(57)【要約】  【課題】延性と穴拡げ性が改善された熱延鋼板を製造する。  【解決手段】フェライトを主体とする微細複合組織を有する熱延鋼板の延性および穴拡げ性を高めるため、所定の化学組成を有するスラブに多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上６０％以下、最終圧延パスの圧下率を１０％以上５０％以下、圧延完了温度をＡｒ３以上かつ８３０℃以上１１００℃以下とし、熱間圧延完了後０．１秒以上１．０秒以内に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度まで冷却して、該温度域で０．２秒以上４秒以下の時間滞留させた後に、３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で２秒以上の時間滞留させ、６００℃以下の温度域まで冷却する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．３％以下、Ｓｉ：０．０２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．７％以上４．０％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、
前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上６０％以下、最終圧延パスの圧下率を１０％以上５０％以下、圧延完了温度をＡｒ３以上かつ８３０℃以上１１００℃以下とし、熱間圧延完了後０．１秒以上１．０秒以内に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度まで冷却して、該温度域で０．２秒以上４秒以下の時間滞留させた後に、３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で２秒以上の時間滞留させ、６００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記多パス熱間圧延が下記式（１）を満足する請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０      （１）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：２．０質量％以下を含有する、請求項１〜請求項３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１〜請求項４のいずれか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、熱延鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる素材として好適な、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材として供される鋼板には、強度、伸びや穴拡げ性などの加工性、靱性、またそれら特性の均一性、など多様な特性が要求される．
自動車の骨格部材であるメンバ（サブフレーム）やリンフォース（補強部材）に適用される高強度鋼板では、延性のみならず、優れた穴拡げ性が要求される。また、プレス成形においては種々の変形モードにおける加工性が要求されるため、機械特性の面内異方性の低減も求められる。
【０００３】
鋼板の機械特性を総合的に高めるには、鋼板の組織を微細化することが有効であることが知られている。組織微細化法としては、ＴｉやＮｂを添加する方法が良く知られる。しかし、この方法では機械特性の面内異方性が大きくなるという問題がある。下記特許文献１には、Ｎｂを添加してフェライト粒径を微細化するとともに、熱延温度と圧下率を高めて集合組織を弱めることにより面内異方性を向上させる方法が提案されている。しかし、この方法ではＭｎを０．５％以下に制限しているため、高強度の鋼板を得難いという問題がある。
【０００４】
一方、残留オーステナイトやマルテンサイトを有する複合組織を用いることで加工性に富む高強度熱延鋼板を得ようとする検討も広く行われている。
【０００５】
例えば、下記特許文献２には、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト組織からなる複合組織鋼板であって、極低Ｐ鋼化、ミクロ組織や介在物の最大長さ等の制御、ミクロ組織の硬さ制御等によって、穴拡げ性を向上させる方法が提案されている。このようなミクロ組織や介在物の制御を行うため、同文献段落００６５および００６６には、仕上圧延の入側温度および出側温度を各々所定温度以上とすることが記載されている。
【０００６】
下記特許文献３には、引張強度が７８０ＭＰａ以上で、伸びおよび穴拡げ加工性に優れるとされる高強度熱延鋼板とその製造方法が提案されている。この鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０２〜０．１５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる化学組成を有し、金属組織が６０〜９５面積％のベイナイトの他、固溶強化または析出強化したフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織である。このような固溶強化または析出強化した組織を得るため、同文献段落００３６には、熱間圧延仕上温度をＡｒ３点以上とすることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２０００−１１９８０４号公報
【特許文献２】特表２００４−５３６９６５号公報
