(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
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
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
板厚方向の全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有し、か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、圧延方向に平行な板厚断面で５μm以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μm以下であり、さらに板厚中央位置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（０個である場合を含まず）である組織を有し、引張強さTSが780MPa以上を有することを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％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、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％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または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％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ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
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
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1200〜1350℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度をＡr３変態点＋30℃以上、Ａr３変態点＋150℃以下の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却の冷却停止温度を520〜580℃とし、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：35℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却終了後、該第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：80℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：300〜500℃で巻き取り、板厚方向の全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有し、か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、圧延方向に平行な板厚断面で５μm以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μm以下であり、さらに板厚中央位置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個以下である組織を有し、引張強さTSが780MPa以上を有する熱延鋼板とすることを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、鋼素材質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％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５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％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】
前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％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。
【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、あるいはトラックのフレーム部品等の素材として好適な、高強度熱延鋼板に係り、とくに打抜き加工性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTSが780MPa以上である場合をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、排気ガス規制が強化されている。このような趨勢から、とくに自動車の燃費向上が強く要望されている。このような要望に対し、自動車車体の軽量化が指向され、素材の高強度化による部品の薄肉化が急速に進められている。一般に、高強度化に伴い、伸びや穴拡げ性といった加工性が低下する傾向となる。このため、このような素材の高強度化に際しては、加工性の向上が必須の条件となる。このようなことから、穴拡げ加工が必須となる自動車の足回り部品、トラックのフレーム等では、打抜き加工時に、打抜き端面にマクロなクラックが発生するとその後の穴拡げ加工が困難となるため、とくに、打抜き加工性の向上が強く要望されている。
【０００３】
このような要望に対して、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.035％以下、さらにAl：0.020〜0.15％、Ti：0.05〜0.2％を含み、60〜95体積％のベイナイトと、さらに固溶強化あるいは析出強化されたフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織を有し、破面遷移温度が０℃以下となる穴拡げ加工性に優れた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、コイルに巻き取った後、300℃以下まで50℃／ｈ以上の冷却速度で冷却することにより、粒界へのＰの拡散を防止でき、破面遷移温度が０℃以下となり靭性が向上し、穴拡げ性が向上するとしている。
【０００４】
