(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％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：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、
Ｃｒ：０．１０％以上２．５０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、
Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
組織が、面積率で７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１２．０μｍ以下であり、
面積率で３．０％超２５．０％以下の、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とし、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下であり、
鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．００μｍ以下であり、
引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、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】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２％以上０．０２００％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００２％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１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
鋼板の表面に、めっき層を有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれか１項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、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延前に、衝突圧を３．０ＭＰａ以上とする高圧水デスケーリングを行い、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度以上での合計圧下率を５０％以上、続いてＲＣ温度未満での合計圧下率を８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、
次いで、仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
Ｍｓ温度を式（２）で定義したとき、Ｍｓ温度超６００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を（Ｍｓ−１００℃）まで０．２０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であ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（℃）=561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×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７】
さらに、鋼板の表面にめっき処理を施す請求項６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９８０ＭＰａ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９８０ＭＰａ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、一般的に低温靭性やプレス成形性等の材料特性は劣化する。特に、自動車の足回り部材として用いられる鋼板は、張出し成形性、伸びフランジ成形性、曲げ成形性、疲労特性、耐衝撃性や耐食性等を総合して有することが求められ、これらの材料特性と高強度とを高い次元でバランス良く確保することが非常に重要である。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るため、素材には張出し成形性、伸びフランジ成形性および曲げ成形性をバランス良く有することが要求される。【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】
なお、ここでは、張出し成形性、伸びフランジ成形性、曲げ成形性を総合してプレス成形性と呼ぶ。張出し成形性はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験等により測定される。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。例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．５％以下を含み、更にＶ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を合計で０．５％以下含む組成とし、ベイナイト分率８０％以上であり、析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）がr≧207÷{27.4X(V)＋23.5X(Nb)＋31.4X(Ti)＋17.6X(Mo)＋25.5X(Zr)＋23.5X(W)}（X(M)（M：V、Nb、Ti、Mo、Zr、W）は析出物を構成する各元素の平均原子量比であり、X(M)＝(Mの質量％/Mの原子量)/(V/51＋Nb/93＋Ti/48＋Mo/96＋Zr/91＋W/184)）を満たし、平均粒径ｒと析出物分率ｆがｒ／ｆ≦１２０００を満たす組織とした熱延鋼板が開示されている。【０００８】
また、特許文献１には、上記組成を有する鋼素材を、加熱し、仕上圧延温度を８００℃以上１０５０℃以下とする熱間圧延を施したのち、ベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（５００℃から６００℃の範囲）まで２０℃／s以上で急冷し、５００〜５５０℃で巻き取り後、冷却速度５℃／ｈｒ以下（０℃／ｈｒを含む）で２０ｈｒ以上保持することにより、上記組織を有する熱延鋼板を製造する方法が開示されている。そして、特許文献１の技術では、鋼板組織をベイナイト主体組織とし、ベイナイトをＶ、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物により析出強化し、更に析出物サイズを適切に制御（適度に粗大化）することで、伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。【０００９】
また例えば、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００９％、Ｎ：０．００９％以下、Ｍｇ：０．０００６〜０．０１％、Ｏ：０．００５％以下、およびＴｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的不純物で、下記（１）〜（７）式の全てを満たす鋼組織がベイナイト相を主体とする引張強度９８０Ｎ／ｍｍ２以上の穴広げ性と延性に優れた高強度薄鋼板が得られることを開示している。
[Mg％]≧（[O％]/16×0.8）×24・・・（１）
[S％]≦（[Mg％]/24-[O％]/16×0.8＋0.00012）×32・・・（２）
[S％]≦0.0075/[Mn％]・・・（３）
[Si%]+2.2×[Al%]≧0.35 ・・・（４）
0.9≦48/12×[C%]/[Ti%]＜1.7・・・（５）
50227×[C%}-4479×[Mn%]＞-9860 ・・・（６）
811×[C%]＋135×[Mn%]＋602×[Ti%]+794×[Nb%]＞465 ・・・（７）
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．３０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、及びＴｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０４％の１種または２種を含む組成とし、粒径２μｍ以上のフェライトの割合が８０％以上であるフェライト・ベイナイト二相組織とした熱延鋼板が開示されている。特許文献３の技術では、フェライト・ベイナイト二相組織とし、更にフェライト結晶粒を２μｍ以上の粒径とすることで、穴広げ性を劣化させることなく延性を改善することが可能となり、強度が６９０Ｎ／ｍｍ２以上であり且つ穴広げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。【００１０】
