(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C ：0.030〜0.090％、                 Si：0.3％以下、
Mn：0.5〜2.0％、                     P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、                    N ：0.006％以下、
Al：0.1％以下、                      Ti：0.070〜0.220％
を含有し、かつ下記（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と、
面積率で95％以上のフェライト相を有し、該フェライト相中に、微細炭化物が1.0×1022個／m3以上、セメンタイト粒子が10個／10000μm2以上析出し、前記微細炭化物の平均粒径が10nm以下であり、
板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025が20HV以下である組織を有し、引張強さ：780〜822MPaである
ことを特徴とする高強度熱延鋼板。
記
Ｃ*≧0.010      ‥‥（１）
ここで、Ｃ*＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：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、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0001〜0.0020％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
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３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
溶鋼を連続鋳造して鋳片としたのち、該鋳片に熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法において、
前記連続鋳造を、連続鋳造途中で、鋳片に、鋳片の厚み中心部の固相率が0.4の時点から0.8になるまでの圧下速度が0.5〜1.5m/minの範囲の圧下速度で圧下する軽圧下を施す連続鋳造とし、
前記鋳片を、質量％で、
C ：0.030〜0.090％、                Si：0.3％以下、
Mn：0.5〜2.0％、                    P ：0.03％以下、
S ：0.005％以下、                   N ：0.006％以下、
Al：0.1％以下、                     Ti：0.070〜0.220％
を含有し、かつ下記（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の鋳片とし、
前記熱間圧延を、前記鋳片を1150〜1300℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延とを施す圧延とし、該仕上圧延が850℃以上を仕上圧延終了温度とし、巻取温度：550〜700℃で巻き取る圧延とし、面積率で95％以上のフェライト相を有し、該フェライト相中に、微細炭化物が1.0×1022個／m3以上、セメンタイト粒子が10個／10000μm2以上析出し、前記微細炭化物の平均粒径が10nm以下であり、
板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025が20HV以下である組織を有し、引張強さ：780〜822MPaである熱延鋼板とすること、
を特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
記
Ｃ*≧0.010      ‥‥（１）
ここで、Ｃ*＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：各元素の含有量（質量％）
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0001〜0.0020％を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延後に、さらに酸洗、めっき処理を施すことを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記めっき処理に引き続き、合金化処理を施すことを特徴とする請求項８に記載の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、自動車等の部品として好適な、引張強さ：780MPa以上の高強度熱延鋼板に係り、延性と穴拡げ性及び打抜き性に優れ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】
従来から、自動車部品の多くは、素材である鋼板にプレス加工、バーリング加工等により、所望の複雑な形状に成形されている。そのため、素材である鋼板には、延性、伸びフランジ性等の加工性に優れることが要求されてきた。
【０００３】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の排出ガス規制が強化され、自動車車体の軽量化が指向され、また、衝突時の乗員の安全性を確保することが強く要求されている。このようなことから、自動車部品の高強度化が進められ、自動車部品用素材として高強度鋼板が使用されている。最近では、引張強さ：780MPa以上の高強度鋼板も使用されるようになり、このような高強度鋼板においても、加工性に優れることが要求されている。
【０００４】
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、低温靭性と穴拡げ性に優れた引張強さ590MPa以上の高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、質量％で、C：0.001〜0.05％、Si：0.01〜1.5％、Mn：0.01〜2.0％、Al：0.005〜0.05％、N：0.01％以下、Ti：0.01〜0.20％を含む組成を有する鋳片を1200℃以上に加熱し、最終仕上圧延を960℃以上で行い、仕上圧延終了後1.0ｓ以内に80℃/ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、最終仕上圧延温度より50〜200℃低い温度まで冷却し、450〜600℃で巻き取り、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方向のＸ線ランダム強度比が2.5以下である組織を有する高強度熱延鋼板を得ている。特許文献１に記載された技術によれば、仕上圧延温度を高温化して鋼板の集合組織をランダム化し、さらにその後の冷却を適正化することにより結晶粒の微細化が達成され、穴拡げ性や低温靭性が向上するとしている。
