(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、
Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、
Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、
Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、
Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
Ｖ：０％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０％以上１．０％以下、
Ｃｏ：０％以上１．０％以下、
Ｗ：０％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０％以上１．０％以下、
Ｃａ：０％以上０．０１％以下、
Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、
Ｚｒ：０％以上０．０１％以下、
を含み、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
に制限し、残部が鉄および不純物からなり、
鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である
ことを特徴とする熱延鋼板。
【請求項２】
前記鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が１．０以上７．０以下である
ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記化学成分として、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、
Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、
Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、
Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、
Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、
のうちの少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板に関する。
本願は、２０１８年１１月２８日に、日本に出願された特願２０１８−２２２２９７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の燃費向上と衝突安全性確保との両立が求められており、自動車用鋼板の高強度化がすすめられており、自動車車体には、高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。【０００３】
熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に、自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱延鋼板には、軽量化、耐久性、衝撃吸収能などの観点から、高強度化が進められており、同時に複雑な形状への成形に耐えうるだけの優れた成形性も必要とされている。【０００４】
しかし、熱延鋼板の成形性は、材料の高強度化とともに低下する傾向があるため、高強度と良好な成形性とを両立することは難しい課題である。【０００５】
特に近年、自動車の足廻り部品の軽量化への要望が高まっており、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性の実現が重要な課題となっている。【０００６】
例えば、非特許文献１には、組織制御によって、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト等の単一組織に制御することで曲げ加工性が改善することが報告されている。【０００７】
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５５％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．７％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０６〜０．０９５％を含有し、面積率で９５％以上がフェライトからなる組織に制御し、フェライト結晶粒内のＴｉを含む炭化物粒子径と、Ｔｉを含む硫化物として平均径０．５μｍ以下のＴｉＳのみが分散析出した組織に制御することで、５９０ＭＰａ以上７５０ＭＰａ以下の引張強度と優れた曲げ加工性を実現する方法が開示されている。【０００８】
一方、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下およびＴｉ：０．０３〜０．１３％を含有し、鋼板内部の組織を、ベイナイト単相、またはベイナイトを分率で９５％超とする組織に制御し、かつ、鋼板表層部の組織をベイナイト相の分率が８０％未満でかつ、加工性に富むフェライトの分率を１０％以上とすることで、引張強度７８０ＭＰａ以上を維持したまま、曲げ加工性を向上させる方法が開示されている。【０００９】
さらに、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％を含有し、焼戻マルテンサイト相を体積率で９０％以上の主相とし、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が２０μｍ以下で、かつ圧延方向に直交する断面における旧オーステナイト粒の平均粒径が１５μｍ以下である旧γ粒の異方性を低減した組織に制御することで、降伏強さ９６０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ加工性、および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。【００１０】
特許文献４には、鋼板表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における、特定の結晶方位群の各方位の極密度を制御し、圧延方向に対して直角方向のランクフォード値であるｒＣが０．７０以上１．１０以下でかつ、圧延方向に対して３０°をなす方向のランクフォード値であるｒ３０が０．７０以上１．１０以下とすることで、局部変形能に優れ、かつ曲げ加工性の異方性が小さい熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】日本国特開２０１３−１３３４９９号公報
【特許文献２】日本国特開２０１２−６２５５８号公報
【特許文献３】日本国特開２０１２−７７３３６号公報
【特許文献４】国際公開第２０１２／１２１２１９号
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  ｔｈｅ  Ｊａｐａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  ｏｆ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、ｖｏｌ．３６（１９９５）、Ｎｏ．４１６、ｐ．９７３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
上記したように鋼板の強度を高めた上でさらに曲げ加工性を改善することが、現在、要求されているが、上記した特許文献１から特許文献４の技術では、強度と曲げ加工性との両立が十分であるとは言えない。本発明が解決しようとする課題は、曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板を提供することである。【００１４】
