(57)【要約】  引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、さらに、優れた伸びフランジ成形性、曲げ成形性と低温靭性とを有する高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。  特定の成分組成と、合計面積率で９０％以上の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量が質量％で０．７０％以下である鋼組織と、を有し、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．５０μｍ以下であり、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下、
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１００％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１０％以上２．００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．０２％以上０．１６％未満、
Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
合計面積率で９０％以上の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量が質量％で０．７０％以下である鋼組織と、を有し、
表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．５０μｍ以下であり、
引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０1％以上２．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下及び
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０６０％以下及び
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１又は２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下及び
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
表面に、めっき層を有する請求項１〜５のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれかに記載された高強度熱延鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
該加熱後の鋼素材を粗圧延し、
該粗圧延後に行う仕上圧延前に、衝突圧が２．５ＭＰａ以上の条件で高圧水デスケーリングし、
該高圧水デスケーリング後の鋼板を、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、仕上圧延終了温度が（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下の条件で仕上圧延し、
該仕上圧延終了後に冷却を開始し、Ｍｓ温度を式（２）で定義したときに冷却停止温度が２００℃以上Ｍｓ温度以下、平均冷却速度が２０℃／s以上、前記仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合には前記仕上圧延終了から冷却開始までの時間が２．０ｓ以内の条件で冷却し、
前記冷却停止温度で、冷却後の鋼板を巻取り、
該巻取後、鋼板を平均冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却停止温度が１００℃以下の条件で冷却する高強度熱延鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ  ・・・式（１）
Ｍｓ（℃）＝５６０−４７０×Ｃ−３３×Ｍｎ−２４×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−２０×Ｍｏ  ・・・式（２）
ここで、式（１）および式（２）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
【請求項８】
さらに、鋼板の表面にめっき処理を施す請求項７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材、トラックフレーム部材、建機用部材として好適な、プレス成形性と低温靭性に優れた引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。そのため、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。そして、使用する材料の一層の高強度化および薄肉化が要求されている。これに伴い、自動車部品の素材として、高強度熱延鋼板が積極的に適用されるようになっている。この高強度熱延鋼板の利用は、自動車の構造部材や骨格部材だけでなく、足回り部材やトラックフレーム部材、建機用部材等に対しても行われている。【０００３】
上述のように、所定の強度を備えた高強度熱延鋼板は、自動車部品の素材として年々需要が高まっている。特に、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として大いに期待されている。【０００４】
しかしながら、鋼板の高強度化にともない、一般的に伸びフランジ成形性、曲げ成形性や低温靭性等の材料特性が劣化する。自動車の足回り部材は、主にプレス成形によって成形され、素材には優れた伸びフランジ成形性および曲げ成形性が要求される。【０００５】
また、自動車用の部材は、プレス成形後に部材として自動車に取り付けた後に、衝突等による衝撃を受けても破壊しにくいようにすることが要求される。特に、寒冷地における耐衝撃性を確保するために、低温靭性も向上させる必要がある。【０００６】
伸びフランジ成形性は鉄連規格ＪＦＳＴ  １００１に準拠した穴広げ試験等により測定される。また曲げ成形性はＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に準拠した曲げ試験等により測定される。また低温靭性はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験等により測定される。【０００７】
以上のように、これらの材料特性を劣化させることなく鋼板を高強度化するため、従来より種々の検討がなされている。【０００８】
例えば、特許文献１には、鋼組織に焼戻しマルテンサイト分率が５％以上であり、残部がフェライト、ベイナイトからなり、残留オーステナイト分率が２％以下、マルテンサイトが１％未満であることを特徴とする伸びと穴拡げ性と２次加工割れ性に優れた高強度熱延鋼板と、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上で圧延を行い、２００℃以下で捲取の後、再度、次式に示す条件にて再加熱を行うことを特徴とする伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法とが開示されている。
１２０００≦（Ｔ＋２７３)×（ｌｏｇ（ｔ／６０）＋１９．８）≦１７０００
Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：処理時間（ｍｉｎ)
また、特許文献２には、質量％にて、Ｃ：０．０１％以上、０．３５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０００３％以上、０．０１％以下からなる成分組成を有し、かつ、相分率で、焼戻しマルテンサイト分率が５％以上、残留オーステナイト分率が２％未満、マルテンサイト分率が１％未満、パーライト分率が５％未満であり、残部がフェライト及びベイナイトからなる鋼組織を有し、上記焼戻しマルテンサイト相の平均粒径が０．５μｍ以上、５μｍ以下の範囲にあることを特徴とする伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。【０００９】
また、特許文献３には、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が開示されている。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、曲げ成形性に優れた鋼板が製造できることが開示されている。【００１０】
また、特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．１６％未満、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％を含み、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂを含有する組成の鋼素材を、１１００〜１２５０℃の温度に加熱し、ＲＤＴ：９００〜１１００℃とする粗圧延と、ＦＥＴ：９００〜１１００℃、ＦＤＴ：８００〜９００℃、９３０℃未満の温度域の累積圧下率を２０〜９０％とする仕上圧延とを施し、仕上圧延終了後、１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、３００℃以下の温度で巻き取る。これにより、９０面積％以上のマルテンサイト相および／または焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧γ粒の平均粒径が、Ｌ断面で２０μｍ以下、アスペクト比が１８以下で、ＹＳ：９６０ＭＰａ以上の曲げ成形性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板を得られることが開示されている。【００１１】
