(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．２００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ  ：０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０３００％以下、
Ａｌ：０．１００〜２．０００％、
Ｎ  ：０．０１００％以下（０は含まない）、
Ｏ  ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３８０％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、（ａ）式で表わされるＴｉｅｆが０．０１〜０．３０％であり、
隣接する結晶方位情報の方位差が１５°以上を粒界とした結晶粒であり、前記結晶粒の円相当径（直径）が０．３μｍ以上の結晶粒であって、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で５０％以上含み、さらに
マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が面積分率で２％以上１０％以下であり、さらに
（ａ）式で表わされるＴｉｅｆの４０％以上の質量％のＴｉがＴｉ炭化物として存在し、当該Ｔｉ炭化物の円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下であるものの質量が、Ｔｉ炭化物の円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるものの質量の５０％以上であり、
（ｅ）式を満足することを特徴とする、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（ａ）
（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％・・・（ｅ）
但し、（ａ）式中の［Ｔｉ］［Ｎ］［Ｓ］はそれぞれＴｉ、Ｎ、Ｓの質量％を示し、
（ｅ）式中の（ＴＳ）は引張強さを、（λ）は穴広げ率を示す。
【請求項２】
さらに質量％で、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｖ  ：０．０１０〜０．３００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．２０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
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に記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、
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２のいずれかに記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
さらに質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを、式（ｂ）で規定されるＴ１以上の温度に加熱し、加熱したスラブを熱間圧延するに際し、
鋼板の中心温度が１０００℃から式（ｄ）により求めるＡｒ３温度になるまでの時間ｔ１を９．０秒以内とし、
熱間圧延のうち複数段の連続圧延からなる仕上圧延において圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段を、式（ｃ）で規定される温度Ｔ２に対して（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋１００）℃以下の圧延温度で行い、その後得られた熱延鋼板を、
平均冷却速度２０℃／秒以上で７３０℃以上８３０℃以下の温度まで冷却し、
その後７３０℃以上８３０℃以下の温度域で３秒以上空冷し、
その後平均冷却速度４０℃／秒以上で冷却し、
その後３００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｂ）
Ｔ２（℃）＝８７０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（ｄ）
ただし、式（ｄ）で計算されるＡｒ３温度が９００℃を超える場合には、Ａｒ３＝９００℃とする。
式中の［Ｘ］は、鋼中に含有する成分元素Ｘの質量％を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上を目的として自動車を構成する各種部品の軽量化が進められている。軽量化手段は部品各々の要求性能により違い、例えば骨格部品では鋼板の高強度化による薄肉化、パネル部品では鋼板のＡｌ合金等の軽金属への置換等が行われている。しかし、鋼と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は高価であるため主に高級車に適用されているのが現状である。
【０００３】
一方、自動車需要は先進国から新興国にシフトしており、今後は軽量化と低価格化の両立が求められることが予想される。部品に関わらず鋼の高強度化と薄肉化による軽量化の達成が必要となる。
【０００４】
乗用車用ホイールは、意匠性の観点でアルミ鋳造および鍛造品が有利であった。しかし最近はスチールプレス品でも材料、工法を工夫することによりアルミホイールと同等の意匠性の製品が出現している。
【０００５】
特にエンドユーザーの目に触れるホイールディスクにおいてこれまで求められてきた優れた疲労耐久性、耐食性に加え、アルミホイールと同等の意匠性、美麗性をスチールホイールにも求められている。同様に、ホイールディスク用の鋼板においても、薄肉化を達成する高強度化と、これまでの疲労耐久性、耐食性に加え、部品としての意匠性を向上させるための加工性の向上と美麗性を担保するための表面性状の改善が求められるようになった。
【０００６】
これまでホイールディスク用の鋼板に求められる特性としては張り出し加工性、絞り加工性と疲労耐久性が特に重要視されていた。これは、ホイールディスクの成形工程の中でもハット部の加工が厳しく、また、ホイールの部材特性で最も厳しい基準で管理されているのが疲労耐久性であるためである。疲労耐久性は、切り欠きの無い平滑材の疲労特性と、応力集中下での切り欠き疲労特性の二種類に分類され、ホイールディスクにおいては両方の疲労特性が良好であることが望ましい。
【０００７】
現在、これらホイールディスク用の高強度熱延鋼板として部材での疲労耐久性を重視して、疲労特性に優れる５９０ＭＰａ級のフェライト−マルテンサイトの複合組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼）が用いられている。しかし、これらの鋼板に要求される強度レベルは５９０ＭＰａ級から７８０ＭＰａ級へとさらなる高強度化へ向かいつつある。
【０００８】
非特許文献１には、鋼板のミクロ組織をフェライトとマルテンサイトから構成されるＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼（以下、ＤＰ鋼と表記する。）のように複合組織化することで同一強度でも均一伸びを確保する方法が開示されている。
