(57)【要約】【課題】過酷な条件で冷間鍛造しても割れが入らない熱延鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００４０〜０．００６５％、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．０１０〜０．０４０％を含有し、かつ、Ｃ、Ｎ、Ｔｉが式（１）を満たし、Ｎ、Ａｌが式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、合金組織は、面積分率でフェライトが９５％以上であり、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍ以下、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．００以上、１．２０以下である冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。  ０．００１３≦Ｃ−（（Ｔｉ−（Ｎ×（４８／１４）））×（１２／４８））≦０．００４０・・・式（１）  Ｎ／Ａｌ≦０．３０・・・式（２）【選択図】図４
2019094543.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００４０％以上、０．００６５％以下、
Ｓｉ：０．２００％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上、０．６０％以下、
Ｐ  ：０．０５０％以下、
Ｓ  ：０．０１５０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．０４０％以下を含有し、
かつ、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ含有量（質量％）が式（１）を満たし、Ｎ、Ａｌ含有量（質量％）が式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
合金組織は、面積分率でフェライトが９５％以上であり、
前記フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍ以下、
前記フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．００以上、１．２０以下であることを特徴とする冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
０．００１３≦Ｃ質量％−〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕≦０．００４０・・・式（１）
Ｎ質量％／Ａｌ質量％≦０．３０・・・式（２）
【請求項２】
さらに質量％で、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ  ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．０２％以下、
の１種または２種以上を含有し、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの総和が０．０３質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ  ：０．００１１％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下、
の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または請求項２に記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板の製造方法であって、
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の成分であるスラブを製造し、前記スラブの加熱温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（３）の温度Ｔ１以上とし、
粗圧延終了温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（４）の温度Ｔ２以上とする粗圧延を行い、
仕上げ圧延終了温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（５）の温度Ｔ３以下、かつ、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（６）の温度Ｔ４以上とする仕上げ圧延を行い、
仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間を３．００秒以下とし、
仕上げ圧延終了温度から、５００℃までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上として、
５００℃以下まで冷却を行い、
冷却後の熱延鋼板を５００℃以下で巻き取ることを特徴とする冷間鍛造性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２９・・・式（３）
Ｔ２（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２４・・・式（４）
Ｔ３（℃）＝１００×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１８２０・・・式（５）
Ｔ４（℃）＝  ８３×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６３６・・・式（６）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間鍛造性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼材料やステンレス等の金属材料を、高い変形量（高い加工量）で塑性変形させて、所望の形状に成形する方法として、鍛造加工がある。鍛造方法としては、鋼材を加熱しながら成形する熱間鍛造と、加熱せずに常温で鋼材を成形する冷間鍛造とがある。
【０００３】
近年、地球環境保護の観点から、自動車のＣＯ２排出量の低減などを目的に、高強度鋼板の使用による自動車車体の軽量化が進められている。
また自動車会社や部品メーカーでは、従来、熱間鍛造で製造していた部品を冷間鍛造プレスにて製造するなどにより、工程の省エネルギー化を行っている。工程の省エネルギー化や低コスト化を進めることによって、製造プロセスの効率化を進めている。従来、特に精度が要求されるため、熱間鍛造後の切削加工によって部品精度を確保していた部品についても、熱間鍛造を冷間鍛造に変更し、板材を冷間鍛造プレスして部品を製造する方法、いわゆる板鍛造プレスの適用が検討されている。
【０００４】
ところが引張強さが４４０ＭＰａを超えた板材に対して、冷間による板鍛造プレスを施すと、熱間鍛造に比較して、材料の割れの問題が顕著に生じる。また、板鍛造プレスに用いる板材を圧延工程により製造すると、板面内に鋼組織の異方性を生じ、この鋼組織の異方性により、板鍛造プレスにおいても、成形が不均一となる。
この成形の不均一は、棒鋼のような軸対称材では発生しにくかったものの、より複雑な形状の部品を高い加工量で冷間鍛造により成形する場合は、割れにつながるため問題となる。冷間鍛造により複雑な部品を製造することは、このような割れの発生や加工後の形状の不均一性など、解決すべき課題が多い。現状では、割れが発生しないようなごく単純な形状に変更することや、絞り加工後に発生した不均一部、いわゆる耳と呼ばれる部位を切除する工程を施すことが必要となっている。このため、より冷間鍛造性が優れ、成形が均一となる特性を有する材料が求められている。