また、特許文献５には、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：２．５０％以下（０は含まない）、Ｍｎ：４．００％以下（０は含まない）、Ｐ：０．１０％以下（０は含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０は含まない）、Ａｌ：０．００１〜２．００％、Ｎ：０．０１％以下（０は含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０は含まない）、Ｔｉ及びＮｂの１種又は２種：合計で０．０１〜０．３０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの一方又は両方を体積分率で合計９０％以上含有し、ビッカース硬度分布の標準偏差σが１５以下であることを特徴とする伸びフランジ成形性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が開示されている。【００１２】
また、特許文献６には、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：２．５０％以下（０は含まない）、Ｍｎ：１．０〜４．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下（０は含まない）、Ｏ：０．０１％以下（０は含まない）、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．１％、及び、Ｂ：０〜０．０１％を含有し、ＴｉとＮｂのいずれか一方あるいは両方を合計で０．０１〜０．３０％含有し、残部は鉄及び不純物である組成と、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの体積分率が合計で９０％以上である組織を有し、表面から１／４の範囲の部分の平均有効結晶粒径が１０μｍ以下であり、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が６μｍ以下であり、前記焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物が１×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、前記焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの有効結晶粒の平均アスペクト比が２以下であることを特徴とする熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００５−１４６３７９号公報
【特許文献２】特開２０１３−１８１２０８号公報
【特許文献３】特開２０１４−２２７５８３号公報
【特許文献４】特開２０１６−２１１０７３号公報
【特許文献５】特開２０１５−１９６８９１号公報
【特許文献６】特許第６０４８５８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
しかしながら、特許文献１、２に記載の技術では、優れた伸びフランジ成形性を得るために、熱延鋼板を再加熱するプロセスが必要であり、また、１１８０ＭＰａ以上の高強度が得られないという問題があった。【００１５】
特許文献３に記載の技術では、１１８０ＭＰａ以上の高強度で曲げ成形性について言及しているが、伸びフランジ成形性と低温靭性については何ら言及されておらず、寒冷地で使用された場合、脆性破壊を生じることが懸念される。【００１６】
特許文献４に記載の技術では、１１８０ＭＰａ以上の高強度で曲げ成形性と低温靭性について言及しているが、伸びフランジ成形性については何ら言及されておらず、自動車足回り部材のような高い伸びフランジ成形性が要求される部材に適用した際に成形不良を生じることが懸念される。【００１７】
特許文献５に記載の技術では、伸びフランジ成形性と低温靭性について言及しているが、曲げ成形性については何ら言及されておらず、トラックフレーム部材や建機部材等の高い曲げ成形性が要求される部材に適用した場合、成形不良を生じることが懸念され、また、１１８０ＭＰａ以上の高強度が得られないという問題があった。【００１８】
特許文献６に記載の技術では、低温靭性について言及しているが、伸びフランジ成形性と曲げ成形性については何ら言及されておらず、自動車足回り部材のような高い伸びフランジ成形性が要求される部材や、トラックフレーム部材や建機部材等の高い曲げ成形性が要求される部材に適用した場合、成形不良を生じることが懸念される。【００１９】
以上のように、従来技術では、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、さらに優れた伸びフランジ成形性と曲げ成形性、低温靭性を有する熱延鋼板の技術は確立されていない。【００２０】
そこで、本発明では、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、さらに、優れた伸びフランジ成形性、曲げ成形性と低温靭性とを有する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。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明者らは、上記課題を解決するために、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、熱延鋼板の伸びフランジ成形性、曲げ性、低温靱性を向上させるべく鋭意研究した。その結果、鋼組織を下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、該鋼組織の面積平均粒径（平均粒径）を制御することで１１８０ＭＰａ以上の高強度と優れた低温靭性が得られ、かつ、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を制御することで優れた伸びフランジ成形性が得られ、熱延鋼板の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を制御することで高い曲げ性が得られることを知見した。【００２２】
なお、ここでいう下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相とは、ラス状フェライトのラス内および／またはラス間にＦｅ系炭化物を有する組織を意味する。下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトはラス内のＦｅ系炭化物の方位や結晶構造をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能であるが、本発明では実質同じ特性を有しているため区別しない。ラス状フェライトは、パーライト相中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）やＴＥＭを用いて区別可能である。上部ベイナイト相は、ラス状フェライトのラス間に残留オーステナイト相を有する組織を意味する。パーライト相はラメラ状のフェライトとＦｅ系炭化物とを有する組織を意味する。ラメラ状フェライトはラス状フェライトと比較して転位密度が低いため、パーライト相と、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相や上部ベイナイト相とは、ＳＥＭやＴＥＭ等で容易に区別できる。フレッシュマルテンサイト相と島状マルテンサイト相（マルテンサイト-残留オーステナイト混合相）と塊状残留オーステナイト相は、焼き戻しマルテンサイト相と比較してＦｅ系炭化物を有さない組織であり、焼き戻しマルテンサイト相とはＳＥＭを用いて区別可能である。フレッシュマルテンサイト相と島状マルテンサイト相（マルテンサイト-残留オーステナイト混合相）と塊状残留オーステナイト相は、ＳＥＭでは同様の塊状の形状とコントラストを有するため、電子線後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いて区別ができる。なお、上部ベイナイト相中の残留オーステナイト相はラス状の形状を有しており塊状残留オーステナイト相とは形状が異なるため、両者の残留オーステナイト相は容易に区別ができる。また、ポリゴナルフェライト相は上部ベイナイト相よりも高温で生成し、塊状のため、ラス状フェライトとＳＥＭやＴＥＭ等で容易に区別ができる。【００２３】
以上の知見を踏まえ、本発明者らは更なる研究を行い、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上という高強度を維持した状態で、伸びフランジ成形性、曲げ成形性と低温靭性を向上させるために必要な成分組成、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の面積率と平均粒径、Ｆｅ系析出物のＦｅ量、および熱延鋼板の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）について検討した。【００２４】
そして、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１００％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２％以上０．１６％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、さらに、鋼組織が、面積率で９０％以上の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を質量％で０．７０％以下とし、かつ、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５０μｍ以下とすることが肝要であることを見出した。【００２５】
本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。【００２６】
［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１００％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２％以上０．１６％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、合計面積率で９０％以上の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量が質量％で０．７０％以下である鋼組織と、を有し、表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．５０μｍ以下であり、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。【００２７】
