(57)【要約】      （修正有）【課題】優れた量産打抜き性と量産バーリング加工性を備えた高強度熱延鋼板及びその製造方法の提供。【解決手段】所定量の、C、Si、Mn、P、S、Al、N、更に、重量％で、Ti：0.050〜0.150％、V：0.100〜0.400％及びB:0.0002〜0.0030％を基本成分とし含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成と、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上であり、Fe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織と、することで、引張強さTS：980MPa以上であり且つ量産打抜き性、量産バーリング加工性に優れている高強度熱延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C ：0.050％以上0.160％以下、    Si：1.00％以下、
Mn：0.80％以上2.20％以下、      P ：0.040％以下、
S ：0.0050％以下、              Al：0.100％以下、
N ：0.0100％以下、              Ti：0.050％以上0.150％以下、
V ：0.100％以上0.400％以下、    B ：0.0002％以上0.0030％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えて更に、質量％でNb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％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】
前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種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】
請求項１ないし３のいずれかに記載の組成を有する鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、40℃/s以上の平均冷却速度で250℃以上430℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取ることを特徴とする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、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、或いはトラックのフレーム等の素材として好適な、引張強さTSが980MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に係り、特に、打抜き性およびバーリング加工性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼帯をも含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車車体の一層の軽量化が要望されている。そのため、自動車部品の素材である自動車用鋼板に対して、より一層の高強度化（薄肉化）が要求されている。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すると、成形性（加工性）が低下するため、高強度鋼板の成形性向上が要望されている。特に、自動車部品用高強度鋼板では、成形性のうち、とりわけ打抜き性とバーリング加工性（伸びフランジ性ともいう）の向上が強く要望され、種々の検討がなされている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.01％以上0.10％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上2.5％以下を含み、更にV：0.01％以上0.30％以下、Nb：0.01％以上0.30％以下、Ti：0.01％以上0.30％以下、Mo：0.01％以上0.30％以下、Zr：0.01％以上0.30％以下、W：0.01％以上0.30％以下の１種又は２種以上を合計で0.5％以下含む組成とし、ベイナイト分率80％以上であり、析出物の平均粒径r（nm）がr≧207÷{27.4X(V)＋23.5X(Nb)＋31.4 X(Ti)＋17.6X(Mo)＋25.5X(Zr)＋23.5X(W)}（X(M)（M：V、Nb、Ti、Mo、Zr、W）は析出物を構成する各元素の平均原子量比であり、X(M)＝(Mの質量％/Mの原子量)/(V/51＋Nb/93＋Ti/48＋Mo/96＋Zr/91＋W/184)）を満たし、平均粒径rと析出物分率fがr/f≦12000を満たす組織とした熱延鋼板が提案されている。
【０００４】
また、特許文献１には、上記組成を有する鋼素材を、加熱し、仕上げ圧延温度を800℃以上1050℃以下とする熱間圧延を施したのち、ベイナイト変態と析出が同時に起こる温度域（500℃から600℃の範囲）まで20℃/s以上で急冷し、500〜550℃で巻き取り後、冷却速度5℃/hr以下（0℃/hrを含む）で20hr以上保持することにより、上記組織を有する熱延鋼板を製造する方法が提案されている。そして、特許文献１に提案された技術では、鋼板組織をベイナイト主体組織とし、ベイナイトをV、Ti、Nb等の炭化物により析出強化し、更に析出物サイズを適切に制御（適度に粗大化）することで、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
【０００５】
特許文献２には、質量％でC：0.050〜0.15％、Si：0.1〜1.5％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.03％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01〜0.08％、Ti：0.05〜0.15％、N：0.005％以下を含む組成とし、面積率で95％超のベイナイト相を有し、且つ表面から板厚方向に板厚の1/4位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、Ｌ方向断面で5μm以下、Ｃ方向断面で4μm以下であり、更に板厚中央部を中心にして板厚方向の幅が板厚の1/10である領域において、アスペクト比が5以上の圧延方向に伸展した結晶粒が7個以下である組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献２に提案された技術では、鋼板のＬ方向断面およびＣ方向断面の両方の組織をともに微細な組織に調整し、更に板厚中央部の組織を伸展粒の少ない組織とすることで、引張強さTSが780MPa以上の打抜き性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
【０００６】
