(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
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、
表面から板厚の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。
【請求項２】
更に質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．３％、及び
Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
からなる群から選ばれる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。
【請求項３】
更に質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、及び
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
からなる群から選ばれる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。
【請求項４】
更に質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
鋼板の表面に、亜鉛めっき層あるいは合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１から４のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
請求項１から４のいずれか１項に記載の組成を有する鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
仕上げ圧延の最終段において、圧延ロールの直径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときＲ／（１００−ｒ）≧８を満たし、熱間圧延の完了温度を９００℃以上として熱間圧延を行う工程と、
仕上げ圧延温度から７００℃間を平均冷却速度６０℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、７００℃から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、４００℃から室温の間を平均冷却速度５０℃／秒未満の冷却速度にて冷却し、４００℃未満の温度で巻き取る工程と、
を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記巻き取り後、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行う工程を更に有することを特徴とする請求項６に記載の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、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上で疲労強度と低温靭性に優れた熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。特には、繰り返し応力が負荷される部材での使用に耐え、かつ極低温域での使用を可能にするために、疲労強度と低温靭性を具備した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】
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て自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性を確保するために、自動車車体には軟鋼板の他に、引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。鋼板の高強度化は、一般的に低温靭性などの材料特性の劣化を伴うため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板の開発において重要となる。【０００３】
鋼板の疲労強度は、自動車の足回り用鋼板を中心とする重要保安部品を中心に必要とされる特性である。鋼板の高強度化と共に疲労強度を向上させなければ、部品の軽量化は実現できない。このため、強度のみならず、それ以下の応力では疲労破壊の発生しない疲労限や、一定の応力または歪を負荷した際の疲労寿命である時間強度によって、疲労特性が規定されている。【０００４】
また、このような部材に用いられる鋼板は、部材として成形されて自動車に取り付けられた後に、衝突等による衝撃を受けても部材が破壊しにくくしたいという要望がある。さらに、寒冷地での耐衝撃性確保のためには、低温靭性をも向上させたいという要望もある。この低温靭性は、ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）等で規定されるものである。このため、上記鋼材の耐衝撃性そのものを考慮することも必要とされている。加えて、鋼板は高強度化によって塑性変形がし難くなることから、破壊の懸念がより高まる。このため、靭性は重要な特性として要望がある。【０００５】
疲労特性を向上させるには、組織を微細化させることが有効である。例えば特許文献１と特許文献２には、フェライトの平均粒径を２μｍ 以下とした、強度−延性バランス及び疲労限度比（疲労強度／ＴＳ）の良好な熱延鋼板が開示されている。しかし、これらの鋼板はフェライトを主相とした組織であり、９８０ＭＰａ以上の強度を確保することが難しい。
また、疲労き裂は表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することが特に重要である。例えば、特許文献３には、ポリゴナルフェライトを主相とし、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織とした熱延鋼板が開示されている。この熱延鋼板は、熱延後に曲げ加工を加えることにより、ポリゴナルフェライト分率を板厚中心部から板厚表層部に向かって漸次微細化したものである。
さらに、特許文献４には、ポリゴナルフェライトを主相とし、表層近傍の結晶粒径を板厚中心部の粒径の２０%以下とした熱延鋼板が開示されている。この熱延鋼板は、フェライト域で圧延し、熱延時の加工発熱で表層を逆変態させて表層の組織を微細化したものである。
これらの熱延鋼板は疲労特性に優れるものの、製造方法が複雑で、好適な製造条件が狭いため、生産性や歩留まりの低下が懸念される。また、フェライトが主相であるため、９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しい。【０００６】
これに対し、マルテンサイト組織は、極めて硬いことから、９８０ＭＰａ級以上の高強度を有する鋼板においては、強化のために主相あるいは第二相として利用される場合が多い。特許文献５には、マルテンサイト組織を主相とした組織において、細粒化による疲労特性向上が記載されている。ただし、これは鋼管分野の技術であり、造管後に縮径し、加熱した後、急冷することでマルテンサイトの平均ブロック径を３μｍ以下としたものである。同様の手法を熱延鋼板に応用し、疲労強度を向上させるには、仕上げ圧延後に加熱・急冷装置を導入する必要があり、大きな投資が必要となるという課題がある。【０００７】
一方、鋼板の靭性を向上させる方法として、例えば特許文献６には、アスペクト比を調整したマルテンサイト相を鋼板の組織の主相とする製造方法が開示されている。