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０1％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下及びＮｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度熱延鋼板。【００２８】
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１％以上０．０６０％以下及びＶ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］又は［２］に記載の高強度熱延鋼板。【００２９】
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。【００３０】
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下及びＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。【００３１】
［６］表面に、めっき層を有する［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。【００３２】
［７］［１］〜［５］のいずれかに記載された高強度熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、該加熱後の鋼素材を粗圧延し、該粗圧延後に行う仕上圧延前に、衝突圧が２．５ＭＰａ以上の条件で高圧水デスケーリングし、該高圧水デスケーリング後の鋼板を、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、仕上圧延終了温度が（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下の条件で仕上圧延し、該仕上圧延終了後に冷却を開始し、Ｍｓ温度を式（２）で定義したときに冷却停止温度が２００℃以上Ｍｓ温度以下、平均冷却速度が２０℃／s以上、前記仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合には前記仕上圧延終了から冷却開始までの時間が２．０ｓ以内の条件で冷却し、前記冷却停止温度で、冷却後の鋼板を巻取り、該巻取後、鋼板を平均冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却停止温度が１００℃以下の条件で冷却する高強度熱延鋼板の製造方法。
ＲＣ（℃）＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ  ・・・式（１）
Ｍｓ（℃）＝５６０−４７０×Ｃ−３３×Ｍｎ−２４×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−２０×Ｍｏ  ・・・式（２）
ここで、式（１）および式（２）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。【００３３】
［８］さらに、鋼板の表面にめっき処理を施す［７］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、かつ伸びフランジ成形性、曲げ成形性および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。【００３５】
また、本発明の製造方法によれば、上記本発明の高強度熱延鋼板を安定して製造することができる。【００３６】
そして、本発明の高強度熱延鋼板を、自動車の足回り部材、構造部材、骨格部材、トラックフレーム部材、建機部材等に適用した場合、自動車の安全性を確保しつつ自動車車体の重量を軽減するため、環境負荷の低減に寄与でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００３８】
本発明の高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）、S：０．０１００％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２％以上０．１６％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
【００３９】
まず、本発明の高強度熱延鋼板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％を意味するものとする。
【００４０】
Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下
Ｃは、鋼の強度を向上させ、焼入れ性を向上させることによって下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進する元素である。本発明では、１１８０ＭＰａ以上の高強度とするためＣ含有量を０．０７％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、Ｆｅ系炭化物の生成が増加し、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を質量％で０．７０％以下に制御できなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０７％以上０．２０％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０８％以上０．１９％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０８％以上０．１７％以下である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０９％以上０．１５％未満である。
【００４１】
Ｓｉ：０．１０％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化に寄与する元素であり、鋼の強度向上に寄与する元素である。また、ＳｉはＦｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を制御し、曲げ成形性を向上させるために必要な元素の１つである。このような効果を得るためにはＳｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉは、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する元素である。Ｓｉ含有量が２．０％を超えるとサブスケールが厚くなり過ぎてしまい、デスケーリング後の鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が過大となり、熱延鋼板の曲げ成形性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２０％以上１．８％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．４０％以上１．７％以下である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．５０％以上１．５％以下である。
【００４２】
Ｍｎ：０．８％以上３．０％以下
Ｍｎは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によって下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進させる。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．８％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、フレッシュマルテンサイト相が増加し、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．８％以上３．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以上２．８％以下である。より好ましくは、Ｍｎ含有量は１．２％以上２．６％以下である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は１．４％以上２．４％以下である。
【００４３】
Ｐ：０．１００％以下（０％を含む）
Ｐは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。しかし、Ｐは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することで、熱間圧延時の割れを発生させる元素でもある。また、割れの発生が回避できても、粒界に偏析して低温靭性を低下させるとともに、加工性を低下させる。このため、Ｐ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．１００％までのＰの含有は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０５０％以下であり、より好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。
【００４４】
Ｓ：０．０１００％以下（０％を含む）
Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の低温靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量を極力低くすることが好ましいが、０．０１００％までのＳの含有は許容できる。したがって、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。低温靭性の観点からは、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００３０％以下である。
