(57)【要約】  この熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、及びＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上であり、Ｎｂが添加されておらず、フェライトの体積率が３０％以上で、残部がパーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなり、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、フェライト粒界面上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下であり、打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であり、最大引張強度が５９０ＭＰａ以上である。
2010131303.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、
及びＮ：０．００７％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上であり、
Ｎｂが添加されておらず、
フェライトの体積率が３０％以上で、残部がパーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなり、
結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、
フェライト粒界面上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下であり、
打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であり、
最大引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
板厚が５〜１０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
さらにＢを０．０００３〜０．００５質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
さらにＺｒ、Ｖの一方または双方を合計で０．００２〜０．０８質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
さらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗから選択される１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項６】
さらにＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅから選択される１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１に記載の熱延鋼板と、前記熱延鋼板の表面に設けられためっき層又は合金化めっき層とを有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１に記載の成分組成からなる鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱後、１０００℃以上の温度で終了する条件で粗圧延して粗バーとする工程と、
最終３段の圧延の累積圧下率が２５％以上であり、最終圧延温度Ｔｆが式（１）を満たす条件で前記粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする工程と、
前記仕上げ圧延の終了後に前記圧延材に対して１〜５秒の空冷を行い、引き続き、最低冷却速度８℃／ｓ以上で７００℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、
５４０〜６５０℃の範囲内で前記熱延鋼板を巻き取る工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｔｆ＞８４０＋８００×［％Ｔｉ］        （１）
【請求項９】
前記粗圧延終了から前記仕上げ圧延開始までの時間が４５秒以上であることを特徴とする請求項８に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記仕上げ圧延後に、前記圧延材又は前記熱延鋼板に対してＡｃ３温度以下で焼鈍を行う工程を更に有することを特徴とする請求項８に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法により、熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
次いで亜鉛めっき浴中に浸漬させて上記鋼板表面を亜鉛めっきする工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法により、熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板を酸洗の後、Ａｃ３温度以下で加熱する工程と、
次いで亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきする工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記溶融亜鉛めっき鋼板に対して亜鉛めっき合金化処理を行う工程をさらに有することを特徴とする請求項１１又は１２に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厳しい加工条件で打ち抜き加工を行った場合でも、打抜き端面における凹凸を伴う損傷を防止でき、さらには母材および打ち抜き加工部の疲労特性に優れた、引張強度５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板、めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。本鋼板は、自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシーなどの素材として好適である。  
本願は、２００９年５月１１日に、日本に出願された特願２００９−１１４６３３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
ＣＯ２排出量抑制の観点から、自動車やトラックの軽量化への取り組みが進められており、部材への高強度鋼板の適用が急速に進んでいる。一方で、材料を高強度化すると、打抜き破面に凹凸を伴う欠陥が発生し、この部分を破壊起点とする疲労特性の劣化が発生する場合がある。特に自動車やトラックの足回り部材やフレーム部材では、打抜き部における良好な疲労特性を確保する技術の確立が強く求められている。【０００３】