特許文献３には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.2〜1.2％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Ti：0.05〜0.15％、Al：0.005〜0.10％、N：0.007％以下を含み、固溶Tiが0.02％以上である組成とし、平均粒径が5μm以下のベイナイト相単相からなる組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献３に提案された技術では、鋼板の組織を微細なベイナイト相の単相組織とし、更に固溶Tiを0.02％以上存在させることで、引張強さTSが780MPa以上であり、伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
【０００７】
特許文献４には、質量％で、C：0.01〜0.08％、Si：0.30〜1.50％、Mn：0.50〜2.50％、P≦0.03％以下、S≦0.005％以下、及びTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.04％の１種または２種を含む組成とし、粒径2μm以上のフェライトの割合が80％以上であるフェライト・ベイナイト二相組織とした熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献４に提案された技術では、フェライト・ベイナイト二相組織とし、更にフェライト結晶粒を2μ以上の粒径とすることで、穴拡げ性を劣化させることなく延性を改善することが可能となり、強度が690N/mm2以上であり且つ穴拡げ性と延性に優れた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２００９−８４６３７号公報
【特許文献２】特開２０１２−６２５６２号公報
【特許文献３】特開２０１２−１２７０１号公報
【特許文献４】特開２００２−１８０１９０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に提案された技術では、ベイナイト相中にナノメートルサイズの析出物を析出させるために、鋼板を500〜550℃で巻取り、5℃／h以下の冷却速度で20h以上保持する処理を必要としている。このように500℃以上で変態させたベイナイト組織は、Fe系炭化物等がベイニティックフェライト粒界に析出する、いわゆる上部ベイナイト組織となるため、鋼板の打抜き性向上効果は限られたものとなる。
【００１０】
特許文献２に提案された技術では、ベイナイト組織中のFe系炭化物の析出状態について全く検討されておらず、鋼板に十分な打抜き性を付与することができない場合がある。また、熱延鋼板を製造する際、所望の組織を得る目的で仕上げ圧延後の鋼板を冷却速度の異なる２段冷却を行う必要があるため、製造が困難であるという問題がある。
【００１１】
特許文献３に提案された技術によると、引張強さTS：780MPa以上であり且つ伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が得られる。しかし、その強度を更に高めて引張強さTS：980MPa以上の高強度を確保しようとする場合には、C含有量を増加させる必要がある。そして、C含有量の増加に伴い、Ti炭化物の析出量の制御が困難となり、鋼板の伸びフランジ性を向上させるために必要な0.02％以上の固溶Tiを安定して残存させることが困難となる結果、伸びフランジ性が低下する。
【００１２】
特許文献４に提案された技術では、粒径2μm以上のフェライトを80％以上も含むフェライト・ベイナイト二相組織としているため、得られる鋼板強度は高々976MPa程度であり、引張強さTS：980MPa以上という更なる高強度化が困難である。また、引張強さTS：980MPa以上という高強度鋼板が得られたとしても、フェライト相の靭性が著しく低下し、優れた打抜き性とバーリング加工性を確保できない。
【００１３】
更に、特許文献１〜４に提案された技術も含め、従来技術では、自動車部品を量産する際に要求される打抜き性、バーリング加工性について検討されていない。
鋼板のバーリング加工性は、従来、主に日本鉄鋼連盟規格の規定に準拠した方法に従い穴拡げ試験を行うことで評価されている。この試験では、実験室で、例えば鋼板から、100mm×100mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス12％±1％（板厚2mm以上）の条件を厳守し、損耗のない円筒ポンチ（10mmφ）を用いて、ブランク板を均等に十分に押さえた状態で、10mmφの穴を打抜き、穴拡げ試験を実施している。また、鋼板の打抜き性そのものを評価するための規定は特にないが、鋼板の打抜き性も、多くの場合、日本鉄鋼連盟規格の規定に準拠した方法に従い穴拡げ試験を行うことで評価されている。すなわち、上記の手法にて鋼板に10mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴端面の破面状態を観察することで、鋼板の打抜き性を評価している。
【００１４】
しかしながら、この穴拡げ試験は、実際の製造ラインで自動車部品を量産する際の打抜き・穴拡げ加工工程を忠実に再現するものとは云い難い。したがって、上記規定に従う実験的な評価で良好な打抜き性やバーリング加工性が得られた鋼板であっても、自動車部品を量産する際、加工不良が度々発生するという問題がある。
【００１５】
特に部品の量産化を考えた場合、実験室での加工性評価だけでは十分でなく、更に、量産での加工条件変動をも考慮した上で、素材の加工性を保証する必要がある。従来技術では、このような問題について全く検討されていないため、所望の強度と、自動車部品を量産する際に要求される加工性、特に打抜き性とバーリング加工性（以下、量産打抜き性、量産バーリング加工性という場合もある）とを兼ね備えた高強度熱延鋼板が必ずしも得られていない。
【００１６】
以上のように、従来、打抜き性と伸びフランジ性（バーリング加工性）に優れた熱延鋼板に関して多くの検討がなされてきた。しかし、従来技術では、必ずしも量産打抜き性、量産バーリング加工性、すなわち実際の自動車部品製造ラインで要求されるような厳しい打抜き性とバーリング加工性を満足するような高強度熱延鋼板が得られていないのが実情である。
本発明は、上記の従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ(TS)が980MPa以上であり且つ打抜き性とバーリング加工性、特に量産打抜き性と量産バーリング加工性に優れた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。
【００１７】
なお、ここでいう「量産打抜き性」とは、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察することにより評価されるものである。また、「量産打抜き性」が良好とは、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜かれた穴破面（打抜き端面ともいう）の破面状況を観察した場合に、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が無いものをいう。
【００１８】
