WO2013099206A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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船川　義正
重見　將人
英和 大久保
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Definitions

  • the present invention is a high-strength hot-rolled steel sheet that is useful for use in automobile parts, has a tensile strength (TS) of 850 MPa or more, and anisotropy of mechanical properties (anisotropy).
  • TS tensile strength
  • anisotropy of mechanical properties
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the anisotropy of the mechanical properties means a difference between the mechanical properties in the L direction (rolling direction) and the mechanical properties in the C direction (perpendicular to the rolling direction) of the hot-rolled steel sheet.
  • the steel sheet composition contains, by mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.1 to 1.5%, Ti: 0.03 to 0.06%, and P: 0.1% or less , S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, N: 0.009% or less, further limit the total content of Nb, Mo, V to 0.01% or less, the remainder from Fe and inevitable impurities
  • the ratio of Ti to C is Ti / C: 0.375 to 1.6, the average diameter of TiC precipitates in the crystal grains is 0.8 to 3 nm, and the average number density is 1 ⁇ 10 17 [pieces / cm 3
  • the above technique has been proposed.
  • Patent Document 1 Ti having the highest carbide forming ability is efficiently used for precipitation strengthening, thereby suppressing a decrease in workability due to the addition of alloy elements. It is said that an alloy-saving high-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 540 to 650 MPa can be obtained.
  • the steel plate composition is mass%, C: 0.015-0.06%, Si: less than 0.5%, Mn: 0.1-2.5%, P ⁇ 0.10%, S ⁇ 0.01%, Al: 0.005-0.3% , N ⁇ 0.01%, Ti: 0.01 to 0.30%, B: 2 to 50 ppm, the composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the atomic ratio of carbide-generating elements and C
  • the content of Si, Mn, B, and Mo, which are elements that control the ⁇ / ⁇ transformation temperature, is specified so as to satisfy a predetermined relationship, and the total area ratio of one or both of ferrite and bainitic ferrite is 90 %, And a cementite structure with a cementite area ratio of 5% or less has been proposed.
  • the grain boundary strength reduced by carbide precipitation is improved by adding B to suppress defects in the punched end face, and the stretch flangeability is excellent and the punching cracking resistance and the surface condition are improved. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a good tensile strength of 690 MPa or more can be stably manufactured at low cost.
  • the essential component of a steel plate is mass%, C: 0.01-0.10%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.08% or less, S: 0.005% or less, Al:
  • the composition is 0.015 to 0.050%, Ti: 0.10 to 0.30%, and the balance is Fe, with the steel sheet structure mainly composed of ferrite, and grains whose orientation difference from adjacent grains are all surrounded by 15 ° or more are unit grains.
  • d is 5 ⁇ m or less when the particle size is d ⁇ m.
  • Patent Document 3 when steel having the above components is heated, rolled, cooled, wound, and manufactured to produce a high-strength hot-rolled steel sheet, finish rolling is performed in a temperature range of 900 to 840 ° C., and finish rolling. A technology for reducing the rolling reduction at 70% or more has been proposed. And according to the technique proposed by patent document 3, it is supposed that the high intensity
  • the composition of the hot-rolled steel strip is C: 0.04 to 0.18 wt%, Si: 0.05 to 1.00 wt%, Mn: 0.10 to 0.50 wt%, Ti: 0.05 to 0.30 wt%, Al: 0.001 to Contains 0.100wt%, N: 0.0100wt% or less, P: 0.030wt% or less, and S: 0.015wt% or less at 0.3 ⁇ Ti / (C + S + N) ⁇ 5 and C + Mn / 6 + Si / 24 + Cr / 5 ⁇ 0.20wt%
  • a technique has been proposed in which the final ferrite microstructure has a polygonal ferrite fraction of 70% or more.
  • the Si and Mn contents are suppressed to reduce the C equivalent, which is an index of weldability, and further, by containing a predetermined amount of Ti as a reinforcing component, weldability It is said that a high-tensile hot-rolled steel strip having an excellent tensile strength of 55 kgf / mm 2 or more can be obtained.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-026690 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-302992
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-105595 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2-008349
  • Patent Document 1 has a low Ti content of 0.03 to 0.06%, so a large amount of carbide (TiC) contributing to precipitation strengthening cannot be precipitated, and the tensile strength is about 650 MPa. Only the steel plate is obtained. When the Ti content is increased to increase the strength, the precipitated TiC tends to coarsen, and it is not easy to achieve a high strength exceeding 650 MPa. With the technique proposed in Patent Document 1, if the Ti content exceeds 0.06%, the carbide (TiC) tends to be coarsened, so it is extremely difficult to increase the tensile strength of the steel sheet to 850 MPa or more.
  • the steel sheet strength is increased by including B in the steel sheet and Mn, which is a solid solution strengthening element and also an element that controls precipitation of carbides contributing to precipitation strengthening.
  • B is a solid solution strengthening element and also an element that controls precipitation of carbides contributing to precipitation strengthening.
  • Patent Document 2 discloses an example of a steel plate with an Mn content of 0.5%, but the tensile strength of this steel plate is as low as less than 750 MPa, and Nb that significantly delays the recrystallization of austenite is also disclosed. 0.03% content increases the anisotropy of the mechanical properties of hot-rolled steel sheets. Furthermore, in the technique proposed in Patent Document 2, regarding the steel sheet composition, the ratio of the C content to the Ti content is not appropriate, and a steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more cannot be obtained.
  • the strength of the steel sheet is improved by containing Mn, which is a solid solution strengthening element and promotes transformation and affects the shape of the grain boundary.
  • Mn which is a solid solution strengthening element
  • the rolling conditions Since the steel sheet is not optimized, only a steel sheet having a tensile strength of less than 850 MPa can be obtained, and the anisotropy of mechanical properties becomes a problem.
  • Patent Document 3 discloses an example of a steel plate with an Mn content of 0.3%, but the tensile strength of this steel plate is as low as 730 MPa, and Nb, which significantly delays the recrystallization of austenite, is 0.24. %, The anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet increases. Furthermore, similarly to the technique proposed in Patent Document 2, regarding the steel plate composition, the ratio of the C content to the Ti content is not appropriate, and a steel plate having a tensile strength of 850 MPa or more cannot be obtained.
  • Patent Document 4 describes that the microstructure of the hot-rolled steel strip is mainly composed of fine polygonal ferrite and that the microstructure is made uniform to eliminate anisotropy. There is a problem in the anisotropy of the mechanical characteristics because nothing is presented about the crystal grain size and the state of austenite grains is not taken into consideration.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, has a tensile strength of 850 MPa or more, and reduces the anisotropy of mechanical properties evaluated as tensile strength and total elongation. Another object is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors focused on a hot-rolled steel sheet having a ferrite single-phase structure with good workability such as press forming, and increased the strength and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet.
  • Various factors affecting the sex were studied.
  • the shape of ferrite grains greatly affects the anisotropy of tensile strength and total elongation.
  • the carbides precipitated in the ferrite phase grains usually precipitate almost simultaneously with the austenite ⁇ ferrite transformation of the steel.
  • carbides precipitated in the high temperature range are easily coarsened, while fine carbides are obtained when the carbides are precipitated in the low temperature range.
  • the steel austenite ⁇ ferrite transformation point can be taken up by adjusting the steel plate composition, the cooling rate after hot rolling, etc. It is preferable that the temperature is lowered to a temperature range and carbide is precipitated in the ferrite phase crystal grains and then wound immediately, or simultaneously with the winding, austenite ⁇ ferrite transformation is performed to precipitate the carbide in the ferrite phase crystal grains.
  • Mn and B are also elements having an effect of delaying the austenite ⁇ ferrite transformation of the steel in the cooling process after the hot rolling is completed and lowering the austenite ⁇ ferrite transformation point. Therefore, if Mn and B contained in the steel material are reduced for the purpose of suppressing the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet, ferrite transformation starts at a high temperature in the cooling process after the hot rolling is completed. Further, the coarsening of carbides cannot be suppressed, and a high-strength steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more cannot be produced.
  • the present inventors have a role as an element for delaying the transformation before the austenite ⁇ ferrite transformation in the cooling process after hot rolling at the time of manufacturing the hot rolled steel sheet, and after the austenite ⁇ ferrite transformation. Focusing on C and Ti, which can significantly increase the strength of hot-rolled steel sheets by forming carbides, and aiming to increase the strength of hot-rolled steel sheets by precipitating fine Ti carbide in the ferrite grains. Tried. As a result, the Mn and Si contents of the steel material, or even the B and Nb contents are suppressed to a predetermined amount or less, and the contents of C, Ti, N and S are adjusted, and the contents of these elements are further reduced.
  • Ti carbides are finely precipitated in large quantities while reducing the anisotropy of the mechanical properties of the hot rolled steel sheet. It has been found that precipitation strengthening due to Ti carbide can be utilized to the maximum.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel material in mass%, C: 0.055% or more and 0.15% or less, Si: 0.2% or less, Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less, S: 0.007% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.14% or more and 0.30% or less, so that C, S, N and Ti satisfy the following formula (1), and Nb and B as impurities are Nb: less than 0.03%, B: Limited to less than 0.0005%, with the balance being Fe and inevitable impurities,
  • the heating temperature T (° C.) of the heating is 1150 ° C.
  • the total rolling reduction in the temperature range of 980 ° C. or less of the hot rolling is 40% or less
  • the finish rolling temperature of the finish rolling is 880 ° C. or higher
  • the cooling is started within 3 seconds after finish rolling, and the average cooling rate of the cooling is 40 ° C./s to 200 ° C./s,
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet wherein the winding temperature of the winding is 500 ° C or higher and 680 ° C or lower.
  • the hot rolled steel sheet according to [6] which has a plating layer on the steel sheet surface.
  • the anisotropy of the tensile strength is defined as an absolute value of a difference obtained by subtracting the tensile strength in the L direction from the tensile strength in the C direction.
  • the hot-rolled steel sheet according to [6] to [10] wherein the anisotropy of the total elongation of the hot-rolled steel sheet is 2% or less.