【０００９】
一方、ＤＰ鋼は曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に代表される局部変形能は、低いことが知られている。これはフェライトとマルテンサイトの強度差が大きいために、成形に伴ってマルテンサイト近傍のフェライトに大きな歪、応力集中が発生し、クラックが発生することが理由である。この知見を元に、組織間の強度差を低減することで穴広げ率を高めた高強度鋼板が開発されている。
【００１０】
特許文献１ではベイナイトまたはベイニティックフェライトを主相として強度を確保し、穴広げ性を大きく向上させた鋼板が提案されている。単一組織鋼にすることで前述したような歪、応力集中が発生せず、高い穴広げ率が得られるというものである。
【００１１】
しかしながら、ベイナイトやベイニティックフェライトの単一組織鋼にしたことで大きく伸びが劣化し、伸びと穴広げ性の両立を達成することはできていない。
【００１２】
さらに、近年では単一組織鋼の組織として伸びに優れるフェライトを利用し、Ｔｉ、Ｍｏ等の炭化物を利用して高強度化を図った高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。
【００１３】
特許文献２にて提案された鋼板は多量のＭｏを含有する。
特許文献３にて提案された鋼板は多量のＶを含有する。
特許文献４にて提案された鋼板は、結晶粒を微細化するため、圧延の途中で冷却することが必要である。
そのため、これらの鋼板には、合金コストや製造コストが高くなるという問題がある。また、これらの鋼板においてもフェライト自体を大きく高強度化させたことにより伸びは劣化してしまっている。これらの鋼板は、ベイナイトやベイニティックフェライトの単一組織鋼の伸びを上回るものの、伸び−穴広げ性バランスは必ずしも十分ではなかった。
【００１４】
特許文献５では、ＤＰ鋼中のマルテンサイトをベイナイトとし、フェライトとの組織間強度差を小さくすることで穴広げ性を高めた複合組織鋼板が提案されている。しかし、強度を確保するためにベイナイト組織の面積率を高めた結果、伸びが劣化し、伸び−穴広げ性バランスは十分ではなかった。
【００１５】
特許文献７〜９には、ＤＰ鋼のフェライトを析出強化することで硬質組織との強度差を低減させた鋼板も提案されている。
【００１６】
しかし、この技術ではＭｏが必須元素となっており、製造コストが高くなる問題がある。またフェライトを析出強化しても、硬質組織であるマルテンサイトとの強度差は大きく、高い穴広げ性向上効果は得られていない。
【００１７】
一方、これらＤＰ鋼はミクロ組織をフェライトとマルテンサイトの複合組織とするために、フェライト変態を促進する目的でＳｉが添加されていることが多い。しかし、Ｓｉの含有は、赤スケール（Ｓｉスケール）と呼ばれるタイガーストライプ状のスケール模様が鋼板の表面に生成するため、美麗性が求められる高意匠ホイールディスクに用いられる各種鋼板への適用は難しい。
【００１８】
特許文献１０には、７８０ＭＰａ以上の鋼板において、ＤＰ鋼のマルテンサイト分率を３〜１０％に制御することで、伸びと穴広げ性のバランスの優れた鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、Ｓｉが０．５％以上添加されており、Ｓｉスケール模様の回避が難しいため、美麗性が求められる高意匠ホイールディスクに用いられる各種鋼板への適用は難しい。
【００１９】
特許文献１１、１２には、この課題に対して、Ｓｉの添加量を０．３％以下に抑制することで赤スケールの発生を抑え、さらに、Ｍｏを添加し析出物を微細化することで、高強度でありながら優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板の技術が開示されている。しかしながら、上述した特許文献１１、１２に開示された技術を適用した鋼板は、Ｓｉ添加量が０．３％以下程度であるものの、赤スケールの発生を十分抑制することは難しく、また、高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上添加することを必須としているため製造コストが高いという問題点がある。
【００２０】
特許文献１３には、Ａｌを添加し低サイクル疲労特性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、応力集中下における疲労特性である切欠き疲労特性については何ら技術的な開示が無い。
【００２１】
特許文献１４にはＳｉの含有量の上限を規定し、かつ析出物密度と硬質相分率を制御することで、赤スケールの抑制と切欠き疲労特性を両立させる技術が開示されている。しかしながら、切欠きの無い材料（平滑材）の疲労特性については何ら技術的な開示が無い。
【００２２】
特許文献１５、特許文献１６には、切り欠きの無い材料の疲労特性を向上させるには組織を微細化させることが有効であることから、フェライトの平均粒径を２μｍ以下とした、強度−延性バランス及び疲労限度比（疲労強度／ＴＳ）の良好な熱延鋼板が記載されている。
特許文献１７には、疲労き裂は表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することが記載されている。
特許文献１８には、マルテンサイト組織の細粒化による疲労特性の向上が記載されている。しかし、細粒化は切り欠きの無い材料の疲労特性を向上させ、延性も損なわないものの、強度の上昇量が固溶強化・析出強化などの強化機構と比較して小さいため、鋼板の高強度化が進む中で細粒化のみで疲労特性を担保するには限界があった。
【００２３】
固溶強化や析出強化は一般に大きな強度上昇が得られ、高強度鋼板に適用されている。
非特許文献１では、固溶強化・析出強化・細粒強化が引張強さと疲労特性に与える影響を調査し、引張強さの上昇量に対する疲労強度の上昇量は、固溶強化＞析出強化＞細粒強化の順であると報告されている。
非特許文献２では、鋼中のＣｕの存在状態を固溶から析出に変化させると、疲労特性が低下すると報告されている。
【００２４】
析出強化は固溶強化よりも添加量あたりの引張強さが大きく、強度を容易に上昇させられるものの、先述のように固溶強化と比較して疲労特性上昇量が少ないという報告がある。このため、疲労特性が重要になる部品には固溶強化した鋼板が優先して使用されてきた。
【００２５】
切り欠き疲労特性の向上については、複合組織化によるき裂伝播速度の低減が効果的であることが報告されている。
特許文献１９では、微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることで、切り欠きの無い材料の疲労特性と切り欠き疲労特性を両立させている。しかし、プレス成形性を向上させるための手法が記載されておらず、ベイナイトやマルテンサイトの硬度や形状に格別の注意を払っていないため、良好なプレス成形性を備えていないと考えられる。
【００２６】
特許文献２０および特許文献２１では、複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を上げることで、き裂伝播速度を低減できることが報告されている。しかし、いずれも厚板に適用される技術であり、プレス成形を行う際に必要となる延性および穴広げ性等の加工性を備えていない。そのため、特許文献２０および特許文献２１に記載された鋼板を自動車用鋼板として用いることは困難である。
