(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.03〜0.30％、              Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.5 ％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、              Al：0.2 ％以下、
Ti：0.03〜0.30％
を含み、かつTi含有量が下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1150℃以下の温度に再加熱するか、あるいは1150℃以下の温度になってから、（動的再結晶温度域の下限温度）＋80℃以下の動的再結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上とし、該動的再結晶温度低温域での最終パス圧下率を15〜30％、圧延終了温度ＲＤＴを（Ａr3変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を施しシートバーとし、ついで該シートバーに900 〜1000℃の範囲の温度に加熱する再加熱を施したのち、（動的再結晶温度域の下限温度）＋80℃以下の動的再結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上、該動的再結晶温度低温域での最終パス圧下率を15〜30％とし、圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点＋30℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲の温度とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、２sec 以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の冷却速度で600 ℃まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取ることを特徴とする加工用高張力鋼板の製造方法。
記
Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02    ………（１）
ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えて、さらに質量％で、Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記組成に加えて、さらに質量％で、Cr：1.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成に加えて、さらに質量％で、Ca、REM 、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.005 ％以下含有する組成と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加工用高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な熱延鋼板に係り、とくに熱延のままで超微細粒を有し、高強度で、かつ延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性および溶接部耐疲労特性に優れた熱延鋼板に関する。本発明における鋼板は、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車産業界においては、自動車の燃費向上対策の１つとして、車体の軽量化に対する要求が高い。車体の軽量化のためには、薄肉化を可能とする、高強度化した高張力熱延鋼板の使用が指向されている。しかし、一般的に、高強度化に伴い、延性等が低下するため、加工性が劣化する。このため、高強度化に伴う延性、耐疲労特性などの劣化を抑え、加工性に優れた高張力熱延鋼板が要望されていた。また、このような高張力熱延鋼板は、アーク溶接が施されることが多く、そのため、溶接熱影響部の耐疲労特性が高いことも要求されている。
【０００３】
加工性に優れた高張力鋼板として、フェライトを主相とし、マルテンサイト、べイナイト等を第２相とする複合組織鋼板（デュアルフェーズ鋼板）が提案されている。このデュアルフェーズ鋼板は、強度−伸びバランスが優れ高加工性を有し、自動車用部品に好適であるが、穴拡げ加工性に劣るという問題を残していた。
【０００４】
そこで、上記した問題を解決する方法として、例えば、特開平10-8138 号公報には、Mn：1.0 wt％以下、Ti：0.05〜0.30wt％、あるいはTiの全部または１部に代え、その２倍量のNbを含有する鋼スラブを950 〜1100℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が20％以上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡr3変態点以上となる熱間圧延を施した後、20℃／s 以上の冷却速度で冷却し、350 〜550 ℃で巻き取り、フェライトと相当量の残留オーステナイトとからなる超微細粒組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。特開平10−8138号公報に記載された技術では、フェライト結晶粒径を3.6 〜10μm 程度に細粒化するとともにオーステナイトを５〜20％残留させることにより、加工性に優れると共に、穴拡げ性が向上するとしている。
【０００５】
