JP7633565B2 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間圧延鋼板に関し、より詳しくは自動車等の構造部材に使用される熱間圧延鋼板であって、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板に関する。
近年、自動車業界では、燃費向上の観点からシャシ部材等の部材の軽量化が求められている。部材の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
一方、高強度化とともに、部材成形に必要な均一伸び性や打抜き端面の疲労特性が一般に低下する。均一伸び性の向上のために、残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼などが考案されているが、このような鋼材は打抜きの際に端面近傍に加工誘起変態によって高硬度で低靭性のマルテンサイトが生成し、このようなマルテンサイトの生成は打抜き端面の疲労特性を低下させる原因となり得る。
特許文献１では、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積率で、パーライト：９０～１００％、疑似パーライト：０～１０％、および初析フェライト：０～１％であり、前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴とする熱間圧延鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができると記載されている。
特許文献１に記載されるようなパーライト主体組織に関連して、特許文献２では、熱間圧延鋼板の場合、パーライト変態時の成長時間が十分であれば、細長い形態のラメラセメンタイトを有するのが一般的であることが記載されている。また、特許文献３では、パーライト組織を主相とし、残部組織におけるフェライト組織が２０％以下であり、パーライト組織のラメラ間隔が５００ｎｍ以下である熱間圧延鋼板が記載されている。
特許文献１では、延性に関連して１３％以上の全伸びを達成することができると教示されているものの、均一伸び性の改善については具体的に示されていない。同様に、特許文献１では、打抜き性に関連して、打抜き時の端面における亀裂の発生が抑制されることが具体的に開示されているものの、打抜き端面における疲労特性の改善については必ずしも十分な検討はなされていない。したがって、特許文献１に記載の熱間圧延鋼板では、均一伸び性および打抜き端面疲労特性の向上に関して依然として改善の余地があった。
そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、熱間圧延鋼板の化学組成およびミクロ組織について検討を行った。その結果、本発明者らは、Ｃｕによる析出強化を利用して鋼板の強度を向上させるとともに、鋼板中のＣおよびＣｒ含有量を適切に制御することでミクロ組織の中でも加工硬化能が比較的高いパーライトの分率を高めて均一伸び性を向上させることができること、一方で当該パーライト中のセメンタイトを層状（ラメラ状）とすることで打抜き端面の疲労特性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％であり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）１．０～６．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
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Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％であり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）１．０～６．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
本発明によれば、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができる。
＜熱間圧延鋼板＞
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％であり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
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ミクロ組織が、面積率で、
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前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
先に述べたとおり、高強度化とともに、部材成形に必要な均一伸び性や打抜き端面疲労特性が一般に低下するという問題がある。そこで、本発明者らは、まず、残留オーステナイト以外のミクロ組織の中で最も加工硬化能が高いパーライトに着目し、鋼板中のＣおよびＣｒの含有量を適切に制御して当該パーライトを面積率で７０％以上とし、さらに残部組織が存在する場合には、これを主としてフェライトおよび／またはベイナイトで構成することにより、均一伸び性を顕著に向上させるとともに、打抜き端面の疲労特性を改善することができることを見出した。より具体的には、パーライトを多く生成するためには、比較的高いＣ含有量が一般に必要とされる。しかしながら、本発明者らは、Ｃｒ含有量を１．００％超に高めることでパーライトの生成領域を低炭素側に拡張させることができ、その結果、０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、面積率で７０％以上の高いパーライト分率を達成することができることを見出した。また、本発明者らは、このような０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量および１．００％超のＣｒ含有量のパーライト主体のミクロ組織を有する熱間圧延鋼板において、高硬度で低靭性のマルテンサイトや加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトを実質的に含めないことで、打抜き端面の疲労特性を改善することができることを見出した。
次に、本発明者らは、このような０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量および１．００％超のＣｒ含有量を有し、かつ、面積率で７０％以上のパーライトを有する熱間圧延鋼板において、打抜き端面の疲労特性をさらに改善すべく、このパーライト中のセメンタイトの形態に着目して検討を行った。パーライトを比較的多く含む鋼板の場合、鋼板を打抜き加工する際に打抜き端面においてセメンタイトまたはセメンタイトとフェライトの界面を起点として微小なボイドが発生する場合がある。このボイドは、打抜き加工後の打抜き端面における疲労特性を低下させる原因となり得る。これに対し、本発明者らは、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの量を低減すること、より具体的にはパーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトを１０μｍ2当たり１０個未満の数密度に制限することで打抜き時のボイド発生を抑制することができ、その結果として打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することができることを見出した。
何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、パーライト中のセメンタイトをより層状（よりラメラ状）の形態にすることで、鋼板を打抜き加工した際に打抜き端面近傍の領域において、打抜き加工で加えられる強い応力によってセメンタイトのラメラ組織が打抜きの方向に沿って一方向に整列したような組織構造を形成するものと考えられる。打抜き端面における上記の整列した組織構造に起因して、このようなパーライト組織を含まない従来のミクロ組織の場合と比較して疲労特性が顕著に向上するものと考えられる。一方で、パーライト中に粗大でかつ球状のセメンタイトが多く含まれると、すなわち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個以上の数密度において存在すると、打抜き加工の際に打抜き端面においてこのような整列した組織構造を形成することができなくなり、その結果として打抜き端面疲労特性が低下するものと考えられる。また、本発明者らは、パーライト中のこのような粗大な球状セメンタイトの形成を抑制して層状セメンタイトの形成を促進させるためには、パーライトを形成するための炭素量を十分に確保することが重要であり、そのためには炭化物を形成する合金元素、より具体的にはＴｉ、ＮｂおよびＶをそれぞれ０．１０％以下に制限して鋼中の炭素がこれらの合金元素によって消費されることを抑制することが有効であることを見出した。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、一般に炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。一方で、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、鋼板の強度向上に有効な元素であるＣを上記のとおり０．２０～０．３０％の比較的低い含有量においてしか含まないものである。したがって、これらの元素の含有量を比較的低い含有量に抑えつつ、高強度、具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することは一般に困難である。そこで、本発明者らは、このような比較的低いＣ含有量にもかかわらず、Ｃｕを１．００％超の量で鋼板中に含有させることにより、Ｃｕによる析出強化を利用して鋼板の強度を高い状態に維持することができることを見出した。Ｃｕによる析出強化を利用することで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭化物析出による強度向上を利用しないかまたはその利用を制限することができる。その結果として、Ｔｉ、ＮｂおよびＶによる炭化物の形成を抑制して、本発明の実施形態に係る所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素量を十分に確保することが可能となる。
