WO2014171427A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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由梨 戸田
東　昌史
上西　朗弘
元一 重里
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent elongation and hole expansibility.
  • Patent Documents 1 to 11 describe high-strength steel sheets for the purpose of improving formability and the like. However, these conventional techniques cannot provide a hot-rolled steel sheet having sufficient strength and sufficient formability.
  • Non-Patent Document 1 Although there is a technique related to improvement of hole expansibility in Non-Patent Document 1, a hot-rolled steel sheet having sufficient strength and sufficient formability cannot be obtained even by this conventional technique. Moreover, it is difficult to apply this conventional technique to a manufacturing process on an industrial scale of a hot-rolled steel sheet.
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet that can obtain excellent elongation and hole expandability while having high strength.
  • the inventors of the present application have considered the general production method of a hot-rolled steel sheet, which is carried out on an industrial scale using a normal continuous hot rolling mill, while obtaining high strength, We conducted intensive research to improve moldability such as hole expansion. As a result, the present inventors have found a new structure that is extremely effective in securing high strength and improving moldability and has not been formed by the conventional technique.
  • This structure is a bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 °. Further, this bainite contains almost no carbide and residual austenite in the crystal grains. In other words, this bainite contains almost nothing that promotes crack growth during hole expansion. Therefore, this bainite contributes to securing high strength and improving elongation and hole expansibility.
  • a bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3 ° or less is formed by a conventional method such as the method described in Patent Documents 1 to 11 above. I can't.
  • the bainite cannot be formed by the conventional technique in which martensite is formed to increase the strength by increasing the cooling rate from the end of so-called intermediate air cooling to winding.
  • bainite contained in a conventional thin steel plate is composed of bainitic ferrite and iron carbide, or composed of bainitic ferrite and retained austenite. For this reason, in the conventional thin steel plate, iron carbide and retained austenite (or martensite transformed by processing) promotes the progress of cracks during hole expansion.
  • a bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3 ° or less has a hole expanding property superior to that of bainite contained in a conventional thin steel sheet.
  • this bainite is a structure different from the ferrite contained in the conventional thin steel plate.
  • the formation temperature of this bainite is lower than the bainite transformation start temperature predicted from the steel components, and a grain boundary with a small inclination exists inside one crystal grain surrounded by the large-angle grain boundary of this bainite. .
  • This bainite has characteristics that are different from ferrite in at least these respects.
  • this bainite together with ferrite at a desired area ratio by making conditions such as finish rolling, subsequent cooling, subsequent winding, and subsequent cooling appropriate. Found that you can.
  • the cooling rate after the end of the intermediate air cooling and before winding, and the cooling rate in the wound state are remarkably high.
  • a bainite having a grain boundary with a small inclination inside one crystal grain cannot be formed.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • the chemical composition is mass%, Ti: 0.01% to 0.2%, Nb: 0.01% to 0.2%, Mo: 0.001% to 0.2%, V: 0.01% to 0.2%, Cr: 0.01% to 1.0% B: 0.0002% to 0.01%, Cu: 0.02% to 1.2%, and Ni: 0.01% to 0.6%
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) comprising one or more selected from the group consisting of:
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0005% to 0.005%, and REM: 0.0005% to 0.02%
  • FIG. 1 is a diagram showing a region representing the steel structure of a hot-rolled steel sheet.
  • FIG. 2 is a diagram showing an outline of a temperature history from hot rolling to winding.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment has an area ratio of bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an area ratio of ferrite of 5% to 50% and an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 °: It has a steel structure represented by a total area ratio of 50% to 95%, martensite, pearlite and retained austenite: 5% or less.
  • the steel structure of the hot-rolled steel sheet can be represented by a steel structure in a region from the surface of the hot-rolled steel sheet to 3/8 to 5/8 of the thickness of the hot-rolled steel sheet. This region 1 is shown in FIG. FIG. 1 also shows a cross section 2 which is an object for observing the steel structure.
  • Ferrite exhibits excellent deformability and enhances uniform elongation.
  • the area ratio of ferrite is set to 5% or more.
  • the area ratio of the ferrite is more than 50%, the hole expandability is significantly lowered. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 50% or less.
  • the area ratio of ferrite is the area ratio in the cross section 2 parallel to the rolling direction in the region from 3/8 to 5/8 of the thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet. It is the area ratio of ferrite in the microstructure observed at a magnification of 500 times.
  • Bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3 ° or less is a new structure obtained by a method described later.
  • the average crystal orientation difference in the crystal grains is obtained as follows. First, the crystal orientations at a plurality of locations in the cross section 2 are measured by electron back scattering diffraction (EBSD). Next, based on the measurement result by EBSD, it is considered that a grain boundary exists between two locations (pixels) adjacent to each other and having a crystal orientation difference of 15 ° or more between them. Then, within the region surrounded by the grain boundary, that is, within the crystal grain, the crystal orientation difference between the adjacent portions is calculated, and the average value thereof is calculated. In this way, the average crystal orientation difference within the crystal grain is determined.
  • bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° or more and 3 ° or less is extremely effective in securing high strength and improving formability such as hole expansibility.
  • the present inventors have found that this is an organization.
  • This bainite contains almost no carbide and residual austenite in the crystal grains. In other words, this bainite contains almost nothing that promotes crack growth during hole expansion. Therefore, this bainite contributes to securing high strength and improving elongation and hole expansibility.
  • the area ratio of bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 ° is less than 50%, sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the area ratio of this bainite is 50% or more. If the area ratio of bainite exceeds 95%, sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, the area ratio of this bainite is 95% or less.
  • the tensile strength is 590 MPa or more
  • the product (TS ⁇ ⁇ ) of the tensile strength (TS (MPa)) and the hole expansion rate ( ⁇ (%)) is The product (EL ⁇ ⁇ ) of the total elongation (EL (%)) and the hole expansion rate ( ⁇ (%)) is 1300 or more.
  • crystal grains having an average crystal orientation difference of less than 0.4 ° can be regarded as ferrite.
  • a crystal grain having an average crystal orientation difference of more than 3 ° is inferior in hole expansibility.
  • Crystal grains having an average crystal orientation difference of more than 3 ° are generated in a lower temperature range than bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 °, for example.
  • Total area ratio of martensite, pearlite and retained austenite 5% or less
  • Martensite, pearlite, and retained austenite promote the development of cracks at the interface with ferrite or bainite and reduce the hole expandability during hole expansion.