また、ここでいう「量産バーリング加工性」とは、上記の量産打抜き性評価と同様の条件でブランク板を打抜き、その後60°円錐ポンチによる穴拡げ試験を実施することで測定されるバーリング率により評価されるものであり、従来の穴拡げ試験方法、例えば日本鉄鋼連盟規格で規定された、穴拡げ試験方法に準拠したλ値で評価されるバーリング加工性とは異なるものである。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
上記課題を解決すべく、本発明者らはまず、量産打抜き性と量産バーリング加工性の評価方法について検討した。先述のとおり、鋼板のバーリング加工性は、従来、例えば日本鉄鋼連盟規格で規定された穴拡げ試験方法に準拠したλ値で評価されてきた。また、鋼板の打抜き性も、多くの場合、日本鉄鋼連盟規格で規定された穴拡げ試験方法で採用する打抜き条件で鋼板を打抜き、打抜き端面を観察することにより評価されてきた。
【００２０】
しかし、本発明者らは、実際の部品量産現場における打抜き性およびバーリング加工性と、日本鉄鋼連盟規格に基づいて実験室で評価した打抜き性およびλ値に乖離があることを知見した。そして、更に検討を進めた結果、150mm×150mm程度のブランク板を採取し、該ブランク板に対しクリアランス30％±2％の条件で50mmφポンチを用いて50mmφの穴を打抜き、打抜き端面を観察して評価した打抜き性、更には、上記の如く50mmφの穴を打抜いた後、60°円錐ポンチを用いるという新規の穴拡げ試験を採用して評価したバーリング加工性が、量産打ち抜き性、量産バーリング加工性と良好な相関関係を有することを知見した。
【００２１】
次いで、本発明者らは、上記新規の穴拡げ試験を採用して量産打抜き性と量産バーリング加工性を評価することで、熱延鋼板の高強度化と加工性、特に量産打抜き性と量産バーリング加工性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。具体的には、フェライト、パーライトよりも高強度であり且つマルテンサイトよりも加工性に優れたベイナイト相を主相とする組織とすることで、熱延鋼板の引張強さTSを980MPa以上とし、その強度を維持した状態で優れた量産打抜き性と量産バーリング加工性を確保する手段について検討した。その結果、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を微細に析出させることで、量産打抜き性が向上することを知見した。また、量産打抜き性の向上に伴い量産バーリング加工性も向上するが、更に検討を重ねた結果、鋼中に固溶しているVが量産バーリング加工性をより一層向上させるという新規な知見を得た。
【００２２】
なお、ここでいうベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有する組織（Fe系炭化物の析出を有しない場合も含む）を意味する。ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり且つラスの内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はSEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。
【００２３】
ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内に微細なFe系炭化物が適度な量で析出していると、このFe系炭化物の存在により、鋼板の打抜き時に微細なボイドが形成されるため、鋼板の打抜き性が飛躍的に向上する。その結果、実際の製造ラインで自動車部品を量産する際の打抜き工程においても、打抜き端面に割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が発生せず、量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。
【００２４】
一方、鋼中の固溶Vの存在により量産バーリング加工性が向上するメカニズムは必ずしも明らかではないが、鋼中にVが固溶することにより、積層欠陥エネルギーが低下し、バーリング加工時の交差すべりが抑制されるものと推測される。そして、バーリング加工時の交差すべりが抑制され、高ひずみ域で高い加工硬化能が得られる結果、亀裂先端の応力集中が緩和され、バーリング加工性が向上するものと推測される。
【００２５】
これらの知見を踏まえ、本発明者らは更なる研究を行い、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した状態で、量産打抜き性および量産バーリング加工性を向上させるために必要な組成、Fe系炭化物の析出形態、固溶V量について検討した。そして、C、Si、Ti、V、Bの含有量バランスを調整し、更に製造条件を適正化して、ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物の内、ベイニティックフェライト粒内で析出しているFe系炭化物を個数比率で30％以上とし、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径を150nm以下とし、鋼中の固溶V量を質量％で0.100％以上とすることが肝要となることを知見した。
【００２６】
本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
［１］  質量％で、C：0.050％以上0.160％以下、Si：1.00％以下、Mn：0.80％以上2.20％以下、P：0.040％以下、S：0.0050％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0.050％以上0.150％以下、V：0.100％以上0.400％以下、B:0.0002％以上0.0030％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００２７】
［２］前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％でNb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００２８】
［３］  前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００２９】
［４］  前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の組成を有する鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、40℃/s以上の平均冷却速度で250℃以上430℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取る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】
【００３０】
