(57)【要約】【課題】合金コストの増大等のコストアップを伴わず、複雑な部品形状に成形可能で、かつ、成形後に熱処理を施さない耐摩耗性に優れた熱延鋼板とその製造方法。【解決手段】質量％で、所定の基本成分に、さらにＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上を、Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２：０．３〜５．０％、Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．４８、Ｓｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≦５．３１を満たすように含有した熱延鋼板の組織がフェライト分率Ｖｆ＝０．６５〜０．９８、第２相分率Ｖ２＝０．０２〜０．３５、フェライト分率Ｖｆ＋第２相分率Ｖ２＝１、第２相硬さＨ２≦４００、更に、該熱延鋼板の１／４厚部で板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０｝面の反射Ｘ線強度比がいずれも１．９未満であることを特徴とする。【選択図】図１
2015129320.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：１．４〜５％、
Ａｌ：０．００１〜２％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、さらにＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上を下記式（１）〜（３）を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る熱延鋼板であって、該熱延鋼板の組織がフェライト分率Ｖｆ＝０．６５〜０．９８、第２相分率Ｖ２＝０．０２〜０．３５、フェライト分率Ｖｆ＋第２相分率Ｖ２＝１、第２相硬さＨ２≦４００、更に、該熱延鋼板の１／４厚部で板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０｝面の反射Ｘ線強度比がいずれも１．９未満であることを特徴とする成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２  ：  ０．３〜５％
・  ・  ・  式（１）
Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．４８
・  ・  ・  式（２）
Ｓｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≦５．３１
・  ・  ・  式（３）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【請求項２】
更に、質量％で、下記式（４）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．０
・  ・  ・  式（４）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．３％、
Ｖ  ：０．００１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００１〜０．３％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
のいずれか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２に記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の成分を有する鋼を加熱し、粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻取を行う熱延鋼板の製造方法であって、仕上げ圧延終了温度をＴ１＋５０℃以上とし、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度を６０℃／秒以上、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔを５秒以上、巻取温度をＴ２超かつ３００℃超とすることを特徴とする成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｔ１（℃）は下記式（５）、Ｔ２（℃）は下記式（６）に示す温度である。
Ｔ１（℃）＝９０５−３２０×Ｃ＋３０×（Ｓｉ＋Ａｌ）−８５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）−１７０００×Ｂ  ・  ・  ・  式（５）
Ｔ２（℃）＝６００−２４０×Ｃ×ｔ−３５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）                  ・  ・  ・  式（６）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は成形性に優れた耐摩耗用鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
