕上げ圧延は複数の圧延機を直線的に配置し１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いることが好ましい。
　Ａｒ３は、鋼板の化学成分に基づいて、下記式（２）で算出することができる。
Ａｒ３＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。
＜冷却工程について＞
　熱間圧延後の熱延鋼板に対して、冷却を行う。冷却工程では熱間圧延が完了した熱延鋼板に対して、１０℃／ｓ以上の冷却速度で、６５０～７５０℃の温度域まで冷却し（第１の冷却）、この温度域で、３～１０秒間保持し、その後、１００℃以下まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却（第２の冷却）することが望ましい。
　第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、望ましい温度域より高温でパラ平衡による変態が起こり、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるので好ましくない。また、第１の冷却の冷却停止温度が６５０℃未満であると、望ましい温度域より低温でパラ平衡による変態が起こり、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるので好ましくない。一方、第１の冷却の冷却停止温度が７５０℃超であると、望ましい温度域より高温でパラ平衡による変態が起こるため、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるので好ましくない。また、６５０～７５０℃での保持時間が３秒未満であっても、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が１０％未満となるので好ましくない。６５０～７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、伸びフランジ性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるので好ましくない。また、第２の冷却の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、伸びフランジ性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるので好ましくない。また、第２の冷却の冷却停止温度が１００℃超であると、マルテンサイト分率が２％未満となるので好ましくない。
　第１の冷却、第２の冷却における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、冷却設備の設備能力を考慮して２００℃／ｓ以下としてもよい。
　上述した製造方法によれば、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて面積率で８０～９８％含み、マルテンサイトを面積率で２～１０％を含み、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である組織を得ることができる。
　上述の製造方法では、熱間圧延条件を制御することによりオーステナイトに加工転位を導入した上で、冷却条件を制御することにより導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延条件と冷却条件とはそれぞれ影響を及ぼすため、これらの条件を同時に制御することが重要である。上記以外の条件については公知の方法を用いればよく、特に限定する必要はない。
　また、上述した組織の面積率を保持できるのであれば、熱処理を行っても問題無い。
　以下、本発明の熱延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　本実施例においては、まず、下記表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、下記表２に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の板厚は２．２～３．４ｍｍであった。表２に記載した、Ａｒ３（℃）は表１に示した成分より次式（２）を用いて求めた。
　Ａｒ３＝９７０－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
また、仕上げ３段の累積歪みは次式（１）より求めた。
　εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
　εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－６ 、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた熱延鋼板に対して、各組織の組織分率（面積率）、及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。組織分率（面積率）は、以下の方法により求めた。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
　さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。
　この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得た。
　また、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定した。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得た。ここでＥＢＳＤ解析は、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た。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出した。
　結果を表３に示す。表中の、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織は、パーライトまたは残留オーステナイトであった。また、試験Ｎｏ．５１は、圧延中に割れが発生したため、その後の試験ができなかった。
　次に、引張試験において、引張強度と延性とを求めた。本発明において、機械的性質のうち引張強度特性（引張強度（ＴＳ）、延性(Ｅｌ)）は、板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、圧延方向に直行する方向を長手として採取したＪＩＳ　Ｚ　２２４１　（２０１１）の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１　（２０１１）に準拠して評価した。試験の結果、ＴＳが５４０ＭＰａ以上であれば、十分な強度であると判断し、ＴＳ×Ｅｌが１３５００ＭＰａ・％以上である場合に、十分な延性を有すると判断した。
　結果を表４に示す。
　次に、鞍型伸びフランジ試験によって、限界成形高さを求めた。また、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標として評価を行い、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をＲ６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした図２に示すような鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。また、限界成形高さは、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　結果を表４に示す。