本発明によれば、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持したまま、量産打抜き性と量産バーリング加工性が顕著に向上した熱延鋼板を安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明熱延鋼板は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、或いはトラックのフレーム等の素材として適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能になるという効果もある。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の各成分元素の含有量を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００３２】
C：0.050％以上0.160％以下
Cは、ベイナイトの生成を促進し、鋼の強度を増加させる元素である。更に、Cは、Feと結合してFe系炭化物を形成し、鋼板の量産打抜き性を向上させる作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、C含有量を0.050％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.160％を超えて過剰になると、マルテンサイト相が増加し、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。このようなことから、C含有量は0.050％以上0.160％以下の範囲に限定した。好ましくは、0.060％以上0.150％以下、より好ましくは0.070％以上0.140％以下であり、更に好ましくは0.080％以上0.130％以下である。
【００３３】
Si：1.00％以下
Siは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、粗大なFe系炭化物の生成を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。Siは、特に粗大なFe系炭化物の生成を抑制する作用を介して、鋼板の打抜き性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Si含有量を0.10％以上とすることが望ましい。一方、1.00％を超えるSiの含有は、鋼板の表面性状を著しく劣化させ、化成処理性や耐食性の低下を招く。また、1.00％を超えるSiの含有は、鋼板の打抜き性の改善に寄与するFe系炭化物の生成を抑制し、残留γやマルテンサイトを増加させ、鋼板の打抜き性とバーリング加工性を阻害する。以上の理由により、Si含有量は1.00％以下に限定した。好ましくは0.30％以上0.90％以下であり、より好ましくは0.40％以上0.80％以下である。
【００３４】
Mn：0.80％以上2.20％以下
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、ベイナイト変態温度を下げ、ベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物が析出する下部ベイナイト相の生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、Mn含有量を0.80％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.20％を超えると、中央偏析が顕著となり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性を低下させる。したがって、Mn含有量は0.80％以上2.20％以下の範囲に限定した。好ましくは1.00％以上2.00％以下であり、より好ましくは1.20％以上1.80％以下である。
【００３５】
P：0.040％以下
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与するが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、鋼板の低温靭性や加工性を低下させる元素である。それゆえ、P含有量は極力低減することが好ましいが、0.040％までの含有は許容できる。このようなことから、P含有量は0.040％に限定した。好ましくは0.030％以下であり、より好ましくは0.020％以下である。
【００３６】
S：0.0050％以下
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる。それゆえ、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.0050％までの含有は許容できる。このようなことから、S含有量は0.0050％以下に限定した。好ましくは0.0030％以下であり、より好ましくは0.0010％以下である。
【００３７】
Al：0.100％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度向上に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Al含有量を0.005％以上とすることが望ましい。一方、Al含有量が0.100％を超えて過剰になると、酸化物系介在物の増加を招き、疵発生の原因となるとともに、鋼板の加工性を低下させる。以上の理由により、Al含有量は0.100％以下に限定した。好ましくは0.010％以上0.050％以下である。
【００３８】
N：0.0100％以下
Nは、窒化物形成元素と結合し窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかし、Nは高温でTiと結合し、粗大な窒化物になり易く、鋼板の打抜き加工時に割れの起点となり易い。それゆえ、N含有量は極力低減することが好ましいが、0.0100％までは許容できる。このようなことから、N含有量は0.0100％以下に限定した。好ましくは0.0080％以下であり、より好ましくは0.0060％以下である。
【００３９】
Ti：0.050％以上0.150％以下
Tiは、炭窒化物を形成し結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与する。更に、Tiは、250℃〜430℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti、V）Cのクラスターを多数形成し、ベイナイト相中のFe系炭化物の粒径を細かくする作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、Ti含有量を0.050％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.150％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する。したがって、Ti含有量は0.050％以上0.150％以下の範囲に限定した。好ましくは0.070％以上0.130％以下であり、より好ましくは0.080％以上0.120％以下である。
【００４０】
V：0.100％以上0.400％以下