耐摩耗性は産業機械や輸送機器等で使用される鋼材における重要な特性の一つである。耐摩耗性の向上には高硬度化することが有効であり、建設、土木、鉱山等の分野ではパワーショベル、ブルドーザー、バケットにＣｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加して高硬度化させた材料が使用されてきた。また、歯型を有するトランスミッション部品に代表される自動車用鋼板等の分野では浸炭、窒化等の熱処理により鋼材表面を高硬度化させた材料が使用されてきた。
【０００３】
しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加して高硬度化させた材料では製造コストが極度に上昇し、更には鋼板を曲げ等により部材へ加工する際の成形性が不十分である。一方、浸炭、窒化等の熱処理により鋼材表面を高硬度化させた材料では熱処理コストが高く、熱処理による寸法変化や表層部以外の熱処理による軟化等が問題となることがある。
【０００４】
特許文献１には、加工性に優れた耐摩耗用熱延鋼板として、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の合金元素を多量に添加したＴＳ８２９〜９２２ＭＰａの高強度鋼板が開示されているが、合金元素コスト増大という課題を有しており、加工性という観点でもＴＳ８２９〜９２２ＭＰａクラスではプレス成形が困難であり、部品形状が限定されたものとなる。
【０００５】
特許文献２には、成形性の１形態である伸びフランジ性に優れた耐摩耗用熱延鋼板として、Ｃｒ等を添加したＴＳ５１６〜５８５ＭＰａの高強度鋼板が開示されている。上記特許文献１に対して、合金添加量が低減され、成形性も改善されているが、耐摩耗性という観点では成形後の熱処理による表面硬化に頼っており、熱処理コスト、熱処理による寸法変化等の観点では課題を解決するにいたっていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００８−２１４７３６号公報
【特許文献２】特開平９−４９０６５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
そこで、本発明は、合金コストの増大や熱処理コストの付加に代表されるコストアップを伴わず、複雑な部品形状に成形可能で、かつ、成形後に熱処理を施さないで耐摩耗性に優れた熱延鋼板とその製造方法を提供することを課題とする。なお、複雑な部品形状に成形可能であるかを判断する指標として、後述する試験方法による一様伸び、穴広げ比を用いた。一様伸びは張り出し性（例えば、平板を円筒状もしくは球頭状に成形する場合の性能）の指標であり、穴広げ比は伸びフランジ性（例えば、打ち抜き端面の周長を拡大成形する場合の性能）の指標である。特にトランスミッション部品のような自動車用鋼板等の分野では、一様伸び≧１２％（好ましくは１４％、より好ましくは１６％）、穴広げ比≧１．２５を達成することが切望されている。また、プレス機械能力の上限から、引張強さは８１０ＭＰａ以下、好ましくは６９０ＭＰａクラス、より好ましくは５９０ＭＰａクラスとすることが望まれている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは上記課題に対して詳細な検討を行った結果、熱延鋼板の添加元素、組織等を制御することにより、コストアップを伴わずに複雑な部品形状に成形可能で、かつ、成形まま（熱処理レス）で優れた耐摩耗性を発現する技術を知見するに至った。
【０００９】
本発明は上記知見に基づいてなしたもので、その発明の要旨は以下の通りである。
【００１０】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：１．４〜５％、
Ａｌ：０．００１〜２％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、さらにＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上を下記式（１）〜（３）を満たすように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る熱延鋼板であって、該熱延鋼板の組織がフェライト分率Ｖｆ＝０．６５〜０．９８、第２相分率Ｖ２＝０．０２〜０．３５、フェライト分率Ｖｆ＋第２相分率Ｖ２＝１、第２相硬さＨ２≦４００、更に、該熱延鋼板の１／４厚部で板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０｝面の反射Ｘ線強度比がいずれも１．９未満であることを特徴とする成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２  ：  ０．３〜５％
・  ・  ・  式（１）
Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．４８
・  ・  ・  式（２）
Ｓｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≦５．３１
・  ・  ・  式（３）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【００１１】
（２）更に、質量％で、下記式（４）を満たすことを特徴とする上記（１）に記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．０
・  ・  ・  式（４）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【００１２】