このような課題を克服する方法として、特許文献１，２には、フェライトとマルテンサイトを含むＤＰ組織とすることにより、疲労特性を向上させる技術が開示されている。これらの技術では、Ｓｉ等のフェライト形成元素を特定量添加することを特徴とするが、Ｓｉが高いと、母材／スケール界面の粗さが増大して、疲労特性が劣化する場合がある。また熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合には、表面のＳｉ濃化層により、めっきの密着性が低下するという問題があった。さらに、これら技術では、熱延後の冷却の途中に空冷過程を設けることにより、フェライトを形成させることを特徴とする。しかし熱延コイル全長で空冷条件を均一にすることが難しいため、コイルの長手で組織および材質のばらつきが大きいという課題があった（課題１）。【０００４】
特許文献３には、フェライトとベイナイトの複合組織とし、かつベイナイトのバンド化を抑制することにより、切り欠き疲労強度の高い熱延鋼板を得る方法が提案されている。しかしながら、熱延後の冷却途中に空冷保持を行う必要があり、コイル全長に亘り材質を一定にできないという問題点があった（課題１）。【０００５】
特許文献４〜７には、Ｔｉ、ＮｂやＶ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、打ち抜き加工部の割れや疲労特性を向上する方法が提案されている。しかしながら、特許文献４〜７に示された方法では、実際の部材におけるクリアランス状況では、打ち抜き端面に割れが発生する場合があるか（課題２）、あるいは高いＳｉを含有するために、母材／スケール界面の粗さが増大して疲労特性が劣化する場合があった（課題３）。さらに熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合には、表面のＳｉ濃化層により、めっきが付着しないという問題があった（課題４）。【０００６】
特許文献８〜１０には、Ｔｉ、ＮｂやＶ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、Ｂを活用することにより、打ち抜き加工部の割れや疲労特性を向上する方法が提案されている。しかしながら、特許文献８〜１０の方法では、割れが抑制される傾向は観られるものの効果は十分でない。このため、実際の部材成形加工ラインで使用されうる磨耗したパンチやシャーで打抜くと、端面に割れあるいは大きな凹凸が発生し、打ち抜き部の疲労特性が劣化するという課題があった（課題５）。【０００７】
特許文献１１には、フェライトとベイナイトを主な組織として、フェライト中の析出物の粒径と分率、およびベイナイトの形態を制御することにより、伸び特性、伸びフランジ特性、疲労特性に優れる高強度熱延鋼板を得る方法が提案されている。しかしながら、この方法でも、磨耗したパンチやシャーで打ち抜くと、端面に割れや大きな凹凸が発生する場合がある（課題５）。また熱延後の冷却の途中において空冷保持を設ける必要があるため、生産性に課題があった。【０００８】
特許文献１２には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、連続鋳造工程における表面欠陥や生産性を向上させる方法が提案されている。しかしながら、この方法では、熱延条件が適正化されていないために、磨耗したパンチやシャーで打抜くと、端面に割れあるいは大きな凹凸が発生し、打ち抜き部の疲労特性が劣化するという課題があった（課題５）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平１１−１５８５４７号公報
【特許文献２】特開２００７−３２１２０１号公報
【特許文献３】特開平０５−１７９３４６号公報
【特許文献４】特開２００２−１６１３４０号公報
【特許文献５】特開２００２−３１７２４６号公報
【特許文献６】特開２００３−３４２６８４号公報
【特許文献７】特開２００４−２５０７４９号公報
【特許文献８】特開２００４−３１５８５７号公報
【特許文献９】特開２００５−２９８９２４号公報
【特許文献１０】特開２００８−２６６７２６号公報
【特許文献１１】特開２００７−９３２２号公報
【特許文献１２】特開２００７−１３８２３８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上記課題１〜５に鑑みてなされたものであり、クリアランスが厳しく、摩耗したシャーやパンチを用いるという厳しい加工条件で打ち抜き加工を行った場合でも、打抜き端面における凹凸を伴う損傷を防止でき、母材および打ち抜き加工部の疲労特性に優れ、さらに熱延後の冷却の途中において空冷保持を設けることなくコイルの長手方向で材質のばらつきが無く高い生産性で製造でき、また熱延鋼板のメッキ後にもメッキ剥離の無い引張強度５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法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】
【００１１】
上記課題を解決するために検討した結果、本発明者等は、Ｎｂを含有させずにＴｉを適正量含有させ、Ｍｎ／Ｔｉ比、組織分率、結晶粒の形態、Ｔｉ系炭化物の分布・サイズ、及び集合組織を適正化することにより、クリアランスや摩耗したシャーやパンチを用いた厳しい打ち抜き加工条件下においても優れた疲労特性を有する熱延鋼板および亜鉛めっき鋼板を高い生産性で製造できることを見出した。本発明は、前記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１２】
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、及びＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上であり、Ｎｂが添加されておらず、フェライトの体積率が３０％以上で、残部がパーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなり、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、粒界面上における２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下であり、打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であり、最大引張強度が５９０ＭＰａ以上である。
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板では、板厚が５〜１０ｍｍでもよい。
さらにＢを０．０００３〜０．００５質量％含有してもよい。
さらにＺｒ、Ｖの一方または双方を合計で０．００２〜０．０８質量％含有してもよい。
さらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗから選択される１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０質量％含有してもよい。
さらにＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅから選択される１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有してもよい。【００１３】
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板は、前記した本発明の熱延鋼板と、前記熱延鋼板の表面に設けられためっき層又は合金化めっき層とを有する。      【００１４】