このように、析出強化鋼ではき裂の無い材料の疲労特性が課題であり、切り欠き疲労特性、切り欠きの無い平滑材の疲労特性とプレス成形性の両立に関しては析出強化鋼に限らず、有効な解決手段は提案されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２７】
【特許文献１】特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献２】特開２００３−０８９８４８号公報
【特許文献３】特開２００７−０６３６６８号公報
【特許文献４】特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献５】特開２００４−２０４３２６号公報
【特許文献６】特開２００７−３０２９１８号公報
【特許文献７】特開２００３−３２１７３７号公報
【特許文献８】特開２００３−３２１７３８号公報
【特許文献９】特開２００３−３２１７３９号公報
【特許文献１０】特開２０１１−１８４７８８号公報
【特許文献１１】特開２００２−３２２５４０号公報
【特許文献１２】特開２００２−３２２５４１号公報
【特許文献１３】特開２０１０−１５０５８１号公報
【特許文献１４】国際公開第２０１４／０５１００５号
【特許文献１５】特開平１１−９２８５９号公報
【特許文献１６】特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献１７】特開２００４−２１１１９９号公報
【特許文献１８】特開２０１０−７０７８９号公報
【特許文献１９】特開平０４−３３７０２６号公報
【特許文献２０】特開２００５−３２０６１９号公報
【特許文献２１】特開平０７−９０４７８号公報
【非特許文献】
【００２８】
【非特許文献１】阿部隆ら：鉄と鋼，第７０年（１９８４）第１０号第１４５頁
【非特許文献２】Ｔ．Ｙｏｋｏｉら：Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ｓｃｉｅｎｃｅ，第３６年（２００１）第５７５７頁
【非特許文献３】水井正也ら：ＣＡＭＰ  ＩＳＩＪ，第５年（１９９２）第１８６７頁
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２９】
本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。特に、切欠きの無い材料の疲労特性とプレス成形性の両立を課題とする。
【００３０】
なお、ここで定義する延性とはプレス成形性の際に必要な均一伸びのことである。均一伸びが小さいとプレス成形時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。また、均一伸びとは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１の最大試験力時塑性伸び（％）のことであり、（ｕ―Ｅｌ）（ｕｎｉｆｏｒｍ  Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）と記す場合がある。
そして、この均一伸び（ｕ―Ｅｌ）は、プレス成形性を確保するため、引張強さ（ＴＳ）≧５４０ＭＰａで、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことが必要である。また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の試験方法による穴広げ率（λ）は、足回り部品をプレスした際に伸びフランジ性が不足して割れが生じることがないようにするため、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことが必要である。
また、ここで（ＴＳ）はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に基づいて測定される引張強さを表す。
【課題を解決するための手段】
【００３１】
本発明者らは、鋭意検討を行った結果、高強度熱延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
【００３２】
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．２００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｐ  ：０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０３００％以下、
Ａｌ：０．１００〜２．０００％、
Ｎ  ：０．０１００％以下（０は含まない）、
Ｏ  ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３８０％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であって、（ａ）式で表わされるＴｉｅｆが０．０１〜０．３０％であり、
隣接する結晶方位情報の方位差が１５°以上を粒界とした結晶粒であり、前記結晶粒の円相当径（直径）が０．３μｍ以上の結晶粒であって、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で５０％以上含み、さらに
マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が面積分率で２％以上１０％以下であり、
（ａ）式で表わされるＴｉｅｆの４０％以上の質量％のＴｉが、Ｔｉ炭化物として存在し、当該Ｔｉ炭化物の円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下のものの質量が、Ｔｉ炭化物の円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であるものの質量の５０％以上であり、
（ｅ）式を満足することを特徴とする、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（ａ）
（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％・・・（ｅ）
但し、（ａ）式中の［Ｔｉ］［Ｎ］［Ｓ］はそれぞれＴｉ、Ｎ、Ｓの質量％を示し、
（ｅ）式中の（ＴＳ）は引張強さを、（λ）は穴広げ率を示す。
（２）
さらに質量％で、
Ｓｉ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｖ  ：０．０１０〜０．３００％、
Ｃｕ：０．０１〜１．２０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）に記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％、
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）のいずれかに記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