特許文献４には、鋼板の集合組織を制御し、焼き戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計面積率が８５％超であるとともに、平均結晶粒径が１２．０μｍ以下であるミクロ組織とすることで、伸びフランジ成形性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られることを開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００９−８４６３７号公報
【特許文献２】特許第４３１７４１９号公報
【特許文献３】特開２００２−１８０１９０号公報
【特許文献４】特許第５６２１９４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１〜３に記載の技術では、プレス成形性のうち、とりわけ張出し成形性と伸びフランジ成形性についてのみ言及しており、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。【００１３】
特許文献４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。しかしながら、張出し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プレス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。【００１４】
以上のように、従来技術では、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、さらに優れたプレス成形性と低温靭性を有する熱延鋼板の技術は確立されていない。【００１５】
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９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、さらに、優れたプレス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】
【００１６】
本発明者らは、上記課題を解決するために、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、熱延鋼板の低温靭性とプレス成形性を向上させるべく鋭意研究した。その結果、主相を上部ベイナイト相とし、第２相を、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織とすることで、高い張出し成形性が得られる。また、主相の粒径と第２相の面積率を制御することで良好な靭性が得られる。更に円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度を制御することで高い伸びフランジ成形性が得られる。更に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、かつ、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上という高強度を維持できることを知見した。【００１７】
なお、ここでいう上部ベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトであり、該ベイニティックフェライトと該ベイニティックフェライトの間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を有する組織（ただし、該ベイニティックフェライトと該ベイニティックフェライトの間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を有しない場合も含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であるため、両者はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。また、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、ラス状のベイニティックフェライト内にＦｅ系炭化物を有する組織（ただし、該ベイニティックフェライトと該ベイニティックフェライトの間にもＦｅ系炭化物を有する場合も含む）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。また、上部ベイナイトと比較して高い転位密度を有するため、ＳＥＭやＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。焼入れマルテンサイト相（以下、マルテンサイト相と称する）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Ｆｅ系炭化物を有さない組織であり、また、上部ベイナイト相、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、ポリゴナルフェライトと比べて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。【００１８】
一般的に、同一の硬度、延性を有する組織が熱延鋼板中に単相で存在していると、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比である降伏比（ＹＲ）が高くなる。高い降伏比を有する鋼板に対して張出し成形を行った場合、ひずみ分散能が低く、ひずみが集中する箇所で容易にネッキングや割れ等の成形不良が生じてしまう。そこで、本発明では、硬度、延性の異なる組織を熱延鋼板中に混在させ、降伏比を低くすることで、素材の張出し成形性を向上させている。【００１９】
また、一般的に、軟質なフェライト相や上部ベイナイト相を主相とし、主相中に、硬質な第２相組織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、マルテンサイト相が存在すると、穴広げ試験の際に主相と第２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。また、第２相の面積率が大きくなると、熱延鋼板の低温靭性を劣化させることが知られている。そこで、本発明者らは更なる研究を行い、上部ベイナイト相を主相とし、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、マルテンサイト相のうち１種または２種を含有する組織を第２相とした場合の該第２相における円相当直径０．５μｍ未満の割合を多くすることで、穴広げ試験の際に主相と第２相との界面にボイドが生じにくくなり、さらに円相当直径０．５μｍ以上である第２相の数密度を制御することで、発生したボイドの連結が起こりにくくなり、その結果、伸びフランジ成形性が顕著に低下せずに、張出し成形性が高い、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を確保できることを新たに知見した。また、主相の面積平均粒径（平均粒径）と、第２相の面積率を制御することで優れた低温靭性が得られることを新たに知見した。さらに、熱延鋼板の組織を制御した上で、熱延鋼板の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を制御することで、優れた曲げ成形性が確保できることを新たに知見した。【００２０】
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９８０ＭＰａ以上という高強度を維持した状態で、プレス成形性を向上させるために必要な組成、上部ベイナイト相の面積率と平均粒径、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織である第２相の面積率と円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度、熱延鋼板の表面の算術平均粗さ（Ｒａ）について検討した。【００２１】
そして、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％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：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、Ｃｒ：０．１０％以上２．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、組織が、面積率で７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１２．０μｍ以下であり、面積率で３．０％超２５．０％以下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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とし、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下であり、かつ、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．００μｍ以下とすることが肝要であることを見出した。【００２２】
