(57)【要約】【課題】低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ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：０．０２％以上，０．１０％以下，Ｓｉ：０．０１％以上、２．０％以下，Ｍｎ：０．５％以上，２．５％以下，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ａｌ：０．０１％以上，１．０％以下，Ｎ：０．０１％以下，Ｔｉ：０．０１％以上，０．２０％以下を含有し、面積分率で、フェライト相の組織分率４０％以上、９０％以下で、残部がベイナイト相で構成される二相組織を有し，鋼板の圧延面に平行で、圧延方向と平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であり、フェライト粒の平均粒径が５．０μｍ以下で、その標準偏差が２．０μｍ以下であることを特徴とする低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜１．０％
Ｎ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、面積分率で、フェライト相の組織分率４０％以上、９０％以下で、残部がベイナイト相で構成される二相組織を有し，鋼板の圧延面に平行で、圧延方向と平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であり、フェライト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、その粒径の標準偏差が２．０μｍ以下であることを特徴とする低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
【請求項２】
更に，質量％で
Ｎｂ：０．００１％以上，０．１０％以下，
Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上，０．００３０％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％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に記載の低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の成分の連続鋳造スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドでの圧延を９６０℃以上、１１００℃以下で、圧延率２０％以上で行い、スタンド間で強制冷却を施して最終スタンドでの圧延をＡｒ３点以上、９５０℃以下で、且つ、圧延率５％以上、２０％以下で行い、圧延終了後３秒以内に強制冷却を開始して３０℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以上、７５０℃以下まで冷却し、２秒以上、１０秒以下の自然放冷を施したのち、３０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上、５５０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５５０℃以下で巻き取ることを特徴とする低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上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，低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ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】
近年、自動車燃費向上などのため、車体の軽量化を目的に高強度鋼板を足回り部品に適用することが進められている。また、衝突安全性の法規制の強化から、これまで低強度の鋼板しか用いることができなかった複雑形状を有する部品まで高強度鋼板を適用しようとするニーズがある。しかしながら、一般に鋼板は高強度になるほど延性が低下して成形性が劣化するため、複雑形状を有する部材へ高強度鋼板を適用するにあたっては、成形性と高強度の両方を満足する鋼板を製造する必要がある。特に、自動車足回り部品では熱延高強度鋼板を伸びフランジ成形するため、強度と伸びフランジ成形の指標となる打抜き穴拡げ性が重要となる。また、プレス成形品では鋼板のくびれは部品の強度設計上問題となるため、鋼板特性としては均一伸びが重要となる。
【０００３】
特許文献１においては、「Ａｒ３点＋１００℃」以下の温度で仕上圧延を行った直後に「Ａｒ３点―１００℃」までの平均冷却速度を４００℃／ｓ以上にし、フェライト粒を極めて微細化するとともに＜１１１＞集合組織を強く残すことにより、強度の面内異方性を改善し、延性と伸びフランジ性を改善する方法が提案されている。しかし、Ａｒ３点＋１００℃以下の温度で仕上圧延するとオーステナイトの再結晶が十分に進行せず、フェライト組織がバンド状になったり、未再結晶オーステナイトからの変態による集合組織が残存し、機械特性の異方性を改善させるのには不十分である。
