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WO2014185405A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014185405A1
WO2014185405A1 PCT/JP2014/062701 JP2014062701W WO2014185405A1 WO 2014185405 A1 WO2014185405 A1 WO 2014185405A1 JP 2014062701 W JP2014062701 W JP 2014062701W WO 2014185405 A1 WO2014185405 A1 WO 2014185405A1
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WO
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less
steel sheet
hot
rolled steel
rolling
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2014/062701
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English (en)
French (fr)
Inventor
章文 榊原
龍雄 横井
洋志 首藤
佑樹 神澤
東　昌史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to PL14798454T priority patent/PL2998414T3/pl
Priority to JP2015517083A priority patent/JP6132017B2/ja
Priority to CN201480025233.5A priority patent/CN105209650B/zh
Priority to ES14798454T priority patent/ES2728328T3/es
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/36—Elongated material
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent in low-temperature toughness, and a method for producing the same, and particularly has low-temperature toughness to enable use in a cryogenic temperature range.
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • high-strength steel sheets To reduce carbon dioxide emissions from automobiles, the weight of automobile bodies is being reduced using high-strength steel sheets.
  • high-strength steel sheets having a maximum tensile strength of 980 MPa or more are often used in automobile bodies in addition to mild steel sheets.
  • steel sheets used for such members have a demand to make the members difficult to break even if they are subjected to impacts such as collisions after being mounted on automobiles as parts after molding, especially in cold regions.
  • This low temperature toughness is defined by vTrs (Charpy fracture surface transition temperature) and the like. For this reason, it is also necessary to consider the impact resistance itself of the steel material.
  • increasing the strength of the steel sheet makes it difficult to plastically deform the steel sheet, but also raises the fear of fracture, so that toughness is an important characteristic.
  • Patent Document 1 discloses a production method thereof, and a method using a martensite phase with an adjusted aspect ratio as a main phase is known.
  • the aspect ratio of martensite depends on the aspect ratio of austenite grains before transformation.
  • martensite having a large aspect ratio means martensite transformed from non-recrystallized austenite (austenite elongated by rolling), and martensite having a small aspect ratio is transformed from recrystallized austenite. It means martensite.
  • Patent Document 1 mentions a method of manufacturing a thick steel plate for a structural member such as a construction machine that combines high strength and high toughness by setting the aspect ratio of prior austenite grains to 3 to 18, but for automobiles. Steel sheets are required to have better low temperature toughness. In addition, steel sheets having such aspect ratio grains have anisotropy in mechanical properties, so that it is difficult to form a general automobile member, and there is a problem that the use is limited.
  • Patent Document 2 discloses that a tough steel sheet can be realized by using ferrite grains having an aspect ratio of 2 or less as a main phase. However, since this steel plate has a main phase of ferrite, it is difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 3 discloses that the strength and low-temperature toughness of a steel sheet are improved by finely depositing carbides in ferrite having an average particle size of 5 to 10 ⁇ m. According to the method described in Patent Document 3, the strength of the steel sheet is increased by precipitating solute Ti and the like in the steel as carbides. However, in order to ensure a tensile strength of 980 MPa or more, it is necessary to precipitate finer and more densely disperse, and it is required to set the cooling conditions after finish rolling finely. From this, it is considered that it is difficult for the steel plate manufactured by this method to stably secure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 4 discloses that the low-temperature toughness of a steel sheet is improved by making the structure of the steel sheet a single phase composed of a bainite phase or a bainitic ferrite phase and suppressing the amount of grain boundary cementite.
  • the steel sheet described in Patent Document 4 has a tensile strength of 604 to 764 MPa, and it is considered difficult to ensure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • it describes the production of a thick hot-rolled steel sheet having a thickness of 8.7 mm or more, and no mention is made of a method for producing a thin hot-rolled steel sheet used for automobile steel sheets.
  • Patent Document 5 discloses that low-temperature toughness is improved by suppressing the formation of a MA (martensite-austenite mixed structure) phase that becomes a starting point of fracture when producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more. Is disclosed. In general, the mechanism of MA phase expression is due to the concentration of C in austenite for some reason. Therefore, in the steel type described in Patent Document 5, by containing a certain amount of Ti, Nb, V, and Mo, which are carbide forming elements, C is captured, concentration in austenite is suppressed, and MA phase is generated. Is suppressed.
  • Patent Document 5 refers to the low temperature toughness of the welded joint, and does not refer to the low temperature toughness of the base material, which is important for steel plates for automobile bodies.
  • the present invention has been devised in view of the above-described problems, and its object is to provide a hot-rolled steel sheet having both a maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent low-temperature toughness, and a method for producing the same. It is.
  • the present inventors have succeeded in producing a steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent in low-temperature toughness by optimizing the components and production conditions of the hot-rolled steel sheet and controlling the structure of the steel sheet.
  • the summary is as follows.
  • Nb 0.01-0.30%
  • Cu 0.01 to 2.0%
  • Ni 0.01 to 2.0%
  • Mo 0.01 to 1.0%
  • V 0.01 to 0.3%
  • Cr 0.01 to 2.0%
  • Mg 0.0005 to 0.01% Ca: 0.0005 to 0.01%
  • REM 0.0005 to 0.1%
  • B 0.0002 to 0.01%
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet comprising:
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent in low-temperature toughness can be provided.
  • tempered martensite having an average aspect ratio of effective grains (hereinafter, average aspect ratio is simply referred to as aspect ratio) of 2 or less, or effective grain
  • the total volume fraction of both tempered martensite and lower bainite having an aspect ratio of 2 or less is 90% or more.
  • the effective crystal grain size of tempered martensite and lower bainite is 10 ⁇ m.
  • the effective crystal grain is a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more, and can be measured using EBSD or the like. Details will be described later.
  • the main phase is tempered martensite or a mixed structure of tempered martensite and lower bainite, and the total volume fraction is 90% or more, whereby the maximum tensile strength of 980 MPa or more is achieved. Is secured. For this reason, the main phase needs to be tempered martensite or a mixed structure of tempered martensite and lower bainite.
  • Tempered martensite in the present invention is the most important microstructure because it has strength, high bake hardenability, and low temperature toughness.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains, and contains iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside, and further, the iron-based carbide is a plurality of variants, that is, a plurality of iron-based materials extending in different directions. It belongs to the carbide group.
  • a tempered martensite structure can be obtained by setting the coiling temperature to 100 ° C. or higher and lower than 400 ° C. or once forming a martensite structure and then tempering at 100 to 600 ° C. I can do it.
  • the lower bainite is also an aggregate of lath-like crystal grains, and includes iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside, and the iron-based carbide is a single variant, that is, an iron-based carbide group that extends in the same direction. Belongs to. By observing the extension direction of the carbide, it can be easily determined whether it is tempered martensite or lower bainite.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • the lower bainite can be obtained by setting the coiling temperature between 400 ° C. and the martensitic transformation point. The higher the temperature in this temperature range, or the slower the subsequent cooling rate, the greater the proportion of the lower bainite.
  • the volume fraction of either one of tempered martensite and lower bainite is less than 90%, the maximum tensile high strength of 980 MPa or more cannot be secured, and the maximum tensile strength of 980 MPa or more, which is a requirement of the present invention, is secured. Can not. For this reason, the lower limit is 90%. On the other hand, even if the volume fraction is 100%, the strength and excellent low temperature toughness which are the effects of the present invention are exhibited.
  • the steel sheet structure may contain, as another structure, one or more of ferrite, fresh martensite, upper bainite, pearlite, and retained austenite in a total volume fraction of 10% or less.
  • fresh martensite is defined as martensite that does not contain carbides. Although fresh martensite is high in strength, it is extremely hard, so that deformation concentrates on the interface with other structures and tends to be a starting point of fracture, so that it is inferior in low-temperature toughness. Furthermore, even if the main phase is fresh martensite, even if the same fresh martensite phase, the hardness is greatly different, so the interface is likely to be the starting point of fracture. For this reason, it is necessary to limit the volume fraction of fresh martensite to 10% or less.
  • Residual austenite has the same adverse effect as fresh martensite described above because it transforms into fresh martensite by plastic deformation of steel during press molding or plastic deformation of automobile members during collision. For this reason, it is necessary to limit the volume fraction to 10% or less.
  • the upper bainite is an aggregate of lath-like crystal grains and an aggregate of lath containing carbides between the laths. Since the carbide contained between the laths becomes the starting point of fracture, the low temperature toughness is lowered. Further, the upper bainite has a low strength because it is formed at a higher temperature than the lower bainite. If the upper bainite is excessively formed, it is difficult to ensure a maximum tensile strength of 980 MPa or more. Such a tendency becomes prominent when the volume fraction of the upper bainite exceeds 10%. Therefore, it is necessary to limit the volume fraction to 10% or less.
  • Ferrite is a massive crystal grain and means a structure that does not contain a substructure such as lath inside. Since ferrite is the softest structure and causes a decrease in strength, it is necessary to limit the ferrite to 10% or less in order to ensure the maximum tensile strength of 980 MPa or more. In addition, since it is extremely soft compared to tempered martensite or lower bainite as the main phase, deformation concentrates at the interface between the two structures and tends to be the starting point of fracture, thus lowering the low temperature toughness. Such a tendency becomes prominent when the volume fraction exceeds 10%. Therefore, it is necessary to limit the volume fraction to 10% or less. Like ferrite, pearlite needs to limit its volume fraction to 10% or less in order to reduce strength and deteriorate low temperature toughness.
