(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さが、１１８０ＭＰａ以上であり、
表面の算術平均粗さＲａが、２．００μｍ以下であり、
質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％未満、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．４５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、および、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
上部ベイナイト相および第２相を含むミクロ組織と、を有し、
前記上部ベイナイト相の面積率が、５０％以上９０％未満であり、
前記上部ベイナイト相の平均粒径が、１２．０μｍ以下であり、
前記第２相は、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種であり、
前記第２相の面積率が、１０％以上５０％未満であり、
円相当直径が０．５μｍ以上である前記第２相の周長が、３００，０００μｍ／ｍｍ２以上である、高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、および、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１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】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２％以上０．０３００％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】
前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、および、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、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】
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項に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、
前記加熱した前記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、
前記粗圧延板に、２．５ＭＰａ以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、
前記高圧水デスケーリングを施した前記粗圧延板を（ＲＣ−１００）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、ＲＣは下記式（１）で定義され、
前記仕上圧延板を２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−１５０）℃以上Ｂｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Ｂｓは下記式（２）で定義され、かつ、前記仕上圧延終了温度がＲＣ℃以上である場合は前記仕上圧延の終了から前記冷却の開始までの時間が２．０ｓ以下であり、
前記冷却した前記仕上圧延板を、前記冷却停止温度にて巻き取りし、
前記巻き取りした前記仕上圧延板を０．１０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−３００）℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法。
（１）ＲＣ＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ
（２）Ｂｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−７０×Ｃｒ−３７×Ｎｉ−８３×Ｍｏ
ただし、前記式中の各元素記号は、前記成分組成における各元素の質量％での含有量を表す。前記成分組成が含まない元素の場合、前記式中の元素記号を０として計算する。
【請求項７】
前記巻き取り後に前記冷却した前記仕上圧延板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、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、地球環境を保全する観点から、自動車の排ガス規制が強化されており、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。自動車に使用する材料は、一層の高強度化および薄肉化が要求されている。
このため、自動車の部材の素材として、高強度熱延鋼板が積極的に使用されている。高強度熱延鋼板の使用は、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なわれている。
特に、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として、期待されている。【０００３】
ところで、鋼板の高強度化に伴い、一般的に、延性、疲労特性、耐打抜き荒れ性などの材料特性が劣化する場合がある。特に、自動車の足回り部材として用いられる鋼板は、これらの材料特性が総合して優れることが要求される。すなわち、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要求される。
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、種々の検討がなされている（特許文献１〜４を参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１４−２２７５８３号公報
【特許文献２】特開２０１６−２１１０７３号公報
【特許文献３】特開２００９−８４６３７号公報
【特許文献４】国際公開第２０１４／１８８９６６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１〜４には、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性にも優れる高強度熱延鋼板は開示されていない。
そこで、本発明は、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性に優れ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】
【０００６】
本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。【０００７】
すなわち、本発明は、以下の［１］〜［７］を提供する。
［１］引張強さが、１１８０ＭＰａ以上であり、表面の算術平均粗さＲａが、２．００μｍ以下であり、質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％未満、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．４５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、および、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第２相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、５０％以上９０％未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、１２．０μｍ以下であり、上記第２相は、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種であり、上記第２相の面積率が、１０％以上５０％未満であり、円相当直径が０．５μｍ以上である上記第２相の周長が、３００，０００μｍ／ｍｍ２以上である、高強度熱延鋼板。
［２］上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．５０％以下、および、Ｎｉ：０．０１％以上０．５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０００２％以上０．０３００％以下を含有する、上記［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板。
［４］上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、および、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
［５］表面にめっき層を有する、上記［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