【０００４】
特許文献２では、Ｂ添加した上で熱間圧延の仕上温度を高温化することで圧延集合組織を抑制し、かつ圧延集合組織をもったコロニーを微細化し、ランアウトテーブルにてＢ量により定まる下限冷却速度以上で急冷却を行うことにより、オーステナイトの再結晶を促進し、圧延集合組織の｛１１０｝面強度を低下させ、介在物やフェライト結晶粒の伸張を抑制し、穴拡げ性に優れ、穴拡げ性のバラつきを抑える方法が提案されている。
【０００５】
また、同じく鋼板の高強度化を図りつつ穴拡げ性を向上させる技術としては、例えば特許文献３には圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を低くすることと、Ｖを必須元素とすることと相まって、穴拡げ性を改善できることを見出し、この｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比は熱間圧延工程における仕上圧延終了温度が高温であるほど低減することを見出し、Ｖを添加して高温で仕上圧延を完了させて穴拡げ性を向上させる方法が提案されている。しかしながら、特許文献２，３に記載の発明は鋼板の高強度化と穴拡げ性の向上を実現することを可能にしたものの、組織が粗大化し、低温靭性が劣化してしまい、自動車部品が寒冷地などで使用される際に不安が残ってしまうことがわかった。
【０００６】
これらに対し、高温圧延による集合組織改善に着目した技術として、特許文献４では｛２１１｝＜０１１＞方向のＸ線ランダム強度比を２．５以下に抑制しつつ、高温圧延による組織粗大化を抑制するために最終仕上圧延後１．０秒以内に冷却を開始し、低温靭性を改善させる方法が提案されている。最終仕上圧延後の冷却開始時間を短時間としたことで組織の粗大化は抑制し、低温靭性と穴拡げ性を両立することができている。しかしながら、この方法では再結晶オーステナイトからの変態となり、変態核生成が少ないためにフェライト組織分率が低く、フェライトの粒径のバラつきが大きくなってしまい、近年複雑化している自動車部品の形状を得るには、均一伸びが十分でなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−１３７５６５号公報
【特許文献２】特開２００９−２４２２６号公報
【特許文献３】特開２０１０−９０４７６号公報
【特許文献４】特開２０１２−１３６７７３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、低温靭性と均一伸びと穴拡げ性にも優れた引張強度７８０ＭＰａ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】
【０００９】
本発明は、特許文献４で提案されている高温仕上圧延後１．０秒以内に急冷却を開始して細粒な再結晶オーステナイト粒を作り込む技術に着目し、種々検討を行った結果、再結晶したオーステナイトに軽圧延を施すことによって低温靭性と穴拡げ性を劣化させず、良好にしたままフェライト粒の細粒化と粒径のバラつきを抑えることで均一伸びの向上を図れることを見出した。具体的には、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板において、仕上温度を高温化して鋼板の集合組織をランダム化することによって穴拡げ性を良好に保持するとともに、その後軽圧延による微量のひずみをオーステナイトの粒界に導入する。これにより，オーステナイトの粒界から核生成するフェライトの生成頻度が高まり，フェライト変態が促進されるとともに、フェライトの粒径が細粒で均一化できる。その結果、優れた低温靭性と、良好な均一伸びと穴拡げ性を併せて実現することが可能となる。
【００１０】
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり，本発明の要旨するところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、面積分率で、フェライト相の組織分率４０％以上、９０％以下で、残部がベイナイト相で構成される二相組織を有し，鋼板の圧延面に平行で、圧延方向と平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であり、フェライト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、その粒径の標準偏差が２．０μｍ以下であることを特徴とする低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
（２）さらに，質量％でＮｂ：０．００１％以上，０．１０％以下，Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下，Ｃａ：０．０００５％以上，０．００３０％以下，Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％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（１）に記載の低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