  • the anisotropy of the total elongation is defined as the absolute value of the difference obtained by subtracting the total elongation in the L direction from the total elongation in the C direction.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more and low mechanical property anisotropy suitable for the use of automobile structural members and the like can be obtained.
  • the effect is remarkable, such as enabling member molding.
  • C 0.055% or more and 0.15% or less C suppresses precipitation and coarsening of carbides in the high temperature range by suppressing ferrite transformation before austenite ⁇ ferrite transformation of steel during the hot-rolled steel plate manufacturing and cooling process after hot rolling. It has the effect of miniaturizing.
  • Ti is combined with W described later, or further W, Mo, V, and is finely dispersed in the steel sheet as carbide. That is, C is an element that forms fine carbides and remarkably strengthens the ferrite structure, and is an essential element for strengthening the hot-rolled steel sheet.
  • the C content is less than 0.055%, the austenite ⁇ ferrite transformation of the steel occurs in the high temperature range during the cooling process after the hot rolling is completed, and the coarsening of the carbide cannot be suppressed, and the desired strength (tensile strength). : 850 MPa or more) cannot be obtained.
  • the C content is less than 0.055%, the amount of carbide precipitated in the ferrite phase grains becomes insufficient, and the desired steel sheet strength cannot be obtained. Therefore, in the present invention, the C content is 0.055% or more. Preferably it is 0.06% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, coarse Ti carbides are formed in the steel material.
  • the coarse Ti carbide cannot be dissolved, and the coarse Ti carbide remains in the finally obtained hot-rolled steel sheet. If coarse Ti carbide remains in this way, the amount of fine Ti carbide that contributes to strength increase decreases, and the strength of the hot-rolled steel sheet rapidly decreases.
  • the C content is 0.15% or less. Preferably it is 0.13% or less.
  • Si 0.2% or less
  • Si is actively contained in conventional high-strength steel sheets as an effective element for improving the steel sheet strength without reducing ductility (elongation).
  • Si is an element that inhibits the recrystallization of austenite grains in the hot rolling process and promotes the anisotropy of the mechanical properties of the hot rolled steel sheet during the production of the hot rolled steel sheet. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce the Si content as much as possible, but up to 0.2% is acceptable, so the upper limit of the Si content is 0.2%. Preferably it is 0.09% or less. Note that the Si content may be reduced to the impurity level, or even if it is zero, there is no problem.
  • Mn 1.3% or less Mn is a solid solution strengthening element and, like Si, is actively contained in conventional high-strength steel sheets, but it inhibits austenite grain recrystallization in the hot rolling process, and mechanical properties of hot-rolled steel sheets. It is an element that promotes anisotropy. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce the Mn content as much as possible, but up to 1.3% is acceptable, so the upper limit of the Mn content is 1.3%. Preferably, it is less than 0.5%, and in this range, the anisotropy of mechanical properties is further improved.
  • the Mn content is drastically reduced, the ferrite transformation temperature (transformation point) rises, and during the production of hot-rolled steel sheet, the carbide that precipitates simultaneously with the austenite ⁇ ferrite transformation is exposed to high temperatures during the cooling process after finish rolling. It becomes. And when a carbide
  • P 0.03% or less P segregates in the dislocations introduced into the austenite grains during hot rolling to inhibit recrystallization, and promotes the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce the P content as much as possible, but 0.03% is acceptable, so the P content is set to 0.03% or less. Preferably it is 0.02% or less. There is no problem even if the P content is zero.
  • S 0.007% or less S combines with Mn to form a soft sulfide in the steel material.
  • This soft sulfide is stretched in a wedge shape during hot rolling at the time of manufacturing a hot-rolled steel sheet, and causes a decrease in ductility in the vertical direction from the rolling direction of the hot-rolled steel sheet. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce the S content as much as possible, and it is 0.007% or less. Preferably it is 0.004% or less. There is no problem even if the S content is zero.
  • Al 0.1% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more.
  • Al is also an element that forms inclusions in the steel and inhibits recrystallization of austenite grains in the hot rolling process. If the Al content exceeds 0.1%, the adverse effect on recrystallization becomes obvious. Therefore, the Al content is 0.1% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • N 0.01% or less N combines with Ti, which is a carbide-forming element, at the steelmaking stage to form coarse nitrides and inhibits the formation of fine carbides, so that the steel sheet strength is significantly reduced. Moreover, coarse nitride significantly inhibits recrystallization of austenite grains in the hot rolling process during the production of hot-rolled steel sheets. Therefore, the N content is preferably reduced as much as possible, and is 0.01% or less. Preferably it is 0.006% or less. There is no problem even if the N content is zero.
  • Ti 0.14% to 0.30% Ti, like C, during the hot-rolled steel plate manufacturing, during the cooling process after hot rolling, precipitation and coarsening of carbides at high temperatures by delaying the progress of ferrite transformation before austenite ⁇ ferrite transformation of steel And has the effect of miniaturizing the carbide. Further, after austenite ⁇ ferrite transformation, it combines with C and is finely dispersed in the steel sheet as carbide. That is, Ti is an element that forms fine carbides and remarkably strengthens the ferrite structure, and is an essential element for strengthening the hot-rolled steel sheet. In order to obtain a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more, the Ti content needs to be 0.14% or more.
  • the Ti content needs to be 0.30% or less. Preferably it is 0.28% or less.
  • steel plate strength is proportional to the volume fraction of carbides, it is preferable to precipitate solid solution Ti by precipitating 80% or more of the Ti content as carbides. In order to precipitate 80% or more of the Ti content as carbide, it is achieved by adjusting the austenite ⁇ ferrite transformation temperature. This temperature can be adjusted by chemical components and hot rolling conditions.
  • the steel material of the present invention contains C, S, N, and Ti in the above-described range and satisfying the expression (1).
  • [Ti * ] [Ti]-3.4 x [N]-1.5 x [S] ([C], [S], [N], [Ti]: Content of each element (% by mass))
  • the above formula (1) is a requirement that must be satisfied in order to set the tensile strength of the hot-rolled steel sheet to 850 MPa or more, and is an important index in the present invention.
  • a desired steel plate strength is ensured by finely precipitating Ti carbide mainly in the hot-rolled steel plate.
  • Ti carbide has a strong tendency to become a fine carbide whose average particle diameter is extremely small, when the atomic concentration of Ti contained in the steel exceeds the atomic concentration of C, Ti carbide tends to be coarsened, Since the effect of adjusting the austenite ⁇ ferrite transformation temperature due to solute C is reduced, it becomes difficult to ensure the desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 850 MPa or more).
  • Ti that can contribute to carbide formation is “Ti * ”, in the present invention, it is necessary that the atomic percent of C contained in the steel material be equal to or more than the atomic percent of Ti * . That is, the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) needs to be 1 or more.
  • Each atomic% is proportional to the mass% of C and Ti divided by the atomic weight of C and Ti (C: 12, Ti: 48), respectively.
  • a predetermined amount of Ti is added to the steel material, the carbide in the steel material is dissolved by heating before hot rolling, and Ti carbide is precipitated mainly during winding after hot rolling.
  • the total amount of Ti added to the steel material does not contribute to carbide formation, and part of the Ti added to the steel material is consumed for the formation of nitrides and sulfides that do not contribute to increasing the strength of the steel sheet.
  • Ti is more likely to form nitrides and sulfides than carbides at higher temperatures than the coiling temperature, and Ti mainly forms nitrides and sulfides before the winding process during the production of hot-rolled steel sheets. It is.
  • the amount of Ti * that is Ti that contributes to carbide formation is the formation of Ti nitride and Ti sulfide from the total amount of Ti added to the steel material. It was clarified that the amount of Ti consumed can be expressed as “[Ti] ⁇ 3.4 ⁇ [N] ⁇ 1.5 ⁇ [S]”.
  • the atomic% C in order to more atomic% of Ti *, ([C] / 12) / ([Ti *] / 48) values so as to become 1 or more It contains C, S, N and Ti elements.
  • the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) is less than 1, the coarsening of Ti carbide formed in the ferrite crystal grains and the austenite ⁇ ferrite transformation temperature are increased. In order to promote, the hot-rolled steel sheet strength decreases or the production stability deteriorates.
  • the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) is preferably 1.05 or more. However, if the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) exceeds 3.0, the coarse Ti carbides generated in the steel material are not hot-rolled in the hot-rolled steel plate manufacturing process. Even if the steel material is heated, it remains without melting, which causes a reduction in the strength of the finally obtained hot-rolled steel sheet.
  • the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) exceeds 3.0, the amount of C relative to the amount of Ti in the steel material becomes excessive, and as a result, cementite is easily generated, and the steel sheet structure Is substantially difficult to have a ferrite single-phase structure. Therefore, the value of ([C] / 12) / ([Ti * ] / 48) is preferably 3.0 or less.
  • V 0.30% or less
  • V is an element that combines with C and Ti to form carbides and contributes to further strengthening of the hot-rolled steel sheet.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • V has a lower carbide forming ability than Ti, and tends to remain in a solid solution state (solid solution V).
  • this solid solution V causes the carbide to coarsen and lowers the steel sheet strength. If the V content exceeds 0.30%, the solid solution V becomes excessive, and the adverse effect of lowering the steel sheet strength becomes obvious. Therefore, the V content is preferably 0.30% or less. More preferably it is 0.26% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • W 1.0% or less and Mo: 0.5% or less
  • W and Mo are elements that combine with Ti and C to form a composite carbide and contribute to further strengthening of the hot-rolled steel sheet.
  • W and Mo are effective in stabilizing the production of hot-rolled steel sheets because they have the effect of delaying the progress of the steel austenite ⁇ ferrite transformation in the cooling process after hot rolling during the production of hot-rolled steel sheets. It is an element. In order to obtain these effects, it is preferable that the W content is 0.01% or more and the Mo content is 0.01% or more.
  • the W content is preferably 1.0% or less and the Mo content is preferably 0.5% or less. More preferably, the W content is 0.01% to 0.5%, and the Mo content is 0.01% to 0.3%.
