JP6676973B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、ＣＯ２排出量の削減を目的とした車体軽量化による燃費向上や衝突安全基準の厳格化の観点から、自動車の車体部品の高強度化が推進されている。また、省資源の観点から、車体部品の素材である鋼板には少ない合金添加量で高強度を得ることが望まれている。
このような背景の中、車体部品の形状は多様化している。このため、熱延鋼板には、高強度だけではなく、プレス成形性や溶接性、さらには耐衝突特性等の諸特性を併せ持つことがよりいっそう要求されている。特に、足回り部品や構造部材には、優れた伸びフランジ性が不可欠であり、このような用途に供される場合には所望の延性や穴広げ性が求められる。
特許文献１には、Ｃ：０．０１〜０．２％（本明細書では化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼片を粗圧延後、Ａｒ３変態点＋５０℃以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、その後０．５秒間経過時以降に、Ａｒ３〜５００℃の温度域を８０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し巻取ることにより、金属組織が主に均一な連続冷却変態組織（Ｚｗ）であり、その平均粒径が８μｍ超３０μｍ以下である、引張強度が３７０〜４９０ＭＰａ級のＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備える熱延鋼板を製造する発明が開示されている。
特許文献１により開示された発明は、金属組織を連続冷却変態組織に制御することにより組織を均質化し、ボイドの起点となる硬質相と軟質相の界面を無くすことにより、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させる。
特許文献２には、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：０．６〜３．０％、Ｃｒ：０．２〜２．０％を含有し、かつＴｉ：０．００５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００３〜０．１％のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質的にＦｅである化学組成を有し、主相が初析フェライトで、第２相がマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織を有するともに、主相である初析フェライト相の硬さＨＶを１８０以上、主相と第２相との硬さの差ΔＨＶを２００以下とすることにより、耐衝撃特性と強度および伸びのバランスとに優れるとともに、耐疲労特性および穴拡げ性にも優れる高強度高加工性熱延鋼板に係る発明が開示されている。
特許文献２により開示された発明では、Ｔｉ,Ｎｂ,Ｖといった析出強化元素を添加し、初析フェライトの硬度を上昇させることにより軟質相のフェライトと硬質第２相の硬度差を低減し、穴広げ性を向上させる。
鋼の強化機構には、固溶強化、析出強化（粒子分散強化）、転位強化、結晶粒微細化強化があり、これら各種の強化法を組み合わせて鋼の高強度化を図ることができる。一方、高強度化により鋼の延性は劣化することが知られている。これまで、高い延性および強度を両立したＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼等の複相組織鋼が開発されてきた。
他方、材料の延性は、均一伸びおよび局部伸びの加算により成り立っており、材料の伸びフランジ性は、特に局部伸びと強い相関があるとされている。また、材料の伸びフランジ性は、穴広げ試験によって評価される穴広げ性との相関が高いとされ、伸びフランジ性の簡易的な評価手法としてよく用いられる。
複相組織を有するＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は局部伸びが低いことから、この穴広げ性が劣位にあることが知られている。これは、軟質相と硬質相とが混在するために、その異相の界面で打抜き時あるいは伸びフランジ変形中にボイドが生成し易いためである。このため、これまで軟質相と硬質相の硬さ差（硬さ比）を低減することにより組織の均質化を図り、穴広げ性を向上させた各種高強度鋼板が開発されている。
穴広げ性の向上のための具体的な改善技術として、（ｉ）低炭素量化により破壊起点となる粗大なセメンタイトの生成抑制やＲＥＭ添加による介在物制御、（ｉｉ）特許文献１により開示された発明のように、ベイナイトや焼き戻しマルテンサイトを主相とした組織の均質化、（ｉｉｉ）特許文献２により開示された発明のように、複相組織鋼で軟質相の硬度上昇のため、ＭＣ系炭化物の析出強化元素の活用、Ｓｉ等の置換型元素による固溶強化等が知られている。
しかし、（ｉ）の技術には、低炭素量化に伴う脱炭コストの上昇やＲＥＭ添加精度の問題があり、量産性に課題がある。また、（ｉｉ）の技術では、均一伸びの低下により材料の延性が劣化する。さらに、（ｉｉｉ）の技術では、合金コストの増加を伴うばかりか、溶融亜鉛めっき性や化成処理性が劣化する場合があり、表面性状の確保に課題がある。
本発明の目的は、穴広げ性に優れることから、例えば、自動車の足回り部品やクロスメンバー等の自動車車体の補強部材等に用いるのに好適な熱延鋼板、具体的には、引張強さ４４０〜５９０ＭＰａ、穴広げ率７５％以上、全伸び３０％以上の機械特性を兼備する熱延鋼板を低コストで提供することである。
本発明者らは、このような背景を鑑みて、少ない合金添加量で高強度と穴広げ性、さらには延性（全伸び）を確保する手法として、フェライト中の固溶炭素量を増加させることによるフェライトの硬度上昇を検討した。
その結果、フェライト中に過飽和に固溶した炭素による焼入れ時効硬化によりフェライトの硬度を上昇させることにより、組織中に存在する硬質第２相との硬度比を低減することができ、これにより、高強度を有しながら穴広げ性を向上できることを知見した。
本発明者らは、さらに検討を重ねた結果、フェライト中の過飽和固溶炭素の量を確保するためには、仕上げ圧延後の冷却過程でパーライトやセメンタイト等の鉄炭化物を極力析出させないことが重要であることを知見した。
さらに、本発明者らは、このような組織を得るためには、仕上げ圧延後、所定の温度域内で一旦冷却を停止する一次冷却を行うことによりフェライト内の固溶炭素量を充分に確保し、以降の二次冷却過程において、セメンタイトや鉄炭化物の生成が抑制される２００℃以下の温度域で巻取ればよいことを知見した。
本発明は、これらの新規な知見に基づいて完成したものであり、以下に列記の通りである。