（３）更に、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．３％、
Ｖ  ：０．００１〜０．３％、
Ｔｉ：０．００１〜０．３％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
【００１３】
（４）更に、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板。
【００１４】
（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分を有する鋼を加熱し、粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻取を行う熱延鋼板の製造方法であって、仕上げ圧延終了温度をＴ１＋５０℃以上とし、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度を６０℃／秒以上、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔを５秒以上、巻取温度をＴ２超かつ３００℃超とすることを特徴とする成形性に優れた耐摩耗用熱延鋼板の製造方法。
ここで、Ｔ１（℃）は下記式（５）、Ｔ２（℃）は下記式（６）に示す温度である。
Ｔ１（℃）＝９０５−３２０×Ｃ＋３０×（Ｓｉ＋Ａｌ）−８５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）−１７０００×Ｂ  ・  ・  ・  式（５）
Ｔ２（℃）＝６００−２４０×Ｃ×ｔ−３５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）                  ・  ・  ・  式（６）
上記式中に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、コストアップを伴わずに成形後に熱処理を施さずに耐摩耗性に優れる自動車部品の製造が可能で、複雑な部品形状に成形可能なため、その用途も広く、産業上有用な著しい効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】（２）式と摩耗試験による耐久回数の関係を示すグラフである。
【図２】（３）式と一様伸びの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明について具体的に説明する。
【００１８】
本発明者らは、成形性を維持しつつ耐摩耗性を向上させる方法について鋭意検討を行い、添加元素では特にＳｉの増大により耐摩耗性が顕著に向上すること、ミクロ組織では第２相分率の増大や第２相硬さの増大により耐摩耗性が劣化することを見出し、更にそれら（添加元素、ミクロ組織）に加えて、集合組織をも特定範囲に制御することで優れた成形性を維持できることを見出した。以下にその範囲と限定理由を詳述する。なお、Ｓｉの増大により耐摩耗性が顕著に向上するのは、摩耗時の塑性変形に対してＳｉが高い流動抵抗を有するとともに塑性変形による材料ダメ−ジを局在化させないためと考えられ、Ｓｉによるすべり系や転位の引きずり効果への影響が他の元素とは異なることに起因すると推定される。第２相分率の増大や第２相硬さの増大により耐摩耗性が劣化するのはそれらがフェライトの摩耗を促進する効果、いわば砥粒のような役割を果たすためと推定される。
【００１９】
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。ここで記載の「％」は質量％を意味する。
【００２０】
（Ｃ：０．０１〜０．２０％）
Ｃは、廉価な強化成分であり、そのための最低量として０．０１％含有させる。しかしながら、その添加量が０．２０％を超えると、第２相分率や第２相硬さが増大し、耐摩耗性や成形性を劣化させるともに、溶接性が悪化するため、その添加上限を０．２０％とする。好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１０％をその添加上限とする。また、脱炭コストや他合金コストの過度の増大を避け、Ｃによる粒界の強化機能を十分に発揮させ優れた低温靭性を得るためには、好ましくは０．０４％をその添加下限とする。
【００２１】
（Ｓｉ：１．４〜５％）
Ｓｉは脱酸作用と強化作用を有する元素で、更にフェライト分率を高める作用がある。さらに耐摩耗性に対して非常に効果を有する元素である。その作用を発揮させるためには、１．４％が最低量として必要であり、好ましくは２．０％以上とする。しかしながら、５％を超えると、上記作用が飽和するとともに溶接性が劣化するため、その上限を５％とする。
【００２２】
（Ａｌ：０．００１〜２％）
Ａｌは脱酸作用と強化作用を有する元素で、更にフェライト分率を高める作用がある。その作用を発揮させるためには、０．００１％が最低量として必要である。しかしながら、２％を超えると、上記作用が飽和するとともに溶接性が劣化するため、その上限を２％とする。
【００２３】