（４）
さらに質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、
を含有することを特徴とする、（１）〜（３）のいずれか１つに記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）
（１）〜（４）のいずれか１つに記載の延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であって、（１）〜（４）のいずれか１つに記載の成分組成を有するスラブを、式（ｂ）で規定されるＴ１以上の温度に加熱し、加熱したスラブを熱間圧延するに際し、
鋼板の中心温度が１０００℃から式（ｄ）により求めるＡｒ３温度になるまでの時間（ｔ１）を９．０秒以内とし、
熱間圧延のうち複数段の連続圧延からなる仕上圧延において圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段を、式（ｃ）で規定される温度Ｔ２に対して（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋１００）℃以下の圧延温度で行い、その後得られた熱延鋼板を、
平均冷却速度２０℃／秒以上で７３０℃以上８３０℃以下の温度まで冷却し、その後
７３０℃以上８３０℃以下の温度域で３秒以上空冷し、その後平均冷却速度４０℃／秒以上で冷却し、その後３００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｂ）
Ｔ２（℃）＝８７０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（ｄ）
ただし、式（ｄ）で計算されるＡｒ３温度が９００℃を超える場合には、Ａｒ３＝９００℃とし、式中の［Ｘ］は、鋼中に含有する成分元素Ｘの質量％を表す。
なお、式（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）中の角カッコ（［  ］）は、カッコ内の元素の鋼板中の質量％を示す（以下、本明細書において同じ。）。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、延性と疲労特性と耐食性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、自動車用材料の足回り部品に適用する材料のプレス成形性と疲労寿命を延ばすことが可能となり、自動車車体の軽量化が促進されると考えられ、産業上の貢献が顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】繰り返し応力ひずみ曲線および繰り返し降伏応力を説明する図である。
【図２】切欠きのない低サイクル疲労試験片の例を示す図である。
【図３】切欠きのある疲労試験片の例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
［鋼板の化学成分］
まず、本発明の熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
【００３６】
（Ｃ：０．０３０％〜０．２００％）
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。Ｃはマルテンサイトを生成させオーステナイトを安定化させることに加え、Ｔｉ炭化物を形成するため組織強化および析出強化による熱延鋼板の強度向上に大きく寄与する。０．０３０％未満では強度５４０МＰａを確保できない。また、硬質相分率が増大すると切り欠き疲労特性が向上する傾向があるため、０．０５０％以上の添加が望ましく、０．０６０％であれば更に望ましい。
一方、０．２００％超添加すると硬質第二相である低温変態生成物の面積率が増加して穴広げ性が低下する。添加量が少なくなるほど穴広げ性は向上する傾向にあるので、望ましくは０．１８０％以下が望ましく、０．１５０％以下であれば更に望ましい。
従って、Ｃの含有量は０．０３０％〜０．２００％とする。
【００３７】
（Ｓｉ：０〜０．５００％）
Ｓｉは脱酸元素であると同時にフェライトの生成に関わり、その含有量の増加に伴いフェライト域温度を高温側に拡大させて、フェライトとオーステナイトの二相域温度域を拡大する元素である。本発明の複合組織鋼を得るためには本来はＳｉを含有することが望ましい。しかしながら、本発明においてはＡｌを０．１００％以上添加することによりフェライト域温度を高温側に拡大させているため、Ｓｉの添加は必須ではない。
また、Ｓｉはタイガーストライプ状のＳｉスケール模様を鋼板表面に顕著に発生させ、著しく表面性状を劣化させる。そして、精整ラインでのスケール除去工程（酸洗等）の生産性を極端に低下させる場合がある。Ｓｉを０．５００％超含有すると、著しく表面性状が劣化し、酸洗工程の生産性が極端に悪化する。また、如何なるスケール除去方法を実施しても、化成処理性が劣化し、塗装後耐食性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は０．５００％以下とする。
一方、Ｓｉを０．０７０％超含有すると、Ｓｉスケール模様が鋼板表面に散見され始める。従って、望ましくはＳｉ含有量を０．０７０％以下にするとよく、０．０５０％以下にすると更によい。
【００３８】
（Ｍｎ：０．１０〜３．００％以下）
Ｍｎは、固溶強化に加え、焼入れ性を高め鋼板組織中にマルテンサイトまたはオーステナイトを生成させるために添加する。Ｍｎ含有量が３．００％超となるように添加すると、鋼板の板厚方向の中心部にМｎの偏析帯が生じ、この偏析帯が割れの起点になるため穴広げ率が低下する。一方では、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、冷却中に穴広げ率低下の原因となるパーライトの抑制効果を発揮しにくい。従って、Ｍｎの含有量は０．１０％〜３．００％とする。
また、焼き入れ性を十分確保しパーライトの抑制効果を確実にする観点からＭｎの含有量を０．３０％以上にすることが望ましく、０．５０％以上であると更に望ましい。一方、中心偏析の増大による延性の低下を抑制する観点からＭｎの含有量が２．５０％以下にすることが望ましく、２．００％以下であれば更に望ましい。
【００３９】
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１００％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１００％以下とする。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３０％以下であることが望ましい。
【００４０】
（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３００％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
【００４１】
（Ａｌ：０．１００〜２．０００％）