また、特許文献２には、Ｃ：0.01〜0.07％、Ｎ：0.005％以下、Ｓ：0.005％以下、Ti：0.03〜0.2％、Ｂ：0.0002〜0.002％を含み、フェライト又はベイニティックフェライト相を主相とし、硬質第二相及びセメンタイトが面積率で３％以下である組織を有する、穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延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、Ｂを含有し、Ｂを固溶状態に保持することにより、打抜き端面の欠陥が防止できるとしている。なお、特許文献２に記載された技術では、フェライト又はベイニティックフェライト相を最大面積の相とし、穴拡げ性に悪影響を及ぼす硬質第二相を３％以下と制限している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第3889766号公報
【特許文献２】特開2004−315857号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、Ｐの粒界偏析を防止して、穴拡げ加工性を向上するとしているが、特許文献１には打抜き加工性についての言及はなく、また、Ｐの粒界への偏析防止が、直ちに打抜き端面の性状を改善し、打抜き加工性の向上に寄与するとは、必ずしも言えない。
また、特許文献２に記載された技術では、Ｂを必須含有させて打抜き加工性を向上させているが、特許文献２には、Ｂを含有することなく、打抜き加工性を向上させることについての言及はない。さらに、特許文献２に記載された技術では、打抜き加工後、目視で、打抜き端面の割れ発生の有無を観察している。しかし、穴拡げ加工性は、打抜き端面直下の材料損傷程度により大きく左右され、目視程度の観察では、穴拡げ加工性に対する打抜き端面性状の評価としては十分とは言えず、また、この程度の観察から、打抜き端面性状向上のための指針やその支配因子を推定することはできないという問題がある。
【０００７】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、Ｂを含有することなく、打抜き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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、引張強さTSが780MPa以上である高強度熱延鋼板について、打抜きクリアランスを５〜25％の範囲で変化し、打抜き端面の性状を評価し、打抜き加工性に及ぼす各種要因について鋭意研究を行った。その結果、まず、打抜き加工性を向上させるためには、マイクロボイドの発生起点を均一に分散させた鋼板組織としたうえで、さらに打抜き過程を局部延性が支配する状況とすることが肝要であることに想到した。そして、そのためには、降伏点が高く、一様伸びが少なく、局部伸びが高い組織とすることが重要であることに思い至り、鋼板全体の組織を、ベイナイト相主体の組織とし、ベイナイト相の組織分率を面積率で95％超とすることが必要であること、を見出した。
【０００９】
さらに、本発明者らは、打抜き破断面、バリ発生部近傍等の打抜き端面性状の詳細な観察から、微細なベイナイト相が打抜き加工時にマイクロボイド発生サイトを均一に増加させる傾向があることを見出し、打抜き端面性状を良好とし、打抜き加工性を向上させる鋼板の組織は、微細なベイナイト組織とすることが有効であることに思い至った。
そして、打抜き加工は同心円の加工であることから、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）断面および圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）断面の両方の組織をともに微細な組織に調整することが重要であり、Ｌ方向断面およびＣ方向断面のベイナイト相の平均粒径を、それぞれ、５μm以下、４μm以下の、適正範囲に調整する必要があることを見出した。
【００１０】
さらに、本発明者らは、板厚中央部近傍は、破壊形態が剪断から延性に変化する領域であり、板厚中央部に、伸展粒が、さらには偏析部が存在すると、その部分で脆性破壊を引き起こしたり、二次剪断断面を生じさせたりして、打抜き加工性が低下することを知見した。そこで、本発明者らは、板厚中央部の組織を、伸展粒の少ない組織、すなわち、板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／10である領域で、アスペクト比が５以上である圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織とする必要があることを知見した。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づいて、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：0.050〜0.15％、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％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、板厚方向の全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有し、か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、圧延方向に平行な板厚断面で５μm以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μm以下であり、さらに板厚中央位置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（０個である場合を含まず）である組織を有し、引張強さTSが780MPa以上を有することを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１２】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％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。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％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。
【００１３】
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％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。
