(57)【要約】【課題】曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％でＣ：０．０５％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、０．５５％以下、Ｍｎ：０．１％以上、２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％以上，０．００５０％以下の成分組成を有し、組織の９０％以上がマルテンサイトであり、表層付近の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３以上、２０以下である組織を有する高強度熱延鋼板である。粗圧延後に未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を４０％超、８０％以下とする仕上圧延を施し、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終了し、１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度域で巻き取ることにより製造できる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５％以上、０．２０％以下，
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５５％以下，
Ｍｎ：０．１％以上、２．５％以下，
Ｐ  ：０．１％以下，
Ｓ  ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００５％以上、０．１０％以下，
Ｎ  ：０．０１％以下，
Ｎｂ：０．００５％以上，０．１０％以下，
Ｂ  ：０．０００３％以上，０．００５０％以下，
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、組織の９０％以上がマルテンサイトであり、圧延方向の断面における表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３以上、２０以下である組織を有することを特徴とする曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
更に，質量％で
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１２％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上，３．０％以下，
Ｍｏ：０．０２％以上，１．０％以下，
Ｃｒ：０．０２％以上，１．０％以下，
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の化学成分組成の鋼を連続鋳造にてスラブとし、１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、粗圧延後に未再結晶オーステナイト域での累積圧下率Ｒｚを下記（１）式で４０％超、８０％以下とする仕上圧延を施し、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終了し、１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｒｚ＝Σi=1n（Ｒi×（１−ｔi×ｅｘｐ（−8000／（Ｔi＋273））））    （１）
ｉ＝１〜ｎ
ただし、ｎは仕上圧延段数、Ｒiは仕上圧延ｉ段における未再結晶オーステナイト域での圧下率（％）、Ｔiは仕上圧延ｉ段における仕上圧延温度（℃）、ｔi（ｉ＝１〜ｎ−１））は仕上圧延ｉ段における次スタンドまでのパス間時間（秒）、ｔnは仕上最終スタンドから冷却開始までの時間（秒）、Ｒｚは累積圧下率（％）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建設機械用クレーンのブームは長尺化される傾向にある。そのため、ブーム自体の軽量化と、吊り上げ運搬容量の拡大を図るため、その素材となる鋼板に対しては、より高い降伏強度を有するとともに、曲げ加工性に優れた鋼板に対する要求が高い。さらに、ショベルなどに使われる場合はランニングコスト低減の面から耐摩耗性の向上が望まれている。
【０００３】
特許文献１においては、適量のＴｉを添加し、熱間圧延後に４５０℃以下で巻き取ることでマルテンサイトやベイナイトなどの微細な低温変態生成物を主体とする組織を作り込み、高い強度を得ている。
【０００４】
特許文献２においては、Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を終了し、２秒以内に冷却を開始し、冷却速度を１５０℃／ｓ超とすると共に、３５０℃以下の温度で冷却を停止することによりマルテンサイトを主体とする組織にした曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。
【０００５】
特許文献３においては、再結晶オーステナイト域での累積圧下率６０％以上９０％以下とする仕上圧延を施し、直ちにマルテンサイト生成臨界冷却速度以上の冷却速度でＭｓ点＋５０℃以下の温度に冷却することで、圧延方向断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が３〜１８である組織にした低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平７−１９７１８６号公報
【特許文献２】特開２００３−１０５５４６号公報
【特許文献３】特開２０１１−５２３２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に記載の発明は、耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を提供しているが、特許文献１には、高強度熱延鋼板の曲げ加工性や耐摩耗性の改善に関する検討は見られない。