（３）上記（１）又は（２）に記載の成分の連続鋳造スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドでの圧延を９６０℃以上、１１００℃以下で、圧延率２０％以上で行い、スタンド間で強制冷却を施して最終スタンドでの圧延をＡｒ３点以上、９５０℃以下で、且つ、圧延率５％以上、２０％以下で行い、圧延終了後３秒以内に強制冷却を開始して３０℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以上、７５０℃以下まで冷却し、２秒以上、１０秒以下の自然放冷を施したのち、３０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上、５５０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５５０℃以下で巻き取ることを特徴とする低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば，低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができるため，厳しい加工を要するプレス部品に適した高強度熱延鋼板を提供することができる。また，本発明の高強度熱延鋼板は自動車などの車体の軽量化，部品の一体成型化，加工工程の短縮が可能であり，燃費の向上，製造コストの低減を図ることができ，工業的価値が高いものである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明は、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を対象とする。そして、ＩＳＯ１６６３０で規定されている鋼板の打抜き穴拡げ率：λ（％）と、鋼板の引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）と、鋼板の均一伸び：Ｕ−Ｅｌ（％）に優れた鋼板を対象とする。このような高強度鋼板において穴拡げ性の向上を実現するためには、特許文献４に記載のように、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を下げることが効果的である。しかしながら、穴拡げ性を改善させるメカニズムとしては圧延面と平行な｛２１１｝面のランダム強度比だけでなく、厳密には｛２１１｝面の中でも圧延方向が＜０１１＞に平行になる｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比を低下させることが必要であることを見出した。具体的には、本発明が対象とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板においては、上記Ｘ線ランダム強度比を２．５以下とすることにより、良好な穴拡げ性を実現できる。そして熱間圧延工程における最終仕上圧延温度を９６０℃以上と高温化とすることによってオーステナイトの再結晶を促進させ、必要とするＸ線ランダム強度比を得ることができる。さらに、最終仕上圧延温度を高温化して再結晶を促進させた後、最終仕上圧延終了後１．０秒以内に急冷却を開始することにより、穴拡げ性の改善と、結晶粒の粗大化抑制を両立することができる。
【００１３】
しかしながら、オーステナイト粒が再結晶しているために、フェライト変態時の核生成に必要な転位密度が非常に少なく、フェライト変態に時間がかかるとともに、フェライトの粒成長にかかる時間差が生じていた。その結果、熱延のランアウトテーブルで組織分率を制御する際に、フェライト組織の分率を十分に確保するのが非常に困難であり、形成されるフェライト粒径のバラつきが大きく、均一伸びが低くなっていた。
【００１４】
本発明においては，熱間仕上げ圧延後の冷却中に生成するフェライトの核生成サイトや粒成長挙動に着目し，微細なフェライト粒を生成させ、フェライト粒の細粒化と粒径のバラつきを制御することで低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れるものである。その方法としては、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドでの圧延では高温で高い圧延率によってオーステナイト組織を再結晶させ、その後の軽圧延により微量のひずみをオーステナイト粒界に導入することによって初析フェライトの核生成数を増加させ、均一に変態させることで平均粒径と粒径のバラつきを制御する。
【００１５】
以下に、本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。まず、本発明の成分の限定理由について述べる。成分含有量についての％は質量％を意味する。
【００１６】
Ｃは強度上昇に有効な元素である。目的の強度を得るためには０．０１％以上含有する必要がある。好ましくは０．０３％以上とする。しかし、０．１０％超含有していると炭化物の生成により加工性が劣化するので、０．１０％以下とする。
【００１７】
