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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-09-26
(45)【発行日】2023-10-04
(54)【発明の名称】熱間圧延鋼板
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230927BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230927BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20230927BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20230927BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301W
C22C38/58
C21D8/02 A
C21D9/46 T
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2022505088
(86)(22)【出願日】2021-02-12
(86)【国際出願番号】 JP2021005325
(87)【国際公開番号】W WO2021176999
(87)【国際公開日】2021-09-10
【審査請求日】2022-04-12
(31)【優先権主張番号】P 2020035215
(32)【優先日】2020-03-02
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100195213
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 健治
(72)【発明者】
【氏名】中田 耕平
(72)【発明者】
【氏名】豊田 武
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特表２０１５－５１５５４８（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１９／０３１６２３５（ＵＳ，Ａ１）
【文献】特開２０１１－０９９１２９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０１１－５３０６５９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１９－０３９０５６（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１１／０２５９４８３（ＵＳ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
Ｃ２１Ｄ ９／４６－ ９／４８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、および
初析フェライト：０～１０％からなり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．０８～０．３０μｍであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０１～１．００％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．１０～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～０．４０％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
【請求項3】
引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、熱間圧延鋼板に関し、より詳しくは自動車等の構造部材に使用される熱間圧延鋼板であって、高強度でかつ延性に優れ、さらに打抜き時のボイド生成抑制を可能とする熱間圧延鋼板に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。一方で、衝突安全性に関する規制の強化により、車体骨格における補強部品の追加などが必要となり、重量の増加につながっている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
【0003】
一方、自動車部材の多くはプレス成形によって作られている。一般に、高強度化とともに鋼板の成形性は低下し、例えば、伸びや穴広げ率といった延性指標が低下する。これら延性指標が一定以下であると望みどおりの部材形状に成形できないため、高強度鋼板の開発においては、これらの機械的特性を一定以上担保しつつ高強度化を図ることが重要な課題となっている。
【0004】
例えば、鋼板の延性指標を担保したまま高強度化を図るために、従来技術において、鋼板の組織中にパーライトを所定量含めることが提案されている。
【0005】
特許文献１では、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．４～０．８％、Ｓｉ：０．８～３．０％、Ｍｎ：０．１～０．６％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織が、全組織に対する面積率で、パーライトを８０％以上、残留オーステナイトを５％以上含むとともに、前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．５μｍ以下であり、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、かつ、円相当直径０．１μｍ以上の炭化物が４００μｍ２当たり５個以下であることを特徴とする高強度高延性鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の高強度高延性鋼板によれば、パーライトを主要組織としつつ、そのラメラ間隔を小さくして降伏強度（ＹＳ）を高めるとともに、有効フェライト粒を微細化することで伸びフランジ性（λ）を高め、さらに残留オーステナイトを分散させることで伸び（ＥＬ）を高めることによって、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が０．８以上、引張強さ（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が１４０００ＭＰａ・％以上で、伸びフランジ性（λ）が３５％以上を確保しうると記載されている。
【0006】
特許文献２では、重量％で、Ｃ：０．６０～１．２０％、Ｓｉ：０．１０～０．３５％、Ｍｎ：０．１０～０．８０％、Ｐ：０よりは大きく０．０３％以下、およびＳ：０よりは大きく０．０３％以下を含み、Ｎｉ：０．２５％以下（０を含む）、Ｃｒ：０．３０％以下（０を含む）、およびＣｕ：０．２５％以下（０を含む）のうちのいずれか一つ以上を含み、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物からなり、かつセメンタイトの幅は０より大きく０．２μｍ以下であり、前記セメンタイトとセメンタイトとの間隔が０よりは大きく０．５μｍ以下である微細パーライト組織を有することを特徴とする高炭素熱延鋼板（熱間圧延鋼板）が記載されている。また、特許文献２では、微細パーライト組織の分率が９０％以上であることが記載され、さらに、上記の高炭素熱延鋼板は、微細パーライト組織を有するため、最終製品に耐久性と強度を持たせることができると記載されている。
【0007】
特許文献３では、成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．３～０．８５％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：２．０～４．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、所定の式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする高強度鋼板が記載されている。また、特許文献３では、上記の高強度鋼板によれば、曲げ加工性に優れ、引張強さ１５００ＭＰａ以上の高強度化を実現することができると記載されている。
【0008】
特許文献４では、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積率で、パーライト：９０～１００％、疑似パーライト：０～１０％、および初析フェライト：０～１％であり、前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴とする熱間圧延鋼板が記載されている。また、特許文献４では、上記の構成によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができると記載されている。特許文献４は、本願の優先日後に公開されたものであり、公知の先行技術ではなく関連技術に相当するものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【文献】特開２０１６－０９８４１４号公報
【文献】特表２０１１－５３０６５９号公報
【文献】特開２０１１－０９９１３２号公報
【文献】国際公開第２０２０／１７９７３７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