（１）化学組成は、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３％、Ｎ：０．０１０％以下、残部Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織は、面積率で、７０％以上のポリゴナルフェライトと、硬質第２相である１５％以下のパーライトとを有する複相組織であり、ポリゴナルフェライトのフェライト粒径が１５μｍ以下であり、フェライト中に含まれる固溶炭素量が５ｐｐｍ以上であり、フェライトの硬さが１６０Ｈｖ以上、かつフェライトに対する硬質第２相の硬さ比（硬質第２相の硬さ／フェライトの硬さ）が１．５以下であるとともに、
機械特性は、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、穴広げ率（λ）が７５％以上、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上である、熱延鋼板。
金属組織は、面積率で、７０％以上のポリゴナルフェライトと、硬質第２相である１５％以下のパーライトとを有する複相組織であり、ポリゴナルフェライトのフェライト粒径が１５μｍ以下であり、フェライト中に含まれる固溶炭素量が５ｐｐｍ以上であり、フェライトの硬さが１６０Ｈｖ以上、かつフェライトに対する硬質第２相の硬さ比（硬質第２相の硬さ／フェライトの硬さ）が１．５以下であるとともに、
機械特性は、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、穴広げ率（λ）が７５％以上、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上である、熱延鋼板。
（２）鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱する加熱工程と、
該加熱工程後に前記鋼片を前記温度域に３０分間以上保持する均質化処理工程と、
前記均質化処理工程後に１０００℃以上の温度域で粗圧延を行って粗圧延板とした後、該粗圧延板に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度を、鋼板表面において（Ａｒ３−１０）℃以上として圧延を完了する圧延工程と、
前記圧延工程後に鋼板表面において、平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却を行い、５００〜７００℃の温度域で１〜５秒間冷却を停止する一次冷却工程と、
前記一次冷却工程後に鋼板表面において平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却を行う二次冷却工程と、
前記二次冷却工程後に鋼板表面において２００℃以下の温度域で巻取る巻取工程とを含む、１項に記載の熱延鋼板の製造方法。
該加熱工程後に前記鋼片を前記温度域に３０分間以上保持する均質化処理工程と、
前記均質化処理工程後に１０００℃以上の温度域で粗圧延を行って粗圧延板とした後、該粗圧延板に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度を、鋼板表面において（Ａｒ３−１０）℃以上として圧延を完了する圧延工程と、
前記圧延工程後に鋼板表面において、平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却を行い、５００〜７００℃の温度域で１〜５秒間冷却を停止する一次冷却工程と、
前記一次冷却工程後に鋼板表面において平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却を行う二次冷却工程と、
前記二次冷却工程後に鋼板表面において２００℃以下の温度域で巻取る巻取工程とを含む、１項に記載の熱延鋼板の製造方法。
ただし、Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
であり、（１）式における[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。
であり、（１）式における[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。
本発明に係る「熱延鋼板」は、ＪＩＳ Ｇ ３１１３（自動車構造用熱間圧延鋼板及び鋼帯）に規定された熱延鋼板に属する。
本発明に係る熱延鋼板は、引張強度４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満という高強度を有するとともに、穴広げ率：７５％以上、全伸び：３０％以上を有することから、成形性の厳しい自動車部材、例えばホイールやホイールリム等の足回り部材やシャシーや各種メンバー等の部材の素材として好適に用いることができる。
さらに、本発明に係る熱延鋼板は、ＴｉやＮｂといったＭＣ系炭化物による析出強化やＳｉ等の固溶強化元素を多量に含有しなくとも、高強度と優れた穴広げ性のバランスを安定して得られ、環境負荷や製造コストを低減することもできる。
本発明を説明する。
１．本発明に係る熱延鋼板
（１）化学組成
（１−１）Ｃ：０．０７〜０．１４％
Ｃは、熱延鋼板の強度を確保するとともにフェライトを強化する重要な元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満であると、４４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。このため、Ｃ含有量は、０．０７％以上であり、好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、パーライト量が増加するために穴広げ時の亀裂の起点が増加して熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．１４％以下であり、好ましくは０．１２％以下であり、さらに好ましくは０．１１％以下である。
１．本発明に係る熱延鋼板
（１）化学組成
（１−１）Ｃ：０．０７〜０．１４％
Ｃは、熱延鋼板の強度を確保するとともにフェライトを強化する重要な元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満であると、４４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。このため、Ｃ含有量は、０．０７％以上であり、好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、パーライト量が増加するために穴広げ時の亀裂の起点が増加して熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．１４％以下であり、好ましくは０．１２％以下であり、さらに好ましくは０．１１％以下である。
（１−２）Ｓｉ：０．０１〜０．２％
Ｓｉは、セメンタイトの形成を抑制し、熱延鋼板の穴広げ性を向上させる。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではこの効果を得られない。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．２％を超えると、熱延鋼板の化成処理性およびめっき性が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量は、０．２％以下であり、好ましくは０．１％以下である。
