JP6303782B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、打抜き疲労特性と加工性とに優れた熱延鋼板およびその製造方法に関する。
従来、自動車の軽量化を目的として、足回り部品および車体部品に高強度鋼板が多く使われている。このような自動車に使用される高強度鋼板には、優れた疲労特性が要求される。特に足回り部品に使用される高強度鋼板においては、打抜き疲労特性（打抜き後の疲労特性）のさらなる向上が求められている。しかし、従来の高強度鋼板では、打抜き後の疲労特性を十分に向上させることができず、優れた耐疲労き裂進展特性が得られない。
切り欠きの無い鋼材において疲労特性を向上させるには、ミクロ組織を微細化させることが有効である。例えば特許文献１および２には、フェライトの平均粒径を２μｍ未満とした、強度−延性バランスおよび疲労限度比（疲労限度／引張強さ）の良好な熱延鋼板が記載されている。例えば特許文献３には、表層部の平均結晶粒を小さくすることによって耐疲労特性を向上させた鋼板が記載されている。例えば特許文献４には、マルテンサイト組織を微細化することによって疲労特性を向上させた鋼管が記載されている。しかし、ミクロ組織を微細化しても、き裂の伝播速度を低減する効果は無いので、鋼材の打抜き後の疲労特性を向上させるのは難しい。
これに対し、ミクロ組織を複合組織化することによって、き裂伝播速度を低減できることが報告されている。例えば特許文献５には、微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることによって、疲労限度比が高くかつ疲労き裂伝播特性に優れた熱延鋼板が得られることが記載されている。特許文献５には、上記の熱延鋼板が、平滑部材のみならず、切欠き部を有する部材にも利用できることが記載されている。特許文献６および７には、複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を大きくすることによって、き裂伝播速度を低減できることが記載されている。
ところで、自動車に用いられる鋼板は薄板であり、加工時にはプレス成型が行われる。しかしながら、特許文献５には、鋼板のプレス成型性を向上させるための手法が記載されておらず、ベイナイトおよびマルテンサイトの硬度および形状に格別の注意を払っていない。このため、特許文献５に記載された鋼板は良好なプレス成型性を備えていないと考えられ、自動車用鋼板に適していないと考えられる。特許文献６および７に記載された鋼板は厚板に関するものであり、プレス成型を行う際に必要となる延性および穴広げ性等の加工性を備えていない。そのため、特許文献６および７に記載された鋼板を自動車用鋼板として用いることは困難である。
本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、打抜き疲労特性と加工性とに優れた熱延鋼板およびその製造方法を提供することことを目的としている。
本発明者らは、熱延鋼板の打抜き疲労特性および加工性を向上させるために鋭意研究を行った。その結果、熱延鋼板が下記の（ａ）〜（ｅ）の要件を満たすことが重要であることが分かった。
（ａ）フェライトを主相としたミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在する。
（ｂ）板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上である。
（ｃ）板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満である。
（ｄ）板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度のばらつきが小さい。具体的には、板厚中央部のマルテンサイトが下記式（ｉ）を満たす。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
式（ｉ）において、Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値であり、σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差である。
（ｅ）フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である。
（ａ）フェライトを主相としたミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在する。
（ｂ）板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上である。
（ｃ）板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満である。
（ｄ）板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度のばらつきが小さい。具体的には、板厚中央部のマルテンサイトが下記式（ｉ）を満たす。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
式（ｉ）において、Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値であり、σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差である。
（ｅ）フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであって、その要旨は下記の熱延鋼板および熱延鋼板の製造方法である。
（１）化学組成が、質量％で
Ｃ：０．０４〜０．２％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０〜３．０％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
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％、
Ｂ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下であり、
フェライトを主相とするミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在し、板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上であり、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満であり、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度が下記式（ｉ）を満たし、フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である、熱延鋼板。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
但し、
Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値を意味し、
σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．２％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０〜３．０％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
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％、
Ｂ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下であり、
フェライトを主相とするミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在し、板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上であり、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満であり、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度が下記式（ｉ）を満たし、フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である、熱延鋼板。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
但し、
Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値を意味し、
σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差を意味する。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：下記式（ii）を満たす範囲、および
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）の熱延鋼板。
０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≦Ｔｉ≦０．３ ・・・ （ii）
但し、式（ii）中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
Ｔｉ：下記式（ii）を満たす範囲、および
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）の熱延鋼板。
０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≦Ｔｉ≦０．３ ・・・ （ii）
但し、式（ii）中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）の熱延鋼板。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）の熱延鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかの熱延鋼板。
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかの熱延鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、および