また、特開平10-280050 号公報には、Ｃ：0.03〜0.2 wt％、Ti：0.2 wt％以下でかつＮ、Ｓと結合していない有効Ti量が0.05wt％以上を含む組成のスラブをＡｒ3 〜950 ℃で粗圧延を終了する工程と、粗圧延された粗バーに対し、Ti×Ｃの関数として定義される特定範囲の温度に再加熱する再加熱処理を施す工程と、再加熱処理された粗バーをＡr3変態点以上の温度で仕上げ圧延を行い、550 〜650 ℃で巻き取る工程とを有する、プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。特開平10-280050 号公報に記載された技術では、粗圧延された粗バーに再加熱処理を施すことにより、一旦歪誘起析出したTiC を再固溶させ、その後仕上げ圧延中あるいは圧延後冷却中に微細に再析出させることができ、、添加したTiを微細化、析出強化に有効に寄与させ、Tiを多量に添加することなく、高強度かつ高靱性を図れるとしている。
【０００６】
また、特開平11-92859号公報には、Ｃ：0.03〜0.2 wt％、Si：1.0 〜2.5wt ％、Mn：0.7 〜3.0wt ％、Ti：0.05〜0.3wt ％、を含み、成分パラメータＰmpが1499未満となるように合金元素を含有する組成の鋼を、低温で加熱する工程と、950 〜1100℃で１パスあたり圧下量を20％以上とする圧下を１回以上加える第１段階の圧延工程と、700 〜950 ℃未満の温度範囲で5 ℃／s 以上の冷却速度で冷却しながら１パス当たりの圧下量が20％以上で累積圧下率が50％以上の圧延を施す第２段階の圧延工程と、その後に20℃／s 以上の冷却速度で600 ℃以下まで冷却する工程とを有するポリゴナルフェライト分率70％以上、フェライト粒径２μm 未満である微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平10−8138号公報に記載された方法で製造された鋼板では、穴拡げ性には優れるものの、延性等の機械的特性の異方性が大きくなる。さらに、相当量の残留オーステナイトを鋼板全体にわたりほぼ同一比率で存在させることは、現状の技術ではまだ困難であり、歩留まりが低下するという問題が残されていた。また、特開平10-280050 号公報に記載された技術で製造された鋼板では、自動車メーカーから要望されている、より一層高レベルの特性を満たすまでには至っておらず、更なる強度−伸びバランスの向上が必要であるという問題があった。また、特開平11-92859号公報に記載された方法で製造された鋼板は、延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性に優れているものの、溶接部の疲労特性が何ら考慮されていないという問題が残されていた。
【０００８】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、高強度で、伸びの異方性が少なく、加工性に優れ、強度−伸びバランスおよび穴拡げ加工性に優れ、とくに溶接部耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、平均フェライト粒径５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下とするフェライト粒の微細化・均一化と、TiC の微細析出とを組合せることにより、高強度で、かつ強度−伸びバランスおよびおよび強度−穴拡げバランスが良好で溶接部耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板を製造できるという知見を得た。本発明者らは、フェライト粒径の微細化・均一化のためには、仕上げ圧延および粗圧延において動的再結晶を利用してはじめて、オーステナイト粒の微細化・均一化ができ、その後のフェライトの微細化・等軸化を達成できること、また、粗圧延と仕上げ圧延間にシートバーの再加熱処理を行うことにより、微細フェライト中に微細TiC が析出した組織を形成でき、これにより高強度でかつ良好な加工性を確保でき、さらに溶接時の結晶粒粗大化を抑制して溶接部の耐疲労特性を飛躍的に改善できることを新たに見出した。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：0.03〜0.30％、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.2 ％以下、Ti：0.03〜0.30％を含み、かつTi含有量が次（１）式
Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02    ………（１）
（ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1150℃以下の温度に再加熱するか、あるいは1150℃以下の温度になってから、（動的再結晶温度域の下限温度）＋80℃以下の動的再結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上とし、該動的再結晶温度低温域での最終パス圧下率を15〜30％、圧延終了温度ＲＤＴを（Ａr3変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を施しシートバーとし、ついで該シートバーに900 〜1000℃の範囲の温度に加熱する再加熱を施したのち、（動的再結晶温度域の下限温度）＋80℃以下の動的再結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上、該動的再結晶温度低温域での最終パス圧下率を15〜30％とし、圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点＋30℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲の温度とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、２sec 以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の冷却速度で600 ℃まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取ることを特徴とする加工用高張力鋼板の製造方法である。
【００１１】