  • Nb is an element that segregates on the dislocations of austenite grains during hot rolling and inhibits the progress of recrystallization. Therefore, in order to suppress the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet, it is necessary to reduce the Nb content to less than 0.03%. More preferably, it is less than 0.02%. In the present invention, since Nb is an impurity, its content is most preferably zero.
  • Impurity B less than 0.0005% B not only segregates on the grain boundaries and dislocations of austenite grains during hot rolling to inhibit the progress of recrystallization, but also significantly increases the recrystallization temperature of austenite grains, so it accumulates strain energy during rolling. It is an element that is easy to cause.
  • the ferrite grains of the hot-rolled steel sheet in which the austenite grains are transformed from the unrecrystallized state extend in the rolling direction, and the anisotropy of the mechanical properties is remarkably increased. From the above viewpoint, B needs to be reduced to less than 0.0005%. More preferably, it is less than 0.0003%. In the present invention, since B is an impurity, its content is most preferably zero.
  • One or more of Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, and Sr may be contained in a total amount of 1.0% or less. If it is 1.0% or less in total, the material strength and the anisotropy of mechanical properties are not affected.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the steel material having the above composition is heated, subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, cooled after completion of finish rolling, and wound into a hot-rolled steel sheet.
  • the method for melting steel is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, the slab (steel material) is preferably formed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality, but the slab may be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. .
  • Steel material heating temperature T (° C.): 1150 ° C. or higher
  • the steel material (steel slab) obtained as described above is subjected to rough rolling and finish rolling.
  • the steel material is heated prior to rough rolling. It is necessary to form a substantially homogeneous austenite phase and dissolve coarse carbides.
  • the heating temperature of the steel material is below 1150 ° C, coarse Ti carbide does not dissolve, so the amount of carbide finely dispersed in the cooling and winding process after hot rolling is reduced, and the heat finally obtained The strength of the rolled steel sheet is significantly reduced. Therefore, the steel material is heated so that the maximum temperature reached 1150 ° C. or higher. Preferably it is 1200 degreeC or more.
  • [Ti * ] ⁇ 10 ⁇ -7000 / (T + 273) +2.75 ⁇ / [C] (2)
  • [Ti * ] [Ti]-3.4 x [N]-1.5 x [S]
  • T Steel material heating temperature (°C) ([C], [S], [N], [Ti]: Content of each element (% by mass))
  • the heating temperature T (° C.) of the steel material before rough rolling is set to 1150 ° C. or higher and satisfies the above formula (2).
  • the coarse Ti carbide remaining after reheating of the steel material delays the recrystallization of austenite grains, so the strength of the steel sheet decreases due to the high temperature of the austenite ⁇ ferrite transformation point.
  • an increase in the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet Therefore, as a result of the study by the present inventors on the steel material having the above-described composition, it is necessary to satisfy the above formula (2) in order to dissolve coarse Ti carbide in the steel material by heating before hot rolling. I found out.
  • [Ti * ] which is the left side of the above formula (2) is Ti Ti that substantially contributes to strengthening by forming Ti carbide at a value obtained by subtracting the nitride and sulfide generated in the steelmaking stage from the content. Represents an amount.
  • T is the heating temperature T (° C.) of the steel material, that is, the highest temperature reached in reheating the steel material.
  • the residence time of the steel material in the temperature range of 1150 ° C or higher is set to 15 minutes or longer. Preferably it is 20 minutes or more. Although it is not necessary to set the upper limit of the residence time, it is preferable to set the residence time to 30 hours or less from the viewpoint of production efficiency.
  • the heating temperature T (° C.) of the steel material exceeds 1350 ° C., the scale loss increases and the steel sheet surface properties deteriorate due to scale biting. Therefore, the heating temperature T (° C.) is preferably 1350 ° C. or lower.
  • the steel material heated as described above is subjected to hot rolling under a predetermined condition.
  • Total rolling reduction in a temperature range of 980 ° C. or less 40% or less
  • the progress of recrystallization of austenite grains becomes slow, and austenite grains
  • the amount of accumulated strain energy increases.
  • ferrite grains close to equiaxes cannot be obtained in the cooling process after the hot rolling is completed, and the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet is increased.
  • the total rolling reduction at 980 ° C. or less in hot rolling exceeds 40%, the above-described adverse effect becomes obvious. Therefore, the total rolling reduction is set to 40% or less. Preferably it is 33% or less.
  • the total rolling reduction at 980 ° C. or lower is the total rolling reduction including rough rolling and finish rolling.
  • the total rolling reduction at 980 ° C. or lower may be 0%.
  • Finishing rolling temperature 880 ° C or more
  • the finish rolling temperature is 880 ° C. or higher.
  • it is 890 degreeC or more.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly required, but is naturally determined by the heating temperature before hot rolling, the rolling plate speed, the steel plate thickness, and the like. For this reason, the upper limit of the finish rolling temperature is substantially 1000 ° C.
  • Time until start of forced cooling after finish rolling Within 3 s seconds
  • the steel material of the present invention having the above-described composition has a high ferrite transformation point. Therefore, if it is not cooled immediately after finish rolling, austenite ⁇ ferrite transformation at high temperature Will start and the carbides will become coarse. Therefore, in the present invention, it is necessary to start forced cooling immediately after the end of hot rolling, and cooling is started within at least 3 seconds after the end of finish rolling. Preferably it is within 2 s.
  • Average cooling rate 40 ° C / s or more and 200 ° C / s or less If the average cooling rate of forced cooling that follows the finish rolling is less than 40 ° C / s, austenite ⁇ ferrite transformation starts at high temperature, and fine carbides cannot be obtained. Hot-rolled steel sheet strength decreases. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 200 ° C / s, the cooling stop temperature is not stable, and a structure in which a martensite phase and a bainite phase are mixed is formed. Phase) hot-rolled steel sheet cannot be obtained.
  • the average cooling rate of forced cooling that follows the finish rolling needs to be 200 ° C./s or less. Preferably, it is 50 ° C./s or more and 150 ° C./s or less.
  • the average cooling rate is the average cooling rate from the start of forced cooling to the stop of cooling. Since only air cooling is performed after the forced cooling is stopped, the temperature of the steel sheet is hardly lowered and the steel sheet is wound up. Normally, the cooling stop temperature is set to the coiling temperature + 5 to 10 ° C.
  • the austenite ⁇ ferrite transformation point of the steel is adjusted to a coiling temperature range described later, carbides can be precipitated in a fine and large amount within the crystal grains of the ferrite phase.
  • the average cooling rate is preferably 50 ° C./s or more.
  • Winding temperature 500 ° C. or higher and 680 ° C. or lower
  • carbides can be precipitated in a fine and large amount in the ferrite phase crystal grains in a low temperature range. From this point of view, it is preferable to lower the coiling temperature (and the austenite ⁇ ferrite transformation point). However, if the coiling temperature is below 500 ° C., the diffusion of the element is slowed, resulting in a sufficiently precipitated carbide. Cannot be obtained. On the other hand, when the coiling temperature (and the austenite ⁇ ferrite transformation point) exceeds 680 ° C., carbides precipitated almost simultaneously with the austenite ⁇ ferrite transformation become coarse, and the strength of the hot-rolled steel sheet decreases.
  • the coiling temperature range needs to be 500 ° C. or higher and 680 ° C. or lower. Preferably they are 550 degreeC or more and 660 degrees C or less.
  • the hot-rolled steel sheet after being rolled by hot rolling does not change its characteristics even if the scale is attached to the surface or the scale is removed by pickling.
  • the hot-rolled steel sheet after winding may be plated to form a plating layer on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • the type of the plating treatment is not particularly limited, and both electroplating treatment and electroless plating treatment are applicable.
  • the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and for example, a hot dip galvanized layer can be formed by performing a hot dip galvanizing process as a plating process. Alternatively, after the hot dip galvanizing treatment, an alloying treatment may be further performed to form an alloyed hot dip galvanized layer.
  • other metals and alloys such as aluminum or aluminum alloy can be plated for hot dipping.
  • the state of precipitates does not change by annealing in a temperature range of 740 ° C. or lower. Therefore, for example, a continuous hot-dip galvanizing line with an annealing temperature of 740 ° C. or lower can be passed. If the thermal history of the continuous hot-dip galvanizing line is a temperature range of 740 ° C or less, the state of carbides precipitated in the ferrite phase grains that are the matrix of the hot-rolled steel sheet will not change, and the mechanical properties of the steel sheet will not change. There is no change.
  • the method for attaching the plating layer include a method in which a steel sheet is immersed in a plating bath and pulled up.
  • the alloying method include a method performed in a furnace capable of heating the steel sheet surface such as a gas furnace after plating.
  • the ferrite phase area ratio is 95% or more, the average grain size of the ferrite phase is 8 ⁇ m or less, the aspect ratio of the crystal grains of the ferrite phase is 3.5 or less, the ferrite A high-strength hot-rolled steel sheet having a structure in which the average grain size of carbides in the crystal grains of the phase is less than 10 nm, a tensile strength of 850 MPa or more, and a small mechanical property anisotropy is obtained.
  • the production method of the present invention is suitable for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of up to about 1165 MPa. More preferably, it is about 1100 MPa or less.
  • a steel material containing a predetermined amount of a carbide-forming element such as Ti is heated to an austenite single-phase region, and then hot-rolled to complete the hot rolling.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet is improved by precipitating a large amount of carbide simultaneously with the subsequent austenite ⁇ ferrite transformation. Further, in order to obtain a hot rolled steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more, it is necessary to precipitate almost the entire amount of Ti in the steel material as fine carbides.
  • the carbide contributing to the steel sheet strength precipitates along with the austenite ⁇ ferrite transformation, in order to precipitate almost the entire amount of Ti in the steel material as fine carbide, the austenite ⁇ ferrite transformation is promoted, and the final It is desirable to increase the area ratio of the ferrite phase of the hot-rolled steel sheet obtained.
  • the area ratio of the ferrite phase of the hot-rolled steel sheet is 95% or more. Preferably it is 98% or more.