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（４）までのいずれかの熱延鋼板。
Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、および
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（４）までのいずれかの熱延鋼板。
（６）上記（１）から（５）までのいずれかの化学組成を有する溶鋼をスラブに鋳造する鋳造工程、
前記スラブを、冷却した後または前記鋳造に引き続いて、下記式（iii）を満たすように加熱する加熱工程、
仕上圧延の最終圧下時の鋼板温度（℃）および圧下率（％）が下記式（iv）および（ｖ）を満たすように前記加熱後のスラブを圧延する熱間圧延工程、
前記圧延によって得られた鋼板を、７５０℃までの冷却速度が６０℃／ｓ以上になるように７５０℃未満まで冷却する第１冷却工程、
前記７５０℃未満まで冷却した鋼板を、温度変化が５０℃未満となるように６００℃以上７５０℃未満の温度域で５秒以上保持する保持工程、
前記５秒以上保持した鋼板を、下記式（vi）で規定されるＴｃ℃以下まで、Ｔｃ℃以上６００℃未満の温度域における冷却速度が５０℃／ｓ以上となるように冷却する第２冷却工程、および
前記Ｔｃ℃以下まで冷却した鋼板をＴｃ℃以下の温度で巻き取る巻取工程を備える、熱延鋼板の製造方法。
ｔ≧１．４×１０−６×ｅｘｐ｛３．２×１０４／（Ｔｆ＋２７３）｝ ・・・ （iii）
（Ｔｒ−１００）≦鋼板温度＜Ｔｒ ・・・ （iv）
３≦圧下率＜４０ ・・・ （ｖ）
Ｔｃ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・ （vi）
但し、
ｔ（ｓ）は、均熱帯におけるスラブの加熱時間、
Ｔｆ（℃）は、前記均熱帯におけるスラブの平均温度、
Ｔｒは、８７０＋１０×(Ｃ＋Ｎ)×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖの計算値、
各式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を、それぞれ意味する。
前記スラブを、冷却した後または前記鋳造に引き続いて、下記式（iii）を満たすように加熱する加熱工程、
仕上圧延の最終圧下時の鋼板温度（℃）および圧下率（％）が下記式（iv）および（ｖ）を満たすように前記加熱後のスラブを圧延する熱間圧延工程、
前記圧延によって得られた鋼板を、７５０℃までの冷却速度が６０℃／ｓ以上になるように７５０℃未満まで冷却する第１冷却工程、
前記７５０℃未満まで冷却した鋼板を、温度変化が５０℃未満となるように６００℃以上７５０℃未満の温度域で５秒以上保持する保持工程、
前記５秒以上保持した鋼板を、下記式（vi）で規定されるＴｃ℃以下まで、Ｔｃ℃以上６００℃未満の温度域における冷却速度が５０℃／ｓ以上となるように冷却する第２冷却工程、および
前記Ｔｃ℃以下まで冷却した鋼板をＴｃ℃以下の温度で巻き取る巻取工程を備える、熱延鋼板の製造方法。
ｔ≧１．４×１０−６×ｅｘｐ｛３．２×１０４／（Ｔｆ＋２７３）｝ ・・・ （iii）
（Ｔｒ−１００）≦鋼板温度＜Ｔｒ ・・・ （iv）
３≦圧下率＜４０ ・・・ （ｖ）
Ｔｃ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・ （vi）
但し、
ｔ（ｓ）は、均熱帯におけるスラブの加熱時間、
Ｔｆ（℃）は、前記均熱帯におけるスラブの平均温度、
Ｔｒは、８７０＋１０×(Ｃ＋Ｎ)×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖの計算値、
各式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を、それぞれ意味する。
（７）前記巻取工程の後、当該熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施す、上記（６）の熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた打抜き疲労特性および加工性を備えた熱延鋼板が得られ、例えば、自動車の足回り部品に用いられる熱延鋼板の疲労寿命を延ばすことができる。
以下、本発明について詳しく説明する。なお、本発明は、板厚８ｍｍ以下の鋼板に好適に利用できる。
１．ミクロ組織について
本発明の熱延鋼板のミクロ組織は、主相をフェライトとし、マルテンサイト（島状マルテンサイト）が体積分率で３％以上２０％未満存在する複合組織であることを特徴とする。高強度鋼板では、その強度を高めるため、フェライト中に強度の高い第二相を分散させた複合組織がよく用いられている。特にフェライト・マルテンサイト鋼はフェライトが延性を向上させ、マルテンサイトが強度を向上させるため、強度と延性のバランスが良好である。さらに、マルテンサイトはフェライト中の疲労き裂伝播の障害となる。具体的には、フェライト中を伝播するき裂の多くは、マルテンサイトに進入せずに、マルテンサイトを避けるように迂回または分岐する。このように、マルテンサイトは疲労き裂伝播速度を低減する効果がある。このため、フェライト・マルテンサイト鋼は打抜き疲労特性に優れる。これらのことから、本発明の熱延鋼板のミクロ組織では、主相をフェライトとし、第二相としてマルテンサイト（島状マルテンサイト）を分散させる。
本発明の熱延鋼板のミクロ組織は、主相をフェライトとし、マルテンサイト（島状マルテンサイト）が体積分率で３％以上２０％未満存在する複合組織であることを特徴とする。高強度鋼板では、その強度を高めるため、フェライト中に強度の高い第二相を分散させた複合組織がよく用いられている。特にフェライト・マルテンサイト鋼はフェライトが延性を向上させ、マルテンサイトが強度を向上させるため、強度と延性のバランスが良好である。さらに、マルテンサイトはフェライト中の疲労き裂伝播の障害となる。具体的には、フェライト中を伝播するき裂の多くは、マルテンサイトに進入せずに、マルテンサイトを避けるように迂回または分岐する。このように、マルテンサイトは疲労き裂伝播速度を低減する効果がある。このため、フェライト・マルテンサイト鋼は打抜き疲労特性に優れる。これらのことから、本発明の熱延鋼板のミクロ組織では、主相をフェライトとし、第二相としてマルテンサイト（島状マルテンサイト）を分散させる。
本発明者らの検討によれば、マルテンサイトによる疲労き裂伝播抑制効果は、ミクロ組織におけるマルテンサイトの体積分率が３％以上で発現する。ミクロ組織におけるマルテンサイトの体積分率は５％以上であることが好ましく、７％以上であることがより好ましい。一方、ミクロ組織におけるマルテンサイトの体積分率が２０％以上の場合、マルテンサイトがボイドと呼ばれる欠陥の起点となって穴広げ率が低下する。これにより、自動車の足廻り部品に必要とされる、（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００の要件を満たさなくなる。以上のことから、マルテンサイトの体積分率は３％以上２０％未満とした。
次に、フェライト粒の平均アスペクト比について説明する。フェライト粒のアスペクト比は、（フェライト粒の長軸の長さ）／（フェライト粒の短軸の長さ）で決定される。オーステナイト域で仕上圧延を終了した場合には、フェライト粒の平均アスペクト比は５未満となる。一方、仕上圧延の最終段の圧延温度が低く、オーステナイトおよびフェライトの二相域で仕上圧延を終了した場合には、フェライト粒が圧延方向に延伸する。これにより、フェライト粒の平均アスペクト比が５以上になる。このような場合、フェライト粒が加工硬化するため鋼板の延性が低下し、（引張強さ）×（全伸び）≧１８０００を満たすことができない。
次に、板厚中央部のマルテンサイト粒のアスペクト比およびビッカース硬度について説明する。なお、本発明では、島状に分散して生成するマルテンサイトのそれぞれをマルテンサイト粒と呼ぶ。マルテンサイト粒のアスペクト比は、（マルテンサイト粒の長軸の長さ）／（マルテンサイト粒の短軸の長さ）で決定される。マルテンサイト粒のアスペクト比が大きいほど、疲労き裂の伝播方向にき裂伝播の障害になるマルテンサイト粒が存在する確率が大きくなり、き裂の迂回距離および分岐頻度が増大する。これにより、疲労き裂が一方向に高速で伝播することを防止できるのに加え、き裂の閉口が促進されるので、疲労き裂伝播速度を効果的に低減できる。
熱延鋼板の打抜き疲労試験を軸疲労試験で行うと、一般に、板厚中央部から疲労き裂が発生し、き裂が板厚方向に伝播することで破断に至る。このようなき裂の発生および初期のき裂伝播を抑制するには、板厚中央部のマルテンサイト粒の形態が特に重要である。具体的には、板厚中央部において、アスペクト比が３未満のマルテンサイト粒の比率（マルテンサイト粒の総数に対する割合）が高いと、き裂がマルテンサイトを迂回する際の距離が短くなる。さらに、き裂がマルテンサイト粒を避けるように分岐した場合には、分岐したき裂がマルテンサイト粒を迂回する際の距離が短くなる。このため、アスペクト比が３未満のマルテンサイト粒の比率が高いと、き裂伝播を抑制する効果は小さい。したがって、本発明の熱延鋼板では、板厚中央部において、アスペクト比が３以上のマルテンサイト粒の比率を６０％以上にし、好ましくは８０％以上にする。
次に、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度について説明する。先に述べたマルテンサイトによるき裂伝播抑制効果は、マルテンサイト粒の硬度が高いほど顕著である。しかし、板厚中央部においてマルテンサイト粒の硬度ばらつきが大きい場合、き裂は比較的軟質なマルテンサイト粒を選択的に破壊しつつ伝播するため、き裂伝播抑制効果が小さい。そこで、本発明者らは、マルテンサイト粒の硬度ばらつきとき裂伝播抑制効果との関係について検討した。その結果、マルテンサイト粒の硬度ばらつきが下記式（ｉ）を満たす場合には、上述の選択的なマルテンサイト粒の破壊が起こり難く、優れた打抜き疲労特性が得られることが分かった。そこで、本発明の熱延鋼板では、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度が下記式（ｉ）を満たすこととした。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
