(57)【要約】【課題】優れた強度と加工性（特に曲げ性）を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、C ：0.06％以上0.1％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.1％以上1.2％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.0035％以上0.0090％以下、Ti：0.14％以上0.25％以下、V ：0.01％以上0.15％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が95％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が5μm以下、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、板厚中央部における板面の、[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下であり、析出物としてTiNを含有し、該TiNの平均粒子径が5μm以下であり、且つ、析出量が質量％で0.01％以上である組織とすることで、引張強さが980MPa以上であり且つ曲げ性に優れた高強度熱延鋼板とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C ：0.06％以上0.1％以下、        Si：0.05％以下、
Mn：0.1％以上1.2％以下、         P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、                Al：0.08％以下、
N ：0.0035％以上0.0090％以下、   Ti：0.14％以上0.25％以下、
V ：0.01％以上0.15％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が95％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が5μm以下、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、板厚中央部における板面の、[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下であり、析出物としてTiNを含有し、該TiNの平均粒子径が5μm以下であり、且つ、析出量が質量％で0.01％以上である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.01％以上0.05％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、W：0.1％以下、Zr：0.5％以下、Hf：0.5％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002％以上0.0030％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの１種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項６】
鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項７】
前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項８】
前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項９】
鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.06％以上0.1％以下、        Si：0.05％以下、
Mn：0.1％以上1.2％以下、         P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、                Al：0.08％以下、
N ：0.0035％以上0.0090％以下、   Ti：0.14％以上0.25％以下、
V ：0.01％以上0.15％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延において、(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率を30％以上、仕上げ圧延温度を(Ar3変態点＋100℃)以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後2秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を550℃以上700℃以下とすることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.01％以上0.05％以下を含有することを特徴とする請求項９に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、W：0.1％以下、Zr：0.5％以下、Hf：0.5％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする請求項９または１０に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002％以上0.0030％以下を含有することを特徴とする請求項９ないし１１のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの１種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする請求項９ないし１２のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする請求項９ないし１３のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１５】
前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１４に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１６】
前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１４に記載の曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材の使途に有用な、引張強さ(TS)：980MPa以上の高強度と優れた加工性（特に曲げ性）を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年地球環境保全の観点から、CO2排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材の薄肉化による自動車車体の軽量化が最も有効である。また、衝突時における乗員の安全を確保すべく、自動車車体を強化し、自動車車体の衝突安全性を向上することも要求されている。このような観点から、自動車部材用素材として、軽量化と安全性との両立が可能な高強度熱延鋼板が使用されるようになり、その使用量は年々増加しつつある。