Ｓｉは、セメンタイトの形成を抑制し、熱延鋼板の穴広げ性を向上させる。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではこの効果を得られない。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．２％を超えると、熱延鋼板の化成処理性およびめっき性が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量は、０．２％以下であり、好ましくは０．１％以下である。
（１−３）Ｍｎ：０．３〜１．２％
Ｍｎは、固溶強化により熱延鋼板を強化する。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、４４０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。このため、Ｍｎ含有量は、０．３％以上であり、好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．２％を超えると、Ｍｎ偏析やＭｎＳの形成により熱延鋼板の延性や穴広げ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は、１．２％以下であり、好ましくは１．１％以下である。
Ｍｎは、固溶強化により熱延鋼板を強化する。Ｍｎ含有量が０．３％未満では、４４０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。このため、Ｍｎ含有量は、０．３％以上であり、好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．２％を超えると、Ｍｎ偏析やＭｎＳの形成により熱延鋼板の延性や穴広げ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は、１．２％以下であり、好ましくは１．１％以下である。
（１−４）Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、熱延鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．１０％を超えると熱延鋼板の溶接性が劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．１０％以下であり、好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、熱延鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．１０％を超えると熱延鋼板の溶接性が劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．１０％以下であり、好ましくは０．０３％以下である。
（１−５）Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し易く、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０３％を超えるとＭｎＳの形成により熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ｓ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０１％以下である。
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し易く、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０３％を超えるとＭｎＳの形成により熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ｓ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０１％以下である。
（１−６）Ａｌ：０．００１〜０．３％
Ａｌは、Ｓｉと同様にセメンタイトの形成を抑制し、熱延鋼板の穴広げ性を向上させる。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではこの効果を得られない。このため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．３％を超えると、非金属介在物を増大させ、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は、０．３％以下であり、好ましくは０．２％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様にセメンタイトの形成を抑制し、熱延鋼板の穴広げ性を向上させる。Ａｌ含有量が０．００１％未満ではこの効果を得られない。このため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．３％を超えると、非金属介在物を増大させ、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は、０．３％以下であり、好ましくは０．２％以下である。
（１−７）Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、Ａｌと結合してＡｌＮ等の非金属介在物を形成し、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、Ａｌと結合してＡｌＮ等の非金属介在物を形成し、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１０％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。なお、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。
（２）金属組織
（２−１）面積率で、ポリゴナルフェライト：７０％以上と、硬質第２相であるパーライト：１５％以下とを有する複相組織
ポリゴナルフェライトが鋼組織として存在すると、材料の変形を担う主体相として作用し、熱延鋼板の延性を高める。ポリゴナルフェライトの量が面積率で７０％未満であると、３０％以上の全伸び（Ｅｌ）を確保できない。したがって、ポリゴナルフェライトは、面積率で、７０％以上であり、好ましくは８０％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。
（２−１）面積率で、ポリゴナルフェライト：７０％以上と、硬質第２相であるパーライト：１５％以下とを有する複相組織