以上を纏めると、本発明者らは、主に以下の４つの知見を組み合わせることにより、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を達成したものであり、これらの知見の組み合わせおよびそれによって高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板が得られるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
（ｉ）０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、Ｃｒを１．００％超の量において鋼板中に含有させることにより面積率で７０％以上のパーライト分率を達成することができ、その結果として均一伸び性を向上させることができること、
（ｉｉ）残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成して、ミクロ組織においてマルテンサイトおよび加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトを実質的に含めないことで打抜き端面の疲労特性を改善することができること、
（ｉｉｉ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を制限してこれらの元素による炭化物の形成を抑制することにより層状セメンタイトを含むパーライト組織を形成するのに十分な炭素量を確保し、その結果としてパーライトにおいて粗大な球状セメンタイト、すなわち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの形成を１０μｍ2当たり１０個未満に制限して打抜き端面疲労特性を向上させることができること、ならびに
（ｉｖ）Ｃｕによる析出強化を利用することで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶによる炭化物の形成を抑制して、上記（ｉｉｉ）におけるパーライト組織の形成を促進させつつ、０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度を達成できること。
（ｉ）０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、Ｃｒを１．００％超の量において鋼板中に含有させることにより面積率で７０％以上のパーライト分率を達成することができ、その結果として均一伸び性を向上させることができること、
（ｉｉ）残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成して、ミクロ組織においてマルテンサイトおよび加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトを実質的に含めないことで打抜き端面の疲労特性を改善することができること、
（ｉｉｉ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を制限してこれらの元素による炭化物の形成を抑制することにより層状セメンタイトを含むパーライト組織を形成するのに十分な炭素量を確保し、その結果としてパーライトにおいて粗大な球状セメンタイト、すなわち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの形成を１０μｍ2当たり１０個未満に制限して打抜き端面疲労特性を向上させることができること、ならびに
（ｉｖ）Ｃｕによる析出強化を利用することで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶによる炭化物の形成を抑制して、上記（ｉｉｉ）におけるパーライト組織の形成を促進させつつ、０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度を達成できること。
以下、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．２０～０．３０％］
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２１％以上、０．２２％以上または０．２３％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、鋼板の溶接性を劣化させる場合がある。このため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は０．３０％未満、０．２９％以下、０．２８％以下、０．２７％以下、０．２６％以下、０．２５％以下または０．２４％以下であってもよい。本発明の実施形態においては、上記のとおりＣ含有量が比較的低いため、溶接性の観点で有利であり、例えば鋼板自体の打抜き端面だけでなく、溶接部においても優れた疲労特性を達成することが可能である。
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２１％以上、０．２２％以上または０．２３％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、鋼板の溶接性を劣化させる場合がある。このため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は０．３０％未満、０．２９％以下、０．２８％以下、０．２７％以下、０．２６％以下、０．２５％以下または０．２４％以下であってもよい。本発明の実施形態においては、上記のとおりＣ含有量が比較的低いため、溶接性の観点で有利であり、例えば鋼板自体の打抜き端面だけでなく、溶接部においても優れた疲労特性を達成することが可能である。
［Ｓｉ：０．０１～２．００％］
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き端面疲労特性が低下する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８５％以下、１．７０％以下、１．５０％以下または１．４０％以下であってもよい。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き端面疲労特性が低下する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８５％以下、１．７０％以下、１．５０％以下または１．４０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．５０～３．００％］
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．８０％以上、１．００％以上、１．３０％以上または１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、ミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を低下させる場合がある。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下または２．２０％以下であってもよい。
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．８０％以上、１．００％以上、１．３０％以上または１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、ミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を低下させる場合がある。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下または２．２０％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、製造工程で混入する元素である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させる場合がある。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０９０％以下または０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％または０．０４０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上または０．００５％以上であってもよい。