【特許文献３】特開２００６−２７４３１８号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】井上博史，稲数直次「反復級数展開法による不完全極点図からの結晶方位分布関数の決定」日本金属学会誌，社団法人日本金属学会，１９９４年８月，第５８巻，第８号，ｐ．８９２−８９８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述したように、従来から、残留オーステナイトやマルテンサイトを含有する複合組織を利用して加工性に富む高強度熱延鋼板を得ようとする検討が行なわれている。
【００１０】
しかし、近年では、高強度熱延鋼板に対して、さらに優れた延性および穴拡げ性が求められるようになってきている。前述のように、従来の製造方法では所望の組織を得るために熱間圧延の温度に着目していることから、このような優れた機械特性を有する熱延鋼板をより安定に製造するためには更なる創意工夫が必要である。
【００１１】
本発明は、高強度でありながら優れた延性および穴拡げ性を有する熱延鋼板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】
そこで、本発明者らは、フェライトを主体とする微細複合組織を有する熱延鋼板の延性および穴拡げ性に関して、フェライト粒径および集合組織に着目して、その影響を詳細に調査した。
【００１３】
その結果、熱間圧延終盤の圧下率および熱間圧延完了温度と熱間圧延後の３段冷却とが相俟って、フェライト粒径が微細化し、板厚中心の集合組織を制御することが可能となり、高い強度を有しながら優れた延性および穴拡げ性を有する熱延鋼板を製造できることを新たに知見した。具体的には、最終圧延パスおよび最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率および圧延完了温度を所定の範囲にすることによってオーステナイトの再結晶を適度に促して再結晶オーステナイト粒が微細になる。ここで、熱間圧延完了後、従来のように単に巻取り温度まで冷却したのでは、冷却する温度の幅や冷却時間によっては熱延鋼板の組織にばらつきが生じる可能性がないわけではない。そこで、熱間圧延完了時にこのような微細な再結晶オーステナイトを有する鋼板に対して、所望の組織を有する熱延鋼板を安定して得るため、冷却温度および冷却停止時間を厳格に規定した３段冷却を行うことにより所望の組織の形成、組織の微細化、組織の均質化が可能となる。
【００１４】
このように、本発明者らは、熱間圧延終盤の圧下率、熱間圧延条件および熱間圧延後の冷却条件を一体不可分に同時に満たすことにより、前述のような機械特性に優れた熱延鋼板を製造する知見を得た。
【００１５】
上記新知見に基づく本発明は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．３％以下、Ｓｉ：０．０２％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．７％以上４．０％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブに多パス熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上６０％以下、前記多パス熱間圧延における最終圧延パスの圧下率を１０％以上５０％以下、圧延完了温度をＡｒ３点以上かつ８３０℃以上かつ１１００℃以下とし、熱間圧延完了後０．１秒以上１．０秒以内に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度まで冷却して、該温度域で０．２秒以上４秒以下の時間滞留させた後に、３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、前記温度域で２秒間以上の時間滞留させ、６００℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする熱延鋼板の製造方法である。
【００１６】
前記多パス熱間圧延が下記式（１）を満足することが望ましい。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０      （１）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
【００１７】
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）。
前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、下記の群から選択された１種又は２種以上の元素（％はいずれも質量％）をさらに含有しうる：
（１）Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上；
（２）Ｃｒ：２．０質量％以下、
（３）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により、高強度を有しながら延性および穴拡げ性にも優れた、強度と加工性が両立した熱延鋼板を安定して製造することが可能となる。本発明の方法により製造された熱延鋼板は、自動車のサブフレームや補強部材の製造に有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明に係る熱延鋼板の製造方法について以下により詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％である。
【００２０】
＜鋼の化学組成＞
Ｃ：０．００５％以上０．３％以下