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。また、Ａｌは強力なフェライト生成元素であり、Ａｒ３温度を上昇させる効果があるため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で５０％以上とするために必須の元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．１００％とする。好ましいＡｌ含有量の下限は０．１３０％であり、より好ましいＡｌ含有量の下限は０．１５０％である。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると圧延中に割れが発生することがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０００％とする。また、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると溶接性や靭性などが劣化し始めるので、好ましいＡｌ含有量の上限は、１．０００％であり、より好ましいＡｌ含有量の上限は、０．５００％である。
【００４２】
（Ｎ  ：０．０１００％以下（０は含まない））
Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、スラブ加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから、添加してもよい。ただし、鋼中の窒化物は穴広げ率を低下させるため、０．０１００％以下にする必要がある。望ましくは０．００５０％以下である。
一方、０．０００５％と以下とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００４３】
（Ｏ  ：０．０１００％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１００％以下にする必要がある。
一方、０．００１０％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１０％以上とすることが望ましい。
【００４４】
（Ｔｉ：０．０１０〜０．３８０％）
Ｔｉは、優れた疲労強度と析出強化による高強度を両立させるため、添加する。Ｔｉが０．０１０％未満では析出強化の効果を得られないため、０．０１０％以上添加することが必要である。０．３８０％超添加すると上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｔｉの含有量は０．０１０％〜０．３８０％とする。
【００４５】
（Ｔｉｅｆ：０．０１０〜０．３００％）
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（ａ）
Ｔｉ窒化物やＴｉ硫化物はＴｉ炭化物より高温で生成する。このため、鋼中のＮやＳが多いとＴｉ炭化物を十分に生成させることができない。よって、Ｔｉ炭化物の生成に係る指標として（ａ）式で表わされるＴｉｅｆという指標を用いた。Ｔｉｅｆが０．０１０％未満であるとＴｉ炭化物の析出量が少ないため、Ｔｉの炭化物による疲労強度と高強度の両立ができなくなる。望ましくはＴｉｅｆは０．０２５％以上である。また、Ｔｉｅｆが０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。さらに、Ｔｉｅｆが０．１５０％超では鋳造時にタンディッシュノズルが詰まりやすくなる恐れがあるため、０．１５０％以下とすることが望ましい。
【００４６】
以上が本発明の熱延鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
【００４７】
（Ｎｂ：０〜０．１００％）
Ｎｂは、この炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので添加しても良い。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。したがって、必要に応じてＮｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％〜０．１００％にすることが望ましい。
【００４８】
（Ｖ  ：０〜０．３００％）
Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｖ含有量が０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｖの含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じてＶを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％〜０．３００％にすることが望ましい。
【００４９】
（Ｃｕ：０〜２．００％）
Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｕ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。Ｃｕの含有量が１．２０％超では鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。従って、必要に応じてＣｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％〜１．２０％にすることが望ましい。
【００５０】
（Ｎｉ：０．０１％〜２．００％）
Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｎｉ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｎｉの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始める。従って、必要に応じてＮｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％〜０．６０％にすることが望ましい。
【００５１】
（Ｃｒ：０〜２．００％）
Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｒ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｃｒの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じてＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は０．０１％〜２．００％にすることが望ましい。
【００５２】
（Ｍｏ：０〜１．００％）
Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｍｏ含有量が１．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じてＭｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％〜１．００％にすることが望ましい。
【００５３】
（Ｍｇ：０〜０．０１００％）