Vは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、鋼の焼入れ性向上を介して、ベイナイト相の生成および微細化に貢献する元素である。また、Vは、鋼中に固溶することでバーリング加工性を向上させる元素である。更に、Vは、250℃〜430℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti、V）Cのクラスターを多数形成し、ベイナイト相中のFe系炭化物の粒径を細かくする作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、V含有量を0.100％以上とする必要がある。一方、V含有量が0.400％を超えて過剰になると、製造コストの高騰を招く。したがって、V含有量は0.100％以上0.400％以下の範囲に限定した。好ましくは0.130％以上0.350％以下、より好ましくは0.150％以上0.300％以下である。
【００４１】
B：0.0002％以上0.0030％以下
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成、成長を抑制する元素である。また、Bは、鋼の焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の形成およびベイニティックフェライト粒内のFe系炭化物量の増加に寄与し、鋼の強度を増加させるとともに鋼板の打抜き性を向上させる作用を有するため、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0002％以上とする必要がある。一方、B含有量が0.0030％を超えると、上記した効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0002％以上0.0030％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005％以上0.0025％以下であり、より好ましくは0.0007％以上0.0020％以下の範囲である。
【００４２】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、必要に応じて基本成分に加えて更に、選択元素として、Nb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種、を含有することができる。
【００４３】
Nb：0.0050％以上0.0500％以下、Cu：0.005％以上0.200％以下、Ni：0.005％以上0.200％以下、Cr：0.005％以上0.400％以下、Mo：0.005％以上0.400％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
【００４４】
Nb：0.0050％以上0.0500％以下
Nbは、炭窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Nbを0.0050％以上含有させることが好ましい。一方、Nb含有量が0.0500％を超えると、鋼の変形抵抗が増加して熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難となる場合がある。また、Nb含有量が0.0500％を超えると、粗大な析出物を形成し、鋼板の加工性が低下する傾向にある。したがって、Nbを含有させる場合には、その含有量を0.0050％以上0.0500％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0100％以上0.0400％以下、更に好ましくは0.0200％以上0.0400％以下である。
【００４５】
Cu：0.005％以上0.200％以下
Cuは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。また、Cuは、特にベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、Cuを0.005％以上含有させることが好ましいが、Cu含有量が0.200％を超えると、鋼板の表面性状の低下を招く場合がある。したがって、Cuを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.200％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.150％以下である。
【００４６】
Ni：0.005％以上0.200％以下
Niは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を生成し易くする作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Niを0.005％以上含有させることが好ましい。但し、Niが0.200％を超えて含有すると、マルテンサイト相を生成し易くなり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が著しく低下する場合がある。したがって、Niを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.200％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.150％以下である。
【００４７】
Cr：0.005％以上0.400％以下
Crは、炭化物を形成し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Crを0.005％以上含有させることが好ましい。一方、Cr含有量が0.400％を超えて過剰になると、鋼板の耐食性と表面処理性が低下するおそれがある。したがって、Crを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.400％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.300％以下である。
【００４８】
Mo：0.005％以上0.400％以下
Moは、鋼の焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を形成し易くし、鋼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るためには、Moを0.005％以上含有させることが好ましい。一方、Mo含有量が0.400％を超えると、マルテンサイト相を生成し易くなり、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が著しく低下する場合がある。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を0.005％以上0.400％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.010％以上0.300％以下である。
【００４９】
Ca：0.0002％以上0.0050％以下、REM：0.0002％以上0.0100％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形状制御を介して、鋼板のバーリング加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
