(57)【要約】      （修正有）【課題】加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は耐疲労性に優れた部分と当該部分よりも硬度が高く耐摩耗性に優れた部分とを得ることができる熱延鋼板の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ＞０．３０〜０．５０％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、Ａｌ＜０．０１％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、板厚３〜２０ｍｍで、下記（１）式を満足し、固溶Ｎ≧０．００７％で、フェライト母相中に球状セメンタイトが分散した組織を含み、フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍであり、フェライト及びパーライト以外の金属組織の面積率≦７．０％である熱延鋼板。[％Ａｌ]／[％Ｎ]≦０．４（１）；但し、[％Ａｌ]、[％Ｎ]は質量％で示したＡｌ、Ｎ含有量【選択図】図１
2018062692.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．３０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｍｎ：０．２質量以上、１質量％以下、        
Ｐ  ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、
Ａｌ：０．０１質量％未満（０質量％を含まない）、
Ｎ  ：０．００８質量％以上、０．０２５質量％以下、
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
板厚が３〜２０ｍｍであり、
下記の（１）式を満足し、且つ固溶Ｎ：０．００７質量％以上であり、
フェライト母相中に球状セメンタイトが分散した金属組織を含み、フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲であり、
フェライトおよびパーライト以外の金属組織の面積率が７．０％以下である熱延鋼板。
[％Ａｌ] ／ [％Ｎ] ≦ ０．４    （１）
但し、[％Ａｌ]は質量％で示したＡｌ含有量であり、[％Ｎ]は質量％で示したＮ含有量。
【請求項２】
Ｎｂ：０．２質量％以下（０％を含まない）およびＶ：０．２質量％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含む請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
ＴｉおよびＺｒの少なくとも一方を更に含み、ＴｉとＺｒの合計含有量が０．０６質量％以下（０質量％を含まない）である請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：２．０％質量以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含む請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
Ｃｕ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｏ：５．０質量％以下（０質量%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含む請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項６】
Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｐｂ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＢｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含む請求項１〜５のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間加工中は良好な冷間加工性を有し、加工後は所定の表面硬さを有するように加工硬化特性および焼入硬化性に優れる熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境保護の観点から、自動車の燃費向上を目的として、例えばギアなどのトランスミッション部品およびケース等の自動車用の各種部品に用いられる鋼材の軽量化、すなわち高強度化に対する要求が益々高まっている。このような軽量化・高強度化の要請に応えるために、一般には、棒鋼を熱間鍛造した鋼材（熱間鍛造材）が用いられてきた。また、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量削減のため、これまで熱間鍛造によって加工されていたギアなどの部品の冷間鍛造化に関する要求も高まっている。
【０００３】
ところで、冷間加工（冷間鍛造）は、熱間加工および温間加工と比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりがともに良好であるという利点を有する。しかし、このような冷間加工によって部品を製造する場合に問題となるのは、冷間加工された部品の強度を所定値以上にするためには、必然的に加工前の強度が高い、すなわち変形抵抗の高い鋼材を用いる必要があることである。ところが、使用する鋼材の変形抵抗が高くなるほど冷間加工用金型の寿命が短くなるだけでなく、冷間加工時に割れが発生しやすいという問題がある。
【０００４】
このため、従来は、鋼材を所定形状に冷間鍛造した後、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことで、加工前の鋼材の強度をそれほど高くしなくても加工後に所定の強度（硬さ）が確保できる高強度部品を製造する方法が実施されることもあった。しかしながら、冷間鍛造後の熱処理は、部品寸法が不可避的に変化するため、熱処理後に切削などの二次的な機械加工により修正する必要があり、熱処理およびその後の加工が省略できるような解決策が望まれていた。