また、本発明では、前記組成に加えて、さらに質量％で、Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とするのが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えて、さらに質量％で、Cr：1.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成としてもよく、また、本発明では、前記各組成に加えて、さらに質量％で、Ca、REM 、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.005 ％以下含有する組成としてもよい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に使用する鋼素材の組成限定の理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.03〜0.30％
Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じ必要量を含有させる。Ｃ含有量が0.03％未満では、結晶粒が粗大化し、本発明で目標とするフェライトの平均粒径５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下を達成できなくなる。また、Ｃ含有量が0.30％を超えると、加工性が劣化するとともに溶接性も劣化する。このため、Ｃは0.03〜0.30％の範囲とする。より好ましくは、0.05〜0.20％の範囲である。
【００１３】
Si：2.0 ％以下
Siは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効に寄与する。しかし、過剰な含有は、延性や表面性状を劣化させる。このため、Siは2.0 ％以下とする。なお、好ましくは0.3 〜1.5 ％である。
Mn：3.0 ％以下
Mnは、Ar3 変態点を低下させる作用を通じ結晶粒の微細化に寄与し、強度−伸びバランスを高める作用を有する。さらに、有害な固溶ＳをMnS として無害化する作用を有する。しかし、多量の含有は鋼を硬質化し、却って強度−伸びバランスを劣化させる。このようなことから、Mnは3.0 ％以下とする。なお、より好ましくは0.05％以上、さらに好ましくは0.5 〜2.0 ％である。
【００１４】
Ｐ：0.5 ％以下
Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応じ含有することができるが、過剰の含有は、Ｐが粒界に偏析し脆化の原因となる。このため、Ｐは0.5 ％以下とする。なお、過剰な低減はコスト高となることもあり、好ましくは0.001 〜0.2 ％、より好ましくは0.005 〜0.2 ％である。
【００１５】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、MnS 等の非金属介在物を形成し、延性を低下させ、穴拡げ加工性を劣化させるため、できるだけ低減するのが望ましい。穴拡げ加工性の観点からは0.005 ％まで許容できる。このため、Ｓは0.005 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.0015％以下である。
【００１６】
Al：0.2 ％以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する元素であるが、0.2 ％を超える含有は、酸化物系介在物を増加させ清浄度が低下し、表面欠陥を増加させる。このため、Alは0.2 ％以下に限定した。なお、好ましくは0.005 〜0.07％である。
【００１７】
Ti：0.03〜0.3 ％
Tiは、本発明において非常に重要な元素であり、まず鋼素材（スラブ）加熱段階でTiC として存在して、初期オーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程での動的再結晶を誘起させるために有効に作用する。また、TiC として微細フェライト中に微細に析出することにより、高強度で、加工性および溶接部耐疲労特性を向上させる。このような作用を発揮させるためには、少なくとも0.03％以上の含有が必要であるが、0.3 ％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、Tiは0.03〜0.3 ％の範囲とするのが望ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.20％である。
【００１８】
Ti含有量は、上記した範囲内で、かつ次（１）式
Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02    ………（１）
（ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足する。Ti含有量が（１）式を満足しない場合には、シートバーを900 〜1000℃の範囲に再加熱する際にTi量が不足し、再加熱処理時のTiの再固溶量が不足し、そのためTiC の微細析出が不十分となり、仕上圧延過程での動的再結晶の誘起が不十分となり、粒の微細化が達成できない。
【００１９】
Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下から選ばれた１種または２種
Nb、Ｖは、いずれも炭窒化物を形成し、熱間圧延加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化する作用を有しており、必要に応じ、Tiと重畳して含有することにより、さらに動的再結晶の発生に有効に作用する。しかし、0.3 ％を超えて多量に含有しても効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、Nb、Ｖとも0.3 ％以下とするのが望ましい。
【００２０】
Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも強化成分として、必要に応じ、含有することができるが、多量の含有は却って強度−伸びバランスを劣化させる。このため、Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも1.0 ％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用効果を十分に発揮するためには、少なくとも0.01％以上含有させるのが好ましい。