（５）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％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1200〜1350℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度をＡr３変態点＋30℃以上、Ａr３変態点＋150℃以下の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却の冷却停止温度を520〜580℃とし、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：35℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却終了後、該第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：80℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：300〜500℃で巻き取り、板厚方向の全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有し、か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、圧延方向に平行な板厚断面で５μm以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μm以下であり、さらに板厚中央位置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個以下である組織を有し、引張強さTSが780MPa以上を有する熱延鋼板とすることを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（６）（５）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％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の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％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。
【００１５】
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％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の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上を有し、打抜き加工性が格段に向上した、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車車体の軽量化、さらには、各種産業機械部品の薄肉化、軽量化に大きく寄与するという効果もある。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
まず本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断わらないかぎり、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.050〜0.15％
Ｃは、主に変態強化を介して、鋼板強度を増加させるとともに、ベイナイト相の微細化にも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0.050％以上の含有を必要とする。一方、0.15％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｃは0.050〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.070％超0.11％以下である。
【００１８】
Si：0.1〜1.5％
Siは、固溶強化により鋼板強度を増加させるとともに、鋼板の延性向上にも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、0.1％以上の含有を必要とする、一方、1.5％を超えて含有すると、鋼素材の加熱段階で、表層の結晶粒界に沿うSi系複合酸化物の生成が顕著となり、熱間圧延時にデスケーリングを多用しても除去することが困難となり、鋼板の打抜き加工時に打抜き端面性状を低下させる。このため、Siは0.1〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.4〜1.2％である。
【００１９】
Mn：1.0〜2.0％
Mnは、固溶強化および変態強化を介して、鋼板強度を増加させる元素である。このような効果を発現させるためには1.0％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、中心偏析が著しくなり、各種特性が著しく低下する。このため、Mnは1.0〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.3〜2.0％である。
【００２０】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、固溶して鋼板の強度を増加させる作用を有する元素であるが、熱延鋼板製造時に鋼板表層に内部酸化層を形成しやすく、打抜き端面性状に悪影響を及ぼすことが懸念され、できるだけ低減することが望ましいが、0.03％までの含有は許容できる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
【００２１】
Ｓ：0.0030％以下
Ｓは、硫化物を形成し、鋼板の延性、加工性を低下させるため、極力低減することが望ましいが、0.0030％までは許容できる。このため、Ｓは0.0030％以下に限定した。なお、好ましくは0.0015％以下、さらに好ましくは0.0012％以下である。
Al：0.01〜0.08％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、微細な析出物（AlNなど）を生成し、この微細な析出物がマイクロボイドの発生起点として作用し、打抜き性向上にも寄与する。このような効果を発現するためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超えて含有すると、酸化物が著しく増加し、鋼板の各種特性を低下させる要因となる。このため、Alは0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.025〜0.06％である。
【００２２】
Ti：0.05〜0.15％