【０００５】
上記課題を解決すべく、たとえば、低炭素鋼で固溶Ｃを利用して常温時効の進行を抑制し、歪時効による所定の時効硬化量を確保することで、歪時効特性に優れた冷間鍛造用線材・棒鋼が得られることが知られている（特許文献１参照）。
しかしながら、この技術は、固溶Ｃ量のみによって歪時効を制御するものであり、十分な冷間加工性と、加工後の所要の硬さ・強度を両立する鋼材を得ることは困難な場合があった。
【０００６】
そこで、本出願人は、鋼材に含まれる固溶Ｃと固溶Ｎが変形抵抗と静的ひずみ時効に及ぼす影響の違いに着目し、種々検討した結果、これらの固溶元素の量を適正に制御することで、加工中は良好な冷間加工性を発揮しつつ、冷間加工（冷間鍛造）後は所定の表面硬さ（強度）を示す機械構造用鋼材が得られることを知見し、すでに特許出願を行っている（特許文献２参照）。
【０００７】
この鋼材は、冷間加工性と加工後の高硬度化（高強度化）の両立を実現したものであるが、上記特許文献１に記載された線材・棒鋼と同様、熱間鍛造材であり、製造コストが高いことが難点であった。そこで、製造コストのさらなる低コスト化のために、従来の熱間鍛造材に替えて、熱延鋼板で自動車用部品を冷間加工により作製することも検討されている。
【０００８】
たとえば、窒化処理後に高い表面硬度および十分な硬化深さが得られる窒化処理用の熱延鋼板が提案されている（特許文献３参照）。
しかしながら、この技術は、冷間加工後にさらに窒化処理を必要とするものであり、十分な低コスト化が実現できない問題がある。
【０００９】
また、Ｃ：０．１０質量％以下、Ｓｉ：０．０１質量％未満、Ｍｎ：１．５質量％以下およびＡｌ：０．２０質量％以下を含有すると共に、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／２：０．０５〜０．５０質量％の範囲で含有し、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｏ：０．００４質量％以下でＳ、ＮおよびＯの合計が０．０１００質量％以下を含む組成とし、かつミクロ組織を９５％以上の実質的フェライト単相組織とする熱延鋼板が提案されており、この熱延鋼板は、精密打ち抜き加工面の寸法精度に優れ、かつ加工後の打ち抜き面の表面硬度が極めて高く、さらには耐赤スケール疵性にも優れるとしている（特許文献４参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平１０−３０６３４５号公報
【特許文献２】特開２００９−２２８１２５号公報
【特許文献３】特開２００７−１６２１３８号公報
【特許文献４】特開２００４−１３７６０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、部品によっては、１つの部品で例えば、４４０ＨＶ以上の高い硬度（とりわけ表面硬度）を有することにより高い耐摩耗性を確保することが必要な部分と、この部分とは別の部分で、２８０ＨＶ以上の中硬度（例えばＨＶ２８０〜４００）を有することで高い疲労強度（引張強さ７８０ＭＰａ級の疲労強度）を有する部分との両方が必要な場合がある。
【００１２】
従来は、高い表面硬度を得ることができる鋼材を用いて、硬さ４４０ＨＶ以上の高硬度を有する部材を形成し、一方で中硬度を得るのに適した鋼材を用いて、硬さ２８０ＨＶ程度以上の中硬度を有する部材を形成し、これら２つの部材を接合して高硬度部分と中硬度部分を有する部品を製造していた。
しかし、このような方法は製造コストが高く、低コスト化が求められていた。
【００１３】
本発明の実施形態は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は耐疲労性に優れた部分と、当該部分よりも硬度が高く耐摩耗性に優れた部分とを得ることができる熱延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明の実施形態に熱延鋼板は、Ｃ：０．３０質量％超、０．５０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｎ：０．２質量以上、１質量％以下、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０１質量％未満（０質量％を含まない）、Ｎ：０．００８質量％以上、０．０２５質量％以下、を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、板厚が３〜２０ｍｍであり、下記の（１）式を満足し、且つ固溶Ｎ：０．００７質量％以上であり、フェライト母相中に球状セメンタイトが分散した組織を含み、フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲であり、フェライトおよびパーライト以外の金属組織の面積率が７．０％以下である熱延鋼板である。
[％Ａｌ] ／ [％Ｎ] ≦ ０．４    （１）
但し、[％Ａｌ]は質量％で示したＡｌ含有量であり、[％Ｎ]は質量％で示したＮ含有量。
【００１５】
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、Ｎｂ：０．２質量％以下（０％を含まない）およびＶ：０．２質量％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含んでよい。
【００１６】
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、ＴｉおよびＺｒの少なくとも一方を更に含み、ＴｉとＺｒの合計含有量が０．０６質量％以下（０質量％を含まない）であってよい。
【００１７】
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：２．０％質量以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含んでよい。
【００１８】
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、Ｃｕ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｏ：５．０質量％以下（０質量%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含んでもよい。