  • the ferrite phase includes polygonal ferrite, bainitic ferrite, acicular ferrite, and granular ferrite.
  • examples of structures other than the ferrite phase include cementite, pearlite, bainite phase, martensite phase and the like.
  • these structures are present in a large amount, the amount of fine carbides precipitated decreases and the steel sheet strength decreases. Therefore, it is preferable to reduce these structures as much as possible, but it is acceptable if the total area ratio with respect to the whole structure is 5% or less. More preferably, it is 2% or less.
  • the average crystal grain size 8 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size is 8 ⁇ m or less.
  • it is less than 6 ⁇ m.
  • Aspect ratio of ferrite phase grains 3.5 or less
  • the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet increases.
  • the aspect ratio exceeds 3.5, the anisotropy of the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet increases, and pressing such a hot-rolled steel sheet causes various problems such as unexpected cracks during press processing. Come on. Therefore, the aspect ratio of the ferrite phase crystal grains is 3.5 or less. Preferably it is 2.5 or less.
  • the “aspect ratio of the ferrite phase crystal grains” is obtained by a cutting method (linear intercept method) based on ASTM E 112-10 for a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction. For a photograph taken at double magnification, draw three horizontal lines and three vertical lines, respectively, and average grain size on the vertical line relative to the average length (average grain section length mean intercept length of each ferrite grain) It is defined by the ratio of the section length. The lower limit of the aspect ratio is approximately 1.4.
  • Examples of the carbide finely precipitated in the crystal grains of the carbide ferrite phase in the ferrite crystal grains include Ti carbide, and further V carbide, W carbide, Mo carbide, and composite carbide of Ti, V, W, and Mo. Most of these carbides are carbides that precipitate at the interface at the same time as the austenite ⁇ ferrite transformation in the cooling and winding process after finishing rolling in the hot-rolled steel sheet manufacturing process.
  • Carbide average particle diameter in ferrite crystal grains less than 10 nm
  • steel strengthening is achieved by finely dispersing carbides such as Ti described above.
  • carbides such as Ti described above.
  • the average particle diameter of the carbide is less than 10 nm.
  • it is 6 nm or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has little material fluctuation even when heat treatment up to 740 ° C. is performed for a short time. Therefore, for the purpose of imparting corrosion resistance to the steel sheet, the hot-rolled steel sheet of the present invention can be plated, and a plating layer can be provided on the surface thereof. Since the heating temperature in the plating process can be operated at 740 ° C. or less, even if the hot-rolled steel sheet of the present invention is subjected to the plating process, the above-described effects of the present invention are not impaired.
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and any of an electroplating layer and an electroless plating layer can be applied.
  • the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer and the like can be mentioned as suitable examples, but of course, it is not limited to these, and any conventionally known one can be applied. is there.
  • a steel material having a thickness of 250 mm having the composition shown in Table 1 was used as a hot rolled steel sheet having a thickness of 1.2 to 3.2 mm under the hot rolling conditions shown in Table 2.
  • the cooling rate described in Table 2 is an average cooling rate from the start of forced cooling to the stop of cooling.
  • a part of the obtained hot-rolled steel sheet is passed through a hot dip galvanizing line with an annealing temperature of 700 to 720 ° C, and then a 460 ° C plating bath (plating composition: Zn-0.13mass% Al) It was immersed in galvanized steel sheet (GI material).
  • Samples are taken from the hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material) obtained as described above, and the structure observation and the tensile test are performed.
  • the area ratio of the ferrite phase, the structure type other than the ferrite phase, and the area ratio The average crystal grain size and aspect ratio of the ferrite phase, the average grain size of the carbide, the yield strength, the tensile strength, and the elongation were determined.
  • the test method was as follows.
  • the area ratio of the ferrite phase was evaluated by the following method. About the central part of the plate thickness with a cross section parallel to the rolling direction, the corrosion appearance structure by 5% nital was magnified 400 times with a scanning optical microscope and photographed for 10 fields of view.
  • the ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains. Further, the area ratio and particle size were determined using polygonal ferrite, bainitic ferrite, acicular ferrite and granular ferrite as ferrite.
  • the area ratio of the ferrite phase was determined by separating the ferrite phase from those other than the ferrite phase such as bainite and martensite by image analysis and determining the area ratio of the ferrite phase with respect to the observation field. At this time, the grain boundary observed as a linear form was counted as a part of the ferrite phase.
  • the ferrite average crystal grain size was determined by drawing a horizontal line and a vertical line for each of the three photographs described above by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10, and finally the average value of the three photographs is shown in Table 3.
  • the aspect ratio of the crystal grains of the ferrite phase is the cross section in the L direction of the hot-rolled steel sheet, and the straight line perpendicular to the L direction with respect to the average length in which the straight line parallel to the L direction cuts the ferrite grain boundary
  • the ratio of the average length to cut was determined.
  • the average particle size of the carbides in the ferrite phase grains was measured by a transmission electron microscope (magnification: 120,000 times) by preparing a sample from the center of the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet using a thin film method. It calculated
  • the anisotropy of mechanical properties is the absolute value of the difference obtained by subtracting the tensile strength in the L direction from the tensile strength in the C direction, or the absolute value of the difference obtained by subtracting the total elongation in the L direction from the total elongation in the C direction. Defined.