  • Tempered martensite, fresh martensite, bainite, ferrite, pearlite, austenite and the remaining structure constituting the steel sheet structure of the present invention as described above are identified by the following methods, confirmation of the existing position, and The area ratio can be measured. That is, the Nital reagent and the reagent disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-219473 corrode the steel sheet rolling direction cross section or the rolling direction perpendicular cross section, and observe with a scanning and transmission electron microscope of 1000 to 100,000 times. As a result, identification of these tissues, confirmation of the existing position, and measurement of the area ratio can be performed.
  • crystal orientation analysis using FESEM-EBSD method [crystal orientation analysis method using EBSD: Electron Back-Scatter Diffraction attached to Field Emission Scanning Electron Microscope (FE-SEM)] It is also possible to discriminate the structure from micro region hardness measurement such as micro Vickers hardness measurement.
  • micro region hardness measurement such as micro Vickers hardness measurement.
  • tempered martensite, upper bainite, and lower bainite have different formation sites and crystal orientation relationships (elongation directions) of iron-based carbides. By observing the iron-based carbide and examining its elongation direction, bainite and tempered martensite can be easily distinguished.
  • the volume fraction of ferrite, pearlite, bainite, tempered martensite, and fresh martensite is calculated by the following method. First, a sample is taken with a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, and the observation surface is polished and nital etched. Then, the area fraction is measured by observing the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness with the FE-SEM, and this is taken as the volume fraction. In addition, 10 fields of view are measured at a magnification of 5000 times, and the average value is defined as the area ratio.
  • the volume fraction of fresh martensite can be obtained as the difference between the area fraction of the uncorroded region observed by FE-SEM and the area fraction of retained austenite measured by X-ray.
  • the average crystal grain size, ferrite, and residual austenite are defined using an EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy) method.
  • EBSP-OIM Electro Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy
  • an electron beam is irradiated onto a highly inclined sample in a scanning electron microscope (SEM), and the Kikuchi pattern formed by backscattering is photographed with a high-sensitivity camera and irradiated by computer image processing.
  • An apparatus and software for measuring the crystal orientation of a point in a short waiting time are configured.
  • the EBSP-OIM method can quantitatively analyze the microstructure and crystal orientation of the bulk sample surface.
  • the analysis area of the EBSP-OIM method is an area that can be observed with an SEM. Depending on the resolution of the SEM, the EBSP-OIM method can analyze with a minimum resolution of 20 nm.
  • the grain difference is visualized from an image mapped by defining the orientation difference of the crystal grains as 15 ° which is a threshold value of a large-angle grain boundary generally recognized as a grain boundary, and the average grain size is determined. Ask.
  • the aspect ratio of the grain-shaped tempered martensite and the effective crystal grains of the lower bainite (which means a region surrounded by a grain boundary of 15 ° or more) exceeds 2, excellent toughness cannot be obtained. .
  • the aspect ratio of the effective crystal grains of tempered martensite and bainite needs to be 2 or less. Grains flattened in a specific direction have great anisotropy, and cracks propagate along the grain boundaries during the Charpy test, and the toughness value often decreases. Therefore, effective crystal grains need to be as equiaxed as possible.
  • a sample is taken with the cross section of the steel sheet parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, the observation surface is electrolytically polished, and a range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness. Is measured by the EBSP-OIM method to measure the aspect ratio of all the effective grains within the field of view, and the average value is derived.
  • the effective crystal grain size be 10 ⁇ m or less in addition to the main phase being tempered martensite or lower bainite.
  • the effect of improving the low-temperature toughness becomes significant when the effective crystal grain size is 10 ⁇ m or less, so the effective crystal grain size is 10 ⁇ m or less. More desirably, it is 8 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size described here means a region surrounded by a grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more described by the following method, and corresponds to a block grain size in martensite and lower bainite.
  • the lower limit of the lower bainite is preferably 5%, more preferably 9%, and even more preferably 12%.
  • the value of the fracture surface transition temperature (vTrs) in the Charpy test conducted in accordance with JIS Z 2242 tends to be ⁇ 50 ° C. or less.
  • the tempered martensite and the lower bainite in the present invention contain iron carbide at 1 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more. This is to increase the low temperature toughness of the matrix and to obtain an excellent balance between strength and low temperature toughness. That is, as-quenched martensite is excellent in strength but has poor toughness and needs to be improved. Therefore, the toughness of the main phase can be further improved by precipitating iron-based carbides by 1 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the number density of iron-based carbides in tempered martensite and lower bainite is 1 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the iron-based carbide be 1 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more. It is more desirably 5 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, and further desirably 1 ⁇ 10 7 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the size of the iron-based carbide precipitated by the treatment of the present invention is as small as 300 nm or less, and most of the iron-based carbide was precipitated in the martensite or bainite lath, so it is estimated that the low temperature toughness is not deteriorated.
  • a sample is taken with a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface. Then, the observation surface of the sample is polished and subjected to nital etching, and the number density of iron-based carbides is observed by FE-SEM in the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness. Measure. At this time, 10 field observations are performed at a magnification of 5000 to measure the number density of the iron-based carbides.
  • C 0.01% to 0.2%
  • Fe 3 C iron-based carbides
  • the C content is less than 0.01%, it is not possible to obtain the effect of improving the strength by strengthening the structure by the low-temperature transformation generation phase.
  • the C content is in the range of 0.01% to 0.2%.
  • Si is an element that contributes to an increase in the strength of the base material, and can also be used as a deoxidizer for molten steel. Therefore, Si is preferably contained in a range of 0.001% or more as necessary. However, even if the content exceeds 2.5%, the effect of increasing the strength is saturated, so the Si content is made 2.5% or less. Further, when Si is contained in an amount of 0.1% or more, with the increase in the content thereof, precipitation of iron-based carbides such as cementite in the material structure is suppressed, contributing to improvement in strength and hole-expandability. Moreover, if this Si content exceeds 2.5%, the effect of suppressing precipitation of iron-based carbides is saturated. Therefore, the desirable range of the Si content is 0.1 to 2.5%.
  • Mn 4.0% or less (excluding 0) Mn is contained so that tempered martensite or lower bainite becomes the main phase in the steel sheet structure by quenching strengthening in addition to solid solution strengthening. Even if the Mn content exceeds 4%, this effect is saturated. On the other hand, if the Mn content is less than 1%, it is difficult to exert the effect of suppressing the ferrite transformation and bainite transformation during cooling. Desirably, it is 1.4 to 3.0%.
  • Ti 0.03-0.30%) Ti is the most important element in achieving both excellent low temperature toughness and high strength of 980 MPa or more.
  • Ti carbonitride or solute Ti delays grain growth during hot rolling, whereby the grain size of the hot-rolled steel sheet can be refined and contributes to improvement of low-temperature toughness.
  • Ti in addition to the characteristics of grain growth due to solute N, contributes to the improvement of low temperature toughness through the refinement of the crystal grain size during slab heating by being present as TiN. Further, Ti is particularly important because it precipitates as carbonitride during rough rolling, thereby refining crystal grains and contributing to improvement of low temperature toughness.
  • the Ti content is 0.04 to 0.25%, and more desirably 0.05 to 0.20%.
  • P 0.10% or less
  • P is an element contained in the hot metal, segregates at the grain boundary, and lowers the low temperature toughness as the content increases.
  • the P content is preferably as low as possible, and if it exceeds 0.10%, the workability and weldability are adversely affected.
  • the P content is preferably 0.03% or less.
  • S is an element contained in the hot metal, and if the S content is too large, it not only causes cracking during hot rolling, but also generates inclusions such as MnS that degrade the hole expanding property. For this reason, the S content should be reduced as much as possible, but if it is 0.03% or less, it is an acceptable range, so it is 0.03% or less.
  • the S content when a certain degree of hole expansibility is required is desirably 0.01% or less, and more desirably 0.005% or less.
  • Al 0.001 to 2.0%
  • Al suppresses the formation of coarse cementite and improves low temperature toughness.
  • Al can also be used as a deoxidizing material.
  • the upper limit of the Al content was set to 2.0%. Desirably, the upper limit of the Al content is 1.5%. Since it is difficult to make the Al content less than 0.001%, this is a practical lower limit.
  • N 0.01% or less (excluding 0) Since N exists as TiN, it contributes to low temperature toughness improvement through refinement of the crystal grain size during slab heating. However, since there is a concern that a blowhole is formed during welding and the joint strength of the welded portion is lowered, the N content needs to be 0.01% or less. On the other hand, since it is not economically desirable to make the N content less than 0.0005%, it is desirable that the N content be 0.0005% or more.
  • O 0.01% or less (excluding 0) Since O forms an oxide and deteriorates moldability, it is necessary to suppress the content. In particular, when the O content exceeds 0.01%, this tendency becomes remarkable, so it is necessary to make it 0.01% or less. On the other hand, since it is not economically preferable to make the O content less than 0.001%, it is desirable to make it 0.001% or more.
  • Nb 0.01-0.30%) Nb may be contained because this carbonitride or solute Nb delays grain growth during hot rolling, whereby the grain size of the hot-rolled steel sheet can be made finer and the low-temperature toughness is improved.
  • the Nb content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently.