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、強化成分であり、その作用を発揮させるためには、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの合算量が各元素の作用の寄与割合に応じた下記式（１）を満たすように、０．３％が最低量として必要である。しかしながら、その添加量が５．０％を超えると、第２相分率や第２相硬さが増大し、耐摩耗性や成形性を劣化させるともに、溶接性が悪化するため、その添加上限を５．０％とする。その添加上限は好ましくは３．０％、さらに好ましくは２．５％とする。なお、Ｍｎ以外の元素を１／２とするのは単位添加量当たりの強化能がＭｎに対して１／２であるためである。
Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２  ：  ０．３〜５％
・  ・  ・  式（１）
【００２４】
更に耐摩耗性に及ぼすＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの影響を詳細に検討した結果、Ｓｉの耐摩耗性向上効果が顕著に大きく、下記式（２）を満たすように１．４８以上（好ましくは２．０４以上）とすることにより、実用的な耐摩耗性を発現しうることを見出した。
Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．４８
・  ・  ・  式（２）
【００２５】
図１に当該数式（２）と摩耗試験（方法等は後述）における耐久回数の関係を示す。耐久回数が４００万回以上（好ましくは５００万回以上）で実車走行での実用的な耐摩耗性を発現できるが、当該数式（２）の増大により耐久回数は向上し（すなわち耐摩耗性が改善され）、当該数式（２）を１．４８以上とすることで顕著に耐久回数が向上し、４００万回以上を達成できる。更に当該数式（２）を２．０４以上とすることで耐久回数はさらに向上し、５００万回以上を達成できる。
【００２６】
また、Ｓｉの耐摩耗性に及ぼす効果は下記式（４）を満たすように１．０以上とすることで一層向上することを併せて見出した。
Ｓｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．０
・  ・  ・  式（４）
【００２７】
図１の中に示すように（２）式の値がほぼ同じであっても式（４）に示すＳｉ／（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≧１．０とすることで４２０万回に対して４４５万回、６４８万回に対して７８３万回と向上している。Ｓｉによる耐摩耗性向上効果は固溶元素としての作用であると考えられるが、Ｓｉ以外の固溶元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏに対してＳｉがより多量に存在している場合により一層効果的であるためと推定される。
【００２８】
また、Ｓｉ以外の元素であっても大量に添加すれば耐摩耗性は向上するものの、鋼の降伏強度、引張強度が過度に増大し、成形性を低下させ、部品成形時の割れ、金型とのかじり、寸法外れ等の問題が発生するため、耐摩耗性、成形性を両立させるためには、Ｓｉの耐摩耗性改善効果を最大限活用しつつ、成形性の劣化を回避するために、下記式（３）を満たすことが必要であることを見出した。
Ｓｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）≦５．３１
・  ・  ・  式（３）
なお、上記式（１）〜（４）  示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【００２９】
本発明のようにフェライトを主たる組織とし（フェライト分率＝０．６５〜０．９８）、第２相硬さ≦４００の鋼板では、単位添加量当たりの強化作用に関して、Ｓｉを１とすると、Ｍｎはその０．５２５倍、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは更にその１／２であり、所望の一様伸び１２％以上、穴広げ比１．２５以上を確保しつつ、絞り試験でのカジリを回避して、有効に強化を図るためには上記数式（３）の値を５．３１以下（好ましくは４．３８以下、より好ましくは３．２９以下）とすることが必要である。その一例として図２に当該数式と一様伸びの関係を記す。（３）式の値を５．３１以下とすることで一様伸びが１２％未満となることを回避でき、（３）式の値を４．３８以下とすることで一様伸び１４％以上、（３）式の値を３．２９以下とすることで一様伸び１６％以上が確保できる。
【００３０】
（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、不純物として含有され、安価な強化成分ではあるが、脆化や溶接性の低下の原因となるため、その上限を０．１％とする。好ましくは０．０３％以下とする。
【００３１】
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含有され、鋼中のＭｎと反応して延伸介在物を生成することが知られており、成形性（特に穴広げ比）や疲労強度を低下させる有害な元素であり、その上限を０．０１％とする。好ましくは０．００５％以下とする。
【００３２】
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは不可避的に混入する元素であるが、Ａｌ等と窒化物を生成するため、必要以上のＡｌ添加を余儀なくしたり、成形性等に有害な作用をもたらすことがあるため、その上限を０．０１０％とする。好ましくは０．００５％以下とする。
【００３３】