なお、上記した曲げ加工性とは、曲げ加工した際に、加工部にて亀裂が生じにくいことを示す指標であり、またはその亀裂が成長しにくいことを示す指標である。ただ、本発明では、詳しく後述するが、従来とは異なり、曲げ加工した際に、曲げ加工部の内側から発生する亀裂（曲げ内割れ）を対象とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、Ｂ：０％以上０．０１０％以下、Ｖ：０％以上１．０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上１．０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｎｉ：０％以上１．０％以下、Ｃａ：０％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含み、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄および不純物からなり、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、上記鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が１．０以上７．０以下であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、上記化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の上記形態によれば、７８０ＭＰａ以上の引張強度（引張最大強度）を有し、曲げ内割れ発生の抑制ができる曲げ加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）であって、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群、および｛１１０｝＜００１＞方位を示した図である。
【図２】φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）であって、｛３３２｝＜１１３＞方位、および｛１１０｝＜００１＞方位を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
【００１９】
まず、本実施形態に係る熱延鋼板を想到するに至った経緯を説明する。
【００２０】
従来、鋼板の曲げ加工における割れは、曲げ外側の鋼板表面または端面付近から亀裂が発生することが一般的であった。ただ、本発明者らは、高強度鋼板の曲げ加工性について鋭意調査を行った結果、鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側の鋼板表面から亀裂が生じやすくなることを明らかにした（以下、曲げ内割れと呼称する）。このような曲げ内割れは、これまで検討されていなかった。
【００２１】
曲げ内割れの発生メカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。このせん断変形帯が更に成長することで、曲げ内側表面からせん断変形帯に沿った亀裂が発生し成長する。
【００２２】
鋼板の高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、鋼板の高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
【００２３】
本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ７８０ＭＰａ以上の鋼板で発生しやすくなり、９８０ＭＰａ以上の鋼板で顕著になり、１１８０ＭＰａ以上の鋼板で更に顕著になることがわかった。
【００２４】
本発明者らは、曲げ内割れが生じる上記した推定メカニズム（せん断変形帯に沿った亀裂の発生と伝搬）に基づいて、集合組織に着目した曲げ内割れを抑制する方法を探索した。
【００２５】
鋼板に変形を加えた時、変形に対するすべり系の働きやすさは、各結晶方位によって異なる（シュミッド因子）。これはすなわち結晶方位ごとに変形抵抗が異なると考えることができる。集合組織が比較的ランダムであれば変形抵抗も均一であるため、変形が均一に生じやすいが、特定の集合組織が発達すると変形抵抗が大きい方位を持つ結晶とそれ以外の方位の結晶との間に変形の偏りが生じるため、せん断変形帯を生じやすくなる。
【００２６】
逆に、変形抵抗が大きい方位粒の存在比率を減らせば、変形は均一に生じるため、せん断変形帯は生じにくくなる。すなわち、曲げ内割れは抑制できる可能性がある。この発想から本発明者らは、熱延鋼板の集合組織と曲げ内割れとの関係を鋭意調査し、熱延鋼板で発達しやすい特定の集合組織を制御することで、曲げ内割れを抑制できることを見出した。
【００２７】
特に、本発明者らが鋭意検討を行った結果、鋼板表面領域における集合組織は、曲げ変形時の亀裂の形成に影響することを見出した。また、鋼板の板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域の集合組織は、表面領域で発生した亀裂の伝搬に影響することを見出した。
【００２８】
本発明者らは、上記知見に基づいて、熱間圧延の仕上げ圧延にて、鋼板表面領域に形成する集合組織を制御し、変形抵抗が大きい方位粒の存在比率を減らすことで、曲げ内割れの発生を抑制できる熱延鋼板を実現できることを見出した。加えて、鋼板表面領域の集合組織を制御した上で、鋼板内部領域の集合組織も制御すれば、曲げ内割れの伝搬をさらに好ましく抑制できることを見出した。
【００２９】
具体的には、鋼組成を適切な範囲に制御し、熱間圧延時の板厚と温度とを制御し、加えて、従来では積極的に制御されてこなかった熱間圧延の仕上げ圧延時の最終２段の圧延にて、板厚やロール形状比や圧下率や温度を制御し、さらに仕上げ圧延時の最終３段の圧延にて、総圧下率を制御することで、鋼板表面領域の加工組織を制御する。その結果、再結晶が制御されて、鋼板表面領域の集合組織が適正化されるので、曲げ内割れの発生を抑制できることがわかった。
【００３０】
また、上記の鋼板表面領域の集合組織の適正化に加えて、熱間圧延の仕上げ圧延条件を好ましく制御することで鋼板内部領域の加工組織を制御し、その結果、鋼板内部領域の集合組織を適正化すれば、曲げ内割れの伝搬をさらに好ましく抑制できることを見出した。
【００３１】
本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下、Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．２０％以下、Ｂ：０％以上０．０１０％以下、Ｖ：０％以上１．０％以下、Ｃｒ：０％以上１．０％以下、Ｍｏ：０％以上１．０％以下、Ｃｕ：０％以上１．０％以下、Ｃｏ：０％以上１．０％以下、Ｗ：０％以上１．０％以下、Ｎｉ：０％以上１．０％以下、Ｃａ：０％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含み、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄および不純物からなる。  また、本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下である。また、本実施形態に係る熱延鋼板では、引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下である。
【００３２】
また、本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が１．０以上７．０以下であることが好ましい。
【００３３】
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
【００３４】
１．化学成分
まず、鋼組成およびその限定理由について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部が鉄及び不純物からなる。
【００３５】
本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌが基本元素（主要な合金化元素）である。
【００３６】
（Ｃ：０．０３０％以上０．４００％以下）
Ｃ（炭素）は、鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が、０．４００％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．４００％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％である。
【００３７】
（Ｓｉ：０．０５０％以上２．５％以下）
Ｓｉ（シリコン）は、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５０％未満では、降伏強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．５％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５％以下である。
【００３８】
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは３．００％以下、より好ましくは、２．６０％以下とする。