ポリゴナルフェライトが鋼組織として存在すると、材料の変形を担う主体相として作用し、熱延鋼板の延性を高める。ポリゴナルフェライトの量が面積率で７０％未満であると、３０％以上の全伸び（Ｅｌ）を確保できない。したがって、ポリゴナルフェライトは、面積率で、７０％以上であり、好ましくは８０％以上であり、さらに好ましくは８５％以上である。
ポリゴナルフェライトの面積率が高いほど高い延性を得られて好ましいものの、硬質第２相としてのパーライトの面積率を確保するために、ポリゴナルフェライトは、面積率で、好ましくは９９％以下であり、さらに好ましくは９７％以下である。
パーライトが鋼中に存在すると、複相組織となり高強度を得られる。しかし、パーライトが面積率で１５％を超えて存在すると、パーライトを構成するセメンタイトとフェライトの界面の面積が増加し、穴広げ変形中にボイドの発生起点が増加するため、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、パーライトは、面積率で１５％以下であり、好ましくは８％以下である。確実に高強度を得るためには、パーライトは、面積率で１％以上であることが好ましい。
本発明に係る熱延鋼板は、基本的に、主相であるポリゴナルフェライトと、第２相であるパーライトとから構成されるが、この他に不可避的に形成される組織（例えばベイナイトやマルテンサイト）を面積率で５％以下有していてもよい。
（２−２）ポリゴナルフェライトのフェライト粒径：１５μｍ以下
結晶粒径は熱延鋼板の強度に影響する。このため、熱延鋼板の強度を高めるにはフェライト粒径は小さいほど好ましい。ポリゴナルフェライトのフェライト粒径が１５μｍを超えると、結晶粒微細化強化の効果が少なくなり、所望の引張強度を得られなくなる。このため、ポリゴナルフェライトのフェライト粒径は、１５μｍ以下であり、好ましくは１０μｍ以下である。本発明では、フェライト粒径の下限は特に規定する必要はなく、後述する本発明に係る製造方法により本発明に係る熱延鋼板を製造する場合には、鋼中のフェライト粒径の下限は２μｍである。
結晶粒径は熱延鋼板の強度に影響する。このため、熱延鋼板の強度を高めるにはフェライト粒径は小さいほど好ましい。ポリゴナルフェライトのフェライト粒径が１５μｍを超えると、結晶粒微細化強化の効果が少なくなり、所望の引張強度を得られなくなる。このため、ポリゴナルフェライトのフェライト粒径は、１５μｍ以下であり、好ましくは１０μｍ以下である。本発明では、フェライト粒径の下限は特に規定する必要はなく、後述する本発明に係る製造方法により本発明に係る熱延鋼板を製造する場合には、鋼中のフェライト粒径の下限は２μｍである。
（２−３）フェライト中に含まれる固溶炭素量：５ｐｐｍ以上
フェライト中の固溶炭素量は、本発明において最も重要なパラメータであり、固溶炭素量が多いほどフェライトの硬さは大きくなる。固溶炭素量が５ｐｐｍ未満であるとフェライトの硬さが小さくなり、硬質第２相との硬さの比が増大するために、所望の穴広げ性を得られない。このため、フェライト中に含まれる固溶炭素量は、５ｐｐｍ以上であり、好ましくは１０ｐｐｍ以上である。なお、フェライト中に固溶する炭素量は、最大でも２００ｐｐｍである。
フェライト中の固溶炭素量は、本発明において最も重要なパラメータであり、固溶炭素量が多いほどフェライトの硬さは大きくなる。固溶炭素量が５ｐｐｍ未満であるとフェライトの硬さが小さくなり、硬質第２相との硬さの比が増大するために、所望の穴広げ性を得られない。このため、フェライト中に含まれる固溶炭素量は、５ｐｐｍ以上であり、好ましくは１０ｐｐｍ以上である。なお、フェライト中に固溶する炭素量は、最大でも２００ｐｐｍである。
（２−４）フェライトの硬さ：１６０Ｈｖ以上、かつフェライトに対する硬質第２相の硬さ比（硬質第２相の硬さ／フェライトの硬さ）：１．５以下
フェライトの硬さが高いほど硬質第２相の硬さ比を小さくできるため、フェライト硬さは高いことが好ましい。フェライトの硬さがＨｖで１６０未満であると、硬質第２相との硬さ比が大きくなり、所望の穴広げ性が得られない。このため、フェライトの硬さは１６０Ｈｖ以上である。
フェライトの硬さが高いほど硬質第２相の硬さ比を小さくできるため、フェライト硬さは高いことが好ましい。フェライトの硬さがＨｖで１６０未満であると、硬質第２相との硬さ比が大きくなり、所望の穴広げ性が得られない。このため、フェライトの硬さは１６０Ｈｖ以上である。
本発明で規定する硬質第２相はパーライトであり、基本的にベイナイトやマルテンサイトを含まない。フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が大きいと、穴広げ成形時に硬質第２相とフェライトの界面にボイドが生成し易く、所望の穴広げ性を得られない。このため、フェライト硬さに対するパーライトの硬さ比（硬質第２相の硬さ／フェライトの硬さ）は１．５以下とする。
（３）機械特性
（３−１）引張強さ（ＴＳ）：４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満
本発明に係る熱延鋼板は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強さを有する。引張強さが４４０ＭＰａを下回る場合には、そもそも、本発明で規定する穴広げ性や全伸びを容易に達成することができるだけでなく、剛性を要求される自動車車体の補強部材に用いることには適さない。このため、本発明に係る熱延鋼板は、４４０ＭＰａ以上の引張強さを有する。
（３−１）引張強さ（ＴＳ）：４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満
本発明に係る熱延鋼板は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強さを有する。引張強さが４４０ＭＰａを下回る場合には、そもそも、本発明で規定する穴広げ性や全伸びを容易に達成することができるだけでなく、剛性を要求される自動車車体の補強部材に用いることには適さない。このため、本発明に係る熱延鋼板は、４４０ＭＰａ以上の引張強さを有する。
一方、引張強さが５９０ＭＰａ以上になると全伸び（Ｅｌ）が劣化するため、プレス成形性の確保のために、適用可能な部品が制限される。このため、本発明に係る熱延鋼板は、５９０ＭＰａ未満の引張強さを有する。
（３−２）穴広げ率（λ）：７５％以上、全伸び（Ｅｌ）：３０％以上
本発明に係る熱延鋼板は、穴広げ率（λ）：７５％以上、全伸び（Ｅｌ）：３０％以上の機械特性を確保することにより、自動車の足回り部材や補強部材を始めとする様々な自動車部材の素材として用いることができる。
本発明に係る熱延鋼板は、穴広げ率（λ）：７５％以上、全伸び（Ｅｌ）：３０％以上の機械特性を確保することにより、自動車の足回り部材や補強部材を始めとする様々な自動車部材の素材として用いることができる。
２．本発明に係る製造方法
（１）加熱工程