以上が、本発明に係る熱延鋼板の基本成分の限定理由であり、この基本成分の他の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ等が挙げられ、これらをそれぞれ０．０２％以下の範囲で含んでいても、本発明の効果を失するものではない。
【００３４】
また、本発明に係る熱延鋼板は、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの何れか１種又は２種以上を下記のような含有量で含有していてもよい。
【００３５】
（Ｎｂ：０．００１〜０．３％、Ｖ：０．００１〜０．３％、Ｔｉ：０．００１〜０．３％）
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは炭化物を生成し、フェライト等のミクロ組織の微細化効果や析出強化効果を有しており、その効果を発揮させるためには夫々０．００１％以上の添加が必要である。しかしながら、０．３％を超えるとその効果が飽和するとともにコストが過大となるため、その上限は夫々０．３％とする。また、鋼板の機械的性質の異方性の観点からは少量の添加とすることが望ましい。
【００３６】
（Ｂ：０．０００１〜０．００５％）
Ｂは微量で強化に有効に作用する元素である。その効果を発揮するために０．０００１％以上添加する。しかしながら、多量に添加すると第２相分率や第２相硬さが増大し、耐摩耗性を劣化させるともに、溶接性に悪影響をもたらすため、０．００５％を上限とする。
【００３７】
また、本発明に係る熱延鋼板は、Ｃａ又はＲＥＭの何れか１種又は２種を下記のような含有量で含有していてもよい。
【００３８】
（Ｃａ：０．０００１〜０．０１％）
Ｃａは介在物の形態制御効果を有しており、成形性（特に穴広げ比）に有害な延伸介在物を球状化して有害度を低減する効果を有する。その効果を発揮させるためには０．０００１％以上の添加が必要である。ただし、０．０１％を超えると、その効果が飽和し、かえって悪影響を生じる懸念があるとともに、溶接性劣化の観点からも、０．０１％を添加上限とする。
【００３９】
（ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３％）
ＲＥＭは介在物の形態制御効果を有しており、成形性（特に穴広げ比）に有害な延伸介在物を微細球状化して有害度を低減する効果を有する。その効果を発揮させるためには０．０００３％以上の添加が必要である。ただし、０．０３％を超えると、その効果が飽和し、かえって悪影響を生じる懸念があるととともに、溶接性劣化の観点からも、０．０３％を添加上限とする。
【００４０】
次に、本発明において熱延鋼板の組織を限定した理由について説明する。
【００４１】
フェライト分率Ｖｆは０．６５〜０．９８とする（フェライト分率Ｖｆ＋第２相分率Ｖ２＝１であるため、第２相分率＝０．０２〜０，３５）。フェライト分率Ｖｆが０．６５未満となると、フェライトより硬い第２相分率が増大し、それが砥粒のような役割を果たすことでフェライトの摩耗が促進されると推定され、その結果、耐摩耗性が悪化し、鋼板変形時の歪を主に受け持つフェライトの減少により成形性も劣化するため、フェライト分率Ｖｆの下限は０．６５以上（好ましくは０．７５以上、より好ましくは０．８５以上）とする。また、フェライト分率を０．９８超とするためには、Ｔ１（後記する式５で規定する温度）〜６５０℃における滞在時間が増大することになり、生産性の観点から好ましくなく、また、フェライトは第２相に対して軟らかいため、フェライト分率が０．９８〜１．００の場合はその強化低減代を補うためにより多量の合金を添加する必要が生じるため鋼を強化するための合金コストも増大するので、フェライト分率の上限は０．９８とする。
【００４２】
本発明で意図する第２相はベイナイト、パ−ライト、セメンタイトであり、硬質なマルテンサイトや残留オ−ステナイトは除外する。また、ベイナイトであってもその硬度には上限を設ける必要があり、第２相硬さＨ２はＨ２≦４００とする。Ｈ２＞４００となると、それが第２相の砥粒のような役割を強めることになり、フェライトの摩耗を促進すると推定され、その結果、耐摩耗性が劣化し、成形性（穴広げ比）も劣化するため、第２相硬さＨ２の上限は４００とする。
【００４３】
１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比はいずれも１．９未満とする。該反射Ｘ線強度比が１．９以上では機械的性質の異方性が増し、カップ状に絞り成形した際に円周方向で板厚が変動し、板厚が増大した部分で鋼板と金型の面圧が高まり、カジリが発生し、成形が困難となったり、成形できた場合でも部品寸法精度が悪化したりするため、該反射Ｘ線強度比の上限は１．９未満（好ましくは１．８以下、より好ましくは１．６以下）とする。
【００４４】
なお、フェライト分率、第２相分率は熱延鋼板をナイタ−ルエッチングして１／４厚部のＬ断面（熱延鋼板の幅方向に垂直な断面）を４００倍で走査電子顕微鏡で観察して求め、第２相硬さＨ２はマイクロビッカ−ス試験により求めた。１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比はＸ線回折装置により当該熱延鋼板とランダムサンプルの比として求めた。なお、１／４厚部としたのは、成形性を判断するに最適な部位であるからである。
【００４５】
次に、本発明の製造条件について説明する。本発明は上記記載の成分を有する鋼を加熱し、粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻取を行う熱延鋼板の製造方法である。