【００３９】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下）
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶アルミニウム）は、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０１％以上の添加がより望ましく、さらに望ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、最も好ましくは０．０８％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
【００４０】
本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
【００４１】
（Ｐ：０．０２０％以下）
Ｐ（燐）は、一般には鋼に含有される不純物である。ただ、引張強度を高める作用を有するので、Ｐを積極的に含有させることもある。しかし、Ｐ含有量が０．０２０％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０１０％以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上にしてもよい。
【００４２】
（Ｓ：０．０２０％以下）
Ｓ（硫黄）は、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２０％超では溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。
【００４３】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎ（窒素）は、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に制限する。
【００４４】
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒのうちの少なくとも１種を含有してもよい。これらの選択元素は、熱延鋼板の機械特性を好ましく向上させる。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
【００４５】
（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして、鋼板の冷却中又は巻取り中に、鋼板組織のフェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。Ｔｉを過剰に添加すると、熱間圧延時の再結晶を抑制し、特定の結晶方位の集合組織が発達する。そのため、Ｌ軸曲げおよびＣ軸曲げの最小内曲げ半径の平均値を板厚で割った値であるＲ／ｔが２．２以下とならない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。
【００４６】
（Ｎｂ：０％以上０．２０％以下）
Ｎｂ（ニオブ）は、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶を著しく抑制する元素である。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。Ｎｂが０．２０％を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶を抑制し、集合組織が発達することで、Ｌ軸曲げおよびＣ軸曲げの最小内曲げ半径の平均値を板厚で割った値であるＲ／ｔが２．２以下とならない。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。上記の効果を好ましく得るために、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
【００４７】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００４８】
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
Ｂ（ボロン）は、粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。Ｂ含有量が０．０１０％を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。
【００４９】
（Ｖ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｒ：０％以上１．０％以下）
（Ｍｏ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｕ：０％以上１．０％以下）
（Ｃｏ：０％以上１．０％以下）
（Ｗ：０％以上１．０％以下）
（Ｎｉ：０％以上１．０％以下）
Ｖ（バナジウム）、Ｃｒ（クロミウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｗ（タングステン）、Ｎｉ（ニッケル）は、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ１．０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ１．０％以下とする。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．８％以下、より好ましくは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、いずれの元素についても、それぞれ０．００５％以上であればよい。
【００５０】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．００５％以上１．０％以下、Ｗ：０．００５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００５１】
（Ｃａ：０％以上０．０１％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１％以下）
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｚｒ（ジルコニウム）は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ０．０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。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。これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％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、いずれの元素についても、それぞれ０．０００３％以上であればよい。
【００５２】
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、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。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。
【００５３】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００５４】
上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ−ＡＥＳによって測定すればよい。また、ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解−非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
【００５５】
２．集合組織
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の集合組織について説明する。
【００５６】
本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域にて、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下となる集合組織を有する。
【００５７】
（鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域）