【００１９】
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｐｂ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＢｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を更に含んでよい。
【発明の効果】
【００２０】
本発明の実施形態により、加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は耐疲労性に優れた部分と、当該部分よりも硬度が高く耐摩耗性に優れた部分とを得ることができる熱延鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】図１は、くさび型圧縮試験の概要を示す模式断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは鋭意検討した結果、詳細を後述するように、所定の成分を有し、板厚を３〜２０ｍｍとし、固溶Ｎ量を０．００７質量％以上とし、Ａｌ含有量とＮ含有量の比率を（１）式を満足するようにし、金属組織をフェライト母相中に球状セメンタイトが分散した組織とし、フェライトの平均結晶粒径が３〜３５μｍの範囲とし、フェライトおよびパーライト以外の金属組織の面積率を７．０％以下とすることで、加工中は良好な冷間加工性を示し、加工後は耐疲労性に優れた部分と、当該部分よりも硬度が高く耐摩耗性に優れた部分とを得ることができる熱延鋼板を得ることができることを見出した。
[％Ａｌ] ／ [％Ｎ] ≦ ０．４    （１）
但し、[％Ａｌ]は質量％で示したＡｌ含有量であり、[％Ｎ]は質量％で示したＮ含有量。
【００２３】
すなわち、本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、加工性に優れる冷間加工が容易であり、冷間加工による加工硬化によって例えば、硬さ２８０ＨＶ程度以上の中硬度（例えばＨＶ２８０〜４００）をまで強度上昇させることができる。そして、本発明の実施形態に係る鋼板は、焼入れ性に優れることから、一部分だけ局部的に焼入れを行うことでこの部分の硬さを例えば４４０ＨＶ以上とし局部的に耐摩耗性に優れた部分を形成できる。なお、このように一部分だけを焼入れするためには、例えば高周波誘導加熱のような急速加熱を行い、焼入れを行う（例えば、高周波焼入れ）ことが好ましい。
これにより、単一の熱延鋼板により、耐疲労性に優れた部分と耐摩耗性に優れた部分とを有する部品を一体で製造することが可能となる。
以下に本発明の実施形態に係る熱延鋼板の詳細を説明する。
【００２４】
１．板厚
本発明の実施形態に係る鋼板は、板厚が３〜２０ｍｍである。板厚が３ｍｍ未満では、構造体としての剛性の確保が困難である。一方、板厚が２０ｍｍを超えると、所望の組織形態を得ることが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は４〜１８ｍｍである。
【００２５】
２．組成
本発明の実施形態に係る鋼板の成分組成について説明する。
【００２６】
（１）Ｃ：０．３０質量％以下（０質量％を含まない）
Ｃは、鋼板の組織の形成に大きな影響を及ぼす元素である。本発明の実施形態に係る熱延鋼板の主な組織はフェライト−パーライト複相組織ではあるが、できるだけパーライトの少ないフェライト主体の組織とするために、含有量を制限する必要がある元素である。Ｃを過剰に含有させると、鋼板組織中のパーライト分率が上昇し、パーライトの加工硬化によって変形抵抗が過大となるおそれがある。そこで、鋼板中のＣ含有量は、０．３０質量％以下、好ましくは０．２５質量％以下、より好ましくは０．２０質量％以下に制限する。ただし、Ｃの含有量が少なすぎると、鋼の溶製中における脱酸が困難になるので、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．０００８質量％以上、さらに好ましくは０．００１質量％以上とする。
【００２７】
（２）Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｓｉは、鋼中に固溶することによって鋼板の変形抵抗を増加させるため、低減する必要がある元素である。そのため、鋼板中のＳｉ含有量は、変形抵抗の増加を抑制するため、０．５質量％以下、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４質量％以下、特に好ましくは０．３質量％以下に制限する。しかし、Ｓｉの含有量が極端に少ないと、溶製中の脱酸が困難になるので、好ましくは０．００５質量％以上、より好ましくは０．００８質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上とする。
【００２８】
（３）Ｍｎ：０．２〜１質量％
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸および脱硫の作用を有する元素である。さらに鋼材中のＮの含有量を高めた場合、加工中の発熱による動的ひずみ時効によって割れが発生しやすくなるが、Ｍｎは加工性を低下させるＳと結合して加工性を向上させ、割れを抑制する効果がある。したがって本発明では、Ｎ含有量が多い場合でも加工性を確保するため、鋼材中のＭｎ含有量は０．２質量％以上、好ましくは０．２２質量％以上、より好ましくは０．２５質量％以上とする。ただし、Ｍｎ含有量が過剰になると変形抵抗が過大となり、偏析による組織の不均一性が生じるので、１質量％以下、好ましくは０．９８質量％以下、より好ましくは０．９５質量％以下とする。
【００２９】
（４）Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）