  • the Nb content exceeds 0.30%, the recrystallization temperature is remarkably lowered, and it becomes difficult to make the aspect ratio of tempered martensite or lower bainite grains 2 or less, and the low temperature toughness is deteriorated. Therefore, if Nb is contained as necessary, the Nb content is preferably 0.01% to 0.30%.
  • Cu, Ni, Mo, V, and Cr suppress ferrite transformation at the time of cooling, and the steel sheet structure is tempered martensite or lower bainite structure. Therefore, one or two selected from the group consisting of these elements It may contain seeds or more. Or it is an element which has the effect of improving the intensity
  • Cu content is over 2.0%, Ni content is over 2.0%, Mo content is over 1.0%, V content is over 0.3%, Cr content is 2.0% Even if it is super, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Accordingly, when Cu, Ni, Mo, V, and Cr are included as necessary, the Cu content is 0.01% to 2.0%, the Ni content is 0.01% to 2.0%, Desirably, the Mo content is 0.01% to 1.0%, the V content is 0.01% to 0.3%, and the Cr content is 0.01% to 2.0%.
  • Mg, Ca, and REM are elements that control the form of non-metallic inclusions that are the starting point of fracture and cause deterioration of workability, and improve workability, any one of these You may contain a seed or two or more sorts.
  • the effects of Mg, Ca, and REM become remarkable when the content is 0.0005% or more. Therefore, the content is 0.0005% or more. Even if the Mg content exceeds 0.01%, the Ca content exceeds 0.01%, and the REM content exceeds 0.1%, the above effects are saturated and the economic efficiency is lowered. Accordingly, it is desirable that the Mg content is 0.0005% to 0.01%, the Ca content is 0.0005% to 0.01%, and the REM content is 0.0005% to 0.1%.
  • B contributes to making the steel sheet structure into a tempered martensite or lower bainite structure by delaying the ferrite transformation.
  • the low temperature toughness is improved by segregating at the grain boundaries in the same manner as C and increasing the grain boundary strength. For this reason, B may be contained in the hot-rolled steel sheet.
  • the lower limit is preferably 0.0002%.
  • the upper limit is desirably 0.01%. More desirably, the content is 0.0005 to 0.005%, and further desirably 0.0007 to 0.0030%.
  • the above elements are contained in the hot-rolled steel sheet, and the balance is iron and impurities.
  • impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention having the above-described structure and composition is alloyed by subjecting the surface of the hot-rolled steel sheet described above to a hot-dip galvanized layer by hot-dip galvanizing treatment, and further to alloying after plating. Corrosion resistance can be improved by providing the galvanized layer.
  • the plating layer is not limited to pure zinc, and may contain elements such as Si, Mg, Zn, Al, Fe, Mn, Ca, and Zr to further improve the corrosion resistance. By providing such a plating layer, the excellent bake hardenability and low temperature toughness of the present invention are not impaired. Moreover, the effect of the present invention can be obtained regardless of the surface treatment layer formed by organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, non-chromic treatment, or the like.
  • the manufacturing method of the hot rolled steel sheet of the present invention will be described.
  • the tempered martensite single phase having an effective crystal grain aspect ratio of 2 or less, or both the tempered martensite and the lower bainite is made 90% or more in total.
  • the tempered martensite (and the lower bainite) contain an effective crystal grain size of 10 ⁇ m or less and contain iron-based carbides in an amount of 1 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more. Details of the manufacturing conditions are described below.
  • the production method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed subsequent to smelting in a blast furnace, electric furnace, or the like to adjust to the above-described component composition, and then cast by a method such as normal continuous casting or thin slab casting. At that time, as long as it can be controlled within the component range of the present invention, scrap may be used as a raw material.
  • the cast slab is heated to a predetermined temperature during hot rolling. In the case of continuous casting, it may be cooled once to a low temperature and then heated again and then hot rolled, or it may be heated and subsequently hot rolled following continuous casting without being cooled.
  • Slab heating temperature for hot rolling needs to be 1200 ° C or higher. Since the hot-rolled steel sheet of the present invention suppresses the coarsening of austenite grains using solute Ti (desirably Nb), it is necessary to redissolve TiC (further NbC) precipitated during casting.
  • the slab heating temperature is less than 1200 ° C., the carbides of Nb and Ti require a long time for dissolution, and therefore the effect of improving the low-temperature toughness due to the subsequent grain size reduction is not caused. For this reason, the slab heating temperature needs to be 1200 ° C. or higher. Further, the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high. For this reason, the slab heating temperature is desirably less than 1300 ° C.
  • the heating device From the completion of rough rolling to the start of finish rolling, it is necessary to heat the heating device so that the temperature is raised by 10 ° C. or more immediately before heating.
  • the aspect ratio of tempered martensite or both of tempered martensite and lower bainite can be made 2 or less.
  • This heating may be performed by, for example, an induction heating device, but is not limited to this, and this effect can also be exhibited by heating using a heat-retaining furnace or an electric heating device.
  • the time from the completion of rough rolling to the start of finish rolling is preferably 30 seconds or less.
  • recrystallization proceeds by heating and complete recrystallization before finish rolling reduces the aspect ratio of austenite, and tempered martensite or It is thought that the aspect ratio of the lower bainite was 2 or less.
  • the finish rolling temperature (finishing temperature of finish rolling) of finish rolling following rough rolling is 900 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention contains a large amount of Ti (desirably Nb) in order to make the austenite grain size fine.
  • the finish rolling temperature is set to 900 ° C. or higher. Desirably, it is 920 degreeC or more and 1040 degrees C or less.
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet is cooled and wound at a mean cooling rate of 50 ° C./second or more from 400 ° C. from the finish rolling temperature.
  • a mean cooling rate of 50 ° C./second or more from 400 ° C. from the finish rolling temperature.
  • the average cooling rate is less than 50 ° C./second, ferrite is formed during the cooling, and the total volume fraction of the tempered martensite single phase as the main phase or the total of the tempered martensite and the lower bainite is 90. It is difficult to make it more than%. For this reason, the average cooling rate needs to be 50 ° C./second or more. However, if ferrite does not form during the cooling process, air cooling may be performed in the middle temperature range.
  • the average cooling rate between the generation temperature of Bs and the lower bainite is 50 ° C./second or more. This is to avoid the formation of upper bainite.
  • the average cooling rate between the formation temperatures of Bs and lower bainite is less than 50 ° C./second, upper bainite is formed and fresh martensite (martensite having a high dislocation density) is formed between bainite laths. Otherwise, residual austenite (which becomes martensite having a high dislocation density during processing) may be present, so that the bake hardenability and the low temperature toughness are inferior.
  • Bs point is the production
  • generation temperature of a lower bainite is also decided by a component, it is 400 degreeC for convenience.
  • the average cooling rate between 550 to 400 ° C. is set to 50 ° C./second or more
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature to 400 ° C. is set to 50 ° C./second or more.
  • the average cooling rate between the finish rolling temperature of 400 ° C. and the average cooling rate of 50 ° C./second or more means, for example, that the average cooling rate from the finish rolling temperature to 550 ° C. is 50 ° C./second or more and between 550 and 400 ° C.
  • An average cooling rate of less than 50 ° C./second is also included.
  • upper bainite is likely to appear, and in some cases, more than 10% of upper bainite may be generated.
  • the average cooling rate between 550 and 400 ° C. is desirably 50 ° C./second or more.
  • the maximum cooling rate below 400 ° C is less than 50 ° C / second.
  • the maximum cooling rate is 50 ° C./second or more, the iron-based carbide and the dislocation density cannot be within the above ranges, and high bake hardenability and low temperature toughness cannot be obtained.
  • cooling at a maximum cooling rate of less than 50 ° C./second at less than 400 ° C. is realized, for example, by air cooling.
  • cooling rate control in this temperature range is intended to control the dislocation density in the steel sheet structure and the number density of the iron-based carbide, it is once cooled below the martensite transformation start temperature (Ms point). Even when the temperature is raised and reheated, the maximum tensile strength of 980 MPa or more, high bake hardenability, and low temperature toughness, which are the effects of the present invention, can be obtained.
  • the winding temperature is 100 ° C or higher and lower than 400 ° C. This is because the tempered martensite single phase with the number density of the iron-based carbide in the above range or a structure having the tempered martensite and the lower bainite as the main phase.
  • the coiling temperature is 400 ° C. or higher, the main phase cannot be tempered martensite single phase, or tempered martensite and lower bainite.
  • coiling temperature is less than 100 degreeC, an iron-type carbide cannot be made into the said range, and the outstanding toughness cannot be obtained. For this reason, the winding temperature needs to be 100 ° C. or higher and lower than 400 ° C.
  • the lower bainite is generated by winding the coiling temperature between 400 ° C. and the martensitic transformation point.
  • the winding in this temperature range is for the purpose of controlling the number density of iron-based carbides in the steel sheet structure, so once cooled to less than 100 ° C, the temperature is raised and reheated, The maximum tensile strength of 980 MPa or more and excellent toughness, which are the effects of the present invention, can be obtained.
  • the obtained hot-rolled steel sheet may be subjected to skin pass or cold rolling with a reduction rate of 10% or less inline or offline.
  • the steel sheet of the present invention is manufactured through the normal hot rolling processes such as continuous casting, rough rolling, and finish rolling. However, if the manufacturing conditions specified above are satisfied, the other manufacturing conditions are normal conditions. By carrying out, it is possible to ensure the maximum tensile strength and low temperature toughness of 980 MPa or more, which are the effects of the present invention. In addition, once the hot-rolled steel sheet is manufactured, even if heat treatment is performed online or offline in the temperature range of 100 to 600 ° C. for the purpose of precipitation of carbides, It is possible to ensure a maximum tensile strength of 980 MPa or more.