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法は、前記した本発明の熱延鋼板の成分組成からなる鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱後、１０００℃以上の温度で終了する条件で粗圧延して粗バーとする工程と、最終３段の圧延の累積圧下率が２５％以上であり、最終圧延温度Ｔｆが式（１）を満たす条件で前記粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする工程と、前記仕上げ圧延の終了後に前記圧延材に対して１〜５秒の空冷を行い、引き続き、最低冷却速度８℃／ｓ以上で７００℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、５００〜６５０℃の範囲内で前記熱延鋼板を巻き取る工程を有する。
Ｔｆ＞８４０＋８００×［％Ｔｉ］        （１）
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法では、前記粗圧延終了から前記仕上げ圧延開始までの時間が４５秒以上であってもよい。
前記仕上げ圧延後に、前記圧延材又は前記熱延鋼板に対してＡｃ３温度以下で焼鈍を行う工程を更に有してもよい。【００１５】
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、前記した本発明の熱延鋼板の製造方法により、熱延鋼板を製造する工程と、前記熱延鋼板を酸洗の後、Ａｃ３温度以下で加熱する工程と、次いで亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきする工程を有する。
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっき鋼板に対して亜鉛めっき合金化処理を行う工程をさらに有してもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、打ち抜き加工部の端面損傷が少なく、母材および打ち抜き加工部の疲労特性に優れた熱延鋼板、亜鉛めっき鋼板を安価に提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。特に、クリアランスが厳しく、かつ磨耗したパンチやシャーで打抜くような厳しい条件で打ち抜き穴を開けた場合であっても、打ち抜き加工部の端面損傷が少なく、かつ優れた疲労特性が得られる。更に、本発明の鋼板は、優れた塗装耐食性を有するため、自動車やトラックの足回り部材やフレーム部材の板厚を低減でき、車体の軽量化等に大きく貢献できる。また、熱延後の冷却途中に空冷保持を行わないため、コイルの長手方向における組織および材質のばらつきの発生を抑制でき、高品質の鋼板を安定して製造できる。
このように本発明は、極めて顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】熱延鋼板の打抜き破断面の脆性破面率と、結晶粒平均アスペクト比及び析出Ｔｉ量との関係（Ｃ量：０．０８％、巻取り温度：６００℃の場合）を示す図である。
【図２】熱延鋼板の打抜き破断面の脆性破面率と、Ｍｎ含有量及びＴｉ含有量との関係（Ｃ量：０．０８％、巻取り温度：６００℃の場合）を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
発明者らは、まず始めに、パンチやシャーで打ち抜いた際に生じる打ち抜き破断面の損傷形成原因について調査を行った。その結果、打ち抜き破断面は延性破面と脆性破面の２種類の形態があり、脆性破面が現れる場合に、破面に大きな凹凸あるいは微小割れを生じることが判った。また凹凸が大きいほど、打抜き部を起点とする疲労破壊が起き易いことが明らかとなった。  
【００１９】
次いで、発明者らは、脆性破面を詳細に観察し、脆性破壊を生じる組織要因について調査をした。その結果、打ち抜き破断面の脆性破面率に影響を及ぼす個別因子として、（ａ）結晶粒の形態、（ｂ）粒界上のＴｉＣ等の合金炭化物の量・サイズ、および（ｃ）鋼板の集合組織があり、さらにこれら因子を全て適正範囲内にすることにより、厳しい加工条件でも破断面に脆性破面が現れないことを見出した。
例えば、図１に示すように、結晶粒の圧延方向への伸長度と、析出したＴｉＣの量とは、脆性破面の発生程度と強い相関関係がある。この原因については定かではないが、結晶粒が伸長しているほど、打ち抜き加工時の歪集中が粒界に局在化する。さらにこの粒界上に多量かつ大きな合金炭化物が析出していると、加工時のボイド発生が促進される。以上により、粒界に沿って容易に剥離破壊し、脆性的な破面になるためと推測される。      
【００２０】
次いで発明者らは、引張強度が５９０ＭＰａ以上になり、さらに熱延後の冷却中において途中空冷を行わない製造条件で製造でき、かつ亜鉛めっきが可能なＳｉ含有量において、打ち抜き破断面の脆性破壊が起こりにくい鋼板が得られる成分条件の探索を行った。
その結果、Ｎｂを含有させずにＴｉを適正量含有させ、さらに図２に示すようにＭｎ／Ｔｉ比を適正化することにより、所望の特性が得られることを見出し、本発明に至った。      
【００２１】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず成分の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃは、炭化物を析出させ、またミクロ組織を制御する元素として必要である。０．０２５％未満であると、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが難しい。０．１５％を越えると、打ち抜き破面の凹凸が大きくなり疲労特性が低下する。従って、Ｃの含有量は、０．０２５〜０．１５％とする。溶接性の観点から、より好ましい上限は０．１２％である。
【００２２】
Ｓｉは、素材の疲労特性を向上させる働きがある。しかし、１．０％を越えて含有すると、母材／スケール界面の凹凸が増大して疲労特性が低下するとともに、黒皮鋼板（スケール付き）の場合には赤スケール起因の塗装耐食性低下が観られる。従って、Ｓｉの含有量は，１．０％以下とする。
一方、亜鉛めっきを行う場合は、０．６％を越えて含有すると、めっき密着性が低下する場合があるので、０．６％以下が好ましい範囲である。疲労及びめっき密着性の観点から、より好ましい範囲は０．１％以下である。  Ｓｉの含有量が０．０１％未満であると、溶接部の形状が劣化し、溶接部の疲労特性が低下する。このため、Ｓｉ量の下限は０．０１％であることが好ましい。
【００２３】
Ｍｎは、変態を制御することによって、ミクロ組織の分率と、変態に伴い起こる合金炭化物の析出とを制御する働きがある。１．０％未満であると、打ち抜き加工性が十分に確保できない。一方、２．５％を超えると、Ｍｎのマクロ偏析が顕著になり、偏析に起因した打ち抜き加工部の割れが起こる。従って、Ｍｎの含有量は、１．０〜２．５％とする。Ｍｎの含有量のより好ましい上限は２．０％である。
【００２４】
Ｐは、固溶強化元素として働き、鋼板強度の調整に用いることができる。しかしながら、粒界に偏析して打抜き加工時の粒界割れを引き起こすため、その上限を０．０２％とした。Ｐ量の下限は限定しないが、通常、０．００１％以上を含有する。      