【０００５】
以上のように、冷間鍛造により部品を製造するためには、素材に求められる冷間鍛造性の改善が必要である。
特に、自動車の連続可変トランスミッション（ＣＶＴ）の高出力化、小型化などのニーズで、トランスミッションに用いられる部品の強度アップが必要になりつつあるものの、この部品へのハイテン材の適用は、素材コストがアップするだけでなく、加工性が低いこと、異方性が大きいことなどから成形性に課題があり敬遠されている。そのため、これらの部品においては、引張強さが４４０ＭＰａ以下である軟質な素材、またはせいぜい引張強さが５４０ＭＰａ以下の素材による部品開発が中心となっている。
そして、冷間鍛造による板鍛造プレスは、従来の鋼板のプレスと異なり、鋼板の板厚が板鍛造プレス加工後には厚くなる加工が施される。従来の鋼板のプレスでは、通常、鋼板の板厚がプレス加工後に元の板厚のままか、または薄くなる。このように、冷間鍛造による板鍛造プレスに用いられる鋼板は、従来の鋼板のプレスとは異なる特性、すなわち、冷間鍛造性が重要な特性となる。
【０００６】
特許文献１には、Ｃ：０．１３〜０．２０％を含有する熱延鋼板において、Ｏの質量％とＳの質量％とＡｌの質量％によって決定されるＡ値が特定の値以下であり、板厚をｔとした時に４／１０ｔ〜６／１０ｔの範囲の断面において、長さ１ｍｍ以上のパーライトバンドの面積分率が、Ｃの質量％とＭｎの質量％で表される特定のＫ値以下である冷間鍛造用鋼板が記載されている。
この特許文献１には、Ａ値を０．００８０以下とし、パーライトバンドの面積分率をＫ値以下とすることにより、加工性の異方性が小さくなることが記載されている。
【０００７】
特許文献２には、Ｃ：０．０００２〜０．２５％を含有する熱延鋼板において、面積分率で金属組織の７０％以上がフェライト相で、その平均結晶粒径が２０μｍ以下、アスペクト比が３以下であり、さらにフェライト粒界の７０％以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相の最大径が３０μｍ以下であり、かつ最小径が５ｎｍ以上の析出物の面積分率が金属組織の２％以下で、フェライト相と析出物とを除く残部相の中で面積分率が最大である第二相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在すると規定した熱延鋼板が記載されている。
この特許文献２には、上記のような組織とすることにより、熱延鋼板の、成形性、延性、深絞り性、穴拡げ率、表面性状を優れたものとすることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第４８３７８０６号公報
【特許文献２】特開２００３−２９３０８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
冷間鍛造は、生産性や寸法精度が非常に高い。そのため、板厚の薄い素材を使い、積極的に圧縮を加えて部分的に増肉する冷間鍛造により、自動車のトランスミッション等の所望の形状の部品を製造することが期待される。しかしながら、部分的に増肉する冷間鍛造は、過酷な鍛造条件であり、増肉のための圧縮加工に伴い、局部的に拡張される領域が発生する。そうすると、冷間鍛造において圧縮加工率が高くなるにしたがい、局部的に拡張される領域の拡張率も高くなり、その表面付近から亀裂が発生しやすくなる。そのため、圧縮加工率に制限が加わるという問題がある。
【００１０】
特に、現行のトランスミッション部品を冷間鍛造により製造するならば、局部的に、圧縮加工に伴い初期長さに対し１００％以上の拡張加工、つまり、加工後の長さが加工前の初期長さの２倍以上施されるという過酷な冷間鍛造を行っても、亀裂が発生しない材料が求められている。
【００１１】
特許文献１では、異方性のみに着目し、絶対的な冷間鍛造性の確保に関しては、鍛造の際の表面潤滑処理条件に頼っており、素材そのものの冷間鍛造性は十分ではない。
特許文献２では、冷間鍛造性について、言及されていない。
【００１２】
そこで本発明は、過酷な冷間鍛造を施しても割れが生じない、冷間鍛造性に優れた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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
かかる課題を解決するために、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
〔１〕質量％で、
Ｃ  ：０．００４０％以上、０．００６５％以下、
Ｓｉ：０．２００％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上、０．６０％以下、
Ｐ  ：０．０５０％以下、
Ｓ  ：０．０１５０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｎ  ：０．００６０％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．０４０％以下を含有し、
かつ、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ含有量（質量％）が式（１）を満たし、Ｎ、Ａｌ含有量（質量％）が式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
合金組織は、面積分率でフェライトが９５％以上であり、
前記フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍ以下、
前記フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．００以上、１．２０以下であることを特徴とする冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
０．００１３≦Ｃ質量％−〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕≦０．００４０・・・式（１）
Ｎ質量％／Ａｌ質量％≦０．３０・・・式（２）
〔２〕さらに質量％で、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ  ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．０２％以下、
の１種または２種以上を含有し、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの総和が０．０３質量％以下であることを特徴とする〔１〕に記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
〔３〕さらに質量％で、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂ  ：０．００１１％以下、
ＲＥＭ：０．０５００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕に記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板。
〔４〕請求項１〜請求項３のいずれか１つに記載の冷間鍛造性に優れた熱延鋼板の製造方法であって、
〔１〕〜〔３〕のいずれか１つに記載の成分であるスラブを製造し、前記スラブの加熱温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（３）の温度Ｔ１以上とし、