【０００８】
特許文献２に記載の発明は、曲げ加工性に優れた降伏強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を提供しているが、特許文献２には、高強度熱延鋼板の耐摩耗性の改善に関する検討は見られない。
【０００９】
特許文献３に記載の発明は、低温靭性、遅れ破壊特性、曲げ加工性に優れた降伏強度９６０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を提供しているが、特許文献３には高強度熱延鋼板の耐摩耗性の改善に関する検討は見られない。
【００１０】
以上のように、従来、建機の構造部材用の高強度熱延鋼板に対して要求されている特性を満足する曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法は提案されていない。
【００１１】
本発明は、上記実状に鑑みなされたもので、クレーンのブームやショベルなど、建機の構造部材用に好適な、曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、高強度熱延鋼板の曲げ加工性と耐摩耗性の向上について検討し、次の知見を得た。未再結晶オーステナイト域での仕上圧延の累積圧下率を高くすることでオーステナイトにひずみを蓄積させ、転位密度の高いオーステナイトからのマルテンサイト組織を作り込むことで表面硬さを向上させ、耐摩耗性に優れた鋼板が得られる。しかしながら、累積圧下率を高くするだけでは表面の旧オーステナイト粒界からの割れが起こりやすくなり、表面の局部延性が劣化する。これにより鋼板の曲げ加工性が劣位となる。未再結晶オーステナイト域での仕上圧延の累積圧下率を最適化することにより、表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が適正化され、曲げ加工性と耐摩耗性の両特性に優れた鋼板が得られることを見出した。
【００１３】
上記未再結晶オーステナイト域での仕上圧延の累積圧下率とは、仕上圧延スタンドの各スタンド間でオーステナイトの再結晶が進行しない温度及び時間で圧延を施すと共に、最終スタンドで仕上圧延終了から冷却開始までにオーステナイトの再結晶が進行しない温度及び時間で圧延を施し、各スタンドの圧下率を加えたものである。
【００１４】
尚、各スタンド間でオーステナイトの再結晶が一部進行する場合は、再結晶による加工ひずみの減少を補うために各スタンドの圧下率を増やし、未再結晶オーステナイトとしての累積ひずみと同等の加工ひずみが累積されるように圧延してもよい。
【００１５】
本発明は上記知見に基づきなされたもので、本発明の要旨するところは次の通りである。
（１）質量％で
Ｃ  ：０．０５％以上、０．２０％以下，
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５５％以下，
Ｍｎ：０．１％以上、２．５％以下，
Ｐ  ：０．１％以下，
Ｓ  ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００５％以上、０．１０％以下，
Ｎ  ：０．０１％以下，
Ｎｂ：０．００５％以上，０．１０％以下，
Ｂ：０．０００３％以上，０．００５０％以下，
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、組織の９０％以上がマルテンサイトであり、圧延方向の断面における表層から板厚１／８まで旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３以上、２０以下である組織を有することを特徴とする曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）さらに、質量％で
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１２％以下
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下
Ｎｉ：０．０２％以上，３．０％以下，
Ｍｏ：０．０２％以上，１．０％以下，
Ｃｒ：０．０２％以上，１．０％以下，
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）上記（１）または（２）に記載の化学成分組成の鋼を連続鋳造にてスラブとし、１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、粗圧延後に未再結晶オーステナイト域での累積圧下率Ｒｚを下記（１）式で４０％超、８０％以下とする仕上圧延を施し、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終了し、１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｒｚ＝Σi=1n（Ｒi×（１−ｔi×ｅｘｐ（−8000／（Ｔi＋273））））    （１）
ｉ＝１〜ｎ
ただし、ｎは仕上圧延段数、Ｒiは仕上圧延ｉ段における未再結晶オーステナイト域での圧下率（％）、Ｔiは仕上圧延ｉ段における仕上圧延温度（℃）、ｔi（ｉ＝１〜ｎ−１））は仕上圧延ｉ段における次スタンドまでのパス間時間（秒）、ｔnは仕上最終スタンドから冷却開始までの時間（秒）、Ｒｚは累積圧下率（％）を示す。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明は、請求項１に規定する化学成分組成を有し、組織の９０％以上がマルテンサイトであり、圧延方向の断面における表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３以上、２０以下である組織を形成して、曲げ加工性と耐摩耗性に優れた降伏強度９５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板とするものである。
【００１８】