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。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％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：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、
Ｃｒ：０．１０％以上２．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
組織が、面積率で７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１２．０μｍ以下であり、
面積率で３．０％超２５．０％以下の、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とし、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下であり、
鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が、２．００μｍ以下であり、
引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、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種を含有する［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２％以上０．０２００％以下を含有する［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板。
［４］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００２％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］〜［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
［５］鋼板の表面に、めっき層を有する［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
［６］［１］〜［４］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、
次いで、粗圧延を施した後、
仕上圧延前に、衝突圧を３．０ＭＰａ以上とする高圧水デスケーリングを行い、
仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度以上での合計圧下率を５０％以上、続いてＲＣ温度未満での合計圧下率を８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、
次いで、仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、
Ｍｓ温度を式（２）で定義したとき、Ｍｓ温度超６００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度で巻取り、
次いで、鋼板を（Ｍｓ−１００℃）まで０．２０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却する引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であ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（℃）=561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×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。
［７］さらに、鋼板の表面にめっき処理を施す［６］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。【００２３】
なお、本発明において、高強度熱延鋼板とは、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板であり、溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理および電気めっき処理などの表面処理を熱延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、熱延鋼板および表面処理を施した鋼板の上にさらに化成処理などにより皮膜を有する鋼板をも含むものである。また、本発明において、プレス成形性に優れたとは、張り出し成形性として引張強さＴＳに対する降伏強度ＹＰの値（ＹＲ％＝ＹＰ／ＴＳ×１００）が９２．０％以下であり、伸びフランジ成形性として穴拡げ率λの値が５０％以上であり、曲げ加工性として板厚に対する限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）の値が１．２０以下であることを意味する。また、低温靭性に優れたとは、脆性延性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下であることを意味する。また、本発明において、主相とは、面積率で７５.０％以上であることを意味する。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、かつプレス成形性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。また、この高強度熱延鋼板を安定して製造することができる。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】
【００２５】
以下、本発明について具体的に説明する。
【００２６】
本発明の高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％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：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下を含有し、Ｃｒ：０．１０％以上２．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、Ｖ：０．０５％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。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｃ：０．０４％以上０．１５％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ベイナイトの生成を促進する元素である。上部ベイナイト変態時に、未変態オーステナイトにＣが分配されることで、未変態オーステナイトが安定化する。これにより、巻取後の冷却で、未変態オーステナイトが、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、および／またはマルテンサイト相に変態することで、第２相を得ることができる。そのため、本発明では、Ｃ含有量を０．０４％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、第２相が増加し、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０４％以上０．１５％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０４％以上０．１４％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０４％以上０．１３％以下である。さらに好ましくは０．０５％以上０．１２％未満である。
【００２９】
Ｓｉ：０．４％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は炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより未変態オーステナイトにＣが分配され、巻取後の冷却で、未変態オーステナイトが、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、および／またはマルテンサイト相に変態することで、第２相を得ることができる。これらの効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．４％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０．４％以上であり、好ましくは、１．８％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．５％以上であり、より好ましくは、１．６％以下である。
【００３０】