連続鋳造などにより製造された、上述の化学組成を有する鋼片を、１１００〜１３００℃の温度域に加熱する。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると、Ｍｎの均質化が進まずにＭｎが偏在するため、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。一方、鋼片の加熱温度が１３００℃を超えると、スケールロスが大きくなるだけでなく、旧オーステナイト粒径が大きくなり、最終的に得られるフェライト粒径が粗大になるために所望の引張強さを得られない。このため、鋼片の加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下であり、好ましくは１２００℃以上１２５０℃以下である。
（１）加熱工程
連続鋳造などにより製造された、上述の化学組成を有する鋼片を、１１００〜１３００℃の温度域に加熱する。鋼片の加熱温度が１１００℃未満であると、Ｍｎの均質化が進まずにＭｎが偏在するため、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。一方、鋼片の加熱温度が１３００℃を超えると、スケールロスが大きくなるだけでなく、旧オーステナイト粒径が大きくなり、最終的に得られるフェライト粒径が粗大になるために所望の引張強さを得られない。このため、鋼片の加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下であり、好ましくは１２００℃以上１２５０℃以下である。
（２）均質化処理工程
加熱工程で加熱された鋼片を上記温度域（１１００〜１３００℃）に３０分間以上保持する均質化処理（溶体化処理）を行う。均質化処理の保持時間が３０分間未満であると、均質化が十分に進行せず、Ｍｎ偏析に起因して熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、均質化処理の保持時間は、３０分間以上であり、好ましくは５５分間以上であり、さらに好ましくは６０分間以上である。
加熱工程で加熱された鋼片を上記温度域（１１００〜１３００℃）に３０分間以上保持する均質化処理（溶体化処理）を行う。均質化処理の保持時間が３０分間未満であると、均質化が十分に進行せず、Ｍｎ偏析に起因して熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、均質化処理の保持時間は、３０分間以上であり、好ましくは５５分間以上であり、さらに好ましくは６０分間以上である。
（３）圧延工程
均質化処理を行われた鋼片に１０００℃以上で粗圧延を行って粗圧延板とした後、粗圧延板に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度を（Ａｒ３−１０）℃以上として圧延を完了する。ただし、
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
であり、（１）式における[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。
均質化処理を行われた鋼片に１０００℃以上で粗圧延を行って粗圧延板とした後、粗圧延板に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度を（Ａｒ３−１０）℃以上として圧延を完了する。ただし、
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
であり、（１）式における[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。
粗圧延の温度が１０００℃未満であると、再結晶が抑制されて圧延集合組織が発達し、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、粗圧延の温度は、１０００℃以上であり、好ましくは１０４０℃以上であり、さらに好ましくは１０５０℃以上である。
粗圧延に続き、仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延は、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる圧延集合組織を抑制するため、基本的にＡｒ３点以上で行う。仕上げ圧延の最終パスにおける鋼板の表面温度が（Ａｒ３−１０）℃を下回ると、２相域での圧延となるため、フェライトの異常粒成長が生じ、熱延鋼板の延性や穴広げ性が劣化する。このため、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度は、鋼板の表面温度で（Ａｒ３−１０）℃以上である。
圧延に続いて、温度域を変えた２段冷却（一次冷却および二次冷却）を行う。
（４）一次冷却工程
圧延後に鋼板の表面温度で、平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却（水冷）を行い、５００〜７００℃の温度域で１〜５秒間冷却（水冷）を停止する。
圧延後に鋼板の表面温度で、平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却（水冷）を行い、５００〜７００℃の温度域で１〜５秒間冷却（水冷）を停止する。
一次冷却は、結晶粒を微細化して強度を高めるために、鋼板表面を高速で冷却する。鋼板の表面温度で一次冷却の平均冷却速度が１５℃／秒未満であると、冷却中に生成するパーライト量が多くなり、熱延鋼板の穴広げ性が劣化し、また、フェライトが過剰に大きくなるため、所望の引張強さを得られない。このため、鋼板の表面温度で一次冷却の平均冷却速度は、１５℃／秒以上であり、好ましくは５０℃／秒以上であり、さらに好ましくは６０℃／秒以上である。
一次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、冷却装置の性能から通常、一次冷却の平均冷却速度は鋼板の表面温度で２００℃／秒以下である。
一次冷却後は、一旦冷却（水冷）を停止する。冷却（水冷）の停止、すなわち冷却水噴射の停止により、高い全伸びや穴広げ性を得るための組織制御をする。
このとき、冷却の停止温度は５００〜７００℃とする。鋼板の表面温度が７００℃を超えるとパーライト量が多くなり、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。一方、熱延鋼板の表面温度が５００℃未満であると、フェライト中の固溶炭素量が少なくなり、フェライトの強度が不足するため、熱延鋼板の穴広げ性が劣化するとともに、硬質第２相としてベイナイトやマルテンサイトが
過剰に生じ、適正なフェライト量が得られないために所望の延性を得られない。
過剰に生じ、適正なフェライト量が得られないために所望の延性を得られない。
冷却の停止時間が１秒間未満であると、フェライト中の固溶炭素量が少なくなり、フェライトの強度が不足するため、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。一方、冷却の停止時間が５秒間を超えるとパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の穴広げ性が劣化することに加えて、５００℃を下回る低温域では遷移沸騰域に入ることから鋼板内での冷却のばらつきを生じ、鋼板の平坦度が崩れるおそれがある。このため、冷却の停止時間は１〜５秒間とする。