Ｐは鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、これがフェライトに含有されるとフェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化して変形抵抗の増大の原因となる元素である。そこで、Ｐの含有量は冷間加工性の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くため、工程能力を考慮して、０．０５質量％以下、好ましくは０．０３質量％以下とする。
【００３０】
（５）Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）
ＳもＰと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用もある。そこで、変形能を向上させる観点から、Ｓ含有量を０．０５質量％以下、好ましくは０．０３質量％以下とする。ただし、Ｓ含有量を０にすることは工業上困難である。なお、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、好ましくは０．００２質量％以上、より好ましくは０．００６質量％以上含有させる。
【００３１】
（６）Ａｌ：０．０１質量％未満
Ａｌは、製鋼過程において脱酸に有効な元素であるが、加熱、圧延、冷却工程において、条件によってはＡｌＮを形成し、加工硬化特性を発揮させるために必要な固溶Ｎ量を低減させる。このようなことが起きる場合、脱酸をＳｉまたはＣａなど他の脱酸元素で代替することによって、鋼材中のＡｌ含有量を低くすることが好ましい。上述のように製造条件が好ましくない場合においても、Ａｌ濃度を０．０１質量％未満にすることによって、必要な固溶Ｎ量が確保でき、安定した加工硬化特性が得られるようになる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下とする。
【００３２】
（７）Ｎ：０．００８〜０．０２５質量％
Ｎは加工後の静的ひずみ時効によって所定の強度を得るために重要な元素である。そこで、鋼材中のＮ含有量は、０．００８質量％以上、好ましくは０．００８５質量％以上、さらに好ましくは０．００９質量％以上とする。ただし、Ｎの含有量が過剰になると溶解鋳造時にブローホールが生成するとともに、静的ひずみ時効のほか、加工中の動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加することから、０．０２５質量％以下、好ましくは０．０２３質量％以下、さらに好ましくは０．０２質量％以下とする。
【００３３】
（８）Ａｌ含有量とＮ含有量の関係
Ａｌ含有量とＮ含有量が以下の（１）式を満足する。
[％Ａｌ] ／ [％Ｎ] ≦ ０．４    （１）
但し、[％Ａｌ]は質量％で示したＡｌ含有量であり、[％Ｎ]は質量％で示したＮ含有量。
[％Ａｌ] ／ [％Ｎ] は固溶Ｎ濃度に影響する。具体的には、この値が小さいほどより高い固溶Ｎ量を実現できる。これに加え、[％Ａｌ] ／ [％Ｎ]の値が小さいほどＮの活量が増加し、有効にＮが歪時効に寄与する。従って（１）式に示される[％Ａｌ] ／ [％Ｎ]の値の上限を０．４とし、好ましくは０．３、さらに好ましくは０．２とする。後述する固溶Ｎ量も重要であるが、この比を満たした上での後述の固溶Ｎ量を満足することにより、有効にひずみ時効を作用させることができる。
【００３４】
（９）残部
本発明の１つの実施形態に係る熱延鋼板は上記成分を含み、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の別の実施形態に係る熱延鋼板は、必要に応じて、以下の（i）〜（v）から選択される１つ以上を更に含有してよい。すなわち、（i）〜（v）は選択的に添加してよい元素である。
【００３５】
(i)Ｎｂ：０．２質量％以下（０％を含まない）およびＶ：０．２質量％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
ＮｂおよびＶは、とりわけＣとの親和力が強く、それぞれ、炭化物を形成し、フェライトを強化する。しかし、ＮｂまたはＶを０．２質量％を超えて添加すると、冷間加工時の塑性変形能が阻害される。このため、ＮｂおよびＶ、それぞれの添加量を０．２質量％以下とする。
【００３６】
(ii)ＴｉおよびＺｒの少なくとも一方を含み、ＴｉとＺｒの合計含有量が０．０６質量％以下（０質量％を含まない）
ＴｉおよびＺｒはＮとの親和力が強く、Ｎと共存してＮ化合物を形成し、鋼の結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる加工品の靱性を向上させる。また、耐割れ性を向上させる役割も有する元素である。この効果を発揮させるために、ＴｉおよびＺｒの少なくとも一方を含んでよい。より確実にこの効果を得るために、ＴｉおよびＺｒの少なくとも一方を含み、ＴｉおよびＺｒの合計含有量が０．０１質量％以上であることが好ましく、０．０２質量％以上であることがより好ましい。しかし、ＴｉおよびＺｒの含有量が多くなると必要な固溶Ｎ量を確保することが、製造工程を工夫しても困難となる。このため、ＴｉとＺｒの合計含有量を０．０６質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０４質量％以下とする。
【００３７】
(iii)Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＭｏ：２．０％質量以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃｒは結晶粒界の強度を高めることで鋼の変形能を向上させる作用を有する元素であり、このような作用を有効に発揮させるためにＣｒを含有してよい。この効果を確実に得るためにＣｒを０．２質量％含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が低下するおそれがあるため、その含有量は２．０質量％以下とする。好ましくは、１．５質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下とする。
【００３８】