［６］上記［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上記［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、２．５ＭＰａ以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を（ＲＣ−１００）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、ＲＣは下記式（１）で定義され、上記仕上圧延板を２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−１５０）℃以上Ｂｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Ｂｓは下記式（２）で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がＲＣ℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が２．０ｓ以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を０．１０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−３００）℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法。
（１）ＲＣ＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ
（２）Ｂｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−７０×Ｃｒ−３７×Ｎｉ−８３×Ｍｏ
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量％での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を０として計算する。
［７］上記巻き取り後に上記冷却した上記仕上圧延板にめっき処理を施す、上記［６］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供できる。
本発明の高強度熱延鋼板を、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などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】平面曲げ疲労試験に用いる試験片を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
［高強度熱延鋼板］
本発明の高強度熱延鋼板は、引張強さが、１１８０ＭＰａ以上であり、表面の算術平均粗さＲａが、２．００μｍ以下であり、質量％で、Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％未満、および、Ｂ：０．０００５％以上０．０２００％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１０％以上１．５０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上０．４５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０６０％以下、および、Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第２相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、５０％以上９０％未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、１２．０μｍ以下であり、上記第２相は、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種であり、上記第２相の面積率が、１０％以上５０％未満であり、円相当直径が０．５μｍ以上である上記第２相の周長が、３００，０００μｍ／ｍｍ２以上である、高強度熱延鋼板である。
【００１１】
本発明の高強度熱延鋼板は、延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性に優れる。
【００１２】
高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。
延性に優れる（優れた延性）とは、後述するように、引張強さ（ＴＳ）と均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）とを乗じて得られる値（ＴＳ×Ｕ−Ｅｌ）が６，０００ＭＰａ・％以上であることを意味する。
疲労特性に優れる（優れた疲労特性）とは、後述するように、平面曲げ疲労試験により求まる５０万サイクルにおける疲労強度を引張強さ（ＴＳ）で除した値が０．５０以上であることを意味する。
耐打抜き荒れ性に優れる（優れた耐打抜き荒れ性）とは、後述するように、１０ｍｍφのポンチを用いて、クリアランス１２±１％で打抜き加工した後における、打抜き穴端面の最大高さ粗さＲｚが平均で３５μｍ以下であり、かつ、Ｒｚの標準偏差が１０μｍ以下であることを意味する。
【００１３】
一般的に、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、鋼板のミクロ組織において、硬度の高い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を主相とする。しかし、これらは、延性が低い。
そこで、本発明においては、主相を延性の高い上部ベイナイトとし、第２相を硬度の高い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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種とする。これにより、高強度（１１８０ＭＰａ以上の引張強さ）を維持しつつ、延性にも優れる。
主相とは、面積率で５０％以上であることを意味する。
【００１４】
また、一般的に、鋼板の疲労寿命は、疲労亀裂の発生に要する時間および成長に要する時間によって決まる。これらの時間を遅延させることにより、疲労特性に優れる。
本発明においては、鋼板表面の算術平均粗さＲａを制御することにより、疲労亀裂の発生に要する時間を遅延させる。また、円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長を制御することにより、疲労亀裂の成長に要する時間を遅延させる。これにより、優れた疲労特性が得られる。
【００１５】
また、打抜き加工の多い自動車の足回り部材やトラックフレーム部品においては、外観品質上、打抜いた後の端面の粗さが大きくならない（耐打抜き荒れ性に優れる）ことが求められる。そこで、主相の平均粒径と、成分組成とを制御する。これにより、優れた耐打抜き荒れ性が得られる。
【００１６】
本発明の高強度熱延鋼板は、いわゆる熱延鋼板であり、後述する成分組成およびミクロ組織を有する。以下、「高強度熱延鋼板」または「熱延鋼板」を単に「鋼板」ともいう。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、６．０ｍｍ以下である。下限も特に限定されず、例えば、１．０ｍｍ以上である。
【００１７】
〈成分組成〉
まず、鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００１８】
《Ｃ：０．０９％以上０．２０％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し、また、第２相の分率を向上させる。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、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。このため、Ｃ含有量は、０．０９％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．１１％以上がより好ましい。
一方、Ｃ含有量が多すぎると、第２相が増加し、延性が不十分となる。このため、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、０．１８％以下が好ましく、０．１６％以下がより好ましい。
【００１９】
《Ｓｉ：０．２％以上２．０％以下》
Ｓｉは、固溶強化に寄与し、鋼の強度向上に寄与する。また、Ｓｉは、Ｆｅ系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、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量は、０．２％以上であり、０．４％以上が好ましく、０．５％以上がより好ましい。
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。Ｓｉ含有量が多すぎると、サブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における鋼板表面の算術平均粗さＲａが過大となり、疲労特性が不十分となる。このため、Ｓｉ含有量は、２．０％以下であり、１．８％以下が好ましく、１．６％以下がより好ましい。
【００２０】