鋼板を曲げ変形する際、板厚中心を境に、表面に向かってひずみが大きくなり、最表面でひずみは最大となる。したがって、曲げ内割れの亀裂は鋼板表面に生成する。このような、亀裂の生成に寄与するのは、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域の組織であるため、表面領域の集合組織を制御する。
【００５８】
なお、表裏面で集合組織の発達が異なる鋼板の場合、片側の鋼板表面から板厚１／１０までの範囲で上記の集合組織を満たしていればよい。集合組織を満たす面を曲げ内側にして曲げ加工を行えば、本実施形態の効果を得ることができる。
【００５９】
（表面領域にて、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下）
｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位は、常法で作製した高強度熱延鋼板の表面領域に発達しやすい方位である。これらの方位を持つ結晶は、曲げ加工時に曲げ内側で変形抵抗が特に大きい。そのため、これらの方位を持つ結晶とその他の方位の結晶との変形抵抗の差異に起因して、せん断変形帯が生じやすい。したがって、これらの方位の極密度を小さくすることで、曲げ内割れを抑制することができる。ただし、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度および｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度のどちらか一方のみを小さくしても、本実施形態の効果は得られないので、その総和を小さくすることが重要である。
【００６０】
鋼板表面から板厚１／１０までの範囲である表面領域における、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が６．０超であると、せん断変形帯が顕著に発生しやすくなり、曲げ内割れの発生の要因となるので、Ｌ軸曲げおよびＣ軸曲げの最小内曲げ半径の平均値を板厚で割った値であるＲ／ｔが２．２以下とならない。このため、これらの和を６．０以下とする。これらの和は、好ましくは５．０以下、さらに好ましくは４．０以下である。
【００６１】
上記の｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和は小さい程好ましいが、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、この値を０．５未満とすることは困難であるため、実質的な下限が０．５となる。
【００６２】
本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が１．０以上７．０以下である集合組織を有することが好ましい。
【００６３】
（鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域）
鋼板を曲げ変形して表面領域にて曲げ内割れが発生すると、この曲げ内割れが板厚内部領域に向かって伝搬することがある。このような、曲げ内割れの伝搬は、鋼板表面を基準として板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域が主に寄与するため、この領域の集合組織を制御することが好ましい。
【００６４】
（内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和が１．０以上７．０以下）
｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位と（１１０）＜００１＞の結晶方位は、常法で作製した高強度熱延鋼板の板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域に発達しやすい方位である。これらの方位を持つ結晶は、曲げ加工時に曲げ内側で変形抵抗が大きくなりやすい。そのため、これらの方位を持つ結晶とその他の方位の結晶との変形抵抗の差異に起因して、表面領域で発生した曲げ内割れが内部領域へ伝搬しやすい。したがって、表面領域で集合組織を制御した上で、さらに内部領域にて、これらの方位の極密度を小さくすることで、曲げ内割れを好ましく抑制することができる。ただし、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度および（１１０）＜００１＞の結晶方位の極密度のどちらか一方のみを小さくしても、本実施形態の効果は得られないので、その総和を小さくすることが好ましい。
【００６５】
板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を７．０以下に制御することで、曲げ内割れを好ましく抑制することができる。このため、鋼板表面領域の結晶方位を所定の範囲に制御した上で、これら極密度の和を７．０以下とすることで、Ｌ軸曲げおよびＣ軸曲げの最小内曲げ半径の平均値を板厚で割った値であるＲ／ｔが１．８以下を満たす。この極密度の和は、好ましくは６．０以下、更に好ましくは５．０以下である。
【００６６】
上記の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和は小さい程好ましいが、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、実質的に１．０未満に制御することは困難であるため、実質的な下限が１．０となる。
【００６７】
極密度は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定できる。ＥＢＳＰ法による解析に供する試料は、圧延方向と平行でかつ板面に垂直な切断面を機械研磨し、その後に化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去する。この試料を用いて、鋼板表面から板厚１／１０までの範囲、また必要に応じて板厚１／８から板厚３／８までの範囲について、測定間隔を４μｍとし、測定面積が１５００００μｍ２以上となるようにＥＢＳＰ法による解析を行う。
【００６８】
図１に、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）と、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群、および｛１１０｝＜００１＞方位を示す。｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群とは、集合組織解析をＢＵＮＧＥ表示し、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５〜９０°、Φ＝３０〜６０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この方位群の平均極密度を、図１に示す上記範囲で算出する。なお、｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞方位群は、厳密にはＯＤＦ上でφ１＝９０°、Φ＝３０〜６０°、φ２＝４５°の範囲であるが、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差があるため、本実施形態に係る熱延鋼板では、φ１＝８５〜９０°、Φ＝３０〜６０°、φ２＝４５°の範囲で平均極密度を算出する。
【００６９】
同様に、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位は、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５〜９０°、Φ＝８５〜９０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この結晶方位の極密度を、図１に示す上記範囲で算出する。
【００７０】
ここで、圧延板の結晶方位は、通常、板面と平行な格子面を（ｈｋｌ）又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］又は＜ｕｖｗ＞で表示する。なお、｛ｈｋｌ｝および＜ｕｖｗ＞は、等価な格子面および方向の総称であり、（ｕｖｗ）および［ｈｋｌ］は、個々の格子面および方向を指す。即ち、本実施形態に係る熱延鋼板では、ｂｃｃ構造を対象としているので、例えば、（１１０）、（−１１０）、（１−１０）、（−１−１０）、（１０１）、（−１０１）、（１０−１）、（−１０−１）、（０１１）、（０−１１）、（０１−１）、（０−１−１）、は等価な格子面であり、区別がつかない。このような場合、これらの格子面を総称して｛１１０｝と称する。