一般的に、マルテンサイトのアスペクト比は、変態前のオーステナイト粒のアスペクト比に依存することが知られている。ここで、アスペクト比の大きなマルテンサイトとは、未再結晶オーステナイト（圧延により延ばされたオーステナイト）から変態したマルテンサイトを意味している。また、アスペクト比が小さいマルテンサイトとは、再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイトを意味している。【０００８】
このことから、特許文献６の鋼板は、アスペクト比を小さくするために、オーステナイトを再結晶させる必要がある。加えて、オーステナイトを再結晶させるためには、仕上げ圧延温度を上げる必要がある。このため、オーステナイトの粒径、ひいては、マルテンサイトの粒径が大きくなる傾向があった。一般的に、靭性向上には細粒化が効果があることが知られていることから、アスペクト比の低下は形状に起因した靭性劣化因子の低減は可能なものの、結晶粒粗大化に起因した靭性劣化を伴うため、その向上には限界がある。加えて、疲労強度については何ら言及されておらず、十分な疲労強度が確保されているとは言い難い。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１１−９２８５９号公報
【特許文献２】特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献３】特開２００４−２１１１９９号公報
【特許文献４】特開２００７−１６２０７６号公報
【特許文献５】特開２０１０−７０７８９号公報
【特許文献６】特開２０１１−５２３２１号公報
【特許文献７】特開２０１１−１７０４４号公報
【特許文献８】特開２０１２−６２５６１号公報
【特許文献９】特開２００９−５２１０６号公報
【特許文献１０】特開２００８−２８５７４８号公報
【特許文献１１】特開２００８−２５５４８４号公報
【特許文献１２】特開２００５−２００６７３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた疲労強度及び低温靭性をともに有する熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、熱延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、熱延鋼板の組織を制御することによって、疲労強度と低温靭性に優れた引張り最大強度９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。【００１２】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
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、
表面から板厚の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。
【００１３】
（２）  更に質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ  ：０．０１〜０．３％、及びＣｒ：０．０１〜２．０％、からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の熱延鋼板。
（３）  更に質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、及びＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
（４）  更に質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板。
【００１４】
（５）  鋼板の表面に、亜鉛めっき層あるいは合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板。
【００１５】
（６）  前記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記（１）〜（４）のいずれかに記載の組成を有する鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
仕上げ圧延の最終段において、圧延ロールの直径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときＲ／（１００−ｒ）≧８を満たし、熱間圧延の完了温度を９００℃以上として熱間圧延を行う工程と、
仕上げ圧延温度から７００℃間を平均冷却速度６０℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、７００℃から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、４００℃から室温の間を平均冷却速度５０℃／秒未満の冷却速度にて冷却し、４００℃未満の温度で巻き取る工程と、
を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（７）  前記（５）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、更に、巻き取り後、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行う工程を更に有することを特徴とする前記（６）に記載の熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、疲労強度と低温靭性に優れ、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板とその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下に、本発明の内容を詳細に説明する。
本発明者等が鋭意検討を行った結果、熱延鋼板の組織を、表面から板厚の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、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方あるいは両方の合計を体積分率で９０％以上含有する組織とすることで、さらに好ましくは焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの平均アスペクト比を２以下とし、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を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有することで、９８０ＭＰａ以上の高強度と高い疲労強度並びに低温靭性を確保可能なことを見出した。
ここで、有効結晶粒径とは、方位差１５°以上の粒界で囲まれる領域であり、EBSDなどを用いて測定可能である。その詳細に関しては後述する。
【００２０】
［熱延鋼板のミクロ組織］
まず、本発明の熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の熱延鋼板では、主相を焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方とし、その合計の体積分率を９０％以上とすることで、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と高い疲労強度を確保している。このことから、主相を焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方とする必要がある。