また、Ｍｏは、加工後の鋼材の硬さおよび変形能を増加させる作用を有する元素である。この作用をより確実に発揮させるためには、Ｍｏは好ましくは０．０４質量％以上、より好ましくは０．０８質量％以上含有させる。しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、冷間加工性が劣化するおそれがあるため、その含有量は２．０質量％以下、好ましくは１．５質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下とする。
【００３９】
(iv)Ｃｕ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：５．０質量％以下（０質量％を含まない）およびＣｏ：５．０質量％以下（０質量%を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、いずれも鋼材を時効硬化させる作用があり、加工後強度を向上させるのに有効な元素である。このような作用をより確実に発揮させるために、これらの元素は、それぞれ、好ましくは０．１質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの元素の含有量が過剰であると、鋼材を時効硬化させる効果、さらに、加工後強度を向上させる効果が飽和し、また、割れを促進させるおそれがあるためその含有量は、それぞれ、５．０質量％以下、好ましくは４．０質量％以下、より好ましくは３．０％以下とする。
【００４０】
(v) Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｐｂ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）およびＢｉ：０．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためにＣａの含有量は、好ましくは０．０００５質量％以上、さらには０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Ｃａ含有量は、０．０５質量％以下、好ましくは０．０３質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下とする。
【００４１】
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましは０．００１質量％以上含有させる。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、ＲＥＭ含有量は、０．０５質量％以下、好ましくは０．０３質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下とする。
【００４２】
なお、本明細書において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
【００４３】
Ｍｇは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めるとともに、被削性の向上に寄与する元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためには、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上含有させる。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Ｍｇ含有量は、０．０２質量％以下、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下である。
【００４４】
Ｌｉは、Ｃａと同様にＭｎＳなどの硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を高めることができ、また、Ａｌ系酸化物を低融点化して無害化して被削性の向上に寄与する元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためには、Ｌｉは、好ましくは０．０００２質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上含有させる。しかし、過剰に含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、Ｌｉ含有量は、０．０２質量％以下、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下とする。
【００４５】
Ｐｂは、被削性を向上させるために有効な元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためには、Ｐｂは好ましくは０．００５質量％以上、より好ましくはさらに好ましくは０．０１質量％以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、圧延疵の発生等の製造上の問題を生じるため、Ｐｂ含有量は、０．５質量％以下、好ましくは０．４質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下とする。
【００４６】
Ｂｉは、Ｐｂと同様に、被削性を向上させるために有効な元素であり添加してよい。このような作用をより確実に発揮させるためには、Ｂｉは好ましくは０．００５質量％以上、より好ましくは０．０１質量％以上含有させる。しかし、過剰に含有させても被削性向上の効果が飽和するため、Ｂｉ含有量は、０．５質量％以下、好ましく０．４質量％以下、より好ましくは０．３質量％以下とする。
【００４７】
３．固溶Ｎ：０．００７質量％以上
鋼板中に固溶Ｎを所定量（以下、「固溶Ｎ量」という。）確保することで、変形抵抗をあまり上げず、静的ひずみ時効を促進させることができる。すなわち、容易に加工でき且つ加工硬化により加工後に十分な耐疲労性を実現できる高い強度を得ることができる。
【００４８】
このような効果を得るためには、固溶Ｎ量は０．００７質量％以上必要である。ただし、固溶Ｎ量が過剰になると、冷間加工性が劣化するため、固溶Ｎ量は好ましくは０．０３質量％以下とする。なお、鋼材中のＮの含有量が０．０２５質量％以下であるので、実質的に固溶Ｎ量が０．０２５質量％以上になることはない。
【００４９】
・固溶Ｎ量の測定方法