パーライトを比較的多く含む鋼板の場合、鋼板を打抜き加工またはせん断加工する際に、打抜き端面またはせん断端面において炭化物または炭化物と母相の界面を起点として微小なボイドが発生しやすくなる。このボイドは、打抜き加工またはせん断加工後の鋼板の成形性、および／または耐疲労性を劣化させる原因となる。したがって、パーライトを比較的多く含む鋼板を利用する場合、打抜き加工またはせん断加工後の鋼板のボイド発生が課題となる。例えば、特許文献４では、打抜き性の改善について検討されているものの、このようなボイドの発生を抑制するという観点からは必ずしも十分な検討はなされていない。
【0011】
そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ延性に優れ、さらには打抜き時のボイド生成抑制にも優れた熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明者らは、上記目的を達成するために、熱間圧延鋼板の化学組成および組織について検討した。その結果、本発明者らは、熱間圧延鋼板の組織を優れた強度－延性バランスを持つパーライトを主体とし、それに加えて当該パーライトのミクロ組織を適切に制御することが重要であることを見出した。より具体的には、本発明者らは、延性低下の原因となるベイナイト、マルテンサイトをミクロ組織に含ませず、代わりにパーライトを熱間圧延鋼板中に面積率で９０％以上含有させることで延性を担保し、それに加えてパーライト分率９０％以上を保ったまま当該パーライトのラメラ間隔を微細化することによって延性を損なわずに熱間圧延鋼板の高強度化を図り、さらにパーライト中の粗大な球状セメンタイトの割合を低減することによって打抜き時のボイド発生を抑制できることを見出し、本発明を完成させた。
【0013】
本発明は、上記の知見に基づき完成したものであり、具体的には下記のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、および
初析フェライト：０～１０％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．０８～０．３０μｍであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１～１．００％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．１０～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～０．４０％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、および
初析フェライト：０～１０％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．０８～０．３０μｍであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１～１．００％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．１０～２．００％、
Ｍｏ：０．０１～０．４０％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性に優れ、打抜き時のボイド生成抑制を可能とする熱間圧延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】（ａ）は実施例に対応する熱間圧延鋼板の代表的なミクロ組織を示す図であり、（ｂ）は比較例に対応する熱間圧延鋼板における打抜き後のボイド発生を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0016】
＜熱間圧延鋼板＞
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、および
初析フェライト：０～１０％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．０８～０．３０μｍであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満であることを特徴としている。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｃｒ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、および
初析フェライト：０～１０％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．０８～０．３０μｍであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満であることを特徴としている。
【0017】
まず、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板およびその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、熱間圧延鋼板およびスラブ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。
【0018】
［Ｃ：０．３０～０．８０％］
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．３０％以上とする。Ｃ含有量は０．３５％以上、０．３６％以上、０．３７％以上、０．４０％以上、０．４５％以上または０．５０％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると、セメンタイトが析出し、十分なパーライト分率が得られない場合があるかまたは延性や溶接性が低下する場合がある。このため、Ｃ含有量は０．８０％以下とする。Ｃ含有量は０．７７％以下、０．７５％以下、０．７０％以下または０．６５％以下であってもよい。
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．３０％以上とする。Ｃ含有量は０．３５％以上、０．３６％以上、０．３７％以上、０．４０％以上、０．４５％以上または０．５０％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると、セメンタイトが析出し、十分なパーライト分率が得られない場合があるかまたは延性や溶接性が低下する場合がある。このため、Ｃ含有量は０．８０％以下とする。Ｃ含有量は０．７７％以下、０．７５％以下、０．７０％以下または０．６５％以下であってもよい。
【0019】
［Ｓｉ：０．０１～０．５０％］
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き性が悪化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上もしくは０．１５％以上であってもよく、および／または０．４５％以下、０．４０％以下もしくは０．３５％以下であってもよい。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き性が悪化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上もしくは０．１５％以上であってもよく、および／または０．４５％以下、０．４０％以下もしくは０．３５％以下であってもよい。
【0020】
［Ｍｎ：０．５０～２．００％］
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になるとミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．７０％以上もしくは０．９０％以上であってもよく、および／または１．９０％以下、１．７０％以下もしくは１．５０％以下であってもよい。
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になるとミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．７０％以上もしくは０．９０％以上であってもよく、および／または１．９０％以下、１．７０％以下もしくは１．５０％以下であってもよい。
【0021】
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるため、０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下または０．０３０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上としてもよい。
Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるため、０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下または０．０３０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上としてもよい。
【0022】
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００７０％以下または０．００６０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００７０％以下または０．００６０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上としてもよい。
【0023】