【００２５】
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物として析出すると、打ち抜き破面の脆性破壊を誘発するので、極力低減することが望ましい。しかし０．００５％までは許容できるので、上限を０．００５％とした。Ｓ量の下限は限定しないが、通常、０．０００３％以上を含有する。
【００２６】
Ａｌは、フェライトの形成を促進させる元素として添加される。しかしながら、０．５％を超えると、γ→α変態温度が増加し、γ→α変態に伴って形成するＴｉＣ等の合金炭化物のサイズが大きくなり、打ち抜き破断面の脆性破壊を促進させる。このため、上限を０．５％に限定した。０．１％以下がより好ましい範囲である。
なお、Ａｌは脱酸元素として、鋼の清浄度を向上させるために有効な元素である。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させることが望ましい。
【００２７】
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、主にＴｉＣとして鋼中に分散させることで、鋼板の強度を調整する。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０４％未満であると、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが難しい。また０．１０％を超えると、打ち抜き破断面の脆性破面率が増加し、打抜き部を起点とする疲労破壊が起き易い。従って、Ｔｉの含有量は、０．０４〜０．１０％とする。より好ましい上限は、０．０８％以下であり、この場合、より厳しい打抜き条件でも良好な疲労特性を得ることができる。      
【００２８】
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮを形成する。０．００７％を超えると、打ち抜き加工性を低下させると共に、鋼の強化に寄与するＴｉＣ等の微細な合金炭化物の形成量を減少させる。従って、Ｎの含有量は、０．００７％以下とする。より望ましい上限は、０．００４％以下である。下限は、特に限定しないが、通常、０．００１％以上を含有する。
【００２９】
本発明において、Ｎｂは添加されない。Ｎｂは、仕上げ圧延中のγの再結晶の抑制元素として知られるが、本発明における他元素の含有範囲内でＮｂを含有すると、鋼板の結晶粒の扁平化が進む。更に、粒界上に析出する合金炭化物のサイズと量を増大させる。このため、打ち抜き破断面の脆性破面率を顕著に増大させる。従って、Ｎｂを含有しないことが望ましいが、不可避不純物として含有しうる０．００３％を上限とする。      
【００３０】
Ｍｎ／Ｔｉ比は、本発明において重要な成分パラメーターである。本発明では、後述するように、打ち抜き破断面の脆性破面率を小さくするために、フェライト粒界に存在するＴｉＣを２０ｎｍ未満に調整する。通常、フェライトが変態する際に、ＴｉＣが析出し始めるため、高温でフェライト変態が生じると、粗大なＴｉＣが析出することになる。このため、ＴｉＣの成長を抑制して、フェライト粒界に存在するＴｉＣの粒径を２０ｎｍ未満とするためには、粒成長を抑制するためになるべく低い温度にて、フェライト粒界へのＴｉＣの析出を促す必要がある。
【００３１】
Ｍｎ含有量が高くなると、フェライト変態温度が低下する。そのために、フェライト粒界に析出するＴｉＣの粒径を小さくすることができる。したがって、フェライト変態を抑制するようにＭｎ含有量を高くする必要がある。さらに、強度を確保しつつＴｉＣの生成を抑制するために、Ｔｉの濃度を調整する必要がある。したがって、Ｍｎ／Ｔｉ比には、下限値を設定する必要がある。
Ｍｎ／Ｔｉ比が１５未満であると、熱延後の冷却時において、高温でフェライトが形成し始めるため、フェライト形成と同時に析出するＴｉＣが粗大となって粒界に形成する。このため、打ち抜き加工部の脆性破面率が増大して、打抜き部の疲労特性が低下する。従って、Ｍｎ／Ｔｉ比は、１５以上とする。
打ち抜き端面の脆性破面率を５％以下にするためには、Ｍｎ／Ｔｉ比は１５以上が好ましい。更に、打ち抜き端面の脆性破面率を３％以下にするためには、Ｍｎ／Ｔｉ比は１８以上が、より好ましい条件である。
【００３２】
更に、選択成分として、Ｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を必要に応じて含有させても良い。
【００３３】
Ｂは、γ→α変態を抑制し、金属組織を調整するために用いることができる。０．０００３％未満では、その効果が十分に得られない場合がある。また０．００５％を超えると、加工性が劣化する。従って、Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００５％とする。  
【００３４】
Ｚｒ、Ｖは、Ｔｉと共に合金炭化物を形成するため、鋼板の強度調整に用いることができる。一方または双方の合計量が０．００２％未満では、その効果が十分に得られない場合がある。また、０．０８％を超えると、打ち抜き部の疲労特性が低下する。従って、Ｚｒ、Ｖの一方の含有量または双方の合計量は、０．００２〜０．０８％とし、その量は、好ましくは０．０３％以下である。
【００３５】
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗは、鋼板の強度調整に有用な固溶強化元素であり、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上を合計で０．０２％以上含有させることができる。一方、含有量が合計で２．０％を超えると、表面品位が低下し、疲労特性が低下する場合があるので、これを上限とする。  
【００３６】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、介在物の形態及び分布の制御に有用な元素であり、これら元素のうち、１種又は２種以上を合計で０．０００３％以上含有させることができる。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ及びＣｅの１種又は２種以上の合計が０．０１％を超えると、表面品質が低下することがあるため、上限を０．０１％以下とすることが好ましい。  
【００３７】
次に、本発明の熱延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライトを主相とし、残部は、パーライトとベイナイトのうちいずれか一方又は両方からなる。
本発明において、鋼板の金属組織の観察は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって行えば良い。圧延方向の結晶粒の伸長程度が、打ち抜き部の凹凸の発生挙動と相関があるので、組織観察用の試料は、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面という）を観察面として採取する。観察面は、研磨の後、ナイタール腐食液でエッチングすれば良い。
フェライト、ベイナイト、及びパーライトの面積率は、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定できる。