【００２１】
本発明における焼き戻しマルテンサイトは、熱延鋼板が強度と疲労強度と低温靭性とを具備するために、最も重要なミクロ組織である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む。さらに、その鉄系炭化物は、複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
焼き戻しマルテンサイトは、Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）以下の冷却時の冷却速度を低下させた場合や、一旦、マルテンサイト組織とした後、１００〜６００℃で焼き戻すことで、その組織を得ることが出来る。本発明では４００℃〜室温間の冷却制御にて析出を制御する。
【００２２】
下部ベイナイトも、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含む。さらに、その鉄系炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。焼き戻しマルテンサイトであるか下部ベイナイトであるかは、鉄系炭化物の伸張方向を観察することで容易に判別できる。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
下部ベイナイトは、４００℃からＭｓ点付近で生成し、Ｍｓ点以下でもマルテンサイトと競合して生成する場合がある。４００℃以下の冷却速度が比較的大きいとマルテンサイトが形成され、小さいと下部ベイナイトが形成される。
【００２３】
焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方のあるいは両方の合計の体積分率が９０％未満では、本発明の要件である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保できず、本発明の効果である高い疲労強度も得られない。このため、その下限は９０％である。一方、その体積分率を１００％としても、本発明の効果である強度と高い疲労強度と優れた低温靭性とが発揮される。なお、下部ベイナイトは、５％以上であることが望ましく、９％であることがさらに望ましい。下部ベイナイトの体積分率が増加することで、板厚１／４部分の平均有効結晶粒径が小さくなる傾向にある。
【００２４】
熱延鋼板の組織には、この他の組織として、フェライト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種または２種以上を体積分率合計で１０％以下含有しても良い。
ここで、フレッシュマルテンサイトとは、炭化物を含まないマルテンサイトと定義する。フレッシュマルテンサイトは、高強度であるものの低温靭性に劣ることから、体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
【００２５】
残留オーステナイトは、プレス成形時に鋼材が塑性変形したり衝突時に自動車部材が塑性変形したりすることで、フレッシュマルテンサイトに変態することから、上記で述べたフレッシュマルテンサイトと同様の悪影響を及ぼす。このことから、体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
【００２６】
上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含むラスの集合体である。ラス間に含まれる炭化物は破壊の起点となるため、低温靭性を低下させる。また、上部ベイナイトは、下部ベイナイトに比較し、高温で形成することから低強度である。このため、上部ベイナイトが過剰に形成されると、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保が困難になり、疲労強度が低下する。この傾向は、上部ベイナイトの体積分率が１０％超となると顕著になることから、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
【００２７】
フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に、ラス等の下部組織を含まない組織を意味する。フェライトは、最も軟質な組織であり、引張強度と疲労強度低下をもたらすことから、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と高い疲労強度を確保するためには、１０％以下に制限する必要がある。また、フェライトは、主相である焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方に比較し、極めて軟質であることから、両組織の界面に変形が集中し、破壊の起点になりやすい。このように、フェライトは、低温靭性を低下させる。この傾向は、体積分率１０％超となると顕著になることから、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
パーライトもフェライトと同様に、引張強度低下や疲労強度の低下、低温靭性の劣化をもたらすため、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
【００２８】
以上のような本発明の鋼板組織を構成する焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、フェライト、パーライト、オーステナイト及び残部組織は、以下の方法によりこれらの組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定を行うことができる。すなわち、ナイタール試薬及び特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬で、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００〜１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察することによって、これらの組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定を行うことができる。
また、FESEM-EBSP法［電界放射型走査型電子顕微鏡（FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope）に付属のEBSD：Electron Back-Scatter Diffractionを用いた結晶方位解析法］を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織を判別することが可能である。例えば、上述したように、焼き戻しマルテンサイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、炭化物の形成サイトや結晶方位関係（伸長方向）が異なることから、FE-SEMを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、上部ベイナイト及び下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとを容易に区別することができる。
【００２９】