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じてＭｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％〜０．０１００％にすることが望ましい。
【００５４】
（Ｃａ：０〜０．０１００％）
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じてＣａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００５％〜０．０１００％にすることが望ましい。
【００５５】
（ＲＥＭ：０〜０．１０００％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じてＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％〜０．１０００％にすることが望ましい。
【００５６】
（Ｂ  ：０〜０．０１００％）
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。このことから、添加しても良い。Ｂの添加量が０．０１００％超の場合は、その効果が飽和するので経済性に劣る。また、この効果は、鋼板へのＢ添加量が０．０００２％以上とすることで顕著となる。また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、０．００２０％超を添加した場合、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°であるような結晶粒の面積率を減じてしまうおそれがある。従って、必要に応じてＢを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％〜０．００２０％にすることが望ましい。
【００５７】
なお、その他の元素について、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下にすることが望ましい。
【００５８】
［鋼板のミクロ組織］
鋼板のミクロ組織について説明する。
鋼板のミクロ組織を、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて、１μｍ以下の測定間隔でＥＢＳＤ解析する。ＥＢＳＤ解析で得られた１μｍ以下の測定間隔の測定点の方位について、隣接する測定点同士の方位差が１５°以上である場合を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義する。
そして、この結晶粒の内側にある全ての測定点の方位について、隣接する測定点同士の方位差を求め、これらの方位差の平均値を、結晶粒内の方位差の平均とする。
本発明の鋼板は、この結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が、全ての結晶粒に対して面積率で５０％以上含むことを特徴とする。このような結晶粒は延性が高く、さらにＴｉ炭化物により析出強化されている。そのため、このような結晶粒を一定の割合以上確保することで、引張強さ（ＴＳ）を５４０ＭＰａ以上に維持しつつ、延性を向上させることができる。
【００５９】
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合は、例えば以下の方法で測定することができる。
板幅の１／４Ｗ（幅）または３／４Ｗ（幅）のいずれかの位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えば、ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。得られた結晶方位情報に対して、隣接する結晶方位情報の方位差が１５°以上を粒界とした結晶粒のうち、この結晶粒の円相当径（直径）で０．３μｍ以上の結晶粒を抽出し、結晶粒内の平均方位差を計算する。そして、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積割合を求める。なお結晶粒の定義や結晶粒内の平均方位差の算出は、例えばＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ  ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」を用いて求めることができる。
【００６０】
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で５０％未満である場合には、延性が悪化し（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たさなくなる。結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積率で６０％以上、更に望ましくは面積率で８０％以上にするとよい。ただし面積率が９８％超ではマルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトや残留オーステナイト組織の硬質相分率が低下し、切り欠き疲労特性が低下するため、その上限は９８％にすることが望ましい。
【００６１】
本実施形態における結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒と、光学顕微鏡の観察結果から定義されるフェライトは直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、フェライト面積率が５０％以上の熱延鋼板があったとしても、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合が５０％以上であるとは限らない。従って、フェライト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る熱延鋼板に相当する特性を得ることはできない。
【００６２】
［マルテンサイト＋焼き戻しマルテンサイト＋残留オーステナイト：２％〜１０％］
本発明の鋼板は、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織が、面積分率で２％以上１０％以下であることを特徴とする。マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトの硬質相は、軟質相中の疲労き裂伝播の障害となり、疲労き裂伝播速度を低減する効果があるため、切り欠き疲労特性の向上に寄与する。このことから、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの硬質相の合計は、面積分率で２％以上とする。硬質相の分率が２％未満であると、切り欠き疲労特性に優れる高強度鋼板の目安である（ｃ−ＦＬ）／（ＴＳ）≧０．２５を満たさなくなるため、硬質相分率は２％以上が望ましい。さらに望ましくは５％以上である。ただし、（ｃ−ＦＬ）は切り欠き疲労試験の疲労限、（ＴＳ）は引張強さを示す。なお、切り欠き疲労試験の疲労限（ｃ−ＦＬ）の求め方は、後述する。
【００６３】
一方で、これらの組織の面積分率が１０％を超えるとプレス成形性の一つである穴広げ率（λ）が低下するため、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織は、面積分率で１０％以下とする必要がある。