  • the absolute value of the difference in tensile strength ( ⁇ TS) is 30 MPa or less
  • the absolute value of the difference in total elongation ( ⁇ EL) is 2% or less. “Good” and the others were “bad”. The obtained results are shown in Table 3.
  • All of the hot-rolled steel sheets of the examples of the present invention have a tensile strength TS of 850 MPa or more, have good evaluation of anisotropy of mechanical properties, and have low anisotropy of mechanical properties.
  • the hot-rolled steel sheet of the comparative example does not have a predetermined strength or has large anisotropy in mechanical properties.

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Abstract

　本発明は、質量％で、C ：0.055％以上0.15％以下、Si：0.2％以下、Mn：1.3％以下、P ：0.03％以下、S ：0.007％以下、Al：0.1％以下、N ：0.01％以下、Ti：0.14％以上0.30％以下を、1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48)（ [Ti*]＝[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]）を満足するように含有する鋼素材を、1150℃以上であり且つ [Ti*] ＜ 10{-7000/(T＋273)＋2.75}/[C]を満足する温度T（℃）に加熱し、1150℃以上の温度域に15 分以上保持したのち、980℃以下の温度域での合計圧下率を40％以下とし、仕上げ圧延温度を880℃以上とする熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後3 秒以内に40℃/s 以上200℃/s 以下の冷却速度で冷却し、500℃以上680℃以下の温度域で巻き取る、熱延鋼板の製造方法に関する。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
本発明は、自動車用部材の使途に有用な高強度熱延鋼板であって、引張強さ(TS)：850MPa以上の強度を有し、且つ機械的特性（mechanical properties）の異方性（anisotropy）が小さい高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。ここで、機械的特性の異方性とは、熱延鋼板のＬ方向（圧延方向）の機械的特性とＣ方向（圧延直角方向）の機械的特性との差を意味する。
近年地球環境保全の観点から、CO2排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、自動車部材用素材としての高強度熱延鋼板の使用量が増加しつつある。一方、鋼板を素材とする自動車部材の多くは、プレス加工（press forming）等によって成形されるため、自動車部材用鋼板には高強度に加えて優れたプレス成形性（press formability）を有することも要求される。
しかしながら、鋼板強度が高くなるにつれて機械的特性の異方性も大きくなる傾向がある。そのため、引張強さを850MPa以上にまで高強度化した鋼板では、機械的特性の異方性が顕在化し、この異方性に起因してプレス加工時に予期せぬ割れが発生したり、プレス荷重を付与する方向によってはプレス加工後、耐衝撃性（impact resistance）等について期待した特性が得られないなどの問題があった。
以上の理由により、引張強さが850MPa以上の高強度熱延鋼板を自動車部材等に適用するうえでは、機械的特性の異方性が小さい高強度熱延鋼板を工業的かつ安定的に生産する技術の開発が必須となる。
ここで、自動車部材用の高強度鋼板については、今日までに様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、鋼板組成を質量％で、C：0.02～0.08％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.1～1.5％、Ti：0.03～0.06％を含有し、P：0.1％以下、S：0.005％以下、Al：0.5％以下、N：0.009％以下に制限し、更に、Nb、Mo、Vの含有量の合計を0.01％以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、C量に対するTi量の比がTi/C：0.375～1.6である組成とし、結晶粒内のTiC析出物の平均直径を0.8～3nm、平均個数密度を1×1017[個/cm3]以上とする技術が提案されている。そして、特許文献１で提案された技術によると、炭化物形成能が最も高いTiを効率的に析出強化（precipitation strengthening）に利用することで、合金元素の添加に起因する加工性低下が抑制された引張強度：540～650MPaの省合金型高強度熱延鋼板が得られるとされている。
また、特許文献２では、鋼板組成を質量％で、C：0.015～0.06％、Si：0.5％未満、Mn：0.1～2.5％、P≦0.10％、S≦0.01％、Al：0.005～0.3％、N≦0.01％、Ti：0.01～0.30％、B：2～50ppmを含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成とし、更に炭化物生成元素とCとの原子比を特定するとともに、鋼のγ／α変態温度を制御する元素であるSi、Mn、B、Moの含有量が所定の関係を満足するように規定し、フェライトとベイニティックフェライトの一方又は双方の面積率の合計が90％以上でありセメンタイトの面積率が5％以下である鋼板組織とする技術が提案されている。そして、特許文献２で提案された技術によると、炭化物析出により低下した粒界強度をB添加により向上することで打ち抜き端面の欠陥を抑え、伸びフランジ性に優れるとともに耐打ち抜き割れ性及び表面状態が良好であり、引張強度が690MPa以上という高強度の熱延鋼板を安価に、安定して製造することができるとされている。
また、特許文献３では、鋼板の本質的成分をmass％で、C：0.01～0.10％、Si：1.0％以下、Mn：2.5％以下、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.015～0.050％、Ti：0.10～0.30％および残部Feである成分とし、鋼板組織をフェライト主体とし、隣接する粒との方位差がすべて15°以上で囲まれた粒を単位粒とし、その平均粒径をｄμm としたとき、ｄが5μm 以下である組織とする技術が提案されている。更に、特許文献３では、上記成分を有する鋼を加熱後、圧延し、冷却し、巻き取り、高強度熱延鋼板を製造するに際し、仕上圧延を900～840℃の温度領域で行い、仕上圧延における圧下率を70％以上とする技術が提案されている。そして、特許文献３で提案された技術によると、フェライト粒径とその形態をコントロールすることで、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとされている。
また、特許文献４では、熱延鋼帯の組成をC：0.04～0.18wt％、Si：0.05～1.00wt％、Mn：0.10～0.50wt％、Ti：0.05～0.30wt％、Al：0.001～0.100wt％、N：0.0100wt％以下、P：0.030wt％以下およびS：0.015wt％以下を0.3≦Ti/(C＋S＋N)＜5でかつC＋Mn/6＋Si/24＋Cr/5≦0.20wt％にて含有する組成とし、最終ミクロ組織のポリゴナルフェライト分率を70％以上とする技術が提案されている。そして、特許文献４で提案された技術によると、Si、Mn含有量を抑制して溶接性の指標であるC当量を低減し、更に強化成分として所定量のTiを含有することで、溶接性に優れた引張強さが55kgf/mm2以上の高張力熱延鋼帯が得られるとされている。
日本国特開２０１１－０２６６９０号公報 日本国特開２００７－３０２９９２号公報 日本国特開２００２－１０５５９５号公報 日本国特開平２－００８３４９号公報
しかしながら、特許文献１で提案された技術では、Tiの含有量が0.03～0.06％と少ないため、析出強化に寄与する炭化物（TiC）を大量に析出させることができず、引張強さが650MPa程度の鋼板しか得られていない。強度増加のためにTi含有量を増加すると、析出するTiCは粗大化する傾向にあり、650MPaを超える高強度を達成することは簡単ではない。特許文献１で提案された技術では、Ti含有量が0.06％を超えると炭化物（TiC）が粗大化し易くなるため、鋼板の引張強さを850MPa以上にすることは極めて困難である。
また、特許文献２で提案された技術では、鋼板にBを含有させるとともに、固溶強化元素であり且つ析出強化に寄与する炭化物の析出を制御する元素でもあるMnを含有させることで、鋼板強度の向上を図っている。しかしながら、この技術では、その実施例が示すように、Bが少なくとも10ppm以上添加されている。そしてBは、後述するようにオーステナイトの再結晶を著しく阻害させることから、Bが10ppm以上も添加される当該技術では機械的特性の異方性に関する問題が回避できない。なお、特許文献２には、Mn含有量を0.5％とした鋼板の実施例も開示されているが、この鋼板の引張強さは750MPa未満と低く、しかもオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるNbを0.03％含有し、熱延鋼板の機械的特性の異方性が大きくなる。更に、特許文献２で提案された技術では、鋼板組成に関し、Ti含有量に対するC含有量の比率が適正でなく、引張強さ850MPa以上の鋼板を得ることはできていない。
また、特許文献３で提案された技術では、固溶強化元素であり且つ変態を促進するとともに粒界形状に影響を及ぼすMnを含有させることで、鋼板強度の向上を図っている。しかしながら、特許文献３で提案された技術においても、その実施例が示すように、固溶強化元素であるSi、Mnの含有量をそれぞれ0.5％、1.5％とした場合であっても、圧延条件の適正化がなされていないために引張強さが850MPa未満の鋼板しか得られないうえ、機械的特性の異方性が問題となる。なお、特許文献３には、Mn含有量を0.3％とした鋼板の実施例も開示されているが、この鋼板の引張強さは730MPaと低く、しかもオーステナイトの再結晶を著しく遅延させるNbを0.24％と多量に含有し、熱延鋼板の機械的特性の異方性が大きくなる。更に、特許文献２で提案された技術と同様、鋼板組成に関し、Ti含有量に対するC含有量の比率が適正でなく、引張強さ850MPa以上の鋼板を得ることはできていない。
特許文献４で提案された技術では、その実施例が示すように、Ti含有量が比較的少ない場合には引張強さが70kgf/mm2程度の熱延鋼帯しか得られない。また、Ti含有量に対するC含有量の比率が適正であっても、オーステナイト粒の状態を考慮していないため、依然として引張強さ850MPa以上の熱延鋼帯は得られていない。更に、特許文献４には、熱延鋼帯のミクロ組織を微細なポリゴナルフェライト主体とし、且つミクロ組織を均一化して異方性をなくすことが記載されているが、ミクロ組織の具体的な結晶粒径等について何ら提示されておらず、オーステナイト粒の状態を考慮していないため、機械的特性の異方性に問題があった。
以上のように、従来技術ではいずれも、熱延鋼板の引張強さを850MPa以上とし、且つ機械的特性の異方性に関する問題を回避することは極めて困難であった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、850MPa以上の引張強さを有し、しかも引張強さ、全伸び（total elongation）として評価される機械的特性の異方性を低減させた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決すべく、本発明者らは、プレス成形等の加工性が良好なフェライト単相組織である熱延鋼板に着目し、該熱延鋼板の高強度化および機械的特性の異方性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、フェライト粒の形状が引張強さや全伸びの異方性に大きく影響しており、これらの異方性を小さくするにはフェライト粒を等軸晶（equiaxial grains）に近づけることが重要であること、そしてフェライト粒を等軸晶に近づけるには、熱延鋼板を製造する際の熱間圧延工程において、変態前のオーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積量（stored strain energy）を抑えることが有効であることを知見した。また、上記の如く変態前のオーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積量を抑えるには、熱間圧延工程において、オーステナイト粒の再結晶を促進させつつ低温での圧下量を抑えることが肝要であること、更に、オーステナイト粒の再結晶を促進させるにはSiおよびMn、並びに偏析し易い元素であるBやNbを可能な限り低減することが重要であることを知見した。
一方、MnやSiは固溶強化元素であることから、Mn等の含有量の抑制に伴う鋼板強度の低下は避けられない。そこで、本発明者らは、Mn等による固溶強化に代わる強化機構として、炭化物による析出強化を採用し、該炭化物を鋼板のマトリックスであるフェライト相に微細析出（fine precipitation）させることで、所望の鋼板強度（引張強さ：850MPa以上）とすることを試みた。また、フェライト相に析出させる炭化物が微細かつ析出量が多いほど鋼板強度の大幅な向上効果が期待できることから、炭化物の析出量を十分に確保する手段、および該炭化物の微細化を図る手段について模索した。
フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物は通常、鋼のオーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出する。また、高温域で析出する炭化物は粗大化し易い一方、炭化物を低温域で析出させると微細な炭化物が得られる。以上の理由により、フェライト相の結晶粒内に微細な炭化物を析出させるためには、鋼板組成や熱間圧延終了後の冷却速度等を調整することで、鋼のオーステナイト→フェライト変態点を巻取り温度域まで低温化し、フェライト相の結晶粒内に炭化物を析出させた後直ちに巻き取ること、或いは巻取りと同時にオーステナイト→フェライト変態させてフェライト相の結晶粒内に炭化物を析出させることが好ましい。