　次に、圧延方向に直行する方向の切り欠き疲労特性を評価するため、引張試験片採取位置と同様の位置から圧延方向に直行する方向が長辺になるように図３に示す形状の疲労試験片を採取し疲労試験を行った。図３記載の疲労試験片は切り欠き材の疲労強度を得るために作製された切り欠き試験片である。疲労試験片は最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで研削した。応力比Ｒ＝０．１、周波数５Ｈｚで応力制御軸疲労試験を行い、１０００万回後に破断しない応力を切り欠き疲労限（ＦＬ）と定義し、切り欠き疲労特性を評価した。試験の結果、ＦＬ／ＴＳ≧０．２５を満たす場合に、切り欠き疲労特性に優れると判断した。結果を表４に示す。
　次に、化成処理性と塗装後耐食性とを評価した。
　具体的には、まず、製造した鋼板を酸洗した後に２．５ｇ／ｍ２のリン酸亜鉛皮膜を付着させるリン酸化成処理を施し、この段階で化成処理性の評価として、スケの有無とＰ比の測定を実施した。スケとは、化成処理皮膜が付着していない部分であり、Ｐ比とは、Ｘ線回折装置を用いて測定される、フォスフォフィライト（１００）面のＸ線回折強度Ｐと、ホパイト（０２０）面のＸ線回折強度Ｈとの比であるＰ／（Ｐ＋Ｈ）で示される値である。
　リン酸化成処理はリン酸とＺｎイオンとを主成分とした薬液を使用する処理であり、鋼板から溶出するＦｅイオンとの間で、フォスフォフィライト（ＦｅＺｎ２（ＰＯ４）２・４Ｈ２Ｏ）と呼ばれる結晶を生成する化学反応である。そして、リン酸化成処理の技術的なポイントは、
（１）Ｆｅイオンを溶出させて反応を促進することと、
（２）フォスフォフィライト結晶を鋼板表面に緻密に形成することにある。
　特に（１）については、鋼板表面にＳｉスケールの形成に起因する酸化物が残存していると、Ｆｅの溶出が妨げられて、スケと呼ばれる化成皮膜が付着しない部分が現れたり、Ｆｅが溶出しないことで、ホパイト：Ｚｎ３（ＰＯ４）２・４Ｈ２Ｏとよばれる鉄表面には本来形成しないような異常な化成処理皮膜が形成して、塗装後の性能を劣化させることがある。したがって、リン酸によって鋼板表面のＦｅが溶出してＦｅイオンが十分供給されるよう表面を正常にすることが重要になってくる。
　走査型電子顕微鏡による観察にてスケの有無を判断した。具体的には、１０００倍の倍率で２０視野程度観察し、全面均一付着していてスケが確認できない場合をスケ無しとして「Ａ」とした。また、スケが確認できた視野が５％以下ならば軽微として「Ｂ」とした。５％超はスケ有りとして「Ｃ」と評価した。Ｃの場合には、化成処理性に劣ると判断した。
　一方、Ｐ比はＸ線回折装置を用いて測定できる。フォスフォフィライト（１００）面のＸ線回折強度Ｐと、ホパイト（０２０）面のＸ線回折強度Ｈとの比をとり、Ｐ比＝Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）として評価した。Ｐ比は化成処理を行って得られた皮膜中のホパイトとフォスフォフィライトの比率を表すもので、Ｐ比が高い程フォスフォフィライトが多く含まれ、フォスフォフィライト結晶が鋼板表面に緻密に形成されていることを意味している。一般的にはＰ比≧０．８０であることが、耐食性能や塗装性能を満たすために求められており、また、融雪塩散布地域などの厳しい腐食環境下においては、Ｐ比≧０．８５であることが求められる。よって、このＰ比が０．８０未満であると化成処理性が劣位であるとした。結果を表４に示す。
　次に塗装後耐食性について、以下の方法で評価した。
　まず、化成処理後の鋼板に２５μｍ厚の電着塗装を行い、１７０℃×２０分の塗装焼き付け処理を行った後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄（母材）に達するまで長さ１３０ｍｍの切りこみを入れた。そして、この鋼板に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１に示される塩水噴霧条件にて、３５℃の温度での５％塩水噴霧を７００時間継続実施した。塩水噴霧後、切り込み部の上に、幅２４ｍｍのテープ（ニチバン　４０５Ａ－２４　ＪＩＳ　Ｚ　１５２２）を切り込み部に平行に１３０ｍｍ長さ貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定した。この最大塗膜剥離幅が４．０ｍｍ超であると塗装後耐食性が劣位であるとした。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、表４の結果から明らかなように、本発明で規定する化学成分を好ましい条件で熱間圧延した場合（試験Ｎｏ．１～３２）では、強度が５４０ＭＰａ以上であり、かつ伸びフランジ性の指標が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、ＴＳ×Ｅｌが１３５００ＭＰａ・％であり、ＦＬ／ＴＳ≧０．２５であり、最大塗膜剥離幅が４．０ｍｍである、伸びフランジ性、塗装後耐食性及び切り欠き疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られた。
　一方、試験Ｎｏ．３４～３９、４１、４３は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合のいずれか、または両方が本発明の範囲を満たさなかった例である。これらの例では、延性、伸びフランジ性、切り欠き疲労特性のいずれかが目標値を満足しなかった。
　また、試験Ｎｏ．４４～５７は、化学成分が本発明の範囲外であったので、強度、延性、伸びフランジ性、切り欠き疲労特性のいずれかが目標値を満足しなかった例である。
　本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性、切り欠き疲労特性、及び塗装後耐食性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２０～０．０７０％、
    　Ｍｎ：０．６０～２．００％、
    　Ａｌ：０．１０～１．００％、
    　Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％
    を含有し、
    　Ｓｉ：０．１００％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｎ：０．００６０％以下、
    に制限し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり；
    　組織が、面積率で、合計で８０～９８％のフェライト及びベイナイトと、２～１０％のマルテンサイトとを含み；
    　前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５～１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、１０～６０％である；
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｖ　：０．０１０～０．３００％、
    　Ｃｕ：０．０１～１．２０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    の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に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．１０００％、
    の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または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００２～０．００２０％、
    を含有する
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  5. 　引張強度が、５４０ＭＰａ以上であり、かつ、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
     
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