式（ｉ）において、Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値であり、σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差である。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
式（ｉ）において、Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値であり、σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差である。
次に、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における長さについて説明する。フェライト・マルテンサイト鋼が変形する際には、軟質なフェライトが優先的に塑性変形する。このため、フェライト・マルテンサイト鋼の変形に伴ってマルテンサイトが担う応力が増大し、フェライトとの界面近傍においてマルテンサイトに大きなひずみが生じる。マルテンサイトが担う応力、または上記界面近傍のひずみが一定以上になると、マルテンサイトが割れて、複数のボイドと呼ばれる欠陥が鋼中に生じる。この複数のボイドが連結することによって、鋼板が破断する。そのため、ボイドが発生し易い鋼板は、局部変形に弱く、穴広げ性が劣る。
マルテンサイトが圧延方向に延びるように形成されている場合、鋼板変形時の応力およびひずみがそのマルテンサイトに集中する。それにより、早期にボイドが発生するので、穴広げ性が低下し易い。また、表層部と比較して板厚中央部は塑性拘束が強いため、ボイドが発生し易い。そのため、板厚中央部のマルテンサイト粒の長さは特に重要である。本発明者らの検討によれば、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さを２０μｍ未満にすることによって、ボイドの発生を十分に抑制できる。それにより、自動車の足廻り部品に必要とされる上述の要件（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができる。板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さは、１８μｍ未満であることがより好ましい。
本発明の熱延鋼板のミクロ組織におけるフェライトおよびマルテンサイトの体積分率は、下記のようにして求めることができる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるように、鋼板から試料を採取する。上記観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。そして、上記観察面のうち、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の位置をＦＥ−ＳＥＭで観察する。具体的には、１０００倍の倍率で、上述の各位置について１０視野ずつ観察し、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率を測定する。その測定結果（３０視野の測定結果）から各相の面積率の平均値を求め、求めた各相の面積率の平均値を各相の体積分率とする。
フェライト粒の平均アスペクト比は、上記観察面において、板厚の１／４厚の位置から１／２厚の位置までのフェライト粒をＦＥ−ＳＥＭで５０個以上観察することによって求めることができる。
板厚中央部のマルテンサイト粒のアスペクト比は、上記観察面において、板厚の１／２厚の位置のマルテンサイト粒をＦＥ−ＳＥＭで５０個以上観察することによって求めることができる。
板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向の平均長さは、下記のようにして求めることができる。まず、上記観察面において、板厚の１／２厚の位置のマルテンサイト粒をＦＥ−ＳＥＭで５０個以上観察し、各マルテンサイト粒の圧延方向の長さを測定する。そして、その測定結果の平均値を求めることにより、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向の平均長さが得られる。
板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値および標準偏差は、上記観察面において、板厚の１／２厚の位置の５０個以上のマルテンサイト粒のビッカース硬度を測定することによって求めることができる。試験荷重は、例えば１０ｇｆ（９８．１ｇ・ｍ／ｓ２）とする。
２．化学組成について
本発明において熱延鋼板の化学組成を規定する理由を以下に説明する。なお、熱延鋼板の化学組成の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
本発明において熱延鋼板の化学組成を規定する理由を以下に説明する。なお、熱延鋼板の化学組成の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．２％
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。Ｃは、マルテンサイトを生成させ、組織強化による熱延鋼板の強度向上に寄与する。さらに、Ｃは、マルテンサイトの硬度を向上させ、き裂伝播を抑制する効果を有する。ただし、Ｃ含有量が０．０４％未満では、マルテンサイトのビッカース硬度および体積分率を十分に確保できないため、熱延鋼板の打抜き疲労特性を十分に向上できない。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、硬質の第二相であるマルテンサイトの体積分率が大きくなり、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４〜０．２％とする。
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。Ｃは、マルテンサイトを生成させ、組織強化による熱延鋼板の強度向上に寄与する。さらに、Ｃは、マルテンサイトの硬度を向上させ、き裂伝播を抑制する効果を有する。ただし、Ｃ含有量が０．０４％未満では、マルテンサイトのビッカース硬度および体積分率を十分に確保できないため、熱延鋼板の打抜き疲労特性を十分に向上できない。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると、硬質の第二相であるマルテンサイトの体積分率が大きくなり、熱延鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０４〜０．２％とする。
Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ強化（マルテンサイトの生成）のために含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が３％を超えると、これらの効果は飽和する。一方、Ｍｎ含有量が０．１％未満では、焼入れ時（より具体的には、冷却時）にパーライトおよびベイナイトの生成を十分に抑制できない。すなわち、マルテンサイトの体積分率を十分に確保できない。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％とする。Ｍｎ含有量は、０．３％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は、２．５％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化および焼入れ強化（マルテンサイトの生成）のために含有させる。しかし、Ｍｎ含有量が３％を超えると、これらの効果は飽和する。一方、Ｍｎ含有量が０．１％未満では、焼入れ時（より具体的には、冷却時）にパーライトおよびベイナイトの生成を十分に抑制できない。すなわち、マルテンサイトの体積分率を十分に確保できない。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜３．０％とする。Ｍｎ含有量は、０．３％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は、２．５％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、粗大なセメンタイトの生成を抑制し、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。また、Ａｌは、脱酸材としても利用できる。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．００１％以上含有させる必要がある。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、熱延鋼板の穴広げ性の低下および表面疵の原因になる。このことから、Ａｌ含有量の上限値を２．０％とした。Ａｌ含有量の好ましい上限値は１．５％であり、好ましい下限値は０．０１％である。
Ａｌは、粗大なセメンタイトの生成を抑制し、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。また、Ａｌは、脱酸材としても利用できる。これらの効果を得るためには、Ａｌを０．００１％以上含有させる必要がある。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、熱延鋼板の穴広げ性の低下および表面疵の原因になる。このことから、Ａｌ含有量の上限値を２．０％とした。Ａｌ含有量の好ましい上限値は１．５％であり、好ましい下限値は０．０１％である。
Ｎ：０．０００１〜０．０１％
Ｎは、ＴｉＮとして存在し、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制することによって熱延鋼板の低温靭性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎを０．０００１％以上含有させる必要がある。ただし、Ｎは、熱延鋼板を溶接する際にブローホール形成の要因となり、溶接部の継ぎ手強度を低下させる懸念がある。したがって、Ｎ含有量は、０.０１％以下にする必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．００６％であり、好ましい下限値は０．０００５％である。