［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰であると介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、０．００１％以上または０．００３％以上であるのが好ましい。一方、Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０５０％以下または０．０４０％以下であってもよい。
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰であると介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、０．００１％以上または０．００３％以上であるのが好ましい。一方、Ａｌ含有量は０．０７０％以下、０．０５０％以下または０．０４０％以下であってもよい。
【0024】
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害することによって鋼の靱性を向上させる。しかし、Ｎ含有量が過剰になるとその効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下または０．００７０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量の下限を設ける必要はなく０％であってもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満に低減するには製鋼コストが嵩む。そのため、Ｎ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害することによって鋼の靱性を向上させる。しかし、Ｎ含有量が過剰になるとその効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下または０．００７０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量の下限を設ける必要はなく０％であってもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満に低減するには製鋼コストが嵩む。そのため、Ｎ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
【0025】
［Ｃｒ：０．３０～１．００％］
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化させる効果を有し、これによって鋼板の強度を担保することができる。また、Ｃｒはセメンタイトの球状化を抑制する効果を有し、巻取後の鋼板のセメンタイトの球状化を抑制することができる。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの割合を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Ｃｒを一定以上含有させる必要がある。このために、Ｃｒ含有量の下限を０．３０％、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．４５％または０．５０％とする。さらに、Ｃｒはセメンタイトを安定化させることから、Ｃｒを含有することでパーライトの生成領域を低炭素側に拡張させることができる。このため、Ｃｒを適切な量すなわち０．３０％以上の量において含有することで、比較的低いＣ含有量の場合であっても９０％以上のパーライト分率を達成することが可能となる。一方、Ｃｒを過剰に添加することによりパーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生じてしまい、パーライト分率９０％以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Ｃｒが過剰であると、パーライトの平均ラメラ間隔が小さくなりすぎて、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１．００％、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８５％または０．８０％とする。
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化させる効果を有し、これによって鋼板の強度を担保することができる。また、Ｃｒはセメンタイトの球状化を抑制する効果を有し、巻取後の鋼板のセメンタイトの球状化を抑制することができる。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの割合を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Ｃｒを一定以上含有させる必要がある。このために、Ｃｒ含有量の下限を０．３０％、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．４５％または０．５０％とする。さらに、Ｃｒはセメンタイトを安定化させることから、Ｃｒを含有することでパーライトの生成領域を低炭素側に拡張させることができる。このため、Ｃｒを適切な量すなわち０．３０％以上の量において含有することで、比較的低いＣ含有量の場合であっても９０％以上のパーライト分率を達成することが可能となる。一方、Ｃｒを過剰に添加することによりパーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生じてしまい、パーライト分率９０％以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Ｃｒが過剰であると、パーライトの平均ラメラ間隔が小さくなりすぎて、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１．００％、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８５％または０．８０％とする。
【0026】
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板およびその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該熱間圧延鋼板およびスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。なお、当該任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
【0027】
［Ｔｉ：０～１．００％］
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～１．００％］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、鋼板の靱性を低下させる。そのため、Ｔｉ含有量は１．００％以下または０．６０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下または０．０８％以下、Ｖ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量の下限値は、いずれの元素も０．０１％または０．０５％であるのが好ましい。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～１．００％］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、鋼板の靱性を低下させる。そのため、Ｔｉ含有量は１．００％以下または０．６０％以下、Ｎｂ含有量は０．１０％以下または０．０８％以下、Ｖ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量の下限値は、いずれの元素も０．０１％または０．０５％であるのが好ましい。
【0028】
［Ｃｕ：０～１．００％］
Ｃｕは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
Ｃｕは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
【0029】
［Ｎｉ：０～２．００％］
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下または１．００％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下または１．００％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
【0030】
［Ｍｏ：０～０．４０％］
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、強度増加に伴う靱性の低下が顕著となる。したがって、Ｍｏの含有量は０．４０％以下または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、強度増加に伴う靱性の低下が顕著となる。したがって、Ｍｏの含有量は０．４０％以下または０．２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
【0031】