Ｍｎ：１．０％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ベイナイト相と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１．０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、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１．０％以上３．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．３％以上２．６％以下である。より好ましくは、Ｍｎ含有量は１．５％以上であり、好ましくは、２．４％以下である。
【００３１】
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く、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０．０５％以下であり、より好ましくは、Ｐ含有量は０．０２％以下である。
【００３２】
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く、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。伸びフランジ成形性の観点からは、Ｓ含有量は０．００５％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０．００３％以下である。
【００３３】
Ａｌ：０．０１％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０．０１％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０．０１％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、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、未変態オーステナイトにＣが分配され、巻取後の冷却で未変態オーステナイトが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、および／またはマルテンサイト相に変態することで第２相を得ることができる。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０．０１％以上２．００％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１５％以上であり、好ましくは、１．８％以下である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２０％以上であり、より好ましくは、１．６％以下である。
【００３４】
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、また０．０１０％超の含有は、熱間圧延時の割れを発生させる元素である。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。
【００３５】
Ｔｉ：０．０３％以上０．１５％以下
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上部ベイナ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。これらの効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０．０３％以上とする必要がある。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、これにより上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、低温靭性を向上させる。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、粒径微細化の効果により、円相当直径０．５μｍ以上の第２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、マルテンサイト相の内１種または２種からなる組織）の数密度が増加し、伸びフランジ成形性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量を０．０３％以上０．１５％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０４％以上であり、好ましくは、０．１４％以下である。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以上であり、より好ましくは、０．１３％以下である。
【００３６】
Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％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、上部ベイナイト相の生成を促進し、鋼板の強度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０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％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０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲に限定する。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００６％以上であり、好ましくは、０．００４０％以下である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００７％以上であり、より好ましくは、０．００３０％以下である。
【００３７】
本発明は、上記成分を含有し、さらに下記の元素のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する。
【００３８】
Ｃｒ：０．１０％以上２．５０％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、Ｃｒは炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却されることで、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、および／またはマルテンサイト相からなる組織（第２相）に変態し、所望の面積率の第２相を得ることができる。これらの効果を発現させるためには、Ｃｒ含有量を０．１０％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２．５０％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０．１０％以上２．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１５％以上であり、好ましくは、２．２０％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．２０％以上であり、より好ましくは、２．００％以下である。また、さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は０．２０％以上１．６０％以下である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は０．２０％以上１．００％以下である。
【００３９】
Ｍｏ：０．０５％以上０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Ｍｏは、Ｃｒと同様に、炭化物形成元素であり、熱延鋼板巻取後の上部ベイナイト変態時に上部ベイナイト相と未変態オーステナイトの界面に偏析することで、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる効果を有する元素である。未変態オーステナイトは、その後冷却され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、および／またはマルテンサイト相からなる組織（第２相）に変態し、所望の面積率の第２相を得ることができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。但し、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、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、０．０５％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．１０％以上であり、好ましくは、０．４０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．１５％以上であり、より好ましくは、０．３０％以下である。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５％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、上部ベイナ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０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると、粒径微細化の効果により、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度が増加し、伸びフランジ成形性を劣化させる。したがって、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．００５％以上０．０６０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上であり、好ましくは、０．０５０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１５％以上であり、より好ましくは、０．０４０％以下である。