【０００３】
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工等によって成形されるため、自動車部品用鋼板には高強度に加えて優れた加工性を有することも要求される。特に引張強さが980MPa以上の超高強度鋼板は耐衝突性能を向上させる部材、例えばピラー、メンバー等に使用されることが多いが、これらの部材は複雑な形状を有するため、部材製造時、素材となる鋼板に厳しい曲げ加工が施される。したがって、特に引張強さが980MPa以上の自動車部品用鋼板には、優れた曲げ加工性を要求される場合がある。
【０００４】
しかしながら、一般的に鉄鋼材料は高強度化に伴い延性が低下して加工性が劣化する。そのため、引張強さを980MPa以上にまで高強度化した鋼板では、所望の部品形状に成形加工する際、様々な支障をきたす。例えば、引張強さが980MPa以上の鋼板にプレス加工を施すと、曲げ加工部での割れやネッキング等の発生が顕著となるため、部品の成形が困難となる。
以上の理由により、高強度鋼板を自動車部品等に適用するうえでは、優れた曲げ加工性を兼ね備えた高強度鋼板の開発が必須となる。
【０００５】
鋼板の高強度化や成形性を向上させる技術については、現在までに様々なものが提案されている。
例えば、特許文献１では、鋼板組成を質量％で、C：0.05〜0.20％、Nb：0.1〜1.0％を含有し、かつ、固溶C量が0.03％以下である組成とする技術が提案されている。そして、特許文献１で提案された技術によると、NbとCを含有する成分系で固溶C量を制限することにより、マトリクスが軟質なフェライト相であり且つ該マトリクス中に硬質第二相であるNbCが分散した鋼板組織となり、優れた曲げ加工性を有する耐摩耗鋼板が得られるとされている。
【０００６】
また、特許文献２では、鋼板組成を質量％で、C:0.02〜0.2％、Si:0.01〜1.0％、Mn:0.1〜2.0％、P:0.2％以下、sol.Al:0.001〜0.5％、Ti:0.1％以下、Nb:0.1％以下、V:0.5％以下、Mo:0.5％以下、かつ、Ti＋Nb:0.1％以下を含有する組成とし、鋼板組織をフェライト主相組織とし、更に、鋼板表面から板厚の1/4の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径と、該平均結晶粒径の700℃における増加速度とを規定する技術が提案されている。そして、特許文献２で提案された技術によると、加工性に優れた鋼板が得られるとされている。
【０００７】
特許文献３では、質量％で、C：0.0001％以上、0.25％以下、Si：0.001％以上、2.5％以下、Mn：0.01％以上、2.5％以下、P：0.2％以下、S：0.03％以下、Al：0.01％以上、2.0％以下、N：0.01％以下、O：0.01％以下を含有する鋼片を熱間圧延するに当たり、Ar3変態温度〜（Ar3＋100）℃における圧下率の合計が25％以上となるように制御し、上記温度範囲において少なくとも１パス以上を摩擦係数が0.2以下となるように圧延し、Ar3変態温度〜（Ar3＋100）℃で熱間圧延を終了し、所定条件で冷却・巻き取ることにより、フェライト系薄鋼板を製造方法する技術が提案されている。そして、特許文献３で提案された技術によると、上記組成を有する鋼片を熱間圧延する際、Ar3変態温度〜（Ar3＋100）℃における圧下率や摩擦係数を規定し、かつAr3変態温度〜（Ar3＋100）℃の温度域で圧延を完了することにより、曲げを主体とする加工を行ったときの形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板が得られるとされている。
【０００８】
特許文献４では、質量％で、C：0.05〜0.2％、Si：0.001〜3.0％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.001〜0.2％、Al：0.001〜3％、V：0.1％を超えて1.0％までを含む成分組成の鋼塊や鋼片に、粗圧延を施した後、粗圧延後のタンデム圧延機列による仕上げ圧延において、最終から１段前の圧延スタンドにおいてAr3点以上で圧延し、その後50℃/秒以上の平均冷却速度で（Ar3点−50℃）以下の温度まで冷却した後、最終スタンドにおいて20％以下の圧下を施すことによって熱延鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献４で提案された技術によると、微細なフェライトが安定且つ確実に得られるとともに、フェライト粒内のVを含む炭窒化物が微細化し、延性、穴広げ性および耐疲労特性に優れた熱延鋼板が得られるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−２６２４２９号公報
【特許文献２】特開２００８−１８９９７８号公報
【特許文献３】特開２００３−０５５７３９号公報
【特許文献４】特開２００４−１４３５１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献１で提案された技術は、NbCを分散させることで実質的に鋼板を強化するものであるが、NbCを活用した当該技術では引張強さ980MPa以上の鋼板を得ることが困難である。析出物を分散させることで得られる粒子分散強化量は炭化物体積分率の増大に伴い上昇するが、NbCは鋼中への溶解度積が小さく原子密度が大きいことから、炭化物体積分率を大きくすることができないためである。また、特許文献２で提案された技術では、鋼に析出強化元素としてTiやVを添加しているが、炭化物を形成するTiとVの含有量が少ない、もしくは適正な添加がなされていないため、やはり鋼板の引張強さは980MPaに達していない。
【００１１】
特許文献３および特許文献４で提案された技術では、Ar3点近傍の低温での仕上げ圧延を必要とするが、引張強さが980MPa以上の鋼板では圧延温度の低温化に伴い圧延荷重が顕著に増大するため、製造が困難となる。更に、特許文献３で提案された技術の場合、その実施例が示すように、鋼板の引張強さを980MPa以上とする場合にはC、SiおよびMnを多量に添加することが必須となるが、これらの元素を多量に含有する鋼板は曲げ加工性に劣る。特許文献４で提案された技術においても、加工性を低下させるVが多量に含有されているため、曲げ加工性に劣る問題がある。
【００１２】
以上のように、従来技術では、引張強さが980MPa以上であり且つ良好な曲げ加工性を有する鋼板を得ることはできなかった。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、980MPa以上の引張強さを有し、曲げ性にも優れた高強度鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、加工性が良好なフェライト単一組織鋼板に着目し、該鋼板の高強度化と加工性、特に曲げ性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。