【００２１】
Ca、REM 、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.005 ％以下
Ca、REM 、Ｂは、いずれも硫化物も形状制御や粒界強度の上昇を通じ加工性を改善する効果を有しており、必要に応じ含有させることができる。しかし、過剰な含有は、清浄度や再結晶性に悪影響を及ぼす恐れがあるため、合計で0.005 ％以下とするのが望ましい。
【００２２】
本発明に使用する鋼素材は、上記した組成以外は、残部Feおよび不可避的不純物からなる。
上記した組成範囲に調整した溶鋼を、連続鋳造または造塊−分塊圧延により鋼素材とし、この鋼素材に粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。
【００２３】
熱間圧延は、鋼素材を、一旦冷却したのち再加熱する再加熱圧延としても、直送圧延やホットチャージローリングとしてもよい。また、薄スラブ連続鋳造法のような、連続鋳造されたスラグを直接熱間圧延してもよい。再加熱する場合には、初期オーステナイト粒を微細化するために、1150℃以下に加熱するのが望ましい。また、直送圧延する場合も、1150℃以下まで冷却したのち圧延を開始するのが動的再結晶を促進するために好ましい。1150℃を超える温度では、その後の圧延において結晶粒が粗大化し、動的再結晶が生じにくくなる。
【００２４】
上記した温度の鋼素材に、まず粗圧延を施しシートバーとする。本発明における粗圧延は、動的再結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上とし、動的再結晶温度低温域での最終パス圧下率を15〜30％、圧延終了温度ＲＤＴを（Ａr3変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする動的再結晶温度域における圧延とする。これにより、オーステナイト粒の微細化と均一化が達成される。
【００２５】
本発明でいう動的再結晶温度低温域は、温度、歪が独立して制御できる測定装置（例えば、富士電波工機製「加工フォーマスター」）により、圧延条件をシミュレーションすることにより得られる歪−応力の関係から予め測定した動的再結晶温度より決定するものとする。動的再結晶温度は、鋼組成、加熱温度、圧下率、圧下配分等で変化するが、850 〜1100℃の温度範囲内で、通常250 〜100 ℃の幅で存在するといわれている。なお、動的再結晶温度域の温度幅は、１パス当たりの圧下率が高いほど、拡大する。ところで、組織微細化の点からは、動的再結晶温度域のできるだけ低い温度域での圧延が、結晶粒微細化、およびγ→α変態の変態サイトが増加し有利である。本発明では、動的再結晶温度低温域を、動的再結晶温度域の下限温度近傍の温度域、すなわち（動的再結晶温度域の下限温度）＋80℃以下、好ましくは50℃以下とする。
【００２６】
動的再結晶温度低温域で繰り返し圧下を施すことにより、オーステナイト粒が微細化され、しかも比較的低温で動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほどオーステナイト粒の微細化が進行するため、少なくとも４パス以上で、しかも連続する４パス以上で圧下するのが好ましい。４パス未満では、オーステナイト粒の微細化の程度が小さい。
【００２７】
また、動的再結晶温度低温域での圧下率は、動的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものではないが、動的再結晶温度低温域での最終圧下を除き、１パス当たり４〜20％、好ましくは20％未満とするのが望ましい。１パス当たりの圧下率が４％未満では、動的再結晶が生じない。一方、１パス当たりの圧下率が20％を超えると、機械的特性、とくに伸びの異方性が高くなる。なお、動的再結晶温度低温域での累積圧下量は60％以上とするのが好ましい。累積圧下量が60％未満では、オーステナイト粒の微細化の程度が小さく、その後のフェライト粒の微細化を達成できにくくなる。
【００２８】
また、本発明では、動的再結晶温度低温域での最終圧下は、圧下率15〜30％とする。圧下率が15％未満では、圧下による微細化の効果は少なく、一方、30％を超えても微細化の増加程度は少なく、却って動的再結晶の不均一によるオーステナイト粒径の不均一が生じ、結晶粒が微細・均一化しにくくなり、材質異方性が増大する。
【００２９】
また、本発明では、粗圧延の圧延終了温度ＲＤＴを（Ａr3変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする。圧延終了温度ＲＤＴがＡr3変態点未満では、γ→α変態が生じ、その後の仕上げ圧延において動的再結晶が生じにくく、そのため結晶粒は微細であるが不均一な組織となり、加工性、とくに穴拡げ加工性が劣化する。粗圧延の圧延終了温度が950 ℃を超えると、その後の冷却でオーステナイト粒の成長が生じ微細オーステナイト粒とすることができないという不具合がある。
【００３０】
ついで、粗圧延を経たシートバーに900 〜1000℃の範囲の温度に加熱する再加熱処理を施す。
シートバーへの再加熱処理が、溶接部の耐疲労特性におよぼす影響について本発明者らが行った実験結果について説明する。
上記した化学成分範囲の鋼素材を、加熱温度、動的再結晶温度域での圧延条件を種々変化し、さらにシートバー再加熱処理（加熱温度：900 〜1000℃）の有無により2.5 〜10μm の範囲の平均フェライト粒径を有する熱延鋼板とした。これら熱延鋼板からアーク溶接継手を作成し、溶接部の疲労特性を調査した。
【００３１】
なお、疲労特性はシェンク式平面曲げ疲労試験機によりJIS Z 2275の規定に準拠して行い、107 回疲労限強度を求め疲労強度（σw ）とした。疲労特性は、疲労強度σw と引張強さＴＳの比、σw ／ＴＳで評価した。σw ／ＴＳが大きなほど耐疲労特性が良好である。
その結果を図１に示す。
【００３２】