また、フェライト粒径の測定も、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠し、切断法、比較法によって行えば良く、光学顕微鏡によって撮影した組織写真を画像解析して求めることもできる。
【００３８】
本発明において、フェライトとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）及び擬ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ−Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ  Ｆｅｒｒｉｔｅ、以下αｑとする）の混合組織である。ポリゴナルフェライトと擬ポリゴナルフェライトとの合計が３０％未満であると、母材の疲労特性が低下する。従って、フェライトの体積率は、３０％以上とする。このフェライトの体積率は、５０％以上がより好ましい範囲である。上限は、特に限定しないが、実質的には９８％以下である。
【００３９】
擬ポリゴナルフェライトとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありポリゴナルフェライトとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さをｌｑとし、その円相当径をｄｑとすると、それらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす結晶粒が、擬ポリゴナルフェライトである。
【００４０】
フェライト以外の組織は、パーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなる。パーライトとベイナイトを比較すると、ベイナイトの方が、打ち抜き部の疲労特性が良好である。本発明の化学組成の成分範囲では、パーライトの体積分率は、好ましくは０〜１５％であり、この場合、より良好な打ち抜き部端面を得ることができる。
【００４１】
なお、本発明の熱延鋼板では、マルテンサイトと残留γは、特に含まないが、光学顕微鏡で観察できる下限として、それぞれ体積分率で２％まで含んでもよい。      
【００４２】
結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比は、打ち抜き端面の割れや凹凸の発生挙動と関連があり、その平均アスペクト比が５を超えると、割れが顕著になり、打ち抜き部を起点とした疲労亀裂が発生しやすくなる。従って、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比は、５以下とする。その平均アスペクト比は、好ましくは、３．５以下であり、これにより、より厳しい打ち抜き加工でも割れが発生しない。下限は特に限定しないが、円相当となる１が実質的な下限である。
ここで、平均アスペクト比は、Ｌ断面を組織観察し、５０個以上の結晶粒について、（楕円長軸長さ）／（楕円短軸長さ）を測定し、平均化した値である。なお、ここでの結晶粒とは、粒界傾角１０°以上の大傾角粒界で囲まれた粒を指す。
【００４３】
打ち抜き破断面の破面形態は、打ち抜き破断面の凹凸や微小割れの発生挙動と相関し、打ち抜き部を有する部材の疲労特性に影響を及ぼす。破断面内の脆性破面率が２０％以上であると、破面の凹凸が大きくなり、また微小な割れが発生する場合もある。これにより打ち抜き部の疲労亀裂の発生が促進されるので、その適正範囲を２０％未満に制限する。破断面内の脆性破面率は、好ましくは１０％以下である。
なお、破断面内の脆性破面率は、板厚の１０〜１５％のクリアランス条件で試料鋼板をシャーまたはポンチで打ち抜き、形成された破断面を観察して測定された値である。    
【００４４】
鋼板の集合組織は、打ち抜き部破断面の割れ発生や残留応力分布への影響を通じて、打ち抜き部の疲労特性に影響を及ぼす。板厚中心部における板面の｛１１２｝＜１１０＞方位および｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比がそれぞれ５を超えると、打ち抜き部破断面の割れ発生が起こる場合がある。従って、上記方位のＸ線ランダム強度比を５以下とすることが好ましい。更に好ましくは４以下である。この場合、量産で使用される磨耗したパンチで打ち抜いても割れが発生しない。完全にランダムである１が実質的な下限である。
【００４５】
粒界上に微細なＴｉ系炭化物が存在し、かつ結晶粒が扁平であると、打ち抜き破断面の脆性破面率が増加し、疲労特性が悪化する。発明者らの観察によると、粒径２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物が、歪集中時にボイド発生を誘発しやすく、粒界破壊の原因となると考えられる。粒界面上において、２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が、粒界長さ１μｍあたり１０個を超えて存在すると、脆性破面率が増大し、部材の疲労特性の低下を招く。このため、その上限を１０個／μｍとする。６個／μｍ以下がより好ましい範囲である。下限については、脆性破面抑制の観点からは低ければ低いほど好ましい。ただし、０．１個／μｍ以下であれば、その効果は飽和し、脆性破面はほぼ発生しなくなる。
なお、粒界面上の析出物分布測定は、Ｌ断面切断試料をＳＥＭにより観察することにより行う。
【００４６】
本発明の熱延鋼板の板厚が５ｍｍ未満であると、結晶粒の延伸化が若干進む傾向にあり、打ち抜き破断面の脆性破面率が増加する場合がある。一方、板厚が１０ｍｍを超えると、仕上げ圧延後から７００℃以下までの冷却速度が小さくなり、打ち抜き破断面の脆性破面率が増加する場合がある。従って、熱延鋼板の板厚を５〜１０ｍｍとすることが好ましい。
【００４７】
続いて、本発明に係わる熱延鋼板およびめっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
熱間圧延に先立って、鋼片を１１００℃以上に加熱する必要がある。この温度が１１００℃未満では、十分な強度を得ることが困難となる。これは、１１００℃未満では、Ｔｉ系炭化物が十分に溶解せず、結果として析出物が粗大となるためであると考えられる。鋼片の加熱温度は、１１４０℃以上がより好ましい。１３００℃超とすると、スケール／地鉄界面の凹凸が大きくなり、母材の疲労特性が低下するので、１３００℃以下を上限とする。
【００４８】
前記加熱された鋼片を粗圧延して粗バーとする。この粗圧延は、１０００℃以上で完了する必要がある。終了温度が１０００℃未満では、仕上げ熱延後の結晶粒が扁平化して打ち抜き部破断面の割れが発生するためである。
【００４９】
次いで、粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする。
粗圧延後、仕上げ圧延完了までの間に加熱処理を施してもよい。これによって、板の幅方向や長手方向の温度が均一となり、製品のコイル内における材質ばらつきも小さくなる。加熱方法は、特に指定するものではない。炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。
同様に、デスケーリングを行っても良い。これによって、表面粗さが小さくなり、疲労特性が向上する場合がある。デスケーリングの方法も特に指定しないが、高圧の水流によって行うのが最も一般的である。
【００５０】