  • the area ratios of pearlite, martensite, and retained austenite are the area ratios in the cross section 2, and are observed in the microstructure of 200 to 500 times using an optical microscope, and the pearlite, martensite, and retained austenite in the microstructure. Is the area ratio. If the total of these structures is 5% or less, the product (EL ⁇ ⁇ ) of the total elongation (%) and the hole expansion rate (%) is generally over 1300, which is suitable for processing an automobile undercarriage part. .
  • % which is a unit of content of each element contained in a hot-rolled steel sheet, means “mass%” unless otherwise specified.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has C: 0.02% to 0.15%, Si: 0.01% to 2.0%, Mn: 0.05% to 3.0%, P: 0.00.
  • C segregates at the crystal grain boundary and has an effect of suppressing peeling at the end face formed by shearing or punching.
  • C combines with Nb, Ti and the like to form precipitates in the hot-rolled steel sheet, and contributes to improvement of strength by precipitation strengthening.
  • the C content is 0.02% or more.
  • C produces iron-based carbides such as cementite (Fe 3 C), martensite, and retained austenite, which are the starting points of cracks during hole expansion. If the C content exceeds 0.15%, sufficient hole expansibility cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.15% or less.
  • Si contributes to the improvement of the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • Si also has a role as a deoxidizer for molten steel.
  • Si suppresses precipitation of iron-based carbides such as cementite and suppresses precipitation of cementite at the boundary of bainitic ferrite. If the Si content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Si content is 0.01% or more. If the Si content exceeds 2.0%, the effect of suppressing the precipitation of cementite is saturated. On the other hand, if the Si content is more than 2.0%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure having a ferrite area ratio of 5% or more cannot be obtained. Therefore, the Si content is 2.0% or less.
  • Mn 0.05% to 3.0%
  • Mn contributes to improvement in strength by solid solution strengthening. If the Mn content is less than 0.05%, sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 0.05% or more. When the Mn content exceeds 3.0%, slab cracking occurs. Therefore, the Mn content is 3.0% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, weldability and fatigue properties, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.1%, the workability, weldability, and fatigue characteristics are significantly reduced. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • the S content exceeds 0.03%, the hole expandability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.03% or less.
  • Al 0.001% to 0.01%
  • Al has the effect
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.02%, the workability is remarkably reduced. Therefore, the N content is 0.02% or less.
  • O is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of workability, the lower the O content, the better. In particular, when the O content exceeds 0.02%, the workability is significantly reduced. Therefore, the O content is 0.02% or less.
  • Ti, Nb, Mo, V, Cr, B, Cu, Ni, Ca, and REM are not essential elements but are optional elements that may be appropriately contained in the hot-rolled steel sheet within a predetermined amount.
  • Ti, Nb, Mo, and V contribute to further improvement of the strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation hardening or solid solution strengthening. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain. However, for Ti, Nb, Mo, and V, if any content exceeds 0.2%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure with an area ratio of ferrite of 5% or more is obtained. Absent.
  • the Ti content, the Nb content, the Mo content, and the V content are all 0.2% or less. If the Cr content exceeds 1.0%, the effect of improving the strength is saturated. Further, if the Cr content is more than 1.0%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure having a ferrite area ratio of 5% or more cannot be obtained. Therefore, the Cr content is 1.0% or less. When the B content is more than 0.01%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure with an area ratio of ferrite of 5% or more cannot be obtained. Therefore, the B content is 0.01% or less.
  • the Cu content is more than 1.2%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure having a ferrite area ratio of 5% or more cannot be obtained. Therefore, the Cu content is 1.2% or less.
  • the Ni content exceeds 0.6%, the formation of ferrite is suppressed, and a desired steel structure with an area ratio of ferrite of 5% or more cannot be obtained. Therefore, the Ni content is 0.6% or less.
  • the Ti content, Nb content, V content, Cr content and Ni content are all preferably 0.01% or more, and the Mo content Is preferably 0.001% or more, the B content is preferably 0.0002% or more, and the Cu content is preferably 0.02% or more.
  • Ca and REM are detoxified by changing the form of non-metallic inclusions that can be the starting point of destruction or deteriorate workability. Therefore, 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of these elements may contain.
  • the Ca content is more than 0.005%, the form of the non-metallic inclusion is elongated, and the non-metallic inclusion becomes a starting point of fracture or deteriorates workability.
  • the REM content is more than 0.02%, the form of the nonmetallic inclusion is elongated, and the nonmetallic inclusion becomes a starting point of fracture or deteriorates workability.
  • the Ca content is 0.005% or less, and the REM content is 0.02% or less.
  • both the Ca content and the REM content are preferably 0.0005% or more. That is, it is preferable that at least one of “Ca: 0.0005% to 0.005%” and “REM: 0.0005% to 0.02%” is satisfied.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • the hot-rolled steel sheet according to the embodiment can be manufactured according to the method described here, the method of manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the embodiment is not limited to this. That is, even a hot-rolled steel sheet manufactured by another method can be said to be within the scope of the embodiment as long as it has the steel structure and chemical composition described above.
  • the following method uses a 7-pass hot rolling facility, hot rolling produced using a 6-pass hot rolling facility may also be within the scope of the embodiments.
  • FIG. 2 shows an outline of the temperature history from hot rolling to winding.
  • a steel ingot or slab having the above chemical composition is cast, and reheating 11 is performed as necessary.
  • Rough rolling 12 of the steel ingot or slab is performed. Rough rolling is included in hot rolling.
  • Finish rolling 13 of the steel ingot or slab is included in hot rolling.
  • finish rolling the rolling of one pass before the rolling of the final stage is performed at a temperature of 850 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower and a rolling reduction of 10% or higher and 40% or lower, and the final stage of rolling is performed at 850 ° C. or higher and 1050 ° C.
  • the temperature (T1 (° C.)) is performed at a rolling reduction of 3% to 10%.
  • Air cooling 14 is performed for a time (t2 (seconds)) of 1 second to 10 seconds. During this cooling, ferrite transformation occurs in the two-phase region, and excellent elongation is obtained.
  • Cooling 15 to a temperature of 400 ° C. or higher and 650 ° C. or lower is performed at a cooling rate of P (° C./second).
  • the cooling rate P satisfies the following (Formula 1). (7) Winding 16 is performed at a temperature of 400 ° C. or higher and 650 ° C. or lower. (8) While the temperature of the hot rolled coil is T3 (° C.) ⁇ 300 ° C. or higher and T3 (° C.) or lower, the hot rolled coil is cooled at a cooling rate of 0.15 ° C./min or lower. T3 (° C.) is represented by the following (formula 2). (9) T3 (° C.) — Cool from a temperature less than 300 ° C. to 25 ° C. at a cooling rate of 0.05 ° C./min or less.