【００４１】
Ｖ：０．０５％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、上部ベイナ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０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、粒径微細化の効果により、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度が増加し、伸びフランジ成形性を劣化させる。したがって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０５％以上０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．１０％以上であり、好ましくは、０．４０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．１５％以上であり、より好ましくは、０．３０％以下である。
【００４２】
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０．５％以下であれば許容できる。
【００４３】
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。本発明の熱延鋼板は、例えば高強度化やプレス成形性や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元素を含有することができる。
【００４４】
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る１種または２種
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ベイナ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。一方、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％以上であり、好ましくは、０．３０％以下である。
【００４５】
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ベイナ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、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％以上であり、好ましくは、０．３０％以下である。
【００４６】
Ｓｂ：０．０００２％以上０．０２００％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０．０００２％以上とする必要がある。一方、Ｓｂ含有量が０．０２００％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０．０００２％以上０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０００５％以上であり、好ましくは、０．０１８０％以下である。さらに好ましくは、Ｓｂ含有量は０．００１０％以上であり、さらに好ましくは、０．０１５０％以下である。
【００４７】
Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００２％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：０．０００２％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０．０００２％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０．０００２％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００４％以上０．００５０％以下である。
【００４８】
Ｍｇ：０．０００２％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０．０００２％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０．０００２％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００４％以上であり、好ましくは、０．００５０％以下である。
【００４９】
ＲＥＭ：０．０００２％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０．０００２％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０．０００２％以上０．０１００％以下とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０００４％以上であり、好ましくは、０．００５０％以下である。
【００５０】
次に、本発明の高強度熱延鋼板の組織等の限定理由について説明する。
【００５１】
本発明の高強度熱延鋼板は、組織が、面積率で７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１２．０μｍ以下であり、面積率で３．０％超２５．０％以下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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とし、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下であり、かつ、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．００μｍ以下である。なお、残部は、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相であり、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相の面積率は合計で０〜３．０％未満であれば本発明の効果は得られる。
【００５２】
熱延鋼板の組織
主相：上部ベイナイト相が、面積率で７５．０％以上９７．０％未満、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が１２．０μｍ以下
第２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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織（第２相）が、面積率で３．０％超２５．０％以下、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下
残部：残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相が、各面積率の合計で、０％以上３．０％未満
本発明の高強度熱延鋼板は、上部ベイナイト相を主相とする。上部ベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの間に、Ｆｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を有する組織（ただし、ラス状のベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を全く有さない場合を含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトとは異なり、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、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて容易に区別ができる。引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上の強度を実現し、低温靭性を高めるためには、上部ベイナイト相を主相とする必要がある。上部ベイナイト相の面積率が７５．０％以上で、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が１２．０μｍ以下であれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さＴＳと優れた低温靭性とを兼備することができる。一方、上部ベイナイト相の面積率が９７．０％以上では、鋼板の降伏比（ＹＲ）が９２．０％を超えてしまい，優れた張出し成形性が得られない。したがって、上部ベイナイト相の面積率を７５．０％以上９７．０％未満とする。上部ベイナイト相の面積率は、好ましくは８０．０％以上、より好ましくは８５．０％以上である。また、上部ベイナイト相の平均粒径は、好ましくは１１．０μｍ以下、より好ましくは１０．０μｍ以下である。さらに好ましくは９．０μｍ以下である。