図１から平均フェライト粒径を５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下で、さらにシートバーの再加熱処理を施すことにより、σw ／ＴＳが高く耐疲労特性の優れた鋼板となることがわかる。平均フェライト粒径５μm 以下ではσw ／ＴＳが0.5 以上さらに平均フェライト粒径を3.5 μm 以下とすることによりσw ／ＴＳが0.55以上と安定して高い耐疲労特性を得ることができる。
【００３３】
このような再加熱処理が必要とされる理由は次のように推定される。
再加熱処理により、一旦粗圧延時に歪誘起析出により析出したTiC の一部を再固溶させる。再加熱温度が900 ℃未満では、TiC の溶解が生じなく、一方、1000℃を超えるとオーステナイト粒の粒成長が生じるため、再加熱処理の温度は900 〜1000℃の範囲に限定した。また、再加熱処理の保持時間はとくに限定されないが、１〜100 sec とするのが好ましい。なお、再加熱処理は、粗圧延と仕上げ圧延の間に行うが、圧延ライン上に配設した誘導加熱装置で加熱するのが好ましい。
【００３４】
再加熱処理を施されたシートバーは、ついで仕上げ圧延を施される。
仕上げ圧延は、粗圧延と同様に、動的再結晶温度低温域での圧延とし、動的再結晶温度低温域で少なくとも４パス以上の繰り返し圧下を施す。繰り返し圧下は、連続する４パス以上で圧下するのが好ましい。４パス未満では、オーステナイト粒の微細化の程度が小さく、平均フェライト粒径５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下の微細化を達成しにくい。
【００３５】
また、動的再結晶温度低温域での圧下率は、動的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものではないが、動的再結晶温度低温域での最終圧下を除き、１パス当たり４〜20％、好ましくは20％未満とするのが望ましい。１パス当たりの圧下率が４％未満では、動的再結晶が生じない。一方、１パス当たりの圧下率が20％を超えると、機械的特性、とくに伸びの異方性が高くなる。なお、動的再結晶温度低温域での最終圧下は、第２相の微細化を図るため、圧下率15〜30％とするのが好ましい。圧下率が15％未満では、圧下による微細化の効果は少なく、一方、30％を超えても微細化の増加程度は少なく、圧延荷重が増加するうえ却って結晶粒の展伸により伸び等の材質異方性が増大する。
【００３６】
また、本発明では、仕上げ圧延の圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点＋30℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲の温度とする。圧延終了温度ＦＤＴが（Ａr3変態点＋30℃）未満では、不均一組織となりやすく、加工性、とくに穴拡げ加工性が低下する。一方、圧延終了温度ＦＤＴが（Ａr3変態点＋100 ℃）を超えると、オーステナイト粒の成長が生じフェライト粒の微細化が達成できない。このため、仕上げ圧延の圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr3変態点＋30℃）〜（Ａr3変態点＋100 ℃）の範囲の温度とした。
【００３７】
なお、粗、仕上げ圧延の熱間圧延時においては、潤滑を施しつつ圧下を行ってもよいことはいうまでもない。また、動的再結晶温度低温域での圧延以外の圧延条件はとくに限定されない。
仕上げ圧延終了後、２sec 以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の冷却速度で600 ℃まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取る。
【００３８】
上記した条件で仕上げ圧延を終了した熱延鋼板においては、この時点でのオーステナイト粒はほぼ等軸の結晶粒となっており、熱間圧延終了後直ちに冷却する直近急冷を行えば、γ→α変態の変態核が多く、フェライト粒の粒成長が抑制され組織が微細化される。このため、圧延終了後２sec 以内、好ましくは１sec 以内に冷却を開始するのが好ましい。冷却開始が圧延終了後２sec を超えると、γ→α変態核のサイトが減少し、フェライト（α）粒の粒成長が起こり、５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下のフェライト粒を得ることが困難となる。
【００３９】
また、冷却速度は30℃／sec 以上とする。冷却速度が30℃／sec 未満では、フェライト粒の粒成長が生じ、微細化が達成できないうえ、第２相を微細にすることが難しくなる。
仕上げ圧延終了後、600 ℃まで急冷することにより、巻き取りまでにTi系析出物の析出が促進されフェライトが析出強化される。また、γ→α変態が促進されフェライト粒の微細化が促進される。なお、急冷停止後の平均冷却速度は25℃／ｓ以下とするのが好ましい。
【００４０】
冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻き取るのが好ましい。巻取温度は、350 〜600 ℃とする。巻取温度が350 ℃未満では、鋼板強度が高くなり、巻き取り後の鋼板形状が安定しなくなる。一方、巻取温度が600 ℃を超えると、TiC が粗大化し強度増加量が少なくなる。なお、巻取温度は好ましくは500 ℃以下である。
【００４１】
なお、第２相が凝集状に存在することは材質の異方性を低減する上で好ましくなく、島状（第２相の粒径以下の間隔で他の第２相が存在する比率が20％以下）に分布していることが好ましい。上記熱延条件により、島状の第２相分布を得ることができる。
本発明の方法により製造される熱延鋼板の組織は、フェライトを主相とし、パーライト、べイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれた１種または２種以上からなる第２相を有している。主相のフェライトの平均粒径は5 μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下である。フェライトの平均粒径が５μm を超えると、延性、靱性の向上が少なくなる。なお、第２相の平均粒径は6.0 μm 以下が好ましい。