ここで、本明細書において固溶Ｎ量は、ＪＩＳ  Ｇ  １２２８に準拠して、鋼材中の全Ｎ量から全Ｎ化合物の量を差し引いて求められる量である。この固溶Ｎ量の実用的な測定法を以下に例示する。
【００５０】
（ａ）不活性ガス融解法−熱伝導度法（全Ｎ量の測定）
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、質量比で１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不働態皮膜を生成させない溶液である。
供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（Ｎ化合物）を、穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。さらに、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全Ｎ化合物量を求める。
そして、上記（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、上記（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。
【００５１】
４．金属組織
〔本発明鋼板の組織〕
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、フェライト−パーライト複相組織鋼をベースとするものである。その金属組織は、詳細を後述するように、フェライト−パーライト複相組織のフェライト（フェライト母相）中に球状セメンタイトを含むこと、フェライトの平均結晶粒径が特定範囲内であること、およびフェライトおよびパーライト以外の金属組織が所定の比率以下であるという特徴を有する。
以下にこれらについて詳述する。
【００５２】
（１）フェライト母相に球状セメンタイトが分散した組織
本発明の実施形態に係る熱延鋼板の組織は、母相のフェライトにパーライトまたはベイナイト中のセメンタイトが分断、球状化した球状セメンタイトが分散した、いわゆる球状化焼鈍組織である。このような組織は、鋼板を圧延後に球状化焼鈍することによって得ることができる。球状化セメンタイトはなるべく粗大かつ球形に近いものが望ましい。さらに球状化焼鈍前の組織にベイナイトを多く含む場合は、加工度１０％以上の冷間圧延を行ってから球状化焼鈍を行うことがフェライトを軟らかくする上で重要である。球状化セメンタイトの好ましいサイズは、平均円相当直径が０．３〜１．０μｍである。
【００５３】
（２）前記フェライトの平均結晶粒径：３〜３５μｍ
フェライト組織を構成するフェライトの平均結晶粒径を３〜３５μｍの範囲するとこで、鋼板の加工性を向上させるとともに、優れた加工後の表面性状を得ることができる。フェライトの平均結晶粒径が小さすぎると、変形抵抗が高くなりすぎる。このため、平均結晶粒径は３μｍ以上、好ましくは４μｍ以上、より好ましくは５μｍ以上とする。一方、フェライトが粗大化し過ぎると、加工後の表面性状が劣化し、また靱性、疲労特性などが劣化するため、その平均結晶粒径は３５μｍ以下、好ましくは３０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下とする。
【００５４】
・フェライトの平均結晶粒径の測定方法
フェライトの平均結晶粒径については、以下のようにして測定することができる。最表層部、板厚１／４部、板厚中心部の３箇所、それぞれでフェライトの結晶粒径を測定する。フェライト粒子１個の粒径については、各測定箇所の圧延方向の側面部、すなわち圧延方向に平行でかつ板面に垂直な面をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により該当部位を１視野１３０００μｍ２（１００μｍ×１３０μｍ）で５視野撮影し、フェライトの結晶粒を画像解析による重心直径により、平均結晶粒径としてよい。
【００５５】
（３）フェライトおよびパーライト以外の金属組織の面積率が７．０％以下
金属組織は、フェライトおよびパーライトを主とする組織であって、フェライトおよびパーライト以外の金属組織の面積率が７．０％以下である。換言すればフェライトとパーライトの合計の面積率が９３％以上である。フェライトおよびパーライト以外の組織として例えば、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトがある。フェライトおよびパーライト以外の組織が面積率で７％を超えて含まれていると冷間加工性を劣化させる。
フェライトの面積率は、好ましくは６５％以上、より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上である。
【００５６】
以上に説明した本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、加工性に優れるため冷間加工が容易である。また、冷間加工による加工効果特性に優れ、例えば、硬さ２８０ＨＶ程度以上の中硬度（例えばＨＶ２８０〜４００）をまで強度上昇させることができる。このような硬度（強度）を有する部分は耐疲労性に優れる。さらに焼入れ性に優れることから、一部分だけ局部的に焼入れを行うことでこの部分の硬さを例えば４４０ＨＶ以上のような高い硬度とすることができる。この結果、局部的に耐摩耗性に優れた部分を形成できる。このように一部分だけを焼入れするためには、例えば高周波誘導加熱のような急速加熱を行い焼入れ（所謂、高周波焼入れ）を行うことが好ましい。
すなわち本発明の実施形態に係る熱延鋼板を用いることで、単一の熱延鋼板により、耐疲労性に優れた部分と耐摩耗性に優れた部分とを有する部品を一体で製造することが可能となる。
【００５７】
５．製造方法
本発明の実施形態に係る熱延鋼板は以下に示す条件にて、転炉で上記成分組成を有する溶鋼を調製し、これを造塊または連続鋳造によりスラブしてから所望の板厚の熱延鋼板に圧延することによって行うことができる。
こうして製造された熱延鋼板はフェライトパーライト、フェライトベイナイトまたはベイナイト組織を種とする。このような組織を有する鋼板に球状化焼鈍を行うことで、上述の所望のフェライトおよび球状化セメンタイトを含む鋼板となる。