  • molten steel whose components are adjusted so that the chemical composition is within the above range is cast.
  • a steel ingot or a slab is sent to a hot rolling mill.
  • the cast steel ingot or slab may be sent directly to the hot rolling mill at a high temperature, or after cooling to room temperature, it may be reheated in a heating furnace and sent to the hot rolling mill.
  • the reheating temperature is not particularly limited. If the reheating temperature is 1260 ° C. or higher, the amount of scale-off may increase and the yield may decrease, so the reheating temperature is preferably less than 1260 ° C. In addition, if the reheating temperature is less than 1000 ° C., the operation efficiency may be remarkably impaired in the schedule, so the reheating temperature is preferably 1000 ° C. or higher.
  • the final rolling is preferably performed at 1080 ° C. or higher.
  • the rolling temperature of the final stage of rough rolling is higher than 1150 ° C., that is, when the rolling temperature exceeds 1150 ° C. during rough rolling, the austenite grains after finish rolling become large, and in the two-phase region generated in the subsequent cooling. The ferrite transformation is not sufficiently promoted, and it may be difficult to obtain a desired steel structure. Therefore, the final rolling is preferably performed at 1150 ° C. or lower.
  • this cumulative rolling reduction is preferably 65% or less. If this cumulative rolling reduction is less than 40%, the austenite grains after finish rolling become large, and the ferrite transformation in the two-phase region that occurs in the subsequent cooling is not sufficiently promoted, making it difficult to obtain the desired steel structure. There is. Therefore, this cumulative rolling reduction is preferably 40% or more.
  • Finish rolling is an important process for producing bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 °.
  • Such bainitic ferrite is obtained by transformation of austenite containing strain into bainite after being processed. Therefore, it is important to perform finish rolling under conditions such that strain remains in the austenite after finish rolling.
  • finish rolling rolling in the final stage, that is, rolling performed in the final stand of the finish rolling mill, is performed one pass before at a temperature of 850 ° C. to 1150 ° C. and a reduction rate of 10% to 40%.
  • the rolling temperature of this rolling is higher than 1150 ° C. or the reduction ratio is less than 10%, the austenite grains after finish rolling become large, and the ferrite transformation in the two-phase region occurring in the subsequent cooling is sufficiently promoted. Therefore, a desired steel structure cannot be obtained.
  • the rolling temperature of this rolling is less than 850 ° C. or the rolling reduction is more than 40%, excessive strain remains in the austenite after finish rolling, and workability deteriorates.
  • finish rolling the final stage of rolling is performed at a temperature of 850 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower and a rolling reduction of 3% or higher and 10% or lower.
  • the final rolling temperature (finish rolling finishing temperature) is expressed as T1 (° C.). If the temperature T1 is higher than 1050 ° C. or the rolling reduction is less than 3%, the residual amount of strain in the austenite after finish rolling becomes insufficient, and a desired steel structure cannot be obtained. When the temperature T1 is less than 850 ° C. or the rolling reduction is more than 10%, excessive strain remains in the austenite after finish rolling, and workability deteriorates.
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or higher and 750 ° C. or lower on a run-out table (ROT).
  • the ultimate temperature of this cooling is expressed as T2 (° C.).
  • T2 (° C.)
  • the average cooling rate of cooling at the runout table is, for example, 20 ° C./second to 200 ° C./second. This is to obtain a desired steel structure stably.
  • Time t1 (seconds) be the time from the end of finish rolling to the start of cooling on the runout table.
  • Time t1 is not particularly limited, but is preferably 10 seconds or less in order to prevent coarsening of austenite after finish rolling. From the end of finish rolling to the start of cooling on the run-out table, air cooling is substantially performed.
  • cooling to a temperature of 400 ° C. or higher and 650 ° C. or lower is performed at a predetermined cooling rate.
  • This cooling rate is expressed as P (° C./second).
  • the cooling rate P satisfies the relationship of (Formula 1).
  • the cooling rate P does not satisfy the relationship of (Formula 1), for example, a large amount of pearlite is generated, and a desired steel structure cannot be obtained. Therefore, it is extremely important that the cooling rate P satisfies the relationship of (Equation 1) in order to obtain a desired steel structure.
  • the cooling rate P is preferably set to 200 ° C./s or less from the viewpoint of suppressing warpage due to thermal strain. Further, from the viewpoint of further warping suppression, the cooling rate P is more preferably 30 ° C./second or less.
  • winding is performed at a temperature of 400 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C., ferrite is generated and sufficient bainite cannot be obtained, and a desired steel structure cannot be obtained.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C., martensite is generated and sufficient bainite cannot be obtained, and a desired steel structure cannot be obtained.
  • the hot-rolled coil is cooled at a cooling rate of 0.15 ° C./min or lower while the temperature of the hot-rolled coil obtained by winding is T3 (° C.)-300 ° C. or higher and T3 (° C.) or lower.
  • this cooling rate is 0.15 ° C./min or less
  • bainite transformation can be promoted, and the area ratio of martensite, pearlite, and retained austenite can be 5% or less in total.
  • the cooling rate is higher than 0.15 ° C./min, the bainite transformation is not sufficiently promoted, the area ratio of martensite, pearlite, and retained austenite exceeds 5% in total, and the workability deteriorates. Therefore, it is extremely important for the cooling rate to be 0.15 ° C./min or less in order to obtain a desired steel structure.
  • the hot rolled coil is cooled at a cooling rate of 0.05 ° C./min or less at a temperature of T3 (° C.) ⁇ 300 ° C. or less.
  • the cooling rate is 0.05 ° C./min or less, transformation from untransformed austenite to martensite can be suppressed, and excellent workability can be obtained.
  • the cooling rate is higher than 0.05 ° C./min, transformation from austenite to martensite occurs, and the area ratio of martensite, pearlite, and retained austenite exceeds 5% in total, and the workability deteriorates.
  • the effect of improving the strength, elongation, and hole expandability can be obtained.
  • electroplating, hot dipping, vapor deposition plating, organic film formation, film lamination, organic salt treatment, inorganic salt treatment, non-chromium treatment, and the like may be performed.
  • the cross section parallel to the rolling direction in the region from 3/8 to 5/8 of the thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet was observed at a magnification of 200 to 500 times using an optical microscope. And identified.
  • the area ratio of bainite composed of an aggregate of bainitic ferrite having an average crystal orientation difference of 0.4 ° to 3 ° is 3/8 to 5/8 of the thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • a plurality of crystal orientations in a cross section parallel to the rolling direction in the region were measured and specified by EBSD.