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。目的の強度を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２．０％超とした場合、変態点が過度に高温となるため、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるため、その上限は２．０％とする。
【００１８】
Ｍｎは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０．５％以上必要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ＞２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。一方、２．５％超添加するとスラブ割れを生ずるため、２．５％以下とする。
【００１９】
Ｐは不可避的に含有される不純物元素であり、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。厳しい加工を受ける部品用途で、厳しい成形に耐えうる材質とするためには、０．０２％以下とすることが好ましい。
【００２０】
ＳはＰと同様に不可避的に含有される不純物元素であり、多すぎるとＭｎＳ等の粗大な介在物となって成形性を劣化させるので、０．０１％以下とする必要がある。厳しい加工を受ける部品用途で、厳しい成形に耐えうる材質とするためには、０．００５％以下とすることが好ましい。
【００２１】
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、変態点を極度に上昇させ、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるため、その上限は１．０％とする。
【００２２】
ＮはＣよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉを減少させるばかりでなく、穴拡げ率のばらつきを増大させる大きなサイズのＴｉ窒化物を形成する。したがって極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。しかし、過多にあると、粗大なＴｉとの析出物が析出するので０．００５％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｔｉは本発明における最も重要な元素のひとつである。すなわち、Ｔｉは析出効果により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、０．２％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、０．２％以下とする。
【００２４】
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，強度をより向上させるために下記の元素を添加することが好ましい。
【００２５】
Ｎｂは本発明において、析出強化により強度をより向上させることができる。しかし、Ｎｂの含有量が０．００１％未満では十分な強度増加の効果は得られず、一方、０．１０％超ではその効果は飽和する。以上の理由から、Ｎｂの含有量は、０．００１％以上、０．１０％以下とする。
【００２６】
Ｂは必要に応じて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０．０００５％未満では十分な靭性向上効果は得られず、一方、０．００３％より多く添加してもその効果は飽和するので、Ｂの添加量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。
【００２７】
Ｃａは必要に応じて添加することにより、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穴拡げ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、０．００３％で飽和するため、Ｃａの含有量は０．０００５％以上、０．００３％以下とする。
【００２８】
Ｍｏはフェライトの析出強化として有効な元素である。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０．５％とする。
【００２９】
Ｃｒは鋼板強度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。
【００３０】
次に，本発明の鋼板の結晶組織について説明する。
【００３１】
本発明の鋼板は、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であることが必要である。Ｘ線ランダム強度比とは、Ｘ線回折測定において、ランダムな方位分布をもつ粉末試料のＸ線強度に対する、測定対象である熱延鋼板試料のＸ線強度の強度比である。熱延鋼板中においては、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が大きいほど穴拡げ性が劣化する。当該Ｘ線ランダム強度比が２．５以下であれば、ＩＳＯ１６６３０で規定する穴拡げ率：λ（％）を向上させることができる。
【００３２】