  • a steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa is a maximum tensile stress by a tensile test performed in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 test piece cut in a direction perpendicular to the rolling direction of hot rolling.
  • a steel sheet having excellent toughness at a low temperature means that the fracture surface transition temperature (vTrs) of the Charpy test performed in accordance with JIS Z 2242 is ⁇ 40 ° C., desirably ⁇ 50 ° C. or less, and more desirably ⁇ 60 ° C. or less.
  • the steel plate used as object since the steel plate used as object is mainly used for a motor vehicle use, it will often have a board thickness of about 3 mm. Therefore, when performing these evaluations, the surface of the hot-rolled steel sheet is ground, and the steel sheet is processed into a 2.5 mm sub-size test piece for evaluation.
  • the conditions in the present embodiment are one condition example adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • test pieces were cut out from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to a material test and a structure observation.
  • a JIS No. 5 test piece was cut out in a direction perpendicular to the rolling direction, and the test was performed in accordance with JIS Z 2242.
  • the bake hardening amount was measured according to a paint bake hardening test method described in an appendix of JIS G 3135 by cutting out a JIS No. 5 test piece in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the pre-strain amount was 2%, and the heat treatment conditions were 170 ° C. ⁇ 20 minutes.
  • the Charpy test was conducted in accordance with JIS Z 2242 and the fracture surface transition temperature was measured.
  • the Charpy test was performed after grinding the front and back of the obtained hot-rolled steel plate to 2.5 mm.
  • hot-rolled steel plates are heated to 660 to 720 ° C and hot dip galvanized or alloyed at 540 to 580 ° C after plating to produce hot dip galvanized steel (GI) or alloyed.
  • GI hot dip galvanized steel
  • G hot dip galvanized steel
  • a material test was performed. The microstructure observation was carried out by the above-described method, and the volume fraction of each structure, the number density of iron-based carbide, the effective crystal grain size, and the aspect ratio were measured.
  • Steels B-5, E-5, J-5, and S-5 have a final rolling reduction ratio of less than 25% in rough rolling, cannot exhibit Ti carbonitride by induced work precipitation, and have an austenite grain size. Since coarsening cannot be suppressed, the low temperature toughness was inferior. Steels A-5, B-6, J-6, M-6, and S-6 were not heated from the completion of the rough rolling to the finish rolling, so that the recrystallization of austenite could not proceed, and after the transformation By setting the aspect ratio of the effective crystal grains of tempered martensite or lower bainite to be more than 2, low temperature toughness deteriorated.
  • Steels A-7, B-8, J-8, M-8, and S-8 have an average cooling rate of less than 50 ° C / second between the finish rolling temperature and 400 ° C, and a large amount of ferrite is present during cooling. As a result, the strength is difficult to ensure, and the interface between ferrite and martensite is the starting point of fracture, so the low temperature toughness is poor.
  • Steel A-8 has a coiling temperature as high as 480 ° C., and the steel sheet structure is an upper bainite structure. Therefore, it is difficult to secure a maximum tensile strength of 980 MPa or more, and the coarse precipitates between the laths present in the upper bainite structure.
  • the low-temperature toughness was inferior because an iron-based carbide was the starting point for fracture.
  • Steels B-9 and J-9 have a winding temperature as high as 580 to 620 ° C., and the steel sheet structure becomes a mixed structure of ferrite and pearlite. As a result, it was difficult to ensure the maximum tensile strength of 980 MPa or more, and the interface between the ferrite and iron-based carbide in the pearlite was the starting point of fracture, so the low temperature toughness was inferior.
  • a sample was prepared under the same conditions as steel A-3 except that the cooling rate between 550 and 400 ° C. was 45 ° C./s.
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature to 400 ° C. was 73 ° C./s. Yes, the average cooling rate satisfied 50 ° C./s or more.
  • the upper bainite was 10% or more, and the material also varied. Further, when an attempt was made to produce a sample under the same conditions as in Steel A-1, except that the O content exceeds 0.01% by mass, it was confirmed that there was a problem in workability and the product could not be handled.

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Abstract

　鋼板の組成が、質量％でＣ：０．０１％～０．２％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１％～２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１～０．３０％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、鋼板の組織が、平均アスペクト比を２以下とした焼き戻しマルテンサイト、あるいは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方を体積分率の合計で９０％以上からなる熱延鋼板とする。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上で、低温靭性に優れた高強度の熱延鋼板及びその製造方法に関するものであり、特に、極低温域での使用を可能にするために低温靭性を具備した熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性を確保するために、自動車車体には軟鋼板の他に引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。
　また、このような部材に対して用いられる鋼板は、成形後に部品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部材が破壊しにくくしたいという要望があり、特に寒冷地で耐衝撃性を確保するためには低温靭性をも向上させたいという要望もある。この低温靭性は、ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）等で規定されるものである。このため、上記鋼材の耐衝撃性そのものを考慮することも必要とされている。加えて、鋼板を高強度化すると、鋼板の塑性変形をし難くする一方で、より破壊の懸念が高まるため、靭性は重要な特性として要望がある。
　高強度鋼板における靭性の向上法については、例えば特許文献１においてその製造方法が開示されており、アスペクト比を調整したマルテンサイト相を主相とする方法が知られている。
　一般的に、マルテンサイトのアスペクト比は、変態前のオーステナイト粒のアスペクト比に依存することが知られている。即ち、アスペクト比の大きなマルテンサイトとは、未再結晶オーステナイト（圧延により延ばされたオーステナイト）から変態したマルテンサイトを意味しており、アスペクト比が小さいマルテンサイトとは、再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイトを意味している。
　オーステナイトを再結晶させるためには、仕上げ圧延温度を上げる必要があり、オーステナイトの粒径、ひいては、マルテンサイトの粒径が大きくなる傾向があった。一般的に、粒径を細粒化すると靭性が向上する効果があることが知られていることから、アスペクト比が低下すると、形状に起因した靭性劣化因子を低減することができるが、結晶粒の粗大化に起因した靭性劣化を伴うため、低温靱性の向上には限界がある。
　特許文献１では、旧オーステナイト粒のアスペクト比を３～１８にすることで高強度と高靭性とを兼備する建機などの構造部材用の厚手鋼板の製造方法について言及しているが、自動車用鋼板では更に優れた低温靭性が要求される。また、このようなアスペクト比の粒を持つ鋼板では、機械特性に異方性を持つことから、一般的な自動車用部材の成形は難しく、用途が限定されてしまうという課題が存在する。
　特許文献２には、アスペクト比が２以下のフェライト粒を主相とすることで高靭性の鋼板を実現できることが開示されている。しかしながら、この鋼板は主相がフェライトであることから、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しい。
　特許文献３には、平均粒径を５～１０μｍとしたフェライト中に炭化物を微細に析出させることで鋼板の強度と低温靭性とを向上させることが開示されている。特許文献３に記載の方法によれば、鋼中の固溶Ｔｉ等を炭化物として析出させることで、鋼板の強度を高めている。しかしながら、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためにはより微細に析出させると共に、より密に分散させる必要があり、仕上げ圧延後の冷却条件を細かく設定することが求められる。このことから、この方法により製造された鋼板は、安定的に９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しいと考えられる。