本発明は、所定の化学成分組成の鋼を連続鋳造にてスラブとし、１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、粗圧延後に未再結晶オーステナイト域での累積圧下率Ｒｚを上記（１）式で４０％超、８０％以下とする仕上圧延を施し、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終了し、１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度域で巻き取ることで、上記本発明の高強度熱延鋼板を製造することができる。
【００１９】
以下に本発明について詳細に説明する。
【００２０】
まず、本発明の成分の限定理由について述べる。
【００２１】
Ｃは本発明の強度を決める重要な元素である。目的の強度を得るためには０．０５％以上含有する必要がある。好ましくは０．１０％以上とする。しかし、０．２０％超含有していると靭性を劣化させるため、上限を０．２０％とする。
【００２２】
Ｓｉは予備脱酸に必要な元素であるとともに、固溶強化元素として強度上昇に有効である。予備脱酸に必要な添加量は０．０１％以上である。しかし、過度に添加すると表面外観が損なわれるため、その上限は０．５５％とする。
【００２３】
Ｍｎは焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効である。目的の強度を得るためには０．１％以上必要である。過度に添加すると靭性の等方性に有害なＭｎＳを生成するため、その上限を２．５％以下とする。
【００２４】
Ｐは低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工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ので、０．１％以下とする。
【００２５】
Ｓは低いほど望ましく、多すぎると機械的特性の等方性に有害なＭｎＳ等の介在物を生成させるため、０．０１％以下とする必要がある。厳しい曲げ加工性が要求される場合には、０．００６％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ａｌは溶綱の脱酸に必要な元素であるので、その効果を得るには０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に添加すると、クラスタ状に析出したアルミナを生成し、靭性を劣化させるため、その上限は０．１０％とする。
【００２７】
Ｎは低いほど望ましく、多すぎると鋼板の成形性を劣化させるため、０．０１％以下とする必要がある。厳しい成形性が要求される場合には０．００６％以下とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎｂは旧オーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、熱延鋼板の結晶粒径を小さくし、強度と曲げ加工性を高めることができる。Ｎｂの含有量が０．００５％以上でその効果が得られる。一方、０．１０％超ではその効果は飽和するため、その上限を０．１０％とする。
【００２９】
Ｂは添加することにより粒界強度を増加させ、靭性を向上させることができる。Ｂの含有量が０．０００３％以上で靭性向上効果が得られる。一方、０．００５０％より多く添加してもその効果は飽和するので、その上限を０．００５０％以下とする。
【００３０】
要求特性を満たすために必須ではないが、製造ばらつきを低減させたり、靭性をより向上させるために下記の量のＴｉ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒの１種以上を添加することが好ましい。
【００３１】
ＴｉはＮｂと同様にオーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、熱延鋼板の結晶粒径を小さくし、強度と曲げ加工性を高めることができるという効果がある。そのため、０．０１％以上添加することが有効であるが、０．１２％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１％以上、０．１２％以下とする。
【００３２】
Ｃａは溶鋼脱酸に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために好適な元素であるとともに、溶鋼の脱硫のために鋼中Ｓを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して曲げ加工性を向上させる元素である。これらの効果は添加量が０．０００５％から得られるが、０．００３０％で飽和するため、Ｃａの含有量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。
【００３３】
Ｎｉは焼入れ性を向上させるために有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上添加することが望ましい。ただし、多量の添加はスラブの割れ感受性が高まり、スラブの取り扱いが困難になるため、上限を３．０％とする。
【００３４】
Ｍｏは焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が望ましい。ただし、多量の添加はスラブの割れ感受性が高まりスラブの取り扱いが困難になるため、その上限を１．０％とする。
【００３５】
Ｃｒは焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。ただし、多量の添加は延性が低下するため上限を１．０％とする。
【００３６】
次に、本発明の鋼板の結晶組織について説明する。
【００３７】
本発明の熱延鋼板は、組織の９０％以上をマルテンサイトとする。より好ましくは９５％以上である。マルテンサイトの分率を高くすることで高強度化を図ることができ、また、鋼板組織を単相に近づけることで良好な曲げ加工性を得ることができるため、マルテンサイトの分率は高い方がよい。
【００３８】