【０００５】
また、特許文献２には、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術では、質量％で、C：0.04〜0.1％、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.8〜2.0％、Nb：0.04％以下、Ti：0.06〜0.20％を含む組成を有する鋼片を1050〜1300℃に加熱した後、仕上温度を850〜1000℃として熱間圧延を行い、熱間圧延後、600〜750℃の範囲内に冷却し、1〜10sec空冷した後、15℃/s以上の冷却速度で冷却し、400℃以下で巻き取り、熱延鋼板としている。これにより、体積率で90％以上のフェライトと、3％以上10％未満のマルテンサイトとからなる組織を有し、フェライトがNbまたはTiの炭化物で強化され、引張強さが780MPa以上、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた熱延鋼板が得られるとしている。
【０００６】
また、自動車部品は、素材である鋼板に剪断加工や、打抜き加工を施したのち、種々の加工を施され、所望の形状に成形される場合が多い。打抜き加工で端面に疵や微小割れが生じると、その後の加工で、疵や微小割れに応力が集中し、大きな割れに伸展する場合がある。このため、打抜き加工における、端面の疵や微小割れの発生は、極力少なくすることが望ましいとされている。
【０００７】
このような要望に対し、例えば、特許文献３には、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、C：0.01〜0.07％、Si：0.01〜2％、Mn：0.05〜3％、Al：0.005〜0.5％、N：0.005％以下、Ti：0.03〜0.2％を含む組成を有する鋼片を、1200℃以上に加熱したのち、Ａr３変態点以上の温度で熱間仕上圧延を終了し、450〜650℃で巻き取り、熱延鋼板としている。これにより、フェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とし、硬質第２相及びセメンタイトが面積率で3％以下である組織を有し、引張強さが690MPa以上の高強度を有し、打抜き加工性に優れ、自動車部品向として好適な高強度熱延鋼板が得られるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開2012−136773号公報
【特許文献２】特開2011−184788号公報
【特許文献３】特開2005−298924号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術によれば、優れた穴拡げ性を確保できるが、しかし特許文献１、２には打抜き性についてなんの言及もなく、厳しい条件での打抜き加工にも耐えられる優れた打抜き性を有しているとは考えにくい。
【００１０】
また、特許文献３に記載された技術では、打抜き時のクリアランスが17〜23％程度である場合には、打抜き端面に欠陥の発生は認められず、端面の性状は良好であるといえる。しかし、打抜き時のクリアランスがさらに大きくなると、打抜き端面が荒れて、打抜き性が低下するという問題があった。
【００１１】
また、打抜き時のクリアランスの大きさに係らず、良好な打抜き端面が得られる打抜き性に優れた鋼板であれば、打抜き部位ごとに工具や金型を調整する手間が大幅に減少し、打抜き加工等の生産性向上に繋がるが、特許文献１〜３のいずれにも、このようなことについての言及はない。
【００１２】
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、引張強さ：780MPa以上の高強度を有し、延性と穴拡げ性に優れ、かつ打抜き性にも優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
なお、ここでいう「延性に優れる」とは、JIS 5号試験片で引張試験を行った際の全伸びElが20％以上である場合をいうものとする。また、「穴拡げ性に優れる」とは、JFS T 1001−1996の規定に準拠して行った穴拡げ試験で穴拡げ率λが80％以上である場合をいうものとする。また、「打抜き性に優れる」とは、JFS T 1001−1996の規定に準拠して、クリアランスを板厚の25％として、直径10mmφの穴を打抜いた際に、打抜き端面に割れの発生が認められない場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、引張強さ780MPa以上の高強度熱延鋼板における、加工性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、鋼板組織を面積率95％以上のフェライト相を主とする組織としたうえ、フェライト相中に平均粒径10nm以下の微細Ti炭化物を析出させ、析出強化により所望の高強度を確保すれば、引張強さ780MPa以上の高強度にもかかわらず、延性、穴拡げ性がともに向上することを知見した。
【００１５】
さらに、本発明者らは、上記した組織を有し、引張強さ780MPa以上の高強度を有する熱延鋼板の打抜き性に及ぼす各種要因について検討した。その結果、フェライト相を主とする組織を有する鋼板では、組織中に硬質な層が存在すると、打抜き性の顕著な低下に繋がることを知見した。硬質な層としては、連続鋳造製鋼板の板厚中央部に中心偏析層が存在する場合がある。中心偏析層があると、打抜き時に端面に、圧延方向に平行に（圧延面に平行に）割れる欠陥が生じることがある。しかし、更なる本発明者の研究により、中心偏析を軽減し、板厚中央位置の硬さ（中心偏析層の硬さ）が、板厚中央位置（中心偏析層）以外の部位の硬さとの差ΔHVで、20HV以下であれば、打抜き端面での上記したような欠陥発生は認められないことを知見した。
【００１６】
しかし、中心偏析層をなくしても、フェライト相を主とする組織を有する鋼板では、打抜き端面に、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れが生じ、まだ十分に打抜き性が向上していない場合があることを見出した。
【００１７】
フェライト相を主とする組織を有する鋼板では、フェライト相の変形能が高いため、打抜き時のポンチの動きに伴い、フェライト相が大きく変形する。そのため、応力が一点に集中している場合にはとくに、その箇所から圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れが発生する場合があることに思い至った。そこで、本発明者らは、応力が一点に集中することを避け、応力を多数の箇所に分散させれば、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れに進展することを回避でき、打抜き性が向上することに思い至った。なお、その多数の箇所では、マイクロボイドが形成されるが、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れに進展することはないことを確かめている。