　特許文献４には、鋼板の組織をベイナイト相またはベイニティックフェライト相からなる単相とし、粒界セメンタイト量を抑制することで、鋼板の低温靭性を向上させることが開示されている。しかしながら、特許文献４に記載の鋼板は、引張強度が６０４～７６４ＭＰａであり、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが難しいと考えられる。加えて、板厚８．７ｍｍ以上の厚肉の熱延鋼板の製造について述べたものであり、自動車鋼板に使用する薄肉の熱延鋼板の製造方法については何ら言及されていない。
　特許文献５には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造する際に、破壊の起点となるＭＡ（マルテンサイト－オーステナイト混合組織）相の生成を抑制することで、低温靭性を向上させることが開示されている。一般的に、ＭＡ相発現のメカニズムは、何らかの要因でオーステナイト中にＣが濃縮することに起因する。そこで特許文献５に記載の鋼種では、炭化物形成元素である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを一定量含有させることで、Ｃを捕捉して、オーステナイト中への濃縮を抑制し、ＭＡ相の生成を抑制している。
　しかしながらこれらの炭化物形成元素は高価であることから、多量の添加を要するため、特許文献５に記載の鋼板は経済性に劣る。加えて、特許文献５には、溶接継手部の低温靭性について言及されており、自動車車体用の鋼板に重要である、母材の低温靭性については何ら言及されていない。
　このように９８０ＭＰａを超える高強度鋼板において、優れた低温靭性を同時に具備することは難しい。
特開２０１１－５２３２１号公報 特開２００８－２３１４７４号公報 特開２０１１－１７０４４号公報 特開２０１３－０１４８４４号公報 特開２０１２－０７７３４０号公報 特開２０００－１０９９５１号公報 特開２０１０－１３８４２１号公報 特開２００９－０５２１０６号公報 特開２００８－２６６６９５号公報 特開２００６－１６１１３９号公報
　本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた低温靭性をともに有する熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
　本発明者らは、熱延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を有し、かつ低温靭性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
（１）　質量％で、
　Ｃ　：０．０１～０．２ ％、
　Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
　Ｍｎ：４．０％以下（０は含まない）、
　Ｐ　：０．１０％以下、
　Ｓ　：０．０３％以下、
　Ａｌ：０．００１％～２．０％、
　Ｎ　：０．０１％以下（０は含まない）、
　Ｏ　：０．０１％以下（０は含まない）
　Ｔｉ：０．０３～０．３０％
　Ｎｂ：０～０．３０％、
　Ｃｕ：０～２．０％、
　Ｎｉ：０～２．０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｖ　：０～０．３％、
　Ｃｒ：０～２．０％、
　Ｍｇ：０～０．０１％、
　Ｃａ：０～０．０１％、
　ＲＥＭ：０～０．１％、および
　Ｂ：０～０．０１％
を含有し、残部が鉄及び不純物である組成であって、
　粒形状の焼き戻しマルテンサイトを体積分率で９０％以上、あるいは粒形状の、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方を体積分率の合計で９０％以上含有し、前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記下部ベイナイトの平均アスペクト比が２以下である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
（２）　前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）に記載の熱延鋼板。
（３）　前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト中に鉄系炭化物が１×１０６（個／ｍｍ２）以上存在することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
（４）　更に質量％で、
　Ｎｂ：０．０１～０．３０％
を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１つに記載の高強度熱延鋼板。
（５）　更に質量％で、
　Ｃｕ：０．０１～２．０％、
　Ｎｉ：０．０１～２．０％、
　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
　Ｖ　：０．０１～０．３％、および
　Ｃｒ：０．０１～２．０％
からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）～（４）のいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（６）　更に質量％で、
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、
　Ｃａ：０．０００５～０．０１％、および
　ＲＥＭ：０．０００５～０．１％、
からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）～（５）のいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（７）　更に質量％で、
　Ｂ：０．０００２～０．０１％
を含有することを特徴とする上記（１）～（６）のいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（８）　前記熱延鋼板の表面に、亜鉛めっき層あるいは合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする上記（１）～（７）のいずれか１つに記載の熱延鋼板。
（９）　質量％で、
　Ｃ　：０．０１～０．２％、
　Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
　Ｍｎ：４．０％以下（０は含まない）、
　Ｐ　：０．１０％以下、
　Ｓ　：０．０３％以下、
　Ａｌ：０．００１～２．０％、
　Ｎ　：０．０１％以下（０は含まない）、
　Ｏ　：０．０１％以下（０は含まない）、
　Ｔｉ：０．０３～０．３０％、
　Ｎｂ：０～０．３０％、
　Ｃｕ：０～２．０％、
　Ｎｉ：０～２．０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｖ　：０～０．３％、
　Ｃｒ：０～２．０％、
　Ｍｇ：０～０．０１％、
　Ｃａ：０～０．０１％、
　ＲＥＭ：０～０．１％、および
　Ｂ：０～０．０１％
を含有し、残部が鉄及び不純物である鋼を溶製して、スラブに鋳造した後、該鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、熱間圧延における粗圧延の最終段の圧延を圧下率２５％以上かつ圧延温度１１００℃未満として粗圧延を完了し、得られた粗圧延片に対して仕上げ圧延前に１０℃以上の加熱を施し、続いて行う仕上げ圧延の終了温度を９００℃以上として熱間圧延を行う工程と、仕上げ圧延終了温度から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上にて冷却し、１００℃以上４００℃未満で巻き取る工程と、を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
（１０）　前記巻き取り後、更に、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする上記（９）に記載の熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張最大強度が９８０ＭＰａ以上で、低温靭性に優れた高強度の熱延鋼板を提供することができる。
　以下に本発明の内容を詳細に説明する。
　本発明者等が鋭意検討を行った結果、有効結晶粒の平均アスペクト比（以下、平均アスペクト比を単にアスペクト比と称す）を２以下とする粒形状の焼き戻しマルテンサイト、あるいは有効結晶粒のアスペクト比を２以下とする粒形状の焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方を体積分率の合計で９０％以上含有し、好ましくはさらに焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの有効結晶粒径を１０μｍ以下とし、加えて、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中に存在する鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有することで、９８０ＭＰａ以上の高強度と高い低温靭性を確保可能なことを見出した。
　ここで、有効結晶粒とは、方位差１５°以上の粒界で囲まれる領域であり、ＥＢＳＤなどを用いて測定可能である。詳細に関しては、後述する。
［鋼板のミクロ組織］
　まず、本発明の熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
　本発明の熱延鋼板では、主相を焼き戻しマルテンサイト、あるいは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織とし、その合計の体積分率を９０％以上とすることで９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保している。このことから、主相を焼き戻しマルテンサイト、あるいは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織とする必要がある。
　本発明における焼き戻しマルテンサイトは、強度、高い焼き付け硬化性、並びに低温靭性を具備するために、最も重要なミクロ組織である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その鉄系炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
　本発明のように、巻取り温度を１００℃以上４００℃未満とした場合や、一旦、マルテンサイトの組織とした後、１００～６００℃で焼き戻すことで、焼き戻しマルテンサイトの組織を得ることが出来る。
　下部ベイナイトも、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、さらに、その鉄系炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。炭化物の伸張方向を観察することで、焼き戻しマルテンサイトか下部ベイナイトかを容易に判別できる。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。
　下部ベイナイトは、巻取り温度を４００℃～マルテンサイト変態点の間とすることで得ることができ、この温度範囲で高温なほど、もしくはその後の冷却速度が遅いほど下部ベイナイトの割合が大きくなる。
　焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトのいずれか一方のあるいは合計の体積分率が、９０％未満では９８０ＭＰａ以上の引張最大高強度を確保できず、本発明の要件である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保できない。このため、その下限は、９０％である。一方、その体積分率を１００％としても、本発明の効果である強度並びに優れた低温靭性は発揮される。
　鋼板組織には、この他の組織として、フェライト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種または２種以上を体積分率の合計で１０％以下含有しても良い。
　ここで、フレッシュマルテンサイトとは、炭化物を含まないマルテンサイトと定義する。フレッシュマルテンサイトは、高強度であるものの、極めて硬質であることから、他の組織との界面に変形が集中し、破壊の起点となりやすいことから、低温靭性に劣る。更に主相をフレッシュマルテンサイトとしても、同じフレッシュマルテンサイト相でも硬度が大きく異なるため、界面が破壊の起点となりやすい。このことからフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
　残留オーステナイトは、プレス成型時に鋼材が塑性変形したり、衝突時に自動車部材が塑性変形したりすることで、フレッシュマルテンサイトに変態することから、上記で述べたフレッシュマルテンサイトと同様の悪影響を及ぼす。このことから、体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
　上部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス間に炭化物を含むラスの集合体である。ラス間に含まれる炭化物は破壊の起点となるため、低温靭性を低下させる。また、上部ベイナイトは、下部ベイナイトに比較し、高温で形成することから低強度であり、上部ベイナイトが過剰に形成されると、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このような傾向は、上部ベイナイトの体積分率が１０％超となると顕著になることから、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
　フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、ラス等の下部組織を含まない組織を意味する。フェライトは最も軟質な組織であり、強度低下をもたらすことから、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するためには、フェライトを１０％以下に制限する必要がある。また、主相である焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトに比較し、極めて軟質であることから、両組織の界面に変形が集中し、破壊の起点になりやすいことから、低温靭性を低下させる。このような傾向は、体積分率が１０％超となると顕著になることから、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