  • Each area ratio of pearlite, martensite, and retained austenite is 200 times the cross section parallel to the rolling direction in the region from 3/8 to 5/8 of the thickness from the surface of the hot-rolled steel sheet using an optical microscope. It was identified by observing at a magnification of ⁇ 500 times.
  • Each hot-rolled steel sheet was manufactured as follows under the conditions shown in Tables 6 to 9. After melting and continuous casting in a converter, reheating was performed at the heating temperatures shown in Tables 3 to 6, and hot rolling including rough rolling and 7-pass finish rolling was performed. Tables 3 to 6 show the temperature and cumulative rolling reduction at the final stage of rough rolling. Tables 3 to 6 show the rolling end temperature and reduction rate in the sixth pass of finish rolling, and the rolling end temperature (T1) and reduction rate in the seventh pass (final stage). The thickness after hot rolling was 1.2 mm to 5.4 mm. After elapse of t1 (seconds) from the finish of finish rolling, the plate was cooled on the runout table to the temperature T2 shown in Tables 3 to 6. And as soon as temperature reached temperature T2, air cooling was started.
  • Tables 3 to 6 show the air cooling time t2. After air cooling at time t2, cooling is performed to the winding temperature shown in Tables 3 to 6 at the cooling rate P (° C./second) shown in Tables 3 to 6, and winding is performed at this winding temperature to perform hot rolling. A coil was produced. Thereafter, two-stage cooling including primary cooling and secondary cooling was performed. The primary cooling started at the starting temperatures shown in Tables 3 to 6 and ended at the ending temperatures shown in Tables 3 to 6. The cooling rates during that time are shown in Tables 3 to 6. Secondary cooling started at the starting temperatures shown in Tables 3 to 6 and ended at 25 ° C. The cooling rates during that time are shown in Tables 3 to 6. Sample No. In the production of 29 hot-rolled steel sheets, hot dipping was performed after the end of secondary cooling.
  • P ° C./second
  • the present invention can be used, for example, in industries related to hot-rolled steel sheets used for automobile undercarriage parts and the like.

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Abstract

　熱延鋼板は所定の化学組成を有し、フェライトの面積率が５％～５０％、平均結晶方位差が０．４°～３°のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率が５０％～９５％、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率が５％以下で表される鋼組織を有する。

Description

熱延鋼板
　本発明は、伸び及び穴拡げ性が優れた熱延鋼板に関する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、車体に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。車体の更なる軽量化を進めていくためには、更なる強度の向上が重要である。その一方で、車体の部品によっては、優れた成形性が要求される。例えば、足回り部品用の高強度鋼板には、優れた穴拡げ性が要求される。
　しかしながら、強度の向上及び成形性の向上の両立は困難であり、一般的に、鋼板を高強度化すれば成形性が低下し、絞り成形及び張り出し成形で重要視される伸び並びにバーリング加工で重要視される穴拡げ性が低下する。
　成形性の向上等を目的とした高強度鋼板等が特許文献１～１１に記載されている。しかしながら、これらの従来技術によっても十分な強度及び十分な成形性を備えた熱延鋼板を得ることはできない。
　また、穴拡げ性の改善に関する技術が非特許文献１にあるが、この従来技術によっても十分な強度及び十分な成形性を備えた熱延鋼板を得ることはできない。また、この従来技術は、熱延鋼板の工業的規模での製造プロセスに適用することが困難である。
特開２０１２－２６０３２号公報 特開２０１１－２２５９４１号公報 特開２００６－２７４３１８号公報 特開２００５－２２０４４０号公報 特開２０１０－２５５０９０号公報 特開２０１０－２０２９７６号公報 特開２０１２－６２５６１号公報 特開２００４－２１８０７７号公報 特開２００５－８２８４１号公報 特開２００７－３１４８２８号公報 特表２００２－５３４６０１号公報
加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41
　本発明は、高い強度を有しながら、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができる熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本願発明者らは、通常の連続熱間圧延機を用いて工業的な規模で実施されている熱延鋼板の一般的な製造方法を念頭において、高い強度を得ながら、熱延鋼板の伸び及び穴拡げ性等の成形性を向上すべく鋭意研究を重ねた。この結果、高強度の確保及び成形性の向上に極めて有効な、従来技術では形成されていない新たな組織を見出した。この組織は、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトである。更に、このベイナイトは炭化物及び残留オーステナイトを結晶粒内にほとんど含まない。つまり、このベイナイトは穴拡げ時に亀裂の進展を助長するものをほとんど含まない。従って、このベイナイトは、高強度の確保、並びに伸び及び穴拡げ性の向上に寄与する。