【００５０】
Ca：0.0002％以上0.0050％以下
Caは、硫化物系介在物の形状を制御し、鋼板のバーリング加工性の向上に有効な元素である。この効果を発現させるためには、Caを0.0002％以上含有させることが好ましい。一方、0.0050％を超える過剰なCaの含有は、介在物量を増加させ、鋼板の表面欠陥を多発させる原因となり得る。したがって、Caを含有させる場合には、その含有量を0.0002％以上0.0050％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0004％以上0.0040％以下である。
【００５１】
REM：0.0002％以上0.0100％以下
REMは、Caと同様、硫化物系介在物の形状を制御し、鋼板のバーリング加工性に対する硫化物系介在物の悪影響を改善し、バーリング加工性向上に寄与する元素である。この効果を発現させるためには、REMを0.0002％以上含有させることが好ましい。一方、REM含有量が0.0100％を超えて過剰になると、介在物量が増加して鋼の清浄度が悪化し、鋼板のバーリング加工性低下を招く場合がある。したがって、REMを含有させる場合には、その含有量を0.0002％以上0.0100％以下の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0004％以上0.0080％以下である。
【００５２】
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（酸素）：0.005％以下、W：0.1％以下、Ta：0.1％以下、Co：0.1％以下、Sb：0.1％以下、Sn：0.1％以下、Zr：0.1％以下等が許容できる。
【００５３】
次に、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、面積率で90％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率が30％以上、前記ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径が150nm以下であり、鋼中の固溶V量が質量％で0.100％以上である組織を有する。
【００５４】
なお、本発明において、ベイナイト相とは、ラス状のベイニティックフェライトと、該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有する組織を意味する。また、本発明において、ベイナイト相には、上記Fe系炭化物を有しない組織、すなわち該ベイニティックフェライトの間および／または該ベイニティックフェライトの内部（ベイニティックフェライト粒内）にFe系炭化物を有しない組織も含まれる。
【００５５】
上記ベイニティックフェライトは、ポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり且つラスの内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はSEM（走査型電子顕微鏡）やTEM（透過型電子顕微鏡）を用いて区別可能である。
【００５６】
ベイナイト相の面積率：90％以上
本発明熱延鋼板では、主相をベイナイト相とする。ここでいう「主相」とは、面積率で90％以上である相をいう。ベイナイト相以外の相を主相とすると、所望の量産打抜き性を安定して確保できない。したがって、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とした。なお、主相であるベイナイト相の面積率は、92％以上とすることが好ましく、95％以上とすることがより好ましく、100％としてもよい。
【００５７】
主相であるベイナイト相以外の残部は、マルテンサイト相、オーステナイト相（残留オーステナイト相）、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる。ベイナイト相以外の残部の相が面積率で10％を超えると、所望の量産打抜き性が確保できない。それゆえ、主相以外の残部の相は、面積率で合計10％以下（0％を含む）とする。好ましくは、8％以下、より好ましくは5％以下であり、0％としてもよい。特にマルテンサイト相が増加すると、所望の量産打抜き性と量産バーリング加工性を安定して確保できない。量産打抜き性と量産バーリング加工性をより一層安定して確保するためには、特にマルテンサイト相の面積率を7％以下に抑制することが好ましく、4％以下に抑制することがより好ましい。
【００５８】
Fe系炭化物
本発明の熱延鋼板は、主相となるベイナイト相中に、Fe系炭化物が分散（析出）した組織を有する。主相となるベイナイト相中に析出するFe系炭化物は、主にFe3Cであるが、これ以外にもFe5C2、Fe7C3、Fe3(C,B)、Fe23[C,B]6等が析出する場合もある。
【００５９】
ベイナイト相中に析出している全Fe系炭化物のうちベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の個数比率：30％以上
本発明では、鋼板に所望の量産打抜き性を付与するために、主相であるベイナイト相を相中にFe系炭化物が生成したベイナイト相とし、更にベイナイト相中に析出した全Fe系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物が個数比率で30％以上である組織とする。すなわち、主相であるベイナイト相中に析出した全Fe系炭化物の個数（NB）に対する、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（NBF）の比率を、個数比率（NBF/NB×100）で30％以上とする。この個数比率が30％未満では、所望の量産打抜き性を確保できない。なお、この個数比率は、35％以上とすることが好ましく、40％以上とすることがより好ましい。また、この個数比率は高い値となるほど好ましいが、実質的な上限は90％程度である。
【００６０】
ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径：150nm以下
ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の平均粒径が150nmを超えて粗大化すると、鋼板の加工時にFe系炭化物を起点とした粗大なボイドが発生し易くなり、所望の量産打抜き性を確保できなくなる。したがって、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物の平均粒径は、150nm以下に限定した。好ましくは130nm以下、より好ましくは110nm以下である。
なお、ベイニティックフェライト粒内に析出しているFe系炭化物は、微細であるほど好ましいが、その平均粒径の実質的な下限値は20nm程度である。
【００６１】
鋼中の固溶V量：質量％で0.100％以上
固溶Vは、鋼板のバーリング加工性の向上を図るうえで、極めて重要である。鋼中の固溶V量が質量％で0.100％未満になると、鋼板のバーリング加工性を十分に確保することができず、所望の量産バーリング加工性が得られない。したがって、鋼中の固溶V量は、質量％で0.100％以上とする。好ましくは0.120％以上、より好ましくは0.140％以上である。但し、鋼中の固溶V量が過剰に高くなると、製造コスト高になると共に溶接HAZ脆化等が懸念されるため、鋼中の固溶V量は0.400％以下にすることが好ましく、0.300％以下にすることがより好ましい。