フェライト単一組織鋼板の高強度化には、本来軟質なフェライト相に微細な炭化物を多量に分散させることが極めて有効である。そこで、本発明者らはまず、フェライト相に微細な炭化物を多量に析出させる手段について検討した。その結果、微細な炭化物を得るには、鋼板のAr3点の低温化が有効であることを知見した。
【００１４】
鋼板の高強度化に寄与する炭化物は、鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程で析出するが、高温域で析出する炭化物は粗大化し易い一方、炭化物を低温域で析出させると微細な炭化物が得られる。また、上記炭化物は、熱間圧延終了後の冷却過程において鋼のオーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出する。以上の理由により、鋼のAr3変態点を低温化することで、炭化物が低温域で析出し、微細な炭化物が得られる。
【００１５】
一方、鋼板の曲げ加工性を向上させる集合組織を発達させる手段としては、鋼板製造時、熱間圧延の仕上げ圧延温度をAr3変態点近傍とすることが有効な手段として知られている。したがって、鋼のAr3変態点を低温化するとともに、熱間圧延の仕上げ圧延温度をAr3変態点近傍とすることで、高強度であり且つ曲げ加工性にも優れた熱延鋼板が得られるものと推測される。
【００１６】
しかしながら、低いAr3変態点を有する鋼を、Ar3変態点近傍の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施す場合、生産性（圧延性）の問題が浮上する。仕上げ圧延温度の低温化に伴い圧延荷重が顕著に増大し、圧延が困難となるためである。このような問題は、特に980MPa以上の高強度鋼板を製造する場合に顕在化する。
そこで、本発明者らは、仕上げ圧延温度をAr3変態点よりも大幅に高くした場合であっても、鋼板の曲げ加工性向上に有効な集合組織を発達させる手段を模索した。
【００１７】
その結果、上記集合組織を発達させるには、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制することも有効であることを知見した。また、オーステナイトの再結晶を抑制する手段として、鋼板中にTiNを分散させることに想到した。そして、更に検討を進めた結果、鋼組成を、Ar3変態点を低温化するとともに鋼板中にTiNが分散するような組成に調整し、更に熱間圧延の仕上げ圧延温度をAr3変態点よりも100℃以上高い温度とすることで、微細な炭化物が析出し、しかも鋼板の曲げ加工性向上に有効な集合組織が発達した熱延鋼板が得られることを知見した。
【００１８】
また、上記集合組織を発達させることで曲げ加工性に優れた熱延鋼板が得られるが、本発明者らは、鋼板の曲げ加工性をより一層高める手段について検討した。その結果、上記した特定の集合組織を発達させたうえで、加工性を低下させる固溶元素を極力低減することが重要であることが判明した。
【００１９】
ここで、鋼板中に固溶状態で残存する元素としてはSiおよびMn等が挙げられるが、本発明者らによる検討の結果、炭化物構成元素であるVも、その多くが炭化物を形成せず固溶状態として残存することが明らかとなった。そのため、微細な炭化物を析出させて鋼板の高強度化を図りつつ、鋼板に良好な曲げ加工性を付与するうえでは、V使用を極力控えたうえで、Tiにより炭化物を多く得ることが重要であることを本発明者らは知見した。
【００２０】
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］  質量％で、C ：0.06％以上0.1％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.1％以上1.2％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.0035％以上0.0090％以下、Ti：0.14％以上0.25％以下、V ：0.01％以上0.15％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の面積率が95％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が5μm以下、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、板厚中央部における板面の、[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下であり、析出物としてTiNを含有し、該TiNの平均粒子径が5μm以下であり、且つ、析出量が質量％で0.01％以上である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２１】
［２］  前記［１］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.01％以上0.05％以下を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２２】
［３］  前記［１］または［２］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、W：0.1％以下、Zr：0.5％以下、Hf：0.5％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２３】
［４］  前記［１］ないし［３］のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002％以上0.0030％以下を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２４】
［５］  前記［１］ないし［４］のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの１種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２５】
［６］  前記［１］ないし［５］のいずれかにおいて、鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２６】
［７］  前記［６］において、前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２７】
［８］  前記［６］において、前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２８】
［９］  鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C ：0.06％以上0.1％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.1％以上1.2％以下、P ：0.03％以下、S ：0.005％以下、Al：0.08％以下、N ：0.0035％以上0.0090％以下、Ti：0.14％以上0.25％以下、V ：0.01％以上0.15％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延において、(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率を30％以上、仕上げ圧延温度を(Ar3変態点＋100℃)以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後2秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を550℃以上700℃以下とすることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００２９】