（５）二次冷却工程
一次冷却後に、鋼板の表面温度で平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却（水冷）を行う。二次冷却は、主に穴広げ成形中の破壊起点となる組織を制御するため、鋼板表面の冷却を行う。
一次冷却後に、鋼板の表面温度で平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却（水冷）を行う。二次冷却は、主に穴広げ成形中の破壊起点となる組織を制御するため、鋼板表面の冷却を行う。
鋼板表面の冷却速度が１０℃／秒を下回ると、冷却中にセメンタイトが粗大化し、熱延鋼板の穴広げ性を劣化させる。一方、鋼板表面の冷却速度が１００℃／秒を超えると、硬質相にベイナイトやマルテンサイト等が形成され、フェライトとの硬度比が著しく大きくなるために穴広げ成形時に異相の界面よりボイドが生成し易くなり、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、二次冷却の冷却速度は、鋼板表面で、１０〜１００℃／秒であり、好ましくは３０〜８０℃／秒である。
（６）巻取工程
二次冷却後に鋼板表面において２００℃以下の温度域でコイルに巻取る。２００℃超の巻取り温度で巻取ると、鉄炭化物が形成されるためにフェライト中の固溶炭素量が減少し、フェライトの強度が不足するために、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、巻取り温度は２００℃以下である。
二次冷却後に鋼板表面において２００℃以下の温度域でコイルに巻取る。２００℃超の巻取り温度で巻取ると、鉄炭化物が形成されるためにフェライト中の固溶炭素量が減少し、フェライトの強度が不足するために、熱延鋼板の穴広げ性が劣化する。このため、巻取り温度は２００℃以下である。
このようにして、本発明に係る熱延鋼板が製造される。
実施例を参照しながら本発明をより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｐ，ａ〜ｅからなるスラブを、表２に示す再加熱温度に加熱し、この温度域に表２に示す保持時間保持して均質化処理を行った。
その後、表２に示す粗圧延温度で粗圧延を行った後に仕上げ圧延に供し、表２に示す仕上げ温度で圧延を完了した。
圧延後に表２に示す一次冷却速度で冷却（水冷）を行い、表２に示す冷却停止温度および保持時間で冷却（水冷）を停止した。一次冷却後に表２に示す二次冷却速度で二次冷却を行った。そして、二次冷却後に表２に示す巻取り温度でコイルに巻取ることにより、試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板を製造した。
そして、試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板に対して下記の試験を行った。
（１）鋼組織の評価
（１−１）金属組織の測定方法
フェライト,パーライトの面積率は、光学顕微鏡組織観察により得られた写真について、画像処理方法を用いて測定した。具体的には、試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板の圧延方向に平行な断面についてバフ仕上げの研磨を行った後、４％ナイタール溶液（４％硝酸＋エタノール）により金属組織を現出し、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４ｔ位置について５００,１０００倍の観察を各１０視野で行い、得られた観察像からフェライト,パーライトの相を特定した後、二次元粒子解析ソフトを用いて各々の相の面積率を測定した。また、フェライト粒径は、二次元粒子解析ソフトにより得られた円相当径の平均値とした。
（１−１）金属組織の測定方法
フェライト,パーライトの面積率は、光学顕微鏡組織観察により得られた写真について、画像処理方法を用いて測定した。具体的には、試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板の圧延方向に平行な断面についてバフ仕上げの研磨を行った後、４％ナイタール溶液（４％硝酸＋エタノール）により金属組織を現出し、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４ｔ位置について５００,１０００倍の観察を各１０視野で行い、得られた観察像からフェライト,パーライトの相を特定した後、二次元粒子解析ソフトを用いて各々の相の面積率を測定した。また、フェライト粒径は、二次元粒子解析ソフトにより得られた円相当径の平均値とした。
（１−２）固溶炭素量の測定方法
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板より、厚さ１．０ｍｍ,幅５ｍｍ，長さ１１０ｍｍのサイズに機械加工して固溶炭素量測定試料とした。固溶炭素量の測定は、逆さ吊りねじり振動型の内部摩擦試験装置を用い、振動の自由減衰の対数減衰率から求まる内部摩擦（Ｓｎｏｅｋピーク高さ（Ｑ−１ｍａｘ））を求めた。振動の周期は２．２Ｈｚとし、昇温速度は１℃／ｍｉｎとし、測定温度を−１０℃から１１０℃の範囲として測定を行った。得られたＱ−１ｍａｘを下記（２）式に代入し、固溶炭素量［Ｃ］を求めた。
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
[C]=0.0043×Tp×Q-1max×10000 ・・・・・（２）
［Ｃ］：固溶炭素量（ｐｐｍ）、Ｔｐ：Ｓｎｏｅｋピークの現れる絶対温度（Ｋ）
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板より、厚さ１．０ｍｍ,幅５ｍｍ，長さ１１０ｍｍのサイズに機械加工して固溶炭素量測定試料とした。固溶炭素量の測定は、逆さ吊りねじり振動型の内部摩擦試験装置を用い、振動の自由減衰の対数減衰率から求まる内部摩擦（Ｓｎｏｅｋピーク高さ（Ｑ−１ｍａｘ））を求めた。振動の周期は２．２Ｈｚとし、昇温速度は１℃／ｍｉｎとし、測定温度を−１０℃から１１０℃の範囲として測定を行った。得られたＱ−１ｍａｘを下記（２）式に代入し、固溶炭素量［Ｃ］を求めた。
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
[C]=0.0043×Tp×Q-1max×10000 ・・・・・（２）
［Ｃ］：固溶炭素量（ｐｐｍ）、Ｔｐ：Ｓｎｏｅｋピークの現れる絶対温度（Ｋ）
（１−３）フェライトおよび硬質第２相の硬さの測定方法
上述した金属組織測定用サンプルで観察されるフェライトおよび硬質第２相に対し、マイクロビッカース硬度計を用い、圧痕荷重５ｇｆ、保持時間１０秒間の条件で圧痕を打つことにより、ビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した。測定は光顕倍率５００倍で観察される任意のフェライトおよび硬質第２相のそれぞれの相で１０個ずつ測定を行い、これを５視野分で実施し、得られた硬さの平均値をフェライト硬さおよび硬質第２相硬さとした。