Ｎは、ＴｉＮとして存在し、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化を抑制することによって熱延鋼板の低温靭性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎを０．０００１％以上含有させる必要がある。ただし、Ｎは、熱延鋼板を溶接する際にブローホール形成の要因となり、溶接部の継ぎ手強度を低下させる懸念がある。したがって、Ｎ含有量は、０.０１％以下にする必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．００６％であり、好ましい下限値は０．０００５％である。
本発明に係る熱延鋼板には、上記の成分のほか、必要に応じて、下記に示す元素のうちから選んだ１種以上の成分を含有させることができる。
Ｓｉ：０〜３．０％
Ｓｉは、熱延鋼板の強度向上に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても利用できる。この効果を得るためには、Ｓｉを０．００１％以上含有させることが好ましい。特にＳｉ含有量が０．１％以上の場合には、ミクロ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でき、熱延鋼板の強度および穴広げ性を向上できる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えても、熱延鋼板の強度向上の効果が飽和してしまう。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。また、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、熱延鋼板の強度向上に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としても利用できる。この効果を得るためには、Ｓｉを０．００１％以上含有させることが好ましい。特にＳｉ含有量が０．１％以上の場合には、ミクロ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でき、熱延鋼板の強度および穴広げ性を向上できる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えても、熱延鋼板の強度向上の効果が飽和してしまう。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。また、Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。したがって、Ｓｉ含有量は、２．５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．３％
Ｔｉは、析出強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。さらに、Ｔｉは、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。具体的には、Ｔｉの炭窒化物または固溶Ｔｉが熱間圧延時の結晶粒成長を遅延することによって、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。これにより、熱延鋼板の低温靱性が向上する。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量は０．３％以下とする。なお、上記の効果を得るためには、Ｔｉを、「０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）」％以上含有させることが好ましい（「Ｎ」および「Ｓ」は、ＮおよびＳの含有量（質量％）をそれぞれ意味する）。すなわち、Ｔｉを含有させる場合には、下記式（ii）を満たすことが好ましい。なお、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、鋳造時にタンディッシュノズルが詰まり易くなる恐れがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることがより好ましい。
０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≦Ｔｉ≦０．３ ・・・ （ii）
式（ii）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｔｉは、析出強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。さらに、Ｔｉは、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。具体的には、Ｔｉの炭窒化物または固溶Ｔｉが熱間圧延時の結晶粒成長を遅延することによって、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。これにより、熱延鋼板の低温靱性が向上する。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量は０．３％以下とする。なお、上記の効果を得るためには、Ｔｉを、「０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）」％以上含有させることが好ましい（「Ｎ」および「Ｓ」は、ＮおよびＳの含有量（質量％）をそれぞれ意味する）。すなわち、Ｔｉを含有させる場合には、下記式（ii）を満たすことが好ましい。なお、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、鋳造時にタンディッシュノズルが詰まり易くなる恐れがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることがより好ましい。
０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≦Ｔｉ≦０．３ ・・・ （ii）
式（ii）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｎｂ：０〜０．３０％
Ｎｂは、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。具体的には、Ｎｂの炭窒化物または固溶Ｎｂが熱間圧延時の結晶粒成長を遅延することによって、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。これにより、熱延鋼板の低温靱性が向上する。しかし、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えると、上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．３０％以下とする。Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、完全未再結晶のオーステナイトからマルテンサイトへの変態が起き、板厚中央部のマルテンサイト粒の平均長さが長くなるおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量の好ましい上限値は、０．１％である。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｂは、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。具体的には、Ｎｂの炭窒化物または固溶Ｎｂが熱間圧延時の結晶粒成長を遅延することによって、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。これにより、熱延鋼板の低温靱性が向上する。しかし、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えると、上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．３０％以下とする。Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、完全未再結晶のオーステナイトからマルテンサイトへの変態が起き、板厚中央部のマルテンサイト粒の平均長さが長くなるおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量の好ましい上限値は、０．１％である。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は２．０％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．２％を超えると、スケール中においてＣｕが濃縮後に溶融し、圧延時の疵の要因となるおそれがある。したがって、Ｃｕ含有量の好ましい上限値は、１．２％である。上記の効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．０２％以上含有させることがより好ましい。
Ｃｕは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は２．０％以下とする。また、Ｃｕ含有量が１．２％を超えると、スケール中においてＣｕが濃縮後に溶融し、圧延時の疵の要因となるおそれがある。したがって、Ｃｕ含有量の好ましい上限値は、１．２％である。上記の効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．０２％以上含有させることがより好ましい。
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量が０．６％を超えると、熱間圧延時に疵が入りやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量の好ましい上限値は、０．６％である。上記の効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｉは、固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量が０．６％を超えると、熱間圧延時に疵が入りやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量の好ましい上限値は、０．６％である。上記の効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は、１．０％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限値は、０．７％である。上記の効果を得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は、１．０％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限値は、０．７％である。上記の効果を得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｖ：０〜０．３％