以下に本発明の実施形態に係る熱延鋼板の製造方法を詳述する。
【００５８】
（１）溶鋼の調製
溶鋼中のＮの含有量については、例えば、転炉での溶製の際に、溶鋼にＮ化合物を含む原料を添加すること、および／または、転炉の雰囲気をＮ２雰囲気に制御することにより調整してよい。また、Ｏを低減するために、真空脱酸するか、適宜、ＣａまたはＲＥＭなどの強い脱酸元素を添加してもよい。
【００５９】
（２）熱間圧延
・加熱
熱間圧延前の加熱温度は１１００〜１３００℃とする。Ｎ化合物の生成を抑制し、なるべく多くのＮを固溶させるために、高温の加熱条件が必要だからである。加熱温度の下限は１１００℃、好ましい下限は１１５０℃である。特にＮｂを含む場合、Ｎｂの炭窒化物を固溶させるために１１５０℃以上の加熱が必要である。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。
【００６０】
・熱間圧延
熱間圧延は、仕上げ圧延出側温度（仕上げ圧延温度）を８００℃以上、好ましくは８２０℃以上で行う。仕上げ圧延温度が低すぎるとＡｌＮ、ならびにＮｂおよびＶが添加されている場合はＮｂＮおよびＶＮが生成してＮの固溶量を十分に確保できなくなる。なお、仕上げ圧延温度の上限は操業上の実用的な温度範囲を考慮し、１０００℃とする。なお、高温すぎると結晶粒径が粗大化しやすいというデメリットが生じる場合がある。
【００６１】
・熱間圧延パススケジュール
本発明の実施形態に係る熱延鋼板の板厚は３〜２０ｍｍであり、フェライト結晶粒を微細化して、その平均結晶粒径を所定の粒径範囲に制御するために、上記の圧延温度の制御だけでなく、仕上げ圧延の最終圧下率を１５％以上とする。通常、仕上げ圧延の最終圧下率は、１２〜１３％程度までであるが、本発明の実施形態では上述のように、仕上げ圧延温度を高くするので、結晶粒径を微細化するために仕上げ圧延の最終圧下率を通常よりも高く設定する必要がある。仕上げ圧延の最終圧下率は、１５％以上、好ましくは１８％以上、より好ましくは２０％以上とする。
【００６２】
・熱間圧延後の冷却および巻取り
上記仕上げ圧延終了後、５秒以内に２０℃／秒以上の冷却速度（第１冷却速度）で７５０℃まで急冷し、その後は７５０℃から５００℃までを２℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度（第２冷却速度）で冷却する。仕上げ圧延温度から７５０℃までの急冷は、オーステナイト粒径の粗大化を防止して最終的なフェライト粒径の粗大化を防ぐためである。また、７５０℃から５００℃までの冷却は、冷却中にＡｌＮ（ＮｂおよびＶを含む場合はＮｂＮおよびＶＮも）が析出してＮ固溶量が減少するのを防ぎ、適切なフェライト＋パーライト組織を得るために重要である。
【００６３】
ここで、第２冷却速度が１５℃／を超えると最終的に固溶Ｃ量が増える、またはベイナイトが生成して冷間加工性が劣化する。一方、２℃／秒を下回ると、ＡｌＮ（ＮｂおよびＶを含む場合はＮｂＮおよびＶＮも）が析出して固溶Ｃ量が減少し、加工後硬さが十分でない場合がある。
【００６４】
上記５００℃までの冷却後は、２０℃／秒以上の冷却速度（第３冷却速度）で急冷し、３００℃超４５０℃以下の温度で巻き取る。巻取り中あるいは巻き取ったあとでＡｌＮ（ＮｂおよびＶを含む場合はＮｂＮおよびＶＮも）が析出してＮ固溶量が減少するのを防ぐとともに、不要なマルテンサイトおよび残留オーステナイトの生成を防ぐためである。第３急冷速度が２０℃／秒未満、または、巻取り温度が４５０℃超では、ＡｌＮ（ＮｂおよびＶを含む場合はＮｂＮおよびＶＮも）が析出してＮ固溶量が減少してしまい、一方３００℃未満では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが形成され冷間加工性が劣化する虞がある。
【００６５】
・球状化焼鈍
次に巻取り後の鋼板を球状化焼鈍する。球状化焼鈍の条件は、フェライト母相に球状セメンタイトが分散する条件で行う。球状化焼鈍条件は組成等に依存する変態点によって、多少温度条件が上下するが、代表的な例として以下のような条件を挙げる事ができる。
室温から、例えば、７２０〜７８０℃のような７５０℃前後の球状化焼鈍温度まで５０〜４００℃／時間で昇温する。そして、球状化焼鈍温度で４〜６時間保持後、冷却速度８〜１５℃／時間で例えば、６２０〜６８０℃のような６５０℃前後の温度まで炉令し、その後炉外抽出し、空冷により冷却する。
以上により、本発明の実施形態に係る熱延鋼板を得ることができる。
なお、以上に説明した本発明の実施形態に係る熱延鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明の実施形態に係る熱延鋼板を得ることができる可能性がある。
【実施例】
【００６６】
以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６７】
１．サンプル作製
下記表１に示す成分組成の鋼を真空溶解法により溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットに鋳造し、これを下記表２に示す条件にて熱間圧延を施し熱延鋼板を作製した。なお、表中において本発明の実施形態の範囲から外れる条件については下線を付した。
【００６８】
【表１】
2018062692.tif 000003
【００６９】
【表２】
2018062692.tif 000004
【００７０】
２．評価結果
（１）固溶Ｎ量、各相の面積率およびフェライトの平均結晶粒径
このようにして得られた熱延鋼板について、固溶Ｎ量、パーライト、フェライトおよびその他の相（残部）の面積率、ならびフェライトの平均結晶粒径を求めた。得られた結果を表３に示す。
固溶Ｎ量は上述の「・固溶Ｎ量の測定方法」に記載の方法で測定した。
パーライト、フェライトおよびその他の相（残部）の面積率については、各サンプルをナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野（１視野は１００μｍ×１３０μｍ）撮影し、フェライト、パーライトおよびその他の相の各比率を点算法で求めた。なお、表３には「パーライト面積率」および「残部（フェライトおよびパーライト以外）面積率」を記載したが、１００％からこの両者を引いた値がフェライトの面積率となる。