【００４２】
なお、本発明については、フェライト、第２相の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面における平均粒径とする。
【００４３】
【実施例】
表１に示す組成を有する溶鋼を、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを表２に示す種々の条件で加熱、粗圧延、再加熱、仕上げ圧延、圧延後冷却を行って熱間圧延鋼板（板厚1.8 〜2.6 mm）とした。なお、鋼板No.23 は、潤滑圧延を実施した。
【００４４】
得られたこれらの鋼板について、組織、引張特性、穴拡げ加工性、溶接部の疲労特性を調査した。
組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて、フェライトの粒径および第２相の組織、粒径を測定した。
また、引張特性は、鋼板の各方向（圧延方向、圧延方向から45°方向、圧延方向から90°方向）についてJIS ５号試験片により引張特性（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。各方向の伸びから、伸びの異方性ΔEl（＝｛El0 ＋El90−２ El45 ｝／２を算出した。ここで、El0 は圧延方向、El90は圧延方向から90°方向、El45は圧延方向から45°方向の伸びである。
【００４５】
また、穴拡げ加工性は、日本鉄鋼連盟規格JFST 1001 に準じて、鋼板に10mmφ（Ｄ0 ）の打抜き穴を加工したのち、頂角60°の円錐ポンチで押し広げる加工を施し、割れが板厚を貫通した直後の穴径Ｄを求め、λ＝｛（Ｄ−Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝×100 ％から求められるλ値で評価した。また、溶接部の疲労特性は、各鋼板をギャップ０で突き合わせ、アーク溶接したのち、ビード肉盛部を削除し疲労試験片とした。なお、アーク溶接はＭＡＧ溶接とし、電流：200 Ａ、電圧：25Ｖ、シールドガス：Ａｒ−20％CO2 、溶接速度：１m/min の条件で行った。
【００４６】
疲労試験は、JIS Z 2275の規格に準じて、シェンク式平面曲げ疲労試験機により実施した。疲労強度σw は107 回疲労限強度とし、σw ／ＴＳで耐疲労特性を評価した。
これらの結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
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【００４８】
【表２】
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【００４９】
【表３】
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【００５０】
【表４】
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【００５１】
【表５】
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【００５２】
本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの平均粒径が3.5 μm 以下で、ΔElが−4.0 以下と異方性が小さく、またλも110 ％以上と高い穴拡げ加工性を有している。ＴＳ×Ｅｌ値が22000MPa・％以上、ＴＳ×λ値が80000MPa・％以上と高く、強度−伸びバランス、強度−穴拡げバランスに優れ加工性に優れた高張力熱延鋼板となっている。また、σw ／ＴＳが0.55以上と溶接部の耐疲労特性に優れた鋼板となっている。
【００５３】
これに対し、再加熱処理を行わない本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No. ３、No.16 、No.18 、No.22 、No.24 、No.26 、No.28 、No.30 ）およびＲＤＴが本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No．4 ）では、引張強さＴＳが低く、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が低くなって、加工性が劣化している。また、溶接部の疲労特性では、σw ／ＴＳが0.50以下であり耐疲労特性が低下している。
【００５４】
また、熱延条件が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No. １、No. ５〜No. 14、No. 36）では、伸びＥｌの異方性が大きく、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が低くなって、加工性が劣化している。さらに、溶接部の疲労特性では、σw ／ＴＳが0.50以下と耐疲労特性が低下している。
また、組成が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.31 〜No.35 ）では、伸びＥｌの異方性が大きく、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が低くなって、加工性が劣化している。また、溶接部の疲労特性ではσw ／ＴＳが0.50以下で耐疲労特性が低下している。
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、超微細粒を有し、高強度で良好な機械的特性を具備し、かつ強度−伸びバランス、穴拡げ加工性および溶接部の耐疲労特性に優れた、加工性用高張力熱延鋼板を安価に製造でき、産業上の格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】耐疲労特性に及ぼす平均フェライト粒径、シートバー再加熱の影響を示すグラフである。
【図１】
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