【００６４】
本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率は、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）を用いて測定する。残留オーステナイトの面積分率は、ＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定する。詳細には、本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの面積分率は、鋼板の一方の端から板幅Ｗとして１／４Ｗまたは３／４Ｗのいずれかの位置において、幅方向断面が観察面となるように試料を採取し（以下、この採取した資料を「組織測定用試料」という。）、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察して求めた。ＦＥ−ＳＥＭで観察した際、ラス状（薄くて長い板状）の組織であり、かつ炭化物が析出していないものをマルテンサイトとした。ラス状の組織であり、炭化物が、マルチバリアントで析出（セメンタイトが色々な方向を向いて析出）しているものを焼き戻しマルテンサイトとした。
【００６５】
なお、炭化物が、シングルバリアントで析出（セメンタイトが一方向に揃って析出）しているものはベイナイトと判断した。ＦＥ−ＳＥＭを用いて１２０μｍ×１００μｍの領域を１０００倍の倍率で、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１０視野測定した。各視野毎に、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの代表的な面積分率とした。
【００６６】
残留オーステナイトの面積分率は、組織測定用試料を電解研磨で加工層を取り除いた後にＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定した。ＦＣＣ金属に特徴的な後方散乱が得られた結晶粒を残留オーステナイトと定義した。ＥＢＳＤ法を用いて、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１００μｍ×１００μｍ以上の領域を観察した。各範囲毎に、残留オーステナイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、残留オーステナイトの代表的な面積分率とした。
【００６７】
［Ｔｉ炭化物］
次に、組織中のＴｉ炭化物の状態と量について説明する。従来から、Ｔｉ炭化物による析出強化は、Ｓｉ等による固溶強化より疲労特性に劣ることが報告されてきた。しかし、発明者らの鋭意検討の結果、鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓから計算されるＴｉｅｆ（（ａ）式によって求められれる。）の４０％（０．４倍）以上の質量％のＴｉが、Ｔｉ炭化物として析出し、この析出したＴｉ炭化物のうち、Ｔｉ炭化物の円相当粒径（本明細書において単に粒径というときは円相当粒径をいう。）が７ｎｍから２０ｎｍであるものが、質量分率で５０％以上である場合には、固溶強化と同等以上の疲労特性が得られることを見出した。
【００６８】
非特許文献３で述べられているように、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）が高い複合組織鋼は低サイクル疲労特性、高サイクル疲労特性が共に良好である。繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）とは、繰り返し変形を受けた後に、材料が持つ変形への抵抗力のことであり、繰り返し変形しても鋼板の強化機能が小さくならない固溶強化鋼や、析出強化のうち析出物の粒径が大きい析出物を活用したものでは、大きくなる。引張試験により測定される降伏応力（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合が大きい材料は、低サイクル疲労特性と高サイクル疲労特性が共に良好であることが知られており、特に（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たす鋼板は降伏応力（ＹＰ）が低い割に疲労特性が良好で、プレス成形時の生産性と疲労特性のバランスに優れる。
【００６９】
Ｔｉ炭化物の粒径が小さく、粒径７ｎｍから２０ｎｍのＴｉ炭化物の面積分率が５０％未満の場合には、析出強化により（ＹＰ）は大きく上昇するものの、（ｃ−ＹＰ）の上昇量は小さく、（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）＜０．９０となる。これは繰り返し変形による転位運動の結果、粒径の小さいＴｉ炭化物がせん断破壊し、Ｔｉ炭化物による転位の運動抑制効果が低下するためである。なお、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の求め方は、後述する。
【００７０】
一方で、粒径７ｎｍから２０ｎｍのＴｉ炭化物が十分に存在している場合には、転位はＴｉ炭化物の周囲を迂回して運動すると考えられる。迂回されたＴｉ炭化物の周囲にはオロワンループと呼ばれる環状の転位が残るため、転位の運動によりオロワンループが増殖し、転位密度が増大して転位強化が起こり、降伏応力は繰り返し変形前よりも上昇して、結果として（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０となる。
また、Ｔｉ炭化物の粒径が大きすぎて、粒径７ｎｍから２０ｎｍのＴｉ炭化物の重量分率が、全Ｔｉ炭化物の重量の５０％未満の場合には、Ｔｉ炭化物による転位運動の抑制効果が小さくなり、これらの疲労特性向上効果は小さくなる。
【００７１】
同様に、鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓから計算されるＴｉｅｆの４０％（０．４倍）未満の質量％に相当するＴｉがＴｉ炭化物として析出した場合にも、Ｔｉ炭化物による転位運動が抑制され、疲労特性向上効果が小さくなる。そのため、上記の（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができない。鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓから計算されるＴｉｅｆの４０％（０．４倍）以上の質量％に相当するＴｉが、Ｔｉ炭化物として析出する必要がある。疲労特性向上効果を確保する観点から、Ｔｉ炭化物として析出するＴｉは、望ましくはＴｉｅｆの４５％（０．４５倍）以上であるとよい。
【００７２】
Ｔｉ炭化物析出量の計測は鋼板を電気分解し、溶け残った残渣中のＴｉの重量を化学分析等により同定することで可能である。具体的には、残渣中のＴｉ重量から、析出したＴｉの総重量が得られる。また、鋼中に含まれる窒素の重量から、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）として析出したＴｉの重量が得られる。析出したＴｉの総重量からＴｉＮとして析出したＴｉの重量を差し引くことで、Ｔｉ炭化物中のＴｉの重量を求めることができる。これによりＴｉ炭化物に含まれるＴｉの質量％を求めることができる。