Ｃは、硬質な第二相を生成させて鋼の強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を十分に得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３％超では、熱間圧延後のフェライト変態が著しく遅延し、第二相の面積率が過大となり、穴拡げ性や延性の低下が著しくなる。さらに、溶接性の劣化が顕著となる。したがって、Ｃ含有量は０．３％以下とする。好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは、０．２０％以下である。
【００２１】
Ｓｉ：０．０２％以上３．０％以下
Ｓｉは、フェライト変態を促進するとともに、セメンタイト析出を抑制する作用を有するので、熱間圧延後の冷却過程において未変態オーステナイトへのＣ濃縮を促進し、冷却後の鋼組織における第二相の硬度を高め、鋼の強度を効率的に高めることを可能にする元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超では、熱間圧延工程における表面酸化により表面性状の劣化が著しくなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下、特に好ましくは１．５％以下である。
【００２２】
Ｍｎ：０．７％以上４．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高める作用を有するので、冷却後の鋼組織における第二相の硬度を高め、鋼の強度を効率的に高めることを可能にする重要な元素である。また、固溶強化により鋼の強度を高める作用も有する。Ｍｎ含有量が０．７％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．７％以上とする。好ましくは０．９％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、第二相の面積率が過大となる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは、３．５％以下、さらに好ましくは３．０％以下である。
【００２３】
Ｐ：０．２０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｐ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．０６％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、特に好ましくは０．０１５％以下である。
【００２４】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下、特に好ましくは０．００１％以下である。
【００２５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．０％以下
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。
【００２６】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
【００２７】
以下の元素は、本発明の熱延鋼板に必要に応じて含有させることができる任意元素である。
【００２８】
Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＭｏおよびＢは、炭化物または窒化物として鋼中に析出して鋼の強度を高める作用を有する。同時に、フェライトの粗大化を抑制して鋼組織を微細化する作用も有する。ＴｉおよびＮｂについては、さらに、オーステナイトの粗大化を抑制して鋼組織をより一層微細化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、粗大な炭化物または窒化物により加工性が劣化する。ＴｉおよびＮｂについては、さらに、再結晶温度の過度な高温化を招き、目的とする集合組織を得ることが困難となる。したがって、ＴｉおよびＮｂの含有量はそれぞれ０．１％以下とする。それぞれ好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、特に好ましくは０．０２％以下、最も好ましくは０．０１％以下である。また、ＶおよびＭｏの含有量はそれぞれ０．５％以下とする。それぞれ好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下、特に好ましくは０．０５％以下、最も好ましくは０．０１％以下である。また、Ｂの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下、特に好ましくは０．０００５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．００１％以上、およびＢ：０．０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
【００２９】
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは、焼入性を高めることによりマルテンサイトを含有する第二相の生成を促進する作用を有する。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、第二相の面積率が過大となる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下、特に好ましくは０．５％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、溶鋼が凝固する過程において生成する酸化物や窒化物を微細化してスラブの健全性を保つ作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても上記作用による効果は飽和してしまい、これらの元素が高価であることからいたずらにコストの増加を招く。したがって、これらの元素の含有量はそれぞれ０．０１％以下とする。これら元素の含有量は合計で０．００５％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．０００２％以上含有させることが好ましい。