粗圧延終了温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（４）の温度Ｔ２以上とする粗圧延を行い、
仕上げ圧延終了温度を、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（５）の温度Ｔ３以下、かつ、Ｔｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（６）の温度Ｔ４以上とする仕上げ圧延を行い、
仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間を３．００秒以下とし、
仕上げ圧延終了温度から、５００℃までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上として、
５００℃以下まで冷却を行い、
冷却後の熱延鋼板を５００℃以下で巻き取ることを特徴とする冷間鍛造性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２９・・・式（３）
Ｔ２（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２４・・・式（４）
Ｔ３（℃）＝１００×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１８２０・・・式（５）
Ｔ４（℃）＝  ８３×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６３６・・・式（６）
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ含有量（質量％）を特定の範囲とし、鋼板の合金組織をフェライトを主相とする組織とし、かつ、このフェライトの結晶粒の円相当径とアスペクト比を特定の範囲とすることで、この鋼板に加工量の高い冷間鍛造を施しても、冷間鍛造後の鋼板の割れを防止することができる。また、その際、高加工を施すことが可能であるから、それに伴う加工硬化で、部品強度が大幅に高まる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明におけるアスペクト比の定義を説明する図。
【図２】本実施例の冷間鍛造試験に用いた分割金型とポンチを示す図。
【図３】（Ａ）本実施例の冷間鍛造試験に供した試験片の初期形状を示す図。（Ｂ）本実施例の冷間鍛造試験を施した冷間鍛造後の試験片の形状を示す図。
【図４】本実施例の冷間鍛造試験を行う工程を示す図。
【図５】冷間鍛造後に底面中心部近傍で発生した亀裂の例を示すＳＥＭによる断面写真。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、冷間鍛造性について、成分組成、熱延鋼板組織の調査、検討を行い、次の知見を得た。なお、以下の鋼板中の成分組成について記載する、各元素の％は、すべて質量％である。
【００１７】
高加工の冷間鍛造を施す際に、熱延鋼板中に粗大な炭化物が存在すると、この炭化物が亀裂の起点になり、割れが入る。そのため、本発明では、その起点となる炭化物を排除するために、Ｃ（炭素）の含有量が０．００６５％以下という極低炭素鋼をベースとした。
【００１８】
しかしながら、Ｃ（炭素）が０．００６５％以下となると、高加工による炭化物周囲の亀裂は発生しないが、結晶粒界が弱くなり、結晶粒界から亀裂（割れ）が入り、結局冷間鍛造性が低下するという欠点が生じた。含有成分のバランスを変えた試験材の評価により、その欠点を補う方法を検討したところ、極低炭素鋼では、固溶炭素が残存する組成領域になると、この結晶粒界からの亀裂が防止できるとの知見を得た。すなわち、固溶炭素を所定量残存させることにより、結晶粒界が強化できることが明らかとなった。
従来、固溶炭素は、自動車用鋼板などでは、時効硬化の原因となるため、Ｔｉ、Ｎｂ炭化物として析出させて事実上、ゼロとすることが望ましいとされていたが、本発明においては、冷間鍛造性を向上させるため、固溶炭素を残存させることを見出した。そのためには、熱延鋼板中の、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量を特定のバランスとした。
【００１９】
具体的に、固溶炭素を所定量残存させるには、熱延鋼板に、Ｃ（炭素）が０．００４０％以上、０．００６５％以下含まれ、Ｔｉが０．０１０％以上、０．０４０％以下含まれ、Ａｌが０．０１０％以上、０．１００％以下含まれ、Ｎが０．００６０％以下に制限されることが必要である。
【００２０】
また、固溶炭素を所定量残存させるには、その上で、熱延鋼板中の、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ含有量（質量％）が以下の式（１）を満たし、Ｎ、Ａｌ含有量（質量％）が以下の式（２）を満たす必要がある。
０．００１３≦Ｃ質量％−〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕≦０．００４０・・・式（１）
Ｎ質量％／Ａｌ質量％≦０．３０・・・式（２）
【００２１】
固溶炭素を十分に残存させて、冷間鍛造性を向上させるためには、熱延鋼板中の、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量、Ａｌ含有量、Ｎ含有量を上記のような組成領域とすることが必要であることを見出した。
【００２２】
また、十分な冷間鍛造性を確保するには、熱延鋼板の組織を、フェライト組織とすることが必要であり、さらにそのフェライト組織中、フェライトの結晶粒の平均円相当径とアスペクト比が冷間鍛造性に影響することを見出した。
【００２３】
以上の知見により完成した本発明の熱延鋼板について、さらに詳細に説明する。
【００２４】
（成分組成）
最初に成分組成について規定した意義について説明する。
【００２５】
Ｃ：０．００４０％以上、０．００６５％以下。
Ｃ（炭素）は、熱延鋼板の強度と熱間鍛造性を確保するために重要な成分である。そして、冷間鍛造性を向上させる際に、後述する式（１）を満たし、結晶粒界を強化するための固溶炭素量を確保するために必須の成分である。このため、Ｃ含有量を０．００４０％以上とする。また、Ｃ含有量が０．００４０％未満であると、フェライトの結晶粒の平均円相当径が増大し、冷間鍛造性が低下する。
一方、Ｃ含有量が０．００６５％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、かつ、Ｃが結晶粒界にフィルム状に炭化物として析出して、この炭化物が割れの起点となる。その結果、冷間鍛造性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．００４０％以上、０．００６５％以下とする。より望ましくは、０．００５０％以下である。
【００２６】
Ｓｉ：０．２００％以下。
Ｓｉは、脱酸剤などとして熱延鋼板中に含まれるが、固溶強化元素であり、比較的安価に熱延鋼板の強度を上昇させることができるが、０．２００％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造性が低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．２００％以下とする。より望ましくは、０．１００％以下である。一方、下限に関しては、脱Ｓｉのコストがかかることや、固溶強化が期待できることから、０．００８％以上とすることが望ましい。
【００２７】
Ｍｎ：０．０５％以上、０．６０％以下。