［１０］  前記［９］において、前記組成に加えてさらに、質量％でNb：0.01％以上0.05％以下を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３０】
［１１］  前記［９］または［１０］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、W：0.1％以下、Zr：0.5％以下、Hf：0.5％以下のいずれか１種以上を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３１】
［１２］  前記［９］ないし［１１］のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002％以上0.0030％以下を含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３２】
［１３］  前記［９］ないし［１２］のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの１種以上を合計で0.2％以下含有することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３３】
［１４］  前記［９］ないし［１３］のいずれかにおいて、前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３４】
［１５］  前記［１４］において、前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３５】
［１６］  前記［１４］において、前記めっき層が合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３６】
本発明によると、引張強さ：980MPa以上であり且つ曲げ性に優れた高強度鋼板が得られ、自動車の構造部材等の使途に好適であり、かつ自動車部材の軽量化や自動車部材成形を可能とする等、その効果は著しい。また、曲げ加工性を兼ね備えた引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られることから、高強度熱延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライト相の面積率が95％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径が5μm以下、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径が6nm以下であり、板厚中央部における板面の、[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下であり、析出物としてTiNを含有し、該TiNの平均粒子径が5μm以下であり、且つ、析出量が質量％で0.01％以上である組織を有する。
【００３８】
フェライト相の面積率：95％以上
熱延鋼板のマトリックスの金属組織は、加工性に優れたフェライト単相組織とすることが好ましい。ベイナイト相やマルテンサイト相、セメンタイト等の第二相組織が鋼板組織に混入すると、鋼板の曲げ加工時、硬度が互いに異なるフェライト相と第二相組織との界面で応力集中が生じ、割れが発生し、鋼板の曲げ性を低下させる。したがって、本発明では、熱延鋼板の金属組織をフェライト単相組織とすることが好ましいが、完全にフェライト単相でなくてもフェライト面積率が95％以上であれば充分な曲げ加工性が得られるため、フェライト相の面積率は95％以上とする。好ましくは98％以上である。
【００３９】
なお、本発明の熱延鋼板において、鋼板中に含有され得るフェライト相以外の組織としては、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等が挙げられる。これらの組織が鋼板中に多量に存在すると、鋼板特性（曲げ加工性等）が低下する。そのため、これらの組織は極力低減することが好ましいが、鋼板の金属組織全体に対する合計面積率が5％以下であれば許容される。好ましくは2％以下である。
【００４０】
フェライト相の平均結晶粒径：5μm以下
フェライト相の平均結晶粒径が5μmを超えると、個々のフェライト粒の大きさが異なる混粒組織となり易い。このような混粒組織は、鋼板の曲げ加工時に各々の粒界での応力の負荷が不均一となるため、ボイド発生を招来し、鋼板の曲げ加工性が低下する要因となる。更に、フェライト相の結晶粒径が大きくなるにつれ、結晶粒微細化強化量も小さくなるため、980MPa以上の引張強さが得られ難くなる。したがって、フェライト相の平均結晶粒径は5μm以下とする。好ましくは4μm以下である。また、フェライト相の平均結晶粒径の標準偏差を2μm以下とすることが好ましい。
【００４１】
フェライト相の結晶粒内の炭化物
本発明の熱延鋼板では、強度を確保するうえでフェライト相の結晶粒内に炭化物を微細析出させることが必須となる。本発明においてフェライト相の結晶粒内に微細析出させる炭化物としては、主にTiとVの複合炭化物が挙げられ、Ti炭化物、V炭化物、或いは更にNb、W、Mo、Hf、Zrを炭化物中に含むものも挙げられる。
【００４２】
フェライト結晶粒内の炭化物の平均粒子径：6nm以下
上記のとおり、本発明の熱延鋼板では、主にTiおよびVの複合炭化物を微細に分散させることで強化を図っているが、炭化物が微細であるほど転位の運動を阻害する粒子数が増加するため、炭化物を分散することによって得られる強化量は増大する。所望の引張強さ（980MPa以上）の熱延鋼板を得るには、少なくとも6nm以下の炭化物を微細に分散させる必要がある。好ましくは5nm以下である。
【００４３】
板厚中央部板面の[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比：7.5以上
板厚中央部板面の[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比：3.0以下
特定の集合組織を発達させた場合、鋼板の曲げ加工時に最も加工が厳しい部分での板厚減少が抑えられ、ネッキングや割れといった不具合を回避できることが明らかとなった。板厚中央部における板面の[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、板厚中央部における板面の[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下であれば、曲げ加工時に板厚方向ではなく、板面方向が優先的に収縮するため上記の効果が得られる。
【００４４】
TiNの析出量：質量％で0.01％以上
先述のとおり、鋼板の曲げ加工性向上に有効な集合組織（[001]<110>集合組織）を発達させるうえでは、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制することが有効である。