《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およびマルテンサイト相の生成を促進する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上であり、１．３％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が多すぎると、第２相が増加し、延性が不十分となる。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下であり、２．６％以下が好ましく、２．４％以下がより好ましい。
【００２１】
《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。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により、熱間圧延時の割れを発生させる。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含有量は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％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。
【００２２】
《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、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、Ｓ含有量は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含有量は、０．０１００％以下であり、０．００５０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
【００２３】
《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である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｆｅ系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、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。このため、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であり、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。
一方、Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、耐打抜き荒れ性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。このため、Ａｌ含有量は、２．００％以下であり、１．８０％以下が好ましく、１．６０％以下がより好ましい。
【００２４】
《Ｎ：０．０１０％以下（０％を含む）》
Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。
【００２５】
《Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％未満》
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。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、および、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。こうして、上部ベイナイト相の生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。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にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化と、第２相の周長の増加とに寄与し、耐打抜き荒れ性と疲労特性とを向上させる。これらの効果を発現させるため、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であり、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な窒化物を形成し、耐打抜き荒れ性が不十分となる。このため、Ｔｉ含有量は、０．０３０％未満であり、０．０２８％以下が好ましく、０．０２５％以下がより好ましい。
【００２６】
《Ｂ：０．０００５％以上０．０２００％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により、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。これらの効果を発現させるため、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であり、０．０００６％以上が好ましく、０．０００７％以上がより好ましい。
一方、Ｂ含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、Ｂ含有量は、０．０２００％以下であり、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
【００２７】
鋼板の成分組成は、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有する。
【００２８】
《Ｃｒ：０．１０％以上１．５０％以下》
Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Ｃｒは、炭化物を形成する元素であり、巻き取り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との界面に偏析することにより、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。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。これらの効果を発現させるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、０．１０％以上であり、０．１５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
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。このため、Ｃｒ含有量が多すぎるとサブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における算術平均粗さＲａが過大となり、疲労特性が不十分となる。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、１．５０％以下であり、１．４０％以下が好ましく、１．３０％以下がより好ましく、１．２０％以下がさらに好ましく、１．００％以下が特に好ましい。
【００２９】
《Ｍｏ：０．０５％以上０．４５％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、炭化物を形成する元素であり、巻き取り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との界面に偏析することにより、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。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．０５％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、第２相が増加して、延性が不十分となる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、０．４５％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
【００３０】
《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。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にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化と第２相の周長の増加とに寄与し、耐打抜き荒れ性と疲労特性とを向上させる。また、Ｎｂは、Ｃｒと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り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との界面に偏析することにより、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。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。これらの効果を発現させるため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、第２相が増加して、延性が不十分となる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、０．０６０％以下であり、０．０５０％以下が好ましく、０．０４０％以下がより好ましい。