Ｍｎは、固溶強化元素であり、所望の高張力を確保するために重要な成分である。Ｍｎ含有量が０．０５％未満の場合、フェライトの結晶粒の平均円相当径が増大し、冷間鍛造性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量を０．０５％以上、０．６０％以下とする。さらに望ましくは、０．０５％以上、０．５０％以下である。
【００２８】
Ｐ：０．０５０％以下。
Ｐ（りん）は、熱延鋼板中に不純物として含有される元素である。多量に含まれるとフェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造での割れの原因となる。このため、０．０５０％以下とする。より望ましくは、０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、０％であってもよい。ただし、精錬の観点から、Ｐ含有量を０．００５％未満とすることはコストの上昇を招く。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上が望ましい。
【００２９】
Ｓ：０．０１５０％以下。
Ｓ（硫黄）は、熱延鋼板中に不純物として含有される元素である。多量に含まれると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造での割れの原因となる。このため、Ｓ含有量を０．０１５０％以下とする。より望ましくは、０．００７０％以下である。Ｓ含有量は、０％であってもよい。ただし、精錬の観点から、Ｓ含有量を０．０００１％未満とすることはコストの上昇を招く。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上が望ましい。
【００３０】
Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下。
Ａｌは、鋼の脱酸のために含有させる元素である。また、Ｔｉ、Ｎ、式（２）に関する説明でも後述するが、フェライトの結晶粒の大きさとアスペクト比を所定のものとするためには、微細なＴｉＣが析出する必要がある。しかしながら、鋼中に含まれるＮがＴｉと結合し、ＴｉＮとなり、ＴｉＣの生成を阻害する。Ａｌを含有させることにより、ＮをＡｌＮとして固定して、ＮをＴｉと結合させないようにすることができる。Ａｌ含有量が０．０１０％未満の場合、脱酸やＮを固定する効果が十分でない。そのため、Ａｌ含有量が０．０１０％未満の場合、フェライトの結晶粒の平均円相当径、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造性が低下する。
一方、Ａｌ含有量が０．０１００％を超えると、脱酸効果は飽和してしまう。また、Ａｌ含有量が０．０１００％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、冷間鍛造の際に、割れが助長される。このため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上、０．１００％以下とする。より望ましくは、０．０１０％以上、０．０８０％以下である。
【００３１】
Ｎ：０．００６０％以下。
Ｎ（窒素）は、熱延鋼板中に不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、Ｔｉと結びついて、ＴｉＮを形成してＴｉを消費する。そうすると、前述の範囲でＡｌを含有させても、後述する範囲で、Ｔｉを含有させても、フェライトの結晶粒の平均円相当径、アスペクト比を所定のものに制御することができなくなる。このため、Ｎ含有量を０．００６０％以下とする。より望ましくは、０．００５０％以下である。ただし、精錬の観点から、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることはコストの上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が望ましい。すなわち、Ｎ含有量は、０．０００５％以上０．００６０％以下が望ましく、より望ましくは、０．０００５％以上０．００５０％以下が望ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．０４０％以下。
Ｔｉは、微細なＴｉＣとして析出することにより、後述するフェライトの結晶粒の大きさを微細化し、冷間鍛造性を向上させる。このため、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする。
一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、製造途中でフェライトの結晶粒を微細化させる効果に寄与しない粗大なＴｉＣが生成し、やはり、フェライトの結晶粒の平均円相当径が粗大化し、本発明の規定を超える２５μｍ超となる。さらに、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が、本発明の規定である１．２０を超えることとなる。Ｔｉ含有量は、より望ましくは、０．０１５％以上、０．０４０％以下である。
【００３３】
熱延鋼板中に含有されるＣ、Ｔｉ、Ｎ含有量が式（１）を満たすこと。
式（１）は、固溶炭素量の理論値が、０．００１３％以上、０．００４０％以下ということを意味している。固溶炭素量は、式（１）に示したように、Ｃ含有量（質量％）から、Ｔｉと結合し、ＴｉＣとして析出する量〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕を差し引いて計算される。そして、ＴｉＣとして析出する量は、Ｔｉ含有量から、Ｎと結合し、ＴｉＮとして消費される量［Ｎ質量％×（４８／１４）］を差し引いて計算される。
式（１）を満たすことは、結晶粒界を強化するための固溶炭素を必要量確保するために必須の構成である。式（１）中、Ｃ質量％−〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕（以下、「理論固溶炭素量」という。）が、０．００１３％未満であると、フェライトの結晶粒の平均円相当径が増大し、固溶炭素が不足し、結晶粒界を強化することができない。その結果、冷間鍛造性が低下する。一方、理論固溶炭素量が、０．００４０％を超えると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が増大し、Ｃが結晶粒界にフィルム状に炭化物として析出しやすくなる。その結果、やはり冷間鍛造性が低下する。
０．００１３≦Ｃ質量％−〔｛Ｔｉ質量％−［Ｎ質量％×（４８／１４）］｝×（１２／４８）〕≦０．００４０・・・式（１）
【００３４】
熱延鋼板中に含有されるＮ、Ａｌ含有量が式（２）を満たすこと。
Ａｌ含有量に対してＮ含有量が多すぎると、フリーのＮ（固溶Ｎ）はＴｉと結合してＴｉＮを生成してしまい、ＴｉＣの生成量が減るので、フェライトの結晶粒のアスペクト比１．２０以下とするＴｉの添加効果を制限し、冷間鍛造性を低下させるため、ＡｌＮとして固定する。式（２）に示すＡｌに対するＮの比が０．３０超となると、フェライトの結晶粒のアスペクト比１．２０を超えて、冷間鍛造性が低下する。
Ｎ質量％／Ａｌ質量％≦０．３０・・・式（２）
【００３５】
Ｆｅおよび不可避的不純物。
本発明の熱延鋼板の成分組成は、以上の元素の他、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。Ｆｅは、熱延鋼板の主成分であり、不可避的不純物とは、熱延鋼板を製造する際の原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。不可避的不純物として、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられるが、Ｏについては、通常の鋼板の上限である０．００５％程度であればよい。その他の成分については、特に規定しないが、Ｓｂ、Ａｓ等の元素が、原料のスクラップから不可避的不純物として混入する場合がある。しかしながら、不可避的不純物として混入するレベルの含有量では、本実施形態における熱延鋼板の特性には著しい影響を与えない。