【００７１】
図２に、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）と、｛３３２｝＜１１３＞方位、および｛１１０｝＜００１＞方位を示す。｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位とは、集合組織解析をＢＵＮＧＥ表示し、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５〜９０°、Φ＝６０〜７０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この結晶方位の極密度を、図２に示す上記範囲で算出する。
【００７２】
同様に、｛１１０｝＜００１＞の結晶方位は、φ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）で、φ１＝８５〜９０°、Φ＝８５〜９０°、φ２＝４５°の範囲を指す。この結晶方位の極密度を、図２に示す上記範囲で算出する。
【００７３】
３．鋼板組織
本実施形態に係る熱延鋼板では、集合組織が上記のように制御されればよく、鋼組織の構成相は特に制限されない。
【００７４】
ただ、本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼組織の構成相として、フェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどのいずれの相を有していてもよく、組織中に炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。
【００７５】
例えば、面積％で、フェライト：０％以上７０％以下、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの合計：０％以上１００％以下（ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイト単一組織でもよい）、残留オーステナイト：２５％以下、フレッシュマルテンサイト：０％以上１００％以下（マルテンサイト単一組織でもよい）、および、パーライト：５％以下であることが好ましい。上記の構成相以外の残部が５％以下に制限されることが好ましい。
【００７６】
４．機械特性
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の機械特性について説明する。
【００７７】
（引張強度が７８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下）
本実施形態に係る熱延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度を有することが好ましい。そのため、引張最大強度（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上とする。引張最大強度は、好ましくは９８０ＭＰａ以上である。引張最大強度の上限は特に定める必要はないが、例えばこの上限を１３７０ＭＰａとすればよい。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、全伸び（ＥＬ）が７％以上あることが好ましい。なお、引張試験はＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
【００７８】
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した鋼組成、集合組織、および引張強度を満足することで、Ｌ軸曲げおよびＣ軸曲げの最小内曲げ半径の平均値を板厚で割った値であるＲ／ｔが２．２以下となる。
【００７９】
なお、Ｒは曲げ内割れの最小曲げ半径であり、ｔは熱延鋼板の板厚である。曲げ試験は、例えば、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ  Ｚ２２４８（２０１４）（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して行えばよい。曲げ内側に亀裂が発生しているか否かを調査して、亀裂の発生しない最小内曲げ半径Ｒを求める。
【００８０】
５．製造方法
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００８１】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る熱延鋼板を製造するための一つの例である。
【００８２】
優れた曲げ加工性を得るためには、最も厳しい曲げ変形を受ける曲げ内側の鋼板表面領域の集合組織を制御することで、亀裂の発生を抑制することが重要である。さらに、鋼板内部領域の所定方位の極密度を低減することで、鋼板表面領域に発生した微小な亀裂を内部まで進展させないことが望ましい。これらを満たすための製造条件を以下に示す。
【００８３】
熱間圧延に先行する製造工程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、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または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、鋳造スラブを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よいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００８４】
鋳造したスラブに、加熱を施す。この加熱工程では、スラブを１２００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉおよびＮｂ系析出物が十分に溶解しないので後工程の熱間圧延時に十分な析出強化が得られず、また粗大な炭化物として鋼中に残存することで成形性を劣化させる。したがって、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。一方、加熱温度１３００℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するため、加熱温度は１３００℃以下とする。ＴｉおよびＮｂ系析出物を十分に溶解させるため、この温度範囲で３０分以上保持することが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために保持時間は、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
【００８５】
加熱されたスラブに、粗圧延を施す。この粗圧延工程では、粗圧延後の粗圧延板の厚さを３５ｍｍ超４５ｍｍ以下に制御する。粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における圧延開始時から圧延完了時までに生じる圧延板の先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼす。また、粗圧延板の厚さが、３５ｍｍ以下または４５ｍｍ超であると、次工程である仕上げ圧延中に鋼板へ導入されるひずみ量が変化して、仕上げ圧延中に形成される加工組織が変化する。その結果、再結晶挙動が変化して、所望の集合組織を得ることが困難になる。特に、鋼板表面領域で上記した集合組織を得ることが困難になる。
【００８６】
粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上げ圧延工程では、多段仕上げ圧延を施す。仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下であり、仕上げ圧延の開始前の鋼板の厚さ（粗圧延板の厚さ）が３５ｍｍ超４５ｍｍ以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段より１段前の圧延は、圧延温度が９６０℃以上１０２０℃以下であり、圧下率が１１％超２３％以下である。また、多段仕上げ圧延の最終段は、圧延温度が９３０℃以上９９５℃以下であり、圧下率が１１％超２２％以下である。また、最終２段の圧下時の各条件を制御し、以下の式１によって計算される集合組織形成パラメータωが１１０以下を満たす。さらに、多段仕上げ圧延の最終３段の総圧下率が３５％以上である。上記条件で仕上げ圧延を施す。
【００８７】
【数１】
0006798643.tif 000002
【００８８】
【数２】
0006798643.tif 000003