【００３１】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【００３２】
＜製造方法＞
上記化学組成を有するスラブに多パス熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。また、熱間圧延に供するスラブは再加熱したものであってもよいし、連続鋳造後や分塊圧延後の高温状態にあるものをそのまま用いてもよい。後述する熱間圧延完了温度を確保できれば特に制限はない。熱間圧延に供するスラブの温度は一般的に９００〜１３５０℃である。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
【００３３】
本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、多パス熱間圧延における最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上６０％以下、最終圧延パスの圧下率を１０％以上５０％以下、圧延完了温度をＡｒ３以上かつ８３０℃以上かつ１１００℃以下とし、熱間圧延完了後０．１秒以上１．０秒以下に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度まで冷却して、該温度域で０．２秒以上４秒以下の時間滞留させた後に、３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で２秒以上の時間滞留させ、６００℃以下の温度域まで冷却することにより熱延鋼板とする。
【００３４】
上記製造方法を採用することにより、後で詳しく説明するように、延性および穴拡げ性に好適な鋼組織および板厚中心での集合組織を有する熱延鋼板を製造することができる。
【００３５】
（最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上６０％以下、最終圧延パスの圧下率は１０％以上５０％以下）
最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、さらに、最終圧延パスの圧下率を上記のように高めることによって、γの再結晶及び微細化が図られ、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、延性および穴拡げ性に好適な微細な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板を製造することができる。したがって、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率を２２％以上とする。好ましくは２５％以上とする。さらに好ましくは３０％以上である。また、最終圧延パスの圧下率は１０％以上とするが、好ましくは１５％以上、さらに好ましくは２０％以上、特に好ましくは２３％以上である。
【００３６】
一方、鋼板について良好な平坦性を確保し、好ましくない集合組織の発達を抑制する観点からは、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧下率は６０％以下とする。好ましくは５０％以下である。また、最終圧延パスの圧下率は５０％以下とし、好ましくは４５％以下である。
【００３７】
（圧延完了温度をＡｒ３以上かつ８３０℃以上１１００℃以下）
圧延完了温度はＡｒ３以上かつ８３０℃以上かつ１１００℃以下とする。これにより、圧延中におけるフェライト変態が防止されるとともに、圧延パス間においてはオーステナイトの再結晶を適度に促して主に再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、延性および穴拡げ性に好適な微細な鋼組織および集合組織を有する熱延鋼板が得られる。圧延完了温度が８３０℃未満では圧延時の変形抵抗が著しく高くなり、圧延が困難になる。また、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品である熱延鋼板において圧延方向に伸長した組織形態を呈するようになり、塑性異方性が大きくなって成形性が低下する。したがって、圧延完了温度は８３０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８８０℃以上である。一方、圧延完了温度が１１００℃超では、圧延により導入した歪の解放が進行してしまい、延性と穴拡げ性とを兼備する熱延鋼板が得られない。したがって、圧延完了温度は１１００℃以下とする。好ましくは１０６０℃以下、より好ましくは１０２０℃以下、特に好ましくは９８０℃以下である。なお、これらの温度は鋼材の表面温度であり、放射温度計等により測定することができる。
【００３８】
製造条件としては、さらに、下記式（１）を満足することが好ましい。
０．００２／ｅｘｐ（−６０８０／（Ｔ＋２７３））≦ｔ≦２．０      （１）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間（秒）。
【００３９】
Ｔ：最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了温度（℃）。