上述した金属組織測定用サンプルで観察されるフェライトおよび硬質第２相に対し、マイクロビッカース硬度計を用い、圧痕荷重５ｇｆ、保持時間１０秒間の条件で圧痕を打つことにより、ビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した。測定は光顕倍率５００倍で観察される任意のフェライトおよび硬質第２相のそれぞれの相で１０個ずつ測定を行い、これを５視野分で実施し、得られた硬さの平均値をフェライト硬さおよび硬質第２相硬さとした。
（２）機械的性質の評価
得られた試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板を用い、以下に示す試験を行って、引張特性および穴広げ性を評価した。
得られた試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板を用い、以下に示す試験を行って、引張特性および穴広げ性を評価した。
（２−１）引張特性の評価
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板の圧延平行方向からＪＩＳ５号Ｂ引張試験を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される試験方法に準じて、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを測定した
（２−２）穴広げ率の評価
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板より１００ｍｍ角の素板を切り出し、万能試験機によって素板中央部に直径１０ｍｍの打抜き加工を施した。打抜きのクリアランスは日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して約１２％とした。
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板の圧延平行方向からＪＩＳ５号Ｂ引張試験を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される試験方法に準じて、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを測定した
（２−２）穴広げ率の評価
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板より１００ｍｍ角の素板を切り出し、万能試験機によって素板中央部に直径１０ｍｍの打抜き加工を施した。打抜きのクリアランスは日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して約１２％とした。
これらの素板に対して穴広げ試験を行った。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準じた方法で実施し、各試料ともに同一条件で３回の測定を行い、その平均値を穴広げ率（λ）とした。
（２−３）めっき性の評価
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板に対して、１０％塩酸でスケールを除去した後、Ａｌ濃度を０．１３質量％に調整した溶融亜鉛めっき浴に浸漬させることにより、溶融亜鉛めっきを行った。
試料Ｎｏ．１〜４５の熱延鋼板に対して、１０％塩酸でスケールを除去した後、Ａｌ濃度を０．１３質量％に調整した溶融亜鉛めっき浴に浸漬させることにより、溶融亜鉛めっきを行った。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、不めっき（めっきが付着していない領域）の存在有無を目視で確認することにより、めっき性の判定を行った。めっき性の判定は、各鋼板について１００ｍｍ×１００ｍｍの領域で各１０視野の目視確認を行い、１視野でも不めっきが存在する場合は×、すべての視野で不めっきが観察されない場合は○という基準で評価を行った。
金属組織,機械的性質,表面性状の結果を、製造条件と併せて、表２にまとめて示す。なお、表１,２における＊印は、化学組成または製造条件が本発明で規定する範囲を外れていること、または機械特性が低位であることを示す。
表２における試料Ｎｏ．１,４,６,９〜１３,１６,１７,２０,２２,２４，２５,２７,３０〜３２,３４〜３７,３９は、本発明が規定する条件を全て満足する本発明例であり、試料Ｎｏ．２，３，５，７，８，１４，１５，１８，１９，２１，２３，２６，２８，２９，３３，３８，４０〜４５は、本発明が規定する条件を満足しない比較例である。
表２に示すように、試料Ｎｏ．１,４,６,９〜１３,１６,１７,２０,２２,２４，２５,２７,３０〜３２,３４〜３７,３９は、Ｔｉ,Ｎｂ,Ｖといった析出強化元素を含有せずに、引張強さＴＳ：４４２〜５６０ＭＰａ，穴広げ率λ：７６〜１４５％,全伸び：３０．５〜３８．４％という機械特性を有するとともに、めっき性も良好であった。このため、これらの本発明例は、いずれも、成形性の厳しい自動車部材、例えばホイールやホイールリム等の足回り部材やシャシーや各種メンバー等の部材に好適に用いることができる。
これに対し、試料Ｎｏ．２は、スラブの再加熱温度が１０５０℃と本発明の範囲の下限を下回るため、Ｍｎが偏析して不均質な組織となり、全伸びや穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．３は、スラブの再加熱温度が１４００℃と本発明の範囲の上限を上回るためにフェライト粒径が粗大になり、引張強さが低位となった。
試料Ｎｏ．５は、均質化処理の保持時間が２５分間と本発明の範囲の下限を下回るため、Ｍｎ偏析が生じてＭｎＳの形成が進み、全伸びや穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．７は、粗圧延の温度が９５０℃と本発明の範囲の下限を下回るため、旧オーステナイト粒の再結晶が進まずに圧延集合組織が過度に発達し、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．８は、仕上げ圧延の仕上げ温度が８００℃と本発明の下限であるＡｒ３−１０℃を下回るため、異常粒成長により組織が粗大で不均一となり、引張強さ、全伸びおよび穴広げ性がいずれも低位となった。
試料Ｎｏ．１４は、仕上げ圧延後の一次冷却速度が１３℃／秒と本発明の範囲の下限を下回るために、パーライトが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。また、フェライトが粗大化し、引張強さも低位となった。