Ｘ線ランダム強度比は、適切なＸ線管球を用いたディフラクトメーター法等を用いて圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度の測定を行い、ランダムサンプルの回折強度との比較により測定するものとする。Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction Pattern）法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が５０００個以上測定できる領域で測定し、極点図またはＯＤＦ（Orientation Distribution Function）の分布からランダム強度比を測定してもよい。
【００３３】
熱延鋼板においては圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が高いことにより鋼材の異方性が大きくなる。特に、圧延方向、圧延方向に対して４５°方向並びに９０°方向（板幅方向）の塑性歪比（ｒ値）をそれぞれｒ0、ｒ45、ｒ90と定義すると、この場合においてはｒ0とｒ45及びｒ90との差が大きくなるうえ、ｒ90が大きく低下することになる。これにより穴拡げ成形時に、板幅方向に引張歪を受ける圧延方向端面において板厚減少が大きくなり、端面に高い応力が発生して亀裂が発生、伝播しやすくなる。このため、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が高い場合に穴拡げ率が劣化すると考えられる。
【００３４】
本発明の鋼板は、フェライト組織の分率が４０％以上、９０％以下であることが必要である。鋼板の均一伸びを確保するためには伸びに優れたフェライト組織を確保することが必要である。フェライト組織の分率が４０％以上で目標とする均一伸びを確保することができる。一方、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、フェライト組織の分率が９０％を超えると低温靭性が急激に劣化する傾向があるため、９０％以下とする必要がある。鋼板組織の残部はベイナイトとする必要がある。ベイナイトは鋼板の強化能が高く、マルテンサイトよりも延性があるため、本発明の強度と低温靭性と伸びと穴拡げ性を両立するのに必要不可欠な組織である。
【００３５】
また、鋼板のフェライトの平均粒径は５．０μｍ以下であることが必要である。鋼板の結晶粒を微細化し、平均粒径を５．０μｍ以下にすることにより、延性脆性遷移温度を−６０℃以下にすることができる。平均粒径とは、板厚の１／４の深さの部位でＥＢＳＤ法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が１０００個以上測定できる領域で測定し、隣接するピクセル間の結晶方位の角度差が５度以上の場合を粒界とみなしたとき、結晶粒と同じ面積の円の直径で粒径を示し、Ａｒｅａ  Ｆｒａｃｔｉｏｎ法により平均値を算出したものである。
【００３６】
さらに、フェライト粒径の標準偏差は２．０μｍ以下であることが必要である。標準偏差が２．０μｍ超だと引張試験片にくびれが発生しやすくなり、均一伸びが劣化するとともに、穴拡げ時の割れを誘発し、加工性が劣化する。
【００３７】
次に製造方法について説明する。
【００３８】
本発明の高強度熱延鋼板は、本発明の成分を有する連続鋳造スラブを１２００℃以上に加熱し、仕上げ圧延で圧延を実施する最終スタンド前のスタンドでの圧延を９６０℃以上、１１００℃以下で、圧延率２０％以上で行い、スタンド間で強制冷却を施して最終スタンドでの圧延をＡｒ３点以上、９５０℃以下で、且つ、圧延率５％以上、２０％以下で行い、圧延終了後３秒以内に強制冷却を開始して３０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以上、７５０℃以下まで冷却し，２秒以上、１０秒以下の自然放冷を施したのち，３０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上、５５０℃以下まで冷却し、３００℃以上、５５０℃以下で巻取り処理を行うことにより達成できる。
【００３９】
上記スラブは熱延の前に、均質化やＴｉ炭窒化物の溶解の必要がある。これを行う際、連続鋳造のスラブを再加熱する。再加熱の温度が、１２００℃未満では、均質化、溶解とも不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方で、１３５０℃を超えると、製造コスト、生産性が低下すること、また、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで最終的に混粒になりやすくなる。そこで、１２００℃以上とする必要があり、１３５０℃未満が望ましい。
【００４０】
スラブの加熱後、粗圧延を行い、さらに仕上圧延を行う。｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を増加させる原因となる未再結晶状態の圧延集合組織が残存するのを避けるため、最終スタンド前のスタンドにおける圧延を９６０℃以上で行う。圧延温度が高すぎるとオーステナイト粒径が粗大化し、フェライト変態が急激に遅延されてフェライト分率の確保が困難になるため、上限の圧延温度は１１００℃とする。