Tiは、炭窒化物を形成し結晶粒の微細化、さらには析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼入れ性の向上にも寄与し、ベイナイト相の形成に大きな役割を果す元素である。また、Tiは、微細なTi析出物を生成し、打抜き時に、マイクロボイドの発生起点を増加させ、打抜き性向上にも寄与する。このような効果を発現させるためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.15％を超える含有は、変形抵抗が増加し、熱間圧延の圧延荷重が著しく増大し、圧延機への負荷が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難になる。また、上記した値を超える多量の含有は、粗大な析出物を形成し、鋼板の各種特性を低下させるという弊害がある。このため、Tiは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.08〜0.14％である。
【００２３】
Ｎ：0.005％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。しかし、Ｎ含有量が多くなると、粗大な窒化物を形成し、加工性低下の原因となる。このため、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Ｎは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
【００２４】
上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％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：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％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。
【００２５】
Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種
Nb、Ｖはいずれも、Tiと同様に、炭窒化物を形成し結晶粒の微細化、さらには析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼入れ性の向上にも寄与し、ベイナイト相の形成に大きな役割を果すとともに、微細な析出物を生成し、打抜き時に、マイクロボイドの発生起点を増加させ、打抜き性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Nb：0.005％以上、Ｖ：0.005％以上の含有を必要とする。一方、Nb：0.1％、Ｖ：0.2％を、それぞれ超える含有は、粗大な析出物を生成し、打抜き時に、粗大なマイクロボイドの生成を誘発する。このため、含有する場合には、それぞれ、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは、Nb：0.08％以下、Ｖ：0.15％以下である。
【００２６】
Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有し、とく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元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Cu：0.005％以上、Ni：0.005％以上、Cr：0.005％以上、Mo：0.005％以上の含有を必要とする。一方、Cu：0.3％、Ni：0.3％をそれぞれ超える含有は、熱間圧延中に表面疵を発生させたり、鋼板表面にCuやNiの濃化層が残存するようになり、打抜き加工時に割れの起点になりやすい。また、Cr：0.3％を超える含有は耐食性を低下させる。また、Mo：0.3％を超えて含有しても、効果が飽和して含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。このようなことから、含有する場合にはそれぞれ、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％に限定することが好ましい。
【００２７】
Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMは、いずれも、硫化物の形態制御に有効に作用する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、それぞれCa：0.0005％以上、REM：0.0005％以上の含有で発現するが、Ca：0.03％、REM：0.03％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、含有する場合には、それぞれ、Ca：0.0005〜0.03％、REM：0.0005〜0.03％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはCa：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％である。
【００２８】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明熱延鋼板は、板厚方向の全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有する。鋼板組織を、上記したようなほぼベイナイト単相の組織とすることにより、打抜き時にマイクロボイドが均一に形成され、しかも、降伏点が高く、打抜き加工時に局部延性過程が支配的な状況とすることができ、打抜き加工性が向上する。このような状況は、面積率で95％以下のベイナイト相分率では達成できない。このように、良好な打抜き端面性状を安定して確保し、優れた打抜き加工性を確保するためには、所望の高降伏点と、所望の組織分率のベイナイト相を確保することがもっとも重要となる。
【００２９】
また、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組織は、打抜き加工性向上のために重要であり、更なる打抜き加工性向上のために、本発明では、この領域の組織を、微細なベイナイト相とする。