【００４５】
Ａｌ：０．０１０％以上２．００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌが０．０１０％未満ではその効果が必ずしも十分ではないため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、炭化物の形成を抑制する効果があり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を制御し、伸びフランジ成形性を向上させるために必要な元素の１つである。一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の靭性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量を０．０１０％以上２．００％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１５％以上１．８０％以下である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２０％以上１．５０％以下である。
【００４６】
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になり易く、熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００８％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００６％以下である。
【００４７】
Ｔｉ：０．０２％以上０．１６％未満
Ｔｉは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。Ｔｉは、オーステナイト相高温域（オーステナイト相での高温の域とオーステナイト相よりも高温の域（鋳造の段階））で窒化物を形成する。これにより、ＢＮの析出が抑制され、Ｂが固溶状態になることで下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成に必要な焼入れ性を得ることができ、強度向上に寄与する。また、Ｔｉは熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、これにより下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の粒径微細化に寄与し、低温靭性を向上させる。これらの効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０．０２％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．１６％以上になると、島状マルテンサイトの生成を促進し、伸びフランジ成形性と低温靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２％以上０．１６％未満とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２％以上０．１５％以下である。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０３％以上０．１４％以下である。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０４％以上０．１３％以下である。
【００４８】
Ｂ：０．０００３％以上０．０１００％以下
Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進し、鋼板の強度向上と伸びフランジ成形性向上に寄与する元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量を０．０００３％以上０．０１００％以下の範囲に限定する。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００６％以上０．００５０％以下であり、より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００７％以上０．００３０％以下の範囲である。
【００４９】
以上の必須含有元素で、本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、本発明の高強度熱延鋼板は、例えば高強度化や伸びフランジ成形性や曲げ成形性、低温靭性をさらに向上させることを目的として、必要に応じて下記の任意元素を含有することができる。
【００５０】
Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、焼入れ性向上によって下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進させる元素である。また、ＣｒはＦｅ系炭化物の形成を抑制する効果があり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を制御し、伸びフランジ成形性を向上させるために必要な元素の１つである。これらの効果を発現させるためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃｒは、Ｓｉと同様に、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する元素である。そのため、Ｃｒ含有量が２．０％を超えるとサブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後の鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が過大となり、熱延鋼板の曲げ成形性が劣化する。したがって、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量を０．０１％以上２．０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０５％以上１．８％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上１．５％以下である。また、さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１５％以上１．０％以下である。
【００５１】
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｍｏは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によって下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、フレッシュマルテンサイト相が増加し、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。したがって、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上０．４０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．１０％以上０．３０％以下である。
【００５２】
Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｃｕは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Ｃｕは、焼入れ性の向上を通じて下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましいが、その含有量が０．５０％を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招き、熱延鋼板の曲げ成形性を劣化させる。したがって、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０５％以上０．３０％以下である。
【００５３】
Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｎｉは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Ｎｉは、焼入れ性の向上を通じて下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。但し、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、フレッシュマルテンサイト相が増加して、熱延鋼板の低温靭性を劣化させる。したがって、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５％以上０．３０％以下である。
【００５４】
Ｎｂ：０．００１％以上０．０６０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｎｂ：０．００１％以上０．０６０％以下
Ｎｂは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｂは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の粒径微細化に寄与し、低温靭性を向上させる。これらの効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると、島状マルテンサイトの生成を促進し、伸びフランジ成形性と低温靭性が劣化する。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．００１％以上０．０６０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上０．０５０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上０．０４０％以下である。
【００５５】