上記式（１）を満足させることにより、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間において、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制されるため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化がさらに図られ、これにより、延性および穴拡げ性に好適な微細な鋼組織および集合組織を得ることが一層容易になる。
【００４０】
（熱間圧延完了後０．１秒以上１．０秒以内に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却）
熱間圧延完了後は、最終製品である熱延鋼板の組織を微細化すると同時に、集合組織の発達を抑制するために、圧延完了後０．１秒以上１．０秒以内に（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却する。（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却する時間が短時間であるほど微細組織は得やすくなるが、過度に集合組織が発達してしまい、所望の組織が得られず、塑性異方性が低下する場合がある。（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却する時間を０．１秒以上とすると、適度にオーステナイトの再結晶が促進され、α変態核生成サイトであるオーステナイト粒界面積の増加により微細な組織が得られる。また、これにより所望の集合組織も得やすくなる。好ましくは０．１３秒以上、より好ましくは０．１５秒以上である。
【００４１】
一方、（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却する時間が１．０秒超では、オーステナイト粒が著しく成長して、最終製品の熱延鋼板の組織も粗大化してしまう。したがって、（圧延完了温度−４０℃）以下の温度域まで冷却する時間は１．０秒以下とする。好ましくは、０．８秒以下、より好ましくは０．５秒以下、最も好ましくは０．３秒以下である。この際の冷却は２００℃/s以上が好ましく、３００℃／秒以上とすることがより好ましい。
【００４２】
（該温度域で０．２秒以上４秒以下の時間滞留）
上記冷却停止直後は、微細な再結晶オーステナイトと相対的に粗大な加工オーステナイトの混粒組織であり、この状態で変態した組織は不均質になりやすい。該温度域にて短時間滞留させることで、最終製品の組織が均質化される。そのためには、滞留時間が０．２秒以上必要である。滞留時間は０．３秒以上が好ましく、０．５秒以上がより好ましい。一方、滞留時間が４秒超では再結晶オーステナイトが粒成長により粗大化してしまい、最終製品の組織も粗大化する。したがって、該温度域の滞留時間を４秒以下とする。好ましくは３秒以下、より好ましくは２．５秒以下である。
【００４３】
（３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で２秒以上の時間滞留）
その後、再度水冷を施して、再結晶オーステナイトの粒成長抑制及び残存する加工オーステナイトの加工ひずみの回復を抑制しつつ、オーステナイトからフェライトへの変態が活発となる温度域まで冷却し、当該温度域において一旦保持することにより、上記加工歪を駆動力としてオーステナイトからフェライトへ一気に変態させる。これにより、フェライト変態の核生成サイトの密度が飛躍的に高まり、微細な鋼組織が得られる。
【００４４】
このため、３０℃／秒以上の冷却速度にて７５０℃以下６００℃以上の温度域まで冷却し、上記温度域で２秒間以上保持する。３０℃／秒以上で冷却することにより、再結晶オーステナイトの粒成長抑制及び加工オーステナイトの回復を抑制できる。好ましくは、４５℃／秒以上、より好ましくは６０℃／秒以上である。
【００４５】
７５０℃以下６００℃以上の温度域に達すると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発となるので、上記温度域で２秒間以上保持することにより、加工歪を駆動力としたオーステナイトからフェライトへの変態が一気に進行し、これにより、フェライト変態の核生成の密度が飛躍的に高まり、微細な鋼組織を得ることが容易になる。上記温度域における保持時間の上限は特に規定する必要はないが、生産性の観点から２０秒間以内とすることが好ましい。
【００４６】
上記温度域に保持した後は、未変態オーステナイトをパーライト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質な第二相とするために、６００℃以下の温度域まで冷却する。この際の平均冷却速度は３０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００４７】
６００℃以下の温度域に冷却した後は、一般には巻取りを行う。
こうして本発明に係る方法により製造される熱延鋼板は、めっきを施してめっき鋼板としてもよい。めっきは電気めっきおよび溶融めっきのいずれでもよく、めっき種も特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛−ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛−アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。
【００４８】
＜鋼組織＞
本発明に係る製造方法により得られる熱延鋼板は、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、４０面積％以上のフェライトと第二相とからなるとともに、下記式（２）および（３）を満足する鋼組織を有することが好ましい。
【００４９】