粗圧延から仕上げ圧延までの時間は、圧延中のγ相の再結晶挙動を通じて、打ち抜き破断面の破面形態に影響を及ぼす。粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間が４５秒未満であると、打ち抜き端面の脆性破面率が大きくなる場合がある。このため、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間を４５秒以上とすることが好ましく、これによりオーステナイトの再結晶がさらに促進され、結晶粒をより球状とすることができる。      
【００５１】
熱間仕上圧延において、最終３段の累積圧下率と最終圧延温度は、変態後の結晶粒の扁平化に影響を及ぼすため、本発明において重要な条件である。
最終３段の累積圧下率が２５％未満であると、γの再結晶が十分に進まず、変態後に扁平した結晶粒となる。このため、その範囲を２５％以上に限定して、オーステナイトの再結晶を促進し、結晶粒が球状となるようにする。
なお、最終３段の累積圧下率は、仕上げ圧延における圧延機の総数をＮとすると、以下の式により算出される。
１００×［（圧延入り側から数えてＮ−３番目の圧延機での圧延後の出側板厚）−（圧延入り側から数えてＮ番目の圧延機での圧延後の出側板厚）］／（圧延入り側から数えてＮ−３番目の圧延機での圧延後の出側板厚）
【００５２】
最終圧延温度Ｔｆは、打ち抜き端面の破面形態に影響を及ぼす結晶粒のアスペクト比と合金炭化物の分布状態に影響するため、Ｔｉ含有量（％Ｔｉ）に応じて変化させる。最終圧延温度が８４０＋８００×［％Ｔｉ］以下であると、打ち抜き端面の割れが発生する。従って、最終圧延温度Ｔｆを以下の式（１）を満たすように設定する。
Ｔｆ＞８４０＋８００×［％Ｔｉ］        （１）
最終圧延温度Ｔｆのより好ましい範囲は、８４０＋１０００×［％Ｔｉ］以上であることが確認できた。上限については、特に限定しないが、高温になると熱延ロールが損耗しやすいので、通常１０００℃以下で行う。    
【００５３】
最終圧延の直後に圧延材を空冷する。この空冷時間は、γの再結晶と関連して変態後の結晶粒の扁平化に影響を及ぼす。最終圧延の直後の空冷時間が１秒未満であると、打ち抜き端面の脆性破面率が大きくなる。従って、この空冷時間は、１秒以上とする。より好ましくは２秒以上である。空冷時間が５秒を超えると、粗大なＴｉＣが析出して強度確保が困難になるとともに、打ち抜き端面の性状が劣化するので、これを上限とする。
【００５４】
最終圧延の直後の空冷に引き続き、圧延材を冷却して熱延鋼板とする。この冷却は、打ち抜き端面の性状およびコイル長手方向の強度変動に影響する重要な工程である。７００℃以下まで最低冷却速度８℃／ｓ以上で冷却を行う。
冷却の停止温度が７００℃を超える場合、粒界上で合金炭化物が粗大に析出しやすくなり、打ち抜き端面の脆性破面率が大きくなる。一方、７００℃までの最低冷却速度が８℃／ｓ未満である場合も、粒界上で合金炭化物が粗大に析出しやすくなり、打ち抜き端面の割れを誘発しやすくするとともに、最終製品のコイル長手方向の強度変動が大きくなる。
ここで、最低冷却速度８℃／ｓ以上とは、空冷終了温度から７００℃までの温度間の冷却速度が、８℃／ｓを常に下回らないことを意味する。このため、例えば、この温度区間内で空冷は行わないことを意味する。このように本発明では、従来のように水冷による冷却過程の途中で空冷は行わない。
冷却停止温度は、６８０℃以下がより好ましく、また最低冷却速度は１５℃／ｓ以上がより好ましい。最低冷却速度の上限は特に定めないが、８０℃／ｓを超えると、熱延コイル内で均一に冷却することが難しくなり、コイル内での強度変動が大きくなる。このため、８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
【００５５】
次いで冷却された熱延鋼板を巻き取る。巻取り温度は、５４０〜６５０℃とする。巻取り温度が５４０℃未満の場合、フェライト分率が低下し、母材の疲労特性が劣化する。また、６５０℃超の場合、ＴｉＣが粗大化し、また多量に析出する。これにより、引張強度５９０ＭＰａ以上の確保が難しくなると共に、打抜き部を起点とする疲労亀裂が発生しやすくなる。
【００５６】
このようにして得られた熱延鋼板を再加熱（焼鈍）しても構わない。この場合、再加熱の温度がＡｃ３温度を超えると、ＴｉＣが粒界に析出し、鋼板の引張強度と打ち抜き部の疲労強度が低下する。このため、再加熱温度の適正範囲をＡｃ３温度以下に制限する。加熱方法は、特に指定するものではなく、炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。
加熱時間は、特に定めないが、５５０℃以上の加熱保持時間が３０分を越える場合には、５９０ＭＰａ以上の引張強度を得るために、最高加熱温度を７００℃以下とすることが望ましい。
なお、再加熱（焼鈍）は、熱延鋼板を巻き取り後、温度が室温になる前に行ってもよい。
【００５７】
スキンパス圧延あるいはレベラー圧延は、形状矯正や時効性、さらには疲労特性の改善に奏効するので、酸洗後、または酸洗前に行ってもよい。スキンパス圧延を行う場合には、圧下率の上限を３％とすることが望ましい。３％を超えると、鋼板の成形性が損なわれるからである。また、酸洗は目的に応じて行ってもよい。
【００５８】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、前述した本発明の熱延鋼板の表面にめっき層又は合金化めっき層が設けられた鋼板である。
前述した方法によって得られた熱延鋼板を酸洗後、連続亜鉛めっき設備あるいは連続焼鈍亜鉛めっき設備を用いて、鋼板を加熱し、溶融めっきを施し、熱延鋼板の表面にめっき層を形成する。
鋼板の加熱温度がＡｃ３温度を超えると、鋼板の引張強度と疲労限が低下するので、加熱温度の適正範囲をＡｃ３温度以下に制限する。加熱温度は、打抜部疲労特性の観点から、Ａｃ３−３０℃以下がより好ましい範囲である。
さらに溶融めっきを施した後に、亜鉛めっき合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。
【００５９】
なお、めっき種は亜鉛めっきに限定するものではなく、加熱温度の上限がＡｃ３温度であれば、他のめっき種であっても構わない。
また、酸洗後の熱延鋼板を加熱する工程を省略してもよい。
【００６０】
また、本発明において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、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行う。次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料には、スクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【実施例】
【００６１】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｒの鋼を以下の方法により製造した。まず鋳造により鋼片を作製後、表２〜４に示す条件で鋼片を再加熱、粗圧延して粗バーとした。次いで、粗バーを仕上げ圧延して５〜１０ｍｍの板厚の圧延材にした後に冷却して熱延鋼板として巻き取った。
なお、鋼Ｆ−１、Ｇ−２については、さらに熱延鋼板に対して再加熱する処理を行って製造した。【００６２】
【表１】