［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。Ｂ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であるのが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下または０．００６０％以下であるのがより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。Ｂ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であるのが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下または０．００６０％以下であるのがより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
【0032】
［Ｃａ：０～０．００５０％］
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。Ｃａ含有量は０．００４５％以下または０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。Ｃａ含有量は０．００４５％以下または０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
【0033】
［ＲＥＭ：０～０．００５％］
ＲＥＭは微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に添加すると逆に溶接性は悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下または０．００４％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。なお、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
ＲＥＭは微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に添加すると逆に溶接性は悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下または０．００４％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。なお、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
【0034】
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板において、上述成分以外の残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0035】
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の組織の限定理由について説明する。
【0036】
［パーライト：９０～１００％］
鋼板のミクロ組織をパーライトが主体の組織とすることによって、高い強度を保ちながらも延性の優れた鋼板とすることが可能となる。パーライトが面積率で９０％未満であると、強度もしくは延性が確保できないかおよび／または組織の不均一性のために打抜き時のボイド発生の起点となりうるフェライト－パーライト境界が増加する。そのため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のミクロ組織中のパーライトは、面積率で９０％以上とする。パーライトは、好ましくは９５％以上、９６％以上、９７％以上、９８％以上または９９％以上であり、１００％であってもよい。
鋼板のミクロ組織をパーライトが主体の組織とすることによって、高い強度を保ちながらも延性の優れた鋼板とすることが可能となる。パーライトが面積率で９０％未満であると、強度もしくは延性が確保できないかおよび／または組織の不均一性のために打抜き時のボイド発生の起点となりうるフェライト－パーライト境界が増加する。そのため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のミクロ組織中のパーライトは、面積率で９０％以上とする。パーライトは、好ましくは９５％以上、９６％以上、９７％以上、９８％以上または９９％以上であり、１００％であってもよい。
【0037】
［初析フェライト：０～１０％］
パーライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それは初析フェライトに限る。したがって、初析フェライトは面積率で０～１０％とする。残部組織を初析フェライトとすることで、良好な延性および打抜き性を担保することが可能である。本発明において、「初析フェライト」とは、熱間圧延後の冷却段階において初晶として析出した実質的にセメンタイトを含まない、すなわち結晶粒内のセメンタイトの分率が面積率で１％未満のフェライトを言うものである。なお、初析フェライトは、例えば、面積率で５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、または１％以下であってもよい。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板においては、ミクロ組織中に残留オーステナイト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトが存在しないかまたは実質的に存在しない。「実質的に存在しない」とは、これらの組織の面積率が合計でも０．５％未満であることを意味する。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、Ｃ含有量が０．７７％を超える過共析鋼の範囲を包含するものである。一般に、過共析鋼では、成分や冷却速度に依存して、冷却中に一定の温度範囲内で初析セメンタイトが生成する可能性がある。しかしながら、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のようにＣ含有量が０．８％を超えない範囲であれば、初析セメンタイトが生成する温度範囲は十分狭く、かつ、初析セメンタイトの生成が遅いため、冷却中に初析セメンタイトが生成する前に鋼板の温度が初析セメンタイトの生成温度範囲を下回ることになり、初析セメンタイトはほとんど生成しない。例えば、後で詳しく説明する熱間圧延鋼板の製造方法では、比較的速い冷却速度で冷却工程が実施され、その結果として初析セメンタイトの生成温度範囲内での保持時間が短くなるため、たとえＣ含有量が比較的高い０．８０％の過共析範囲であったとしても、初析セメンタイトは生成しないかまたはほとんど生成しない。このため、初析セメンタイトは、面積率で１％未満である。
パーライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それは初析フェライトに限る。したがって、初析フェライトは面積率で０～１０％とする。残部組織を初析フェライトとすることで、良好な延性および打抜き性を担保することが可能である。本発明において、「初析フェライト」とは、熱間圧延後の冷却段階において初晶として析出した実質的にセメンタイトを含まない、すなわち結晶粒内のセメンタイトの分率が面積率で１％未満のフェライトを言うものである。なお、初析フェライトは、例えば、面積率で５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、または１％以下であってもよい。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板においては、ミクロ組織中に残留オーステナイト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトが存在しないかまたは実質的に存在しない。「実質的に存在しない」とは、これらの組織の面積率が合計でも０．５％未満であることを意味する。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、Ｃ含有量が０．７７％を超える過共析鋼の範囲を包含するものである。一般に、過共析鋼では、成分や冷却速度に依存して、冷却中に一定の温度範囲内で初析セメンタイトが生成する可能性がある。しかしながら、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のようにＣ含有量が０．８％を超えない範囲であれば、初析セメンタイトが生成する温度範囲は十分狭く、かつ、初析セメンタイトの生成が遅いため、冷却中に初析セメンタイトが生成する前に鋼板の温度が初析セメンタイトの生成温度範囲を下回ることになり、初析セメンタイトはほとんど生成しない。例えば、後で詳しく説明する熱間圧延鋼板の製造方法では、比較的速い冷却速度で冷却工程が実施され、その結果として初析セメンタイトの生成温度範囲内での保持時間が短くなるため、たとえＣ含有量が比較的高い０．８０％の過共析範囲であったとしても、初析セメンタイトは生成しないかまたはほとんど生成しない。このため、初析セメンタイトは、面積率で１％未満である。
【0038】
［パーライトの平均ラメラ間隔：０．０８～０．３０μｍ］
パーライトの平均ラメラ間隔は、鋼板の強度と強い相関を持ち、平均ラメラ間隔が小さいほど高い強度が得られる。平均ラメラ間隔が大きいと引張強さ７８０ＭＰａ以上の強度が得られないため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板におけるミクロ組織中のパーライトの平均ラメラ間隔は０．３０μｍ以下、好ましくは０．２５μｍ以下または０．２０μｍ以下とする。また、平均ラメラ間隔が小さすぎると、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。したがって、パーライトの平均ラメラ間隔の下限値を、０．０８μｍとする。パーライトの平均ラメラ間隔の下限値は、好ましくは０．０９μｍ、より好ましくは０．１０μｍとする。