【００４６】
加熱、粗圧延の条件は常用されている方法でよく、格段の特徴は有しない。
【００４７】
仕上げ圧延においては、仕上げ圧延終了温度をＴ１＋５０℃以上とする。Ｔ１＋５０℃未満では１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比が１．９以上となり、上述のように成形時に不具合が生じるとともに、フェライトの延性が劣化し伸びを低下させるため、Ｔ１＋５０℃を下限とする。また、仕上げ圧延終了温度が１０００℃を越えると熱延鋼板の表面に形成されるスケ−ルの厚みが極度に厚くなり、スケ−ル疵の発生や酸洗性の劣化といった弊害が発生しやすくなるため、仕上げ圧延終了温度の上限は好ましくは１０００℃、より好ましくは９５０℃とする。
【００４８】
仕上げ圧延終了後は、まず、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度を６０℃／秒以上、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔを５秒以上とする冷却を行う。Ｔ１は以下で定義される温度であり、フェライトが生成しはじめる温度に相当する。Ｔ１は下記式（５）で定義される温度である。
Ｔ１（℃）＝９０５−３２０×Ｃ＋３０×（Ｓｉ＋Ａｌ）−８５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）−１７０００×Ｂ  ・  ・  ・  式（５）
【００４９】
仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度が６０℃／秒未満だと、γからαへの変態時に特定の結晶方位の選択性が強まると推定され、その結果、１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比が１．９以上となり、前述のように成形時に不具合が生じるため、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度は６０℃／秒を下限とする。一方、冷却速度が過大となると、鋼板長手方向幅方向で温度が変動しやすくなるため、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度の上限は、好ましくは３００℃／秒、より好ましくは１５０℃／秒とする。
【００５０】
また、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔが５秒未満であると、フェライト分率Ｖｆが０．６５未満となり、上述のように耐摩耗性や成形性（特に一様伸び）が悪化するため、５秒を下限とする。なお、６５０℃未満ではフェライト変態の速度が極度に遅くなるため、滞在時間を規定する温度域としては６５０℃を下限とした。一方、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔの上限は冷却テーブルの長さによって決まる他、滞在時間ｔが長すぎると、スケ−ルの厚みが厚くなり、スケ−ル疵の発生や酸洗性の劣化につながるため、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔの上限は好ましくは２０秒以下とする。
【００５１】
上記の冷却後は、Ｔ２超かつ３００℃超の温度で巻取を行う。Ｔ２は下記式（６）で定義される温度であり、耐摩耗性に悪影響を及ぼす硬い第２相が生成しはじめる温度に相当する。
Ｔ２（℃）＝６００−２４０×Ｃ×ｔ−３５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）                  ・  ・  ・  式（６）
なお、上記式（５）および（６）に示す成分元素は鋼中に含有されている元素の質量％であって、含有されていない元素は０％とする。
【００５２】
巻取温度がＴ２以下であると、第２相が硬くなり、耐摩耗性や成形性（特に穴広げ比）が劣化する。また、添加元素や滞在時間ｔによらず、３００℃以下になると第２相が極度に硬くなり、耐摩耗性や成形性（特に穴広げ比）が劣化する。そのため、巻取温度はＴ２超かつ３００℃超とする。好ましくは、Ｔ２＋１００℃、より好ましくはＴ２＋１５０℃を巻取温度の下限とする。一方、６５０℃を越えると、スケ−ルの厚みが厚くなり、スケ−ル疵の発生や酸洗性の劣化につながるため、好ましくは巻取温度の上限は６５０℃以下とする。
【実施例】
【００５３】
表１−１、表１−２に示す成分組成を有する鋼スラブを、表２に示す種々の条件で処理し、３．４０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板の組織、耐摩耗性、成形性を評価した結果を表３−１、表３−２に示す。
【００５４】
【表１−１】
2015129320.tif 000003
【００５５】
【表１−２】
2015129320.tif 000004
【００５６】
【表２】
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【００５７】
【表３−１】
2015129320.tif 000006
【００５８】
【表３−２】
2015129320.tif 000007
【００５９】
組織の評価は前述の段落００４１〜００４４に記載の方法による。
【００６０】