Ｐは、製造工程で混入する元素である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させる場合がある。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０９０％以下または０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％または０．０４０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上または０．００５％以上であってもよい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００８５％以下または０．００７０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００８５％以下または０．００７０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
［Ａｌ：０．００５～３．０００％］
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０３０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上または０．３００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる場合がある。このため、Ａｌ含有量は３．０００％以下とする。Ａｌ含有量は２．８００％以下、２．５００％以下、２．０００％以下、１．８００％以下、１．５００％以下または１．２００％以下であってもよい。
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０３０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上または０．３００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる場合がある。このため、Ａｌ含有量は３．０００％以下とする。Ａｌ含有量は２．８００％以下、２．５００％以下、２．０００％以下、１．８００％以下、１．５００％以下または１．２００％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害することによって鋼の靱性を向上させる。しかし、Ｎを過度に含有すると、その効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下または０．００７０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害することによって鋼の靱性を向上させる。しかし、Ｎを過度に含有すると、その効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下または０．００７０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下、０．００７０％以下または０．００６０％以下であってもよい。Ｏ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下、０．００７０％以下または０．００６０％以下であってもよい。Ｏ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
［Ｃｒ：１．００超～３．００％］
Ｃｒは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、セメンタイトの球状化を抑制する効果も有する。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの数密度を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Ｃｒを一定以上含有させる必要がある。さらに、Ｃｒはセメンタイトを安定化させることから、Ｃｒを含有することでパーライトの生成領域を低炭素含有量側に拡張させることができる。このため、Ｃｒを適切な量すなわち１．００％超の量において含有することで、比較的低いＣ含有量の場合であっても７０％以上のパーライト分率を達成することが可能となる。Ｃｒ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、パーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が比較的多く生成してしまい、パーライト分率７０％以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Ｃｒを過度に含有すると、引張強さの向上に伴い均一伸び性が低下する場合がある。このため、Ｃｒ含有量は３．００％以下とする。Ｃｒ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
Ｃｒは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、セメンタイトの球状化を抑制する効果も有する。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの数密度を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Ｃｒを一定以上含有させる必要がある。さらに、Ｃｒはセメンタイトを安定化させることから、Ｃｒを含有することでパーライトの生成領域を低炭素含有量側に拡張させることができる。このため、Ｃｒを適切な量すなわち１．００％超の量において含有することで、比較的低いＣ含有量の場合であっても７０％以上のパーライト分率を達成することが可能となる。Ｃｒ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、パーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が比較的多く生成してしまい、パーライト分率７０％以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Ｃｒを過度に含有すると、引張強さの向上に伴い均一伸び性が低下する場合がある。このため、Ｃｒ含有量は３．００％以下とする。Ｃｒ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
［Ｃｕ：１．００超～３．００％］
Ｃｕは、析出強化により強度向上に有効な元素である。また、Ｃｕは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶとは異なり、炭化物を形成することなく鋼板の強度を向上させることができる。このため、Ｃｕは、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することがない。したがって、Ｃｕは強度向上と打抜き端面疲労特性の両立を図る上で極めて重要な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は１．００％超とする。Ｃｕ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．２０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。Ｃｕ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
Ｃｕは、析出強化により強度向上に有効な元素である。また、Ｃｕは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶとは異なり、炭化物を形成することなく鋼板の強度を向上させることができる。このため、Ｃｕは、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することがない。したがって、Ｃｕは強度向上と打抜き端面疲労特性の両立を図る上で極めて重要な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は１．００％超とする。Ｃｕ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．２０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。Ｃｕ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該熱間圧延鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に替えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、熱間圧延鋼板は、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｎｉ：０～２．００％およびＭｏ：０～１．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｂ：０～０．０１００％を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｃａ：０～０．００５０％およびＲＥＭ：０～０．００５％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｔｉ：０～０．１０％］