TiNは、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制する効果があり、高温（Ar3変態点＋100℃以上の温度域）で未再結晶オーステナイトを実現する。
【００４５】
したがって、仕上げ圧延前の鋼にTiNを析出させることで、仕上げ圧延温度を高温化した場合であってもオーステナイトの再結晶が抑制され、仕上げ圧延に続く冷却過程においてオーステナイト→フェライト変態後の組織の[001]<110>集合組織を発達させることが可能となる。そして、仕上げ圧延温度をAr3変態点近傍まで低めることなく所望の集合組織を発達させることができるため、圧延荷重を過度に増大させずに高強度かつ曲げ加工性にも優れた熱延鋼板が得られる。
【００４６】
このような効果を得るには、少なくともTiNの析出量（(鋼板に含まれるTiNの質量)/(鋼板の質量)×100）は0.01％以上である必要がある。好ましくは0.012％以上である。但し、TiNは、鋼板の曲げ加工時にボイドの起点となり易いため、過剰に析出すると鋼板の曲げ加工性が低下する。したがって、TiNの析出量は0.023％以下に抑えることが好ましい。
【００４７】
TiNの平均粒子径：5μm以下
前述のようにTiNはボイドの起点となり易いが、その平均粒子径が5μm以下であれば、TiNとマトリックス界面での応力集中が低減し、鋼板の曲げ性に顕著な悪影響を及ぼさない。以上の理由により、鋼板中に含まれるTiNの平均粒子径は5μm以下とする。
【００４８】
次に、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
【００４９】
C ：0.06％以上0.1％以下
Cは、TiやV、或いは更にNb、Mo、W、Zr、Hfと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちCは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。引張強さ980MPa以上の高強度鋼板を得るには、C含有量を少なくとも0.06％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.1％を超えると、本発明鋼では鋼素材の溶体化が困難となる。その結果、粗大なTi系炭化物が析出して微細に析出するTi量が減じるため、強度が低下する。更に、C含有量が0.1％を超えると、大量のセメンタイトが析出して、鋼板の曲げ性が著しく劣化する。セメンタイトとマトリックス（フェライト）との界面はミクロボイドが生成し易く、曲げ加工部での亀裂発生要因となるためである。したがって、C含有量は0.06％以上0.1％以下とする。好ましくは0.07％以上0.09％以下である。
【００５０】
Si：0.05％以下
Siは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Siは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Fe2SiO4）を形成する。このファイヤライトは鋼板表面に楔形となって形成するため、鋼板の曲げ加工時に割れの起点となる。すなわち、Siは、鋼板の曲げ加工性を著しく低下させる元素であり、本発明ではSi含有量を極力低減することが望ましい。但し、0.05％までは許容できるため、Si含有量の上限を0.05％とする。好ましくは0.03％以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
【００５１】
Mn：0.1％以上1.2％以下
Mnは、オーステナイト→フェライト変態温度（Ar3変態点）を低下させる作用がある。オーステナイト→フェライト変態温度の低温化に伴い炭化物は微細化するため、Mnは鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るには、Mn含有量を0.1％以上とする必要がある。一方、Mnの多くは鋼中に固溶状態として残存し、固溶元素は延性を低下させる。また、引張強さが980MPa以上である鋼板の場合、固溶元素に起因する曲げ性の低下が顕在化するため、Mn含有量は1.2％以下とする必要がある。以上の理由により、Mn含有量は0.1％以上1.2％以下とする。好ましくは0.3％以上1.1％以下である。
【００５２】
P ：0.03％以下
Pは、粒界に偏析して加工時に粒界割れの起点となり、鋼板の曲げ性を劣化させる有害な元素であるため、極力低減することが好ましい。そこで、本発明では上記問題点を回避すべくP含有量を0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。P含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
【００５３】
S ：0.005％以下
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は熱間圧延中に伸展し、伸展した介在物は曲げ加工時に割れの起点となり、鋼板の曲げ性を低下させる。したがって、本発明ではS含有量を極力低減することが好ましく、0.005％以下とする。好ましくは0.003％以下である。S含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
【００５４】
Al：0.08％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.02％以上含有することが望ましい。一方、Alは酸化物等を形成し、鋼板の曲げ加工時にボイドの起点となる。また、本発明鋼では、鋼板の曲げ加工性を高める目的で積極的に多量のTiNを析出させるため、TiN以外の介在物は極力低減する必要がある。Al含有量が過剰になると、AlがNと結合してAlNを形成し、TiNの析出量が減少する。特にAl含有量が0.08％を越えると鋼板の曲げ性への悪影響が顕在化するため、Al含有量は0.08％以下とする。好ましくは0.06％以下である。
【００５５】
N ：0.0035％以上0.0090％以下
Nは、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合してTiNを形成し、熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制する効果を有する元素である。
本発明者らが検討した結果、未再結晶オーステナイトから変態したフェライト組織は、鋼板の曲げ性を向上させる集合組織を発達させることが明らかになった。したがって、Nは鋼板の曲げ性を向上させるうえで有効な元素であり、本発明ではNを少なくとも0.0035％以上含有させる必要がある。
【００５６】
一方、N含有量が過度に高くなると、TiNが過剰に析出する結果、強化に寄与する炭化物（TiとVの複合炭化物やTi炭化物）の量が減少することになり、鋼板の引張強さが980MPaに達しない。更に、TiNは、鋼板の曲げ加工性を高める効果を有するものの、鋼板の曲げ加工時にボイド発生の起点にもなり得る。そして、N含有量が0.0090％を超えると、これらの問題が無視できなくなり、鋼板の曲げ性への悪影響が顕在化する。以上の理由により、N含有量は0.0035％以上0.0090％以下とする。好ましくは0.0050％以上0.0080％以下である。