Ｖは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．３％以下とする。Ｖ含有量の好ましい上限値は、０．２％である。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｖは、析出強化および固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｖ含有量が０．３％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．３％以下とする。Ｖ含有量の好ましい上限値は、０．２％である。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒは、固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は、２．０％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は、１．２％である。上記の効果を得るためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒは、固溶強化によって熱延鋼板の強度を向上させる。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は、２．０％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は、１．２％である。上記の効果を得るためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｇ：０〜０．０１％
熱延鋼板中の非金属介在物は、破壊の起点となり、熱延鋼板の加工性を低下させる原因となる。Ｍｇは、この非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい上限値は、０．００７％である。上記の効果は、Ｍｇを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。
熱延鋼板中の非金属介在物は、破壊の起点となり、熱延鋼板の加工性を低下させる原因となる。Ｍｇは、この非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量の好ましい上限値は、０．００７％である。上記の効果は、Ｍｇを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、Ｍｇと同様に、非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣａ含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい上限値は、０．００７％である。上記の効果は、Ｃａを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。
Ｃａは、Ｍｇと同様に、非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、Ｃａ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣａ含有量は０．０１％以下とする。Ｃａ含有量の好ましい上限値は、０．００７％である。上記の効果は、Ｃａを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。
ＲＥＭ：０〜０．１％
ＲＥＭ（希土類元素）は、ＭｇおよびＣａと同様に、非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量の好ましい上限値は、０．０６％である。上記の効果は、ＲＥＭを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。本発明では、これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有させることができる。ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
ＲＥＭ（希土類元素）は、ＭｇおよびＣａと同様に、非金属介在物の形態を制御し、熱延鋼板の加工性を向上させる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量の好ましい上限値は、０．０６％である。上記の効果は、ＲＥＭを０．０００５％以上含有させることによって顕著に現れる。なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。本発明では、これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有させることができる。ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界強度を高めることによって、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。しかし、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．０１％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがより好ましく、０．０００７％以上含有させることがさらに好ましい。また、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましく、０．００２０％以下であることがさらに好ましい。
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界強度を高めることによって、熱延鋼板の低温靭性を向上させる。しかし、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．０１％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがより好ましく、０．０００７％以上含有させることがさらに好ましい。また、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましく、０．００２０％以下であることがさらに好ましい。
本発明に係る熱延鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。下記の不純物のうち、Ｐ、ＳおよびＯについては、その含有量を厳密に制限する必要がある。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、溶銑に含まれている不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、その含有量の増加に伴い熱延鋼板の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い。Ｐ含有量が０．１０％を超えると、熱延鋼板の加工性および溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｐ含有量は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。
Ｐは、溶銑に含まれている不純物である。Ｐは結晶粒界に偏析し、その含有量の増加に伴い熱延鋼板の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い。Ｐ含有量が０．１０％を超えると、熱延鋼板の加工性および溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｐ含有量は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不純物である。Ｓは、その含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすだけでなく、穴広げ性を低下させる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。したがって、Ｓ含有量は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には、Ｓ含有量を０．０１％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。
Ｓは、溶銑に含まれている不純物である。Ｓは、その含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすだけでなく、穴広げ性を低下させる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。したがって、Ｓ含有量は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には、Ｓ含有量を０．０１％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。
Ｏ（酸素）：０．０１％以下
Ｏは、酸化物を形成し、熱延鋼板の成形性を低下させる傾向があるので、その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、上記の傾向が顕著となるので、Ｏ含有量は０．０１％以下にする。一方、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは経済的に好ましくないので、Ｏ含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。