【００３６】
以上が必須元素、あるいは不可避に含まれる元素についての説明であるが、次に、必要に応じて選択的に含有してもよい元素について説明する。
【００３７】
Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上：各々０．０２％以下、総和が０．０３％以下。
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも、熱延鋼板に含有させることによって強度が向上するため、これらの元素の１種または２種以上を、各々の元素について０．０２％以下、総和が０．０３％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。
しかしながら、含有量が、各々０．０２％超、または、総和で０．０３％超となると、これらの元素はＣと結びつき、固溶炭素量を低減させるため、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる際も、各々０．０２％以下、総和が０．０３％以下とした。より望ましくは、各々０．０１％以下である。一方、強度を向上させるためには、各々の含有量、含有量の総和とも０．００５％以上が望ましい。
【００３８】
Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｂ  ：０．００１１％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下の１種または２種以上。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂ、ＲＥＭについては、１種または２種以上、上記の範囲で、熱延鋼板に含有させることができる。
【００３９】
Ｃｕ：０．５０％以下。
Ｃｕは、熱延鋼板に含有させることによって強度が向上するため、０．５０％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎ、冷間鍛造性が低下する。より望ましくは、０．２０％以下である。一方、強度を向上させるためには、Ｃｕ含有量は０．０５％以上が望ましい。
【００４０】
Ｎｉ：０．５０％以下。
Ｎｉは、熱延鋼板に含有させることによって強度や靱性が向上するため、０．５０％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎ、冷間鍛造性が低下する。より望ましくは、０．１０％以下である。一方、強度を向上させるためには、Ｎｉ含有量は０．０５％以上が望ましい。
【００４１】
Ｍｇ：０．０１００％以下。
Ｍｇは、微量の添加で酸化物、硫化物の形態制御に有効な元素であるため、０．０１００％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、冷間鍛造性が低下する。より望ましくは、０．００５０％以下である。一方、酸化物、硫化物の形態を制御するためには、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上が望ましい。
【００４２】
Ｃａ：０．０１００％以下。
Ｃａは、微量の添加で酸化物、硫化物の形態制御に有効な元素であるため、０．０１００％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、冷間鍛造性が低下する。より望ましくは、０．００２０％以下である。一方、酸化物、硫化物の形態を制御するためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が望ましい。
【００４３】
Ｂ  ：０．００１１％以下。
Ｂ（ボロン）は、微量の添加で、焼入性を向上させるため、０．００１１％以下であれば、Ｆｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００１１％を超えると、冷間鍛造性が低下する。一方、焼入性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上が望ましい。
【００４４】
ＲＥＭ：０．０５００％以下。
Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイド元素の合計１７元素の総称であるＲＥＭは、微量の添加で酸化物、硫化物の形態制御に有効な元素であるため、０．０５００％以下であればＦｅの一部に代えて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、冷間鍛造性が低下する。より望ましくは、０．０３００％以下である。一方、酸化物、硫化物の形態を制御するためには、ＲＥＭ含有量は０．０００２％以上が望ましい。また、ＲＥＭとしては、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、ミッシュメタルなどが好ましい。
【００４５】
また、本発明の熱延鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを、合計で０．０５％以下であれば含有しても本発明の効果は損なわれない。このうちＳｎに関しては、０．０１％以下であることが望ましい。
【００４６】
（合金組織）
本発明は、成分組成を規定するとともに、以下の要件を必須とする合金組織を規定した。
フェライト：面積分率で９５％以上。
本発明の熱延鋼板は、Ｃ（炭素）が０．００４０％以上、０．００６５％以下という極低炭素である成分系をベースとしており、過酷な条件での冷間鍛造性を確保する必要上、基本的に合金組織は軟質であるフェライトである。フェライト以外の組織は、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質な組織であってもよい。ベイナイト、マルテンサイト等の硬質な組織が多くなると冷間鍛造性が低下する。フェライトの面積分率が、９５％未満である場合は、十分な冷間鍛造性が得られない。望ましいフェライトの面積分率は１００％である。
この面積分率は、Ｌ断面（圧延方向および板厚方向に平行な断面）において、圧延面から板厚方向に板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）で、視野３００μｍ×３００μｍの範囲で観察した際の面積分率である。
【００４７】
フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍ以下。
フェライトの結晶粒の平均円相当径が、２５μｍを超えると、結晶粒が粗大となり、冷間鍛造性が低下する。一方、下限については、特に限定するものではないが、５μｍ未満とするには、製造方法を特別なものにすることが必要になるので、５μｍ以上とすることが望ましい。
この平均円相当径は、Ｌ断面（圧延方向および板厚方向に平行な断面）において、圧延面から板厚方向に板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）で、視野３００μｍ×３００μｍの範囲で観察し、ランダムに抽出した２０個のフェライトの結晶粒の円相当径（直径）の平均値である。
【００４８】
フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．００以上、１．２０以下。