パーライトの平均ラメラ間隔は、鋼板の強度と強い相関を持ち、平均ラメラ間隔が小さいほど高い強度が得られる。平均ラメラ間隔が大きいと引張強さ７８０ＭＰａ以上の強度が得られないため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板におけるミクロ組織中のパーライトの平均ラメラ間隔は０．３０μｍ以下、好ましくは０．２５μｍ以下または０．２０μｍ以下とする。また、平均ラメラ間隔が小さすぎると、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。したがって、パーライトの平均ラメラ間隔の下限値を、０．０８μｍとする。パーライトの平均ラメラ間隔の下限値は、好ましくは０．０９μｍ、より好ましくは０．１０μｍとする。
【0039】
［パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合：１５％未満］
セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値のことである。また、長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトをここでは粗大な球状セメンタイトと定義する。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板打抜き時にボイド発生の起点となること、および、粗大な球状セメンタイトの全セメンタイトに対する割合を一定以下とすることで鋼板打抜き時のボイド発生を抑制する効果が得られることが本発明者らの検討により判明した。このような効果を得るためには、粗大な球状セメンタイトは、パーライト中の全セメンタイトに対する割合で、１５％未満とし、好ましくは１４％以下、より好ましくは１２％以下または１０％以下とする。この割合の下限は０％であるが、1％又は３％としてもよい。なお、詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により、個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行い、当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比である。
セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値のことである。また、長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトをここでは粗大な球状セメンタイトと定義する。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板打抜き時にボイド発生の起点となること、および、粗大な球状セメンタイトの全セメンタイトに対する割合を一定以下とすることで鋼板打抜き時のボイド発生を抑制する効果が得られることが本発明者らの検討により判明した。このような効果を得るためには、粗大な球状セメンタイトは、パーライト中の全セメンタイトに対する割合で、１５％未満とし、好ましくは１４％以下、より好ましくは１２％以下または１０％以下とする。この割合の下限は０％であるが、1％又は３％としてもよい。なお、詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により、個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行い、当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比である。
【0040】
［パーライトおよび残部組織の認定方法および測定方法］
パーライトおよび残部組織の分率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍの面積、すなわち１２，０００μｍ２の面積とし、例えば倍率が５０００倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が１５°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および／または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したものに加え、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織をも包含するものである。後者の塊状に分散したセメンタイトを主体とするパーライトは少なく、全パーライトの１０％以下としてもよい。また、パーライト中のセメンタイトは、大きいものでも２１０ｎｍ程度であり（平均的には１００ｎｍ程度）、３００ｎｍを超えるものはない。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。また、塊状またはフィルム状の鉄系炭化物であって、円相当直径が３００ｎｍ以上である領域を初析セメンタイトと認定する。パーライト組織において観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイト又は鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイト又は鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。初析フェライトと残留オーステナイトは共に内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｂｃｃ構造の組織を初析フェライトと判定し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
パーライトおよび残部組織の分率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍの面積、すなわち１２，０００μｍ２の面積とし、例えば倍率が５０００倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が１５°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および／または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したものに加え、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織をも包含するものである。後者の塊状に分散したセメンタイトを主体とするパーライトは少なく、全パーライトの１０％以下としてもよい。また、パーライト中のセメンタイトは、大きいものでも２１０ｎｍ程度であり（平均的には１００ｎｍ程度）、３００ｎｍを超えるものはない。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。また、塊状またはフィルム状の鉄系炭化物であって、円相当直径が３００ｎｍ以上である領域を初析セメンタイトと認定する。パーライト組織において観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイト又は鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイト又は鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。初析フェライトと残留オーステナイトは共に内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｂｃｃ構造の組織を初析フェライトと判定し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
【0041】
［平均ラメラ間隔の測定方法］
平均ラメラ間隔は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍすなわち１２，０００μｍ２（倍率は例えば５０００倍）とし、セメンタイト層が組織写真の紙面に対して垂直に横切っている箇所を１０個以上選択する。ピクラール腐食液で腐食させて測定することにより、深さ方向の情報が得られるため、セメンタイト層を垂直に横切っている箇所がわかる。そのような箇所を１０個以上選択して測定することにより、それぞれの箇所でラメラ間隔Ｓを求め、それらの平均をとることで平均ラメラ間隔とする。各箇所でのラメラ間隔の測定方法は以下のとおりとする。まず、セメンタイト層を１０～３０本横切るようにセメンタイト層に対して垂直に直線を引き、その直線の長さをＬとする。またその直線が横切るセメンタイト層の数をＮとする。このとき、当該箇所でのラメラ間隔Ｓは、Ｓ＝Ｌ／Ｎによって求められる。平均ラメラ間隔の測定では、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したパーライトを測定対象とすることとし、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織は平均ラメラ間隔の測定対象とはしない。