耐摩耗性と表面の硬さは従来から強い相関が認められている。表面の硬さを上げ、耐摩耗性に優れた鋼板とするためにはオーステナイトの転位密度を高めることが重要である。
【００３９】
そのため、仕上圧延において、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を高くすることにより、マルテンサイト変態前のオーステナイト中に高い転位密度を導入する。オーステナイト中の転位密度を高くするほど表面硬さは上がるが、オーステナイトの形状が扁平になっていくため、粒界での割れが発生しやすくなり、曲げ加工性は劣位となる。
【００４０】
そのため、表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が重要となる。平均アスペクト比が３以上のとき、表層で十分なブリネル硬さである３２０以上が得られる。一方で、平均アスペクト比が２０超となると扁平になった旧オーステナイトの粒界から割れが発生しやすくなり、曲げ加工性が劣化するため、２０以下とする必要がある。
【００４１】
次に製造方法について説明する。
【００４２】
上記本発明の化学成分組成を有する連続鋳造スラブ（以下、スラブという）を熱間圧延するに際し、まずスラブを１２００℃以上に加熱する。１２００℃未満でスラブを加熱した場合ではＮｂがスラブ中に十分に溶解せず、Ｎｂによるオーステナイトの再結晶抑制効果が得られず、仕上圧延における未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を確保することが困難となる。
【００４３】
加熱したスラブは粗圧延を行い、さらに仕上圧延を行う。本発明においては加工したオーステナイトを作り込む必要があることから、Ａｒ３点以上で仕上圧延を行う。Ａｒ３点未満で圧延してしまうと仕上圧延中にフェライト変態が開始してしまうため、マルテンサイト組織の分率を９０％以上確保することができなくなる。
【００４４】
本発明では、粗圧延後の仕上圧延においては、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が重要となる。累積圧下率が高いほどオーステナイトに高い転位密度が導入され、マルテンサイトが微細化し、高い強度が得られると共に、表層付近の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を高め、表面硬さの向上効果も得られる。
【００４５】
仕上圧延がｎ段のスタンドを有する場合について説明する。ｉ段目（ｉ＝１〜ｎ）のスタンドにおいて圧下率Ｒi（％）で圧延を行っても、次のスタンドまでの経過時間ｔi中に仕上圧延で導入した転位密度が回復（転位密度が減少）してしまうため、圧下したことによる転位導入の効果が薄れる。本発明においては、Ｎｂを０．００５％以上含有し、スラブを１２００℃以上に加熱することにより、Ｎｂがスラブ中に十分に溶解し、Ｎｂによるオーステナイトの再結晶抑制効果を発揮させている。このような条件において、累積圧下率Ｒｚは下記（１）式のように定めることができる。
Ｒｚ＝Σi=1n（Ｒi×（１−ｔi×ｅｘｐ（−8000／（Ｔi＋273））））    （１）
ｉ＝１〜ｎ
ただし、ｎは仕上圧延段数、Ｒiは仕上圧延ｉ段における未再結晶オーステナイト域での圧下率（％）、Ｔiは仕上圧延ｉ段における仕上圧延温度（℃）、ｔi（ｉ＝１〜ｎ−１））は仕上圧延ｉ段における次スタンドまでのパス間時間（秒）、ｔnは仕上最終スタンドから冷却開始までの時間（秒）、Ｒｚは累積圧下率（％）を示す。上記（１）式については、一般的な転位密度の回復を表す式を基礎とし、本発明の実施例における圧延条件と圧延後の結晶組織観察結果との対比を行い、式の係数の最適化を実施した結果として得られたものである。
【００４６】
未再結晶オーステナイト域の累積圧下率Ｒｚを４０％超にすることで、マルテンサイトが微細化して降伏強度で９５０ＭＰａ以上の高い強度が得られるとともに、表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比で３以上が得られ、耐摩耗性に優れた表面硬さであるブリネル硬さ３２０以上を得ることができる。４０％以下では引張試験の降伏強度で９５０ＭＰａ得られないだけでなく、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３未満となり、表面硬さも不足するため、耐摩耗性が劣化する。
【００４７】
未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が８０％以下では、表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２０以下となり、扁平になった旧オーステナイト粒の粒界から割れが抑制され、曲げ加工性の劣化を抑制する。未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が８０％超の場合、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２０超となるため、曲げ加工性が劣位となる。
【００４８】
本発明では鋼板組織の９０％以上をマルテンサイトとする必要があるため、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終えた後は仕上圧延を終了してから巻き取るまでの平均冷却速度を１５℃／ｓ以上として冷却し、２００℃以下の温度で巻取る。平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では焼入れが不十分となり、９０％以上のマルテンサイト組織を形成することができない。
【００４９】
なお、冷却開始時間については特に規定するものではないが、仕上圧延後に長時間保持しているとオーステナイト中の転位密度は減少していくため、４秒以内に冷却を開始させることが望ましい。
【００５０】
また、２００℃超の温度で巻き取ると、ベイナイトが生成したり、マルテンサイトの自己焼きなましが起こるため、降伏強度が不足する。なお、自己焼きなましマルテンサイトは、請求項１に記載するマルテンサイトに含まれない。