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｖは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｖは、Ｔｉと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能とし、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の粒径微細化に寄与し、低温靭性を向上させる。これらの効果を発現させるためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成を促進し、伸びフランジ成形性と低温靭性が劣化する。したがって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上０．４０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．１０％以上０．３０％以下である。
【００５６】
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下
Ｓｂは、スラブ加熱段階でスラブ表面の窒化を抑制する効果を有し、スラブ表層部のＢＮの析出が抑制される。また、固溶Ｂが存在することにより、熱延鋼板表層部においてもベイナイトの生成に必要な焼入れ性を得ることができ、熱延鋼板の強度を向上させる。このような効果の発現のためには、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｓｂ含有量が０．０５００％を超えると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上０．０５００％以下とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０００８％以上０．０３５０％以下であり、さらに好ましくは、Ｓｂ含有量は０．００１０％以上０．０２００％以下である。
【００５７】
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｃａは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の低温靭性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、熱延鋼板の表面欠陥を引き起こす場合があり、熱延鋼板の曲げ成形性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１０％以上０．００５０％以下である。
【００５８】
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の低温靭性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、逆に鋼の清浄度を劣化させ、低温靭性を劣化する。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上０．００５０％以下である。
【００５９】
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０１００％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の低温靭性の向上に有効である。これらの効果を発現させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。但し、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、逆に鋼の清浄度を劣化させ、低温靭性を劣化する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上０．００５０％以下である。
【００６０】
本発明において、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ等が挙げられ、これらの含有量は、合計で０．２％以下であれば許容できる。また、上記任意元素を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
【００６１】
次に、本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）の限定理由について説明する。
【００６２】
本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織は、面積率で９０％以上の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１０．０μｍ以下であり、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を質量％で０．７０％以下とし、かつ、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．５０μｍ以下であることを特徴とする。なお、残部は、フレッシュマルテンサイト相、島状マルテンサイト相、塊状残留オーステナイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、ポリゴナルフェライト相、疑似パーライト、アシキュラーフェライトであるが、これらの相の面積率が合計で０〜１０％以下であれば本発明の効果は得られる。
【００６３】
本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織は以下の通りである。
【００６４】
主相：下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相が、合計面積率で９０％以上、かつ、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径が１０．０μｍ以下
Ｆｅ系析出物中のＦｅ量：Ｆｅ系析出物中のＦｅ量が、質量％で０．７０％以下
残部：フレッシュマルテンサイト相、島状マルテンサイト相、塊状残留オーステナイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、ポリゴナルフェライト相、疑似パーライト、アシキュラーフェライトの残部が、各面積率の合計で、０％以上１０％以下
本発明の高強度熱延鋼板は、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とする。下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相とは、ラス状フェライトのラス内および／またはラス間にＦｅ系炭化物を有する組織を意味する。下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトはラス内のＦｅ系炭化物の方位や結晶構造をＴＥＭを用いて区別可能であるが、本発明では実質同じ特性を有しているため区別しない。ラス状フェライトは、パーライト相中のラメラ状フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はＳＥＭやＴＥＭを用いて区別可能である。引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上の強度を実現し、伸びフランジ成形性と低温靭性を高めるためには、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相を主相とする必要がある。下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の合計面積率が９０％以上で、かつ、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径が１０．０μｍ以下であれば、１１８０ＭＰａ以上の引張強さＴＳと優れた伸びフランジ成形性と低温靭性とを兼備することができる。したがって、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の合計面積率を９０％以上とする。下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の合計面積率は、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％超である。上限は特に限定されず１００％でもよい。また、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径は、好ましくは９．０μｍ以下、より好ましくは８．０μｍ以下である。さらに好ましくは７．０μｍ以下である。また、上記平均粒径は小さいほど好ましいが、本発明では３．０μｍ以上になることが多い。
【００６５】
上記の通り、下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトを区別する必要は無く、一方のみしか含まなくても本発明の効果は得られる。また、下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトのいずれかが極端に多い必要もないため、下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの面積率比（下部ベイナイト／焼き戻しマルテンサイト）は１／５〜５／１でもよい。
【００６６】
また、本発明では、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を質量％で０．７０％以下とする。Ｆｅ系析出物のＦｅ量が質量％で０．７０％を超えて多量に析出すると、伸びフランジ成形時にＦｅ系析出物を起点としたボイドが連結しやすくなり、局部延性が低下し、伸びフランジ成形性が低下する。このため、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量を質量％で０．７０％以下に限定した。なお、好ましくは、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量は質量％で０．６０％以下である。より好ましくは、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量は質量％で０．５０％以下である。さらに好ましくは、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量は質量％で０．３０％以下である。なお、Ｆｅ系析出物としては、セメンタイト（θ炭化物）の他に、η炭化物、ε炭化物が挙げられる。