　パーライトもフェライトと同様に、強度低下や低温靭性の劣化を齎すため、その体積分率を１０％以下に制限する必要がある。
　以上のような本発明の鋼板組織を構成する焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、パーライト、オーステナイト及び残部組織は、以下の方法によりこれらの組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定を行うことができる。すなわち、ナイタール試薬及び特開昭５９－２１９４７３号公報に開示されている試薬で、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食し、１０００～１０００００倍の走査型及び透過型電子顕微鏡で観察することによって、これらの組織の同定、存在位置の確認、及び、面積率の測定を行うことができる。
　また、ＦＥＳＥＭ－ＥＢＳＤ法［電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）に付属のＥＢＳＤ：Electron Back-Scatter Diffractionを用いた結晶方位解析法］を用いた結晶方位解析や、マイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織を判別することも可能である。例えば、上述したように、焼き戻しマルテンサイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、鉄系炭化物の形成サイトや結晶方位関係（伸長方向）が異なることから、ＦＥ－ＳＥＭを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることにより、ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとを容易に区別することができる。
　本発明では、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、以下のような方法により算出する。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨してナイタールエッチングする。そして、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＦＥ－ＳＥＭで観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率とする。また、５０００倍の倍率で、各１０視野測定し、その平均値を面積率とする。
　フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは充分に腐食されないので、ＦＥ－ＳＥＭによる観察において、上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、および焼き戻しマルテンサイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ－ＳＥＭで観察される腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。
　次に、平均結晶粒径及び組織の同定手法について述べる。本発明では平均結晶粒径及びフェライト、さらに残留オーステナイトをＥＢＳＰ－ＯＩＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy）法を用いて定義している。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアが構成されている。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位を定量的に解析できる。また、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法の分析エリアはＳＥＭで観察できる領域であり、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ法によれば最小２０ｎｍの分解能で分析できる。本発明においては、その結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化し、平均結晶粒径を求める。
　粒形状の焼き戻しマルテンサイト、および下部ベイナイトの有効結晶粒（ここでは、１５°以上の粒界に囲まれた領域を意味する）のアスペクト比が２を超えると、優れた靭性を得られない。このことから、焼き戻しマルテンサイト、およびベイナイトの有効結晶粒のアスペクト比は、２以下とする必要がある。
　特定方向に扁平した粒は異方性が大きく、シャルピー試験の際に亀裂が粒界に沿って伝播するため靭性値が低くなる場合が多い。そこで、有効結晶粒は、出来るだけ等軸な粒にする必要がある。本発明では、鋼板の圧延方向断面を観察し、圧延方向の長さ（Ｌ）と板厚方向の長さ（Ｔ）との比（＝Ｌ／Ｔ）をアスペクト比として定義する。
　本発明では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を電解研磨し、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＥＢＳＰ－ＯＩＭ法で解析して、視野内の全有効結晶粒のアスペクト比を測定し、その平均値を導く。
　更に低温靭性を向上させるために、主相を焼き戻しマルテンサイトまたは下部ベイナイトとすることに加えて、有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることが望ましい。低温靭性が向上する効果は、有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることで顕著になることから、有効結晶粒径を１０μｍ以下とする。より望ましくは、８μｍ以下である。ここで述べる有効結晶粒径とは、下記手法にて述べる結晶方位差１５°以上の粒界に囲まれた領域のことを意味し、マルテンサイトおよび下部ベイナイトではブロック粒径に相当する。下部ベイナイトの下限は望ましくは５％、更に望ましくは９％、更に望ましくは１２％とする。この場合、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して行うシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の値が－５０℃以下になりやすい。
　また、本発明における焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有させることが望ましい。これは、母相の低温靭性を高め、優れた強度と低温靭性のバランスを得るためである。即ち、焼き入れたままのマルテンサイトは、強度は優れるものの靭性に乏しくその改善が必要である。そこで、鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上析出させることで、主相の靭性をより改善することができる。
　本発明者らが、低温靭性と鉄系炭化物の個数密度との関係を調査したところ、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト中の鉄系炭化物の個数密度を１×１０６（個／ｍｍ２）以上とすることで、優れた低温靭性を確保することが可能なことが明らかとなった。このことから、鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上とすることが望ましい。より望ましくは、５×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、更に望ましくは、１×１０７（個／ｍｍ２）以上である。
　また、本発明の処理で析出した鉄系炭化物のサイズは、３００ｎｍ以下と小さく、ほとんどがマルテンサイトやベイナイトのラス内に析出していたことから、低温靭性を劣化させないものと推定される。
　鉄系炭化物の個数密度を測定する方法としては、まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。そして、試料の観察面を研磨してナイタールエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＦＥ－ＳＥＭで観察することにより鉄系炭化物の個数密度を測定する。このとき、５０００倍にて、各１０視野観察を行い、鉄系炭化物の個数密度を測定する。
［鋼板の化学成分］
　次に、本発明の熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
（Ｃ：０．０１％～０．２％）
　Ｃは、母材の強度上昇や焼き付け硬化性の向上に寄与する元素であるが、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる元素でもある。Ｃ含有量は、０．０１％未満では、低温変態生成相による組織強化による強度向上の効果を得ることが出来ない。また、Ｃ含有量が０．２％を超えると、鋼板の延性が減少するとともに、打ち抜き加工時の二次せん断面の割れ起点となるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、穴広げ性等の成形性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．０１％～０．２％の範囲とする。
（Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない））
　Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても活用可能であるので、好ましくは０．００１％以上の範囲で必要に応じて含有させる。しかし２．５％を超えて含有させても強度上昇に寄与する効果が飽和してしまうため、Ｓｉ含有量は２．５％以下の範囲とする。また、Ｓｉは、０．１％以上含有させることでその含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、強度および穴広げ性の向上に寄与する。また、このＳｉ含有量が２．５％を超えてしまうと鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。従って、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は、０．１～２．５％である。
（Ｍｎ：４．０％以下（０は含まない））
　Ｍｎは、固溶強化に加え、焼入れ強化により鋼板組織において焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトが主相となるようにするために含有される。Ｍｎ含有量が４％超となるようにしてもこの効果が飽和する。一方では、Ｍｎ含有量が１％未満では、冷却中のフェライト変態やベイナイト変態の抑制効果を発揮しにくいので、１％以上含有していることが望ましい。望ましくは、１．４～３．０％である。
（Ｔｉ：０．０３～０．３０％）
　Ｔｉは、優れた低温靭性と９８０ＭＰａ以上の高強度とを両立させる上で最も重要な元素である。Ｔｉの炭窒化物、あるいは、固溶Ｔｉが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延鋼板の粒径を微細化でき、低温靭性の向上に寄与する。加えてＴｉは、固溶Ｎによる粒成長の特性に加え、ＴｉＮとして存在することで、スラブ加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性の向上に寄与する。更にＴｉは粗圧延時に炭窒化物として析出することで、結晶粒を微細化させ、低温靭性の向上に寄与することから、特に重要である。
　熱延鋼板の粒径を１０μｍ以下とするためには、Ｔｉを０．０３％以上含有させる必要がある。また、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えても上記効果は飽和して経済性が低下する。Ｔｉ含有量の望ましい範囲は、０．０４～０．２５％であり、更に望ましくは、０．０５～０．２０％である。
（Ｐ：０．１０％以下）
　Ｐは、溶銑に含まれている元素であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１０％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１０％以下とする。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３％以下であることが望ましい。
（Ｓ：０．０３％以下）
　Ｓは、溶銑に含まれている元素であり、Ｓ含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる。このためＳ含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、望ましくは０．０１％以下、より望ましくは０．００５％以下である。
（Ａｌ：０．００１～２．０％）
　Ａｌは、粗大なセメンタイトの形成を抑制し、低温靭性を向上させる。また、Ａｌは脱酸材としても活用可能である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、Ａｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ含有量の上限を２．０％とした。望ましくは、Ａｌ含有量の上限が１．５％である。なお、Ａｌ含有量を０．００１％未満とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
（Ｎ：０．０１％以下（０は含まない））
　Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、スラブ加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与する。ただし、溶接時にブローホールを形成させ、溶接部の継ぎ手強度を低下させる懸念があるので、Ｎ含有量を０.０１％以下にする必要がある。一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。
（Ｏ：０．０１％以下（０は含まない））
　Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏ含有量が０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１％以下にする必要がある。一方、Ｏ含有量を０．００１％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１％以上とすることが望ましい。
　以上が本発明の熱延鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
（Ｎｂ：０．０１～０．３０％）