本発明では、フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングする。そして、板厚の表面から１／４の深さの位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をFE-SEMで観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率とする。また、５０００倍の倍率で、各１０視野測定し、その平均値を面積率とする。
【００３０】
フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、FE-SEMによる観察において、上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、及び焼き戻しマルテンサイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、FE-SEMで観察される腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。
【００３１】
続いて、熱延鋼板の結晶粒径について述べる。
疲労強度の向上を図るためには、熱延鋼板の表面から板厚の１／４の範囲の部分（以下、この部分を、「板厚１／４部分」と記す）の平均有効結晶粒径が１０μｍ以下とし、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が６μｍ以下である必要がある。これは、表層の平均有効結晶粒径を特に微細化することで、表層からの疲労き裂発生を抑制するためである。本発明者等が疲労強度と板厚１／４部分及び表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径の関係を調査したところ、板厚１／４部分で１０μｍ以下かつ表面から５０μｍの範囲の部分で６μｍ以下で、優れた疲労強度が得られることが明らかとなった。望ましくは表面から５０μｍの範囲の部分で平均有効結晶粒径が５μｍ以下であり、更に望ましくは表面から５０μｍの範囲の部分で平均有効結晶粒径が４μｍ以下である。
【００３２】
ここで、平均有効結晶粒径の同定手法について述べる。本発明では平均有効結晶粒径をEBSP-OIM（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy）法を用いて定義している。EBSP-OIM法では、走査型電子顕微鏡（SEM）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短時間で測定する装置及びソフトウエアが構成されている。EBSP-OIM法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位を定量的に解析できる。また、EBSP-OIM法の分析エリアは、SEMで観察できる領域であり、SEMの分解能にもよるが、EBSP-OIM法によれば、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。本発明においては、その結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化し、平均有効結晶粒径を求める。
板厚１／４部分及び表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径の測定に当たっては、それぞれの位置を中心に１２００倍の倍率で１０視野測定し、有効結晶粒径の平均を平均有効結晶粒径とする。
【００３３】
さらに、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトには、組織中に鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有させることが好ましい。
鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有させる理由は、母相の低温靭性を高め、優れた強度と低温靭性のバランスを得るためである。即ち、焼き入れたままのマルテンサイトは、強度は優れるものの靭性に乏しくその改善が必要である。そこで、鉄系炭化物を所定数以上析出させることで、主相の靭性を改善する。
【００３４】
本発明者らが、低温靭性と鉄系炭化物の個数密度の関係を調査したところ、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄系炭化物の個数密度を１×１０６（個／ｍｍ２）以上とすることで、優れた低温靭性が確保可能なことが明らかとなった。このことから、鉄系炭化物の個数密度を１×１０６（個／ｍｍ２）以上とすることが望ましい。より望ましくは、５×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、更に望ましくは、１×１０７（個／ｍｍ２）以上である。
また、本発明の処理で析出した鉄系炭化物のサイズは、３００ｎｍ以下と小さく、ほとんどがマルテンサイト及びベイナイトのラス内に析出していたことから、低温靭性を劣化させないものと推定される。
【００３５】
鉄系炭化物の個数密度を測定する方法としては、まず、熱延鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。そして、試料の観察面を研磨し、ナイタールエッチングして、板厚の表面からの深さの１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をFE-SEMで観察することにより鉄系炭化物の個数密度を測定する。このとき、５０００倍にて、各１０視野観察を行い、鉄系炭化物の個数密度を測定する。
【００３６】
また、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの有効結晶粒（ここでは、１５°以上の粒界に囲まれた領域を意味する）の平均アスペクト比を２以下とすることが望ましい。特定方向に扁平した結晶粒は異方性が大きく、シャルピー試験の際に亀裂が粒界に沿って伝播するため靭性値が低くなる場合が多い。そこで、有効結晶粒は、出来るだけ等軸な粒にすることが有効である。本発明では、熱延鋼板の圧延方向断面を観察し、圧延方向の長さ（Ｌ）と板厚方向の長さ（Ｔ）の比（＝Ｌ／Ｔ）をアスペクト比として定義し、その平均値（すなわち、平均アスペクト比）を２以上とする。
【００３７】
［熱延鋼板の化学成分］
次に、本発明の熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
（Ｃ：０．０１〜０．２％）
Ｃは、母材の強度上昇や疲労強度の向上に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させ、低温靭性を劣化させる元素でもある。Ｃ含有量は、０．０１％未満では、低温変態生成相による組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。一方、Ｃの含有量が０．２％超では、鋼板の延性が減少するとともに、衝撃が加わった際に割れ起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、低温靭性が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１〜０．２％の範囲とする。
【００３８】
（Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない））