　また、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトは、上記の特許文献１～１１に記載された方法等、従来の方法では形成することができない。例えば、いわゆる中間空冷の終了後から巻き取りまでの冷却速度を高めることによってマルテンサイトを形成して高強度化を行おうとする従来技術では、このベイナイトを形成することはできない。例えば、従来の薄鋼板に含まれているベイナイトは、ベイニティックフェライト及び鉄炭化物から構成されるか、ベイニティックフェライト及び残留オーステナイトから構成される。このため、従来の薄鋼板では、穴広げ時に、鉄炭化物や残留オーステナイト（又は加工を受けて変態したマルテンサイト）が亀裂の進展を助長する。従って、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトは、従来の薄鋼板に含まれているベイナイトよりも優れた穴広げ性を持つ。また、このベイナイトは、従来の薄鋼板に含まれているフェライトとも異なる組織である。例えば、このベイナイトの生成温度は、鋼の成分から予測されるベイナイト変態開始温度以下であり、このベイナイトの大角粒界で囲まれた一つの結晶粒の内部には小傾角の粒界が存在する。このベイナイトは、少なくともこれらの点でフェライトとは異なる特徴を有している。
　詳細は後述するが、本願発明者らは、仕上圧延、その後の冷却、その後の巻き取り及びその後の冷却等の条件を適切なものとすることにより、このベイナイトを所望の面積率でフェライトと共に形成することができることを見出した。なお、特許文献１～３に記載された方法では、中間空冷の終了後かつ巻き取り前の冷却速度、及び巻き取られた状態での冷却速度が著しく高いため、大角粒界で囲まれた一つの結晶粒の内部に小傾角の粒界を持つベイナイトは生成し得ない。
　本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ　：０．０２％～０．１５％、
　Ｓｉ：０．０１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．０５％～３．０％、
　Ｐ　：０．１％以下、
　Ｓ　：０．０３％以下、
　Ａｌ：０．００１％～０．０１％、
　Ｎ　：０．０２％以下、
　Ｏ　：０．０２％以下、
　Ｔｉ：０％～０．２％、
　Ｎｂ：０％～０．２％、
　Ｍｏ：０％～０．２％、
　Ｖ　：０％～０．２％、
　Ｃｒ：０％～１．０％、
　Ｂ　：０％～０．０１％、
　Ｃｕ：０％～１．２％、
　Ｎｉ：０％～０．６％、
　Ｃａ：０％～０．００５％、
　ＲＥＭ：０％～０．０２％、
　残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
　フェライトの面積率：５％～５０％、
　平均結晶方位差が０．４°～３°のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率：５０％～９５％、
　マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率：５％以下
で表される鋼組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
　（２）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．０１％～０．２％、
　Ｎｂ：０．０１％～、０．２％、
　Ｍｏ：０．００１％～０．２％、
　Ｖ　：０．０１％～０．２％、
　Ｃｒ：０．０１％～１．０％、
　Ｂ　：０．０００２％～０．０１％、
　Ｃｕ：０．０２％～１．２％、及び
　Ｎｉ：０．０１％～０．６％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の熱延鋼板。
　（３）
　前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０２％
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱延鋼板。
　本発明によれば、高い強度を有しながら、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができる。
図１は、熱延鋼板の鋼組織を代表する領域を示す図である。 図２は、熱間圧延から巻き取りまでの間の温度履歴の概略を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本実施形態に係る熱延鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、フェライトの面積率：５％～５０％、平均結晶方位差が０．４°～３°のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率：５０％～９５％、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率：５％以下で表される鋼組織を有している。熱延鋼板の鋼組織は、当該熱延鋼板の表面から当該熱延鋼板の厚さの３／８から５／８までの領域の鋼組織で代表することができる。この領域１を図１に示す。図１には、鋼組織を観察する対象である断面２も示す。
　（フェライトの面積率：５％～５０％）
　フェライトは優れた変形能を呈し、均一伸びを高める。フェライトの面積率が５％未満であると、良好な均一伸びが得られない。従って、フェライトの面積率は５％以上とする。フェライトの面積率が５０％超であると、穴拡げ性が大幅に低下する。従って、フェライトの面積率は５０％以下とする。フェライトの面積率は、熱延鋼板の表面からその厚さの３／８から５／８までの領域内の圧延方向に平行な断面２における面積率であって、光学顕微鏡を用いて２００倍～５００倍の倍率で観察されるミクロ組織中のフェライトの面積率である。
　（平均結晶方位差が０．４°～３°のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率：５０％～９５％）
　平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトは、後述の方法により得られる新たな組織である。結晶粒内の平均結晶方位差は次のようにして求められる。先ず、断面２内の複数箇所の結晶方位を、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：electron back scattering diffraction）により測定する。次いで、ＥＢＳＤによる測定結果に基づき、互いに隣接し、かつそれらの間での結晶方位差が１５°以上となっている２つの箇所（ピクセル）の間に粒界が存在するとみなす。そして、粒界に囲まれた領域内で、つまり結晶粒内で、互いに隣接する箇所間の結晶方位差を計算し、それらの平均値を計算する。このようにして結晶粒内の平均結晶方位差が求められる。
　上述のように、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトが高強度の確保及び穴拡げ性等の成形性の向上に極めて有効な組織であることが本願発明者らにより見出された。このベイナイトは炭化物及び残留オーステナイトを結晶粒内にほとんど含まない。つまり、このベイナイトは穴拡げ時に亀裂の進展を助長するものをほとんど含まない。従って、このベイナイトは、高強度の確保、並びに伸び及び穴拡げ性の向上に寄与する。
　平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率が５０％未満であると、十分な強度が得られない。従って、このベイナイトの面積率は５０％以上とする。このベイナイトの面積率が９５％超であると、十分な伸びが得られない。従って、このベイナイトの面積率は９５％以下とする。このベイナイトの面積率が５０％以上９５％以下の場合、概ね、引張強度は５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ（ＭＰａ））と穴拡げ率（λ（％））との積（ＴＳ×λ）は６５０００以上、全伸び（ＥＬ（％））と穴拡げ率（λ（％））との積（ＥＬ×λ）は１３００以上となる。これらの特性は、自動車の足回り部品の加工に好適である。
　なお、平均結晶方位差が０．４°未満である結晶粒はフェライトとみなすことができる。平均結晶方位差が３°超である結晶粒は穴広げ性に劣る。平均結晶方位差が３°超である結晶粒は、例えば平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトよりも低い温度域で生成する。
　（マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率：５％以下）
　マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトは穴拡げ時に、フェライト又はベイナイトとの界面において亀裂の進展を助長し、穴拡げ性を低下させる。マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率が５％超であると、このような穴拡げ性の低下が顕著となる。パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率は、それぞれ、断面２における面積率であって、光学顕微鏡を用いて２００倍～５００倍の倍率で観察されるミクロ組織中のパーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの面積率である。これら組織の合計が５％以下であれば、概ね、全伸び（％）と穴拡げ率（％）との積（ＥＬ×λ）が１３００超となり、自動車の足回り部品の加工に好適である。