Ｄ≦７．０                                              （２）
１．０≦Ｄ≦８／（１００×Ｃ×Ｍｎ）０．２２                    （３）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
Ｄ：前記フェライトの平均粒径（μｍ）、
Ｃ：前記化学組成におけるＣ含有量（質量％）
Ｍｎ：前記化学組成におけるＭｎ含有量（質量％）。
【００５０】
上記フェライトは、ポリゴナルフェライトの他に、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイニティックフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトを含み、パーライト組織やベイナイト組織を構成しているフェライトは含まない。
【００５１】
また、第二相とは、主相を構成する上記フェライト以外の相および組織を意味し、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトなどからなる群から選択される１種からなるものでも、これらの２種以上を含有する混合組織であってもよい。
【００５２】
ここで、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を規定するのは、当該位置における鋼組織が鋼板の鋼組織を代表するからである。
【００５３】
・フェライト面積率：４０％以上
フェライト相は良好な延性を得るために必要である。したがって、フェライト相の面積率は４０％以上であることが好ましい。さらに好ましくは４５％以上、特に好ましくは５０％以上である。一方、フェライト単相組織の場合には加工硬化率が低下する場合がある。したがって、フェライト相の面積率は９７％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは９５％以下である。
【００５４】
・上記式（２）および（３）を満足すること
本発明においてフェライト粒の微細化は重要である。これにより、き裂の発生、進展および連結を抑制して、局部変形能を向上させる。さらに、第二相を微細分散させることにより、加工時の変形を一様化し、加工硬化率を向上させ、延性および穴拡げ性を向上させる。一方、過度の微細化は加工硬化率を低下させて延性を低下させる場合がある。このため、上記式（２）および（３）を満足することが好ましい。下記式（３−１）を満足することがさらに好ましい：
１．０≦Ｄ≦７／（１００×Ｃ×Ｍｎ）０．２２          （３−１）。
【００５５】
＜集合組織＞
本発明に係る製造方法により得られる熱延鋼板の鋼組織は、板厚中心位置において、下記式（４）および（５）を満足すると共に、｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位群の回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値の最大値が８．０以下である集合組織を有することが好ましい。
【００５６】
Ｉ｛１１１｝≧１．２                                    （４）
Ｉ｛１１１｝−Ｉ｛１００｝−Ｉ｛２１１｝≧−３．２      （５）
ここで、各記号の意味は次の通りである：
Ｉ｛１１１｝：｛１１１｝回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値、
Ｉ｛１００｝：｛１００｝回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値、
Ｉ｛２１１｝：｛２１１｝回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値。
【００５７】
・｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位群の回折Ｘ線強度のランダム試料の回折Ｘ線強度に対する比の値の最大値：８．０以下
板厚中心位置において｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位の集合組織が発達すると、特に穴拡げ性を低下させる。このため、これらの方位を低減させることにより、穴拡げ性を向上させることができる。したがって、これらの方位のＸ線ランダム強度比の最大値を８．０以下とすることが好ましい。さらに好ましくは７．５以下、特に好ましくは７．０以下である。低ければ低いほど好ましい。
【００５８】
なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
【００５９】
｛２１１｝＜０１１＞〜｛１００｝＜０１１＞方位群の回折Ｘ線強度とは、Ｘ線回折により（１１０）、（２００）、（２１１）不完全極点図を求めたのち、前掲非特許文献１に記載された反復級数展開法によりＯＤＦ解析を行ない、Ｂｕｎｇｅ法におけるφ１＝０°、φ２＝４５°、Φ＝０〜３５°の回折Ｘ線強度である。その中でランダム試料に対する強度比で最も高い値が８．０以下であればよい。なお、不完全極点図とは、反射法で得られる極点図のことである。また、ランダム試料とは、結晶方位の配向を持たずに不規則な分布を有する試料のことである。
【００６０】
・上記式（４）および（５）を満足すること
板面方向の｛１１１｝が発達すると穴拡げ性が向上し、｛１００｝および｛２１１｝が発達すると穴拡げ性が低下する。このため、｛１１１｝の発達を促進させ、｛１００｝および｛２１１｝の発達を抑制することにより、穴拡げ性を向上させることができる。したがって、上記式（４）および（５）を満足することが好ましい。上記式（４）に関しては、下記式（４−１）を満足することがさらに好ましく、下記式（４−２）を満足することが特に好ましい。なお、Ｉ｛１１１｝は高ければ高いほど好ましい。また、上記式（５）に関しては、下記式（５−１）を満足することがさらに好ましく、下記式（５−２）を満足することが特に好ましく、下記式（５−３）を満足することが最も好ましい。なお、「Ｉ｛１１１｝−Ｉ｛１００｝−Ｉ｛２１１｝」の値は高ければ高いほど好ましい。