【実施例】
【００５１】
表１に示す成分を含有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造にて厚み２３０ｍｍのスラブとした。その後、スラブを１２００℃〜１２５０℃の温度に加熱し、粗圧延後、連続７段の仕上圧延を行い、４秒以内に冷却後に巻取りを行い、熱延鋼板を製造した。表２には、用いた鋼種記号と熱間圧延条件、鋼板の板厚を示す。
【００５２】
表２において、「累積圧下率」は、前記（１）式によって求めた仕上圧延における未再結晶オーステナイト域での累積圧下率Ｒｚ、「ＦＴ７」は仕上圧延終了温度、「冷却速度」は仕上圧延を終了してから巻き取るまでの平均冷却速度、「巻取温度」は冷却終了後に巻き取った温度である。
【００５３】
このようにして得られた鋼板について光学顕微鏡を用いてマルテンサイト分率、圧延方向の断面における表層から板厚１／８までの旧オーステナイトの平均アスペクト比の測定を行い、引張試験、ブリネル試験、曲げ試験を行った。
【００５４】
鋼板のマルテンサイト分率については、光学顕微鏡を用いて幅５００μｍで鋼板の表層から板厚１／４までを観察してマルテンサイト組織の面積率を求めた。
【００５５】
圧延方向の断面における表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比については、旧オーステナイト粒界を現出する腐食液（エタノール、２％ピクリン酸、１％塩化鉄（ＩＩ））を用いて、鋼板の圧延方向の断面をエッチングした後、幅５００μｍで鋼板の表層から板厚１／８までを観察して観察領域内の全ての旧オーステナイト粒のアスペクト比を求め、これらを平均した値とした。ここで、旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、（アスペクト比）＝（圧延方向の長径）／（板厚方向の短径）である。
【００５６】
鋼板の引張試験については、鋼板の圧延方向と直角方向（幅方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し、降伏強度：ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）、伸び：ＥＬ（％）を評価した。
【００５７】
耐摩耗性を評価するため、表面硬さ試験を実施した。表面硬さ試験は、得られた熱延鋼板からＪＩＳ  Ｚ２２４３の規定に基づき、ブリネル硬さ試験機を用いて、鋼板表面の硬さＨＢ１０／３０００を測定した。なお、測定位置はランダムに選んだ５点とし、５点の平均値を求め、その鋼板の表面硬さとした。
【００５８】
曲げ試験は、得られた熱延鋼板の所定の位置（幅１／４部）からＪＩＳ１号試験片を採取し、１８０度曲げ試験を実施し、割れの発生しない最小半径（ｍｍ）を求め、最小曲げ半径／板厚で示す曲げ加工性の限界比を求めた。曲げ加工性の限界比が４．０以下である場合を曲げ加工性に優れていると評価した。
【００５９】
表２に組織分率と表層から板厚１／８までの旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、材質の評価結果を示す。
【００６０】
表２に示すように、本発明例はいずれも未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が４０％超、８０％以下であり、Ａｒ３点以上で仕上圧延を終了し、１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、２００℃以下の温度域で巻き取られているため、組織の９０％以上がマルテンサイトで、平均アスペクト比が３以上、２０以下を満たし、降伏強度が９５０ＭＰａ以上であり、表面のブリネル硬さが３２０以上であり、曲げ加工性の限界比が４．０以下となっている。
【００６１】
比較例４、２２は冷却速度が１５℃／ｓ未満であるためマルテンサイトの組織分率が９０％未満となっており、降伏強度９５０ＭＰａ以上を満たしていない。また、ブリネル硬さも３２０未満となり、耐摩耗性も劣位である。
【００６２】
比較例９、１６は仕上圧延時の未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が４０％未満となっており、旧オーテナイト粒の平均アスペクト比が３未満となっているため、降伏強度９５０ＭＰａを満たしていない。また、ブリネル硬さも３２０未満となり、耐摩耗性も劣位である。
【００６３】
一方、比較例２５では、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率が８０％超となっているため、旧オーテナイト粒の平均アスペクト比が２０以下を満たしておらず、曲げ加工性の限界比も４．０超となり、劣位となっている。
【００６４】
比較例１２は巻取温度が２００℃超となっているため、マルテンサイト組織分率が９０％未満となっており、降伏強度９５０ＭＰａを満たしていない。また、ブリネル硬さも３２０未満となり、耐摩耗性も劣位である。
【００６５】
比較例２９はＳ量の成分上限を超えており、ＭｎＳ延伸介在物の生成により、熱延条件が発明範囲内であっても曲げ加工性が劣位となっている。
【００６６】
比較例３０はＮｂ量の成分下限値を下回っており、仕上圧延中のオーステナイトにおける再結晶抑制効果が得られず、（１）式により計算した未再結晶オーステナイト域での累積圧下率４０％超を確保したのにも関わらず、旧オーステナイトが粗大化し、降伏強度９５０ＭＰａ以上を満たせず、ブリネル硬さ及び曲げ加工性にも劣位となった。（１）式はあくまでＮｂを０．００５％以上含有し、含有したＮｂをスラブ中に十分に溶解した場合のオーステナイト再結晶抑制効果を発揮したときに成立する式である。比較例３０はこの条件から外れるため、（１）式で計算する累積圧下率を確保するのみでは本発明の効果を発揮することができなかった。
【００６７】
【表１】
2014227583.tif 000002
【００６８】
【表２】
2014227583.tif 000003