ここで、先述のとおり熱延鋼板の機械的特性の異方性を抑制するうえでは、鋼素材に含まれるMnやBを抑制することが好ましい。しかしながら、MnやBは、熱間圧延終了後の冷却過程で鋼のオーステナイト→フェライト変態を遅延化させて、オーステナイト→フェライト変態点を低下させる効果を有する元素でもある。そのため、熱延鋼板の機械的特性の異方性を抑制する目的で鋼素材に含まれるMnやBを低減すると、熱間圧延終了後の冷却過程において、高温でフェライト変態が開始してしまうため、炭化物の粗大化を抑制できず、引張強さ850MPa以上の高強度鋼板が製造できない。
そこで、本発明者らは、熱延鋼板の製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において、オーステナイト→フェライト変態前には該変態を遅延させる元素としての役割を担い、オーステナイト→フェライト変態後には炭化物を形成して熱延鋼板強度を著しく上昇させることのできるCとTiに着目し、フェライト相の結晶粒内に微細なTi炭化物を析出させることで熱延鋼板の高強度化を図ることを試みた。その結果、鋼素材のMn、Si含有量、或いは更にB、Nb含有量を所定量以下に抑制するとともに、C、Ti、NおよびSの含有量を調整し、更にこれらの元素の含有量に応じて熱間圧延前の鋼素材（鋼スラブ）の加熱温度と熱延条件とを調整することで、熱延鋼板の機械的特性の異方性を低減させつつTi炭化物を微細且つ大量に析出させることが可能となり、Tiの炭化物による析出強化を最大限活用できることを知見した。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.055％以上0.15％以下、      Si：0.2％以下、
Mn：1.3％以下、                 P ：0.03％以下、
S ：0.007％以下、　　　　　　　   Al：0.1％以下、
N ：0.01％以下、                Ti：0.14％以上0.30％以下
を、C、S、NおよびTiが下記(1)式を満足するように含有し、不純物であるNb、BをNb：0.03％未満、B：0.0005％未満に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度T（℃）を1150℃以上であり且つ下記(2)式を満足する温度とし、前記鋼素材が1150℃以上の温度域に滞留する時間を15分以上とし、
前記熱間圧延の980℃以下の温度域での合計圧下率を40％以下とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、
前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上200℃/s以下とし、
前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上680℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
記
　　　　　　　　　　　1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
　　　　　[Ti*] ＜ 10{-7000/(T＋273)＋2.75}/[C] ・・・ (2)
　　　　　　　　但し、[Ti*]＝[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]
T：鋼素材の加熱温度（℃）
　　　　　（[C]、[S]、[N]、[Ti]：各元素の含有量（質量％））
［２］前記組成に加えてさらに、質量％でV：0.30％以下を含有する、[1]に記載の熱延鋼板の製造方法。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％でW：1.0％以下、Mo：0.5％以下のいずれか１種以上を含有する、[1]に記載の熱延鋼板の製造方法。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％でW：1.0％以下、Mo：0.5％以下のいずれか１種以上を含有する、[2]に記載の熱延鋼板の製造方法。
［５］前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb、Cu、Ni、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちの１種以上を合計で1.0％以下含有する、[1]ないし[4]のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
［６］[1]ないし[5]のいずれかの方法により製造された高強度熱延鋼板であって、フェライト相の面積率が95％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が8μm以下、該フェライト相の結晶粒のアスペクト比が3.5以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上である、熱延鋼板。
［７］鋼板表面にめっき層を有する、[6]に記載の熱延鋼板。
［８］前記めっき層が亜鉛めっき層である、[7]に記載の熱延鋼板。
［９］前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である、[8]に記載の熱延鋼板。
［１０］前記熱延鋼板の引張強さの異方性が30MPa以下である[6]ないし[9]に記載の熱延鋼板。
上記引張強さの異方性は、Ｃ方向の引張強さからＬ方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値として定義される。
［１１］前記熱延鋼板の全伸びの異方性が2％以下である[6]ないし[10]に記載の熱延鋼板。
上記全伸びの異方性は、Ｃ方向の全伸びからＬ方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義される。
本発明によると、自動車の構造部材等の使途に好適な、引張強さ：850MPa以上であり且つ機械的特性の異方性が小さい高強度熱延鋼板が得られ、自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等、その効果は著しい。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、鋼素材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
C ：0.055％以上0.15％以下
Cは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において、鋼のオーステナイト→フェライト変態前にはフェライト変態を抑制することで高温域での炭化物の析出・粗大化を抑制し、炭化物を微細化する効果を有する。また、オーステナイト→フェライト変態後には後述するTi、或いは更にW、Mo、Vと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちCは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。
C含有量が0.055％未満では、熱間圧延終了後の冷却過程において、高温域で鋼のオーステナイト→フェライト変態が生じ、炭化物の粗大化を抑制することができず、所望の強度（引張強さ：850MPa以上）を有する熱延鋼板が得られない。また、C含有量が0.055％未満では、フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物の析出量が不十分となり、所望の鋼板強度が得られない。したがって、本発明では、C含有量を0.055％以上とする。好ましくは0.06％以上である。一方、C含有量が0.15％を超えると、鋼素材中に粗大なTi炭化物が形成される。そして、熱延鋼板を製造する工程の鋼素材再加熱時に粗大なTi炭化物を溶解しきれなくなり、最終的に得られる熱延鋼板に粗大なTi炭化物が残存してしまう。このように粗大なTi炭化物が残存すると、強度上昇に担う微細なTi炭化物の析出量が減少することで熱延鋼板の強度が急落する。また、鋼素材中に粗大なTi炭化物が存在すると、熱間圧延時においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を大きくさせることとなる。したがって、C含有量は0.15％以下とする。好ましくは0.13％以下である。
Si：0.2％以下、
Siは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Siは、熱延鋼板製造時、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する元素である。したがって、本発明ではSi含有量を極力低減することが望ましいが、0.2％までは許容できるため、Si含有量の上限を0.2％とする。好ましくは0.09％以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよいし、ゼロであっても問題ない。
Mn：1.3％以下
Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、従来の高強度鋼板では積極的に含有されているが、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する元素である。したがって、本発明ではMn含有量を極力低減することが望ましいが、1.3％までは許容できるため、Mn含有量の上限を1.3％とする。好ましくは0.5％未満であり、この範囲ではより機械的特性の異方性が改善される。但し、Mn含有量を極端に低減するとフェライト変態温度（変態点）が上昇し、熱延鋼板製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程でオーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物が高温に晒されることとなる。そして、このように炭化物が高温に晒されると炭化物は短時間で粗大化するため、最終的に得られる熱延鋼板の強度が低下する。このような観点から、Mn含有量は0.1％以上とすることが好ましい。
P：0.03％以下
Pは、熱間圧延時、オーステナイト粒内に導入された転位に偏析して再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する。したがって、本発明ではP含有量も極力低減することが望ましいが、0.03％までは許容できるため、P含有量を0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。P含有量はゼロであっても問題ない。
S ：0.007％以下
Sは、Mnと結合して鋼素材中に軟質な硫化物を形成する。この軟質な硫化物は、熱延鋼板製造時、熱間圧延中に楔状に引き延ばされ、熱延鋼板の圧延方向から垂直方向に対する延性を低下させる要因となる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが望ましく、0.007％以下とする。好ましくは0.004％以下である。S含有量はゼロであっても問題はない。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。しかしながら、Alは鋼中で介在物を形成して熱間圧延工程におけるオーステナイト粒の再結晶を阻害する元素でもあり、Al含有量が0.1％を越えると再結晶への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.1％以下とする。好ましくは0.07％以下である。
N ：0.01％以下
Nは、製鋼の段階で炭化物形成元素であるTiと結合して粗大な窒化物を形成し、微細な炭化物の形成を阻害するため鋼板強度を著しく低下させる。また、粗大な窒化物は、熱延鋼板製造時、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を著しく阻害する。したがってN含有量は極力低減することが好ましく、0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。N含有量はゼロであっても問題はない。
Ti：0.14％以上0.30％以下
Tiは、Cと同様、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において、鋼のオーステナイト→フェライト変態前にはフェライト変態の進行を遅らせることで高温域での炭化物の析出・粗大化を抑制し、炭化物を微細化する効果を有する。また、オーステナイト→フェライト変態後にはCと結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちTiは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。引張強さが850MPa以上である熱延鋼板を得るためには、Ti含有量を0.14％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.30％を超えると、熱延鋼板製造時、熱間圧延前の鋼素材再加熱時に粗大なTi炭化物が完全に溶解せずに残存し、熱間圧延時にオーステナイト粒の再結晶が著しく遅延する要因となる。したがって、Ti含有量は0.30％以下とする必要がある。好ましくは0.28％以下である。
なお、鋼板強度は炭化物の体積分率に比例するため、Ti含有量の80％以上を炭化物として析出させて固溶Tiを抑制することが好ましい。Ti含有量の80％以上を炭化物として析出させるには、オーステナイト→フェライト変態温度を調整することで達成される。この温度は、化学成分と熱延条件で調整できる。
本発明の鋼素材は、C、S、N、Tiを、上記した範囲で且つ(1)式を満足するように含有する。
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
但し、[Ti*]＝[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]
（[C]、[S]、[N]、[Ti]：各元素の含有量（質量％））
上記(1)式は、熱延鋼板の引張強さを850MPa以上とするために満足すべき要件であり、本発明において重要な指標である。
先述のとおり、本発明においては熱延鋼板中に主としてTi炭化物を微細析出させることで所望の鋼板強度を確保する。ここで、Ti炭化物は、その平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強いものの、鋼中に含まれるTiの原子濃度がCの原子濃度を超えると、Ti炭化物が粗大化し易くなるうえ、固溶Cによるオーステナイト→フェライト変態温度の調整効果が小さくなることから、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：850MPa以上）を確保することが困難となる。したがって、炭化物生成に寄与できるTiを「Ti*」とすると、本発明では、鋼素材に含まれるCの原子％を、Ti*の原子％以上にする必要がある。すなわち、([C]/12)/([Ti*]/48)の値を1以上とすることが必要である。各々の原子％はCおよびTiの質量％をそれぞれCおよびTiの原子量（C:12、Ti：48）で割った値に比例する。