フェライトの結晶粒のアスペクト比（長径Ｄ１／短径Ｄ２）が、１．２０を超えると、亀裂発生の原因となり、冷間鍛造性が低下する。そのため、アスペクト比は、１．２０以下と規定した。
本発明にいう、フェライトの結晶粒のアスペクト比とは、図１に示したように、フェライトの結晶粒の長径Ｄ１を短径Ｄ２で割った長径短径比（長径Ｄ１／短径Ｄ２）のことである。そのため、アスペクト比が１．００を下回ることはない。
上記の長径Ｄ１は、各結晶粒において、最も長い最大径のことである。一方、短径Ｄ２は、長径Ｄ１を決定した結晶粒において、その長径Ｄ１を与える直線と直角に交わる直線のうち、最も長い粒径を与えるものとする。
アスペクト比は、Ｌ断面（圧延方向および板厚方向に平行な断面）において、圧延面から１００μｍ〜２００μｍ範囲を５００倍で観察し、ランダムに抽出した２０個のフェライト結晶粒を測定した平均値である。
【００４９】
（製造方法）
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼から連続鋳造法などにより鋳片（スラブ）を製造する。このスラブを以下に規定する特定の条件により熱間圧延し、巻き取ることにより本発明の熱延鋼板を製造することができる。ただし、以下の製造工程は、製造方法の一例であって、本発明の熱延鋼板は以下の製造方法によって限定されるものではない。
【００５０】
スラブ加熱温度：熱延鋼板中に含有されるＴｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（３）の温度Ｔ１以上。
スラブ加熱温度が、式（３）の温度Ｔ１未満となると、スラブを加熱した段階で、ＴｉＣが析出する。この段階で、ＴｉＣが析出すると、粗大ＴｉＣとなる。粗大なＴｉＣは、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒微細化、およびアスペクト比の低下に寄与しないので、フェライトの結晶粒が粗大となり、アスペクト比も大きくなる。そのため、この段階でのＴｉＣの析出を抑制するために、スラブ加熱温度を式（３）の温度Ｔ１以上とする。
Ｔ１（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２９・・・式（３）
【００５１】
粗圧延終了温度：熱延鋼板中に含有されるＴｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（４）の温度Ｔ２以上。
粗圧延終了温度が、式（４）の温度Ｔ２未満となると、粗圧延終了段階で、ＴｉＣが析出する。この段階で、ＴｉＣが析出すると、粗大ＴｉＣとなる。粗大なＴｉＣは、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒微細化、およびアスペクト比の低下に寄与しないので、フェライトの結晶粒が粗大となり、アスペクト比も大きくなる。そのため、この段階でのＴｉＣの析出を抑制するために、粗圧延終了温度を式（４）の温度Ｔ２以上とする。
Ｔ２（℃）＝  ６９×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６２４・・・式（４）
【００５２】
仕上げ圧延終了温度：熱延鋼板中に含有されるＴｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（５）の温度Ｔ３以下、かつ、熱延鋼板中に含有されるＴｉ、Ｃ含有量（質量％）によって算出される式（６）の温度Ｔ４以上。
この段階でＣをＴｉＣとして析出させ、結晶粒の微細化を行う。仕上げ圧延終了温度が式（５）の温度Ｔ３を超えると、ＴｉＣが十分に析出しないため、結晶粒が微細化しない。一方、仕上げ圧延終了温度が式（６）の温度Ｔ４未満であると、フェライトの結晶粒のアスペクト比が高くなる。所定の結晶粒ではない異常粒は過酷な条件の冷間鍛造（冷間閉塞鍛造など）では、亀裂発生の原因となる。
仕上げ圧延終了温度を、式（６）の温度Ｔ４以上、式（５）の温度Ｔ３以下とすることにより、微細なＴｉＣが析出し、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒が微細化し、アスペクト比が小さくなる。仕上げ圧延終了温度が、この範囲を外れると、熱延鋼板のフェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えるか、アスペクト比が１．２０を超えるか、あるいは、双方が超えてしまい、冷間鍛造性が低下する。
Ｔ３（℃）＝１００×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１８２０・・・式（５）
Ｔ４（℃）＝  ８３×Ｌｎ（Ｔｉ質量％×Ｃ質量％）＋１６３６・・・式（６）
【００５３】
仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間：３．００秒以下。
仕上げ圧延後に冷却を開始するまでの時間を３．００秒以下とすることにより、ＴｉＣが粗大化せず、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒が微細化し、アスペクト比が小さくなる。この時間が３．００秒を超えると、ＴｉＣが粗大化し、熱延鋼板のフェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えるか、アスペクト比が１．２０を超えるか、あるいは、双方が超えてしまい、冷間鍛造性が低下する。
【００５４】
仕上げ圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上。
仕上げ圧延終了温度から鋼板の温度が５００℃に低下するまでの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすることにより、ＴｉＣが粗大化せず、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒が微細化し、アスペクト比が小さくなる。この平均冷却速度が３０℃／ｓ未満となると、ＴｉＣが粗大化し、熱延鋼板のフェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えるか、アスペクト比が１．２０を超えるか、あるいは、双方が超えてしまい、冷間鍛造性が低下する。鋼板の温度が５００℃から低下した後は、特段冷却条件を限定する必要はない。
【００５５】
巻き取り温度：５００℃以下。
巻き取り温度を５００℃以下とすることにより、ＴｉＣが粗大化せず、最終的な熱延鋼板のフェライトの結晶粒が微細化し、アスペクト比が小さくなる。その結果、冷間鍛造性が低下する。
一方、冷却ムラ、コイルの反りや波うちを防止するために、巻き取り温度は、３００℃以上とすることが望ましい。
【００５６】
５００℃以下で巻き取った後は、特段冷却条件を限定せずとも本発明の熱延鋼板は製造できるので、通常の条件で放冷するなど、適宜冷却すればよい。なお、詳細には、スラブ加熱温度とは、スラブの板厚方向の平均温度であり、粗圧延終了温度、仕上げ圧延終了温度、巻き取り温度とは、鋼板の表面温度であり、冷却の際の鋼板の温度とは、鋼板の板厚方向の平均温度であり、平均冷却速度とは、冷却の際の鋼板の温度の冷却速度である。
スラブ加熱温度、すなわち、スラブの板厚方向の平均温度は、以下のように決定することができる。
加熱炉にスラブを入れるとスラブ表面から加熱され時間とともに内部に熱が伝達される。加熱炉の温度は温度計によってあらかじめわかっているので、この温度とスラブのサイズからスラブの板厚方向の温度を計算する。具体的には、加熱炉に装入前のスラブの温度を実測したのち、加熱炉に装入された後は、加熱炉内の各ゾーン（加熱帯）に設置された雰囲気温度計で雰囲気温度を実測し、加熱炉内のスラブの位置とその位置での雰囲気温度と時間経過から、公知の伝熱計算によりスラブ温度を計算する。伝熱計算すると、スラブの板厚方向でスラブ温度は異なる。スラブの板厚方向（例えば、板厚方向に１０点に分割した点）でそれぞれスラブ温度を計算し、これらを単純平均して平均温度とする。