【００４１】
最終スタンド前のスタンドでの圧延率は２０％以上とする。これにより、再結晶率を上記温度で高めることができる。圧延率が高いと圧延荷重の制約や、鋼板形状の悪化が懸念されるが、再結晶を確実に起こさせるためには圧延率を３０〜４０％とすることが好ましい。その後、最終スタンドで圧延を行う。最終スタンドでの圧延温度が高いと圧延によって導入するひずみが回復し、フェライト変態の促進効果と粒径のバラつき低減が困難になる。そのため、最終スタンドでの圧延温度は９５０℃以下であることが重要となる。より好ましくは９００℃以下である。最終スタンドの圧延温度を確保するため、スタンド間で強制冷却を施して目的の温度を確保する。ただし、最終スタンドの圧延温度がＡｒ３点を下回ると加工フェライトが残ることで均一伸びが著しく低下するため、圧延温度の下限はＡｒ３点とする。尚、前記最終スタンド前のスタンドは、例えば最終スタンドの前段スタンドであっても、最終スタンドの前々スタンドであってよく、上記最終スタンド前のスタンドを最終スタンドの前々段スタンドとした場合、最終スタンドの前段のスタンドで圧延を実施しないで前々段のスタンドでの圧延率を２０％以上とし、２つのスタンド間または２つのスタンド間の何れか一方のスタンド間で強制冷却を施して最終スタンドの圧延温度を確保する。
【００４２】
最終スタンドの圧延率は５％以上、２０％以下とする。この圧延率は再結晶したオーステナイトの粒界にひずみを与え、フェライト粒の細粒化とバラつきの抑制に有効である。５％未満ではオーステナイト粒界に与えるひずみが不十分であり、目的のフェライト分率が得られない。一方、２０％超では未再結晶オーステナイトが残存するため、｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が増加し、穴拡げ性が劣化する。圧延温度や冷却開始時間にも依存するが、安定的に軽圧延の効果を得るためには圧延率が７％以上、１５％以下とすることが好ましい。
【００４３】
圧延終了後はしかるべく速やかに強制冷却を行った方がよい。加工から強制冷却までの間はひずみが回復し、粒成長が起こることで変態によって生成するフェライト粒、オーステナイト粒とも粗大になりやすい。冷却開始までのひずみの回復量は圧延温度や圧延率によって変化するが、３秒以内であれば回復することを防ぐことができる。圧延によるひずみを効率的に利用するには１秒以内であることが好ましい。圧延終了後、一次冷却として冷却速度３０℃／ｓ以上にて６００℃以上、７５０℃以下に冷却し、２秒以上、１０秒以下の自然放冷（以下「中間空冷」と言う）を行う。この温度範囲はフェライトの核生成頻度が高く、均一な粒径を持ったフェライトが細かく形成される。これにより延性が向上する上、低温靭性が向上する。冷却速度が３０℃／ｓ未満では、オーステナイトの粗大化を引き起こし、中間空冷時のフェライト変態が遅延され、目的のフェライト分率が得られなくなる。中間空冷開始温度が７５０℃を超えると、フェライト分率が十分に取れなくなる上、粒が大きくなりすぎ、低温靭性が得られない。中間空冷開始温度が６００℃未満、または、中間空冷時間が２秒未満では所定のフェライト分率が得られず、延性が劣化する。一方で中間空冷時間が１０秒を超えるとフェライト分率が９０％超となり、低温靭性が劣化する。フェライトの粒径を制御する観点では８秒以下とすることが望ましい。
【００４４】
上記中間空冷を終了した後は３０℃／ｓ以上の冷却を行う。本発明においては、中間空冷で残存したオーステナイトをベイナイトとすることで穴拡げ性と低温靭性を両立することができる。３０℃／ｓ未満では冷却中にパーライトが析出し、穴拡げ性が劣化する。
【００４５】
上記冷却速度で鋼板温度が３００℃以上、５５０℃以下で冷却を停止する。冷却停止温度が５５０℃超ではフェライトが過剰に変態し、低温靭性が劣化する。冷却停止温度が３００℃未満ではマルテンサイトが生成するため穴拡げ性が劣化する。
【００４６】
その後、３００℃以上、５５０℃以下で鋼板を巻き取る。巻取温度が５５０℃超ではＴｉ析出物が粗大化し、低温靭性が劣化する。巻取温度が３００℃未満ではマルテンサイトが生成するため穴拡げ性が劣化する。
【実施例】
【００４７】
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，仕上圧延を行い，一次冷却、中間空冷、二次冷却後に巻取りを行い，熱延鋼板を製造した。表２には，用いた鋼種記号と仕上圧延条件，鋼板の板厚を示す。表２において，「Ｆ５圧延率」は最終スタンド前の前段スタンドにおける圧延率，「ＦＴ５」は最終スタンド前の前段スタンドの圧延温度，「Ｆ６圧延率」は最終スタンドの圧延率，「ＦＴ６」は最終スタンドの圧延温度，「Ｓ冷却量」は最終スタンドの前段スタンドと最終スタンド間での冷却量、「冷却開始」は仕上圧延を終了してから一次冷却開始までの時間、「一次冷却」は仕上圧延を終了してから中間空冷開始温度までの平均冷却速度，「中間温度」は一次冷却後の中間空冷開始温度，「中間時間」は一次冷却後の中間空冷時間，「二次冷却」は中間空冷後から巻き取るまでの平均冷却速度，「巻取温度」は二次冷却終了後の温度である。
【００４８】