【００８９】
【数３】
0006798643.tif 000004
【００９０】
【数４】
0006798643.tif 000005
【００９１】
【数５】
0006798643.tif 000006
【００９２】
【数６】
0006798643.tif 000007
【００９３】
【数７】
0006798643.tif 000008
【００９４】
【数８】
0006798643.tif 000009
【００９５】
ここで、
ＰＥ：析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値（単位：質量％）
Ｔｉ：鋼中に含まれるＴｉの濃度（単位：質量％）
Ｎｂ：鋼中に含まれるＮｂの濃度（単位：質量％）
Ｆ１＊：最終段より１段前の換算圧下率（単位：％）
Ｆ２＊：最終段の換算圧延圧下率（単位：％）
Ｆ１：最終段より１段前の圧下率（単位：％）
Ｆ２：最終段の圧下率（単位：％）
Ｓｒ１：最終段より１段前の圧延形状比（無単位）
Ｓｒ２：最終段における圧延形状比（無単位）
Ｄ１：最終段より１段前のロール径（単位：ｍｍ）
Ｄ２：最終段のロール径（単位：ｍｍ）
ｔ１：最終段より１段前の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
ｔ２：最終段の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）
ｔｆ：仕上げ圧延後の板厚（単位：ｍｍ）
ＦＴ１＊：最終段より１段前の換算圧延温度（単位：℃）
ＦＴ２＊：最終段の換算圧延温度（単位：℃）
ＦＴ１：最終段より１段前の圧延温度（単位：℃）
ＦＴ２：最終段の圧延温度（単位：℃）
【００９６】
ただし、式１〜式８で、Ｆ１やＦ２のように変数に付記されている数字の１および２は、多段仕上げ圧延での最終２段の圧延について、最終段より１段前の圧延に関する変数に１を付記し、最終段の圧延に関する変数に２を付記している。例えば、全７段の圧延からなる多段仕上げ圧延では、Ｆ１は圧延入口側から数えて６段目の圧延の圧下率を意味し、Ｆ２は７段目の圧延の圧下率を意味する。
【００９７】
析出物形成元素による再結晶抑制効果の換算値ＰＥについて、ピン止めおよびソリュートドラッグの効果は、Ｔｉ＋１．３Ｎｂの値が０．０２以上で顕在化するため、式２にて、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ＜０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝０．０１とし、Ｔｉ＋１．３Ｎｂ≧０．０２を満たす場合には、ＰＥ＝Ｔｉ＋１．３Ｎｂ−０．０１とする。
【００９８】
最終段より１段前の換算圧下率Ｆ１＊については、最終段より１段前の圧下率Ｆ１が集合組織に及ぼす影響が、Ｆ１の値が１２以上で顕在化するため、式３にて、Ｆ１＜１２を満たす場合には、Ｆ１＊＝１．０とし、Ｆ１≧１２を満たす場合には、Ｆ１＊＝Ｆ１−１１とする。
【００９９】
最終段の換算圧延圧下率Ｆ２＊については、最終段の圧下率Ｆ２が集合組織に及ぼす影響が、Ｆ２の値が１１．１以上で顕在化するため、式４にて、Ｆ２＜１１．１を満たす場合には、Ｆ２＊＝０．１とし、Ｆ２≧１１．１を満たす場合には、Ｆ２＊＝Ｆ２−１１とする。
【０１００】
式１は、最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上である仕上げ圧延での好ましい製造条件を示すものであり、ＦＴ２が９３０℃未満の場合には、集合組織形成パラメータωの値に意味をなさない。すなわち、ＦＴ２が９３０℃以上であり、且つωが１１０以下である。
【０１０１】
（仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上１１５０℃以下）
仕上げ圧延の開始温度が１０００℃未満であると、最終２段を除く前段での圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、鋼板表面領域の集合組織が発達して、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、仕上げ圧延の開始温度は１０００℃以上とする。仕上げ圧延の開始温度は、好ましくは１０５０℃以上である。一方、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃超とすると、過度にオーステナイト粒が粗大化し、靱性を劣化させるので、仕上げ圧延の開始温度を１１５０℃以下とする。
【０１０２】
（多段仕上げ圧延における最終２段の圧下時の各条件を制御し、式１によって計算されるωが１１０以下となる条件で仕上げ圧延を施す）
本実施形態に係る熱延鋼板の製造では、多段仕上げ圧延における最終２段の熱延条件が重要となる。
【０１０３】
式１で定義するωの計算に用いる最終２段の圧延時の圧下率Ｆ１およびＦ２は、各段での圧延前後の板厚の差を、圧延前の板厚で除した値を百分率で表した数値である。圧延ロールの直径Ｄ１およびＤ２は、室温で測定したものであり、熱延中の扁平を考慮する必要はない。また、圧延入口側の板厚ｔ１およびｔ２、並びに仕上げ圧延後の板厚ｔｆは、放射線等を用いてその場で測定してもよいし、圧延荷重から、変形抵抗等を考慮して計算で求めてもよい。なお、仕上げ圧延後の板厚ｔｆは、熱延完了後の鋼板の最終板厚としてもよい。圧延開始温度ＦＴ１およびＦＴ２は、仕上げ圧延スタンド間の放射温度計等の温度計によって測定した値を用いればよい。
【０１０４】
集合組織形成パラメータωは、仕上げ圧延の最終２段で鋼板全体に導入される圧延ひずみと、鋼板表面領域に導入されるせん断ひずみと、圧延後の再結晶速度を考慮した指標であり、集合組織の形成し易さを意味する。集合組織形成パラメータωが１１０を超える条件で最終２段の仕上げ圧延を行うと、表面領域にて｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度とが発達し、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、仕上げ圧延工程にて、集合組織形成パラメータωは１１０以下に制御する。
【０１０５】
また、集合組織形成パラメータωを９８以下とした場合、鋼板表面領域に導入されるせん断ひずみ量が低下するとともに、板厚１／８から板厚３／８までの範囲である内部領域における再結晶挙動が促進されるため、鋼板表面領域の集合組織に加えて、鋼板内部領域にて、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度の和が７．０以下となり、より曲げ内割れが生じにくくなる。したがって、仕上げ圧延工程にて、集合組織形成パラメータωを９８以下とすることが好ましい。
【０１０６】
（最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃以上１０２０℃以下）
最終段より１段前の圧延温度ＦＴ１が９６０℃未満であると、圧延によって加工された組織の再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は９６０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ１が１０２０℃超であると、オーステナイト粒の粗大化などに起因して、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ１は１０２０℃以下とする。
【０１０７】
（最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％超２３％以下）
最終段より１段前の圧下率Ｆ１が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ１が２３％超であると、結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ１は２３％以下とする。
なお、圧下率Ｆ１は以下のように計算される。
Ｆ１＝（ｔ１−ｔ２）／ｔ１×１００
【０１０８】
（最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃以上９９５℃以下）
最終段の圧延温度ＦＴ２を９３０℃未満とすると、オーステナイトの再結晶速度が著しく低下して、表面領域にて｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を６．０以下にできない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９３０℃以上とする。一方、圧延温度ＦＴ２が９９５℃超であると、加工組織の形成状態や再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧延温度ＦＴ２は９９５℃以下とする。