【００５７】
Ti：0.14％以上0.25％以下
Tiは、Cと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Tiは、鋼板の曲げ加工性の向上を図るうえで必須となるTiNを形成する元素である。所望の熱延鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保しつつ鋼板の曲げ加工性を高めるためには、Ti含有量を0.14％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.25％を超えると、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延前の鋼素材（スラブ）加熱によって粗大なTi炭化物を溶解することができず、最終的に得られる（巻取り後の）熱延鋼板に粗大なTi炭化物が残存する。このように粗大なTi炭化物が残存すると、高強度化の効果が飽和するばかりか、粗大なTi炭化物が鋼板の曲げ加工時にボイドの起点となり、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ti含有量は0.14％以上0.25％以下とする。好ましくは0.15％以上0.23％以下である。
【００５８】
V ：0.01％以上0.15％以下
Vは、Tiと同様、Cと炭化物を形成して鋼板の高強度化に寄与する元素である。Vは、Tiと結合して微細な複合炭化物を形成するため、鋼板の高強度化に有効である。所望の鋼板強度（引張強さ：980MPa以上）を確保するためには、V含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Vは炭化物構成能が低く、本発明者らが検討した結果、VはTiよりも炭化物を形成せずに固溶状態として鋼中に残存する量が多いことが判明した。そして、本発明者らが更に検討を進めた結果、固溶元素として一般的に知られているC、Si、Mnのみならず、Vも鋼板の曲げ加工性を低下させる原因になり得ることが明らかになった。
【００５９】
本発明では、V含有量が0.15％超になると、V固溶量が顕著に増量し、鋼板の延性を低下させ曲げ性に悪影響をもたらす。したがって、V含有量は0.01％以上0.15％以下とする。好ましくは0.05％以上0.13％以下である。
【００６０】
以上が、本発明における基本組成であるが、上記した基本組成に加えてさらに以下の元素を含有しても良い。
【００６１】
Nb：0.01％以上0.05％以下
Nbは、熱延鋼板を製造する際の熱間圧延工程において、オーステナイト→フェライト変態前のオーステナイト粒の再結晶を阻害させる作用がある。未再結晶オーステナイトから変態した組織は、曲げ性を向上させる集合組織を発達させるため、Nbは鋼板の曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Nb含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Nb含有量が0.05％を超えると、上記効果が飽和する。以上の理由により、Nb含有量は0.01％以上0.05％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Mo：0.5％以下、W：0.1％以下、Zr：0.5％以下、Hf：0.5％以下の１種または２種以上
Mo、W、ZrおよびHfは、炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。更に、これらの元素はオーステナイト→フェライト変態温度（Ar3変態点）を低下させる効果があるため、鋼板の高強度化の観点からは極めて有効な元素と云える。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、熱延鋼板製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程においてフェライト変態を著しく遅延させ、実質的にフェライト単相の組織が得られなくなる。以上の理由により、Mo、Zr、Hfの含有量はそれぞれ0.5％以下とすることが好ましく、W含有量は0.1％以下とすることが好ましい。また、これらの元素を２種以上含有する場合には、合計量で0.5％を超えないことが望ましい。
【００６３】
B：0.0002％以上0.0030％以下
Bは、粒界に偏析し易い元素であり、熱間圧延時にはオーステナイトの再結晶の駆動力を低下させ、オーステナイト粒の再結晶を抑制する効果を有する。更に、オーステナイト→フェライト変態点（Ar3変態点）を低下させる効果もあるため、炭化物の微細化による高強度化も期待できる。これらの効果を得るには、B含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0030％を超えると、上記効果が飽和する傾向にある。したがって、B含有量は0.0002％以上0.0030％以下とすることが好ましい。
【００６４】
Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Sn、Mg、Caのうちの１種または２種以上：合計で0.2％以下
これら元素は、鋼板の曲げ性の観点から、合計で0.2％までは許容できる。好ましくは合計で0.09％以下とする。
上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
【００６５】
本発明の熱延鋼板の表面にめっき層を形成してもよい。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されず従前公知のものがいずれも適用可能である。表面にめっき層を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境下で使用される自動車部品などへの適用が可能になる。
【００６６】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成の鋼素材（鋼スラブ）を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延において、(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率を30％以上、仕上げ圧延温度を(Ar3変態点＋100℃)以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後2秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上とし、前記巻取工程直前の巻取り温度を550℃以上700℃以下とすることを特徴とする。
【００６７】
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
【００６８】
なお、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とする場合、TiNは主に連続鋳造時に析出する。最終的に得られる熱延鋼板（巻き取り後の熱延鋼板）に含まれるTiNを所望の平均粒子径（5μm以下）に抑制するには、連続鋳造時の鋳造速度を1.0m/min以上とすることで、TiNの粒子成長を抑制することが望ましい。