【００３１】
《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。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にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化と第２相の周長の増加とに寄与し、耐打抜き荒れ性と疲労特性とを向上させる。また、Ｖは、Ｃｒと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り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との界面に偏析することにより、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。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）となる。これらの効果を発現させるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．０５％以上であり、０．１０％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
一方、Ｖ含有量が多すぎると、第２相が増加して、延性が不十分となる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
【００３２】
鋼板の成分組成が上述した元素を含有することにより、所望する特性が得られる。
鋼板の成分組成は、例えば、鋼板をより高強度化したり、延性、疲労特性、耐打抜き荒れ性などの特性をより向上させたりすることを目的として、必要に応じて、以下に説明する他の元素をさらに含有できる。
【００３３】
《他の元素》
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、ＣｕおよびＮｉからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有できる。
【００３４】
（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、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、鋼板の表面性状の低下を招き、疲労特性が不十分となる場合がある。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
【００３５】
（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、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、第２相が増加して、延性が不十分となる場合がある。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は、０．５０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
【００３６】
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、Ｓｂを、以下に示す含有量で含有できる。
【００３７】
（Ｓｂ：０．０００２％以上０．０３００％以下）
Ｓｂは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のＢＮの析出を抑制する。また、固溶Ｂが存在することにより、鋼板の表層部において、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、鋼板の強度を向上させる。このような効果を発現するため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．００１０％以上がさらに好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が多すぎると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．０３００％以下が好ましく、０．０２５０％以下がより好ましく、０．０２００％以下がさらに好ましい。
【００３８】
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選ばれる少なくとも１種を、以下に示す含有量で含有できる。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ（スカンジウム）およびＹ（イットリウム）の２元素、ならびに、Ｌａ（ランタン）からＬｕ（ルテチウム）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素の総称である。
【００３９】
（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、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が多すぎると、鋼板の表面欠陥を引き起こし、疲労特性を劣化させる場合がある。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
【００４０】
（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、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましい。
一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
【００４１】
（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、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
【００４２】
《残部》
鋼板の成分組成において、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ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】
〈ミクロ組織〉
次に、鋼板のミクロ組織の限定理由を説明する。
【００４４】
《主相：上部ベイナイト相の面積率が５０％以上９０％未満、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が１２．０μｍ以下》
上部ベイナイト相を主相とする。これにより延性に優れる。上部ベイナイト相の面積率が５０％以上であり、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が１２．０μｍ以下であることにより、優れた延性と優れた耐打抜き荒れ性とを兼備できる。
上記効果がより優れるという理由から、上部ベイナイト相の面積率は、６０％以上が好ましく、７０％以上がより好ましく、８０％以上がさらに好ましい。
同様の理由から、上部ベイナイト相の平均粒径は、１１．０μｍ以下が好ましく、１０．０μｍ以下がより好ましく、９．０μｍ以下がさらに好ましい。なお、下限は特に限定されず、例えば、１．０μｍ以上が好ましく、２．０μｍ以上がより好ましい。
一方、上部ベイナイト相の面積率が大きすぎると、引張強さが１１８０ＭＰａを下回る。このため、上部ベイナイト相の面積率は、９０％未満である。
【００４５】
《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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種（第２相）の面積率が１０％以上５０％未満、かつ、円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長が３００，０００μｍ／ｍｍ２以上》
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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種を第２相とする。
１１８０ＭＰａ以上の引張強さを得るため、第２相の面積率は、１０％以上であり、１１％以上が好ましく、１３％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。
一方、第２相の面積率が大きすぎると、延性が不十分となる。このため、第２相の面積率は、５０％未満であり、４０％以下が好ましく、３５％以下がより好ましく、３０％以下がさらに好ましい。
また、円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長は、３００，０００μｍ／ｍｍ２以上である。これにより、平面曲げ疲労試験の際に、疲労亀裂の成長が第２相により妨げられて、疲労特性に優れる。円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長は、長いほど疲労特性は向上することから、３５０，０００μｍ／ｍｍ２以上が好ましく、４００，０００μｍ／ｍｍ２以上がより好ましく、４５０，０００μｍ／ｍｍ２以上がさらに好ましい。この周長の上限は特に限定されないが、例えば、９００，０００μｍ／ｍｍ２以下が好ましく、８００，０００μｍ／ｍｍ２以下がより好ましい。