【００５３】
また、本発明では、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とする。この第２相の面積率が３．０％超であれば、優れた張出し成形性が得られる。一方、第２相の面積率が２５．０％を超えると、上述した主相の平均粒径がいくら小さくても、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、第２相の面積率を３．０％超２５．０％以下とする。第２相の面積率は、好ましくは３．５％以上であり、好ましくは２３．０％以下である。より好ましくは４．０％以上であり、より好ましくは２０．０％以下である。さらに好ましくは４．５％以上であり、さらに好ましくは１５．０％以下である。なお、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、ラス状のベイニティックフェライト内にＦｅ系炭化物を有する組織（ただし、該ベイニティックフェライトと該ベイニティックフェライトの間にもＦｅ系炭化物を有する場合も含む）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。また上部ベイナイトと比較して高い転位密度を有するため、ＳＥＭやＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。
【００５４】
また、円相当直径０．５μｍ以上の第２相は、数密度で１５０，０００個／ｍｍ２以下であれば、伸びフランジ成形の際、上部ベイナイト相と第２相との界面で発生したボイドの連結が生じにくく、高い伸びフランジ成形性を確保できる。なお、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度は、少ないほど伸びフランジ成形性は向上する。このため、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度は、好ましくは１３０，０００個／ｍｍ２以下である。より好ましくは１１５，０００個／ｍｍ２以下であり、さらに好ましくは１００，０００個／ｍｍ２以下である。
【００５５】
なお、主相である上部ベイナイト相と、第２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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織以外の組織は、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相（ただし、各相を有さない場合も含む）である。
【００５６】
熱延鋼板の表面
算術平均粗さ（Ｒａ）が２．００μｍ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加工性を確保するためには、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）を２．００μｍ以下とする。鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が小さいほど曲げ加工性は向上するため、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は好ましくは１．９０μｍ以下である。より好ましくは１．８０μｍ以下であり、さらに好ましくは１．６０μｍ以下である。
【００５７】
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。めっき層は、溶融めっき層であっても、電気めっき層であっても良い。溶融めっき層としては、亜鉛めっき層が挙げられ、例えば溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき等があげられる。電気めっき層としては、例えば電気亜鉛めっき等があげられる。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。
【００５８】
なお、上述の上部ベイナイト相、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（第２相）、マルテンサイト相（第２相）、残留オーステナイト相、パーライト相、フェライト相の各面積率、上部ベイナイト相の平均粒径、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度、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。
【００５９】
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。
【００６０】
本発明は、上記した組成の鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、次いで、粗圧延を施した後、仕上圧延前に、衝突圧を３．０ＭＰａ以上とする高圧水デスケーリングを行い、仕上圧延において、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度以上での合計圧下率を５０％以上、続いてＲＣ温度未満での合計圧下率を８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下とする仕上圧延を施す熱間圧延をし、次いで、仕上圧延を終了後２．０ｓ以内に冷却を開始し、Ｍｓ温度を式（２）で定義したとき、Ｍｓ温度超６００℃以下の冷却停止温度まで、３０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、冷却停止温度で巻取り、次いで、鋼板を（Ｍｓ−１００℃）まで０．２０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法である。さらに、巻取り後の冷却をした後、鋼板の表面にめっき処理を施すことができる。
【００６１】
以下、詳細に説明する。
【００６２】
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。
【００６３】
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）に供する、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℃以上であり、好ましくは１３００℃以下である。さらに好ましくは１２００℃以上であり、さらに好ましくは１２８０℃以下である。
【００６４】
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９０００秒を超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延工程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、９０００秒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、７２００秒以下である。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１８００秒以上が好ましい。
【００６５】
熱間圧延：粗圧延後、仕上圧延前に、衝突圧を３．０ＭＰａ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、ＲＣ温度以上での合計圧下率を５０％以上、続いてＲＣ温度未満での合計圧下率を８０％以下、仕上圧延終了温度を（ＲＣ−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下とする
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。
【００６６】
高圧水デスケーリングの衝突圧：３．０ＭＰａ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２．００μｍ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３．０ＭＰａ以上とする必要がある。上限は特に規定しないが、好ましくは衝突圧は３．０ＭＰａ以上であり、好ましくは１２．０ＭＰａ以下に相当するデスケーリングである。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。