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鋼板の板厚１／４の深さの部位でフェライト，ベイナイトの組織分率とフェライト粒の粒径測定，集合組織の集積度を調査した。
【００４９】
鋼板のフェライトとベイナイトの組織分率及びフェライトの粒径については，ナイタール腐食後に光学顕微鏡を用いて５００×５００μｍの視野で画像解析を用いて組織の面積率及びフェライトの平均粒径と標準偏差を求めた。
【００５０】
鋼板の引張試験については，鋼板の圧延幅方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し，降伏強度：ＹＰ（ＭＰａ），引張強度：ＴＳ（ＭＰａ），均一伸び：Ｕ−ＥＬ（％）を評価した。引張強度７８０ＭＰａ以上、均一伸び８％以上を良好とした。
【００５１】
Ｘ線ランダム強度比は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction Pattern）法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が５０００個以上測定できる領域で測定し、極点図またはＯＤＦ（Orientation Distribution Function）の分布からランダム強度比を測定した。適切なＸ線管球を用いたディフラクトメーター法等を用いて圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線回折強度の測定を行い、ランダムサンプルの回折強度との比較により測定してもよい。
【００５２】
穴拡げ率：λ（％）については，ＩＳＯ１６６３０で規定する方法によって評価を行った。穴拡げ率８０％以上を良好とした。
【００５３】
延性脆性遷移温度については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定する方法で評価を行った。遷移温度が−５３℃以下であれば良好であるとした。
【００５４】
表２に組織分率、平均粒径、粒径の標準偏差、Ｘ線強度比、材質の評価結果を示す。
【００５５】
【表１】
2015199987.tif 000002
【００５６】
【表２】
2015199987.tif 000003
【００５７】
表２に示すように本発明例は引張強度が７８０ＭＰａ以上で、フェライト相の組織分率４０％以上９０％以下で、残部がベイナイト相で構成される二相組織で，鋼板の圧延面に平行で、圧延方向と平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５以下であり、平均粒径が５．０μｍ以下で、その標準偏差が２．０μｍ以下である低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた鋼板となっている。
【００５８】
これに対して、比較例２は中間空冷温度が高く、フェライト変態が進まなかったためにフェライト分率が低い。さらに冷却開始時間が３秒超となったため、フェライトの粗大化が進み、フェライトの粒径が５．０μｍ超となり、標準偏差も２．０μｍ超のため、均一伸びと低温靭性が劣位である。
【００５９】
比較例５は最終スタンドの圧延率が５％未満のため、フェライトの粒径が５．０μｍ超で、標準偏差が２．０μｍ超でバラつきが大きく、均一伸びと低温靭性が劣位である。
【００６０】
比較例８は最終スタンドの圧延温度が９５０℃超となったためにオーステナイトの粗大化が進み、軽圧延の効果も効果的でなかったため、フェライト粒径が粗大化し、さらに標準偏差も２．０μｍ超となったため、均一伸びと低温靭性が劣位である。
【００６１】
比較例１２は中間空冷時間が２秒未満のため、フェライト変態が十分に進まなかったため、目的の組織分率が得られず、均一伸びが劣位である。
【００６２】
比較例１６は中間空冷時間が１０秒超のため、フェライト分率が９０％超となったため、低温靭性が劣位である。
【００６３】
比較例１７は中間空冷温度が６００℃未満のため、フェライトの組織分率が得られず、均一伸びが劣位である。
【００６４】
比較例２０は最終スタンドの圧延率が２０％超であり、｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５超となり、穴拡げ性が劣位である。
【００６５】
比較例２４は最終スタンド前のスタンドでの圧延率が２０％未満のため、オーステナイトの再結晶が十分でなかったために｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．５超であり穴拡げ性が劣位である。
【００６６】
比較例２９はＭｎが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目的の組織分率が得られず、均一伸びと穴拡げ性と低温靭性が劣位である。
【００６７】
比較例３０はＴｉが成分下限を下回っており、析出強化が十分でなかったために引張強度が７８０ＭＰａ以上得られていない。
【００６８】
尚、本実施例は最終スタンドと、最終スタンドの前段スタンドで圧延を行ったが、最終スタンドの前段スタンドで圧延を行うことなく前々段スタンドで圧延を行い、最終スタンドと前段スタンド、前段スタンドと前々段スタンドの２つのスタンド間またはいずれか一方のスタンド間で強制を施しても同様の結果を得ることができる。