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～０．１０％］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。上記効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有すると、多量の炭化物が生成して、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することとなる。その結果として、打抜き端面疲労特性を低下させる場合がある。このため、Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．１０％以下であることが好ましい。Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～０．１０％］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。上記効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有すると、多量の炭化物が生成して、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することとなる。その結果として、打抜き端面疲労特性を低下させる場合がある。このため、Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．１０％以下であることが好ましい。Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～２．００％］
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉは高価な元素であり、過剰な添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は１．７０％以下、１．５０％以下または１．２０％以下であってもよい。
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉは高価な元素であり、過剰な添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は１．７０％以下、１．５０％以下または１．２０％以下であってもよい。
［Ｍｏ：０～１．００％］
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、強度の増加に伴い、靱性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１０％以下、０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、強度の増加に伴い、靱性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１０％以下、０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。Ｂ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下であってもよい。
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。Ｂ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～０．００５０％］
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００４５％以下または０．００４０％以下であってもよい。
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００４５％以下または０．００４０％以下であってもよい。
［ＲＥＭ：０～０．００５％］
ＲＥＭは、微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１％以上であってもよい。一方で、ＲＥＭを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００４％以下または０．００３％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、およびランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
ＲＥＭは、微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１％以上であってもよい。一方で、ＲＥＭを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００４％以下または０．００３％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、およびランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板において、上記の元素以外の残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、熱間圧延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。不純物としては、例えば、Ｓｎ：０．０２％以下、Ｓｂ：０．０２％以下、Ｗ：０．０１５％以下、およびＣｏ：０．０１５％以下などが挙げられる。
［パーライト：７０％以上］
熱間圧延鋼板のミクロ組織は、面積率で、７０％以上のパーライトを含む。パーライトは、残留オーステナイト以外のミクロ組織の中で最も加工硬化能が高いため、熱間圧延鋼板のミクロ組織をパーライト主体の組織とすることによって、高い強度を保ちつつ均一伸び性に優れた鋼板とすることが可能になる。例えば、フェライトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度を十分に確保することができない場合がある。一方で、ベイナイトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度は向上するものの、均一伸び性が低下する場合がある。このため、パーライトの面積率は７０％以上とし、７２％以上、７５％以上、７７％以上、８０％以上、８５％以上または９０％以上であってもよい。パーライトの面積率の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。例えば、パーライトの面積率は９９％以下、９８％以下、９６％以下、９４％以下、９２％以下、９０％以下、８７％以下、８３％以下または７９％以下であってもよい。
熱間圧延鋼板のミクロ組織は、面積率で、７０％以上のパーライトを含む。パーライトは、残留オーステナイト以外のミクロ組織の中で最も加工硬化能が高いため、熱間圧延鋼板のミクロ組織をパーライト主体の組織とすることによって、高い強度を保ちつつ均一伸び性に優れた鋼板とすることが可能になる。例えば、フェライトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度を十分に確保することができない場合がある。一方で、ベイナイトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度は向上するものの、均一伸び性が低下する場合がある。このため、パーライトの面積率は７０％以上とし、７２％以上、７５％以上、７７％以上、８０％以上、８５％以上または９０％以上であってもよい。パーライトの面積率の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。例えば、パーライトの面積率は９９％以下、９８％以下、９６％以下、９４％以下、９２％以下、９０％以下、８７％以下、８３％以下または７９％以下であってもよい。
［フェライト：０～３０％］
［ベイナイト：０～３０％］
パーライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それはフェライトおよびベイナイトのうち少なくとも１種から構成される。したがって、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で０～３０％とする。フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で１％以上、２％以上、４％以上または６％以上であってもよい。同様に、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で２５％以下、２０％以下、１５％以下または１０％以下であってもよい。残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成すること、すなわち残部組織において高硬度で低靭性のマルテンサイトや、加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトが存在しないかまたは実質的に存在しないことで、良好な打抜き端面疲労特性を担保することが可能となる。本明細書において「実質的に存在しない」または「実質的に含めない」との表現は、残部組織においてマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が合計でも０．５％未満であることを意味するものである。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、３０％以下、２５％以下、２１％以下、１７％以下、１３％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、２％以下または１％以下としてもよく、０％であってもよい。その一方、必要に応じて、フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、１％以上、２％以上、４％以上、６％以上、８％以上、１０％以上、１３％以上、１７％以上または２１％以上としてもよい。