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても活用可能であるので、好ましくは０．００１％以上の範囲で必要に応じて含有させる。しかし含有量が２．５％を超えると、強度上昇への寄与が飽和するのに加え、Ｓｉによりフェライトの形成が促進され、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の合計の体積分率を９０％以上とすることが困難となり、強度や低温靭性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。
【００３９】
（Ｍｎ：４％以下（０は含まない））
Ｍｎは、固溶強化に加え、焼入れ強化により鋼板組織において焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方を主相とするために含有させる。Ｍｎ含有量を４％超とすると、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の鉄系炭化物の密度を１×１０６個以上とすることが困難となる。また、焼き入れ強化の効果も飽和する。このため、Ｍｎ含有量は４％以下とする。一方では、Ｍｎ含有量が１％未満では冷却中のフェライト変態やベイナイト変態の抑制効果を発揮しにくい。このため、Ｍｎ含有量は、１％以上であることが望ましい。
【００４０】
（Ｔｉ、Ｎｂ：一方、または、両方を合計で０．０１〜０．３０％）
ＴｉとＮｂのいずれか一方または両方は、優れた低温靭性と９８０ＭＰａ以上の高強度を両立させる上で最も重要な元素である。これらの炭窒化物、あるいは、固溶ＴｉとＮｂのいずれか一方または両方が熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延鋼板の粒径を微細化でき低温靭性向上に寄与する。中でもＴｉは、固溶Ｎによる粒成長の特性に加え、ＴｉＮとして存在することで、スラブ加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから特に重要である。熱延鋼板の平均有効結晶粒径を１０μｍ以下とするためには、ＴｉとＮｂのいずれか一方または合計で０．０１％以上含有させる必要がある。また、ＴｉとＮｂのいずれか一方または両方の合計の含有量が０．３０％を超えると、通常の圧延温度ではオーステナイトが再結晶しがたく、圧延方向に伸びた粒となり、靭性劣化をもたらす。よって、ＴｉとＮｂのいずれか一方または両方の合計の含有量の範囲は、０．０１〜０．３０％とする。より望ましい範囲は、０．０２〜０．２５％である。
【００４１】
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、溶銑に含まれている元素であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１０％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１０％以下とする。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが望ましい。
【００４２】
（Ｓ：０．０３％以下）
Ｓは、溶銑に含まれている元素であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、低温靭性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳ含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、望ましくは０．０１％以下、より望ましくは０．００５％以下である。
【００４３】
（Ａｌ：０．００１〜２．０％）
Ａｌは、粗大なセメンタイトの形成を抑制し、低温靭性を向上させる。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰に含有すると、フェライトの形成を促進するため、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の合計の体積分率を９０％以上とすることが困難となる。このことから、Ａｌ含有量は２．０％以下である。望ましくは、Ａｌ含有量は１．５％以下である。Ａｌ含有量を０．００１％未満とするのは困難であるので、この値を下限とする。
【００４４】
（Ｎ：０．０１％以下（０は含まない））
Ｎは、強度を向上させる。ただし、過剰に含有すると、疲労き裂の起点となるＴｉＮやＡｌＮなどの窒素系介在物の増加を伴い、疲労強度を低下させる。このため、Ｎ含有量は０.０１％以下にする必要がある。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくない。そこで、Ｎ含有量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００４５】
（Ｏ：０．０１％以下（０は含まない））
Ｏは、酸化物を生成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となる。このことから、Ｏ含有量は０．０１％以下にする必要がある。一方、Ｏ含有量を０．００１％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１％以上とすることが望ましい。
【００４６】
以上が本発明の熱延鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
【００４７】
（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒからなる群から選ばれる１種又は２種以上）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、冷却時のフェライト変態を抑制し、熱延鋼板の組織の主相を焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方とすることから、この群から選ばれる１種又は２種以上を含有させてもよい。あるいは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、この群から選ばれる１種又は２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕのそれぞれの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。また、Ｃｕ含有量が２．０％超、Ｎｉ含有量が２．０％超、Ｍｏ含有量が１．０％超、Ｖ含有量が０．３％超、Ｃｒ含有量が２．０％を超であっても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１〜２．０％、Ｎｉ含有量は０．０１〜２．０％、Ｍｏ含有量は０．０１〜１．０％、Ｖ含有量は０．０１〜０．３％、Ｃｒ含有量は０．０１〜２．０％であることが望ましい。
【００４８】
（Ｍｇ、Ｃａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上）
Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）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。このため、この群から選ばれる１種又は２種以上を含有させてもよい。Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上で効果が顕著になることから、０．０００５％以上にする。また、Ｍｇの含有量を０．０１％超、Ｃａの含有量を０．０１％超、ＲＥＭの含有量を０．１％超としても、上記効果が飽和して経済性が低下する。従ってＭｇ含有量は０．０００５〜０．０１％、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ含有量は、０．０００５〜０．１％であることが望ましい。
【００４９】
（Ｂ：０．０００２〜０．０１％）
Ｂは、フェライト変態を遅延することで鋼板の組織の主相を、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方にすることに寄与する。加えて、Ｃと同様に粒界に偏析し、粒界強度を高めることで、低温靭性を向上させる。このことから、熱延鋼板に含有させても良い。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００２％以上とすることでこの効果が顕著となることから、Ｂ含有量の下限を０．０００２％以上とする。一方では、Ｂ含有量が０．０１％超となると、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣る。このため、Ｂ含有量は０．０００２〜０．０１％が望ましい。より望ましくは、０．０００５〜０．００５％であり、更に望ましくは、０．０００７〜０．００３０％である。
【００５０】
なお、その他の元素について、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生するおそれがあるので、Ｓｎ含有量は０．０５％以下であることが望ましい。
【００５１】
残部は、鉄及び不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含有されるもの、製造工程において含有されるもの、が例示される。
【００５２】
以上のような組織と化学成分を有する本発明の熱延鋼板は、以上説明した熱延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を含有し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた疲労強度及び低温靭性を損なうものではない。
また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
【００５３】
［熱延鋼板の製造方法］
次に本発明の熱延鋼板の製造方法について述べる。
優れた疲労強度及び低温靭性を実現するためには、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の合計の体積分率を９０％以上とし、板厚１／４部分の平均有効結晶粒径を１０μｍ以下とし、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径を６μｍ以下とする。そして、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方は、鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有し、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の有効結晶粒の平均アスペクト比を２以下とすることが望ましい。これらを同時に満たすための製造方法の詳細を以下に記す。
【００５４】
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、インゴットを室温まで冷却することなく熱延して良い。また、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００５５】
本発明の疲労強度と低温脆性に優れた熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
熱延鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する。仕上げ圧延の最終段において、圧延ロールの直径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときＲ／（１００−ｒ）≧８を満たし、９００℃以上で熱間圧延を完了する。仕上げ圧延温度から７００℃間を平均冷却速度６０℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、７００℃から４００℃間を５０℃／秒以上の平均冷却速度にて冷却し、４００℃から室温を５０℃／秒未満の平均冷却速度にて冷却する。これにより、疲労強度と低温靭性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を製造できる。
【００５６】
熱間圧延のスラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。本発明の熱延鋼板は、固溶ＴｉとＮｂのいずれか一方または両方を用いたオーステナイト粒の粗大化抑制を行っていることから、鋳造時に析出したＮｂＣとＴｉＣのいずれか一方または両方を再溶解させる必要がある。スラブ加熱温度が１２００℃未満では、ＮｂとＴｉのいずれか一方または両方の炭化物が溶解に長時間を要することから、その後の結晶粒径の細粒化と、これによる低温靭性向上の効果が引き起こされない。このことから、スラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。また、スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
【００５７】
仕上げ圧延の最終段において、圧延ロールの直径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときＲ／（１００−ｒ）≧８を満たす必要がある。発明者らは鋭意研究を進め、Ｒ／（１００−ｒ）≧８を満たすと、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が６μｍ以下となり、高い疲労強度を有する熱延鋼板が製造可能であることを見出した。この原因は定かではないが、Ｒ／（１００−ｒ）の値を大きくし、仕上げ圧延の最終段で熱延鋼板の表層に加わるせん断ひずみを大きくすることで、圧延後の変態時にひずみ集中部がフェライトの核生成サイトとなり、表層の組織が微細化したものと推測される。Ｒ／（１００−ｒ）≧９．２とすれば、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が５μｍ以下となり、さらにＲ／（１００−ｒ）≧１０．３とすれば表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が４μｍ以下の組織が得られる。
【００５８】
仕上げ圧延温度は、９００℃以上とする必要がある。本発明の熱延鋼板は、オーステナイト粒径の細粒化のために、多量のＴｉとＮｂのいずれか一方または両方を含有している。この結果、９００℃未満の温度域での仕上げ圧延では、オーステナイトは再結晶しがたく、圧延方向に伸びた粒となり、靭性劣化をもたらす。なお、仕上げ圧延温度の上限は、１０４０℃であることが望ましい。
【００５９】
仕上げ圧延温度から７００℃の間を６０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が６０℃／秒未満では、圧延後に表層の再結晶が過剰に進行し、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が６μｍを超えてしまう。これは、Ｒ／（１００−ｒ）が大きいと表層に大きなせん断ひずみが加わり、ひずみ誘起再結晶が起こるためである。