【００１８】
そして、本発明者らは、マイクロボイドの起点として、フェライト相中に分散析出するセメンタイトが有効であることを知見し、セメンタイトの密度（析出密度または分散密度ともいう）を10個／10000μm２以上に調整することが肝要となることを見出した。
【００１９】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
【００２０】
表１に示す組成の連続鋳造片（連鋳片）に、1230℃に加熱し粗圧延と仕上圧延終了温度を890〜910℃とする仕上圧延とからなる熱間圧延を施し板厚3.2mmの熱延鋼帯（熱延鋼板）とし、600〜630℃の温度で巻き取った。
【００２１】
得られた熱延鋼帯（熱延鋼板）から、穴拡げ試験用試験片４枚を任意の箇所から採取し、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996の規定に準拠して、クリアランス：25〜30％で、試験片中央部にポンチ穴（10mmφ）を打抜き、打抜き性を評価した。打抜き性は、ポンチ穴端面を目視で観察し、割れの有無を観察することにより行った。
【００２２】
その結果、板厚方向に直角で圧延方向に平行に（圧延面に平行に）、打抜き端面に割れが生じる場合があった。そこで、打抜き端面で圧延方向に平行に、割れが生じた試験片と、割れが生じなかった試験片について、打抜き端面から5mm離れた位置からさらに硬さ測定用試験片を採取し、打抜き端面から5mm離れた位置の板厚方向断面について、JIS Z 2244 の規定に準拠して、ビッカース硬度計（荷重：25gf（試験力：0.25N））でビッカース硬さHV0.025を測定した。なお、硬さの測定位置は、板厚中央位置と、板厚1/4位置とし、各位置で10点測定し、それぞれの平均値を求めた。
【００２３】
得られた結果を表２に示す。
【００２４】
【表１】
0006036756.tif 000002
【００２５】
【表２】
0006036756.tif 000003
【００２６】
圧延方向に平行に、打抜き端面に割れが生じた試験片では、板厚中央位置の硬さHV1/2tが、板厚1/4位置の硬さHV1/4tに比べて、高い値を示している。すなわち、板厚中央部が局所的に硬くなっており、この局所的な硬さ変動が、打抜き端面で圧延方向に平行に生じた割れの原因であると推定できる。
【００２７】
つぎに、ＥＰＭＡを用いて、試験片の板厚方向に沿って元素の線分析を行った。その結果、割れが生じた試験片では、板厚中央部にC、Mnが濃化していることがわかった。この成分濃化は連続鋳造時の中心偏析に起因すると考えられる。
【００２８】
つぎに、表２に示す、板厚中央位置の硬さHV1/2tと板厚1/4位置の硬さHV1/4tとの差、ΔHV0.025（＝HV1/2t−HV1/4t）を、板厚1/4位置の硬さHV1/4tとの関係で図１に示す。図１から、中心偏析に起因すると考えられる硬い部分があっても、ΔHV0.025が、20HV以下であれば、打抜き性に及ぼす影響は小さく、打抜き端面での割れの発生は回避できることがわかる。
【００２９】
このようなことから、本発明者らは、連続鋳造時に軽圧下を施して、ΔHV0.025（＝HV1/2t−HV1/4t）が20HV以下となるように、中心偏析を軽減すれば、上記したような局所的な硬さ変動を抑制でき、打抜き端面で圧延方向に平行に、生じる割れを防止できることを見出した。
【００３０】
しかし、上記した鋳造時に軽圧下を施して中心偏析の軽減を行っても、圧延方向に平行に生じる割れは防止できるが、打抜き端面に圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れが生じる場合があることを知見した。そこで、打抜き端面から5mm離れた位置を観察面とする組織観察用試験片を採取し、板厚方向断面を観察面として研磨、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて組織観察した。その結果、打抜き端面に圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れが生じた場合には、フェライト相中のセメンタイトの析出密度が10個／10000μm２未満と少ないことを知見した。
【００３１】
そこでつぎに、表３に示すように組成を種々変化した溶鋼を溶製し、連続鋳造で鋳片とするに際し、連続鋳造途中で軽圧下を施して、鋳片とした。得られた鋳片を1230℃に加熱し、粗圧延と、仕上圧延終了温度：890〜920℃とする仕上圧延からなる熱間圧延を施して、板厚3.0mmの熱延鋼帯とし、600〜650℃で巻き取った。熱間圧延条件を表４に示す。
【００３２】
【表３】
0006036756.tif 000004
【００３３】
【表４】
0006036756.tif 000005
【００３４】
得られた熱延鋼帯から打抜き試験片を採取し、JFS T 1001−1996の規定に準拠し、クリアランス：25〜30％でポンチ穴（10mmφ）を打抜き、打抜き端面を目視で観察し、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの有無を調査した。
【００３５】
また、打抜き端面から5mm離れた位置を観察面とする組織観察用試験片を採取し、板厚方向断面を観察面として研磨、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて組織観察し、100μm×100μmの領域内に析出した、セメンタイト粒の個数を、視野数：３箇所で測定し、その平均値を求め、セメンタイト粒の析出密度（個／10000μm2）を算出した。得られたセメンタイト粒の析出密度と打抜き端面での割れの発生結果は、次式
Ｃ*（％）＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
（ここで、C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＣ*で、よく整理できることを見出した。なお、上記したＣ*を算出する際に、式中に示された元素のうち、含有されていない元素は零として計算するものとする。得られた結果を、Ｃ*との関係で図２に示す。
【００３６】
図２から、Ｃ*が0.010％以上であれば、セメンタイト粒の析出密度を10（個／10000μm2）以上とすることができ、打抜き端面における、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの発生が回避できることがわかる。
【００３７】