【００４６】
上述した主相および第２相以外の残部は、例えば、パーライト相およびポリゴナルフェライト相からなる群から選ばれる少なくとも１種である。これらの残部を有さない場合もある。残部の面積率は、本発明の効果を得る観点から、合計で０％以上３％未満が好ましい。
【００４７】
上部ベイナイト相は、方位差が１５°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト間に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、ラス状フェライト間に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。
ラス状フェライトは、パーライト相中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり、かつ、内部に比較的高い転位密度を有する。このため、ラス状フェライトと、パーライト相中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトとは、互いに、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、上部ベイナイト相とは、ＳＥＭやＴＥＭ等を用いて、容易に互いに区別できる。
なお、ラス間に残留オーステナイト相を有する場合は、ラス状フェライト部のみを上部ベイナイト相とみなし、残留オーステナイト相とは区別する。
【００４８】
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は、方位差が１５°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト内にＦｅ系炭化物を有する組織（ただし、ラス状フェライト間にも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とは、ラス状フェライト内のＦｅ系炭化物の方位や結晶構造を、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて観察することにより、互いに区別できる。しかし、本発明においては、実質的に同じ特性を有していることから、両者を区別しない。
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は、ラス状フェライト内にＦｅ系炭化物を有するため、ＳＥＭやＴＥＭを用いて、上部ベイナイト相と区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、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とは、ＳＥＭやＴＥＭ等を用いて、容易に互いに区別できる。
【００４９】
フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、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。また、フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、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、ならびに、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。このため、フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、ＳＥＭを用いて、これらの組織と区別できる。
フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、ＳＥＭでは同様の形状とコントラストを有するが、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いることで、互いに区別できる。
【００５０】
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（第２相）、パーライト相、ならびに、ポリゴナルフェライト相の各面積率は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
上部ベイナイト相の平均粒径は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
【００５１】
〈引張強さ：１１８０ＭＰａ以上〉
本発明の高強度熱延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する。
上限は特に限定されないが、引張強さは、１４７０ＭＰａ以下が好ましい。
引張強さ（ＴＳ）は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
【００５２】
〈算術平均粗さＲａ：２．００μｍ以下〉
本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さＲａが大きすぎる場合、平面曲げ疲労試験の際に、曲げ頂点部で局所的な応力集中が生じ、早期に疲労亀裂が生じ得る。
このため、本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さＲａは、優れた疲労特性を得るため、２．００μｍ以下であり、疲労特性がより優れるという理由から、１．９０μｍ以下が好ましく、１．８０μｍ以下がより好ましく、１．６０μｍ以下がさらに好ましい。下限は特に限定されないが、例えば、０．３０μｍ以上が好ましく、０．４５μｍ以上がより好ましい。
なお、算術平均粗さＲａは、後述するめっき層が形成されている場合、めっき層の表面の算術平均粗さＲａであり、後述するめっき層が形成されていない場合、鋼板そのものの表面の算術平均粗さＲａである。
算術平均粗さＲａは、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
【００５３】
〈めっき層〉
本発明の高強度熱延鋼板は、その表面に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を有していてもよい。
めっき層としては、例えば、溶融めっき層、電気めっき層などが挙げられる。
溶融めっき層としては、例えば、亜鉛めっき層などが挙げられ、その具体例としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが挙げられる。
電気めっき層としては、例えば、電気亜鉛めっき層などが挙げられる。
めっき層の厚さ（めっき付着量）は、特に制限されず、従来公知の値を採用できる。
【００５４】
［高強度熱延鋼板の製造方法］
次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法を説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）は、上述した本発明の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上述した成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、２．５ＭＰａ以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を（ＲＣ−１００）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、ＲＣは下記式（１）で定義され、上記仕上圧延板を２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−１５０）℃以上Ｂｓ℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Ｂｓは下記式（２）で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がＲＣ℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が２．０ｓ以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を０．１０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度で（Ｂｓ−３００）℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法である。
（１）ＲＣ＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ
（２）Ｂｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−７０×Ｃｒ−３７×Ｎｉ−８３×Ｍｏ
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量％での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を０として計算する。
【００５５】
以下の説明において、温度は、後述する鋼素材、粗圧延板および仕上圧延板などの表面における温度を表す。例えば、後述する強制冷却の平均冷却速度は、仕上圧延板の表面における平均冷却速度に基づく。
【００５６】