　当然のことであるが、上述の各組織の面積率に関する条件は、領域１のみならず、より広い範囲において満たされていることが好ましく、この条件を満たす範囲が広いほど、より優れた強度及び加工性を得ることができる。
　次に、本発明の実施形態に係る熱延鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、熱延鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｃ：０．０２％～０．１５％、Ｓｉ：０．０１％～２．０％、Ｍｎ：０．０５％～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％～０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０２％以下、Ｔｉ：０％～０．２％、Ｎｂ：０％～０．２％、Ｍｏ：０％～０．２％、Ｖ：０％～０．２％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｂ：０％～０．０１％、Ｃｕ：０％～１．２％、Ｎｉ：０％～０．６％、Ｃａ：０％～０．００５％、ＲＥＭ：０％～０．０２％、残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．０２％～０．１５％）
　Ｃは、結晶粒界に偏析し、せん断加工又は打ち抜き加工によって形成された端面でのはがれを抑制する効果を有する。Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して熱延鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、剥がれを抑制する効果及び析出強化による強度の向上の効果が十分に得られない。従って、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。その一方で、Ｃは、穴拡げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物、マルテンサイト及び残留オーステナイトを生成させる。Ｃ含有量が０．１５％超であると、十分な穴拡げ性が得られない。従って、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。
　（Ｓｉ：０．０１％～２．０％）
　Ｓｉは、熱延鋼板の強度の向上に寄与する。Ｓｉは、溶鋼の脱酸材としての役割も有する。Ｓｉは、セメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、ベイニティックフェライトの境界におけるセメンタイトの析出を抑制する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、これらの効果が十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量が２．０％超であると、セメンタイトの析出の抑制の効果が飽和する。また、Ｓｉ含有量が２．０％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
　（Ｍｎ：０．０５％～３．０％）
　Ｍｎは、固溶強化により強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、十分な強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量が３．０％超であると、スラブ割れが生じる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。
　（Ｐ：０．１％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性、溶接性及び疲労特性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．１％超で、加工性、溶接性及び疲労特性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
　（Ｓ：０．０３％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓ含有量が高いほど穴拡げ性の低下につながるＡ系介在物が生成されやすくなるため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０３％超で、穴拡げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０３％以下とする。
　（Ａｌ：０．００１％～０．０１％）
　Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であると、十分な脱酸が困難である。従って、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量が０．０１％超であると、非金属介在物の増大によって伸びが低下しやすくなる。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以下とする。
　（Ｎ：０．０２％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０２％超で、加工性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０２％以下とする。
　（Ｏ：０．０２％以下）
　Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。加工性の観点から、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特にＯ含有量が０．０２％超で、加工性の低下が著しい。従って、Ｏ含有量は０．０２％以下とする。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、熱延鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０％～０．２％、Ｎｂ：０％～０．２％、Ｍｏ：０％～０．２％、Ｖ：０％～０．２％、Ｃｒ：０％～１．０％、Ｂ：０％～０．０１％、Ｃｕ：０％～１．２％、Ｎｉ：０％～０．６％）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ及びＮｉは、析出硬化又は固溶強化により熱延鋼板の強度の更なる向上に寄与する。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶについては、いずれかの含有量が０．２％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｍｏ含有量及びＶ含有量は、いずれも０．２％以下とする。Ｃｒ含有量が１．０％超であると、強度の向上の効果が飽和する。また、Ｃｒ含有量が１．０％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｂ含有量が０．０１％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。Ｃｕ含有量が１．２％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｃｕ含有量は１．２％以下とする。Ｎｉ含有量が０．６％超であると、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５％以上の所望の鋼組織が得られない。従って、Ｎｉ含有量は０．６％以下とする。熱延鋼板のより優れた強度の確保のために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量及びＮｉ含有量は、いずれも好ましくは０．０１％以上であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上であり、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０２％以上である。つまり、「Ｔｉ：０．０１％～０．２％」、「Ｎｂ：０．０１％～、０．２％」、「Ｍｏ：０．００１％～０．２％」、「Ｖ：０．０１％～０．２％」、「Ｃｒ：０．０１％～１．０％」、「Ｂ：０．０００２％～０．０１％」、「Ｃｕ：０．０２％～１．２％」及び「Ｎｉ：０．０１％～０．６％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０％～０．００５％、ＲＥＭ：０％～０．０２％）