【００６９】
鋼素材の加熱温度：1150℃以上1350℃以下
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状を悪化させる。
【００７０】
以上の理由により、鋼素材の加熱温度は1150℃以上1350℃以下とする。好ましくは1150℃以上1320℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1150℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定されない。
本発明では、粗圧延に続き、以下の条件で仕上げ圧延を行う。
【００７１】
(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率：30％以上
先述のとおり、本発明では、鋼板組織を[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比が7.5以上、[111]<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比が3.0以下である集合組織とすることで、鋼板の曲げ加工性の向上を図っている。このような集合組織を形成するためには、仕上げ圧延時、オーステナイト粒が再結晶しない状態でひずみエネルギーを蓄積させることが肝要である。
【００７２】
一般的にオーステナイト粒の再結晶を抑制させるには、より低温で仕上げ圧延することが重要であると考えられている。それゆえ、仕上げ圧延時、低温域における累積圧下率を高めることで、曲げ加工性に優れた鋼板が得られるものと推測される。しかしながら、低温での圧延は圧延荷重が増大し、熱延鋼板の製造が困難となる。
【００７３】
このような問題に対し、本発明では、鋼組成を最適化し、TiNを適量分散させることで、オーステナイト再結晶化温度の高温化を図っている。すなわち、本発明では、Ar3変態点よりも大幅に高い温度域、具体的には(Ar3変態点＋100℃)以上の温度域で仕上げ圧延を施す場合であっても、オーステナイト粒が再結晶しない状態でひずみエネルギーを蓄積させることができる。また、(Ar3変態点＋100℃)以上の温度域で仕上げ圧延を施すことにより、圧延荷重を低減し、圧延性を確保することが可能となる。
【００７４】
そこで、本発明では、(Ar3変態点＋100℃)以上の温度域での累積圧下率を所定値以上に規定することで、圧延性を確保しつつ所望の集合組織を形成する。但し、(Ar3変態点＋300℃)を超える温度域では、オーステナイト粒の再結晶の駆動力がTiNのピン止め力よりも大きくなるため、オーステナイト粒が再結晶し、目的の集合組織が得られなくなる。以上の理由により、本発明では、(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率を規定することとする。
【００７５】
(Ar3変態点＋100℃)以上(Ar3変態点＋300℃)以下の温度範囲での累積圧下率が30％未満であると、オーステナイト粒が再結晶しない状態で蓄積されるひずみエネルギーが不充分となり、上記した所望の集合組織が得られない。したがって、本発明では、上記温度範囲での累積圧下率を30％以上とする。好ましくは35％以上である。但し、上記温度範囲での累積圧下率が過剰に高くなると、オーステナイトの加工硬化により圧延荷重が顕著に増大して圧延性が低下することが懸念されるため、60％以下とすることが好ましい。
【００７６】
仕上げ圧延温度：(Ar3変態点＋100℃)以上
オーステナイト→フェライト変態温度（Ar3変態点）近傍で圧延すると、本発明鋼においては圧延荷重が著しく上昇し製造が困難、もしくは不可能となる。更に、Ar3変態点近傍で熱間圧延するとフェライト変態が開始し、部分的に加工フェライトを含む組織となる。このような加工フェライトを含む場合、曲げ性が顕著に低下する可能性があるため、安定して良好な曲げ性を有する鋼板を製造することが難しい。したがって、仕上げ圧延温度は(Ar3変態点＋100℃)以上とする。好ましくは(Ar3変態点＋150℃)以上である。但し、仕上げ圧延温度が過剰に高くなると、鋼板表面に生成したスケールが噛み込み、曲げ加工時の割れの起点となるため曲げ性が低下するおそれがあるため、(Ar3変態点＋250)℃以下とすることが好ましい。
【００７７】
仕上げ圧延終了後、強制冷却を開始するまでの時間：2秒以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易いことから、ひずみ誘起析出が生じると微細な析出物が得られ難くなる。したがって、本発明では、ひずみ誘起析出を抑制する目的で熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも2秒以内に冷却を開始する。好ましくは1.5秒以内である。
【００７８】
平均冷却速度：40℃/s以上
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。また、本発明においては、鋼板に所定量のMnを含有させることよってオーステナイト→フェライト変態を抑制しているものの、冷却速度が小さいと高温でフェライト変態が開始し、炭化物が粗大化し易くなる。そのため、仕上げ圧延後は急冷する必要があり、上記問題を回避するには40℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは50℃/s以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られ難くなることが懸念されるため、150℃/s以下とすることが好ましい。
【００７９】
巻取り温度：550℃以上700℃以下
巻取り温度が550℃を下回ると十分な量の炭化物が得られず、鋼板強度が低下する。一方、巻取り温度が700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度の範囲は550℃以上700℃以下とする。好ましくは570℃以上670℃以下である。
【００８０】
なお、熱間圧延した巻き取り後の熱延鋼板は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、その特性が変わることはなく、いずれの状態においても前記した優れた特性を発現する。また、本発明では、巻き取り後の熱延鋼板にめっき処理を施して、熱延鋼板表面にめっき層を形成してもよい。
【００８１】
本発明の熱延鋼板は、740℃までの加熱処理を短時間施しても材質変動が小さい。そのため、鋼板に耐食性を付与する目的で、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層を具えることができる。めっき処理における加熱温度は740℃以下でも製造可能であることから、本発明の熱延鋼板にめっき処理を施しても前記した本発明の効果を損なうことはない。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層のいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられるが、勿論、これらに限定されず従前公知のものがいずれも適用可能である。
【００８２】