【００６０】
前述のとおり、仕上げ圧延の最終段において、圧延ロールの直径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときにＲ／（１００−ｒ）≧８を満たし、９００℃以上で熱間圧延を完了する。このようにすることで、平均有効結晶粒径は、板厚１／４部分で１０μｍ以下になり、表面から５０μｍの範囲の部分で６μｍ以下になるように制御できる。これにより、疲労強度と低温靱性が向上する。なお、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか１っ工または両方の合計の体積分率が９０％以上であるので、この平均有効結晶粒径は、大部分がこれらの組織の結晶によるものになる。
【００６１】
続く７００℃から４００℃の間を５０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
仕上げ圧延温度から４００℃までの間で、冷却速度が５０℃／秒未満であると、冷却途中にフェライトが生成してしまい、主相である焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の合計の体積分率を９０％以上とすることが難しい。このことから、７００℃〜４００℃の平均冷却速度を、５０℃／秒以上とする。ただし、冷却過程でフェライトが形成しないのであれば、途中の温度域で空冷を行っても良い。
【００６２】
なお、Ｂｓ点から下部ベイナイト形成温度までの冷却速度は、５０℃／秒以上とすることが好ましい。これは、上部ベイナイトの生成を避けるためである。Ｂｓ点から下部ベイナイト形成温度までの冷却速度が５０℃／秒未満であると、上部ベイナイトが形成されるとともに、ベイナイトのラス間にフレッシュマルテンサイト（転位密度の高いマルテンサイト）が生成されるか、残留オーステナイト（加工時において転位密度の高いマルテンサイトになる）が存在することがある。このため、焼き付け硬化性及び低温靱性が劣る。なお、Ｂｓ点は、上部ベイナイトの生成開始温度であり、成分によって決まるものであるが、ここでは便宜的に５５０℃とする。また、下部ベイナイト生成温度も成分によって決まるものであるが、ここでは便宜的に４００℃とする。仕上げ圧延温度から４００℃まで、特に５５０℃から４００℃までは、冷却速度を５０℃／秒以上とする。そして、仕上げ圧延温度から４００℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。
【００６３】
なお、仕上げ圧延温度から４００℃までを５０℃／秒以上（７００℃以上では６０℃／秒以上）の平均冷却速度で冷却するということは、仕上げ圧延温度から５５０℃までの平均冷却速度を５０℃／秒未満にする条件も含まれる。しかしながら、この条件では、上部ベイナイトが生成しやすくなり、部分的には体積分率で１０％以上の上部ベイナイトが生成することがある。したがって、５５０℃から４００℃までの冷却速度は、５０℃／秒以上にすることが望ましい。
【００６４】
４００℃から室温での平均冷却速度は５０℃／秒未満とする必要がある。これは、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方を主相とし、鉄系炭化物の個数密度が上述の範囲にある組織とするためである。平均冷却速度が５０℃／秒以上では、鉄系炭化物を上記範囲とすることができず高い疲労強度や靭性を得ることができない。このことから、平均冷却速度を５０℃／秒未満とする必要がある。
ここで、「４００℃から室温を５０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する」とは、冷却のみを意味するのではなく、等温保持、即ち、４００℃未満での巻き取りも含む。さらには、この温度域での冷却速度制御は、熱延鋼板の組織中の転位密度や鉄系炭化物の個数密度の制御が目的であるので、一旦、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下に冷却した後、再加熱して温度を上げても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と、高い疲労強度と高い靭性を得ることが出来る。
【００６５】
巻き取り温度は４００℃未満である必要がある。巻き取り温度が４００℃以上では、巻き取り後にフェライトと上部ベイナイトのいずれかまたは両方が形成してしまい、主相である焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方または両方の合計の体積分率を９０％以上とすることが難しい。このことから、巻き取り温度は４００℃未満とする。
【００６６】
一般的に、マルテンサイトを得るためにはフェライト変態を抑制する必要があり、５０℃／秒以上での冷却が必要であるとされている。加えて、低温では膜沸騰領域と呼ばれる熱伝達係数が比較的低く冷え難い温度域から、核沸騰温度域と呼ばれる熱伝達係数が大きく、冷えやすい温度域に遷移する。このため、４００℃未満の温度域を冷却停止温度とする場合、巻き取り温度が変動し易く、それに伴い材質も変動する。このことから、通常の巻き取り温度は、４００℃超、あるいは、室温巻き取りのいずれかにする場合が多かった。
この結果、本発明のような４００℃から室温間での巻き取りや冷却速度低下により、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた疲労強度及び低温靭性とを同時に確保できることが、従来では見出され難かったものと推定される。
【００６７】
なお、熱延鋼板の形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率０．１〜２％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、得られた熱延鋼板に対し、必要に応じて酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。
【００６８】
本発明の熱延鋼板は、通常の熱延工程である連続鋳造、粗圧延、仕上げ圧延、あるいは、酸洗を経て製造されるものである。ただし、その一部を抜いて製造を行ったとしても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた疲労強度及び低温靭性を確保可能である。
また、一旦、熱延鋼板を製造した後、炭化物の析出を目的に、オンラインあるいはオフラインで、１００〜６００℃の温度範囲で熱処理を行ったとしても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と高い疲労強度及び低温靭性は確保可能である。
【００６９】
本発明の引張最大強度９８０ＭＰａ以上の鋼板とは、熱延の圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行う引張試験による引張最大応力が、９８０ＭＰａ以上の鋼板を指す。
本発明の優れた疲労強度に優れた鋼板とは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５に準拠して行う平面曲げ疲労試験によって得られた１０００万回時間強度が、６００ＭＰａ以上の鋼板を指す。