【００６２】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼素材を、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下とする熱間圧延を施し、該熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後2.0s以内に冷却を開始し、40℃/s以上の平均冷却速度で250℃以上430℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度で巻き取ることを特徴とする。
【００６３】
出発材である鋼素材の製造方法は特に限定されず、例えば上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の製造方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊圧延法を用いても何ら問題はない。なお、本発明において連続鋳造法を採用する場合には、連続鋳造時の鋼の成分偏析低減のために、電磁撹拌（EMS）、軽圧下鋳造（IBSR）等を適用することができる。電磁撹拌処理を施すことにより、板厚中心部に等軸晶を形成させ、偏析を低減させることができる。また、軽圧下鋳造を施した場合は、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止することにより、板厚中心部の偏析を低減させることができる。これらの偏析低減処理の少なくても1つの適用により、後述する穴拡げ試験におけるバーリング率、引張り試験における全伸びをより優れたレベルにすることができる。
【００６４】
鋼素材の加熱温度：1200℃以上
本発明で使用する鋼素材には、Tiなどの炭窒化物形成元素が含まれているが、これら炭窒化物形成元素は、殆どが粗大な炭窒化物（析出物）として存在している。また、Tiなどの炭窒化物形成元素が粗大な析出物のままで存在すると、析出強化に寄与する微細な析出物量が減少し、結果として鋼板強度が低下する。本発明においては、この粗大な析出物を熱間圧延前に固溶させる目的で、鋼素材の加熱温度を1200℃以上に限定した。好ましくは1220℃以上1350℃以下である。
【００６５】
次いで、加熱された鋼素材に、熱間圧延を施す。熱間圧延は、通常、粗圧延と仕上げ圧延からなる。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。粗圧延に引続き、以下の条件で仕上げ圧延を施す。なお、仕上げ圧延の前、或いは仕上げ圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことはいうまでもない。
【００６６】
仕上げ圧延開始温度：1050℃以上1200℃以下
仕上げ圧延開始温度が1050℃未満では、仕上げ圧延中に固溶Vが歪誘起析出してしまい、所望の固溶V量を確保できなくなり、鋼板のバーリング加工性が低下する。一方、仕上げ圧延開始温度が1200℃を超えると、スケール噛み込み等の問題が生じる。したがって、仕上げ圧延開始温度を1050℃以上1200℃以下に限定した。好ましくは1060℃以上1200℃以下であり、より好ましくは1070℃以上1170℃以下である。なお、ここでいう「仕上げ圧延開始温度」は、表面温度を用いるものとする。
【００６７】
仕上げ圧延終了温度：860℃以上980℃以下
仕上げ圧延終了温度が860℃未満では、仕上げ圧延中に固溶Vが歪誘起析出をしてしまい、所望の固溶V量を確保できなくなり、鋼板のバーリング加工性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度が980℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長・粗大化して鋼の焼入れ性が過剰となり、マルテンサイト相が形成される結果、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。このようなことから、仕上げ圧延終了温度を860℃以上980℃以下の範囲に限定した。好ましくは870℃以上960℃以下であり、より好ましくは880℃以上940℃以下である。なお、ここでいう「仕上げ圧延終了温度」は、表面温度を用いるものとする。
熱間圧延終了後、強制冷却する。
【００６８】
熱間圧延の仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間：2.0s以内
熱間圧延の仕上げ圧延を終了した後、強制冷却を開始するまでの時間が2.0sを超えると、オーステナイト中に導入した歪みが回復してしまい、鋼板の焼入れ性が過剰となり、マルテンサイト相が形成される結果、鋼板の打抜き性とバーリング加工性が低下する。したがって、本発明においては、仕上げ圧延終了後、2.0s以内に強制冷却を開始する。
【００６９】
平均冷却速度：40℃/s以上
仕上げ圧延終了温度から巻取り温度（冷却停止温度）までの平均冷却速度が40℃/s未満である場合、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を十分に析出させることができない。したがって、上記平均冷却速度は40℃/s以上とする。好ましくは50℃/s以上であり、より好ましくは60℃/s以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、冷却停止温度の精度が悪化するとともに、製造コスト高となる。それゆえ、平均冷却速度は200℃/ｓ以下とすることが好ましい。なお、上記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度とする。
次いで、鋼板を、以下の冷却停止温度まで冷却したのち、該冷却停止温度を巻取り温度としてコイル状に巻き取り、熱延鋼板（熱延鋼帯）とする。
【００７０】
冷却停止温度および巻取り温度：250℃以上430℃以下
冷却停止温度および巻取り温度が250℃未満では、硬質なマルテンサイト相が形成され易くなる。その結果、所望の組織を確保できなくなり、鋼板に所望の量産打抜き性と量産バーリング加工性を付与することが困難となる。一方、巻取り温度が430℃を超えると、ベイナイト相中のベイニティックフェライト粒内にFe系炭化物を析出させることが困難となり、鋼板の打抜き性が低下する。以上の理由により、巻取り温度は250℃以上430℃以下の範囲とした。好ましくは280℃以上410℃以下であり、より好ましくは300℃以上400℃以下である。なお、ここでいう「冷却停止温度」、「巻取り温度」は、鋼板の表面温度を意味する。
【００７１】
なお、巻き取り後、熱延鋼板には常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。また、本発明の熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば1.3mm以上4.2mm以下とすることが好ましい。更に、得られた熱延鋼板に、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは、酸洗後、更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