平均ラメラ間隔は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍすなわち１２，０００μｍ２（倍率は例えば５０００倍）とし、セメンタイト層が組織写真の紙面に対して垂直に横切っている箇所を１０個以上選択する。ピクラール腐食液で腐食させて測定することにより、深さ方向の情報が得られるため、セメンタイト層を垂直に横切っている箇所がわかる。そのような箇所を１０個以上選択して測定することにより、それぞれの箇所でラメラ間隔Ｓを求め、それらの平均をとることで平均ラメラ間隔とする。各箇所でのラメラ間隔の測定方法は以下のとおりとする。まず、セメンタイト層を１０～３０本横切るようにセメンタイト層に対して垂直に直線を引き、その直線の長さをＬとする。またその直線が横切るセメンタイト層の数をＮとする。このとき、当該箇所でのラメラ間隔Ｓは、Ｓ＝Ｌ／Ｎによって求められる。平均ラメラ間隔の測定では、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したパーライトを測定対象とすることとし、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織は平均ラメラ間隔の測定対象とはしない。
【0042】
［パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合Ｒの測定方法］
上記Ｒの値は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍすなわち１２，０００μｍ２（倍率は例えば５０００倍）とし、得られた画像を２値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
［アスペクト比］＝［長軸の長さ］／［短軸の長さ］
８０μｍ×１５０μｍの１視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満であるセメンタイトの面積の合計を画像処理により算出し、これを全セメンタイトの合計面積で除したものを百分率で表現した値を本発明で規定するＲの値とする。
上記Ｒの値は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は８０μｍ×１５０μｍすなわち１２，０００μｍ２（倍率は例えば５０００倍）とし、得られた画像を２値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
［アスペクト比］＝［長軸の長さ］／［短軸の長さ］
８０μｍ×１５０μｍの１視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満であるセメンタイトの面積の合計を画像処理により算出し、これを全セメンタイトの合計面積で除したものを百分率で表現した値を本発明で規定するＲの値とする。
【0043】
［機械的特性］
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さを７８０ＭＰａ以上とするのは、自動車における車体の軽量化の要求を満足させるためである。引張強さは、好ましくは８８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは９８０ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強さは１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であってよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い延性を達成することができ、より具体的には１５％以上、好ましくは１７％以上、より好ましくは２０％以上の全伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、全伸びは４０％以下または３０％以下であってよい。引張強さおよび全伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さを７８０ＭＰａ以上とするのは、自動車における車体の軽量化の要求を満足させるためである。引張強さは、好ましくは８８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは９８０ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強さは１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であってよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い延性を達成することができ、より具体的には１５％以上、好ましくは１７％以上、より好ましくは２０％以上の全伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、全伸びは４０％以下または３０％以下であってよい。引張強さおよび全伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
【0044】
［板厚］
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下もしくは４．０ｍｍ以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下もしくは４．０ｍｍ以下であってもよい。
【0045】
＜熱間圧延鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
【0046】
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法は、上で説明した化学組成を有するスラブを１１５０℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の最終パス圧下率が２０％以上で出側温度ＦＴが７５０～８５０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から下記に示す１次冷却終了温度まで４０～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却し（１次冷却）、次いで２～２０秒放冷し、１０～２００℃／秒の平均冷却速度で５６０℃以下の温度まで冷却（２次冷却）することを含む冷却工程であって、下記式１で計算される温度Ｔｃまたは前記出側温度ＦＴ－７０℃のうち低い方の温度をＴｓとした場合に、前記１次冷却終了温度がＴｓ～Ｔｓ＋２０℃の範囲内にある冷却工程、および
前記鋼板を巻取温度４００～５５０℃で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。
Ｔｃ（℃）＝４１２．７＋４１１．９×［Ｃ］＋２１．０×［Ｓｉ］＋２．７×［Ｍｎ］＋１１４．４×［Ｃｒ］ ・・・式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、各元素の含有量［質量％］である。以下、各工程について詳しく説明する。
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の最終パス圧下率が２０％以上で出側温度ＦＴが７５０～８５０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から下記に示す１次冷却終了温度まで４０～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却し（１次冷却）、次いで２～２０秒放冷し、１０～２００℃／秒の平均冷却速度で５６０℃以下の温度まで冷却（２次冷却）することを含む冷却工程であって、下記式１で計算される温度Ｔｃまたは前記出側温度ＦＴ－７０℃のうち低い方の温度をＴｓとした場合に、前記１次冷却終了温度がＴｓ～Ｔｓ＋２０℃の範囲内にある冷却工程、および
前記鋼板を巻取温度４００～５５０℃で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。
Ｔｃ（℃）＝４１２．７＋４１１．９×［Ｃ］＋２１．０×［Ｓｉ］＋２．７×［Ｍｎ］＋１１４．４×［Ｃｒ］ ・・・式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、各元素の含有量［質量％］である。以下、各工程について詳しく説明する。
【0047】
［スラブの加熱工程］
まず、上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１５０℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。なお、使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
まず、上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１５０℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。なお、使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
【0048】
［熱間圧延工程］
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
【0049】
（仕上げ圧延）