さらに、打抜き端面を含む端面近傍の断面組織を走査型電子顕微鏡で観察すると、打抜き端面における、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの発生が回避できた試験片では、端面近傍でセメンタイト粒周辺にマイクロボイドが形成されていた。一方、打抜き端面で上記した亀裂状の微小割れが発生した試験片では、端面近傍でフェライト相（母相）が大きく変形し、TiN等の介在物から亀裂が広がっているのが観察された。これらの知見から、セメンタイト粒が適正量分散析出した場合には、打抜き時にセメンタイト粒を起点としてマイクロボイドが多数形成され、それにより介在物等への応力集中が緩和され、介在物等からの亀裂の発生が抑制されたものと考えられる。
【００３８】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）質量％で、C：0.030〜0.090％、Si：0.3％以下、Mn：0.5〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、N：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.070〜0.220％を含有し、かつ次（１）式
Ｃ*≧0.010      ‥‥（１）
（ここで、Ｃ*＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：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と、面積率で95％以上のフェライト相を有し、該フェライト相中に、微細炭化物が1.0×1022個／m3以上、セメンタイト粒子が10個／10000μm2以上析出し、前記微細炭化物の平均粒径が10nm以下であり、板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025が20HV以下である組織を有し、引張強さ：780〜822MPaであることを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００３９】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００４０】
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0001〜0.0020％を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００４１】
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、表面にめっき層を有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００４２】
（５）溶鋼を連続鋳造して鋳片としたのち、該鋳片に熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法において、前記連続鋳造を、連続鋳造途中の鋳片に、鋳片の厚み中心部の固相率が0.4の時点から0.8になるまでの圧下速度が0.5〜1.5m/minの範囲の圧下速度で圧下する軽圧下を施す連続鋳造とし、前記鋳片を、質量％で、C：0.030〜0.090％、Si：0.3％以下、Mn：0.5〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、N：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.070〜0.220％を含有し、かつ次（１）式
Ｃ*≧0.010      ‥‥（１）
（ここで、Ｃ*＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：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の鋳片とし、前記熱間圧延を、前記鋳片を1150〜1300℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延とを施す圧延とし、該仕上圧延が850℃以上を仕上圧延終了温度とし、巻取温度：550〜700℃で巻き取る圧延とし、面積率で95％以上のフェライト相を有し、該フェライト相中に、微細炭化物が1.0×1022個／m3以上、セメンタイト粒子が10個／10000μm2以上析出し、前記微細炭化物の平均粒径が10nm以下であり、板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025が20HV以下である組織を有し、引張強さ：780〜822MPaである熱延鋼板とすること、を特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0001〜0.0020％を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記熱間圧延後に、さらに酸洗、めっき処理を施すことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（９）（８）において、前記めっき処理に引き続き、合金化処理を施すことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００４３】
本発明によれば、引張強さ：780MPa以上の高強度を有し、延性と穴拡げ性に優れ、かつ打抜き性にも優れた高強度熱延鋼板を、容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明によれば、従来には、適用が困難であった打抜き加工条件でも、打抜き端面における割れの発生を伴うことなく打抜き加工が可能となるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】打抜き端面における割れ発生に及ぼす、板厚中心位置の平均硬さと板厚1/4位置の平均硬さとの差ΔHV0.025の影響を示すグラフである。
【図２】打抜き端面における、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの発生に及ぼす、セメンタイトの析出密度とＣ*との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００４５】
まず、本発明高強度熱延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で記す。
【００４６】
本発明の高強度熱延鋼板は、C：0.030〜0.090％、Si：0.3％以下、Mn：0.2〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、N：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.070〜0.220％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
【００４７】
C：0.030〜0.090％