【実施例】
【００７２】
溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により表１に示す化学成分のスラブ（鋼素材）とした。次いで、これらの鋼素材を、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と表２に示す条件の仕上げ圧延とからなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取り温度（冷却停止温度）で巻き取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。なお、連続鋳造の際、表２の熱延鋼板No.6以外のものについては、成分の偏析低減処理のため、電磁撹拌（EMS）を行った。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、固溶V量の測定、引張試験、量産打抜き性試験、穴拡げ試験を実施した。各種観察、測定、試験方法は次の通りとした。
【００７３】
（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、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨し、腐食液（3％ナイタール溶液）で組織を現出した。そして、Ｌ断面の板厚1/4位置について走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて組織を観察し、5視野について組織を撮影（倍率：3000倍）して、組織を同定し、更に画像解析により各相（ベイナイト相、マルテンサイト相、フェライト相、残留オーステナイト相）の組織分率（面積率）を算出した。
また、得られた熱延鋼板の板厚1/4位置からレプリカ採取用試験片（大きさ：10mm×15mm）を採取し、２段レプリカ法によりレプリカ膜を作製し、Fe系炭化物を採取した。次いで、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、採取されたFe系炭化物を観察し、５視野について撮影（倍率：50000倍）した。得られた組織写真を用いて、ベイニティックフェライト粒界に析出したFe系炭化物の個数（N1）とベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（N2）を測定し、ベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の個数（N2）の、ベイナイト相中の全Fe系炭化物の個数（N1＋N2）に対する比率（N2/(N1＋N2)×100）を算出した。なお、Fe系炭化物の同定は、組織写真撮影時にエネルギー分散型X線分光法（EDX）によって行った。更に、同写真を用いてベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の粒径を求め、その平均値をベイニティックフェライト粒内に析出したFe系炭化物の平均粒径とした。なお、アスペクト比を持つFe系炭化物の場合は、長軸長さと短軸長さの平均値をFe系炭化物の粒径とした。
【００７４】
（２）固溶V量の測定
得られた熱延鋼板から分析用試験片（大きさ：50mm×100mm）を採取し、表面（両面）から板厚方向1/4までを機械研削にて除去し、電解用試験片とした。該試験片を、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン−1mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、電流密度20mA/cm2で定電流電解し、約0.2gを電解した。得られた電解液を、フィルターを用いてろ過し、ICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ過後の電解液中のV量を測定した。得られた電解液中のV量を電解質量（定電流電解で電解した試験片の質量）で除して、百分率で表した割合を固溶V量（質量％）とした。なお、電解質量は、電解後の電解用試験片を、洗浄し、付着した析出物を取り除いた後に質量を測定し、測定された質量を電解前の試験片質量から差し引くことにより算出した。
【００７５】
（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241（2011）に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（降伏点）YP、引張強さTS、全伸びElを求めた。
【００７６】
（４）量産打抜き性試験
得られた熱延鋼板から、ブランク板（大きさ：150mm×150mm）を採取した。そして、打抜きポンチを50mmφの平底型として、打抜きクリアランスが30％±2％となるように、ダイ側の穴径を決定し、ブランク板を上から板押さえで固定して、ポンチ穴を打ち抜いた。打ち抜き後、ポンチ穴の全周に亘り、打抜き端面の破面状況を走査型電子顕微鏡（倍率：50倍）により観察し、割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等の有無を確認した。割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面等が観察されないものを○（合格）とし、それ以外を×（不合格）として、量産打抜き性を評価した。
【００７７】
（５）穴拡げ試験（量産バーリング加工性評価）
（４）量産打抜き性試験と同様に、熱延鋼板から、ブランク板（大きさ：150mm×150mm）を採取した。そして、打抜きポンチを50mmφの平底型として、打抜きクリアランスが30％±2％となるように、ダイ側の穴径を決定し、ブランク板を上から板押さえで固定して、ブランク板に初期直径d0（＝50mm）の穴を打ち抜き加工により形成した。次いで、形成した穴に、打ち抜き時のポンチ側から頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）の板厚を貫通したときの穴の径d1を測定し、次式でバーリング率 (％)を算出した。
【００７８】
バーリング率(％)＝{(d1−d0)/d0}×100
バーリング率が40％以上である場合を、量産バーリング加工性が良好であると評価した。
得られた結果を表３に示す。
【００７９】
【表１】
2015160986.tif 000002
【００８０】
【表２】
2015160986.tif 000003
【００８１】
【表３】
2015160986.tif 000004
【００８２】
発明例の熱延鋼板はいずれも、引張強さ：980MPa以上という高強度と、優れた量産打抜き性と量産バーリング加工性を兼備する高強度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の熱延鋼板は、所望の量産打抜き性を確保できていないか、量産バーリング加工性が低下している。