本発明では、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を、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ方向断面）で５μm以下、圧延方向に直角方向の板厚断面（C方向断面）で４μm以下とする。この領域における組織を、上記したような微細なベイナイト相とすることにより、打抜き破断面が、微細なディンプルから構成される延性破面となり、打抜き加工性が向上する。こ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、C方向断面で４μm、を超えて粗大となると、マイクロボイド発生起点が疎に分散する傾向となり、打抜き端面の荒れや不均一性が増加する。このため、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を、Ｌ方向断面で５μm以下、C方向断面で４μm以下に限定した。なお、好ましくは、Ｌ方向断面で４μm以下、C方向断面で３μm以下である。
【００３０】
また、本発明では、所望の打抜き加工性を確保するために、板厚中央近傍で圧延方向に長く伸びた結晶粒（伸展粒）が少ない組織に調整する。板厚中央部近傍は、破壊形態が剪断から延性に変化する領域であり、とくに高強度鋼板では、板厚中央部に、伸展粒が、さらには偏析部が存在すると、その部分で脆性破壊を引き起こしたり、二次剪断断面を生じさせたりして、打抜き加工性が低下する。このため、本発明では、板厚中央位置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個以下となる組織に調整する。ここで「アスペクト比」は、各結晶粒について測定した、圧延方向長さと圧延方向に直角方向長さとの比、である。この領域に、アスペクト比が５以上の伸展粒が、７個を超えて存在すると、打抜き加工時に、脆性破面、二次剪断破面が形成され、所望の打抜き端面性状が得られず、打抜き加工性が低下する。このため、板厚中央位置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を７個以下に限定した。なお、伸展粒は、好ましくは6個以下である。
【００３１】
つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の鋼素材を、加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法によりスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもなんら問題はない。
【００３２】
加熱温度：1200〜1350℃
板厚中央部近傍で伸展した結晶粒の生成をできるだけ回避するとともに、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結晶粒の異方性、すなわち、結晶粒径のＬ、Ｃ方向差を低減するためには、加熱温度を1200℃以上と高くし、できるだけ高温で加工することが必要であり、鋼素材の加熱温度を1200℃以上に限定した。なお、鋼素材段階で析出している粗大な析出物を固溶させるためにも、1200℃以上の加熱を必要とする。粗大で不均一な析出物の存在は、打抜き時に打抜き端面性状を低下させる。一方、1350℃を超える温度に加熱すると、とくに鋼素材表層の結晶粒が粗大化し、最終的に、鋼板におけるベイナイト粒を粗大化させる。このため、加熱温度は1200〜1350℃の範囲に限定した。なお、好ましくは1220〜1300℃である。
【００３３】
上記した温度に加熱された鋼素材は、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。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、とくに限定する必要はない。
粗圧延に引続き、仕上圧延を施す。
仕上圧延終了温度：Ａr３変態点＋30℃以上、Ａr３変態点＋150℃以下
仕上圧延終了温度がＡr３変態点＋30℃未満では、圧延方向に伸展した結晶粒が多く現出し、所望の、Ｌ，Ｃ方向とも微細な結晶粒を有する組織を確保することが困難となる。一方、Ａr３変態点＋150℃を超えて高温となると、所望の微細なベイナイト相を得ることができなくなる。このため、仕上圧延の圧延終了温度はＡr３変態点＋30℃以上、Ａr３変態点＋150℃以下の範囲に限定した。なお、好ましくはＡr３変態点＋120℃以下である。ここでは、仕上圧延終了温度は、表面温度で表すものとする。
【００３４】
なお、Ａr３変態点は、次式で計算した値を用いるものとする。
Ａr３変態点＝910−203×√C−15.2×Ni＋44.7×Si＋104×V＋31.5×Mo−30×Mn−11×Cr−20×Cu＋700×P＋400×Ti−0.35×CR          
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）、CRは冷却速度(℃/s)を示す。なお、上記した式に記載された元素が、含まれない場合には零として計算する。
【００３５】
上記した仕上圧延を終了したのち、直ちに、好ましくは2ｓ以内に冷却を開始し、第一段冷却と第二段冷却からなる二段階の冷却を施す。
第一段の冷却は、冷却停止温度を520〜580℃とし、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までを、平均冷却速度：35℃／ｓ以上で冷却する処理とする。なお、冷却停止温度、冷却速度は、表面温度で表すものとする。
【００３６】
仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が35℃／ｓ未満では、初析フェライトが析出して、板厚方向全域で、面積率で95％超のベイナイト相を有する所望の組織を確保することが困難となる。このため、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度を35℃／ｓ以上に限定した。なお、第一段の冷却における平均冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、300℃/ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため300℃／ｓ程度とすることが好ましい。
【００３７】
また、第一段の冷却の冷却停止温度は520〜580℃とする。
冷却停止温度が520℃未満あるいは580℃超えとなると、メカニズムは必ずしも明確ではないが、加工性のバラツキが徐々に大きくなる。このため、第一段の冷却停止温度は520〜580℃に限定した。
また、第二段の冷却は、第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：80℃／ｓ以上で冷却する処理とする。
【００３８】
第二段の冷却は、微細なベイナイト組織を確保するために重要であり、平均冷却速度で80℃／ｓ以上とし、冷却中にベイナイト変態を誘起させて、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域で、微細なベイナイト組織を得る。平均冷却速度が80℃／ｓ未満では、組織が粗大化し、所望の微細なベイナイト組織を得ることができず、優れた打抜き加工性を確保できなくなる。