Cは、微細な炭化物を形成し、析出強化（分散強化）により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得て、所望の高強度を確保するためには、0.030％以上の含有を必要とする。一方、0.090％を超える含有は、粗大な炭化物の析出を招き、所望の高強度、所望の延性、伸びフランジ加工性等の高加工性を確保できなくなる。このため、Cは0.030〜0.090％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.035〜0.080％である。
【００４８】
Si：0.3％以下
Siは、固溶して、鋼板の強度を増加する作用を有する元素であり、高強度鋼板には通常積極的に0.01％以上含有されている。しかし、Siは偏析しやすく、板厚中央部の硬さを局所的に増加させる原因となる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.2％以下である。また、過度の低減は、コストの高騰を招くため、実用的には、0.01％程度以上とすることが好ましい。
【００４９】
Mn：0.2〜2.0％
Mnは、固溶して鋼板の強度を増加させるとともに、γ→α変態点を低下させ、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。γ→α変態点が低温である場合には、巻き取り前には炭化物の析出が抑制され、巻き取り時に微細炭化物を析出させることができる。このような効果を確保するためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、Mnは偏析傾向が強く、2.0％を超えて多量に含有すると、板厚中心部に中心偏析層を形成する傾向が強くなり、打抜き性が低下する。このため、Mnは0.2〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.4％である。
【００５０】
P：0.03％以下
Pは、固溶して鋼板強度を増加させる作用を有するが、偏析傾向が強く、0.03％を超える多量の含有は伸びフランジ性、打抜き性の低下を招く。このため、本発明では、Pは0.03％以下に限定した。なお、鋼板特性の観点からは、Pはできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、実用的には、0.001％程度以上とすることが好ましい。
【００５１】
S：0.005％以下
Sは、Mn、Ti等と結合し鋼中では硫化物として存在し、伸び、穴拡げ性の低下を招く。このため、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.005％までは許容できる。このことから、Sは0.005％以下に限定した。なお、過度のSの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが好ましい。
【００５２】
N：0.006％以下
Nは、炭窒化物形成元素であるTiと結合し、強度向上に有効に寄与するTi炭化物を形成するためのTi量が低減する。このため、本発明では極力低減することが望ましいが、0.006％までは許容できる。また、0.006％を超えて過剰に含有すると、穴拡げ性が低下する。このため、Nは0.006％以下に限定した。
【００５３】
Al：0.1％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0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて含有すると、介在物が多量に生成され、清浄度が低下するとともに、伸び、穴拡げ性等の加工性が低下する。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.06％以下である。
【００５４】
Ti：0.070〜0.220％
Tiは、10nm以下の微細な炭化物（Ti炭化物）の形成に寄与し、粒子分散強化（析出強化）により所望の高強度を確保するために、本発明では重要な元素である。このような効果を確保するためには、0.070％以上の含有を必要とする。一方、0.220％を超えて多量に含有すると、炭化物が粗大化し、所望の高強度、所望の穴拡げ性を確保することができなくなる。このため、Tiは0.070〜0.220％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.080〜0.180％である。
【００５５】
上記した成分が基本の成分であり、基本の成分に加えてさらに、必要に応じて、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、B：0.0001〜0.0020％、を含有することができる。
【００５６】
V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％のうちから選ばれた１種または２種以上
V、Nb、Moはいずれも、Tiと同様に、ナノサイズの微細な炭化物を形成し、粒子分散強化（析出強化）により鋼板強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上、選択して含有できる。このような効果を得るためには、V：0.010％以上、Nb：0.010％以上、Mo：0.010％以上、それぞれ含有することが好ましい。一方、V：0.400％、Nb：0.300％、Mo：0.300％を、それぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、含有する場合は、それぞれ、V：0.010〜0.400％、Nb：0.010〜0.300％、Mo：0.010〜0.300％の範囲に限定することが好ましい。
【００５７】
B：0.0001〜0.0020％
Bは、γ（オーステナイト）→α（フェライト）変態を抑制する作用を有し、本発明では必要に応じて含有できる。Bは、γ→α変態の抑制を介して、炭化物の微細析出による強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.0020％を超える含有は、鋼の焼入れ性の増大を介して、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質第二相の生成を促進し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Bは0.0001〜0.0020％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。
【００５８】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
【００５９】
本発明では、上記した各成分を上記した範囲内で、かつ次（１）式
Ｃ*≧0.010      ‥‥（１）
（ここで、Ｃ*＝C−（12/48）×Ti＋（12/14）×N＋（12/32）×S−（12/51）×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo
C、Ti、N、S、V、Nb、Mo：各元素の含有量（質量％））
を満足するように、調整して含有する。
【００６０】