また、後述のとおり本発明では、鋼素材に所定量のTiを添加し、熱間圧延前の加熱で鋼素材中の炭化物を溶解し、主に熱間圧延後の巻取り時にTi炭化物を析出させる。しかしながら、鋼素材に添加したTiの全量が炭化物生成に寄与するわけではなく、鋼素材に添加したTiの一部は鋼板の高強度化に寄与しない窒化物、硫化物の形成に消費される。巻取り温度よりも高温域では、Tiが炭化物よりも窒化物、硫化物を形成し易く、熱延鋼板の製造時、巻取り工程の前にTiが主に窒化物、硫化物を形成するためである。そこで、上記組成を有する鋼素材について本発明者らが検討した結果、炭化物生成に寄与するTiであるTi*の量は、鋼素材に添加した全Ti量からTi窒化物、Ti硫化物の形成に消費されるTi量を差し引き、「[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]」で表現できることが明らかになった。
以上の理由により、本発明では、Cの原子％を、Ti*の原子％以上にする目的で、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が1以上となるようにC、S、N、Tiの各元素を含有することとする。前述のように([C]/12)/([Ti*]/48)の値が1未満になると、フェライト結晶粒内に生成するTi炭化物の粗大化やオーステナイト→フェライト変態温度の高温化を助長するため、熱延鋼板強度が低下したり製造安定性が悪化する。また、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が1未満になると、フェライト相の結晶粒界に偏析するCが著しく少なくなるため、粒界強度が低下し、熱延鋼板の強度や靱性が著しく低下する。
なお、([C]/12)/([Ti*]/48)の値は、1.05以上であることが好ましい。但し、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が3.0を超えると、鋼素材中に生成した粗大なTi炭化物が、熱延鋼板の製造工程において熱間圧延前に鋼素材を加熱しても溶解せずに残存し、最終的に得られる熱延鋼板の強度低下の要因となる。また、([C]/12)/([Ti*]/48)の値が3.0を超えると、鋼素材中のTi量に対するC量が過剰となる結果、セメンタイトが生成し易くなり、鋼板組織を実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。したがって、([C]/12)/([Ti*]/48)の値は3.0以下とすることが好ましい。
以上が本発明における基本組成であるが、上記した基本組成に加えてさらに、V：0.30％以下を含有することができる。
Vは、CおよびTiと結合して炭化物を形成し、熱延鋼板の更なる強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、V含有量を0.005％以上とすることが好ましい。一方、Vは、Tiと比べて炭化物形成能が低く、固溶状態（固溶V）として残存し易いが、この固溶Vは炭化物を粗大化させて鋼板強度を低下させる要因となる。V含有量が0.30％を超えると、固溶Vが過剰となり、鋼板強度を低下させる悪影響が顕在化することから、V含有量は0.30％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.26％以下、さらに好ましくは0.15％以下である。
また、上記した基本組成に加えてさらに、W ：1.0％以下、Mo：0.5％以下のいずれか１種以上を含有することができる。
Vと同様にW、Moは、TiおよびCと結合して複合炭化物を形成し、熱延鋼板の更なる強化に寄与する元素である。また、W、Moは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において鋼のオーステナイト→フェライト変態の進行を遅らせる効果を有するため、熱延鋼板の製造を安定化させるうえでも有効な元素である。これらの効果を得るためには、W含有量を0.01％以上、Mo含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、W含有量が1.0％超、Mo含有量が0.5％超になると、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却工程に続くコイル巻取り時に鋼のオーステナイト→フェライト変態が完了せず、実質的にフェライト単相組織（面積率95％以上のフェライト相）の熱延鋼板が得られなくなるおそれがある。その結果、上記オーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物の量が減少するため、熱延鋼板強度の著しい低下が懸念される。したがって、W含有量は1.0％以下、Mo含有量は0.5％以下とすることが好ましい。また、W含有量は0.01％以上0.5％以下、Mo含有量は0.01％以上0.3％以下とすることがより好ましい。
不純物Nb：0.03％未満
Nbは、熱間圧延時、オーステナイト粒の転位上に偏析し、その再結晶の進行を阻害する元素である。したがって、熱延鋼板の機械的特性の異方性を抑制するには、Nb含有量を0.03％未満にまで低減する必要がある。より好ましくは0.02％未満である。なお、本発明においてNbは不純物であることから、その含有量をゼロとすることが最も好ましい。
不純物B：0.0005％未満
Bは、熱間圧延時、オーステナイト粒の粒界および転位上に偏析して再結晶の進行を阻害するばかりか、オーステナイト粒の再結晶温度を著しく上昇させるため、圧延中でのひずみエネルギーを蓄積させ易い元素である。オーステナイト粒が未再結晶の状態から変態した熱延鋼板のフェライト粒は圧延方向に伸展し、機械的特性の異方性を顕著に増大させる。上記観点から、Bは0.0005％未満にまで低減する必要がある。より好ましくは0.0003％未満である。なお、本発明においてBは不純物であることから、その含有量をゼロとすることが最も好ましい。
また、前記基本成分に加えてさらに、Sb、Cu、Ni、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちの１種以上を合計で1.0％以下含有してもよい。合計で1.0％以下であれば、素材強度や機械的特性の異方性に影響をおよぼさない。上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明は、上記した組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
鋼素材の加熱温度T（℃）：1150℃以上
上記の如く得られた鋼素材（鋼スラブ）に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大なTi炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。したがって、鋼素材を、最高到達温度が1150℃以上となるように加熱する。好ましくは1200℃以上である。
[Ti*] ＜ 10{-7000/(T＋273)＋2.75}/[C] ・・・(2)
但し、[Ti*]＝[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]
T：鋼素材の加熱温度（℃）
（[C]、[S]、[N]、[Ti]：各元素の含有量（質量％））
本発明においては、粗圧延前の鋼素材の加熱温度T（℃）を、1150℃以上にするとともに上記(2)式を満足する温度とする。
前述のように、鋼素材の再加熱（熱間圧延前の加熱）で残存した粗大なTi炭化物は、オーステナイト粒の再結晶を遅延させるため、オーステナイト→フェライト変態点の高温化による鋼板強度の低下、および熱延鋼板の機械的特性の異方性増大を招く。そこで、上記した組成を有する鋼素材について本発明者らが検討した結果、熱間圧延前の加熱によって鋼素材中の粗大なTi炭化物を溶解するには、上記(2)式を満たす必要があることを知見した。なお、上記(2)式の左辺である[Ti*]は、製鋼の段階で生成する窒化物と硫化物を含有量から差し引いた値でTi炭化物を形成して実質的に強化に寄与するTi量を表す。また、Tは、鋼素材の加熱温度T（℃）、すなわち鋼素材再加熱での最高到達温度である。
1150℃以上の温度域での鋼素材の滞留時間：15分以上
粗圧延前の鋼素材を1150℃以上の温度域で加熱しても、1150℃以上の温度域での鋼素材の滞留時間が15分を下回ると、粗大なTi炭化物を溶解しきれない。したがって、1150℃以上の温度域での鋼素材の滞留時間を15分以上とする。好ましくは20分以上である。滞留時間の上限をとくに定める必要は無いが、生産効率の観点から、滞留時間を30時間以下とすることが好ましい。
なお、鋼素材の加熱温度T（℃）が1350℃を上回ると、スケールロスの増大やスケールの噛み込みによる鋼板表面性状の悪化を招く。したがって、上記加熱温度T（℃）は1350℃以下とすることが好ましい。
以上のように加熱された鋼素材に、所定条件の熱間圧延を施す。
980℃以下の温度域での合計圧下率：40％以下
上記した組成を有する本発明の鋼素材を、980℃未満の温度域で圧延すると、オーステナイト粒の再結晶の進行が遅くなり、オーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積量が大きくなる。その結果、熱間圧延終了後の冷却過程において等軸に近いフェライト粒が得られなくなり、熱延鋼板の機械的特性の異方性が増大する。また、熱間圧延終了後の冷却過程における鋼のオーステナイト→フェライト変態の駆動力が上昇し、フェライト変態が高温で開始するため、炭化物が粗大化して熱延鋼板強度が低下する。
以上の理由により、オーステナイト粒の再結晶の進行が遅くなる980℃以下の温度域では、可能な限り熱間圧延での圧下を避けることが望ましい。熱間圧延の980℃以下での合計圧下率が40％を超えると、上記の悪影響が顕在化する。したがって、上記合計圧下率を40％以下とする。好ましくは33％以下である。ここで、980℃以下での合計圧下率とは、粗圧延および仕上げ圧延を含む合計圧下率である。なお、980℃以下での合計圧下率は0％としてもよい。
仕上げ圧延温度：880℃以上
仕上げ圧延温度が880℃を下回ると、オーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積が顕著になり、これに伴い熱延鋼板の機械的特性の異方性や強度に関する諸問題が顕在化する。したがって、仕上げ圧延温度は880℃以上とする。好ましくは890℃以上である。仕上げ圧延温度の上限は特に定める必要はないが、熱間圧延前の加熱温度、圧延通板速度、鋼板板厚などにより自ずと決定される。このため、実質的には仕上げ圧延温度の上限は1000℃である。
仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでの時間：3s秒以内
上記した組成を有する本発明の鋼素材は、フェライト変態点が高いため、仕上げ圧延後直ちに冷却しなければ高温でオーステナイト→フェライト変態が開始してしまい、炭化物が粗大化することとなる。したがって、本発明では、熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
平均冷却速度：40℃/s以上200℃/s以下
仕上げ圧延終了後に続く強制冷却の平均冷却速度が40℃/s未満では、高温でオーステナイト→フェライト変態が開始し、微細な炭化物が得られず熱延鋼板強度が低下する。一方、上記平均冷却速度が200℃/sを超えると、冷却停止温度が安定せず、マルテンサイト相やベイナイト相が混在した組織となり、実質的にフェライト単相組織（面積率95％以上のフェライト相）の熱延鋼板が得られない。その結果、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程においてオーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物の量が減少し、熱延鋼板の引張強さが850MPaに達しない。したがって、仕上げ圧延終了後に続く強制冷却の平均冷却速度は200℃/s以下とする必要がある。好ましくは50℃/s以上150℃/s以下である。なお、平均冷却速度は、強制冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。強制冷却停止後は空冷だけであるので、鋼板の温度がほとんど低下せずに鋼板は巻き取られる。通常は冷却停止温度は巻取り温度＋5～10℃程度に設定される。
なお、鋼のオーステナイト→フェライト変態点を、後述する巻取り温度域に調整すると、フェライト相の結晶粒内に炭化物を微細かつ多量に析出させることができる。冷却過程における鋼のオーステナイト→フェライト変態点を、後述する巻取り温度域に調整するためには、上記平均冷却速度を50℃/s以上とすることが好ましい。
巻取り温度：500℃以上680℃以下
上記のとおり、低い温度域ではフェライト相の結晶粒内に炭化物を微細かつ多量に析出させることができる。このような観点からは、巻取り温度（およびオーステナイト→フェライト変態点）を低くすることが好ましいが、巻取り温度が500℃を下回ると、元素の拡散が遅くなる結果、十分な析出量の炭化物が得られない。一方、巻取り温度（およびオーステナイト→フェライト変態点）が680℃を超えると、オーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出した炭化物が粗大化し、熱延鋼板強度が低下する。また、最終的に得られる熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径が粗大化し、熱延鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度の範囲は500℃以上680℃以下とする必要がある。好ましくは550℃以上660℃以下である。
なお、熱間圧延した巻き取り後の熱延鋼板は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、その特性が変わることはない。また、本発明では、巻き取り後の熱延鋼板にめっき処理を施して、熱延鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき処理の種類は特に問わず、電気めっき処理、無電解めっき処理のいずれも適用可能である。めっき層の合金成分は特に限定されず、例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき層（hot dip galvanized zinc coating）を形成することができる。或いは、上記溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。また、溶融めっきには亜鉛の他に、アルミもしくはアルミ合金等、その他の金属や合金をめっきすることもできる。