【０１０９】
（最終段の圧下率Ｆ２が１１％超２２％以下）
最終段の圧下率Ｆ２が１１％以下であると、圧延によって鋼板へ導入されるひずみ量が不十分となって再結晶が十分に起こらず、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は１１％超とする。一方、圧下率Ｆ２が２２％超であると、結晶中の格子欠陥が過剰となって再結晶挙動が変化するため、表面領域の集合組織を上記範囲に制御できない。したがって、圧下率Ｆ２は２２％以下とする。
なお、圧下率Ｆ２は以下のように計算される。
Ｆ２＝（ｔ２−ｔｆ）／ｔ２×１００
【０１１０】
（最終３段の総圧下率Ｆｔが３５％以上）
最終３段の総圧下率Ｆｔはオーステナイトの再結晶を促進するために大きい方がよい。最終３段の総圧下率Ｆｔが３５％未満であると、オーステナイトの再結晶速度が著しく低下して、表面領域にて｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を６．０以下にできない。一方、総圧下率Ｆｔの上限は、特に限定されないが、再結晶挙動を好ましく制御するために、４３％以下であることが好ましい
なお、最終３段の総圧下率Ｆｔは以下のように計算される。
Ｆｔ＝（ｔ０−ｔｆ）／ｔ０×１００
ここで、ｔ０は最終段より２段前の圧延開始時における板厚（単位：ｍｍ）である。
【０１１１】
仕上げ圧延工程では、上記した各条件を同時に且つ不可分に制御する。上記した各条件は、どれか１つの条件だけを満足させればよいわけではなく、上記した各条件のすべてを同時に満たすときに、表面領域の集合組織を上記範囲に制御することができる。
【０１１２】
仕上げ圧延後の熱延鋼板を、冷却して巻き取る。本実施形態に係る熱延鋼板では、ベース組織（鋼組織の構成相）の制御ではなく、集合組織を制御することによって、優れた曲げ加工性を達成している。そのため、冷却工程および巻取り工程では、製造条件を特に限定しない。したがって、多段仕上げ圧延後の冷却工程、および巻取り工程は、常法によって行えばよい。
【０１１３】
なお、仕上げ圧延中の鋼板の構成相はオーステナイトが主体であり、上記した仕上げ圧延によってオーステナイトの集合組織が制御される。このオーステナイトなどの高温安定相は、仕上げ圧延後の冷却および巻き取り時に、ベイナイトなどの低温安定相へ相変態する。この相変態によって結晶方位が変化して、冷却後の鋼板の集合組織が変化することがある。ただ、本実施形態に係る熱延鋼板に関しては、表面領域で制御する上記の結晶方位が、仕上げ圧延後の冷却および巻取りに大きな影響を受けない。すなわち、仕上げ圧延時にオーステナイトとして集合組織を制御しておけば、その後の冷却および巻取り時にベイナイトなどの低温安定相へ相変態しても、この低温安定相が、表面領域にて上記の集合組織の規定を満たす。板厚中心領域の集合組織についても同様である。
【０１１４】
また、本実施形態に係る熱延鋼板には、冷却後に、必要に応じ酸洗を施してもよい。この酸洗処理を行っても、表面領域の集合組織は変化しない。酸洗処理は、例えば、３〜１０％濃度の塩酸に８５℃〜９８℃の温度で２０秒〜１００秒で行えばよい。
【０１１５】
また、本実施形態に係る熱延鋼板は、冷却後に、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。このスキンパス圧延は、表面領域の集合組織が変化しない程度の圧下率とすればよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。
【実施例１】
【０１１６】
次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及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、この一条件例に制限されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。【０１１７】
所定の化学成分を有する鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度で、目的の粗圧延板板厚まで、スラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。粗圧延板に、全段７段からなる多段仕上げ圧延を施した。仕上げ圧延後の鋼板を冷却して巻き取って熱延鋼板を作製した。仕上げ圧延後の鋼板を冷却して巻き取って熱延鋼板を作製した。【０１１８】
表１および表２に熱延鋼板の化学成分を示す。なお、化学成分に関して、表中で「＜」を付記する値は、測定装置の検出限界以下の値であったことを示し、これらの元素は意図的に鋼に添加していないことを示す。【０１１９】
また、仕上げ圧延工程では、表３〜表６に記載の温度から仕上げ圧延を開始し、圧延開始から最終３段の圧延を除く、計４段の圧延によって、表３〜表６に記載の最終段より２段前の圧延開始時における板厚ｔ０まで圧延した。その後、表７〜表１０に記載の総圧下率Ｆｔで最終３段の圧延を施した。加えて、表３〜表１０に記載の各条件で最終２段の圧延を施した。仕上げ圧延完了後、以下に示す各冷却パターンで冷却および巻取りを行い、表３〜表６に示す板厚ｔｆの熱延鋼板とした。なお、熱延完了後の鋼板の最終板厚を、仕上げ圧延後の板厚ｔｆとした。【０１２０】
（冷却パターンＢ：ベイナイトパターン）
本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、巻取り温度４５０℃〜５５０℃まで冷却後、コイル状に巻き取った。【０１２１】
（冷却パターンＦ＋Ｂ：フェライト−ベイナイトパターン）
本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、６００〜７５０℃の冷却停止温度範囲内まで冷却し、冷却停止温度範囲内で冷却を停止して２〜４秒保持後、さらに２０℃／秒以上の平均冷却速度で、５５０℃以下の巻取り温度でコイル状に巻き取った。なお、冷却停止温度や保持時間は、以下のＡｒ３温度を参考にして設定した。
Ａｒ３（℃）＝８７０−３９０Ｃ＋２４Ｓｉ−７０Ｍｎ−５０Ｎｉ−５Ｃｒ−２０Ｃｕ＋８０Ｍｏ【０１２２】
（冷却パターンＭｓ：マルテンサイトパターン）
本パターンでは、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、１００℃以下の巻取り温度まで冷却後、コイル状に巻き取った。【０１２３】
なお、試材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２８では、１２００℃〜１１００℃の範囲で合計圧下率４０％以上の粗圧延を行い、多段仕上げ圧延の最終２段以外の５段の合計の圧下率が５０％以上となるように仕上げ圧延を行った。ただし、合計の圧下率は、それぞれ、粗圧延の開始や仕上げ圧延の開始時の板厚と、粗圧延の完了や仕上げ５段目の完了時の板厚とに基づいて計算して百分率で表した数値である。【０１２４】
作製した熱延鋼板に関して、表１および表２に各化学成分、表３〜表１０に各製造条件、表１１〜表１４に各製造結果を示す。なお、表７〜表１０中の「冷却・巻取りパターン」で、「Ｂ」はベイナイトパターンを示し、「Ｆ＋Ｂ」はフェライト−ベイナイトパターンを示し、「Ｍｓ」はマルテンサイトパターンを示す。また、表１１〜表１４中の「集合組織」で、「極密度の和Ａ」は｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を示し、「極密度の和Ｂ」は｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和を示す。また、表中で用いている各記号は、上記で説明した記号に対応する。【０１２５】
引張強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と垂直方向（Ｃ方向）が長手方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張最大強さＴＳ、突合せ伸び（全伸び）ＥＬを求めた。【０１２６】