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における最終パス圧下率は２０％以上、出側温度ＦＴは７５０～８５０℃に制御される。仕上げ圧延の最終パス圧下率が２０％未満、および／または出側温度ＦＴが８５０℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、巻取前にパーライト変態を完了することが困難となり、パーライト分率が９０％以上を達成することができない。そのため、仕上げ圧延における最終パス圧下率は２０％以上、好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上とする。最終パス圧下率の上限値については特に規定する必要はないが、例えば、最終パス圧下率５０％以下であってよい。また、同様に９０％以上のパーライト分率を達成するため、仕上げ温度の出側温度ＦＴの上限は８５０℃、好ましくは８３０℃、さらに好ましくは８２０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度ＦＴに下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となりうる。そのため、仕上げ圧延の出側温度ＦＴの下限を７５０℃とする。
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における最終パス圧下率は２０％以上、出側温度ＦＴは７５０～８５０℃に制御される。仕上げ圧延の最終パス圧下率が２０％未満、および／または出側温度ＦＴが８５０℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、巻取前にパーライト変態を完了することが困難となり、パーライト分率が９０％以上を達成することができない。そのため、仕上げ圧延における最終パス圧下率は２０％以上、好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上とする。最終パス圧下率の上限値については特に規定する必要はないが、例えば、最終パス圧下率５０％以下であってよい。また、同様に９０％以上のパーライト分率を達成するため、仕上げ温度の出側温度ＦＴの上限は８５０℃、好ましくは８３０℃、さらに好ましくは８２０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度ＦＴに下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となりうる。そのため、仕上げ圧延の出側温度ＦＴの下限を７５０℃とする。
【0050】
［冷却工程］
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却、放冷（空冷）、および２次冷却に細分化される。
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却、放冷（空冷）、および２次冷却に細分化される。
【0051】
（１次冷却の平均冷却速度：４０～２００℃／秒）
冷却工程においては、上記の仕上げ圧延の出側温度ＦＴから、４０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却終了温度まで冷却する。上記１次冷却終了温度までの平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、初析フェライトおよび／または初析セメンタイトが多く析出し、上記パーライト分率の目標値（９０％以上）が達成できなくなるおそれがある。平均冷却速度は４２℃／秒以上または４５℃／秒以上であってもよい。平均冷却速度は、所望の組織を得るために２００℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下であってもよい。なお、１次冷却終了温度は、下記で説明するＴｓ～Ｔｓ＋２０℃の範囲内で適宜選択することができる。
冷却工程においては、上記の仕上げ圧延の出側温度ＦＴから、４０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却終了温度まで冷却する。上記１次冷却終了温度までの平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、初析フェライトおよび／または初析セメンタイトが多く析出し、上記パーライト分率の目標値（９０％以上）が達成できなくなるおそれがある。平均冷却速度は４２℃／秒以上または４５℃／秒以上であってもよい。平均冷却速度は、所望の組織を得るために２００℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下であってもよい。なお、１次冷却終了温度は、下記で説明するＴｓ～Ｔｓ＋２０℃の範囲内で適宜選択することができる。
【0052】
（１次冷却終了温度：Ｔｓ～Ｔｓ＋２０℃）
前記冷却は、温度Ｔｃまたは仕上げ圧延の出側温度ＦＴ－７０℃のうち低い方の温度をＴｓとした場合に、Ｔｓ～Ｔｓ＋２０℃の温度範囲内で終了するものとする。ここで、Ｔｃはセメンタイトの析出温度であり、下記の式１で表されるものとする。
Ｔｃ（℃）＝４１２．７＋４１１．９×［Ｃ］＋２１．０×［Ｓｉ］＋２．７×［Ｍｎ］＋１１４．４×［Ｃｒ］ ・・・式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、各元素の含有量［質量％］である。１次冷却終了温度がＴｓよりも低い場合、パーライト変態が遅延し、後続する放冷中にパーライト変態が生じない。その結果、パーライト分率９０％以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、５５０℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が０．０８μｍよりも小さくなる場合がある。また、１次冷却終了温度がＴｓ＋２０℃よりも高い場合、パーライト変態の前にフェライト変態が生じて初析フェライトが比較的多く生成するため、同じくパーライト分率９０％以上が達成できなくなる。このため、１次冷却終了温度を上記の通り指定する。
前記冷却は、温度Ｔｃまたは仕上げ圧延の出側温度ＦＴ－７０℃のうち低い方の温度をＴｓとした場合に、Ｔｓ～Ｔｓ＋２０℃の温度範囲内で終了するものとする。ここで、Ｔｃはセメンタイトの析出温度であり、下記の式１で表されるものとする。
Ｔｃ（℃）＝４１２．７＋４１１．９×［Ｃ］＋２１．０×［Ｓｉ］＋２．７×［Ｍｎ］＋１１４．４×［Ｃｒ］ ・・・式１
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は、各元素の含有量［質量％］である。１次冷却終了温度がＴｓよりも低い場合、パーライト変態が遅延し、後続する放冷中にパーライト変態が生じない。その結果、パーライト分率９０％以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、５５０℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が０．０８μｍよりも小さくなる場合がある。また、１次冷却終了温度がＴｓ＋２０℃よりも高い場合、パーライト変態の前にフェライト変態が生じて初析フェライトが比較的多く生成するため、同じくパーライト分率９０％以上が達成できなくなる。このため、１次冷却終了温度を上記の通り指定する。
【0053】
（放冷時間：２～２０秒）
上記１次冷却の終了後、２～２０秒間放冷することにより粗大な球状炭化物の少ないパーライトを生成させる。放冷時間が２秒未満または０秒であると、冷却工程にて十分に相変態（パーライト変態）が進まず、パーライト分率９０％以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、５５０℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が０．０８μｍよりも小さくなる場合がある。したがって、冷却工程においてパーライト分率９０％以上の相変態を完了させるために、放冷時間は２秒以上、好ましくは３秒以上、さらに好ましくは５秒以上とする。放冷時間の上限は特に設ける必要はないが、生産性の観点から放冷時間の上限を２０秒とする。放冷時間の上限は１５秒であってもよい。
上記１次冷却の終了後、２～２０秒間放冷することにより粗大な球状炭化物の少ないパーライトを生成させる。放冷時間が２秒未満または０秒であると、冷却工程にて十分に相変態（パーライト変態）が進まず、パーライト分率９０％以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、５５０℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が０．０８μｍよりも小さくなる場合がある。したがって、冷却工程においてパーライト分率９０％以上の相変態を完了させるために、放冷時間は２秒以上、好ましくは３秒以上、さらに好ましくは５秒以上とする。放冷時間の上限は特に設ける必要はないが、生産性の観点から放冷時間の上限を２０秒とする。放冷時間の上限は１５秒であってもよい。
【0054】
（２次冷却）
上記の放冷から下記の巻き取り工程までの間に２次冷却が行われる。先に説明したように１次冷却の終了後に２秒以上放冷することで、パーライト分率９０％以上の相変態を完了させることができ、さらに以下で説明するように巻取温度を５５０℃以下とすることでセメンタイトの球状化を抑制することができる。このため、冷却工程における２～２０秒の放冷と巻き取り工程の間の冷却は、１０～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却すること以外に特に制限はない。２次冷却の平均冷却速度は鋼板のミクロ組織には大きな影響を与えないものの、平均冷却速度が高いほど鋼板の温度にムラが生じやすくなる。このため、２次冷却の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、１００℃／秒以下であってもよい。生産性の観点から、２次冷却の平均冷却速度は１０℃／秒以上とし、２０℃／秒以上であってもよい。また、２次冷却の終了温度は巻取温度と同じである必要はなく、巻取温度を制御する観点から５６０℃以下であればよい。２次冷却終了温度の下限は特に限定されないが、例えば、２次冷却終了温度は４００℃以上であってよい。２次冷却の終了後直ちに巻取りを行ってもよく、２次冷却の終了後巻取りまでの間、放冷(空冷)としてもよい。