Ｏは、酸化物を形成し、熱延鋼板の成形性を低下させる傾向があるので、その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、上記の傾向が顕著となるので、Ｏ含有量は０．０１％以下にする。一方、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは経済的に好ましくないので、Ｏ含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。
Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷ：合計で０〜１％
Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷ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。なお、Ｓｎは、熱間圧延時に疵を発生させる原因となる恐れがある。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５％以下が望ましい。
Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷ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。なお、Ｓｎは、熱間圧延時に疵を発生させる原因となる恐れがある。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５％以下が望ましい。
上述のミクロ組織および化学組成を有する本発明の熱延鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき処理を施して溶融亜鉛めっき層を形成することによって、耐食性を向上させることができる。上記溶融亜鉛めっき処理の後、さらに合金化処理を施して合金化亜鉛めっき層を形成してもよい。めっき層は、純亜鉛に限るものでない。例えば、Ｓｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、ＣａまたはＺｒなどの元素をめっき層に添加し、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形成しても、本発明の熱延鋼板が有する優れた打抜き疲労特性および加工性は損なわれない。本発明の熱延鋼板が有するこれらの特性は、熱延鋼板が、有機皮膜形成、ラミネートフィルム加工、有機塩類処理、無機塩類処理、またはノンクロメート処理等によって形成される表面処理層を有していても損なわれない。
３．熱延鋼板の製造方法
熱延鋼板の優れた打抜き疲労特性および加工性を実現するためには、上述したように、熱延鋼板が下記の（ａ）〜（ｄ）の要件を満たすことが重要である。
（ａ）フェライトを主相とするミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在する。
（ｂ）板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上である。
（ｃ）板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満である。
（ｄ）板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度のばらつきが小さい。具体的には、板厚中央部のマルテンサイトが上述した式（ｉ）を満たす。
（ｅ）フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である。
熱延鋼板の優れた打抜き疲労特性および加工性を実現するためには、上述したように、熱延鋼板が下記の（ａ）〜（ｄ）の要件を満たすことが重要である。
（ａ）フェライトを主相とするミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在する。
（ｂ）板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上である。
（ｃ）板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満である。
（ｄ）板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度のばらつきが小さい。具体的には、板厚中央部のマルテンサイトが上述した式（ｉ）を満たす。
（ｅ）フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である。
以下、上記（ａ）〜（ｅ）の要件を満たす熱延鋼板の製造方法の一例について説明する。
本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、例えば、鋳造工程、加熱工程、熱間圧延工程、第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程、および巻き取り工程を含む。なお、鋳造工程よりも前の工程は、特に限定されない。例えば、高炉または電炉等による溶製に引き続いて各種の２次製錬を行い、本発明に規定される化学組成を有する溶鋼を得る。鋳造工程では、上記溶鋼を、通常の連続鋳造または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造し、スラブを得る。なお、溶鋼の化学組成を本発明の範囲内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。
加熱工程では、鋳造によって得られたスラブを所定の温度に加熱する。例えばスラブを連続鋳造によって得る場合には、鋳造後に一度低温（例えば、室温）まで冷却した後に加熱しても良く、特に冷却することなく鋳造に引き続いて加熱しても良い。
鋳造後のスラブの板厚中央部のミクロ組織では、Ｍｎが偏析する。このため、熱間圧延時にスラブの加熱が十分でない場合、圧延後に、鋼板の板厚中央部においてＭｎが偏析した状態が維持される。Ｍｎはオーステナイトを安定化させるので、圧延後の鋼板を冷却する際に、偏析したＭｎに沿ってオーステナイトが残留し易い領域ができる。これにより、低温でオーステナイトから変態したマルテンサイトが、偏析したＭｎに沿って存在し易くなり、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における長さを増大させる。本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、加熱工程において下記式（iii）を満たすようにスラブを加熱することによって、マルテンサイト粒の圧延方向における平均長さを２０μｍ以下にできることが分かった。そこで、本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、加熱工程において、式（iii）を満たすようにスラブを加熱する。
ｔ≧１．４×１０−６×ｅｘｐ｛３．２×１０４／（Ｔｆ＋２７３）｝ ・・・ （iii）
ｔ（ｓ）：均熱帯におけるスラブの加熱時間
Ｔｆ（℃）：均熱帯におけるスラブの平均温度
なお、スラブの平均温度は、例えば、スラブの表面温度に基づいて算出する。
ｔ≧１．４×１０−６×ｅｘｐ｛３．２×１０４／（Ｔｆ＋２７３）｝ ・・・ （iii）
ｔ（ｓ）：均熱帯におけるスラブの加熱時間
Ｔｆ（℃）：均熱帯におけるスラブの平均温度
なお、スラブの平均温度は、例えば、スラブの表面温度に基づいて算出する。
加熱工程において、式（iii）を満たすようにスラブを加熱することによって、スラブを十分に加熱でき、Ｍｎの拡散を促進できる。これにより、マルテンサイト粒の圧延方向における長さを低減できると考えられる。スラブ加熱温度の上限は特に定めなくても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、スラブ加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。
加熱工程の後、スラブを熱間圧延する（熱間圧延工程）。熱間圧延工程は、例えば、粗圧延工程および仕上圧延工程を含む。具体的には、熱間圧延工程では、加熱炉から取り出したスラブを、特に時間を空けることなく粗圧延し、粗バーを得る。粗圧延工程に続く仕上圧延工程では、最終圧下時の鋼板温度（℃）および圧下率（％）が下記式（iv）および（ｖ）を満たすようにスラブ（粗バー）を圧延する。
（Ｔｒ−１００）≦鋼板温度＜Ｔｒ ・・・ （iv）
３≦圧下率＜４０ ・・・ （ｖ）
但し、Ｔｒ（℃）＝８７０＋１０×(Ｃ＋Ｎ)×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖである。式中の各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。
（Ｔｒ−１００）≦鋼板温度＜Ｔｒ ・・・ （iv）
３≦圧下率＜４０ ・・・ （ｖ）
但し、Ｔｒ（℃）＝８７０＋１０×(Ｃ＋Ｎ)×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖである。式中の各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を意味する。
上述の最終圧下条件は、鋼板の板厚中央部のマルテンサイト粒のアスペクト比を制御するために極めて重要である。具体的には、Ｔｒ℃未満の温度域で圧延を行うことで、板厚中央部のマルテンサイト粒のアスペクト比が増大する。この原因は以下のように考えられる。すなわち、上記の温度域で圧延を行う場合には、オーステナイト粒の再結晶が抑制され、オーステナイト粒のアスペクト比の低下が抑制される。そして、アスペクト比が増大したオーステナイト粒の形状が、オーステナイト粒から変態したマルテンサイト粒にも受け継がれるからだと考えられる。本発明者らの鋭意研究により、このアスペクト比を増大させる効果は、最終圧下の圧下率が３％以上である場合に特に発揮されることが分かった。一方、最終圧下の圧下率が４０％以上の場合、圧延機に大きな負担がかかる。したがって、最終圧延の圧下率は、３％以上４０％未満とした。最終圧下の圧下率は、１０％以上であることが好ましい。
なお、（Ｔｒ−１００）℃未満の温度域で圧延した場合、フェライトおよびオーステナイトの二相域での圧延となり、フェライト粒の平均アスペクト比が５以上になる。このような二相域での圧延によってフェライトが加工硬化するため、鋼板の延性が低下する。そこで、上述のように、最終圧下時の鋼板温度を（Ｔｒ−１００）℃以上とした。最終圧下時の鋼板温度は、（Ｔｒ−５０）℃未満であることが好ましい。また、Ｔｒ℃以上で圧延した場合、オーステナイトの再結晶が促進され、オーステナイト粒のアスペクト比が低下する。この影響が、オーステナイトから変態したマルテンサイトにも及び、板厚中央部のマルテンサイト粒のアスペクト比が小さくなると考えられる。そこで、上述のように、最終圧下温度をＴｒ℃未満とした。