　Ｃａ及びＲＥＭは、破壊の起点となったり加工性を劣化させたりする非金属介在物の形態を変化させて無害化する。従って、これらの元素からなる群から選択された１種又は２種以上が含有されていてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％超であると、非金属介在物の形態を伸長させ、当該非金属介在物が破壊の起点となったり加工性を劣化させたりする。ＲＥＭ含有量が０．０２％超であると、非金属介在物の形態を伸長させ、当該非金属介在物が破壊の起点となったり加工性を劣化させたりする。従って、Ｃａ含有量は０．００５％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下とする。無害化の効果をより優れたものとするために、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量は、いずれも好ましくは０．０００５％以上である。つまり、「Ｃａ：０．０００５％～０．００５％」及び「ＲＥＭ：０．０００５％～０．０２％」のうちの少なくとも一つが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　次に、実施形態に係る熱延鋼板を製造する方法の例について説明する。ここで説明する方法によれば実施形態に係る熱延鋼板を製造することができるが、実施形態に係る熱延鋼板を製造する方法は、これに限定されるものではない。すなわち、他の方法によって製造された熱延鋼板であっても、それが上記の鋼組織及び化学組成を有していれば、実施形態の範囲内にあるといえる。例えば、下記の方法では７パスの熱延設備を用いるが、６パスの熱延設備を用いて製造された熱間圧延も実施形態の範囲内にあることがある。
　この方法では、以下の処理を順に行う。図２に熱間圧延から巻き取りまでの温度履歴の概略を示す。
　（１）上記の化学組成を有する鋼塊又はスラブを鋳造し、必要に応じて再加熱１１を行う。
　（２）鋼塊又はスラブの粗圧延１２を行う。粗圧延は熱間圧延に含まれる。
　（３）鋼塊又はスラブの仕上圧延１３を行う。仕上圧延は熱間圧延に含まれる。仕上圧延では、最終段の圧延の１パス前の圧延を、８５０℃以上１１５０℃以下の温度、１０％以上４０％以下の圧下率で行い、最終段の圧延を、８５０℃以上１０５０℃以下の温度（Ｔ１（℃））、３％以上１０％以下の圧下率で行う。
　（４）ランアウトテーブルで６００℃以上７５０℃以下の温度（Ｔ２（℃））まで冷却する。仕上圧延の終了から、この冷却の開始までの時間をｔ１（秒）とする。
　（５）１秒以上１０秒以下の時間（ｔ２（秒））の空冷１４を行う。この冷却中に二相域におけるフェライト変態が生じ、優れた伸びが得られる。
　（６）Ｐ（℃／秒）の冷却速度で４００℃以上６５０℃以下の温度までの冷却１５を行う。冷却速度Ｐは下記の（式１）を満たす。
　（７）４００℃以上６５０℃以下の温度での巻き取り１６を行う。
　（８）熱延コイルの温度がＴ３（℃）－３００℃以上Ｔ３（℃）以下にある間、０．１５℃／分以下の冷却速度で熱延コイルを冷却する。Ｔ３（℃）は下記の（式２）で表される。
　（９）Ｔ３（℃）－３００℃未満の温度から２５℃までを０．０５℃／分以下の冷却速度で冷却する。
　P(℃/秒)≧1/{1.44×1012exp(-3211/(T1+273))×t11/3}×2×1011
　　　　　　+(C)×1/{1-(1.44×1012exp(-3211/(T2+273))×t21/3}×(-3)×1013　（式１）
　T3(℃)＝830-270×(C)-90×(Mn)-37×(Ni)-70×(Cr)-83×(Mo)　（式２）
　ここで、（Ｃ）、（Ｍｎ）、（Ｎｉ）、（Ｃｒ）、（Ｍｏ）は、それぞれ熱延鋼板のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量を示す。
　鋼塊又はスラブの鋳造では、化学組成が上記の範囲内にあるように成分を調整した溶鋼を鋳込む。そして、鋼塊又はスラブを熱間圧延機に送る。このとき、鋳込まれた鋼塊又はスラブを高温のまま熱間圧延機に直送してもよく、室温まで冷却した後に加熱炉で再加熱して熱間圧延機に送ってもよい。再加熱の温度は特に限定されない。再加熱温度が１２６０℃以上であると、スケールオフの量が増加して歩留まりが低下することがあるため、再加熱温度は好ましくは１２６０℃未満とする。また、再加熱温度が１０００℃未満であると、スケジュール上、操業効率が著しく損なわれることがあるため、再加熱温度は好ましくは１０００℃以上とする。
　粗圧延の最終段の圧延温度が１０８０℃未満であると、つまり粗圧延中に圧延温度が１０８０℃未満まで低下すると、仕上圧延後のオーステナイト粒が過度に小さくなり、オーステナイトからフェライトへの変態が過度に促進され、所望のベイナイトを得にくいことがある。従って、最終段の圧延は好ましくは１０８０℃以上で行う。粗圧延の最終段の圧延温度が１１５０℃超であると、つまり粗圧延中に圧延温度が１１５０℃を超えると、仕上圧延後のオーステナイト粒が大きくなり、後の冷却において生じる二相域でのフェライト変態が十分には促進されず、所望の鋼組織を得にくいことがある。従って、最終段の圧延は好ましくは１１５０℃以下で行う。
　粗圧延の最終段及びその前段の累積圧下率が６５％超であると、仕上圧延後のオーステナイト粒が過度に小さくなり、オーステナイトからフェライトへの変態が過度に促進され、所望のベイナイトを得にくいことがある。従って、この累積圧下率は好ましくは６５％以下とする。この累積圧下率が４０％未満であると、仕上圧延後のオーステナイト粒が大きくなり、後の冷却において生じる二相域でのフェライト変態が十分には促進されず、所望の鋼組織を得にくいことがある。従って、この累積圧下率は好ましくは４０％以上とする。
　仕上圧延は、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトを生成させるために重要な工程である。このようなベイニティックフェライトは、加工を受けてひずみを含むオーステナイトがベイナイトに変態することにより得られる。従って、仕上圧延は、仕上圧延後のオーステナイト中にひずみが残留するような条件で行うことが重要である。
　仕上圧延では、最終段の圧延、つまり仕上圧延機の最終スタンドで行われる圧延、の１パス前の圧延を、８５０℃以上１１５０℃以下の温度、１０％以上４０％以下の圧下率で行う。この圧延の圧延温度が１１５０℃超であるか、又は圧下率が１０％未満では、仕上圧延後のオーステナイト粒が大きくなり、後の冷却において生じる二相域でのフェライト変態が十分には促進されず、所望の鋼組織が得られない。この圧延の圧延温度が８５０℃未満であるか、又は圧下率が４０％超では、仕上圧延後のオーステナイト中に過剰にひずみが残留し、加工性が劣化する。
　仕上圧延では、最終段の圧延を、８５０℃以上１０５０℃以下の温度、３％以上１０％以下の圧下率で行う。この最終段の圧延の温度（仕上圧延終了温度）をＴ１（℃）と表す。温度Ｔ１が１０５０℃超であるか、又は圧下率が３％未満では、仕上圧延後のオーステナイト中のひずみの残留量が不十分になり、所望の鋼組織が得られない。温度Ｔ１が８５０℃未満であるか、又は圧下率が１０％超では、仕上圧延後のオーステナイト中に過剰にひずみが残留し、加工性が劣化する。
　仕上圧延の後に、ランアウトテーブル（ＲＯＴ：run out table）で６００℃以上７５０℃以下の温度まで冷却する。この冷却の到達温度をＴ２（℃）と表す。温度Ｔ２が６００℃未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分となって、十分な伸びが得られない。温度Ｔ２が７５０℃超では、フェライト変態が過度に促進され、所望の鋼組織が得られない。ランアウトテーブルでの冷却の平均冷却速度は、例えば、２０℃／秒～２００℃／秒とする。所望の鋼組織を安定して得るためである。
　ランアウトテーブルでの冷却が終了次第、１秒以上１０秒以下の空冷を行う。この空冷の時間をｔ２（秒）と表す。時間ｔ２が１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分となって、十分な伸びが得られない。時間ｔ２が１０秒超では、二相域におけるフェライト変態が過度に促進され、所望の鋼組織が得られない。
　また、仕上圧延の終了から、ランアウトテーブルでの冷却の開始までの時間をｔ１（秒）とする。時間ｔ１は特に限定されないが、仕上圧延後のオーステナイトの粗大化を防ぐために好ましくは１０秒以下とする。仕上圧延の終了から、ランアウトテーブルでの冷却の開始までの間には、実質的に空冷が行われる。
　時間ｔ２の空冷が終了次第、所定の冷却速度で４００℃以上６５０℃以下の温度までの冷却を行う。この冷却速度をＰ（℃／秒）と表す。冷却速度Ｐは（式１）の関係を満たす。冷却速度Ｐが（式１）の関係を満たしている場合、この冷却中でのパーライトの生成を抑制することができ、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの面積率を合計で５％以下とすることができる。一方、冷却速度Ｐが（式１）の関係を満たしていない場合、例えばパーライトが多量に生成し、所望の鋼組織が得られない。従って、冷却速度Ｐが（式１）の関係を満たすことは、所望の鋼組織を得るために極めて重要である。
　なお、冷却速度Ｐは、熱ひずみによる反りの抑制等の観点から、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。また、更なる反りの抑制等の観点から、冷却速度Ｐはより好ましくは３０℃／秒以下とする。