まず、上述した成分組成を有するスラブ等の鋼素材を準備する。スラブ等の鋼素材の製造方法としては、特に限定されず、常用の方法をいずれも採用できる。例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を、転炉等において公知の方法を用いて溶製し、連続鋳造法などの鋳造方法によってスラブを製造する方法が挙げられる。造塊−分塊圧延方法などの公知の鋳造方法を用いてもよい。原料としてスクラップを使用してもよい。
【００５７】
なお、連続鋳造時における鋼の成分偏析を低減するために、電磁撹拌（ＥＭＳ）、軽圧下鋳造（ＩＢＳＲ）等の偏析低減処理を適用できる。電磁撹拌によって、板厚中心部に等軸晶を形成させて、偏析を低減できる。軽圧下鋳造によって、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止して、板厚中心部の偏析を低減できる。これらの偏析低減処理を少なくとも１つ適用することにより、プレス成形性、低温靭性などを良好にできる。
【００５８】
〈鋼素材の加熱温度：１１５０℃以上〉
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中においては、Ｔｉなどの炭窒化物を形成する元素の殆どが、粗大な炭窒化物として不均一に析出している。この粗大で不均一な析出物の存在は、諸特性（例えば、強度、耐打抜き荒れ性など）の劣化を招く。
このため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶させる。粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるため、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以上であり、１１８０℃以上が好ましく、１２００℃以上がより好ましい。
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場合がある。このため、鋼素材の加熱温度は、１３５０℃以下が好ましく、１３００℃以下がより好ましく、１２８０℃以下がさらに好ましい。
【００５９】
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。このとき、保持時間が長すぎると、スケール発生量が増大する場合がある。この場合、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生しやすくなり、得られる鋼板の表面粗さが劣化して、疲労特性が劣化する傾向にある。
このため、疲労特性がより優れるという理由から、１１５０℃以上の温度域での鋼素材の保持時間は、１００００秒以下が好ましく、８０００秒以下がより好ましい。下限は特に限定されないが、鋼素材の加熱の均一性の観点から、１８００秒以上が好ましい。
【００６０】
なお、熱間圧延前の鋼素材を、鋳造後に、高温のまま（すなわち、上記加熱温度の範囲の温度を維持したまま）で直接熱間圧延（直送圧延）に供してもよい。
【００６１】
次に、加熱した（または、鋳造後に高温のままの）鋼素材に対して、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延は、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されない。
鋼素材を粗圧延して粗圧延板を得る。得られた粗圧延板に対して、仕上圧延を施す前に、仕上圧延機の入り側において、高圧水を噴射するデスケーリング（高圧水デスケーリング）を行なう。
【００６２】
〈デスケーリング衝突圧：２．５ＭＰａ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、粗圧延板に対して、高圧水デスケーリングを施す。
高圧水デスケーリングの衝突圧（単に「デスケーリング衝突圧」ともいう）は、２．５ＭＰａ以上であり、３．０ＭＰａ以上が好ましく、３．５ＭＰａ以上がさらに好ましい。衝突圧は、高圧水が粗圧延板の表面に衝突する単位面積あたりの力である。これにより、得られる高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さＲａを、２．００μｍ以下に制御できる。
デスケーリング衝突圧は、上限は特に規定しないが、１５．０ＭＰａ以下が好ましく、１４．５ＭＰａ以下がより好ましく、１２．０ＭＰ以下がより好ましい。
なお、仕上圧延のスタンド間の圧延途中で、高圧水デスケーリングを施してもよい。また、必要に応じて、仕上圧延のスタンド間で粗圧延板を冷却してもよい。
【００６３】
〈仕上圧延終了温度：（ＲＣ−１００）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下〉
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に対して、所定の仕上圧延終了温度で仕上圧延を施して、仕上圧延板を得る。
仕上圧延終了温度が低すぎる場合、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行なわれることがある。このため、主相および第２相について所望する面積率が十分に得られず、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを確保できない。
このため、仕上圧延終了温度は、（ＲＣ−１００）℃以上であり、（ＲＣ−８０）℃以上が好ましく、（ＲＣ−５０）℃以上がより好ましい。
一方、仕上圧延終了温度が高すぎる場合、オーステナイト粒の粒成長が顕著に生じて、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、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度は、（ＲＣ＋１００）℃以下であり、（ＲＣ＋８０）℃以下が好ましく、（ＲＣ＋５０）℃以下がより好ましい。
【００６４】
ＲＣは、下記式（１）で定義される。
（１）ＲＣ＝８５０＋１００×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋７００×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋２０００×Ｎｂ＋１５０×Ｖ
ただし、式（１）中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量［質量％］である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式（１）中の元素記号を０として計算する。
【００６５】
次に、仕上圧延により得られた仕上圧延板を、上述した仕上圧延終了温度から、後述する冷却停止温度まで、後述する平均冷却速度にて冷却（以下、「強制冷却」ともいう）する。
【００６６】
〈冷却開始時間：仕上圧延の終了後２．０ｓ以下〉
所定の場合、仕上圧延が終了してから強制冷却を開始するまでの時間（冷却開始時間）を制御する。具体的には、上述した仕上圧延終了温度がＲＣ℃以上である場合、冷却開始時間が長くなりすぎると、オーステナイト粒の粒成長が生じて、上部ベイナイト相の平均粒径が大きくなり、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度がＲＣ℃以上である場合、冷却開始時間は、２．０ｓ以下であり、１．５ｓ以下が好ましく、１．０ｓ以下がより好ましい。
なお、仕上圧延終了温度がＲＣ℃未満である場合、冷却開始時間は、特に限定されないが、オーステナイト粒に導入されたひずみを回復させないことにより引張強さを確保する観点から、２．０ｓ以下が好ましく、１．５ｓ以下がより好ましく、１．０ｓ以下がさらに好ましい。
【００６７】
〈仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上〉
強制冷却において、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度（以下、「強制冷却の平均冷却速度」ともいう）が遅すぎる場合、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。
このため、強制冷却の平均冷却速度は、２０℃／ｓ以上であり、２５℃／ｓ以上が好ましく、３０℃／ｓ以上がより好ましい。
一方、強制冷却の平均冷却速度は、上限は特に限定されないが、速すぎる場合、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になり得ることから、５００℃／ｓ以下が好ましく、３００℃／ｓ以下がより好ましく、１５０℃／ｓ以下がさらに好ましく、８０℃／ｓ以下が特に好ましい。
【００６８】
〈冷却停止温度：（Ｂｓ−１５０）℃以上Ｂｓ℃以下〉
冷却停止温度が低すぎる場合、上部ベイナイト変態が促進し、第２相の周長が３００，０００μｍ／ｍｍ２未満となり、疲労特性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、（Ｂｓ−１５０）℃以上であり、（Ｂｓ−１４０）℃以上が好ましく、（Ｂｓ−１３０）℃以上がより好ましい。
一方、冷却停止温度が高すぎる場合、上部ベイナイト相の生成が生じず、面積率で５０％以上の上部ベイナイト相が得られず、第２相の面積率が大きくなり、延性が不十分となる。また、微細な第２相が得られず、第２相の周長が３００，０００μｍ／ｍｍ２未満となり、疲労特性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、Ｂｓ℃以下であり、（Ｂｓ−２０）℃以下が好ましく、（Ｂｓ−５０）℃以下がより好ましい。