［ベイナイト：０～３０％］
パーライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それはフェライトおよびベイナイトのうち少なくとも１種から構成される。したがって、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で０～３０％とする。フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で１％以上、２％以上、４％以上または６％以上であってもよい。同様に、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で２５％以下、２０％以下、１５％以下または１０％以下であってもよい。残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成すること、すなわち残部組織において高硬度で低靭性のマルテンサイトや、加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトが存在しないかまたは実質的に存在しないことで、良好な打抜き端面疲労特性を担保することが可能となる。本明細書において「実質的に存在しない」または「実質的に含めない」との表現は、残部組織においてマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が合計でも０．５％未満であることを意味するものである。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、３０％以下、２５％以下、２１％以下、１７％以下、１３％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、２％以下または１％以下としてもよく、０％であってもよい。その一方、必要に応じて、フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、１％以上、２％以上、４％以上、６％以上、８％以上、１０％以上、１３％以上、１７％以上または２１％以上としてもよい。
［パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度：１０μｍ2当たり１０個未満］
本発明の実施形態では、パーライトを構成するセメンタイトのうち粗大な球状セメンタイトの数密度が所定の範囲内に制限されており、より具体的にはパーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは１０μｍ2当たり１０個未満である。セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値を言うものある。本明細書において、長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは粗大な球状セメンタイトと定義される。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板の打抜き時にボイド発生の起点となる場合があり、このボイドは打抜き加工後の打抜き端面における疲労特性を低下させる原因となり得る。したがって、打抜き端面における疲労特性を改善するためには、このような粗大な球状セメンタイトの量を低減することが極めて重要である。これに関連して、本発明の実施形態では、上記の粗大な球状セメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限しているため、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、その結果として打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。粗大な球状セメンタイトの数密度は、パーライト中で１０μｍ2当たり８個以下、６個以下または４個以下であってもよい。粗大な球状セメンタイトの数密度はパーライト中で１０μｍ2当たり０個であってもよいが、例えば１個以上または２個以上であってもよい。詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行った場合の当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比を言うものである。
本発明の実施形態では、パーライトを構成するセメンタイトのうち粗大な球状セメンタイトの数密度が所定の範囲内に制限されており、より具体的にはパーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは１０μｍ2当たり１０個未満である。セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値を言うものある。本明細書において、長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは粗大な球状セメンタイトと定義される。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板の打抜き時にボイド発生の起点となる場合があり、このボイドは打抜き加工後の打抜き端面における疲労特性を低下させる原因となり得る。したがって、打抜き端面における疲労特性を改善するためには、このような粗大な球状セメンタイトの量を低減することが極めて重要である。これに関連して、本発明の実施形態では、上記の粗大な球状セメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限しているため、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、その結果として打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。粗大な球状セメンタイトの数密度は、パーライト中で１０μｍ2当たり８個以下、６個以下または４個以下であってもよい。粗大な球状セメンタイトの数密度はパーライト中で１０μｍ2当たり０個であってもよいが、例えば１個以上または２個以上であってもよい。詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行った場合の当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比を言うものである。
［ミクロ組織の面積率の測定方法］
ミクロ組織の面積率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2の面積（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）とし、例えば倍率が５０００倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトおよびフェライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が１５°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および／または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したものに加え、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織をも包含するものである。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。パーライト組織において観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイトまたは鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイトまたは鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。残留オーステナイトは内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