めっき処理の方法も特に問わず、従前公知の方法がいずれも適用可能である。例えば、焼鈍温度を740℃以下とした連続めっきラインに通板させたのち、めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げる方法などが挙げられる。また、めっき処理後にガス炉などの炉内で鋼板表面を加熱して合金化処理を施してもよい。
【実施例】
【００８３】
表１に示す化学成分を有する肉厚250mmの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延を施して板厚1.4〜3.2mmの熱延鋼板とした。なお、表２に記載の平均冷却速度は、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの板表面部における平均冷却速度である。また、表２に記載のAr3変態点は、熱膨張測定装置を用いて、表１の各種鋼を1250℃で10分間加熱したのち、冷却速度20℃/sで900℃まで冷却し、ひずみ速度30s-1、圧下率25％のひずみを3回与えた後、冷却速度40℃/sの条件で冷却したときの変態開始温度をAr3変態点として求めた値である。
【００８４】
また、得られた熱延鋼板の一部に対しては、焼鈍温度720℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、その後、460℃のめっき浴（めっき組成：Zn-0.13mass％Al）に浸漬し、溶融亜鉛めっき材（GI材）とした。また一部の鋼板は、溶融亜鉛めっきラインに通板、めっき浴浸漬に次いで、520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき材（GA材）とした。めっき付着量はGI材、GA材ともに片面当たり45g/m2とした。
【００８５】
【表１】
2014009372.tif 000002
【００８６】
【表２】
2014009372.tif 000003
【００８７】
上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、GI材、GA材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、曲げ試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、フェライト相の平均結晶粒径、集合組織のＸ線ランダム強度比、TiNの平均粒子径および含有量、炭化物の平均粒子径、降伏強度、引張強さ、伸び、限界曲げ半径等を求めた。試験方法は次のとおりとした。
【００８８】
（i）組織観察
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は、画像解析によりフェライト相とベイナイトやマルテンサイト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
【００８９】
フェライト相の平均結晶粒径は、上記400倍に拡大して撮影し代表的な写真３枚について水平線および垂直線をそれぞれ10本ずつ引きASTM E 112-10に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の平均値を表３に記した。なお、表３に記載のフェライト粒の標準偏差は、各々の線で求めた粒径に対する標準偏差である。
【００９０】
得られた熱延鋼板を、研削加工等により板厚中央にまで減厚した。次いで、研削加工等により発生した加工表面の歪みを除去する目的で、化学研磨もしくは電解研磨などにより少なくとも0.3mm以上を減厚してサンプルを作製した。これらのサンプルを用い、集合組織の測定をＸ線回折により行った。
[001]<110>方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折装置により測定される3次元集合組織のφ2＝45°断面におけるφ1＝0°、Φ＝0°でのＸ線ランダム強度比により得られる。｛111｝<112>〜[111]<110>方位群の平均Ｘ線ランダム強度比は3次元集合組織のφ２＝45°断面におけるφ1＝30°、Φ＝55°およびφ1＝90°、Φ＝55°、φ1＝60°、Φ＝55°のＸ線ランダム強度比の相加平均を取ることにより得られる。
【００９１】
TiNの平均粒子径は、熱延鋼板の板厚中央部からレプリカ法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：65000倍）で観察を行い、100点以上の粒子径の平均によって求めた。なお、各々の析出物の組成は、TEMに付帯するEDXによって同定した。
【００９２】
TiNの析出量（質量％）は、TiNの平均粒子径を求める場合に用いたサンプルと同様のサンプルを用い、以下の方法により求めた。
各サンプルについて、10％Brメタノール溶解抽出液中で、マトリックスを溶解することで窒化物を抽出し、その中に含まれる窒化物としてのNの質量分率を求めた。窒化物にはTiNおよびAlNが混在するため、AlNとしてのN析出量を求め、窒化物全体量から差し引くことでTiNとしてのN析出量を求めた。TiNの化学量論比を1：1としてTiN析出量（(サンプルに含まれるTiNの質量)/(サンプルの質量)×100）を算出した。
【００９３】
フェライト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）で観察を行い、100点以上の炭化物粒子径の平均によって求めた。この炭化物粒子径を算出する上で、粒子径が1.0μm以上の粗大なセメンタイトや窒化物は含まないものとした。
【００９４】
（ii）引張試験
得られた熱延鋼板から圧延方向と垂直方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(EL)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
【００９５】
（iii）曲げ試験（曲げ性評価）
得られた熱延鋼板から、長手方向が圧延方向に対して直角になるように短冊状の試験片（100W×35L mm）をせん断加工によって採取した。このとき、せん断面と破断面が試験片端面で同一の方向とした。以上のようにして採取した試験片を用いてJIS Z 2248に準拠したVブロック法による曲げ試験を3回行い、試験後サンプルの湾曲部外側を肉眼で観察し、裂けや疵等の欠点がないものを合格とした。種々の内径半径を有する押金具を用いて試験を行い、下式に示すように、合格となった押金具の最小内側半径R（mm）を熱延鋼板の板厚t（mm）で除した値（R/t）を限界曲げ半径とした。
（限界曲げ半径）＝（合格となった押金具の最小内側半径R）/（鋼板板厚t）
【００９６】
限界曲げ半径は小さい値であるほど良い結果であることを示す。限界曲げ半径が2.0以下である場合の評価を良好“○”とし、限界曲げ半径が2.0超である場合の評価を不良“×”とした。
以上により得られた結果を表３に示す。
【００９７】
【表３】
2014009372.tif 000004
【００９８】
本発明例はいずれも、引張強さTS：980MPa以上であり且つ曲げ性にも優れ、強度と加工性を兼備した熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の高強度が確保できていないか、良好な曲げ性が得られていない。