上記の放冷から下記の巻き取り工程までの間に２次冷却が行われる。先に説明したように１次冷却の終了後に２秒以上放冷することで、パーライト分率９０％以上の相変態を完了させることができ、さらに以下で説明するように巻取温度を５５０℃以下とすることでセメンタイトの球状化を抑制することができる。このため、冷却工程における２～２０秒の放冷と巻き取り工程の間の冷却は、１０～２００℃／秒の平均冷却速度で冷却すること以外に特に制限はない。２次冷却の平均冷却速度は鋼板のミクロ組織には大きな影響を与えないものの、平均冷却速度が高いほど鋼板の温度にムラが生じやすくなる。このため、２次冷却の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、１００℃／秒以下であってもよい。生産性の観点から、２次冷却の平均冷却速度は１０℃／秒以上とし、２０℃／秒以上であってもよい。また、２次冷却の終了温度は巻取温度と同じである必要はなく、巻取温度を制御する観点から５６０℃以下であればよい。２次冷却終了温度の下限は特に限定されないが、例えば、２次冷却終了温度は４００℃以上であってよい。２次冷却の終了後直ちに巻取りを行ってもよく、２次冷却の終了後巻取りまでの間、放冷(空冷)としてもよい。
【0055】
［巻取り工程］
冷却工程の後、冷却中に相変態が一定以上完了した鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は４００～５５０℃とする。巻取温度が５５０℃超の場合、その後のセメンタイトの球状化・粗大化が発生する温度域にある時間が長くなるため、冷却中の生成したパーライト中の層状セメンタイトが球状化してしまい、打抜き時のボイド起点となりうる粗大な球状セメンタイトが多数生じてしまう。その結果として、パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満の特徴を満足しない組織が形成されてしまう場合がある。このため、巻取温度は５５０℃以下とし、５４０℃以下または５３０℃以下であってもよい。また、巻取温度が４００℃未満の場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成するため、鋼板の伸びが低下する。このため、巻取温度は４００℃以上とし、４２０℃以上または４４０℃以上であってもよい。本製造方法では、先に説明したとおり、１次冷却終了後の２～２０秒間の放冷によって冷却工程においてパーライト変態を完了させるため、巻取温度はパーライトの平均ラメラ間隔には特に影響しない。
冷却工程の後、冷却中に相変態が一定以上完了した鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は４００～５５０℃とする。巻取温度が５５０℃超の場合、その後のセメンタイトの球状化・粗大化が発生する温度域にある時間が長くなるため、冷却中の生成したパーライト中の層状セメンタイトが球状化してしまい、打抜き時のボイド起点となりうる粗大な球状セメンタイトが多数生じてしまう。その結果として、パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの割合が１５％未満の特徴を満足しない組織が形成されてしまう場合がある。このため、巻取温度は５５０℃以下とし、５４０℃以下または５３０℃以下であってもよい。また、巻取温度が４００℃未満の場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成するため、鋼板の伸びが低下する。このため、巻取温度は４００℃以上とし、４２０℃以上または４４０℃以上であってもよい。本製造方法では、先に説明したとおり、１次冷却終了後の２～２０秒間の放冷によって冷却工程においてパーライト変態を完了させるため、巻取温度はパーライトの平均ラメラ間隔には特に影響しない。
【0056】
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
【実施例】
【0057】
以下の実施例では、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた熱間圧延鋼板の機械的特性について調べた。
【0058】
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを製造した。次いで、これらのスラブから表２に示す加熱、熱間圧延、冷却および巻取条件により板厚２．５ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。また、製造した熱間圧延鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すスラブの化学組成と同等であった。
【0059】
【表1】
【0060】
【表2】
【0061】
このようにして得られた熱間圧延鋼板から圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、打抜き時のボイド発生の有無は下記の方法で評価した。まず、打抜きクリアランスを１２．５％として１０ｍｍ径の穴を打抜き、穴の中心点を通り圧延方向に平行な断面にて鋼板を切断する。次にその断面を鏡面研磨した後、ピクラールにてミクロ組織を現出させ、ＳＥＭにて倍率５０００倍で端面から５０μｍ以内の領域を観察し、円相当直径０．２μｍ以上のボイドが認められれば「ボイド有」とし、認められなければ「ボイド無し」とした。ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、かつＥｌが１５％以上、および打抜き時のボイド発生が無しである場合を、高強度でかつ延性およびボイド発生抑制に優れた熱間圧延鋼板として評価した。結果を下表３に示す。表３における残部組織は、パーライト以外の組織を示しており、よってパーライトを除いて残部組織として示される組織以外の組織を含まないことを意味している。
【0062】
【表3】
【0063】
表３からも明らかなように、本発明の範囲に含まれる実施例１～５、１４、１７～１９、および２４～２７では、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、かつＥｌが１５％以上、および打抜き時のボイド発生が無いことから、高強度でかつ延性およびボイド発生抑制に優れた熱間圧延鋼板を得ることができた。図１（ａ）に示すように、これらの実施例に対応する熱間圧延鋼板では、ミクロ組織がパーライトを主体とし、当該パーライトのラメラ間隔が微細化され、さらに当該パーライト中の粗大な球状セメンタイトの割合が低減されていることがわかる。
【0064】
それらに対して、比較例６では仕上げ圧延の最終パス圧下率が低かったために相変態が促進されず、パーライト分率が低下して十分な引張強さが得られなかった。比較例７では仕上げ圧延の出側温度が高温であったために相変態が促進されず、パーライト分率が低下して十分な引張強さが得られなかった。比較例８では平均冷却速度が低かったために冷却中にフェライト変態が生じ、パーライト分率が低下して十分な引張強さが得られなかった。比較例９および１５では１次冷却終了温度が低いために、ベイナイトが生成してしまい、十分な延性が得られなかった。比較例１０および１６では１次冷却終了温度が高温であったために放冷中に初析フェライトが比較的多く生成してしまい、十分な引張強さが得られなかった。比較例１１では放冷時間が短かったために、冷却中に相変態が完了せず、巻取工程にてベイナイトが生成し十分な延性が得られなかった。比較例１２では巻取温度が低温であるために同様にベイナイトが生成し、十分な延性が得られなかった。比較例１３では巻取温度が高温であるために、巻取後にセメンタイトが球状化してしまい、粗大な球状セメンタイトの割合が増大し打抜き時にボイドが発生してしまった。比較例２０ではＣ含有量が低かったために、初析フェライト分率が増加し、十分な引張強さが得られなかった。比較例２１ではＣ含有量が過剰であるために初析セメンタイトが生成し、十分な延性が得られなかった。比較例２２ではＣｒ含有量が低かったために、Ｃｒによるセメンタイトの球状化抑制効果が十分に発揮されず、粗大な球状セメンタイトの割合が増大し打抜き時にボイドが発生してしまった。比較例２３ではＣｒ含有量が過剰であったために、パーライトの平均ラメラ間隔が過剰に微細化され、引張強さの向上に伴い延性が低下した。比較例２８では放冷時間が０秒であったために、巻き取り後にパーライト変態が生じ、さらに巻取温度が高かったために、巻取後にセメンタイトが球状化してしまい、粗大な球状セメンタイトの割合が増大し打抜き時にボイドが発生してしまった。比較例２９では放冷時間が０秒であったために、低温での巻き取り後にパーライト変態が進行してしまい、パーライトの平均ラメラ間隔が過剰に微細化され、引張強さの向上に伴い延性が低下した。図１（ｂ）は打抜き時にボイド発生が観察された比較例に対応する熱間圧延鋼板を示しており、これを参照すると微小なボイドが多く発生しているのが認められる。
【図1】