2010131303.tif 000003
【００６３】
【表２】
2010131303.tif 000004
【００６４】
【表３】
2010131303.tif 000005
【００６５】
【表４】
2010131303.tif 000006
【００６６】
表中の化学組成についての表示は、質量％である。また、表１中、Ａｃ３は、以下の式により算出された値である。
Ａｃ３＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×％Ｓｉ−３０×％Ｍｎ−１１×％Ｃｒ＋７００×％Ｐ＋４００×％Ａｌ＋４００×％Ｔｉ
式中、％Ｃ，％Ｓｉ，％Ｍｎ，％Ｃｒ，％Ｐ，％Ａｌ，及び％Ｔｉは、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｐ，Ａｌ，及びＴｉの含有量を示す。      【００６７】
表中の鋼の化学組成は、その鋼Ｎｏ．のアルファベットが同じ表１の鋼Ｎｏ．の鋼の化学組成と対応している。
表中の「ＳＲＴ」は、スラブ加熱温度を示す。「ＲＦＴ」は、粗圧延終了温度を示す。「ｔ１」は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間を示す。「Ｒｅｄ３」は、仕上げ圧延での最終３段の累積圧下率を示す。「Ｔｆ」は、最終仕上げ圧延温度を示す。「ｔ２」は、最終仕上げ圧延の直後の空冷時間を示す。「ＣＲｍｉｎ」は、空冷後からＳＣＴ間の最低冷却速度を示す。「ＳＣＴ」は、水冷停止温度を示す。「ＣＴ」は、巻取温度を示す。【００６８】
鋼Ａ−５、Ｂ−５、Ｃ−５、Ｇ−１、Ｈ−２、Ｉ−１、Ｊ−２、Ｒ−１は、溶融亜鉛めっき鋼板であり、さらに熱延鋼板を酸洗した後、連続焼鈍亜鉛めっきラインにて、表５に示す焼鈍温度で焼鈍し、次いで亜鉛めっきを行って製造した。
なお、亜鉛めっき浸漬温度を４５０℃とし、まためっき合金化温度を５００℃として行った。【００６９】
【表５】
2010131303.tif 000007
【００７０】
まず、作製した鋼板の金属組織、集合組織、及び粒界の観察を行った。
鋼板の金属組織の観察は、前述したように、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって行った。また、各組織の面積率は、前述したように、組織写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定した。
結晶粒の平均アスペクト比は、前述したように、Ｌ断面を組織観察し、５０個以上の結晶粒について、（楕円長軸長さ）／（楕円短軸長さ）を測定し、平均化して求めた。
また、粒界上に存在するＴｉ系炭化物の個数計測はＳＥＭ観察により行った。
以上の測定結果を表６〜８に示す。なお、表中の「Ｎｇｂ」は、粒界面上における粒径２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の分布密度を示す。  【００７１】
【表６】
2010131303.tif 000008
【００７２】
【表７】
2010131303.tif 000009
【００７３】
【表８】
2010131303.tif 000010
【００７４】
次に、鋼板の強度特性、脆性破面率、疲労特性、及び塗装耐食性を評価した。
鋼板の強度特性は、以下の方法により評価した。まず供試材をＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工した。そして、この５号試験片に対してＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の方法に従って引張試験を行い、引張最高強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び伸び（ＥＩ）を求めた。
鋼板の疲労特性は、ＪＩＳ  Ｚ２２７５に従い、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、疲労限（σｗｐ）により評価した。
打ち抜き部の疲労特性は、以下の方法により評価した。板厚の２０％のクリアランスで鋼板の中央部にφ１０の打ち抜き穴を開けて２号疲労試験片を作製した。そして、この２号疲労試験片を前記の方法で試験し、その疲労限（σｗｐｐ）により評価した。なお、打ち抜きは５００回以上使用して先端角部が磨耗しているパンチを用いた。このように、クリアランスが厳しく、かつパンチが磨耗している厳しい条件で打ち抜き穴を開けて、打ち抜き部の疲労特性を評価した。
なお、疲労試験に先立ち、打ち抜き破断面の顕微鏡観察を行い、破断面内の脆性破面率を評価した。ここで、ディンプル状の延性破面以外の破面は、すべて脆性破面として評価した。
黒皮熱延鋼板およびめっき鋼板の塗装耐食性は、化成処理と電着塗装を行った試料表面にカット疵を付与し、２４０ｈｒのＳＳＴ（塩水噴霧）試験を行い、剥離幅が３ｍｍ以下のものを良（Ｇｏｏｄ）とし、３ｍｍ超のものを不良（Ｂａｄ）と評価した。
以上の測定結果を表９〜１１に示す。なお、前記したように表中の「σｗｐ」は、原板の曲げ疲労限を示し、「σｗｐｐ」は、打ち抜き穴材の曲げ疲労限を示す。      【００７５】
【表９】
2010131303.tif 000011
【００７６】
【表１０】
2010131303.tif 000012
【００７７】
【表１１】
2010131303.tif 000013
【００７８】
鋼Ａ−２〜４、鋼Ｂ−３〜４、鋼Ｃ−２〜４、鋼Ｄ−２、鋼Ｅ−２、鋼Ｈ−２、鋼Ｋ−２、鋼Ｌ−２は、仕上げ圧延の条件および仕上げ圧延後の冷却条件が適正範囲外であるために、打ち抜き端面に脆性破面が発生した例である。
鋼Ａ−６は、仕上げ圧延後の空冷時間が適正範囲外であるために、引張強度が５９０ＭＰａ未満であり、また打ち抜き端面の脆性破面率が高かった例である。
鋼Ｂ−４、鋼Ｃ−４は、熱延鋼板の巻き取り温度が範囲外のために、引張強度が５９０ＭＰａ未満であり、かつ打ち抜き破面に脆性破面が発生した例である。
鋼Ｉ−２は、巻き取り温度が低いため、引張強度が５９０ＭＰａに満たない例である。
鋼Ｂ−２、鋼Ｋ−２は、粗圧延終了温度が範囲外のために、打ち抜き破面に脆性破面が発生した例である。
鋼Ｆ−２は、スラブ加熱温度が範囲外のために、打ち抜き破面に脆性破面が発生した例である。
鋼Ｇ−２は、後熱処理（焼鈍）の温度がＡｃ３温度よりも高く、打ち抜き破面に脆性破面が発生した例である。
鋼Ｎ〜Ｓは、Ｔｉ、Ｎｂ量あるいはＭｎ／Ｔｉ比が適正範囲外のために、打ち抜き破面に脆性破面が発生した例である。【００７９】
鋼Ｌ−１は、本発明例ではあるが、Ａｌ含有量が０．３％であり、Ｎｇｂが８個／μｍであった。これに対して、他の本発明例は、Ａｌ含有量が０．１％以下であり、Ｎｇｂが０．７〜５個／μｍであった。このようにＡｌ含有量は、好ましくは０．１％以下である。これによりγ→α変態に伴って形成されるＴｉＣ等の合金炭化物のサイズの増加が抑制され、フェライト粒界面上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度（Ｎｇｂ）を低く抑えることができる。
【産業上の利用可能性】
【００８０】
本発明の熱延鋼板は、母材および打ち抜き加工部の疲労特性に優れる。また、本発明の熱延鋼板の製造方法は、熱延後の冷却の途中において、空冷保持を設ける必要が無く、高い生産性で本発明の熱延鋼板を製造できる。このため、本発明は、特に自動車やトラックの足回り部材やフレーム部材などのように、打抜き部における良好な疲労特性が要求される部材やその製造工程に好適に適用できる。