【００６７】
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。
【００６８】
仕上圧延での、ＲＣ温度を式（１）で定義したとき、ＲＣ温度以上での合計圧下率：５０％以上
ＲＣ温度以上で熱延鋼板を圧延することで、各鋼のオーステナイト域での再結晶が顕著に生じることを、発明者らは実験により経験的に知見した。粗大なオーステナイト粒では、変態後の上部ベイナイト相の粒径が粗大となってしまい、本発明で目的とする良好な低温靭性を得ることが困難となる。良好な低温靭性を確保するためには、オーステナイト粒を仕上圧延中に十分に再結晶させて微細化させることが必要であり、ＲＣ温度以上での仕上圧延合計圧下率を５０％以上とする必要がある。好ましくは、ＲＣ温度以上での仕上圧延合計圧下率が５５％以上である。より好ましくは６０％以上である。さらに好ましくは７０％以上である。
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。
【００６９】
仕上圧延での、ＲＣ温度未満での合計圧下率：８０％以下
ＲＣ温度未満で圧下されることで、オーステナイト粒は再結晶せずにひずみが蓄積され、変形帯が導入される。オーステナイト粒の中にひずみや変形帯が生じることで、変態の核が増加し、変態後の上部ベイナイト相の粒径が微細となり熱延鋼板の低温靭性が向上する。しかし、ＲＣ温度未満での合計圧下率が８０％を超えると、円相当直径０．５μｍ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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織である第２相の数密度が、過度に増加してしまい、熱延鋼板の伸びフランジ成形性を劣化させてしまう。したがって、ＲＣ温度未満での仕上圧延合計圧下率を８０％以下とする。伸びフランジ成形性の観点から、ＲＣ温度未満での仕上圧延合計圧下率は、好ましくは７０％以下である。より好ましくは６０％以下であり、さらに好ましくは５０％以下である。下限は特に定めないが、熱延鋼板の低温靭性の観点から、ＲＣ温度未満での仕上圧延合計圧下率は１０％以上とすることが好ましい。
【００７０】
仕上圧延終了温度：（ＲＣ−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下
仕上圧延終了温度が（ＲＣ−１００℃）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、所望の上部ベイナイト相の面積率が得られず、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上を確保できなくなる。また、フェライト＋オーステナイトの二相域にならなかった場合は、粒径が微細となりすぎ、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の数密度が増加し、伸びフランジ成形性を劣化させる。また、仕上圧延終了温度が（ＲＣ＋１００℃）超えであると、再結晶後の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、上部ベイナ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−１００℃）以上（ＲＣ＋１００℃）以下とした。好ましくは（ＲＣ−９０℃）以上であり、好ましくは（ＲＣ＋９０℃）以下とする。より好ましくは（ＲＣ−７０℃）以上であり、より好ましくは（ＲＣ＋７０℃）以下である。さらに好ましくは（ＲＣ−５０℃）以上であり、さらに好ましくは（ＲＣ＋５０℃）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。
【００７１】
冷却開始時間：仕上圧延終了後２．０ｓ以内
仕上圧延が終了した後、２．０ｓ以内に強制冷却を開始し、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、ＲＣ温度以上での仕上圧延終了温度の場合、オーステナイト粒の粒成長が生じてしまい、上部ベイナイト相の粒径が大きくなり、本発明の目的とする良好な低温靭性が得られない。なお、ＲＣ温度未満での仕上圧延終了温度の場合、強制冷却開始時間の上限は、特に定めなくても良いが、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。したがって、強制冷却開始時間を、仕上圧延終了後２．０ｓ以内とする。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。より好ましくは、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後１．０ｓ以内である。
【００７２】
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：３０℃／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、３０℃／ｓ未満であると、上部ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積率の上部ベイナイト相が得られない。したがって、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは３５℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは４０℃／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３００℃／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。
【００７３】
冷却停止温度（巻取り温度）：Ｍｓ温度超６００℃以下
冷却停止温度（巻取り温度）が、Ｍｓ温度を下記式（２）で定義したとき、Ｍｓ温度超で冷却停止することで、ベイナイト変態停留現象が生じ、上部ベイナイト変態が中断し、上部ベイナイト相と未変態オーステナイト相の２相の状態で保持される。その後、熱延鋼板が冷却される過程で、未変態オーステナイトが、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、および／またはマルテンサイト相に変態し、所望の面積率の上部ベイナイト相と、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織である第２相とを得ることができる。しかし、巻取り温度がＭｓ温度以下となると、ベイナイト変態停留現象が生じず、所望の第２相の面積率が確保できず、張り出し成形性が劣化する。また、巻取り温度が６００℃を超えると、フェライト相やパーライト相が生成してしまい、所望の引張強さＴＳ：９８０ＭＰａ以上を確保することができなくなる。すなわち、巻取り温度が低温になるほど、上部ベイナイト変態の駆動力が増大し、ベイナイト変態停留現象が生じるまでの上部ベイナイト変態率が高くなり、熱延鋼板の第２相の面積率が低くなる傾向にある。また、巻取り温度が高温になるほど、上部ベイナイト変態の駆動力が減少し、ベイナイト変態停留現象が生じるまでの上部ベイナイト変態率が低くなり、熱延鋼板の第２相の面積率が高くなる傾向にある。したがって、巻取り温度は、Ｍｓ温度超６００℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは、（Ｍｓ＋１０℃）以上であり、好ましくは５８０℃以下である。より好ましくは、（Ｍｓ＋２０℃）以上であり、より好ましくは５６０℃以下である。
Ms（℃）=561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×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。
【００７４】
巻取り後、熱延鋼板を（Ｍｓ−１００℃）まで、０．２０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で冷却
巻取り後、（Ｍｓ−１００℃）までの平均冷却速度：０．２０℃／ｍｉｎ以上
巻取後の熱延鋼板の平均冷却速度は、未変態オーステナイト相の変態挙動に影響を及ぼす。巻取後の熱延鋼板の冷却は、所望の平均冷却速度が得られれば、いかなる冷却方法でも構わない。冷却方法の例として、自然空冷、強制空冷、ガス冷却、ミスト冷却、水冷却、油冷却等があげられる。巻取後の熱延鋼板における（Ｍｓ−１００℃）までの平均冷却速度が０．２０℃／ｍｉｎ未満であると、未変態オーステナイト相が分解して上部ベイナイト相またはパーライト相になってしまい、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織である第２相の面積率が、確保できなくなる。したがって、未変態オーステナイト相を第２相に変態させ、所望の第２相の面積率を得るためには、巻取後の熱延鋼板における（Ｍｓ−１００℃）までの平均冷却速度を０．２０℃／ｍｉｎ以上とする必要がある。好ましくは０．２５℃／ｍｉｎ以上であり、より好ましくは０．３０℃／ｍｉｎ以上である。さらに好ましくは０．５０℃／ｍｉｎ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、ベイナイト変態停留現象が生じず、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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織である第２相の面積率を得るのが困難となることがある。このため、平均冷却速度を１８００℃／ｍｉｎ未満とすることが好ましい。より好ましくは６００℃／ｍｉｎ以下であり、さらに好ましくは６０℃／ｍｉｎ以下である。