【００６９】
Ｂｓは、下記式（２）で定義される。
（２）Ｂｓ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−７０×Ｃｒ−３７×Ｎｉ−８３×Ｍｏ
ただし、式（２）中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量［質量％］である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式（２）中の元素記号を０として計算する。
【００７０】
冷却停止温度まで強制冷却した仕上圧延板を、冷却停止温度にて巻き取りして、例えばコイル状にする。このため、冷却停止温度は、巻取温度でもある。
【００７１】
〈巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度：０．１０℃／ｍｉｎ以上〉
次に、巻き取りした仕上圧延板を、（Ｂｓ−３００）℃まで冷却する。
巻き取り後の平均冷却速度は、未変態オーステナイト相の変態挙動に影響を及ぼす。巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度が遅すぎる場合、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り、所望の第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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）の面積率を確保できない。
このため、所望の第２相の面積率を得るため、巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度は、０．１０℃／ｍｉｎ以上であり、０．１２℃／ｍｉｎ以上が好ましく、０．１５℃／ｍｉｎ以上がより好ましく、０．２０℃／ｍｉｎ以上がさらに好ましい。
一方、巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度が速すぎると、ベイナイト変態停留現象が生じず、所望の第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、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも１種）の面積率を得ることが困難になる場合がある。
このため、巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度は、１８００℃／ｍｉｎ以下が好ましく、１８００℃／ｍｉｎ未満がより好ましく、６００℃／ｍｉｎ以下がさらに好ましく、６０℃／ｍｉｎ以下が特に好ましい。
【００７２】
巻き取り後の冷却方法は、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よい。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、油冷却等が挙げられる。
【００７３】
巻き取り後の冷却において、冷却停止温度は（Ｂｓ−３００）℃未満でもよい。通常、１０〜３０℃程度の室温まで冷却する。その後、常法に従って、調質圧延（スキンパス圧延）を施してもよい。また、酸洗を施して、スケールを除去してもよい。
【００７４】
後述するめっき処理を施さない場合、巻き取り後に冷却され（さらに、任意で、調質圧延および／または酸洗が施され）た仕上圧延板が、本発明の高強度熱延鋼板となる。
【００７５】
〈めっき処理〉
巻き取り後に冷却され（さらに、任意で、調質圧延および／または酸洗が施され）た仕上圧延板に対しては、常用のめっきラインが用いて、めっき処理を施してもよい。これにより、仕上圧延板の表面に、めっき層が形成される。めっき処理を施す場合、めっき処理後の仕上圧延板が、本発明の高強度熱延鋼板となる。
めっき処理としては、特に限定されず、例えば、従来公知の溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理、電気めっき処理などが挙げられる。
溶融めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。また、合金化溶融めっき処理としては、例えば、合金化溶融めっき処理（溶融亜鉛めっき処理の後に、合金化処理を行なうことにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する処理）が挙げられる。
【実施例】
【００７６】
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は以下に説明する実施例に限定されない。【００７７】
〈熱延鋼板の製造〉
下記表１に示す成分組成を有する（残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる）溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブを製造した。
製造したスラブを、下記表２に示すスラブ加熱温度［℃］および１１５０℃以上でのスラブ加熱時間［ｓ］で加熱した。
加熱したスラブを粗圧延することにより、粗圧延板を得た。
得られた粗圧延板の表面に、下記表２に示す衝突圧［ＭＰａ］で高圧水デスケーリングを施した。
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に、下記表２に示す仕上圧延終了温度［℃］で仕上圧延を施すことにより、仕上圧延板を得た。
仕上圧延の終了後、得られた仕上圧延板を強制冷却した。下記表２には、強制冷却の際の条件として、冷却開始時間（仕上圧延の終了後から、強制冷却を開始するまでの時間）［ｓ］、平均冷却速度（仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度）［℃／ｓ］、および、冷却停止温度［℃］を記載した。
強制冷却した仕上圧延板を、下記表２に示す冷却停止温度［℃］にて巻き取りした。
巻き取りした仕上圧延板を、下記表２に示す平均冷却速度［℃／ｍｉｎ］で（Ｂｓ−３００）℃まで冷却した。
下記表２に示すＲＣ［℃］およびＢｓ［℃］は、上述したとおりである。
こうして、下記表２に示す板厚［ｍｍ］を有する熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対して、調質圧延を施し、その後、酸洗（塩酸濃度：１０質量％、温度８５℃）を施してスケールを除去した。さらに、一部の熱延鋼板には、めっき処理を施してめっき層を形成した。より詳細には、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、合金化処理を施した。これにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。この場合、下記表２の「めっき処理の有無」の欄に「○」を記載した。【００７８】
〈熱延鋼板の評価〉
得られた熱延鋼板から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。めっき層を有する熱延鋼板は、めっき処理後に、以下に説明する試験および評価等を行なった。結果を下記表３に示す。【００７９】
（i）ミクロ組織の観察
得られた熱延鋼板から、試験片を採取した。採取した試験片を研磨して、めっき層を除いた板厚１／４位置の断面（圧延方向に平行な断面）を露出させた。露出させた断面を、腐食液（３質量％ナイタール溶液）を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で観察した。１０視野を撮影して、画像処理により、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、パーライト相、ならびに、ポリゴナルフェライト相の各相の面積率［％］を定量化して求めた。【００８０】
フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、ＳＥＭでは区別が困難であった。そこで、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いた。より詳細には、ＳＥＭでフレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とを区別できなかった各結晶粒について、ＥＢＳＤ法により、結晶粒内に面積率で５０％未満がオーステナイト相と同定されたものをフレッシュマルテンサイト相とし、結晶粒内に面積率で５０％以上がオーステナイト相と同定されたものを残留オーステナイト相とした。
このようにして区別されたフレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とについて、面積率［％］を求めた。【００８１】
円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長は、次のように求めた。
ＳＥＭまたはＥＢＳＤ法を用いて同定した第２相の個々の結晶粒について、まず、画像処理によって面積Ａｓｅｃｏｎｄａｒｙ［μｍ２］を求め、次いで、下記式を用いて、円相当直径ｄｓｅｃｏｎｄａｒｙ［μｍ］を求めた。