冷却の際の温度、すなわち、鋼板の板厚方向の平均温度は、以下のように決定することができる。
仕上げ圧延を行った直後の鋼板は放射温度計によって表面温度を計測する。冷却中の鋼板の板厚方向の温度は、冷却水の注水の有無や冷却水の温度、冷却水と鋼板の熱伝達係数と冷却時間から、公知の伝熱計算により鋼板の温度を計算で求める。鋼板の板厚方向（例えば、板厚方向に１０点に分割した点）でそれぞれ鋼板の温度を計算し、これらを単純平均して平均温度とする。水冷却終了後は、放射温度計で温度を計測する。なお、熱伝達係数は、鋼板の温度により変化するものであるが、都度、鋼板温度の最新の計算値を用いて、計算を続ける。
【００５７】
（機械的条件）
本発明の熱延鋼板は、冷間鍛造により成形物を立体形状に成形するためには、板厚２．０ｍｍ以上とすることが望ましい。より望ましい板厚は、５．０ｍｍ以上である。一方、板厚が厚すぎると、成形物の形状が複雑になるなど、冷間鍛造条件が過酷となった際に所望の形状を得ることが難しくなるので、板厚８．５ｍｍ以下とすることが望ましい。
本発明の熱延鋼板において、良好な冷間鍛造性を得るには、引張強さ（ＴＳ）は、４４０ＭＰａ以下とすることが望ましい。
また、本発明の熱延鋼板は、冷間鍛造の加工を始めたときの、熱延鋼板と金型とが接触した初期長さ部分が、冷間鍛造の加工中も金型と接触しつづけ、この初期長さ部分が、冷間鍛造の加工を終了したときに１００％以上の長さの拡張率、すなわち、加工後の長さが加工前の初期長さの２倍以上施されるという過酷な冷間鍛造を行っても、亀裂が発生しないことが望ましい。
【実施例】
【００５８】
種々の化学組成を有する熱延鋼板を種々の製造条件で製造し、冷間鍛造性、および引張強さ（ＴＳ）について調査した。
【００５９】
表１に示す成分組成の鋼０１〜４２のスラブを製造した。
【００６０】
【表１】
2019094543.tif 000003
【００６１】
各鋼種のスラブを、表２に示す熱延条件（スラブ加熱温度（℃）、粗圧延終了温度（℃）、仕上げ圧延終了温度（℃）、仕上げ圧延後から冷却開始までの時間（秒）、仕上げ圧延後平均冷却速度（℃／秒）、仕上げ圧延後冷却終了温度（℃）、巻き取り温度（℃））で熱間圧延を実施して、表２に示す板厚の熱延鋼板を製造した。
【００６２】
【表２】
2019094543.tif 000004
【００６３】
得られた熱延鋼板について、合金組織と機械的特性を測定した。結果を表３に示した。
【００６４】
【表３】
2019094543.tif 000005
【００６５】
［試験方法］
（合金組織観察）
フェライトの面積分率。
フェライトの面積分率は、圧延方向および板厚方向に平行な断面を取り、熱延鋼板表面から板厚方向に板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）について、視野３００μｍ×３００μｍの範囲でフェライトの面積分率を測定した。なお、フェライトは、試料をナイタールエッチングして、白色に見えるものとした。
【００６６】
フェライトの結晶粒の平均円相当径。
フェライトの結晶粒の平均円相当径は、圧延方向および板厚方向に平行な断面を取り、熱延鋼板表面から板厚方向に板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）について、視野３００μｍ×３００μｍの範囲で観察し、ランダムに抽出した２０個のフェライト結晶粒の円相当径を測定した平均値である。
【００６７】
フェライトの結晶粒のアスペクト比。
フェライトの結晶粒のアスペクト比は、熱延鋼板表面から板厚方向に１００μｍ〜２００μｍ範囲の位置を５００倍で観察し、ランダムに抽出した２０個のフェライト結晶粒について、それぞれアスペクト比を測定した平均値である。
【００６８】
（機械特性評価試験）
冷間鍛造試験（冷間鍛造性）
図２に示した形状の材料流入空間３を設けた分割金型２とポンチ４を用い、図３（Ａ）に示す、厚さｂ（ｍｍ）×幅ａ（ｍｍ）×長さｃ（ｍｍ）の試験片１を、図３（Ｂ）の形状になるまで室温にて冷間鍛造して、加工後の亀裂を調査した。
なお、分割金型２は、上側部分と下側部分からなる金型で、下側部分は平面で構成されていて、上側部分には半径ｄ（ｍｍ）の湾曲部２１により、半径ｄ（ｍｍ）で高さｃ（ｍｍ）の円柱の１／４部分に相当する空間が、図３（Ａ）の紙面の垂直方向に２つ設けられていて、この２つの空間の間には、底面がｂ（ｍｍ）×ｃ（ｍｍ）の大きさである直方体の空間が設けられている。これらの空間をあわせたものが、材料流入空間３である。このような材料流入空間３が設けられているので、試験片１は、図３（Ｂ）に示すように、いわゆるかまぼこ状の、底面が、（ｂ（ｍｍ）＋２ｄ（ｍｍ））×ｃ（ｍｍ）で、上面がｂ（ｍｍ）×ｃ（ｍｍ）の長方形で、両肩部分が、半径ｄ（ｍｍ）で高さｃ（ｍｍ）の円柱の１／４部分に相当する形状になるまで鍛造される。
図３（Ａ）において、熱延鋼板を製造するにあたって圧延した熱延鋼板の圧延面１１と、熱延鋼板の圧延方向１２も合わせて示した。すなわち、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）は、本発明の熱延鋼板の板厚方向であり、試験片１の幅ａ（ｍｍ）は、本発明の熱延鋼板の板幅方向であり、試験片１の長さｃ（ｍｍ）は、本発明の熱延鋼板の長さ方向である。
冷間鍛造試験の過程を図４により説明する。図４に示すように、試験片１を、材料流入空間３を設けた分割金型２にセットする。このとき、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）と試験片１の長さｃ（ｍｍ）の部分を含む面が、分割金型２の下側部分と接触するようにする。そして、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）と試験片１の長さｃ（ｍｍ）の部分を含む面で、分割金型２の下側部分と接触しない反対側の面を、ポンチ４を用いて下方に押し込み、試験片１を分割金型２の材料流入空間３に流入させ、高さｄ（ｍｍ）で、底面長さ２ｄ（ｍｍ）＋ｂ（ｍｍ）の図３（Ｂ）の形状になるまで成形した。
なお、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）と試験片１の幅ａ（ｍｍ）の部分を含む面は、分割金型２の上側部分と全面にわたり接触している。試験片１の長さｃ（ｍｍ）と試験片１の幅ａ（ｍｍ）との部分を含む面は、ポンチ４を下方に押し込む際には、一部分は分割金型２の上側部分と接触し、残りの部分は材料流入空間３に配置されていて、ポンチ４による押し込みが終わった際には、湾曲部２１に接触した状態となる。
冷間鍛造前の試験片１の形状は、幅ａ（ｍｍ）と長さｃ（ｍｍ）をすべて１０．０ｍｍ一定とし（ａ＝ｃ＝１０．０ｍｍ）、厚さｂは、表３に記載したように、５．０ｍｍ、５．５ｍｍ、６．０ｍｍ、１０．０ｍｍの４種類で行った。使用した分割金型２を示す図２において、各厚さｂ（ｍｍ）の値ごとの高さｄ（ｍｍ）は、ｂ＝５．０ｍｍでｄ＝４．２７ｍｍ、ｂ＝５．５ｍｍでｄ＝４．４２ｍｍ、ｂ＝６．０ｍｍでｄ＝４．５６ｍｍ、ｂ＝１０．０ｍｍでｄ＝５．４１ｍｍであった。高さｄ（ｍｍ）は、使用した分割金型２に設けられた湾曲部２１の内面の曲率半径であり、幅ａ（ｍｍ）、厚さｂ（ｍｍ）を用いて、ｄ＝｛−２ｂ＋（４ｂ２＋８×π×ａ×ｂ）０．５｝／（２×π）により計算した。この試験の冷間鍛造条件は、試験片１の底面１３の拡張率（２ｄ／ｂ×１００％）で評価すると、ｂ＝５．０ｍｍで１７１％、ｂ＝５．５ｍｍで１６１％、ｂ＝６．０ｍｍで１５２％、ｂ＝１０．０ｍｍで１０８％という過酷な冷間鍛造条件である。