本発明により得られる熱延鋼板は、740℃以下の温度域での焼鈍で析出物の状態が変わることはない。そのため、例えば焼鈍温度を740℃以下とした連続溶融亜鉛めっきラインを通板させることができる。連続溶融亜鉛めっきラインの熱履歴が740℃以下の温度域であれば、熱延鋼板のマトリックスであるフェライト相の結晶粒内に析出した炭化物の状態が変わることはなく、鋼板の機械的特性の変化はない。
めっき層の付着方法としては、例えば、めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げる方法などが挙げられる。合金化処理方法としては、例えば、めっき処理後にガス炉など、鋼板表面を加熱することができる炉内で行う方法などが挙げられる。
上記した本発明の製造方法に従うことにより、フェライト相の面積率が95％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が8μm以下、該フェライト相の結晶粒のアスペクト比が3.5以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上であり且つ機械的特性の異方性が小さい高強度熱延鋼板が得られる。本発明の製造方法は、引張強さ1165MPa程度までの高強度熱延鋼板の製造に好適である。より好ましくは1100MPa程度以下である。
次に、本発明高強度熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
フェライト相の面積率：95％以上
先述のとおり、本発明では、Ti等の炭化物形成元素を所定量含有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱したのち熱間圧延を施し、熱間圧延終了後のオーステナイト→フェライト変態と同時に炭化物を微細かつ多量に析出させることで、熱延鋼板強度の向上を図る。また、引張強さ850MPa以上の熱延鋼板を得るためには、鋼素材中のTiのほぼ全量を微細な炭化物として析出させる必要がある。ここで、鋼板強度に寄与する炭化物は上記オーステナイト→フェライト変態に伴い析出することから、鋼素材中のTiのほぼ全量を微細な炭化物として析出させるためには上記オーステナイト→フェライト変態を促進し、最終的に得られる熱延鋼板のフェライト相の面積率を大きくすることが望ましい。
熱延鋼板のフェライト相の面積率が95％未満であると、炭化物の析出量が不十分となり、850MPa以上の引張強さが得られない。したがって、熱延鋼板のフェライト相の面積率は95％以上とする。好ましくは98％以上である。なお、該フェライト相は、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライト、グラニュラーフェライトを含む。
本発明の熱延鋼板組織について、フェライト相以外の組織としてはセメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相等が挙げられる。これらの組織が多量に存在すると、微細な炭化物の析出量が減少し鋼板強度が低下する。そのため、これらの組織は極力低減することが好ましいが、組織全体に対する合計面積率が5％以下であれば許容される。より好ましくは2％以下である。
フェライト平均結晶粒径8μm以下
フェライト平均結晶粒径が8μmを上回ると、結晶粒微細化強化による強化量が低下し、引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板が得られなくなるうえ、混粒組織となることから機械的特性にばらつきが生じ、異方性も増大する。よって、平均結晶粒径を8μm以下とする。好ましくは6μm未満である。
フェライト相の結晶粒のアスペクト比：3.5以下
フェライト相の結晶粒が伸展した熱延鋼板組織になると、熱延鋼板に外力を負荷した際、フェライト相の結晶粒自体の回転や変形が外力を与えた方向で不均一になるため、熱延鋼板の機械的特性の異方性が増大する。以上の理由により、熱延鋼板の機械的特性の異方性を小さくする観点から等軸のフェライト粒であることが望ましい。上記アスペクト比が3.5を超えると、熱延鋼板の機械的特性の異方性が大きくなり、このような熱延鋼板をプレス加工するとプレス加工時に予期せぬ割れが発生する等、様々な支障をきたす。したがって、フェライト相の結晶粒のアスペクト比は3.5以下とする。好ましくは2.5以下である。
なお、本発明において「フェライト相の結晶粒のアスペクト比」は、圧延方向に平行となる断面（L断面）を対象にASTM E 112-10に準拠した切断法（linear intercept method）によって求め、400倍で撮影した写真について水平線および垂直線をそれぞれ3本ずつ引き、水平線でフェライト結晶粒を切る平均長さ（平均結晶粒切片長さmean intercept length of each ferrite grain）に対する垂直線での平均結晶粒切片長さの比で定義される。また、上記アスペクト比の下限値は、おおよそ1.4となる。
フェライト結晶粒内の炭化物
フェライト相の結晶粒内に微細析出する炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にV炭化物、W炭化物、Mo炭化物、TiとV、W、Moの複合炭化物が挙げられる。なお、これらの炭化物の多くは、熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の冷却・巻取り工程で、オーステナイト→フェライト変態と同時に相界面析出する炭化物である。
フェライト結晶粒内の炭化物平均粒子径：10nm未満
本発明鋼では、前記したTi等の炭化物を微細に分散させることにより強化を図っている。炭化物が粗大化すると、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物は微細化するほど鋼板は高強度化する。引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、上記炭化物の平均粒子径を10nm未満とする必要がある。好ましくは6nm以下である。
本発明の熱延鋼板は、740℃までの加熱処理を短時間施しても材質変動が小さい。そのため、鋼板に耐食性を付与する目的で、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層を具えることができる。めっき処理における加熱温度は740℃以下で操業可能であることから、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施しても前記した本発明の効果を損なうことはない。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されず従前公知のものがいずれも適用可能である。
表１に示す組成を有する肉厚250mmの鋼素材を、表２に示す熱延条件で板厚1.2～3.2mmの熱延鋼板とした。なお、表２に記載の冷却速度は、強制冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。また、得られた熱延鋼板の一部に対しては、焼鈍温度700～720℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、その後、460℃のめっき浴（めっき組成：Zn-0.13mass％Al）に浸漬し、溶融亜鉛めっき鋼板（GI材）とした。また一部の鋼板は、上記と同様にして溶融亜鉛めっきラインに通板後、めっき浴に浸漬し、さらに520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき材（GA材）とした。めっき付着量はGI材、GA材とも片面当たり45g/m2とした。
なお、鋼板No.3～9、18～23を除き、巻き取りまでの冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態は生じていないことを、別途確認している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、フェライト相の平均結晶粒径およびアスペクト比、炭化物の平均粒子径、降伏強度、引張強さ、伸びを求めた。試験方法は次のとおりとした。
（i）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりフェライト相とベイナイトやマルテンサイト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト平均結晶粒径は、上記写真3枚について水平線および垂直線をそれぞれ3本ずつ引きASTM E 112-10に準拠した切断法によって求め、最終的に3枚の平均値を表３に記した。
フェライト相の結晶粒のアスペクト比は、上記と同様に熱延鋼板のＬ方向断面で、Ｌ方向に平行な直線がフェライト粒界を切る平均長さに対するＬ方向に垂直な直線がフェライト粒界を切る平均長さの比率を求めた。
フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：120000倍）で観察を行い、100点以上の析出物粒子径の平均によって求めた。この析出物粒子径を算出する上で、粒径1.0μmより大きい粗大なセメンタイトや窒化物は含まないものとした。また、本測定方法で判別できる炭化物粒径の下限は0.5～1nm程度であった。
（ii）引張試験
得られた熱延鋼板から、JIS 5号引張試験片を、鋼板面内で圧延方向と直交する方向（Ｃ方向）、および圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）を試験片長手方向として採取し、Ｃ方向およびＬ方向についてJIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験をそれぞれ5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。機械的特性の異方性は、Ｃ方向の引張強さからＬ方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値、あるいはＣ方向の全伸びからＬ方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義した。機械的特性の異方性の評価としては、上記引張強さの差分の絶対値（ΔTS）が30MPa以下であり、且つ上記全伸びの差分の絶対値（ΔEL）が2％以下であるものを「良好」、それ以外のものを「不良」とした。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
本発明例の熱延鋼板はいずれも、引張強さTS：850MPa以上であり、且つ機械的特性の異方性の評価が良好であり、機械的特性の異方性が小さい。一方、比較例の熱延鋼板は、所定の強度が得られていないか、機械的特性の異方性が大きい。

Claims (11)

  1. 　鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
    　前記鋼素材を、質量％で、
    C ：0.055％以上0.15％以下、      Si：0.2％以下、
    Mn：1.3％以下、                 P ：0.03％以下、
    S ：0.007％以下、　　　　　　　   Al：0.1％以下、
    N ：0.01％以下、                Ti：0.14％以上0.30％以下
    を、C、S、NおよびTiが下記(1)式を満足するように含有し、不純物であるNb、BをNb：0.03％未満、B：0.0005％未満に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
    　前記加熱の加熱温度T（℃）を1150℃以上であり且つ下記(2)式を満足する温度とし、前記鋼素材が1150℃以上の温度域に滞留する時間を15分以上とし、
    　前記熱間圧延の980℃以下の温度域での合計圧下率を40％以下とし、
    　前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、
    　前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上200℃/s以下とし、
    　前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上680℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
    記
    　　　　　　　　　　　1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
    　　　　　[Ti*] ＜ 10{-7000/(T＋273)＋2.75}/[C] ・・・ (2)
    　　　　　　　　但し、[Ti*]＝[Ti]－3.4×[N]－1.5×[S]
    T：鋼素材の加熱温度（℃）
    　　　　　（[C]、[S]、[N]、[Ti]：各元素の含有量（質量％））
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％でV：0.30％以下を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％でW：1.0％以下、Mo：0.5％以下のいずれか１種以上を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％でW：1.0％以下、Mo：0.5％以下のいずれか１種以上を含有する、請求項２に記載の熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb、Cu、Ni、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちの１種以上を合計で1.0％以下含有する、請求項１ないし４のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１ないし５のいずれかの方法により製造された高強度熱延鋼板であって、フェライト相の面積率が95％以上、該フェライト相の平均結晶粒径が8μm以下、該フェライト相の結晶粒のアスペクト比が3.5以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上である、熱延鋼板。
  7. 　鋼板表面にめっき層を有する、請求項６に記載の熱延鋼板。
  8. 　前記めっき層が亜鉛めっき層である、請求項７に記載の熱延鋼板。
  9. 　前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である、請求項７に記載の熱延鋼板。
  10. 　前記熱延鋼板の引張強さの異方性が30MPa以下である請求項６ないし９に記載の熱延鋼板。
    　上記引張強さの異方性は、Ｃ方向の引張強さからＬ方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値として定義される。
  11. 　前記熱延鋼板の全伸びの異方性が2％以下である請求項６ないし９に記載の熱延鋼板。
    　上記全伸びの異方性は、Ｃ方向の全伸びからＬ方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義される。
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