耐摩耗性は次に述べる摩耗試験で評価した。熱延鋼板にＳＣｒ４２０浸炭材（ＨＲＣ≧５８）を面圧１５０ＭＰａで接触させ（接触面積２ｍｍ×１０ｍｍ）、±１ｍｍのストロ−クで接触面積の長手方向（１０ｍｍの方向）に所謂ＡＴＦ（オートマチックトランスミッションフル−ド：自動変速機油）中で摺動させることで摩耗を発生させ、０．４ｍｍまで摩耗する耐久回数で評価した。実車走行での実用的な耐摩耗性を発現するためには上記方法による耐久回数で４００万回以上、好ましくは５００万回以上が必要である。
【００６１】
成形性は熱間圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ−５引張試験、打ち抜き穴広げ試験、絞り試験により評価した。
【００６２】
ＪＩＳ−５引張試験ではＴＳ、一様伸びを指標とした。前述のように一様伸びは１２％以上が必要である。
【００６３】
打ち抜き穴広げ試験は初期穴ｄ０＝２０ｍｍφをクリアランス１２．５％で打ち抜き、頂角３０度の円錐ポンチで拡径し、端面に生じた亀裂が板厚を貫通した時点の穴径ｄとの比であるｄ／ｄ０（穴広げ比）を指標とした。前述のようにｄ／ｄ０（穴広げ比）は１．２５以上が必要である。
【００６４】
絞り試験はブランク（厚さ３．４０ｍｍ、φ２３８）を肩Ｒ４０ｍｍの円筒ポンチ（円筒径１４６．５ｍｍ）を用いて、カップ状にクリアランス３．６７ｍｍで絞り抜いた際のカジリ有無を指標とした。カジリにより剥離した鉄粉を目視確認できる場合をカジリ有とした。
【００６５】
本発明に従い得られた発明例（Ａ鋼、Ｂ鋼、Ｃ鋼、Ｄ鋼−１、Ｅ鋼−１、Ｆ鋼、Ｇ鋼、Ｈ鋼、Ｉ鋼、Ｊ鋼−１、Ｋ鋼、Ｑ鋼、Ｓ鋼、Ｔ鋼、Ｕ鋼、Ｖ鋼、Ｗ鋼、Ｘ鋼、Ｙ鋼、Ｚ鋼、ＡＡ鋼、ＡＢ鋼、ＡＣ鋼）は優れた耐摩耗性（耐久回数≧４００万回）と成形性（一様伸び≧１２％、穴広げ比≧１．２５、絞り試験でのカジリ無し）を両立している。
【００６６】
一方、比較例（Ｄ鋼−２、Ｅ鋼−２、Ｅ鋼−３、Ｊ鋼−２、Ｌ鋼、Ｍ鋼、Ｎ鋼、Ｏ鋼、Ｐ鋼、Ｒ鋼）はいずれも、本発明の適正範囲を外れているため、耐摩耗性と成形性が劣化している。
【００６７】
Ｄ鋼−２は本発明の添加元素の要件を満たすものの、Ｔ１〜６５０℃における滞在時間ｔが５秒未満であるため、フェライト分率Ｖｆが０．６５未満となり、耐摩耗性、成形性（一様伸び、穴広げ比）のいずれも劣化しており、その影響はＤ鋼−１と対比して明らかである。
【００６８】
Ｅ鋼−２は本発明の添加元素の要件を満たすものの、仕上げ圧延終了温度がＴ１＋５０℃未満のため１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比が１．９以上となり、成形時にカジリが発生し、成形性が劣化しており、その影響はＥ鋼−１と対比して明らかである。
【００６９】
Ｅ鋼−３は本発明の添加元素の要件を満たすものの、仕上げ圧延終了温度〜Ｔ１の平均冷却速度が６０℃／秒未満のため１／４厚部板面に平行な｛２１１｝面、｛１１１｝面、｛１００｝面、｛１１０面｝の反射Ｘ線強度比が１．９以上となり、成形時にカジリが発生し、成形性が劣化しており、その影響はＥ鋼−１と対比して明らかである。
【００７０】
Ｊ鋼−２は本発明の添加元素の要件を満たすものの、巻取温度がＴ２未満のため、第２相が硬くなりすぎ、耐摩耗性と成形性（穴広げ比）が劣化しており、その影響はＪ鋼−１と対比して明らかである。
【００７１】
Ｌ鋼はＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）、第２相分率および第２相硬さが本発明の要件を満たしていないため、耐摩耗性、成形性（一様伸び、穴広げ比）のいずれも劣化している。
【００７２】
Ｍ鋼はＳｉ、Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）が本発明の要件を満たしていないため、耐摩耗性が劣化している。
【００７３】
Ｎ鋼はＳｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）が本発明の要件を満たしていないため、成形性において、一様伸び、穴広げ比、絞り試験でのカジリ性が劣化している。
【００７４】
Ｏ鋼はＳｉ、Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）が本発明の要件を満たしていないため、耐摩耗性が劣化している。
【００７５】
Ｐ鋼はＳｉ、Ｓｉ＋０．０２４×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）が本発明の要件を満たしていないため、耐摩耗性が劣化している。
【００７６】
Ｒ鋼はＳｉ＋０．５２５×（Ｍｎ＋Ｃｕ／２＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｍｏ／２）が本発明の要件を満たしていないため、成形性において、一様伸び、穴広げ比、絞り試験でのカジリ性が劣化している。
【００７７】
以上の実施例により、本発明の効果（優れた耐摩耗性と成形性の両立）が確認された。
【産業上の利用可能性】
【００７８】
本発明は成形性と耐摩耗性に優れた熱延鋼板を低コストで安定的に供給でき、コストアップを伴わずに耐摩耗性に優れる複雑な部品形状を有する自動車部品の製造に利用できる。
【図１】
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【図２】
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