ミクロ組織の面積率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2の面積（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）とし、例えば倍率が５０００倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトおよびフェライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が１５°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および／または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したものに加え、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織をも包含するものである。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。パーライト組織において観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイトまたは鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイトまたは鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。残留オーステナイトは内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
［パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度の測定方法］
粗大な球状セメンタイトの数密度は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）の５０００倍程度のＳＥＭ写真において、パーライトとして認定される領域の画像を２値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
［アスペクト比］＝［長軸の長さ］／［短軸の長さ］
８０μｍ×１５０μｍの１視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満であるセメンタイトの個数を画像処理により算出し、これを１０μｍ2当たりに換算した値を本発明で規定する粗大な球状セメンタイトの数密度として決定する。
粗大な球状セメンタイトの数密度は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）の５０００倍程度のＳＥＭ写真において、パーライトとして認定される領域の画像を２値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
［アスペクト比］＝［長軸の長さ］／［短軸の長さ］
８０μｍ×１５０μｍの１視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満であるセメンタイトの個数を画像処理により算出し、これを１０μｍ2当たりに換算した値を本発明で規定する粗大な球状セメンタイトの数密度として決定する。
［機械的特性］
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは９１０ＭＰａ以上または９２０ＭＰａ以上であり、より好ましくは９４０ＭＰａ以上または９８０ＭＰａ以上であり、最も好ましくは１０００ＭＰａ以上または１０８０ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強さは１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であってもよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い均一伸び性を達成することができ、より具体的には７．０％以上、好ましくは７．５％以上、より好ましくは８．０％以上の均一伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、均一伸びは２０．０％以下または１５．０％以下であってもよい。引張強さおよび均一伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。均一伸びとは、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１において規定される最大試験力時塑性伸び（％）をいうものである。
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは９１０ＭＰａ以上または９２０ＭＰａ以上であり、より好ましくは９４０ＭＰａ以上または９８０ＭＰａ以上であり、最も好ましくは１０００ＭＰａ以上または１０８０ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強さは１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であってもよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い均一伸び性を達成することができ、より具体的には７．０％以上、好ましくは７．５％以上、より好ましくは８．０％以上の均一伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、均一伸びは２０．０％以下または１５．０％以下であってもよい。引張強さおよび均一伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。均一伸びとは、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１において規定される最大試験力時塑性伸び（％）をいうものである。
同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い打抜き端面疲労特性を達成することができる。より具体的には、打抜き端面の疲労試験に基づいて決定された疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）に対応する打抜き疲労限度比において０．２８以上の打抜き端面疲労特性を達成することができる。打抜き疲労限度比は、好ましくは０．３０以上、より好ましくは０．３２以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、打抜き疲労限度比は０．４２以下または０．４０以下であってもよい。打抜き疲労限度比は、図１に示す寸法の板状試験片を用いて下記の方法によって決定される。まず、圧延方向が長辺になるようにして熱間圧延鋼板から採取した板状試験片（３０ｍｍ×９０ｍｍ）の中央にポンチ径１０ｍｍ、打抜きクリアランス１２％で打抜き穴を空け、次いで一定の応力振幅σ（ＭＰａ）にて両振り平面曲げ疲労試験を実施する。板状試験片は、板端面角部からのき裂発生を避けるため、図１に示すように板端面角部をＲ面取りしてもよい。繰り返し回数Ｎが１０7回となるまで両振り平面曲げ疲労試験を実施し、破断に至らなかった試験の中で最大の応力振幅を疲労限度σF（ＭＰａ）とし、当該疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）が打抜き疲労限度比として決定される。
［板厚］
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下もしくは３．０ｍｍ以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下もしくは３．０ｍｍ以下であってもよい。
＜熱間圧延鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法は、
熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１１５０℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで巻取温度まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で２次冷却することを含む冷却工程、
前記鋼板を５８０～６５０℃の巻取温度で巻き取る工程、および
巻き取った鋼板を５５０℃以下の鋼板温度まで冷却することを含む追加の冷却工程であって、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０～１８０分である追加の冷却工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１１５０℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで巻取温度まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で２次冷却することを含む冷却工程、
前記鋼板を５８０～６５０℃の巻取温度で巻き取る工程、および
巻き取った鋼板を５５０℃以下の鋼板温度まで冷却することを含む追加の冷却工程であって、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０～１８０分である追加の冷却工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［スラブの加熱工程］
まず、熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１５０℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
まず、熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１５０℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
［熱間圧延工程］