ｄｓｅｃｏｎｄａｒｙ＝２√（Ａｓｅｃｏｎｄａｒｙ／π）
円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の個々の結晶粒を特定し、その周長を、画像処理によって測定した。測定視野内における、円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長の総和を、測定視野の面積で除した。こうして、円相当直径が０．５μｍ以上である第２相の周長［μｍ／ｍｍ２］を求めた。【００８２】
上部ベイナイト相の平均粒径は、次のように測定した。
まず、熱延鋼板から試験片を採取し、研磨した。より詳細には、圧延方向に平行な面（板厚１／４位置の面）が観察面となるように、コロイダルシリカ溶液を用いて、試験片を研磨した。その後、ＥＢＳＤ法（電子線の加速電圧：２０ｋｅＶ、測定間隔：０．１μｍステップ）によって、試験片の観察面における１００μｍ×１００μｍの領域を、１０箇所測定した。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を１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界を可視化することにより、上部ベイナイト相の面積平均（Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎ ａｖｅｒａｇｅ）の粒径［μｍ］を算出した。算出には、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを使用した。この際、結晶粒の定義として、Ｇｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅを１５°にすることにより、面積平均粒径を求めた。求めた上部ベイナイト相の面積平均粒径を、上部ベイナイト相の平均粒径［μｍ］とした。【００８３】
（ii）算術平均粗さＲａの測定
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：ｔ（板厚）×５０ｍｍ（幅）×５０ｍｍ（長さ））を採取した。採取した試験片について、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、算術平均粗さＲａを測定した。算術平均粗さＲａは、圧延方向と直角方向とでそれぞれ３回ずつ測定し、それらの平均値を求め、これを熱延鋼板の算術平均粗さＲａとした。
めっき層を有する熱延鋼板は、めっき層の表面の算術平均粗さＲａ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、機械特性値を求めた。
具体的には、採取した試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を行ない、降伏強度（降伏点、ＹＰ）［ＭＰａ］、引張強さ（ＴＳ）［ＭＰａ］、全伸び（Ｅｌ）［％］、および、均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）［％］を求めた。熱延鋼板ごとに引張試験は２回ずつ行ない、２回の平均値を、その熱延鋼板の機械特性値とした。
本発明においては、ＴＳ×Ｕ−Ｅｌ［ＭＰａ・％］の値が６，０００ＭＰａ・％以上である場合、延性に優れると評価した。【００８５】
（iv）平面曲げ疲労試験
得られた熱延鋼板から、図１に示す寸法形状の試験片を採取した。図１中に示す数値の単位は「ｍｍ」である。試験片の長手方向が、熱延鋼板の圧延方向と直角方向となるようにした。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７５−１９７８の規定に準拠して、平面曲げ疲労試験を実施した。応力負荷モードは、応力比Ｒ：−１とし、周波数：２５Ｈｚとした。負荷応力振幅を６段階に変化させて、破断までの応力サイクルを測定し、Ｓ−Ｎ曲線を求め、５０万サイクルにおける疲労強度（応力振幅値）を求めた。
本発明においては、５０万サイクルにおける疲労強度を引張強さ（ＴＳ）で除した値が０．５０以上である場合、疲労特性に優れると評価した。【００８６】
（v）耐打抜き荒れ性の評価
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：ｔ（板厚）×３０ｍｍ（幅）×３０ｍｍ（長さ））を採取した。採取した試験片の中央に、１０ｍｍφの円筒ポンチを用いて、クリアランスを１２±１％として、打抜き穴を形成した。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合［％］である。打抜き穴の圧延方向端面および圧延直角方向端面がそれぞれ評価できるように、試験片を対角線に沿って４等分し、４等分試験片を作製した。４等分試験片の打抜き穴端面について、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、最大高さ粗さＲｚ［μｍ］を測定した。
より詳細には、次のように測定した。まず、４等分試験片の打抜き穴端面に、板厚方向に沿って位置Ａおよび位置Ｂを設定した。位置Ａは、バリ発生側の最表面から板厚方向に１００μｍの位置である。位置Ｂは、打抜き穴端面のせん断面／破断面境界から破断面方向に１００μｍの位置である。位置Ａと位置Ｂとの間を等間隔に１０位置に分け、合計１０位置で、円弧方向（円周方向）に１ｍｍ長さの粗さ曲線を測定した。得られた１０本の粗さ曲線から、それぞれ最大高さ粗さＲｚを算出した。算出したＲｚの平均値を、４等分試験片のＲｚとした。このようなＲｚの測定を、４等分試験片すべてについて実施し、得られたＲｚの平均値を、その熱延鋼板の打抜き穴端面のＲｚ［μｍ］とした。
また、４等分試験片すべてから得られた計４０点のＲｚの標準偏差を算出し、これを、その熱延鋼板の打抜き穴端面のＲｚの標準偏差［μｍ］とした。打抜き穴端面は曲面のため、Ｒｚを算出する際に、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠した２次曲線補正を行なった。カットオフλｓおよびλｃによる補正は行なわなかった。
本発明においては、打抜き穴端面のＲｚが３５μｍ以下であり、かつ、打抜き穴端面のＲｚの標準偏差が１０μｍ以下である場合、耐打抜き荒れ性に優れると評価した。【００８７】
【表１】
0006819840.tif 000002
【００８８】
【表２】
0006819840.tif 000003
【００８９】
【表３】
0006819840.tif 000004
【００９０】
〈評価結果まとめ〉
上記表１〜表３中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．５〜Ｎｏ．６、Ｎｏ．１１、および、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０の熱延鋼板は、１１８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有し高強度であり、かつ、延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性に優れていた。【００９１】
これに対して、Ｎｏ．４（強制冷却の冷却停止温度が低い）は、上部ベイナイト相の面積率が大きく、引張強さが１１８０ＭＰａ未満であり、第２相の周長が短く、疲労特性が不十分であった。
Ｎｏ．７（巻き取り後の（Ｂｓ−３００）℃までの平均冷却速度が遅い）は、第２相の面積率が小さく、引張強さが１１８０ＭＰａ未満であった。
Ｎｏ．８（仕上圧延終了温度が高い）は、上部ベイナイト相の平均粒径が大きく、耐打抜き荒れ性が不十分であった。
Ｎｏ．９（仕上圧延終了温度が低い）は、上部ベイナイト相の面積率が小さく、引張強さが１１８０ＭＰａ未満であった。
Ｎｏ．１０（デスケーリング衝突圧が低い）は、算術平均粗さＲａが大きく、疲労特性が不十分であった。
Ｎｏ．１２（強制冷却の冷却停止温度が高い）は、第２相の面積率が大きく、延性が不十分であった。また、第２相の周長が短く、疲労特性が不十分であった。【００９２】
Ｎｏ．２１（Ｔｉが多い鋼Ｎを使用）は、耐打抜き荒れ性が不十分であった。
Ｎｏ．２２（Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶを含有しない鋼Ｏを使用）は、第２相の面積率が小さく、引張強さが１１８０ＭＰａ未満であった。
Ｎｏ．２３（Ｃｒが多い鋼Ｐを使用）は、算術平均粗さＲａが大きく、疲労特性が不十分であった。
【要約】
延性、疲労特性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板を提供する。引張強さが１１８０ＭＰａ以上、Ｒａが２．００μｍ以下である。成分組成は、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１〜２．００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％未満、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％などを含有する。主相である上部ベイナイト相は、面積率が５０％以上９０％未満、平均粒径が１２．０μｍ以下である。第２相は、残留オーステナイト相などであり、面積率が１０％以上５０％未満、円相当直径０．５μｍ以上の第２相の周長が３００，０００μｍ／ｍｍ２以上である。【図１】
0006819840.tif 000005