【００７５】
また、（Ｍｓ−１００℃）超では、未変態オーステナイト相の変態が完了せずに、残留オーステナイトが生成（残留）されることがあり、所望のミクロ組織を得られないことがある。そのため、巻取り後の冷却において、特に（Ｍｓ−１００℃）までの平均冷却速度を制御する必要がある。好ましくは（Ｍｓ−１５０℃）であり、さらに好ましくは（Ｍｓ−２００℃）である。
【００７６】
以上により、本発明の高強度熱延鋼板が製造される。
【００７７】
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。
【００７８】
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、常用の溶融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、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に通過させて、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する処理としてもよい。さらに、この亜鉛めっき層の合金化処理を施す合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。例えば、めっき処理後、合金化処理温度４６０〜６００℃、保持時間１ｓ以上で合金化処理を行う。なお、溶融亜鉛めっき鋼板のみならず、得られた熱延鋼板を用いて電気めっき処理を行い、電気亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板としてもよい。
【実施例】
【００７９】
表１に示す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に示す製造条件で加熱し、粗圧延を施し、表２に示す条件で鋼板表面のデスケーリングを施し、表２に示す条件で仕上圧延を施した。仕上圧延終了後、表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）で冷却し、表２に示す条件の巻取り温度（冷却停止温度）で巻取り、表２に示す条件で巻取り後の鋼板を冷却し、表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、一部については溶融亜鉛めっき処理、さらには合金化処理を施した。【００８０】
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、引張試験、穴広げ試験、曲げ試験、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、評価を行った。【００８１】
（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）×５０ｍｍ（幅）×５０ｍｍ（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３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。【００８２】
（ii）組織観察
各組織の面積率、第２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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織）の数密度および第２相の円相当直径、上部ベイナイトの平均粒径
得られた熱延鋼板から走査電子顕微鏡（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、板厚１／４位置にて走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、３０００倍の倍率で１０視野撮影して画像処理により各相（上部ベイナイト相、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、マルテンサイト相、パーライト相、フェライト相）の面積率を定量化した。また、視野内の第２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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織）の円相当直径を測定した。その上で、１ｍｍ２当たりの第２相の個数を調べて、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の個数密度を求めた。【００８３】
上部ベイナイト相の平均粒径は、熱延鋼板からＳＥＭを使用した電子線反射回折（Electron Backscatter Diffraction Patterns:EBSD）法による上部ベイナイト相の粒径測定用試験片を採取し、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、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である１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界を可視化して上部ベイナイト相の平均粒径を算出した。上部ベイナイト相の面積平均（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。また、ＥＢＳＤ法によりオーステナイトと同定されたものを残留オーステナイト相と定義し、残留オーステナイトの面積率を求めた。【００８４】
（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）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。試験は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。また、次式
YR（％）＝YP/TS×100
で定義される降伏比（ＹＲ）を算出した。本発明では、引張試験で得られたＹＲが９２．０％以下の場合、張り出し成形性が良好と評価した。【００８５】
（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）×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ｄｍｍ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、伸びフランジ成型性が良好と評価した。【００８６】
（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ない、いずれの試験片にもワレ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、熱延鋼板の曲げ加工性を評価した。なお、本発明では、Ｒ／ｔの値が１．２０以下である場合を、曲げ加工性に優れていると評価した。【００８７】
（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。【００８８】
以上により得られた結果を表３に示す。【００８９】
【表１】
0006394841.tif 000002
【００９０】
【表２】
0006394841.tif 000003
【００９１】
【表３】
0006394841.tif 000004
【００９２】
表３より、本発明例では、プレス成形性、低温靭性に優れた引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ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、プレス成形性、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。
【要約】
プレス成形性と低温靭性に優れた引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
所定の成分組成を有し、組織が、面積率で、７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイト相を主相とし、かつ、該主相の平均粒径が１２．０μm以下であり、面積率で、３．０％超２５．０％以下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、マルテンサイト相のうち１種または２種からなる組織を第２相とし、かつ、円相当直径０．５μｍ以上の該第２相の数密度が１５０，０００個／ｍｍ２以下であり、かつ、鋼板表面の算術平均粗さ（Ｒａ）が２．００μｍ以下である。