【００６７】
なお、主相である下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相以外の組織は、フレッシュマルテンサイト相、島状マルテンサイト相、塊状残留オーステナイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、ポリゴナルフェライト相（ただし、各相を有さない場合も含む）である。また、疑似パーライト、アシキュラーフェライトが含まれる場合もある。
【００６８】
フレッシュマルテンサイト相は焼き戻しマルテンサイト相と比較してＦｅ系炭化物を有さない組織であり、両者はＳＥＭやＴＥＭを用いて区別可能である。フレッシュマルテンサイト相は下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相と比較して低温靭性が劣る。
【００６９】
島状マルテンサイト（マルテンサイト−残留オーステナイト混合相）は冷却停止温度（巻取り温度）が高温となると生成しやすく、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相、上部ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相などの相に囲まれて存在する。島状マルテンサイト相は下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相、上部ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相と比べてＳＥＭ像のコントラストが明るいため、ＳＥＭを用いて区別可能である。島状マルテンサイトはフレッシュマルテンサイト相と同様に、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相と比較して低温靭性が劣る。さらに、島状マルテンサイトは周囲の相からＣが分配されてＣ濃化が高く、強度が高い。一般的に、鋼板内に低強度相と高強度相が存在すると穴広げ試験の際に低強度相と高強度相との界面にボイドが発生する。発生したボイド同士が連結することで、穴広げ試験の早期において板厚を貫通する割れに至るため、伸びフランジ成形性が低下する。したがって、高強度相である島状マルテンサイト相の面積率が高くなると伸びフランジ成形性が劣化する。
【００７０】
塊状残留オーステナイト相は島状マルテンサイト相と同様に周囲の相からＣが分配されて高Ｃ濃度で生成する。伸びフランジ成形時にＣ濃度が高く、高強度なフレッシュマルテンサイトに変態するため、塊状残留オーステナイト相の面積率が高くなると伸びフランジ成形性が劣化する。
【００７１】
上部ベイナイト相とは、ラス状フェライトのラス間に残留オーステナイト相を有する組織を意味する。上部ベイナイト相は下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相と比較して高温で生成するため、強度が低い。したがって上部ベイナイト相の面積率が高くなると１１８０ＭＰａ以上の高強度を得られない。
【００７２】
パーライト相はラメラ状のフェライトとＦｅ系炭化物とを有する組織を意味する。ラメラ状フェライトはラス状フェライトと比較して転位密度が低いため、パーライト相と下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相や上部ベイナイト相とはＳＥＭやＴＥＭ等で容易に区別できる。パーライト相は下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相と比較して低温靭性が劣る。
【００７３】
ポリゴナルフェライト相は上部ベイナイト相よりも高温で生成し、塊状のため、ラス状フェライトとＳＥＭやＴＥＭ等で容易に区別ができる。ポリゴナルフェライト相は強度が低いため、ポリゴナルフェライト相の面積率が高くなると１１８０ＭＰａ以上の高強度を得られない。
【００７４】
鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．５０μｍ以下
鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が大きいと、曲げ成形の際に、曲げ頂点部で局所的な応力集中が生じ、割れが生じてしまうことがある。したがって、高強度熱延鋼板で良好な曲げ成形性を確保するためには、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を２．５０μｍ以下とする。鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が小さいほど曲げ成形性は向上するため、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は好ましくは２．２０μｍ以下である。より好ましくは、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は２．００μｍ以下である。さらに好ましくは、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は１．８０μｍ以下である。
【００７５】
鋼板の表面処理（好適条件）
上記した組織等を有する鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えた表面処理鋼板としてもよい。めっき層としては、例えば電気亜鉛めっき層等があげられる。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。
【００７６】
なお、上述の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、島状マルテンサイト相、塊状残留オーステナイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、ポリゴナルフェライト相、疑似パーライト、アシキュラーフェライトの各面積率、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
【００７７】
次いで、本発明の高強度熱延鋼板の特性について説明する。
【００７８】
本発明の高強度熱延鋼板は、高強度である。具体的には、実施例に記載の方法で測定した引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である。なお、本発明において、引張強さは１５００ＭＰａ以下になることが多い。
【００７９】
本発明の高強度熱延鋼板は、優れた伸びフランジ成形性を有する。具体的には、実施例に記載の方法で測定した穴広げ率λが５０％以上である。なお、本発明において、穴広げ率λは９０％以下になることが多い。
【００８０】
本発明の高強度熱延鋼板は、優れた曲げ成形性を有する。具体的には、実施例に記載の方法で測定したＲ／ｔが３．０以下である。なお、本発明において、Ｒ／ｔは０．５以上になることが多い。
【００８１】
本発明の高強度熱延鋼板は、優れた低温靱性を有する。具体的には、実施例に記載の方法で測定したｖＴｒｓが−４０℃以下である。なお、本発明においてｖＴｒｓは−１００℃以上になることが多い。
【００８２】
次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。
【００８３】
本発明に係る製造方法では、上記した成分組成の鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、該加熱後の鋼素材を粗圧延し、該粗圧延後に行う仕上圧延前に、衝突圧が２．５ＭＰａ以上の条件で高圧水デスケーリングし、該高圧水デスケーリング後の鋼板を、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、仕上圧延終了温度が（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下の条件で仕上圧延し、該仕上圧延終了後に冷却を開始し、Ｍｓ温度を式（２）で定義したときに冷却停止温度が２００℃以上Ｍｓ温度以下、平均冷却速度が２０℃／s以上、仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合には仕上圧延終了から冷却開始までの時間が２．０ｓ以内の条件で冷却し、上記冷却停止温度で、冷却後の鋼板を巻取り、該巻取後、鋼板を平均冷却速度が２０℃／ｓ未満、冷却停止温度が１００℃以下の条件で冷却する。本発明に係る製造方法において、さらに、めっき処理を施してもよい。なお、式（１）及び式（２）は後述する通りである。
【００８４】
以下、詳細に説明する。
【００８５】
本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊圧延方法など、公知鋳造方法を用いてもよい。また、原料としてスクラップを使用しても構わない。
【００８６】
鋳造後スラブ：鋳造後のスラブを直送圧延、または、温片や冷片となったスラブ（鋼素材）を１１５０℃以上に加熱
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、熱延鋼板の諸特性（例えば、強度、低温靭性など）の劣化を招く。そのため、熱間圧延前の鋼素材を鋳造後高温のままで直接熱間圧延（直送圧延）する、または、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶する。スラブを加熱する場合、粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１１５０℃以上とする必要がある。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。そのため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。鋼素材の加熱温度は、より好ましくは１１８０℃以上１３００℃以下であり、さらに好ましくは１２００℃以上１２８０℃以下である。
【００８７】