【００６１】
Ｉ｛１１１｝≧１．４                                    （４−１）
Ｉ｛１１１｝≧１．６                                    （４−２）
Ｉ｛１１１｝−Ｉ｛１００｝−Ｉ｛２１１｝≧−３．０      （５−１）
Ｉ｛１１１｝−Ｉ｛１００｝−Ｉ｛２１１｝≧−２．８      （５−２）
Ｉ｛１１１｝−Ｉ｛１００｝−Ｉ｛２１１｝≧−２．６      （５−３）
なお、従来の制御冷却制御圧延法や、Ｔｉ、Ｎｂなどを添加して組織の微細化を図る方法では、｛１００｝や｛２１１｝が発達してしまい、一方で｛１１１｝の発達は抑制されていた。
【００６２】
本発明に係る製造方法を採用することにより、組織微細化とともに｛１１１｝を発達させ、同時に｛１００｝および｛２１１｝の発達を抑制することにより、優れた延性および穴拡げ性を有する熱延鋼板を得ることができる。
【００６３】
＜機械的性質＞
本発明に係る製造方法で得られる熱延鋼板は、鋼組織および集合組織の制御により、優れた延性と穴拡げ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、鋼板の引張強度（ＴＳ）は３７０ＭＰａ以上であることが好ましい。ＴＳはさらに好ましくは４９０ＭＰａ以上、特に好ましくは５４０ＭＰａである。
【００６４】
製造された熱延鋼板の延性および穴拡げ性については、それらと強度とのバランスの指標となる、それぞれＴＳ×ＥＬ（ＥＬ：全伸び）およびＴＳ×ＨＥＲ（ＨＥＲ：日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ−Ｔ１００１−１９９６に規定の穴拡げ率）により評価することが適切である。延性はＴＳ×ＥＬの値が１４０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１５０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましく、１６０００ＭＰａ・％以上であることが特に好ましい。穴拡げ性はＴＳ×ＨＥＲの値が４４０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、４７０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましく、５００００ＭＰａ・％以上であることが特に好ましい。
【実施例】
【００６５】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳造した後、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さのスラブとした。得られたスラブを１２５０℃に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表２に示す条件で熱間圧延を施して、２ｍｍの板厚に仕上げた。
【００６６】
表２において、熱間圧延最終２パス圧延条件のパス１、２はそれぞれ最終パスの１つ前、最終パスを意味する。最終圧延パス間時間は、最終圧延パスの１つ前の圧延パスの圧延完了から最終圧延パスの圧延開始までのパス間時間のことである。
【００６７】
【表１】
2015151600.tif 000002
【００６８】
【表２】
2015151600.tif 000003
【００６９】
得られた熱延鋼板について、走査型電子顕微鏡を用いて鋼板板厚の断面を観察し、第二相の組織を調査するとともに、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライトの平均粒径Ｄを切片法で求め、その面積率を点算法で測定した。
【００７０】
また、Ｘ線回折試験により、板厚中心位置における（２００）、（１１０）、（２１１）のランダム試料に対する回折Ｘ線強度比を測定し、さらに（２００）、（１１０）、（２１１）不完全極点図を求めて、先に説明したようにＯＤＦ解析を行なって、各方位の回折Ｘ線強度を求めた。
【００７１】
熱延鋼板の機械特性を評価するため、ＪＩＳ５号引張試験片にて引張試験を行って、引張強度ＴＳ、全伸びＥＬを求めた。また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ−Ｔ１００１−１９９６に準拠して穴拡げ試験を行い、ＨＥＲ（穴拡げ率）を測定した。全伸びＥＬおよび穴拡げ率ＨＥＲについては、強度とのバランスを示すＴＳ×ＥｌおよびＴＳ×ＨＥＲの値を求めた。
【００７２】
表３に鋼組織、集合組織および機械特性の調査結果を示す。第二相の種類の欄において、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライト、θは粒界セメンタイトをそれぞれ意味する。
【００７３】
【表３】
2015151600.tif 000004
【００７４】
表３に示すように、本発明に従った発明例では、優れたＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−ＨＥＲバランスを有する、延性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が得られている。
【００７５】
これに対し、化学組成または製造条件が本発明の範囲外である比較例は、ＴＳ−ＥＬバランスおよび／またはＴＳ−ＨＥＲバランスに劣っている。