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。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。
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。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。
（仕上げ圧延）
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における出側温度は８２０～９２０℃に制御される。仕上げ圧延の出側温度が９２０℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、パーライト分率７０％以上を達成することができない。このため、仕上げ温度の出側温度の上限は９２０℃とし、好ましくは９１５℃、さらに好ましくは９１０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度に下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となり得る。このため、仕上げ圧延の出側温度の下限を８２０℃とする。
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における出側温度は８２０～９２０℃に制御される。仕上げ圧延の出側温度が９２０℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、パーライト分率７０％以上を達成することができない。このため、仕上げ温度の出側温度の上限は９２０℃とし、好ましくは９１５℃、さらに好ましくは９１０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度に下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となり得る。このため、仕上げ圧延の出側温度の下限を８２０℃とする。
［冷却工程］
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却および２次冷却に細分化される。
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却および２次冷却に細分化される。
（１次冷却：７２０℃以下まで５０℃／秒以上で冷却）
冷却工程においては、まず、鋼板が上記の仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却される。１次冷却終了温度までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であるかまたは１次冷却終了温度が７２０℃超であると、フェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。１次冷却の平均冷却速度は５２℃／秒以上であってもよい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、１次冷却の平均冷却速度は、所望の組織を得るために２００℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下であってもよい。
冷却工程においては、まず、鋼板が上記の仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却される。１次冷却終了温度までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であるかまたは１次冷却終了温度が７２０℃超であると、フェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。１次冷却の平均冷却速度は５２℃／秒以上であってもよい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、１次冷却の平均冷却速度は、所望の組織を得るために２００℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下であってもよい。
（２次冷却：巻取温度まで１０℃／秒以下で冷却）
続いて、２次冷却では、鋼板が１次冷却終了温度から巻取温度（すなわち５８０～６５０℃の温度域）まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却される。２次冷却の平均冷却速度が１０℃よりも高いと、鋼板の板厚方向および板幅方向において温度ムラが生じやすくなり、金属組織にばらつきが生じる。２次冷却の平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることで、鋼板の板厚方向および板幅方向におけるこのような金属組織のばらつきを確実に低減することができる。２次冷却の平均冷却速度は好ましくは９℃／秒以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、生産性の観点から、２次冷却の平均冷却速度は１℃／秒以上とし、２℃／秒以上であってもよい。２次冷却は、冷却工程を２段階に分けた効果を確実に得るために、１次冷却終了後直ちに行うことが好ましい。
続いて、２次冷却では、鋼板が１次冷却終了温度から巻取温度（すなわち５８０～６５０℃の温度域）まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却される。２次冷却の平均冷却速度が１０℃よりも高いと、鋼板の板厚方向および板幅方向において温度ムラが生じやすくなり、金属組織にばらつきが生じる。２次冷却の平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることで、鋼板の板厚方向および板幅方向におけるこのような金属組織のばらつきを確実に低減することができる。２次冷却の平均冷却速度は好ましくは９℃／秒以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、生産性の観点から、２次冷却の平均冷却速度は１℃／秒以上とし、２℃／秒以上であってもよい。２次冷却は、冷却工程を２段階に分けた効果を確実に得るために、１次冷却終了後直ちに行うことが好ましい。
［巻取工程］
冷却工程の後、鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は５８０～６５０℃とする。巻取温度が５８０℃未満であると、ベイナイトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、巻取温度が６５０℃超であると、析出するＣｕ粒子が粗大となり、Ｃｕによる十分な析出強化能が得られず、結果として９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができなくなる。あるいはまた、フェライトが過剰に生成して十分な引張強さを達成することができなくなる。巻取温度を５８０～６５０℃に制御することで、パーライト分率７０％以上を達成しつつ、このようなパーライト変態とともに析出するＣｕ粒子を微細化することが可能となる。このため、Ｃｕによる析出強化効果を十分に発揮させることができ、その結果として鋼板強度を顕著に向上させること、より具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することが可能となる。巻取温度は５８４℃以上であってもよく、および／または６４０℃以下であってもよい。
冷却工程の後、鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は５８０～６５０℃とする。巻取温度が５８０℃未満であると、ベイナイトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、巻取温度が６５０℃超であると、析出するＣｕ粒子が粗大となり、Ｃｕによる十分な析出強化能が得られず、結果として９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができなくなる。あるいはまた、フェライトが過剰に生成して十分な引張強さを達成することができなくなる。巻取温度を５８０～６５０℃に制御することで、パーライト分率７０％以上を達成しつつ、このようなパーライト変態とともに析出するＣｕ粒子を微細化することが可能となる。このため、Ｃｕによる析出強化効果を十分に発揮させることができ、その結果として鋼板強度を顕著に向上させること、より具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することが可能となる。巻取温度は５８４℃以上であってもよく、および／または６４０℃以下であってもよい。
［追加の冷却工程：巻き取り後５５０℃となるまでの時間が３０～１８０分］