【図１】
2010131303.tif 000014
【図２】
2010131303.tif 000015
【手続補正書】
【提出日】平成23年11月28日(2011.11.28)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、
及びＮ：０．００７％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
質量％で、Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上であり、
Ｎｂが添加されておらず、
フェライトの体積率が３０％以上で、残部がパーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなり、
結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、
フェライト粒界面上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下であり、
打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であり、
最大引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
板厚が５〜１０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
さらにＢを０．０００３〜０．００５質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
さらにＺｒ、Ｖの一方または双方を合計で０．００２〜０．０８質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
さらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗから選択される１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項６】
さらにＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅから選択される１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか一項に記載の熱延鋼板と、前記熱延鋼板の表面に設けられためっき層又は合金化めっき層とを有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項８】
請求項１、３〜６の何れか一項に記載の成分組成からなる鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱後、１０００℃以上の温度で終了する条件で粗圧延して粗バーとする工程と、
最終３段の圧延の累積圧下率が２５％以上であり、最終圧延温度Ｔｆが式（１）を満たす条件で前記粗バーを仕上げ圧延して圧延材とする工程と、
前記仕上げ圧延の終了後に前記圧延材に対して１〜５秒の空冷を行い、引き続き、最低冷却速度８℃／ｓ以上で７００℃以下まで冷却して熱延鋼板とする工程と、
５４０〜６５０℃の範囲内で前記熱延鋼板を巻き取る工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｔｆ＞８４０＋８００×［％Ｔｉ］        （１）
【請求項９】
前記粗圧延終了から前記仕上げ圧延開始までの時間が４５秒以上であることを特徴とする請求項８に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記仕上げ圧延後に、前記圧延材又は前記熱延鋼板に対してＡｃ３温度以下で焼鈍を行う工程を更に有することを特徴とする請求項８または９に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８または９に記載の熱延鋼板の製造方法により、熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板を酸洗する工程と、
次いで亜鉛めっき浴中に浸漬させて上記鋼板表面を亜鉛めっきする工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
請求項８または９に記載の熱延鋼板の製造方法により、熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板を酸洗の後、Ａｃ３温度以下で加熱する工程と、
次いで亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきする工程を有することを特徴とする打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記溶融亜鉛めっき鋼板に対して亜鉛めっき合金化処理を行う工程をさらに有することを特徴とする請求項１１又は１２に記載の打抜き加工性と疲労特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１２】
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０４〜０．１０％、及びＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、質量％で、Ｍｎ／Ｔｉ比：１５以上であり、Ｎｂが添加されておらず、フェライトの体積率が３０％以上で、残部がパーライトとベイナイトのうち１種又は２種からなり、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、粒界面上における２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物の平均分布密度が１０個／μｍ以下であり、打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であり、最大引張強度が５９０ＭＰａ以上である。
本発明の打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板では、板厚が５〜１０ｍｍでもよい。
さらにＢを０．０００３〜０．００５質量％含有してもよい。
さらにＺｒ、Ｖの一方または双方を合計で０．００２〜０．０８質量％含有してもよい。
さらにＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗから選択される１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０質量％含有してもよい。
さらにＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅから選択される１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１質量％含有してもよい。
【国際調査報告】
2010131303.tif 000016
2010131303.tif 000017
2010131303.tif 000018