冷間鍛造性の評価は、成形後の試験片を、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）と試験片１の幅ａ（ｍｍ）とを含む面に平行で、試験片１の長さｃ（ｍｍ）の中点を通る、図３（Ｂ）に示した破線に沿って切断し、試験片１の厚さｂ（ｍｍ）と試験片１の長さｃ（ｍｍ）とを含む面、すなわち板厚方向の面（図３（Ａ）中の底面１３）が、分割金型２の下側部分と接触しながら、底面長さ２ｄ（ｍｍ）＋ｂ（ｍｍ）まで変形した面（図３（Ｂ）中の底面１３）を観察し、この観察により板厚の内部方向、すなわち、試験片１の幅ａの方向（熱延鋼板の板幅方向）に、５μｍ以上の長さの亀裂が確認されたか否かにより行った。
５μｍ以上の亀裂が確認されたものを冷間閉塞鍛造性不合格（×）、５μｍ以上の亀裂が確認されなかったものを冷間閉塞鍛造性合格（○）とした。
【００６９】
引張強さ（ＴＳ）
引張強さ（ＴＳ）は、本発明の熱延鋼板を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に規定される引張試験により測定した。すなわち、表３中の強度は、冷間鍛造後の強度ではない。
【００７０】
（試験結果）
代表的な比較例として、試験番号４１（比較例）について、冷間鍛造後の底面１３付近のＳＥＭ写真を図５に示す。底面１３では、拡張率が高いので、最も割れが入りやすい。割れが入った比較例の試験では、試験番号４１に限らず、図５に示したように、この底面１３で５μｍ以上の長さの亀裂が発生した。
【００７１】
試験番号５（比較例）では、粗圧延終了温度が適切でないために、試験番号６（比較例）では、仕上げ圧延終了温度が適切でないために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７２】
試験番号７（比較例）では、仕上げ圧延終了温度が適切でないために、試験番号８（比較例）では、仕上げ圧延から冷却開始までの時間が適切でないために、試験番号９（比較例）では、仕上げ圧延から冷却開始までの時間と冷却速度が適切でないために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超え、アスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７３】
試験番号１０（比較例）では、冷却終了温度および巻き取り温度が適切でないために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７４】
試験番号１１（比較例）では、スラブ加熱温度、粗圧延終了温度、仕上げ圧延終了温度が適切でないために、試験番号１２（比較例）では、仕上げ圧延後の冷却速度が適切でないために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超え、アスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７５】
試験番号２９（比較例）では、スラブ加熱温度、粗圧延終了温度、仕上げ圧延終了温度が適切でないために、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７６】
試験番号４０（比較例）では、鋼２８のＣ含有量が規定に満たず、理論固溶炭素量が式（１）の下限を外れたために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７７】
試験番号４１（比較例）では、鋼２９のＣ含有量が規定を超え、理論固溶炭素量が式（１）の上限を外れたために、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７８】
試験番号４２（比較例）では、鋼３０のＳｉ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００７９】
試験番号４３（比較例）では、鋼３１のＭｎ含有量が規定に満たず、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８０】
試験番号４４（比較例）では、鋼３２のＭｎ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８１】
試験番号４５（比較例）では、鋼３３のＰ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８２】
試験番号４６（比較例）では、鋼３４のＳ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８３】
試験番号４７（比較例）では、鋼３５のＡｌ含有量が規定に満たず、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８４】
試験番号４８（比較例）では、鋼３６のＡｌ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８５】
試験番号４９（比較例）では、鋼３７のＮ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８６】
試験番号５０（比較例）では、鋼３８のＴｉ含有量が規定に満たず、仕上げ圧延終了温度も適切でないため、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８７】
試験番号５１（比較例）では、鋼３９のＴｉ含有量が規定を超え、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超え、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８８】
試験番号５２（比較例）では、鋼４０の理論固溶炭素量が式（１）の上限を外れたために、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００８９】
試験番号５３（比較例）では、鋼４１の理論固溶炭素量が式（１）の下限を外れたために、フェライトの結晶粒の平均円相当径が２５μｍを超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００９０】
試験番号５４（比較例）では、鋼４２において、式（２）を満たしていないため、フェライトの結晶粒のアスペクト比が１．２０を超えた。その結果、冷間鍛造性が十分でなかった。
【００９１】
これに対し、本発明である試験番号１〜４、１３〜２８、３０〜３９では、過酷な冷間鍛造条件で冷間鍛造しても割れが発生せず、冷間鍛造性が極めて優れていることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【００９２】
以上のように、本発明の熱延鋼板は、高加工で過酷な冷間鍛造が可能であるから、様々な形状の部品を冷間鍛造で製造できる。そして、高い加工率で鍛造を行うことにより、加工硬化による高強度化が可能であることが予測されるため、窒化などの処理により表面硬度を高める手法が不要となる。その結果、素材コストの抑制や窒化処理の省略などの有用な産業上の利用可能性を有する。
【符号の説明】
【００９３】
１…試験片、２…分割金型、３…材料流入空間、４…ポンチ、１１…熱延鋼板の圧延面、１２…熱延鋼板の圧延方向、１３…底面、２１…湾曲部、Ｄ１…長径、Ｄ２…短径
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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