　その後、４００℃以上６５０℃以下の温度での巻き取りを行う。巻取温度が６５０℃超では、フェライトが生成して十分なベイナイトが得られず、所望の鋼組織が得られない。巻取温度が４００℃未満では、マルテンサイトが生成して十分なベイナイトが得られず、所望の鋼組織が得られない。
　巻き取りにより得られた熱延コイルの温度がＴ３（℃）－３００℃以上Ｔ３（℃）以下にある間、０．１５℃／分以下の冷却速度で熱延コイルを冷却する。この冷却速度を０．１５℃／分以下とした場合、ベイナイト変態を促進することができ、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの面積率を合計で５％以下とすることができる。一方、この冷却速度を０．１５℃／分超とすると、ベイナイト変態が十分に促進されず、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの面積率が合計で５％を超え、加工性が劣化する。従って、この冷却速度が０．１５℃／分以下とすることは、所望の鋼組織を得るために極めて重要である。
　熱延コイルの温度が温度Ｔ３（℃）を超えると、オーステナイトからパーライトへの変態が起こり、所望の鋼組織が得られない。
　熱延コイルの温度がＴ３（℃）－３００℃未満の温度で、０．０５℃／分以下の冷却速度で熱延コイルを冷却する。この冷却速度を０．０５℃／分以下とした場合、未変態のオーステナイからマルテンサイトへの変態を抑制することができ、優れた加工性を得ることができる。一方、この冷却速度を０．０５℃／分超とすると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が起こり、マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの面積率が合計で５％を超え、加工性が劣化する。また、冷却中に、オーステナイトからベイナイトへの相変態に伴う発熱により熱延コイルの温度が上昇してＴ３（℃）－３００℃を超えると、オーステナイトからパーライトへの変態が起こり、パーライトの組織分率が５％を超え、加工性が劣化する。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板に表面処理を行っても、強度、伸び及び穴拡げ性の向上という効果を得ることができる。例えば、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類処理、無機塩類処理、ノンクロム処理等を行ってもよい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本願発明者が行った実験について説明する。この実験では、表１及び表２に示す化学組成を有する複数の鋼（鋼の記号Ａ～ＭＭＭ）を用いて表３～表５に示す鋼組織を有する熱延鋼板の試料を製造し、その機械的特性を調査した。なお、各鋼の残部はＦｅ及び不純物である。また、表３～表６中の「ベイナイトの面積率」は、平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率である。試料Ｎｏ．２９のめっき層は溶融めっき層である。
　フェライトの面積率は、熱延鋼板の表面からその厚さの３／８から５／８までの領域内の圧延方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて２００倍～５００倍の倍率で観察して特定した。平均結晶方位差が０．４°以上３°以下のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率は、熱延鋼板の表面からその厚さの３／８から５／８までの領域内の圧延方向に平行な断面内の複数箇所の結晶方位をＥＢＳＤにより測定して特定した。パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトの各面積率は、熱延鋼板の表面からその厚さの３／８から５／８までの領域内の圧延方向に平行な断面を、光学顕微鏡を用いて２００倍～５００倍の倍率で観察して特定した。
　そして、各熱延鋼板の引張試験及び穴拡げ試験を行った。引張試験は、各熱延鋼板から作製した日本工業規格ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を用いて、日本工業規格ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の方法に従って行った。穴拡げ試験は、日本工業規格ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に記載の方法に従って行った。これらの結果も表３～表５に示す。
　表３～表５に示すように、本発明の範囲内にある試料のみにおいて、高い強度を得ながら、優れた伸び及びと穴拡げ性を得ることができた。機械的特性の評価では、引張強度が５９０ＭＰａ以上であること、引張強度（ＴＳ（ＭＰａ））と穴拡げ率（λ（％））との積（ＴＳ×λ）が６５０００以上であること、全伸び（ＥＬ（％））と穴拡げ率（λ（％））との積（ＥＬ×λ）が１３００以上であることを目安とした。なお、試料Ｎｏ．６０では、鋼（鋼の記号Ｆ）が過剰にＭｎを含有していたため、スラブ割れが生じて熱延鋼板を製造することができなかった。
　各熱延鋼板は、表６～表９に示す条件下で次のようにして製造した。転炉での溶製及び連続鋳造を行った後に、表３～表６に示す加熱温度で再加熱し、粗圧延及び７パスの仕上圧延を含む熱間圧延を行った。粗圧延の最終段での温度及び累積圧下率を表３～表６に示す。また、仕上圧延の６パス目の圧延終了温度及び圧下率、並びに７パス目（最終段）の圧延終了温度（Ｔ１）及び圧下率を表３～表６に示す。熱間圧延後の厚さは１．２ｍｍ～５．４ｍｍとした。仕上圧延の終了からｔ１（秒）経過した後に、表３～表６に示す温度Ｔ２までランアウトテーブルで冷却した。そして、温度が温度Ｔ２に到達次第、空冷を開始した。この空冷の時間ｔ２を表３～表６に示す。時間ｔ２の空冷の後に、表３～表６に示す冷却速度Ｐ（℃／秒）で表３～表６に示す巻取温度まで冷却し、この巻取温度での巻き取りを行って熱延コイルを作製した。その後、１次冷却及び２次冷却の２段階の冷却を行った。１次冷却は、表３～表６に示す開始温度で開始し、表３～表６に示す終了温度で終了した。その間の冷却速度を表３～表６に示す。また、２次冷却は、表３～表６に示す開始温度で開始し、２５℃で終了した。その間の冷却速度を表３～表６に示す。また、試料Ｎｏ．２９の熱延鋼板の製造では、２次冷却の終了後に溶融めっきを施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　本発明は、例えば、自動車の足回り部品等に用いられる熱延鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０２％～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．０１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．０５％～３．０％、
    　Ｐ　：０．１％以下、
    　Ｓ　：０．０３％以下、
    　Ａｌ：０．００１％～０．０１％、
    　Ｎ　：０．０２％以下、
    　Ｏ　：０．０２％以下、
    　Ｔｉ：０％～０．２％、
    　Ｎｂ：０％～０．２％、
    　Ｍｏ：０％～０．２％、
    　Ｖ　：０％～０．２％、
    　Ｃｒ：０％～１．０％、
    　Ｂ　：０％～０．０１％、
    　Ｃｕ：０％～１．２％、
    　Ｎｉ：０％～０．６％、
    　Ｃａ：０％～０．００５％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０２％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    で表される化学組成を有し、
    　フェライトの面積率：５％～５０％、
    　平均結晶方位差が０．４°～３°のベイニティックフェライトの集合体から構成されるベイナイトの面積率：５０％～９５％、
    　マルテンサイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計面積率：５％以下
    で表される鋼組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．０１％～０．２％、
    　Ｎｂ：０．０１％～、０．２％、
    　Ｍｏ：０．００１％～０．２％、
    　Ｖ　：０．０１％～０．２％、
    　Ｃｒ：０．０１％～１．０％、
    　Ｂ　：０．０００２％～０．０１％、
    　Ｃｕ：０．０２％～１．２％、及び
    　Ｎｉ：０．０１％～０．６％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０２％
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
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