本発明熱延鋼板では、10nm以下の微細な炭化物を析出させて、所望の高強度を確保し、さらに適正量のセメンタイトを析出させて、打抜き性を向上させる。セメンタイトを形成させるためには、Ti、V、Nb、Moが微細な炭化物を形成したのちに、鋼中にフリーCを存在させる必要がある。Ｃ*は、Ti、V、Nb、Moが炭化物を、Tiが、窒化物、硫化物を形成したのちに、フリーCとして残るC量を表す。Tiは炭化物以外に、窒化物、硫化物を形成する。
【００６１】
（１）式を満足しない場合、すなわち、Ｃ*が0.010未満では、セメンタイトが形成できるほどの炭素Cが鋼中に存在しないため、適正量のセメンタイトを分散析出させることができない。このため、打抜き時にマイクロボイドを形成する起点がなくなり、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れを生成し、打抜き性が低下する。
【００６２】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O：0.03％以下、Cu、Cr、Ni、Ca、Wなどを合計で0.1％以下が許容できる。
【００６３】
つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定について、説明する。
【００６４】
本発明熱延鋼板は、面積率で95％以上のフェライト相を有し、該フェライト相中に、微細炭化物が1.0×1022個／m3以上、セメンタイトが10個／10000μm2以上、析出し、該微細炭化物の平均粒径が10nm以下で、板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔ（または板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔ）との差ΔHV0.025が20HV以下である、中心偏析が低減した組織を有する。
【００６５】
フェライト相：面積率で95％以上
本発明では、鋼板組織を実質的にフェライト単相とする。ここでいう「実質的に」とは、組織全体に対する面積率で95％以上である場合をいう。これにより、伸び、穴拡げ性等の加工性が向上する。フェライト相が95％未満では、所望の加工性を確保できなくなる。なお、フェライト相以外の第二相としては、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相が挙げられる。
【００６６】
微細炭化物：1.0×1022個／m3以上、平均粒径10nm以下
フェライト相中に、微細炭化物を析出分散させることにより、粒子分散強化（析出強化）により鋼板強度が増加する。所望の高強度（引張強さ：780MPa以上）を確保するためには、フェライト相中に析出する微細炭化物の平均粒径が10nm以下で、さらに、1.0×1022個／m3以上分散析出させる必要がある。炭化物の平均粒径が10nmを超えると、あるいは析出密度が1.0×1022個／m3未満では、粒子分散強化（析出強化）作用が低下し、所望の高強度（引張強さ：780MPa以上）を確保することができない。炭化物の析出密度、平均粒径は、熱延鋼板から薄膜用試験片を採取し、研削、機械研磨、電解研磨により薄膜とし、透過型電子顕微鏡（倍率：300000倍）を用いて、組織を観察し、得られた組織写真を用いて、フェライト相（母相）中に析出した炭化物を観察することにより求めた。
【００６７】
析出密度は、透過型電子顕微鏡（倍率:300000倍）を用いて、視野中の析出物の個数を視野の体積で除算することにより求めた。視野の体積を求めるのに必要な試料厚さは、例えば、電子エネルギー損失分光（EELS）装置のついた透過型電子顕微鏡を用い、Egerton, R.F.：Electron Energy Loss Spectroscopy in the Electron Microscope, 2nd ed. Plenum Press, New York, 1986, 304-305.に記載の方法で、視野中の電子の弾性散乱強度と非弾性散乱強度の比から算出できる。なお、ここでいう「平均粒径」とは、透過型電子顕微鏡で観察した析出物像から、任意に選んだ析出物（粒子）100個につき、析出物（粒子）の最も長い部分（最大長さ）を測定し、算術平均して得たものをいうものとする。なお、セメンタイトと炭化物とは、電子顕微鏡内に設置された分析装置により判別した。
【００６８】
セメンタイト粒子：10個／10000μm2以上
フェライト相（母相）中に硬質なセメンタイト粒子を多数分散させることにより、打抜き加工時に、セメンタイト粒子近傍で（もしくはセメンタイトを起点として）マイクロボイドが形成され、応力が一点に集中することを防止でき、板厚方向、つまり圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの発生を防止できる。このような効果を得るためには、セメンタイト粒子を10個／10000μm2以上、析出分散させることを必要とする。なお、析出分散量の上限は、上記したＣ*量により決められるが、伸びフランジ性向上の観点から1000個／10000μm2以下とすることが好ましい。本発明熱延鋼板で、析出するセメンタイト粒子の粒径は、平均で0.05〜2μm程度である。
【００６９】
セメンタイト粒子の析出分散量は、熱延鋼板の任意の位置から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）の板厚方向断面の1/4ｔまたは3/4ｔ位置を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて３視野以上観察し、視野（100μm×100μm）内に観察されたセメンタイト粒子の個数を測定し、平均して当該鋼板のセメンタイト粒子数（平均）とした。
【００７０】
板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025：20HV以下
本発明熱延鋼板では、中心偏析を軽減し、偏析部の硬さ（板厚中央位置の硬さ）を低下させ、板厚中央位置以外の他の周辺位置の硬さ（代表として、板厚1/4位置の硬さまたは板厚3/4位置の硬さを選定）に近づけて、打抜き加工時に発生する割れ（板厚方向に直角で圧延方向に平行な割れ）を防止する。
【００７１】
板厚中央位置の硬さHV1/2ｔと板厚1/4位置の硬さHV1/4ｔまたは板厚3/4位置の硬さHV3/4ｔとの差ΔHV0.025を20HV以下となるように、板厚中央位置の硬さHV1/2ｔを低減すれば、打抜き加工時に発生する割れを防止できる。ΔHV0.025が20HVを超えると、中心偏析の低減が不足し、打抜き加工時に割れ（板厚方向に直角で圧延方向に平行な割れ）が発生し、打抜き性が低下する。板厚中央位置の硬さHV1/2ｔは、連鋳時の軽圧下により、有効に低下できる。なお、ΔHV0.025の低下は、連鋳時の軽圧下以外の手段で行っても問題ない。
【００７２】