試料Ｎｏ．１５は、圧延後の巻取温度が５５０℃と本発明の範囲の上限を上回るため、フェライト中の固溶炭素量が不足してフェライト硬さが低下し、引張強さが低位となった。また、フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が１．６と本発明の範囲の上限を上回るため、穴広げ性も低位となった。
試料Ｎｏ．１８は、一次冷却の冷却停止温度が７５０℃と本発明の範囲の上限を上回るためにパーライトが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．１９は、一次冷却の冷却停止温度が４５０℃と本発明の範囲の下限を下回るためにフェライト中の固溶炭素量が不足してフェライト硬度が低くなり、これにより、フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が大きくなり、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．２１は、仕上げ圧延後の一次冷却速度が１０℃／秒と本発明の範囲の下限を下回るため、パーライトが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。また、フェライトが粗大化し、引張強さも低位となった。
試料Ｎｏ．２３は、二次冷却速度が１５０℃／秒と本発明の範囲の上限を上回るために、硬質第２相としてマルテンサイトが生成し、フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が著しく大きくなり、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．２６は、一次冷却の冷却停止温度における保持時間が１０秒と本発明の範囲の上限を上回るためにパーライトが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．２８は、仕上げ圧延後の一次冷却速度が１０℃／秒と本発明の範囲の下限を下回るため、パーライトが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．２９は、巻取温度が６００℃と本発明の範囲の上限を上回るため、フェライト中の固溶炭素量が不足し、フェライト硬さが本発明の範囲の下限を下回り、フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が本発明の範囲の上限を上回り、穴広げ性が低位となった。また、フェライト粒径も本発明の範囲の上限を上回り、引張強さが低位となった。
試料Ｎｏ．３３は、均質化処理の保持時間が２５分間と本発明の範囲の下限を下回るためにＭｎ偏析が生じてＭｎＳの形成が進み、全伸びや穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．３８は、一次冷却の冷却停止温度が４５０℃と本発明の範囲の下限を下回るためにベイナイトが過剰に生成し、引張強さが５９５ＭＰａと本発明の範囲の上限を上回った。また、フェライト量が不足して全伸びが低位となったのに加え、フェライトに対する硬質第２相の硬さ比が本発明の範囲の上限を上回り、穴広げ性も低位となった。
試料Ｎｏ．４０は、二次冷却速度が５℃／秒と本発明の範囲の下限を下回るために、冷却中にセメンタイトが粗大化し、穴広げ性が劣位となった。
試料Ｎｏ．４１は、Ｃ含有量が０．１７％と本発明の範囲の上限を上回るためにパーライト量が過剰となり、穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．４２は、Ｓｉ含有量が０．２５％と本発明の範囲の上限を上回るためにめっき時に不めっきが生じ、表面性状が低位となった。
試料Ｎｏ．４３は、Ｍｎ含有量１．４０％と本発明の範囲の上限を上回るためにＭｎ偏析を生じ、全伸びや穴広げ性が低位となった。
試料Ｎｏ．４４は、Ａｌ含有量が０．３５％と本発明の範囲の上限を上回るために、非金属介在物であるＡｌＮの量が増加し、穴広げ時のボイドの発生起点となり、穴広げ性が低位となった。
さらに、試料Ｎｏ．４５は、Ｎ含有量が０．０１１％と本発明の範囲の上限を上回るためにＡｌＮが過剰に生成し、穴広げ性が低位となった。
Claims (2)
- 化学組成は、質量％で、
Ｃ ：０．０７〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２％、
Ｍｎ：０．３〜１．２％、
Ｐ ：０．１０％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ：０．００３％以下、
残部Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織は、面積率で、７０％以上のポリゴナルフェライト、硬質第２相である１５％以下のパーライト、および不可避的に形成される組織を５％以下有する複相組織であり、
前記ポリゴナルフェライトのフェライト粒径が１５μｍ以下であり、
フェライト中に含まれる固溶炭素量が５ｐｐｍ以上であり、
フェライトの硬さが１６０Ｈｖ以上、かつフェライトに対する硬質第２相の硬さ比（硬質第２相の硬さ／フェライトの硬さ）が１．５以下であるとともに、
機械特性は、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、穴広げ率が７５％以上、全伸びが３０％以上である、熱延鋼板。 - 請求項１に記載の化学組成を有する鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱する加熱工程と、
該加熱工程後に前記鋼片を前記温度域に３０分間以上保持する均質化処理工程と、
前記均質化処理工程後に１０００℃以上の温度域で粗圧延を行って粗圧延板とした後、
該粗圧延板に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延の最終パス仕上げ温度を、鋼板表面において（Ａｒ３−１０）℃以上として圧延を完了する圧延工程と、
前記圧延工程後に鋼板表面において、平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却を行い、５００〜７００℃の温度域で１〜５秒間冷却を停止する一次冷却工程と、
前記一次冷却工程後に鋼板表面において平均冷却速度１０〜１００℃／秒で冷却を行う二次冷却工程と、
前記二次冷却工程後に鋼板表面において２００℃以下の温度域で巻取る巻取工程とを含む、請求項１に記載の熱延鋼板の製造方法。
ただし、Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P] ・・・・・（１）
であり、（１）式における[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。
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| JP2017125235A (ja) | 2017-07-20 |
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