なお、鋼素材は、１１５０℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が１００００ｓを超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、熱延鋼板の表面粗さが劣化して、曲げ成形性が劣化する傾向にある。したがって、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、１００００ｓ以下とすることが好ましい。より好ましくは、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、８０００ｓ以下である。保持時間の下限は特に定めないが、スラブ加熱の均一性の観点から、１１５０℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は１８００ｓ以上が好ましい。
【００８８】
熱間圧延：粗圧延後、仕上圧延前に、衝突圧を２．５ＭＰａ以上とする高圧水デスケーリングを行い、仕上圧延における、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下とする。
ＲＣ（℃）＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ  ・・・式（１）
ここで、式（１）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
【００８９】
本発明では、鋼素材の加熱に続き、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を行う。粗圧延では、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する必要はない。粗圧延後、仕上圧延前に、仕上圧延機の入り側で高圧水を使用したデスケーリングを行う。
【００９０】
高圧水デスケーリングの衝突圧：２．５ＭＰａ以上
仕上圧延前までに発生した１次スケールを除去するため、高圧水噴射によるデスケーリング処理を実施する。高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を２．５０μｍ以下に制御するためには、高圧水デスケーリングの衝突圧を２．５ＭＰａ以上とする必要がある。上限は特に規定しないが、好ましくは衝突圧１５．０ＭＰａ以下である。なお、仕上圧延のスタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行っても構わない。また、必要に応じてスタンド間で鋼板を冷却しても良い。
【００９１】
なお、上記において、衝突圧とは、高圧水が鋼材表面に衝突する単位面積あたりの力である。
【００９２】
仕上圧延終了温度：（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下
仕上圧延終了温度が（ＲＣ−２００℃）未満の場合、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われることがあるため、所望の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の面積率が十分に得られず、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上と優れた伸びフランジ成形性を確保できなくなる。また、仕上圧延終了温度が（ＲＣ＋５０℃）超えであると、オーステナイト粒の粒成長が顕著に生じてしまい、オーステナイト粒が粗大化し、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径が大きくなり、本発明の目的とする優れた低温靭性を確保することができなくなる。したがって、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−２００℃）以上（ＲＣ＋５０℃）以下とする。好ましくは（ＲＣ−１５０℃）以上（ＲＣ＋３０℃）以下とする。より好ましくは（ＲＣ−１００℃）以上ＲＣ以下である。なお、ここでの仕上圧延終了温度は、鋼板の表面温度を表すものとする。
【００９３】
冷却開始時間：仕上圧延終了後２．０ｓ以内（仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合）
仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合には、仕上圧延が終了した後、２．０ｓ以内に強制冷却（単に冷却という場合がある）を開始し、冷却停止温度（巻取り温度）で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合に仕上圧延終了から強制冷却を開始するまでの時間が、２．０ｓを超えて長くなると、オーステナイト粒の粒成長が生じてしまい、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径が大きくなり、本発明の目的とする良好な低温靭性が得られない。したがって、仕上圧延終了温度がＲＣ以上の場合には、強制冷却開始時間を仕上圧延終了後２．０ｓ以内とする。なお、仕上圧延終了温度がＲＣ温度未満の場合、強制冷却開始時間の上限は、特に定めなくても良い。ただし、オーステナイト粒に導入したひずみが回復してしまうため、低温靭性の観点から、強制冷却開始時間は２．０ｓ以内が好ましい。仕上圧延終了温度に関係なく、より好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．５ｓ以内である。さらに好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．０ｓ以内である。
【００９４】
仕上圧延終了温度から冷却停止温度（巻取り温度）までの平均冷却速度：２０℃／s以上
強制冷却において、仕上圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が、２０℃／ｓ未満であると、下部ベイナイト変態またはマルテンサイト変態の前にフェライト変態や上部ベイナイト変態が起こり、所望の面積率の下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相が得られない。したがって、平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以上であり、より好ましくは３０℃／ｓ以上である。なお、ここでの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の管理が困難となり、所望のミクロ組織を得ることが困難となることがある。このため、平均冷却速度を５００℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度をもとに規定される。
【００９５】
冷却停止温度（巻取り温度）：２００℃以上Ｍｓ温度以下
冷却停止温度（巻取り温度）が、２００℃未満となるとフレッシュマルテンサイト相が生成し、所望の優れた低温靭性が得られない。したがって冷却停止温度（巻取り温度）を２００℃以上とする。冷却停止温度（巻取り温度）が、Ｍｓ温度を式（２）で定義したとき、Ｍｓ温度を超えると塊状残留オーステナイト相、島状マルテンサイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、フェライト相のうち１相または２相以上が生成し、所望の１１８０ＭＰａ以上の高強度や優れた伸びフランジ成形性や優れた低温靭性が得られない。したがって、冷却停止温度（巻取り温度）は、２００℃以上Ｍｓ温度以下とする。冷却停止温度は、好ましくは、２５０℃以上（Ｍｓ−１０℃）以下である。より好ましくは、３００℃以上（Ｍｓ−２０℃）以下である。
Ｍｓ（℃）＝５６０−４７０×Ｃ−３３×Ｍｎ−２４×Ｃｒ−１７×Ｎｉ−２０×Ｍｏ  ・・・式（２）
ここで、式（２）における各元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）である。含まない元素の場合は、式中の元素記号を０として計算する。
【００９６】
巻取り後、熱延鋼板を冷却停止温度１００℃以下、平均冷却速度２０℃／ｓ未満で冷却
巻取後の熱延鋼板の平均冷却速度は、マルテンサイト相の焼き戻し挙動に影響を及ぼす。巻取後の熱延鋼板を１００℃まで冷却する際の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるとマルテンサイト相の焼き戻しが不十分となり、フレッシュマルテンサイト相が増大して所望の優れた低温靭性を得ることができない。したがって巻取り後の鋼板の平均冷却速度を２０℃／ｓ未満とする。好ましくは、巻取り後の鋼板の平均冷却速度は２℃／ｓ以下である。より好ましくは、巻取り後の鋼板の平均冷却速度は０．０２℃／ｓ以下である。上記平均冷却速度の下限は特に限定されないが、０．０００１℃／ｓ以上が好ましい。また、この冷却において、冷却停止温度は１００℃未満でもよく、通常、１０〜３０℃程度の室温まで冷却する。
【００９７】
以上の工程により、本発明の高強度熱延鋼板が製造される。
【００９８】
なお、本発明においては、連続鋳造時の鋼の成分偏析低減のために、電磁撹拌（ＥＭＳ）、軽圧下鋳造（ＩＢＳＲ）等の偏析低減処理を適用することができる。電磁撹拌処理を行うことにより、板厚中心部に等軸晶を形成させ、偏析を低減させることができる。また、軽圧下鋳造を施した場合は、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止することにより、板厚中心部の偏析を低減させることができる。これらの偏析低減処理の少なくとも１つの適用により、後述するプレス成形性、低温靭性をより優れたレベルにすることができる。
【００９９】
巻取り後は、常法にしたがい、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。また、酸洗処理後あるいは調質圧延後に、さらに、常用の亜鉛めっきラインを利用して、めっき処理や化成処理を施してもよい。例えば、めっき処理として、鋼板を電気亜鉛めっきラインに通過させて、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する処理を施してもよい。
【実施例】
【０１００】