本製造方法では、巻取工程後に追加の冷却工程、すなわち巻き取り後の冷却工程が実施され、当該巻き取り後の冷却工程では、鋼板が巻取温度から５５０℃以下の鋼板温度まで冷却される。また、この冷却の際、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間を３０～１８０分の範囲内に制御することが重要である。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０分未満であると、ベイナイトが多量に生成してパーライトが十分に生成しないため、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、この時間が１８０分超であると、生成したパーライト中のセメンタイトが粗大化するとともに球状化してしまう。この場合、パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限することができなくなり、鋼板の打抜き時にボイドの発生を十分に抑制することができなくなる。これに対し、巻取工程を上記のように適切に実施した後、鋼板温度が５５０℃となるまでの冷却時間を３０～１８０分の範囲内に制御することで、パーライト分率７０％以上を確実に達成しつつ、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を得ることが可能となる。その結果として、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。例えば、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は３５分以上であってもよく、および／または１５０分以下であってもよい。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は、任意の適切な方法によって調整することができる。例えば、巻取温度が５８０℃付近である場合には、鋼板温度が５５０℃となるまでの３０分以上の時間を確保するため、巻き取ったコイルを必要に応じて保温カバー等で覆うようにしてもよい。
本製造方法では、巻取工程後に追加の冷却工程、すなわち巻き取り後の冷却工程が実施され、当該巻き取り後の冷却工程では、鋼板が巻取温度から５５０℃以下の鋼板温度まで冷却される。また、この冷却の際、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間を３０～１８０分の範囲内に制御することが重要である。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０分未満であると、ベイナイトが多量に生成してパーライトが十分に生成しないため、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、この時間が１８０分超であると、生成したパーライト中のセメンタイトが粗大化するとともに球状化してしまう。この場合、パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限することができなくなり、鋼板の打抜き時にボイドの発生を十分に抑制することができなくなる。これに対し、巻取工程を上記のように適切に実施した後、鋼板温度が５５０℃となるまでの冷却時間を３０～１８０分の範囲内に制御することで、パーライト分率７０％以上を確実に達成しつつ、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を得ることが可能となる。その結果として、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。例えば、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は３５分以上であってもよく、および／または１５０分以下であってもよい。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は、任意の適切な方法によって調整することができる。例えば、巻取温度が５８０℃付近である場合には、鋼板温度が５５０℃となるまでの３０分以上の時間を確保するため、巻き取ったコイルを必要に応じて保温カバー等で覆うようにしてもよい。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
以下の実施例では、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた熱間圧延鋼板の機械的特性について調べた。
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを製造した。次いで、これらのスラブから表２に示す加熱、熱間圧延、冷却、巻取および追加の冷却条件により板厚２．５ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。また、製造した熱間圧延鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すスラブの化学組成と同等であり、とりわけ不純物中のＳｎおよびＳｂ含有量は０．０２％以下であり、ＷおよびＣｏ含有量は０．０１５％以下であった。
このようにして得られた熱間圧延鋼板から圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）および均一伸び（ｕＥｌ）を測定した。また、打抜き端面疲労特性は図１に示す寸法の板状試験片を用いて下記の方法で評価した。まず、圧延方向が長辺になるようにして熱間圧延鋼板から採取した板状試験片（３０ｍｍ×９０ｍｍ）の中央にポンチ径１０ｍｍ、打抜きクリアランス１２％で打抜き穴を空け、次いで一定の応力振幅σ（ＭＰａ）にて両振り平面曲げ疲労試験を実施した。板状試験片は、板端面角部からのき裂発生を避けるため、図１に示すように板端面角部をＲ面取りしてもよい。繰り返し回数Ｎが１０7回となるまで両振り平面曲げ疲労試験を実施し、破断に至らなかった試験の中で最大の応力振幅を疲労限度σF（ＭＰａ）とし、当該疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）を打抜き疲労限度比として決定した。ＴＳが９００ＭＰａ以上、ｕＥｌが７．０％以上、および打抜き疲労限度比が０．２８以上である場合を、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板として評価した。結果を下表３に示す。
表３を参照すると、比較例９では、冷却工程における１次冷却の平均冷却速度が低かったためにフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例１０では、１次冷却の冷却終了温度が高かったために、同様にフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例１１では、巻取温度が低かったためにベイナイトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳは向上したものの、ｕＥｌが低下した。比較例１２では、巻取温度が高かったためにフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。また、比較例１２では、巻取温度が高かったために、析出するＣｕ粒子が粗大となり、Ｃｕによる析出強化能が十分に発揮されなかったと考えられる。その結果としてＴＳが低下した。比較例１３では、巻き取り後５５０℃となるまでの時間が短かったためにベイナイトが多量に生成し、ＴＳは向上したものの、ｕＥｌが低下した。比較例１４では、巻き取り後５５０℃となるまでの時間が長かったためにパーライト中のセメンタイトが粗大化するとともに球状化してしまい、このような粗大な球状セメンタイトの数密度を低減することができなかった。その結果として打抜き疲労限度比が低下した。比較例１９および２０では、それぞれＣおよびＣｒ含有量が低かったためにパーライトが十分に生成せず、一方でフェライトが多く生成し、結果としてＴＳが低下した。比較例２１では、Ｃｒ含有量が高かったために強度は向上したものの、それに伴いｕＥｌが低下した。比較例２２では、Ｃｕ含有量が低かったためにＣｕによる析出強化能が十分に発揮されず、ＴＳが低下した。比較例２４、２６および２８では、それぞれＴｉ、ＮｂおよびＶ含有量が高かったために、粗大な球状セメンタイトの生成を十分に低減することができず、打抜き疲労限度比が低下した。この結果は、過剰なＴｉ、ＮｂおよびＶによって多量の炭化物が生成し、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素が消費されたことに起因するものと考えられる。
これとは対照的に、実施例１～８、１５～１８、２３、２５、２７および２９～３６では、所定の化学組成およびミクロ組織を有し、さらに当該ミクロ組織におけるパーライト中の粗大な球状セメンタイトの量を低減することで、ＴＳが９００ＭＰａ以上の高強度を有するにもかかわらず、７．０％以上のｕＥｌおよび０．２８以上の打抜き疲労限度比を達成することができ、それゆえ高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができた。加えて、各実施例の鋼板にアーク溶接を施して得られた溶接部材からの試験片について同様の疲労試験を実施した。その結果、全ての実施例において、このような溶接部を含まない場合と同等の高い疲労特性を達成することができた。これは０．３０％以下の比較的低いＣ含有量に主に起因しているものと考えられる。
Claims (3)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％からなり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。 - １．０～６．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
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