硬さの測定は、JIS Z 2244の規定に準拠して、ビッカース硬度計（荷重：25gf（0.25N））を用いて測定する。偏析の幅は、板厚にも依存するが、荷重：25gf（0.25N）のビッカース硬度計で測定すれば、圧痕の大きさを概ね偏析幅内に収めることができ、偏析部の硬さを反映できると考えられる。測定位置は、板厚中央位置として、板厚中央部に偏析起因の線（中央偏析線）が確認できる場合には、中央偏析線上を、中央偏析線が見えない場合には、板厚中央位置（板厚1/2位置）とすればよい。例えば、測定位置で10点測定し、その算術平均を板厚中央位置の厚さとすればよい。また、板厚1/4位置または板厚3/4位置として、板厚1/4位置、板厚3/4位置で、各々５点測定し、それら10点の算術平均を板厚1/4位置または板厚3/4位置の硬さとすればよい。
【００７３】
なお、上記した熱延鋼板の表面に、さらにめっき層を形成してもよい。表面に形成するめっき層の種類はとくに限定することはなく、公知のめっき層がいずれも適用できるが、なかでも、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層とすることが好ましい。
【００７４】
次に、本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００７５】
本発明では、上記した組成となるように溶製した溶鋼を、連続鋳造して鋳片とする。溶製方法はとくに限定する必要はなく、転炉等、通常公知の溶製方法がいずれも適用できる。
【００７６】
本発明では、連続鋳造を、連続鋳造途中の鋳片に、最終凝固位置における凝固収縮に見合うように圧下量を調節した軽圧下を行う連続鋳造とする。ここでいう「軽圧下」とは、圧下量が鋳片の凝固収縮量と同等の値になるように、鋳造方向に並んだロールで鋳片を圧下することをいう。「軽圧下」により鋳片の厚み中心部への濃化溶鋼の集積を防止することができる。具体的には、「軽圧下」とは、鋳片の厚み中心部の固相率が0.4以下の時点から0.8以上になる時点まで圧下を行い、鋳片の厚み中心部の固相率が0.4の時点から0.8になる時点までの圧下速度が0.5〜1.5mm/minの範囲の圧下速度で鋳片を圧下する場合をいう。固相率がこの範囲での圧下速度が0.5mm/min未満では、濃化溶鋼の流動を十分に阻止することができない。一方、圧下速度が1.5mm/minを超えると、濃化溶鋼が鋳造方向とは逆方向に絞り出され、鋳片中心部に負偏析が生成される恐れがある。
【００７７】
圧下時の鋳片の固相率が厚み中心部で、0.4未満では、未凝固部が多すぎて、軽圧下では、中心偏析の形成を防止することが難しい。一方、0.8超えでは、固相が多くなり、圧下による未凝固部の排出が、とくに軽圧下では難しくなる。このようなことから、軽圧下を行う時期を、厚み中心部で固相率：0.4〜0.8である鋳片に施すことが好ましい。
【００７８】
なお、中心偏析の軽減方法は、上記した軽圧下以外の方法、例えば電磁撹拌を用いて行っても良い。
【００７９】
本発明では、上記したような連続鋳造法で得られた鋳片に、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳片を1150〜1300℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延とを施す圧延とする。
【００８０】
加熱温度：1150〜1300℃
熱間圧延での変形抵抗を低下させ、鋳片中に析出した炭化物等を固溶させるために、1150℃以上の加熱を必要とする。一方、1300℃を超える高温では、加熱炉の負担が増大するとともに、スケールロスによる歩留低下が著しくなる。このため、鋳片の加熱温度は1150〜1300℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは1180〜1260℃である。なお、鋳造後の鋼素材が、オーステナイト単相域の温度である場合は、加熱することなく、直送圧延してもよい。
【００８１】
また、粗圧延は、所定のシートバー形状とすることができればよく、とくにその条件を限定する必要はない。仕上圧延は、Ａr３変態点以上であればよく、本発明では850℃以上を仕上圧延終了温度とし、圧延終了後冷却し、巻取温度：550〜700℃で巻き取る圧延とする。
【００８２】
仕上圧延終了温度：850℃以上
仕上圧延終了温度が850℃未満となると、フェライトが生成しそれに伴い、微細な炭化物が析出し、強度が増加するため変形抵抗が増大し、圧延機の通板性が低下する。また、生成したフェライトが加工され延伸してバンド状組織を形成し、延性の低下を招く。このため、仕上圧延終了温度はＡr３変態点以上である850℃以上に限定した。なお、好ましくは880℃以上である。
【００８３】
仕上圧延後の冷却は、とくに限定しない。空冷、あるいは、550〜700℃で巻き取れるように、衝風冷却、水冷却等とすることが好ましい。圧延後の冷却は、仕上圧延終了温度から巻取温度までの平均で10℃/s以上の冷却速度とすることが好ましい。より好ましくは30℃/s以上である。
【００８４】
巻取温度：550〜700℃
炭化物の析出形態を、強度増加に寄与する適正な形態とするために、巻取温度を550〜700℃の範囲の温度に調整する。巻き取られたのち、まず、Ti炭化物等の微細な炭化物が析出し、その後、残った炭素でセメンタイトが形成される。巻取温度が550℃未満では、セメンタイトの析出が優先し、大きさ10nm以下の微細な炭化物の析出量が少なくなり、所望の高強度を確保できなくなる。一方、700℃を超える温度では、炭化物が粗大化し、所望の高強度を確保できなくなる。
【００８５】
なお、本発明では、熱間圧延後に、さらに酸洗、めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施し、鋼板表面にめっき層、あるいは合金化めっき層を形成してもよい。また、めっき層の付着量は、用途に応じて、適宜決定すればよく、とくに限定する必要はない。酸洗、めっき処理、合理化処理は、常用の方法がいずれも適用できる。
【００８６】
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００８７】
転炉で表５に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）（肉厚：250mm）とした。なお、連続鋳造途中の鋳片に、表６に示す条件で圧下を施した。ついで、得られたスラブ（鋳片）を、表６に示す加熱温度に加熱し、粗圧延と表６に示す仕上圧延終了温度の仕上圧延からなる熱間圧延を施し、表６に示す冷却速度で冷却し、表６に示す巻取温度でコイル状に巻き取り、熱延鋼帯（熱延鋼板：板厚3.2mm）とした。なお、一部の熱延鋼板には、熱間圧延後、酸洗を施し、さらに480℃の溶融亜鉛めっき浴（0.1％Al−Zn浴）中に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。なお、付着量は、片面当たりの付着量で45g/m2とした。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板の一部では、さらに520℃でめっき層の合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層とした。