　Ｎｂは、この炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延鋼板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので含有しても良い。しかし、Ｎｂ含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。またＮｂ含有量が０．３０％を超えると、再結晶温度が著しく低下し、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト粒のアスペクト比を２以下とすることが困難となり、低温靭性を悪化させる。したがって、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１％～０．３０％とすることが望ましい。
（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、およびＣｒからなる群から選ばれる１種または２種以上）
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、およびＣｒは、冷却時のフェライト変態を抑制し、鋼板組織を焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とすることから、これらの元素からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。あるいは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、これらのいずれか１種又は２種以上を含有してもよい。しかし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、およびＣｕのそれぞれの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。また、Ｃｕ含有量が２．０％超、Ｎｉ含有量が２．０％超、Ｍｏ含有量が１．０％超、Ｖ含有量が０．３％超、Ｃｒ含有量が２．０％超であっても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、およびＣｒを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％～２．０％、Ｎｉ含有量は０．０１％～２．０％、Ｍｏ含有量は０．０１％～１．０％、Ｖ含有量は０．０１％～０．３％、Ｃｒ含有量は０．０１％～２．０％であることが望ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、およびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上）
　Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）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ことから、これらのいずれか１種又は２種以上を含有してもよい。Ｍｇ、Ｃａ、およびＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上で効果が顕著になることから、０．０００５％以上含有するようにする。また、Ｍｇ含有量を０．０１％超、Ｃａ含有量を０．０１％超、ＲＥＭ含有量を０．１％超としても上記効果が飽和して経済性が低下する。従ってＭｇ含有量は０．０００５％～０．０１％、Ｃａ含有量は０．０００５％～０．０１％、ＲＥＭ含有量は、０．０００５％～０．１％とすることが望ましい。
（Ｂ：０．０００２～０．０１％）
　Ｂは、フェライト変態を遅延することで鋼板組織を、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイト組織とすることに寄与する。加えて、Ｃと同様に粒界に偏析し、粒界強度を高めることで、低温靭性を向上させる。このことから、熱延鋼板にＢを含有させても良い。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００２％以上とすることでこの効果が顕著となることから、下限を０．０００２％とすることが望ましい。一方では、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣ることから、上限は０．０１％であることが望ましい。より望ましくは、０．０００５～０．００５％であり、更に、望ましくは、０．０００７～０．００３０％である。
　以上のような元素が熱延鋼板に含まれており、残部は鉄及び不純物である。ここで、不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　なお、その他の元素について、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるのでＳｎ含有量は０．０５％以下がより望ましい。
　以上のような組織と組成を有する本発明の熱延鋼板は、以上説明した熱延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を含有させ、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた焼き付け硬化性及び低温靭性を損なうものではない。
　また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
［鋼板の製造方法］
　次に本発明の熱延鋼板の製造方法について述べる。
　優れた低温靭性を実現するためには、有効結晶粒のアスペクト比が２以下の焼き戻しマルテンサイト単相、あるいは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方を合計で９０％以上とする。さらには、焼き戻しマルテンサイト（および下部ベイナイト）が、有効結晶粒径１０μｍ以下で、鉄系炭化物を１×１０６（個／ｍｍ２）以上含有することが望ましく、これらの条件を満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
　熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
　鋳造スラブは、熱間圧延に当たり所定の温度に加熱される。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。
　熱間圧延のスラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。本発明の熱延鋼板は、固溶Ｔｉ（望ましくはさらにＮｂ）を用いてオーステナイト粒の粗大化を抑制していることから、鋳造時に析出したＴｉＣ（さらにＮｂＣ）を再溶解させる必要がある。スラブ加熱温度が１２００℃未満では、ＮｂおよびＴｉの炭化物が溶解に長時間を要することから、その後の結晶粒径の細粒化と、これによる低温靭性向上の効果が引き起こされない。このことから、スラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。また、スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度は１３００℃未満とすることが望ましい。
　粗圧延は、最終段では圧下率を２５％以上にして圧下し、かつ、最終段の圧延温度を１１００℃未満にして粗圧延を完了する必要がある。粗圧延の最終段の温度が１１００℃以上では粗圧延から仕上げ圧延間でのオーステナイト粒の成長速度が大きくなり、粒径が粗大化するため、優れた低温靭性を確保することが難しくなる。また、最終段の圧延温度が１１００℃未満であって、最終段の圧下率を２５％以上とすることで、より優れた低温靭性を確保することができる。
　このメカニズムについては不明であるが、誘起加工析出によりＴｉの炭窒化物が生じ、粗圧延から仕上げ圧延までのオーステナイト粒の成長を抑制できたため、粒径微細化の効果から優れた低温靭性を得ることができたのではないかと考えられる。また、この効果は圧下率が大きいほど顕著になるのだが、圧下率が４０％以上となると、鋼板表面にスケールの押し込み疵を発生する可能性がある。したがって、粗圧延の最終段の圧下率は４０％未満とすることが望ましい。
　このことから、粗圧延では、最終段の圧延を、圧下率が２５％以上で、かつ、圧延温度が１１００℃未満で行う必要がある。望ましくは圧下率が２５％以上４０％未満、かつ、圧延温度が１１００℃未満１０００℃以上である。
　粗圧延完了から仕上げ圧延開始までに、加熱装置によって加熱直前から１０℃以上昇温するように加熱する必要がある。１０℃以上加熱することで、焼き戻しマルテンサイト、あるいは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方のアスペクト比を２以下とすることができる。この加熱は、例えば誘導加熱装置によって行えばよいが、これに限らず、保熱炉や通電加熱装置などを利用した加熱でも、この効果を発揮できる。また、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの時間が長ければ長いほど、昇温温度を大きくする必要があるため、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの時間を６０秒以下とすることが望ましい。また、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの時間は３０秒以下が望ましい。
　この加熱によって、アスペクト比を２以下にできるメカニズムは不明であるが、加熱によって再結晶が進行し、仕上げ圧延前に完全に再結晶するため、オーステナイトのアスペクト比が小さくなり、焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトのアスペクト比が２以下になったのではないかと考えられる。
　粗圧延に続く仕上げ圧延の仕上げ圧延温度（仕上げ圧延の終了温度）は９００℃以上とする。本発明の熱延鋼板は、オーステナイトの粒径を細粒化するために、多量のＴｉ（望ましくはさらにＮｂ）を含有している。この結果、９００℃未満の温度域で仕上げ圧延が終了すると、オーステナイトは再結晶しがたく、圧延方向に伸びた粒となり、靭性劣化をもたらしやすい。そこで、仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。望ましくは９２０℃以上１０４０℃以下である。
　仕上げ圧延後、仕上げ圧延温度から４００℃間を平均冷却速度で５０℃／秒以上で冷却して巻取る。この平均冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却途中にフェライトが形成してしまい、主相である焼き戻しマルテンサイト単相、もしくは焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計の体積分率を９０％以上とすることが難しい。このことから、平均冷却速度を５０℃／秒以上とする必要がある。ただし、冷却過程でフェライトが形成しないのであれば、途中の温度域で空冷を行っても良い。
　但し、Ｂｓ～下部ベイナイトの生成温度間の平均冷却速度は、５０℃／秒以上とする事が望ましい。これは上部ベイナイトの形成を避けるためである。Ｂｓ～下部ベイナイトの生成温度間の平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、上部ベイナイトが形成されるとともに、ベイナイトのラス間にフレッシュマルテンサイト（転位密度の高いマルテンサイト）が形成してしまうか、あるいは、残留オーステナイト（加工時に転位密度の高いマルテンサイトになる）が存在してしまう事があるため、焼き付け硬化性および低温靭性が劣ってしまう。なお、Ｂｓ点は成分によって定められる上部ベイナイトの生成開始温度であり、便宜的には５５０℃とする。また、下部ベイナイトの生成温度も成分によって定められるが、便宜的には４００℃とする。仕上げ圧延温度から４００℃間では、特に５５０～４００℃間の平均冷却速度を５０℃／秒以上とし、仕上げ圧延温度から４００℃間の平均冷却速度を５０℃／秒以上とする。
　尚、仕上げ圧延温度から４００℃間が平均冷却速度５０℃／秒以上にするということは、例えば仕上げ圧延温度から５５０℃までの平均冷却速度を５０℃／秒以上にして５５０～４００℃間の平均冷却速度が５０℃／秒未満にする事も含まれる。しかし、この条件では上部ベイナイトが出やすくなり部分的には１０％超の上部ベイナイトが生成することがある。したがって、５５０～４００℃間の平均冷却速度は５０℃／秒以上にする事が望ましい。
　４００℃未満での最大冷却速度は５０℃／秒未満とすることが望ましい。これは、転位密度および鉄系炭化物の個数密度を上記範囲とした焼き戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトを主相とする組織とするためである。最大冷却速度が５０℃／秒以上では、鉄系炭化物および転位密度を上記範囲とすることができず高い焼き付け硬化性および低温靭性を得ることができない。このことから、最大冷却速度を５０℃／秒未満とすることが望ましい。ここで、４００℃未満における最大冷却速度５０℃／秒未満での冷却は、例えば空冷により実現される。また、冷却のみを意味するのではなく、等温保持、即ち、４００℃未満での巻き取りも含む。さらには、この温度域での冷却速度制御は、鋼板組織中の転位密度や鉄系炭化物の個数密度の制御が目的であるので、一旦、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下に冷却した後、温度を上げて、再加熱しても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、高い焼き付け硬化性、並びに、低温靭性を得ることが出来る。
　巻取り温度は１００℃以上４００℃未満とする。これは、鉄系炭化物の個数密度を上記範囲とした焼き戻しマルテンサイト単相、あるいは焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトを主相とする組織とするためである。巻取り温度が４００℃以上では、主相を焼き戻しマルテンサイト単相、あるいは焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトとすることができない。また、巻取り温度が１００℃未満では、鉄系炭化物を上記範囲とすることができず、優れた靭性を得ることができない。このことから、巻取り温度を１００℃以上４００℃未満とする必要がある。
　ここで、下部ベイナイトは巻取り温度を４００℃～マルテンサイト変態点の間で巻き取ることで生成し、この温度範囲で高温なほど、もしくはその後の冷却速度が遅いほど下部ベイナイトの割合が大きくなる。一方で、マルテンサイト変態点～１００℃の間で巻き取ると焼き戻しマルテンサイト単相となる。
　なお、この温度域での巻取りは、鋼板組織中の鉄系炭化物の個数密度の制御が目的であるので、一旦、１００℃未満に冷却した後、温度を上げて、再加熱しても、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた靭性とを得ることが出来る。