曲げ試験は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状に切り出した試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４８（２０１４）（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）との両者の曲げ試験を実施し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求めた。ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で試験片の曲げ内側の亀裂を観察し、観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。なお、Ｌ軸曲げの最小内曲げ半径およびＣ軸曲げの最小内曲げ半径を平均した値を板厚で除した値を、限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。【０１２７】
表１〜表１４中で下線を付した数値は、本発明の範囲外にあることを示す。【０１２８】
表１〜表１４中、「本発明例」と記す試材Ｎｏ．は、本発明の条件をすべて満足する鋼板である。【０１２９】
本発明例では、鋼組成を満足し、表面領域にて｛２１１｝＜１１１＞〜｛１１１｝＜１１２＞からなる方位群の平均極密度と｛１１０｝＜００１＞の結晶方位の極密度との和が０．５以上６．０以下であり、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有している。そのため、限界曲げＲ／ｔが２．２以下となり、曲げ内割れ発生が抑制された曲げ加工性に優れる熱延鋼板が得られている。【０１３０】
一方、表１〜表１４中、「比較例」と記す試材Ｎｏ．は、鋼組成、表面領域の集合組織、または引張強度のうちの少なくとも１つを満足しなかった鋼板である。【０１３１】
試材Ｎｏ．５は、Ｍｎ含有量が制御範囲外であったため、引張強度が十分でなかった。
試材Ｎｏ．８は、Ｍｎ含有量が制御範囲外であったため、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が制御範囲外であったため、引張強度が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１５は、Ｔｉ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１９は、Ｎｂ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．３０は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．３２は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．３４は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．４８は、Ｔｉ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．５１は、Ｎｂ含有量および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．５５は、仕上圧延条件ＦＴ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．５８は、仕上圧延条件ＦＴ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．６３は、仕上圧延条件Ｆ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．６６は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．７１は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．７４は、仕上圧延条件Ｆ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．７９は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．８２は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．８７は、集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．９５は、仕上圧延条件Ｆ１および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．９８は、仕上圧延条件Ｆ２および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１０３は、仕上げ圧延の開始温度および仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１１は、仕上圧延条件Ｆｔが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１３は、粗圧延板の厚さが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１６は、粗圧延板の厚さが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１７は、仕上圧延条件ＦＴ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１８は、仕上圧延条件ＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１１９は、仕上圧延条件ＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２０は、仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２１は、仕上圧延条件Ｆ２および集合組織形成パラメータωが制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２２は、仕上圧延条件Ｆ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２３は、仕上げ圧延の開始温度が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２４は、Ｓｉ含有量、粗圧延板の厚さ、仕上げ圧延の開始温度、および仕上圧延条件Ｆ１が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２５は、仕上圧延条件Ｆ１およびＦ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２６は、仕上圧延条件ＦＴ１およびＦＴ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。
試材Ｎｏ．１２７は、粗圧延板の厚さ、仕上げ圧延の開始温度、仕上圧延条件Ｆ１、およびＦ２が制御範囲外であったため、集合組織を満たさず、曲げ内割れ抑制が十分でなかった。【０１３２】
なお、最終段の圧延温度ＦＴ２が９３０℃未満であった実施例は、集合組織形成パラメータωの値が意味をなさないので、表中でωなどを空欄としている。【０１３３】
【表１】
0006798643.tif 000010
【０１３４】
【表２】
0006798643.tif 000011
【０１３５】
【表３】
0006798643.tif 000012
【０１３６】
【表４】
0006798643.tif 000013
【０１３７】
【表５】
0006798643.tif 000014
【０１３８】
【表６】
0006798643.tif 000015
【０１３９】
【表７】
0006798643.tif 000016
【０１４０】
【表８】
0006798643.tif 000017
【０１４１】
【表９】
0006798643.tif 000018
【０１４２】
【表１０】
0006798643.tif 000019
【０１４３】
【表１１】
0006798643.tif 000020
【０１４４】
【表１２】
0006798643.tif 000021
【０１４５】
【表１３】
0006798643.tif 000022
【０１４６】
【表１４】
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【産業上の利用可能性】
【０１４７】
本発明の上記態様によれば、７８０ＭＰａ以上の引張強度（引張最大強度）を有し、曲げ内割れ発生の抑制ができる曲げ加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。従って、産業上の利用可能性が高い。
【図１】
0006798643.tif 000024
【図２】
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