表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼スラブ（鋼素材）を製造した。次いで、これらの鋼素材を、表２−１および表２−２に示す製造条件で加熱し、粗圧延を施し、表２−１および表２−２に示す条件で鋼板表面のデスケーリングを施し、表２−１および表２−２に示す条件で仕上圧延を施した。仕上圧延終了後、表２−１および表２−２に示す条件の冷却開始時間（仕上圧延終了後から冷却（強制冷却）を開始するまでの時間）、平均冷却速度（仕上圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度）、および冷却停止温度で鋼板を冷却して巻取り、表２−１および表２−２に示す平均冷却速度で１００℃以下まで巻取り後の鋼板を冷却し、表２−１および表２−２に示す板厚の熱延鋼板とした。このようにして得られた熱延鋼板をスキンパス圧延し、その後酸洗（塩酸濃度：質量％で１０％、温度８５℃）を行い、一部については電気亜鉛めっき処理を施した。【０１０１】
以上により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、熱延鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）の測定、組織観察、Ｆｅ系析出物中のＦｅ量の測定、引張試験、穴広げ試験、曲げ試験、およびシャルピー衝撃試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は以下の通りである。なお、めっき鋼板の場合は、めっき後の鋼板で試験および評価を行った。【０１０２】
（ｉ）熱延鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）の測定
得られた熱延鋼板から鋼板表面の算術平均粗さ測定用試験片（大きさ：ｔ（板厚：ｍｍ）×１００ｍｍ（幅）×１００ｍｍ（長さ））を採取し、ＪＩＳ  Ｂ０６０１に準拠して、算術平均粗さ（Ｒａ）の測定を行った。また、算術平均粗さ（Ｒａ）の測定は、圧延方向と直角方向でそれぞれ５ｍｍピッチで２５回行い、その平均値を算出して評価した。なお、めっき板については、めっき後の鋼板のＲａを、熱延鋼板については酸洗してスケールを除去した後の鋼板のＲａを求めた。【０１０３】
（ｉｉ）組織観察
各組織の面積率、下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径
得られた熱延鋼板からＳＥＭ用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（３質量％ナイタール溶液）で組織を現出させた。板厚１／４位置にてＳＥＭを用い、５０００倍の倍率で１０視野を撮影して画像処理により各相（下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相、上部ベイナイト相、パーライト相、ポリゴナルフェライト相）の面積率（％）を定量化した。フレッシュマルテンサイト相、島状マルテンサイト相、塊状残留オーステナイト相はＳＥＭでは区別が困難なため、ＥＢＳＤ法を用いて、区別できなかった各結晶粒を測定した。ＥＢＳＤ法による測定の結果、結晶粒内に残留オーステナイトが同定されないものをフレッシュマルテンサイト相、結晶粒内に面積率で８０％未満のオーステナイト相が同定されたものを島状マルテンサイト相、結晶粒内に面積率で８０％以上のオーステナイト相が同定されたものを塊状残留オーステナイト相と区別した。【０１０４】
下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径の測定のため、得られた熱延鋼板から、ＳＥＭを使用したＥＢＳＤ法による下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の粒径測定用の試験片を採取した。圧延方向に平行な面を観察面として、コロイダルシリカ溶液を用いて仕上げ研磨を行った。その後、ＥＢＳＤ測定装置によって、電子線の加速電圧２０ｋｅＶ、測定間隔０．１μｍステップで、１００μｍ×１００μｍの面積を、板厚１／４位置で１０箇所測定した。一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界を可視化して下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の平均粒径を算出した。下部ベイナイト相および／または焼き戻しマルテンサイト相の面積平均（Ａｒｅａ  ｆｒａｃｔｉｏｎ  ａｖｅｒａｇｅ）の粒径は、ＴＳＬ社製ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓソフトを使用して算出する。この際、結晶粒の定義として、Ｇｒａｉｎ  Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ  Ａｎｇｌｅを１５°とすることで面積平均粒径（平均粒径と称する）を求めることができる。【０１０５】
Ｆｅ系析出物中におけるＦｅ量の測定
得られた熱延鋼板から採取した試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解を行い、この試験片の一定量を溶解した。その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径０．２μmのフィルターを用いて濾過し、Ｆｅ系析出物を回収した。ついで、得られたＦｅ系析出物を混酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法によってＦｅを定量し、その測定値からＦｅ析出物中のＦｅ量を算出した。なお、Ｆｅ系析出物は凝集しているため、孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径０．２μｍ未満のＦｅ系析出物も回収することが可能である。【０１０６】
（ｉｉｉ）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにＪＩＳ５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点、ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、および全伸び（Ｅｌ）を求めた。試験は各熱延鋼板について２回行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。【０１０７】
（ｉｖ）穴広げ試験
得られた熱延鋼板から、穴広げ試験用試験片（大きさ：ｔ（板厚：ｍｍ）×１００ｍｍ（幅）×１００ｍｍ（長さ））を採取し、鉄連規格ＪＦＳＴ  １００１に準拠して、試験片中央に１０ｍｍφポンチで、クリアランス：１２％±１％で、ポンチ穴を打ち抜いた後、該ポンチ穴に６０°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄ（ｍｍ）を求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００
で定義される穴広げ率λ（％）を算出した。なお、クリアランスは、板厚に対するダイスとポンチとの間隙の割合（％）である。本発明では、穴広げ試験で得られたλが５０％以上の場合を、伸びフランジ成形性が良好と評価した。【０１０８】
（ｖ）曲げ試験
得られた熱延鋼板にせん断加工を施し、試験片の長手方向が圧延方向と直角になるように３５ｍｍ（幅）×１００ｍｍ（長さ）の曲げ試験片を採取した。せん断端面を有するこれらの試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８に規定の押し曲げ法に準拠し、Ｖブロック９０°曲げ試験を行った。このとき、各鋼板について、３個の試験片を用いて試験を行い、いずれの試験片にも割れが発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）とし、Ｒを熱延鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）で除したＲ／ｔ値を求め、熱延鋼板の曲げ成形性を評価した。なお、本発明では、Ｒ／ｔの値が３．５以下である場合を、曲げ成形性に優れていると評価した。Ｒ／ｔの値はより好ましくは３．０以下、さらに好ましくは２．５以下である。【０１０９】
（ｖｉ）シャルピー衝撃試験
得られた熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向と直角になるように、厚さ２．５ｍｍのサブサイズ試験片（Ｖノッチ）を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、脆性延性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定し、靭性を評価した。ここで、板厚が２．５ｍｍを超える熱延鋼板については両面研削にて板厚を２．５ｍｍとして試験片を作製し、板厚が２．５ｍｍ以下の熱延鋼板については元厚にて試験片を作製し、シャルピー衝撃試験に供した。本発明では、測定されたｖＴｒｓが−４０℃以下である場合を、低温靭性が良好であると評価した。【０１１０】
以上の試験および評価により得られた結果を表３−１および表３−２に示す。【０１１１】
【表１】
2020026593.tif 000002
【０１１２】
【表２−１】
2020026593.tif 000003
【０１１３】
【表２−２】
2020026593.tif 000004
【０１１４】
【表３−１】
2020026593.tif 000005
【０１１５】
【表３−２】
2020026593.tif 000006
表３−１および表３−２より、本発明例では、伸びフランジ成形性、曲げ成形性、低温靭性に優れた引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が得られているのがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、伸びフランジ成形性、曲げ成形性、低温靭性のいずれか１つ以上が、上述の目標性能を満足できない。
【国際調査報告】
2020026593.tif 000007
2020026593.tif 000008
2020026593.tif 000009
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