【００３９】
なお、第二段の冷却における冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、350℃/ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため350℃／ｓ程度とすることが好ましい。
冷却終了後、コイル状に巻き取る。
巻取温度：300〜500℃
巻取温度が300℃未満では、硬質なマルテンサイト相や、残留オーステナイト相が形成され、所望の組織を確保できなくなり、したがって、所望の打抜き加工性を確保できなくなる。また、巻取温度が500℃を超える高温では、パーライト相が形成される場合があり、所望の打抜き加工性を確保できなくなる。このようなことから、巻取温度は300〜500℃の範囲に限定した。なお、好ましくは450℃未満である。
【００４０】
また、巻取り後に、常法にしたがい、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。また酸洗処理後に、熱延板には調質圧延や、溶融亜鉛めっき、電気めっき等のめっき処理、化成処理等を施してもよいことは言うまでもない。
また、本発明は、板厚４mm超の熱延鋼板に適用することにより、一層の効果が期待できる。
【実施例】
【００４１】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブ（鋼素材）を作製した。これら鋼スラブに、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と、表２に示す条件の仕上圧延を施した。そして、仕上圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板を得た。なお仕上圧延終了後は、２秒以内に冷却を開始した。ここで、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度で示す。また、第二段の冷却では、第一段冷却の冷却停止温度から巻取温度までの平均冷却速度で示す。
【００４２】
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、打抜き加工試験を実施し、強度および打抜き加工性を評価した。試験方法はつぎのとおりである。
（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方向断面）、さらには圧延方向に直角方向の板厚断面（Ｃ方向断面）を研磨し、３％ナイタール液で腐食して組織を現出した。
【００４３】
そして、Ｌ方向断面について、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察し、板厚方向に５視野で撮像して、画像処理により、各相の組織分率を算出した。
また、表面から板厚の１／４位置までの領域で、Ｌ方向断面およびＣ方向断面について、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察した。最表面から50μmの深さの範囲を除いた位置で一枚目を撮像し、その位置から50μm間隔で撮像し、ベイナイト相の平均粒径を測定した。なお、平均粒径は、撮像した組織写真に、板厚方向に45°傾いた、長さ80mmの直線を直角に交差するように２本引き、各粒についてその切片長さを測定し、それら切片長さの算術平均を算出し、得られた平均値を、その鋼板のベイナイト相の平均粒径とした。
【００４４】
また、Ｌ方向断面で、板厚中央位置と、板厚中央位置を挟んで板厚方向にそれぞれ板厚の1/20だけ離れた各位置、およびそれらの中間位置（板厚中央部と1/20t位置の中間位置）で、それぞれ、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察し、それぞれ、各３視野撮像した。得られた組織写真を用いて、結晶粒のアスペクト比を測定し、圧延方向に伸展した結晶粒（伸展粒）の数を測定した。
（２）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となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（降伏点）YP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）打抜き加工試験
得られた熱延鋼板から、黒皮付きの試験片（大きさ：50×50mm）を採取し、試験片中央に打抜きで穴（10mmφ）を加工した。なお、一部では、酸洗によりスケール（黒皮）を除去し、酸洗肌の試験片を用いた。
【００４５】
打抜き加工試験は、打抜きクリアランスを、2.5％ピッチで、５〜25％の範囲で変化させて試験した。なお、ここでクリアランスは板厚に対する割合（％）である。
打抜き加工後の試験片は、打抜き穴のＬ方向端面およびＣ方向端面がそれぞれ観察できるように、対角線に沿って４等分した。そして、それら４等分された試験片の打抜き穴端面について、厚さ方向全域にわたり、10倍の実体顕微鏡で観察し、脆性的破面、二次剪断面、偏析に起因する割れ等の有無を調査した。これらの破面が存在する場合は、打抜き加工性は×と評価した。
【００４６】
ついで、これらの破面が存在しない試験片の端面については、鋼板表面から板厚の１／４位置までの領域で、Ｒａを測定した。ここで、Ｒａとは、JIS  Ｂ0601（2001）にて規定される算術平均粗さである。
測定位置は、バリ発生側の最表面から板厚方向に50μmの位置と、その位置から板厚の１／４位置までの間を等間隔に、計４位置で、円弧方向（円周方向）に１mm長さ粗さ曲線を測定した。得られた４本の粗さ曲線から、それぞれ表面粗さＲａを算出し、それらＲａの算術平均値を、その試験片の平均Ｒａとした。このような表面粗さの測定を、４等分された試験片（Ｌ方向端面およびＣ方向端面各２個、計４個）すべてについて実施し、得られた平均のＲａを、その鋼板の打抜き破断端面のＲａとした。
【００４７】
得られたこの打抜き破断端面のＲａが、打抜きクリアランス：10〜20％で、18μm未満となる場合を、優れた打抜き加工性を有する鋼板であるとして、○と評価した。Ｒａが、18μm以上となる場合は、打抜き加工性が不良であるとして、×として評価した。
得られた結果を表３に示す。
【００４８】
【表１】
0005724267.tif 000002
【００４９】
【表２】
0005724267.tif 000003
【００５０】
【表３】
0005724267.tif 000004
【００５１】
本発明例はいずれも、引張強さTS：780MPa以上の高強度と、打抜き加工性が○と評価され、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、打抜き加工性が×と評価され、打抜き加工性が低下している。