フェライトの平均結晶粒径は、上述の「・フェライトの平均結晶粒径の測定方法」に記載の方法で測定した。
【００７１】
（２）冷間加工性の評価
図１は、くさび型圧縮試験の概要を示す模式断面図である。
局部的に極めて高い変形ひずみを生じるような冷間加工における加工性（強冷間加工性）を評価するために、試験片の表面部に導入される加工ひずみ量が真ひずみ換算で４以上となるような試験として、８０トンプレス試験機にて、くさび型圧縮試験（圧縮速度１ｍｍ／秒で、試験片直径の８０％圧下）を行った。より詳細には、図１に示すように、円柱状の試験片１を固定治具３により固定し、図１に示す寸法のくさび型の圧縮治具２Ａおよびくさび型の固定治具２Ｂ（固定治具２Ｂの先端部の寸法は圧縮治具２Ａと同じ。）を用いて、上述のプレス試験機にて圧縮治具Ａを押圧した。
なお、試験片１としては、板厚が１０ｍｍ以上の場合は直径１０ｍｍに、板厚が１０ｍｍ未満の場合は板厚を直径とするように、円柱状に切り出したものを用いた。
【００７２】
本圧縮試験に先立ち、鍛造解析ソフトウェア：ＦＯＲＧＥ（ＴＲＡＮＳＶＡＬＯＲ社製）を用いて、上記圧縮試験の８０％圧下時における、試験片中の真ひずみ量の分布を計算することにより、試験片の表面部のうち、圧縮治具のＲ部で圧縮される部位の表面から深さ１００μｍの位置で真ひずみεが４以上となることを確認している。そして、上記くさび型圧縮試験後の試験片を目視観察することにより、以下の評価基準で強冷間加工性を評価し、○の場合を合格とした。評価結果を表３に示す。
【００７３】
○：試験片に割れ発生せず
△：試験片の表面に微小割れ発生
×：試験片に割れ発生
【００７４】
さらに冷間加工性の別の指標として、試験片の目視で試験片の表面観察を行い加工後の表面性状を以下の基準で評価した。
×：試験片の側面に肌荒れが発生したもの
○：肌荒れが発生しなかったもの
【００７５】
（３）加工後の硬さの評価
また、冷間加工後の硬さの評価として、上記くさび型圧縮試験後の試験片の、圧縮治具により圧縮された部位の表面中央部を、ビッカース硬さ試験機を用いて荷重：５００ｇ、測定回数：５回の条件でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、その平均を加工後硬さ（冷間加工後硬さ）とし、２８０Ｈｖ以上のものを合格とした。測定結果を表３に示す。
【００７６】
（４）冷間加工後焼入れ硬さ
冷間加工後サンプルを高周波加熱にて９００℃以上の温度でオーステナイトに完全に変態させた後水焼入れして得られたサンプルの硬さを測定した。硬さはビッカース硬さ試験機を用いて荷重：５００ｇ、測定回数：５回の条件でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定し、その平均を加工後硬さとし、４４５ＨＶ以上のものを合格とした。測定結果を表３の「加工後ＩＨＱ硬さ」の欄に示す。
【００７７】
【表３】
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【００７８】
本発明の実施形態に係る実施例である鋼Ｎｏ．１〜１５は、何れも優れた冷間加工性、表面性状、加工後の表面硬さおよび加工後の焼入れ硬さの全てが優れている。
これに対して、比較例サンプルである孔Ｎｏ．１６〜３４については、以下に示す不具合がある。
【００７９】
鋼Ｎｏ．１６は、Ｃ量が過多であり、その結果、冷間加工性に劣る。
鋼Ｎｏ．１７は、Ｓｉ量が過多であり、その結果、冷間加工性に劣る。
【００８０】
鋼Ｎｏ．１８は、Ｍｎ量が過少で、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．１９は、Ｍｎ量が過多であり、その結果、冷間加工性に劣る。
【００８１】
鋼Ｎｏ．２０は、Ｐ量が過多であり、その結果、冷間加工性に劣る。
鋼Ｎｏ．２１は、Ｓ量が過多であり、その結果、冷間加工性に劣る。
【００８２】
鋼Ｎｏ．２２は、Ａｌ量が過多であり、[％Ａｌ] ／ [％Ｎ]比が過大であり、その結果、固溶Ｎ量が過少となり、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．２３は、Ｎ量が過少であり、その結果、固溶Ｎ量が過少で、冷間加工性に劣り、冷間加工後の硬さが即している。
【００８３】
鋼Ｎｏ．２４は、Ｎ量が過大であり、その結果、冷間加工性に劣る。
鋼Ｎｏ．２５は、 [％Ａｌ] ／ [％Ｎ]比が過大であり、固溶Ｎ量が過少であり、その結果、冷間加工性に劣り、冷間加工後の硬さが不足している。
【００８４】
鋼Ｎｏ．２６は、熱間圧延時の加熱温度が低過ぎ、その結果、固溶Ｎ量が過少であり、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．２７は、熱間圧延時の最終圧下率が低過ぎ、その結果、フェライトの平均結晶粒径が過大となり、冷間加工性および表面性状に劣る。
【００８５】
鋼Ｎｏ．２８は、仕上げ圧延出側温度（仕上げ圧延温度）が低過ぎ、その結果、固溶Ｎ量が過少となり、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．２９は、熱間圧延時の第１冷却速度が過小で、その結果、フェライトの平均結晶粒径が過大となり、冷間加工性および表面性状に劣る。
【００８６】
鋼Ｎｏ．３０は、熱間圧延時の第２冷却速度が過小で、その結果、固溶Ｎ量が過少となり、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．３１は、熱間圧延時の第３冷却速度が過小で、その結果、固溶Ｎ量が過少となり、冷間加工後の硬さが不足している。
【００８７】
鋼Ｎｏ．３２は、熱間圧延時の巻取り温度が高過ぎ、その結果、固溶Ｎ量が過少となり、冷間加工後の硬さが不足している。
鋼Ｎｏ．３３は、熱間圧延時の巻取り温度が低過ぎ、その結果、フェライトおよびパーライト以外の組織の面積率が高過ぎ、冷間加工性に劣る。
【００８８】
鋼Ｎｏ．３４は、板厚が厚過ぎ、その結果、フェライトの平均結晶粒径が過大で、冷間加工性に劣る。
【図１】
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