　一般的に、マルテンサイトを得るためにはフェライト変態を抑制する必要があり、５０℃／秒以上での冷却が必要であるとされている。加えて、低温では、膜沸騰領域と呼ばれる熱伝達係数が比較的低く冷え難い温度域から、核沸騰温度域と呼ばれる熱伝達係数が大きく、冷えやすい温度域に遷移する。このことから、４００℃未満の温度域を冷却停止温度とする場合、巻き取り温度が変動し易く、それに伴い材質も変動する。このことから、通常の巻き取り温度は、４００℃超、あるいは、室温巻き取りのいずれかにする場合が多かった。
　この結果、本発明のような１００～４００℃未満での巻き取りにより、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた低温靭性とを同時に確保できることが、従来では見出され難かったものと推定される。
　なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率が０．１％～２％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。
　本発明の鋼板は通常の熱間圧延工程である連続鋳造、粗圧延、仕上げ圧延を経て製造されるものであるが、上記で規定した製造条件を満たせば、他の製造条件は通常の条件で行うことにより、本発明の効果である９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と低温靭性とを確保することが可能である。
　また、一旦、熱延鋼板を製造した後、炭化物の析出を目的に、オンラインあるいはオフラインで、１００～６００℃の温度範囲で熱処理を行ったとしても、本発明の効果である優れた低温靭性と９８０ＭＰａ以上の引張最大強度とを確保することが可能である。
　なお、本発明で引張最大強度９８０ＭＰａ以上の鋼板とは、熱延の圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行う引張試験による引張最大応力が、９８０ＭＰａ以上の鋼板を意味する。
　また、低温での靭性に優れた鋼板とは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して行うシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－４０℃、望ましくは－５０℃以下、更に望ましくは－６０℃以下の鋼板をさす。本発明では、対象となる鋼板が主に自動車用途に用いられるため、３ｍｍ前後の板厚となる場合が多い。そこで、これらの評価を行う場合には、熱延鋼板の表面を研削し、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工して評価するものとする。
　本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。なお、本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　以下、実施例として、表１に示すように、本発明における組成の条件を満たすＡからＳまでの鋼と、本発明における組成の条件を満たさないａからｋまでの鋼とを用いて検討した結果について説明する。なお、ＲＥＭとしては、具体的にはＬａ及びＣｅを用いた。
　これらの鋼を鋳造後、そのまま１０３０℃～１３００℃の温度範囲に加熱し、もしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱してその温度範囲に加熱し、その後表２－１および表２－２の条件で熱間圧延を施し、７６０～１０３０℃で仕上げ圧延し、表２－１および表２－２に示す条件で冷却および巻取りを行い、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗し、さらに、圧下率が０．５％のスキンパス圧延を行った。
　得られた熱延鋼板から各種試験片を切り出し、材質試験や組織観察などを実施した。
　引張り試験は、圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して試験を実施した。
　焼き付け硬化量の測定は、圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｇ　３１３５の付属書に記載された塗装焼付硬化試験方法に準拠して実施した。予歪量は２％、熱処理条件は１７０℃×２０分とした。
　シャルピー試験はＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して実施し、破面遷移温度を測定した。本発明の鋼板は、板厚が１０ｍｍ未満であったため、得られた熱延鋼板の表裏を研削し、２．５ｍｍとした後、シャルピー試験を実施した。
　一部の鋼板に関しては、熱延鋼板を６６０～７２０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理あるいは、めっき処理後に５４０～５８０℃での合金化熱処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした後、材質試験を実施した。
　ミクロ組織観察に関しては、上述の手法にて実施し、各組織の体積分率、鉄系炭化物の個数密度、有効結晶粒径、並びに、アスペクト比を測定した。
　結果を、表３－１および表３－２に示す。
　本発明の条件を満たすもののみ、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度と優れた低温靭性とを有することが解る。
　一方、スラブ加熱温度が１２００℃未満となる鋼Ａ－３、Ｂ－４、Ｅ－４、Ｊ－４、Ｍ－４、Ｓ－４は、鋳造時に析出したＴｉやＮｂの炭化物が溶解し難いため、その他の熱延条件を本発明の範囲としたとしても、組織分率や有効結晶粒径を本発明の範囲とすることが出来ず、強度および低温靭性が劣っていた。
　鋼Ａ－４、Ｅ－５、Ｊ－５、Ｍ－５は、粗圧延温度が１１００℃以上であり、オーステナイト粒径が粗大化しすぎてしまい、変態後の焼き戻しマルテンサイト、あるいは、下部ベイナイトの結晶粒径も粗大化することから、低温靭性が劣化した。
　鋼Ｂ－５、Ｅ－５、Ｊ－５、Ｓ－５は、粗圧延の最終段圧下率が２５％未満であり、誘起加工析出によるＴｉの炭窒化物を発現できず、オーステナイト粒径の粗大化を抑制できないため、低温靭性が劣っていた。
　鋼Ａ－５、Ｂ－６、Ｊ－６、Ｍ－６、Ｓ－６は、粗圧延完了から仕上げ圧延前に加熱を行っていないことから、オーステナイトの再結晶を進行できず、変態後の焼き戻しマルテンサイト、あるいは、下部ベイナイトの有効結晶粒のアスペクト比を２超とすることで、低温靭性が劣化した。
　鋼Ａ－６、Ｂ－７、Ｊ－７、Ｍ－７、Ｓ－７は、仕上げ圧延温度が低すぎてしまい未再結晶オーステナイト域での圧延となったことから、圧延方向に延ばされた粒となるため、アスペクト比が大きく、低温靭性が劣っていた。
　鋼Ａ－７、Ｂ－８、Ｊ－８、Ｍ－８、Ｓ－８は、仕上げ圧延温度から４００℃間での平均冷却速度が５０℃／秒未満であり、冷却中に多量のフェライトが形成してしまい、強度確保が難しいとともに、フェライトとマルテンサイトとの界面が破壊の起点になるため、低温靭性が劣っていた。
　鋼Ａ－８は、巻き取り温度が４８０℃と高く、鋼板組織が上部ベイナイト組織となるため９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保が難しく、かつ、上部ベイナイト組織中に存在するラス間に析出した粗大な鉄系炭化物が、破壊の起点となるため低温靭性が劣っていた。
　鋼Ｂ－９、Ｊ－９は、巻き取り温度が５８０～６２０℃と高く、鋼板組織がフェライト、及び、パーライトの混合組織となってしまう。この結果、９８０ＭＰａ以上の引張最大強度の確保が難しく、かつ、パーライト中のフェライトと鉄系炭化物の界面が、破壊の起点となるため低温靭性が劣っていた。
　鋼Ｍ－９は、巻き取り温度が室温と低く、鋼板組織が焼き戻しマルテンサイト、及び、フレッシュマルテンサイトとなるため、フレッシュマルテンサイトが破壊の起点となり、低温靭性が劣っていた。
　また、鋼Ａ－９、１０、Ｂ－１０、１１、Ｅ－６、７、Ｊ－１０、１１、Ｍ－１０、１１、Ｓ－９、１０で示すように、合金化溶融亜鉛めっき処理、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき処理を行ったとしても、本発明の材質が確保できることが確認できた。
　一方、鋼板成分が本発明の範囲を満たさない鋼ａ～ｋは、本発明で定める９８０ＭＰａ以上の引張最大強度、優れた低温靭性を具備することが出来なかった。
　尚、５５０～４００℃間の冷却速度を４５℃／ｓとした以外は鋼Ａ－３と同じ条件でサンプルを作製したところ、仕上げ圧延温度から４００℃までの平均冷却速度は７３℃／ｓであり、平均冷却速度は５０℃／ｓ以上を満足した。ところが上部ベイナイトが１０％以上となり材質にもバラツキが生じた。また、Ｏ含有量が０．０１質量％を超える以外は鋼Ａ－１と同じ条件でサンプルを作製しようとしたところ、加工性に問題があり、製品として取り扱うことができないことが確認できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明によれば、極寒冷地での使用に耐えることが可能となるため、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０１～０．２％、
    　Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
    　Ｍｎ：４．０％以下（０は含まない）、
    　Ｐ　：０．１０％以下、
    　Ｓ　：０．０３％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０％、
    　Ｎ　：０．０１％以下（０は含まない）、
    　Ｏ　：０．０１％以下（０は含まない）、
    　Ｔｉ：０．０３～０．３０％、
    　Ｎｂ：０～０．３０％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｖ　：０～０．３％、
    　Ｃｒ：０～２．０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１％、
    　Ｃａ：０～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０～０．１％、および
    　Ｂ：０～０．０１％
    を含有し、残部が鉄及び不純物である組成であって、
    　粒形状の焼き戻しマルテンサイトを体積分率で９０％以上、あるいは粒形状の、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの両方を体積分率の合計で９０％以上含有し、前記焼き戻しマルテンサイトおよび前記下部ベイナイトの平均アスペクト比が２以下である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの有効結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイト中に鉄系炭化物が１×１０６（個／ｍｍ２）以上存在することを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　更に質量％で、
    　Ｎｂ：０．０１～０．３０％
    を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  5. 　更に質量％で、
    　Ｃｕ：０．０１～２．０％、
    　Ｎｉ：０．０１～２．０％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    　Ｖ　：０．０１～０．３％、および
    　Ｃｒ：０．０１～２．０％
    からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  6. 　更に質量％で、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１％、および
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．１％、
    からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  7. 　更に質量％で、
    　Ｂ：０．０００２～０．０１％
    を含有することを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  8. 　前記熱延鋼板の表面に、亜鉛めっき層あるいは合金化亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１～７のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  9. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０１～０．２％、
    　Ｓｉ：２．５％以下（０は含まない）、
    　Ｍｎ：４．０％以下（０は含まない）、
    　Ｐ　：０．１０％以下、
    　Ｓ　：０．０３％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０％、
    　Ｎ　：０．０１％以下（０は含まない）、
    　Ｏ　：０．０１％以下（０は含まない）、
    　Ｔｉ：０．０３～０．３０％、
    　Ｎｂ：０～０．３０％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｖ　：０～０．３％、
    　Ｃｒ：０～２．０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１％、
    　Ｃａ：０～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０～０．１％、および
    　Ｂ：０～０．０１％
    を含有し、残部が鉄及び不純物である組成の鋼を溶製して、スラブに鋳造した後、該鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱する工程と、
    　熱間圧延における粗圧延の最終段の圧延を圧下率２５％以上かつ圧延温度１１００℃未満として粗圧延を完了し、得られた粗圧延片に対して仕上げ圧延前に、１０℃以上の加熱を施し、続いて行う仕上げ圧延の終了温度を９００℃以上として熱間圧延を行う工程と、
    　仕上げ圧延終了温度から４００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上にて冷却し、１００℃以上４００℃未満で巻き取る工程と、
    　を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  10. 　前記巻き取り後、更に、亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理を行うことを特徴とする請求項９に記載の熱延鋼板の製造方法。
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