第１冷却工程では、仕上圧延後の鋼板を、最終圧下温度から７５０℃までの冷却速度が６０℃／ｓ以上になるように、７５０℃未満まで冷却する。原因は定かではないが、冷却速度が６０℃／ｓ未満の場合、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以上となる。しかし、冷却速度を６０℃／ｓ以上にすることによってマルテンサイト粒の圧延方向の長さが短くなる理由は、以下のように考えられる。すなわち、冷却速度が６０℃／ｓ以上の場合には、仕上圧延の最終圧下で導入された転位が回復しにくく、その転位がフェライト変態の核として働く。このため、板厚中央部の未変態オーステナイト粒がフェライト粒により分断される。その結果、そのオーステナイト粒から変態したマルテンサイト粒の圧延方向の長さが短くなると考えられる。
なお、厚板分野においては、従来、疲労き裂伝播の抑制を目的としてマルテンサイト粒のアスペクト比を制御した例があるものの、穴広げ性などの加工性と疲労き裂伝播の抑制との両立を報告した文献は無い。厚板においては、板厚中央部まで圧延ひずみが届きにくく、仕上圧延において転位を導入しにくい。また、厚板では、板厚が厚いために板厚中央部の冷却速度が大きくなりにくいので、仕上圧延において転位が導入されても、その転位の回復が進むと考えられる。これらの結果、厚板においては、フェライト変態の核として働く転位を十分に確保できず、マルテンサイト粒の長さを低減できないと推察される。
保持工程では、上記７５０℃未満まで冷却した鋼板を、６００℃以上７５０℃未満の温度域で５秒以上保持する。この保持工程は、鋼板のミクロ組織の主相をフェライトにするため、またはマルテンサイトの体積分率を２０％未満にするために実施される。上記温度域での保持時間が５秒以下では、フェライトが主相にならず、またはマルテンサイトの体積分率が２０％以上となり、延性または穴広げ率が低下する。
保持工程における鋼板の温度変化は、５０℃未満とする。保持工程において鋼板の温度変化が５０℃以上になると、マルテンサイト粒の硬度ばらつきが大きくなり、上述の（ｉ）式を満たすことが難しくなる。この原因は定かではないが、生成温度が大きく異なるフェライト粒がミクロ組織中に存在すると、粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒とが混在した混粒状態になる。これにより、フェライト粒の周囲に存在するマルテンサイト粒の炭素濃度のばらつきに影響を与え、マルテンサイト粒の硬度ばらつきを増大させる可能性がある。
第２冷却工程では、上記５秒以上保持した鋼板を、下記式（vi）で規定されるＴｃ℃以下まで冷却する。なお、第２冷却工程において、６００℃からＴｃ℃までの冷却速度が５０℃／ｓ未満である場合には、ミクロ組織中にベイナイトまたはパーライトが生成する。これにより、マルテンサイトの体積分率または硬度が、上述した本発明の要件を満たすことが難しくなり、鋼板の打抜き疲労特性が低下する。このため、本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、Ｔｃ℃以上６００℃未満の温度域における冷却速度を、５０℃／ｓ以上とする。
Ｔｃ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・ （vi）
式（vi）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｔｃ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・ （vi）
式（vi）中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
巻取工程では、上記Ｔｃ℃以下まで冷却した鋼板を、Ｔｃ℃以下の温度で巻き取る。これにより、本発明に係る熱延鋼板が得られる。なお、巻き取り時の鋼板の温度がＴｃ℃を超える場合には、ミクロ組織中にベイナイトまたはパーライトが生成する。これにより、マルテンサイトの体積分率または硬度が、上述した本発明の要件を満たすことが難しくなり、鋼板の打抜き疲労特性の低下が生じる。
なお、上述の全工程終了後（すなわち、巻取工程終了後）に、熱延鋼板の形状矯正および可動転位導入による延性向上を目的として、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を熱延鋼板に施すことが望ましい。また、全工程終了後に、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、必要に応じて熱延鋼板を酸洗しても良い。さらに、酸洗後、インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス圧延または冷間圧延を熱延鋼板に施しても良い。また、全工程終了後に、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施しても良い。
本発明に係る熱延鋼板は、上述のように、通常の熱延鋼板の製造工程に含まれる連続鋳造工程、粗圧延工程、および必要な場合には酸洗工程を経て製造できる。しかしながら、これらの工程の一部を省略して熱延鋼板を製造しても、本発明の効果である優れた打抜き疲労特性および加工性を確保できる。
上述の製造方法によって熱延鋼板を製造した後に、熱延鋼板の延性向上を目的に、オンラインまたはオフラインで、１００〜６００℃の温度範囲で熱処理を行っても良い。この場合でも、本発明の効果である優れた打抜き疲労特性および延性を確保できる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
まず、所定の工程（溶製、２次製錬および鋳造等）を経て、表1に示す化学組成を有するスラブ（鋼Ａ〜Ｍおよび鋼ａ〜ｅとする。）を作製した。鋼Ａ〜Ｍは、本発明に規定される化学組成の要件を満たし、鋼ａ〜ｅは、本発明に規定される化学組成の要件を満たしていない。
上述の鋼Ａ〜Ｍおよびａ〜ｅから、表２に示す条件で複数の熱延鋼板（鋼板Ｎｏ．１〜８１）を作製した。なお、表２において、最終圧下温度は仕上圧延の最終圧下時の鋼板温度を意味し、最終圧下率は最終圧下の圧下率を意味し、第１冷却速度は、第１冷却工程において鋼板を最終圧下温度から７５０℃まで冷却する際の冷却速度を意味する。また、保持時間は、保持工程における鋼板の保持時間を意味し、温度変化は、保持工程における鋼板の温度変化を意味し、第２冷却速度は、第２冷却工程において鋼板を６００℃からＴｃ℃まで冷却する際の冷却速度を意味する。
熱延鋼板（鋼板Ｎｏ．１〜８１）の製造方法についてより具体的に説明すると、まず、鋳造後のスラブ（鋼Ａ〜Ｍおよびａ〜ｅ）を、そのまま、あるいは一旦室温まで冷却した後に、表２に示す加熱条件で加熱炉において加熱した。次に、圧延工程、第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程、および巻取工程を表２に示す条件で実施し、板厚３ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、その熱延鋼板を酸洗し、圧下率０．５％のスキンパス圧延を行った。鋼板Ｎｏ．４，６，１５，３４，４３，６２には、所定のめっき処理を施した。具体的には、鋼材Ｎｏ．４，１５，３４，６２は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とし、鋼材Ｎｏ．６，４３は溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。
得られた熱延鋼板から各種試験片を切り出し、組織観察および種々の試験を実施した。その結果を表３に示す。なお、マルテンサイトの体積分率、フェライト粒の平均アスペクト比、板厚中央部におけるアスペクト比が３以上のマルテンサイト粒の割合、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向平均長さ、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値、および板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差は、先に説明した方法によって求めた。フェライトおよび他の組織の体積分率は、マルテンサイトの体積分率と同様の方法で求めた。引張強度特性（引張強さおよび全伸び）は、板幅の１／４幅または３／４幅の位置から板幅方向（圧延方向に垂直な方向）に採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。穴広げ率は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験では、上述の５号試験片を採取した位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して穴広げ率を評価した。打抜き疲労強度は、疲労試験により評価した。疲労試験では、図１に示す形状の疲労試験片を用いた。この疲労試験片は、圧延方向が長辺になるように、上述の試験片を採取した位置と同様の位置から採取した。疲労試験では、疲労試験片の疲労特性を自動車部品の実使用での疲労特性に近付けるために、穴広げ試験と同様に円筒パンチで試験片中央部を打抜いた。打抜きのクリアランス（円筒パンチとダイとのクリアランスの板厚に対する割合）は、１０％とした。疲労試験片には最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上げの研削を施した。この疲労試験片を用いて、応力比０．１、周波数１５〜２５Ｈｚの条件で、応力制御の引張疲労試験を行った。表３には、疲労試験の結果（打抜き疲労強度）として、１０００万回時間強度を示している。
なお、本発明において加工性に優れた熱延鋼板とは、（引張強さ）×（全伸び）≧１８０００、かつ（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たす熱延鋼板を意味する。また、本発明において打抜き疲労特性に優れた熱延鋼板とは、上述の疲労試験で得られた打抜き疲労強度（１０００万回時間強度）を、引張試験で得られた引張強さで除した値（打抜き疲労限度比）が０．３０以上の熱延鋼板を意味する。