【００８８】
得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、硬さ試験、穴拡げ試験、打抜き試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、組織を現出し、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて組織を観察し撮像し、得られた組織写真を用いて、組織の種類、組織分率（面積率）を求めた。さらに、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）の板厚方向断面の板厚1/4位置を研磨、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて３視野以上観察し、各視野（100μm×100μm）内に観察されたセメンタイト粒子の個数を測定し、その算術平均を求め、当該鋼板のセメンタイト粒子の析出密度（個／10000μm2）とした。また、それぞれの視野において観察されたセメンタイト粒子につき、粒子の最も長い部分（最大長さ）を測定し、各粒子の最大長さの算術平均を当該鋼板のセメンタイト粒子の平均粒径とした。なお、すべての鋼板のセメンタイト粒子の平均粒径は、0.05〜2μmの範囲にあった。
【００８９】
また、得られた熱延鋼板から薄膜用試験片を採取し、研削、機械研磨、電解研磨により薄膜とし、透過型電子顕微鏡（倍率：300000倍）を用いて、組織を観察し、少なくとも５視野を撮像した。得られた組織写真を用いて、フェライト相（母相）中に析出した炭化物の平均粒径、析出密度（個／m3）を求めた。炭化物の平均粒径は、任意に選んだ100個の炭化物について、その最大長さを測定し、算術平均して、当該熱延鋼板の炭化物の平均粒径とした。また、炭化物の析出密度は、透過型電子顕微鏡に付属のEELSを用い、電子の弾性散乱と非弾性散乱の強度比から視野の試料厚さを求め、視野中の炭化物の個数を視野の面積×試料厚さで除算することにより求めた。
なお、セメンタイトと炭化物とは、電子顕微鏡内に設置された分析装置により判別した。
【００９０】
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が引張方向となるように、JIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）硬さ試験
得られた熱延鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、圧延方向と平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食し組織を現出したのち、ビッカース硬度計（荷重：25gf（試験力：0.25N）を用いて、ビッカース硬さHV0.025を測定した。測定位置は、板厚中央位置と、板厚1/4位置および板厚3/4位置とした。なお、板厚中央部に偏析起因の線（中央偏析線）が確認できる場合には、中央偏析線上を、中央偏析線が見えない場合には、板厚中央位置（板厚1/2位置）とした。各測定位置で、各10点測定し、その算術平均を当該板厚位置の硬さとした。なお、板厚1/4位置、板厚3/4位置では、測定点は各５点とし、それら10点の算術平均を当該板厚1/4位置の硬さとした。得られた値をもちい、板厚中央位置の硬さHV1/2tと、板厚1/4位置の硬さHV1/4tの差、ΔHV0.025（＝HV1/2t−HV1/4t）を算出した。
（４）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から試験片（大きさ：130×130mm）を採取し、JFS T 1001−1996の規定に準拠し、試験片に打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の12.5％）で、初期穴（直径10mmφ：ｄ０）を形成した。該初期穴に、ポンチ側から頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該初期穴を押し広げ、亀裂が板厚を貫通したときの穴径ｄを測定し、次式
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×100％
で、穴拡げ率λを算出した。
（５）打抜き試験
穴拡げ試験と同様に、得られた熱延鋼板から試験片（大きさ：130×130mm）を採取し、JFS T 1001−1996の規定に準拠し、試験片に打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の25％）で、穴（直径10mmφ）を打抜いた。打抜いた穴の端面を目視で、観察し、圧延方向に平行な割れ、および圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの有無を調べ、打抜き性を調査した。なお、クリアランスを試験片板厚の12.5％として、同様に、試験片に打抜き加工で、穴（直径10mmφ）を打抜き、打抜いた穴の端面を目視で、観察し、圧延方向に平行な割れ、および圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの有無を調べた。クリアランスが試験片板厚の12.5％および25％で、ともに割れなしの場合を「○」、クリアランスが試験片板厚の12.5％でのみ割れなしの場合を「△」、両方とも割れありの場合を「×」として評価した。
【００９１】
得られた結果を表７に示す。
【００９２】
【表５】
0006036756.tif 000006
【００９３】
【表６】
0006036756.tif 000007
【００９４】
【表７】
0006036756.tif 000008
【００９５】
本発明例はいずれも、引張強さ：780MPa以上の高強度と、全伸びElが20％以上の高延性と、穴拡げ率λが80％以上の高穴拡げ性とを有し加工性に優れ、さらに、クリアランスが板厚の12.5％の場合はもちろん、クリアランスを板厚の25％としても、打抜き端面に、圧延方向に平行な割れや、圧延方向に垂直な方向に延びる亀裂状の微小割れの発生が認められず、打抜き性評価が「○」であり、打抜き性にも優れ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、強度が不足しているか、穴拡げ性が不足しているか、打抜き性評価が「△」、「×」であり、打抜き性が低下している。本発明の範囲を外れる比較例では、クリアランスが板厚の12.5％の場合には良好な打抜き端面を呈する場合でも、クリアランスを板厚の25.0％とすると、割れが発生している。
【図１】
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【図２】
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