本発明の低温での靭性に優れた鋼板とは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して行うシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下の鋼板を指す。
本発明では、対象となる熱延鋼板が主に自動車用途であるため、３ｍｍ前後の板厚となる場合が多い。そこで、熱延鋼板の表面を研削し、熱延鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工して行った。
【実施例】
【００７０】
本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の趣旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用しうるものである。【００７１】
表１に示す組成成分を有する鋼を用いて検討した結果について説明する。表１に示すＡからＰまでの鋼は本発明の組成の条件を充足する例であり、ａからｊまでの鋼は本発明の組成の条件を充足しない例である。なお、ＲＥＭとしては、具体的にはＬａおよびＣｅを用いた。
これらの鋼を鋳造後、そのまま加熱するか、もしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱して、１１７０℃〜１２９５０℃の温度範囲に加熱し、その後表２−１および２−２の条件で熱間圧延を施し、８８９℃〜１０９５℃で仕上げ圧延し、表２−１および２−２に示す条件で冷却及び巻き取りを行い、板厚３．４ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗し、その後、０．５％のスキンパス圧延を行った。
表２−１および２−２において、Ｒは仕上げ圧延最終段の圧延ロール径（ｍｍ）を意味し、ｒは仕上げ圧延最終段の圧下率（％）を示す。アンダーラインは、本発明の範囲外を意味する。なお、表２−１および２−２の鋼は、用いた表１の鋼に通し番号を付して表記している。【００７２】
得られた熱延鋼板から各種試験片を切り出し、材質試験や組織観察などを実施した。引張り試験は、圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して試験を実施した。
疲労強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７５に準拠して行う平面曲げ疲労試験により求めた、１０００万回時間強度を用いて評価した。
シャルピー試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して実施し、破面遷移温度を測定した。本発明の熱延鋼板は、板厚が１０ｍｍ未満であったため、得られた熱延鋼板の表裏を研削し、２．５ｍｍとした後、シャルピー試験を実施した。【００７３】
一部の熱延鋼板に関しては、６６０〜７２０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理あるいは、めっき処理後に５４０〜５８０℃での合金化熱処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした後、材質試験を実施した。【００７４】
ミクロ組織観察に関しては、上述の手法にて実施し、各組織の体積分率、鉄系炭化物の個数密度、有効結晶粒径、並びに、平均アスペクト比を測定した。【００７５】
結果を、表３−１〜３−３に示す。表３−１〜３−３において、アンダーラインは本発明の範囲外を示す。また、ＨＲは熱延鋼板を意味し、ＧＩは溶融亜鉛めっき鋼板を意味し、ＧＡは熱延鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板を意味する。
本発明の条件を満たすもののみ、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、高い疲労強度、並びに、低温靭性を有していた。【００７６】
一方、鋼Ｂ−１０、Ｇ−３、Ｋ−４は、スラブ加熱温度が１２００℃未満となり、鋳造時に析出したＴｉとＮｂのいずれか一方または両方の鉄系炭化物が溶体化し難いため、その他の熱延条件を本発明の範囲としたとしても、有効結晶粒径を本発明の範囲とすることが出来ず、低温靭性が劣っていた。
鋼Ａ−８、Ｃ−４、Ｆ−３、Ｋ−５、Ｏ−２は、仕上げ圧延最終段において、圧延ロール径をＲ／ｍｍ、圧下率をｒ％としたときＲ／（１００−ｒ）が８未満となり、熱延鋼板の表層に十分なひずみが加わらなかったことから、表面から５０μｍの範囲の部分の平均有効結晶粒径が粗大となり、疲労強度が劣っていた。【００７７】
鋼Ａ−９、Ｂ−１１、Ｇ−４、Ｋ−６は、仕上げ圧延温度が低すぎてしまい未再結晶オーステナイト域での圧延となったことから、圧延方向に延ばされた粒となったため、平均アスペクト比が大きく、低温靭性が劣っていた。
鋼Ａ−１０、Ｄ−３、Ｈ−３、Ｋ−７、Ｎ−２、Ｏ−３は、仕上げ圧延温度から７００℃までの冷却速度が６０℃／秒未満であり、冷却中に表層近傍の結晶粒が再結晶し、平均有効結晶粒径が大きくなったため、疲労強度が劣っていた。【００７８】
鋼Ａ−１１、Ａ−１３、Ｄ−４、Ｈ−４、Ｋ−８、Ｋ−１０は７００〜４００℃間での冷却速度が５０℃／秒未満であり、冷却中にフェライトまたは上部ベイナイトが形成してしまい、引張強度と疲労強度の確保が難しいとともに、フェライトとマルテンサイト界面が破壊の起点になったため、低温靭性に劣っていた。
鋼Ａ−１２、Ｂ−１２、Ｉ−２、Ｋ−９は、４００℃から室温での冷却速度が５０℃／秒以上であり、炭化物の析出量が不十分であったため低温靭性に劣っていた。【００７９】
鋼Ａ−１３、Ｄ−４、Ｋ−１０は、巻き取り温度が４００℃以上で、鋼板組織中のフェライトまたは上部ベイナイト組織が多くなった。このため、引張強度と疲労強度の確保が難しく、かつ、上部ベイナイト組織中に存在するラス間に析出した粗大な鉄系炭化物が、破壊の起点となったため低温靭性に劣っていた。
また、鋼Ａ−４、Ｂ−２、９、Ｃ−２、３、Ｋ−３、Ｌ−７、Ｍ−１で示すように、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理を行っても、本発明の材質が確保できた。
【００８０】
一方、鋼板成分が本発明の範囲を満たさない鋼ａ１〜ｊ１は、本発明で定める９８０ＭＰａ以上の引張強度、優れた疲労強度、並びに、低温靭性を具備することが出来なかった。【００８１】
なお、Ｏ含有量が０．０１質量％を超える以外は鋼Ａ−１と同じ条件でサンプルを作成しようとしたところ、加工性に問題があり、製品として取り扱うことができないことが確認された。【００８２】
【表１】
0006048580.tif 000002
【００８３】
【表２−１】
0006048580.tif 000003
【００８４】
【表２−２】
0006048580.tif 000004
【００８５】
【表３−１】
0006048580.tif 000005
【００８６】
【表３−２】
0006048580.tif 000006
【００８７】
【表３−３】
0006048580.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明は、引張最大強度９８０ＭＰａ以上で疲労強度と低温靭性に優れた熱延鋼板及びその製造方法に有効な技術である。本発明によれば、疲労強度と低温靭性に優れ、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を提供することができる。この熱延鋼板は、加工が容易であり、極寒冷地での使用に耐えることが可能となるため、産業上の貢献が極めて顕著である。