表３に示すように、本発明例に係る熱延鋼板は、加工性および打抜き疲労特性に優れていた。また、鋼板Ｎｏ．４，６，１５，３４，４３，６２の試験結果から、本発明に係る熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施した場合でも、優れた加工性および打抜き疲労特性が維持されることが分かった。
一方、鋼板Ｎｏ．７，３９，６３は、スラブ加熱時間ｔが上述の式（iii）を満たしていなかった。すなわち、スラブ加熱時間が十分ではなかった。このため、板厚中央部においてＭｎが十分に拡散せず、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以上となってしまった。その結果、穴広げ率が低くなり、（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができなかった。すなわち、優れた加工性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．８，４０，６４は、仕上圧延の最終圧下温度がＴｒ℃以上であったため、オーステナイトの再結晶が促進され、板厚中央部において、アスペクト比３以上のマルテンサイト粒の割合を６０％以上とすることができなかった。このため、打抜き疲労強度が低くなり、打抜き疲労限度比が０．３０未満となった。すなわち、優れた打抜き疲労特性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．９，４１，６５は、仕上圧延の最終圧下温度が（Ｔｒ―１００）℃未満であったため、フェライト粒の平均アスペクト比が５以上となり、フェライトの加工硬化が進み、延性が低下した。これにより、全伸びの値が低くなり、（引張強さ）×（全伸び）≧１８０００を満たすことができなかった。すなわち、優れた加工性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．１０，４２，５５，６６は、仕上圧延の最終圧下率が３％未満であったため、板厚中央部に圧延ひずみを十分に導入できなかった。これにより、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向の平均長さが２０μｍ以上となってしまった。このため、穴広げ率が低くなり、（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができなかった。すなわち、優れた加工性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．１８，４８，７２は、仕上圧延の最終圧下温度から７５０℃までの冷却速度（第１冷却速度）が６０℃／ｓ未満であった。そのため、板厚中央部に導入した圧延ひずみが回復してしまい、板厚中央部のマルテンサイトの圧延方向の平均長さが２０μｍ以上となってしまった。その結果、穴広げ率が低くなり、（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができなかった。すなわち、優れた加工性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．１９，４９，７３は、６００℃以上７５０℃未満での保持時間が５秒未満であった。このため、鋼板Ｎｏ．１９，４９ではフェライトが主相とならず、十分な延性が得られなかった。その結果、（引張強さ）×（全伸び）≧１８０００を満たすことができなかった。また、鋼板Ｎｏ．７３ではマルテンサイトの体積分率が２０％以上となり、穴広げ率が低くなった。（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができなかった。このように、鋼板Ｎｏ．１９，４９，７３では、優れた加工性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．２０，５０，７４は、６００℃以上７５０℃未満で保持する際の温度変化が５０℃以上であった。このため、板厚中央部におけるマルテンサイト粒の硬度ばらつきが大きくなり、打抜き疲労限度比が０．３０未満となった。すなわち、優れた打抜き疲労特性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．２１，５１，７５は、６００℃からＴｃ℃までの冷却速度（第２冷却速度）が５０℃／ｓ未満であったため、ミクロ組織中にパーライトまたはベイナイトが生成した。このため、マルテンサイトの体積分率が３％以上にならず、打抜き疲労限度比が０．３０未満となった。すなわち、優れた打抜き疲労特性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．２２，５２，７６は、巻き取り温度がＴｃ℃以上であったため、ミクロ組織中にパーライトまたはベイナイトが生成した。このため、マルテンサイトの体積分率が３％以上にならず、打抜き疲労限度比が０．３０未満となった。すなわち、優れた打抜き疲労特性を得ることができなかった。
鋼板Ｎｏ．７７〜８１は、化学組成が本発明で規定される要件を満たしていない。このため、鋼板Ｎｏ．７７では、打抜き疲労強度が低くなり、打抜き疲労限度比が０．３０未満となった。すなわち、優れた打抜き疲労特性を得ることができなかった。鋼板Ｎｏ．７８〜８１では、（引張強さ）×（穴広げ率）≧３５０００を満たすことができなかった。すなわち、優れた加工性を得ることができなかった。
本発明によれば、薄板の熱延鋼板においても、優れた打抜き疲労特性および加工性が得られる。したがって、本発明に係る熱延鋼板は、自動車用鋼板として好適に利用できる。
Claims (7)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．２％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、
Ｎ：０．０００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０〜３．０％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
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％、
Ｂ：０〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下であり、
フェライトを主相とするミクロ組織中に、マルテンサイトが体積分率で３％以上２０％未満存在し、板厚中央部のマルテンサイト粒のうち６０％以上がアスペクト比３以上であり、板厚中央部のマルテンサイト粒の圧延方向における平均長さが２０μｍ未満であり、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度が下記式（ｉ）を満たし、フェライト粒の平均アスペクト比が５未満である、熱延鋼板。
σ（Ｈｖ）／Ｅ（Ｈｖ）＜０．１６ ・・・ （ｉ）
但し、
Ｅ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の平均値を意味し、
σ（Ｈｖ）は、板厚中央部のマルテンサイト粒のビッカース硬度の標準偏差を意味する。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：下記式（ii）を満たす範囲、および
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。
０．００５＋４８（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≦Ｔｉ≦０．３ ・・・ （ii）
但し、式（ii）中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する、請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、および
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
から選択される１種以上を含有する、請求項１から４までのいずれかに記載の熱延鋼板。 - 請求項１から５までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼をスラブに鋳造する鋳造工程、
前記スラブを、冷却した後または前記鋳造に引き続いて、下記式（iii）を満たすように加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを、仕上圧延の最終圧下時の鋼板温度（℃）および圧下率（％）が下記式（iv）および（ｖ）を満たすように熱間圧延する熱間圧延工程、
前記圧延によって得られた鋼板を、７５０℃までの冷却速度が６０℃／ｓ以上になるように７５０℃未満まで冷却する第１冷却工程、
前記７５０℃未満まで冷却した鋼板を、温度変化が５０℃未満となるように６００℃以上７５０℃未満の温度域で５秒以上保持する保持工程、
前記５秒以上保持した鋼板を、下記式（vi）で規定されるＴｃ℃以下まで、Ｔｃ℃以上６００℃未満の温度域における冷却速度が５０℃／ｓ以上となるように冷却する第２冷却工程、および
前記Ｔｃ℃以下まで冷却した鋼板をＴｃ℃以下の温度で巻き取る巻取工程を備える、熱延鋼板の製造方法。
ｔ≧１．４×１０−６×ｅｘｐ｛３．２×１０４／（Ｔｆ＋２７３）｝ ・・・ （iii）
（Ｔｒ−１００）≦鋼板温度＜Ｔｒ ・・・ （iv）
３≦圧下率＜４０ ・・・ （ｖ）
Ｔｃ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・ （vi）
但し、
ｔ（ｓ）は、均熱帯におけるスラブの加熱時間、
Ｔｆ（℃）は、前記均熱帯におけるスラブの平均温度、
Ｔｒは、８７０＋１０×(Ｃ＋Ｎ)×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖの計算値、
各式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を、それぞれ意味する。 - 前記巻取工程の後、当該熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施す、請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
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