【００７３】
また、Ｔｉ炭化物を同定し粒径を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いることで、鋼板中のＴｉとＣの存在位置を測定することでＴｉ炭化物を同定し、粒径が小さいＴｉ炭化物についても高精度で粒径を測定することができる。具体的には試料の１０μｍ×１０μｍの広さの視野を少なくとも２０視野以上観察し、Ｔｉ炭化物の粒径に応じて倍率を拡大しながら、粒径１ｎｍ〜１００ｎｍの範囲のＴｉ炭化物の粒径の分布を求め、その中に占める粒径７ｎｍ〜２０ｎｍの割合を、重量比率で求めればよい。なお、粒径５ｎｍ以上のＴｉ炭化物であれば、Ｆｅ−ＴＥＭを用いて電子回折図形を取得し、母相であるＦｅとの方位関係や格子間隔を測定することでＴｉ炭化物を同定及び測定が可能である。
【００７４】
繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）は、低サイクル疲労試験をひずみ振幅が異なる条件で実行することで測定できる。本検討では、ひずみ振幅０．２％、０．３％、０．５％、０．８％、１．０％の水準で低サイクル疲労試験を実行し、疲労破断した時の疲労試験回数の半分の疲労試験回数を行った時点における各ひずみ振幅の最大応力をつなぎ合わせ、繰り返し応力ひずみ曲線を作成した。この繰り返し応力ひずみ曲線に対し、図１に示すようにひずみ０．２％の点にヤング率の傾きを持つ直線を挿入し、繰り返し応力ひずみ曲線との交点を繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）と定義した。
【００７５】
以上のような組織と組成を有する本発明の高強度熱延鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を添加し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた打抜き疲労特性及び加工性を損なうものではない。また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
【００７６】
［鋼板の製造方法］
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００７７】
鋳造スラブは、熱間圧延を開始するに当たり所定の温度に加熱される。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。
【００７８】
熱間圧延のスラブ加熱温度は、式（ｂ）で表わされるＴ１℃以上とする必要がある。通常のスラブ鋳造を行った場合、スラブ温度はＡｒ３温度以下まで低下するため、Ｔｉ炭化物が組織中に析出する。Ｔｉ炭化物の粒径を制御するためにはまず、スラブ内に析出したＴｉ炭化物を溶体化させる必要がある。スラブ加熱温度がＴ１℃未満ではスラブ中に析出したＴｉ炭化物が十分に溶体化せず、Ｔｉ炭化物の粒径制御ができないため、加熱炉の温度はＴ１℃以上とする。
また、スラブ加熱温度の上限は特に定めない。しかし、加熱温度を過度に高温にすることは、スラブ表面が酸化してスケールになり経済上好ましくない。このことから、スラブ加熱温度の上限は１３００℃とすることが望ましい。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｂ）
【００７９】
スラブ加熱後は、加熱炉より抽出したスラブに対して熱間圧延の粗圧延工程とその後の仕上圧延工程により、熱延鋼板を得る。この熱間圧延の間で鋼板の中心温度が１０００℃に下がってから、式（ｄ）で表わされるＡｒ３温度（変態点温度）になるまでの時間（ｔ１）を９．０秒以内とする必要がある。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（ｄ）
ただし、式（ｄ）で計算されるＡｒ３温度が９００℃を超える場合には、Ａｒ３＝９００℃とし、鋼板温度が１０００℃に下がってから９００℃になるまでの時間をｔ１とする。ここで述べる鋼板の中心温度は、鋼板表面の温度と冷却履歴から熱解析により求めることができる。
【００８０】
本発明の効果を得るには、析出したＴｉ炭化物のうち質量分率で５０％以上が円相当粒径７ｎｍから２０ｎｍであることが必要である。オーステナイト域で析出するＴｉ炭化物は２０ｎｍ以上であり、疲労特性向上には寄与しないため、オーステナイト域でのＴｉ炭化物の析出を抑制する必要がある。オーステナイト域でのＴｉ炭化物の析出は鋼板の中心温度が１０００℃以下で顕著であるため、鋼板の中心温度がＡｒ３温度以上１０００℃以下に保持する時間を短くすることが有効である。本発明者らの検討によれば、この時間が９．０秒よりも長いと粗大なＴｉ炭化物が析出し、粒径７ｎｍから２０ｎｍのＴｉ炭化物の面積分率が減少して所望の面積分率５０％が得られなくなる。鋼板の中心温度がＡｒ３温度から１０００℃になる可能性があるのは、粗圧延後段、仕上圧延、冷却装置の前段部分であり、この工程の温度履歴を制御し、この温度域での保持を９．０秒以内にする必要がある。
【００８１】
仕上圧延は、通常、多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる。そして、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延は、前段側（上流側）ほど後段側（下流側）に比べて圧下率が高く、後段側（下流側）は圧下率を低くして圧延することがある。本発明においては、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延において、圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側（下流側）の仕上圧延の段を、式（ｃ）で規定される温度Ｔ２を用いて、（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋１００）℃以下の圧延温度で行うとよい。望ましくは（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋３０）℃以下にするとよい。
Ｔ２（℃）＝８７０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｃ）
すなわち、必ずしも最も後段側（下流側）の仕上圧延の段の圧延温度を管理するのではなく、圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち最も後段側（下流側）の仕上圧延の段の圧延温度を管理するのである。
なお、圧下率は、各段ごとに以下の式で求められる。
圧下率＝（仕上圧延機の入側の板厚−仕上圧延機の出側の板厚）／（仕上圧延機の入側の板厚）×１００％
【００８２】
圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段の圧延温度が（Ｔ２―２０）℃未満である場合には、オーステナイト再結晶が抑制された状態で圧延を行うことで、オーステナイトのアスペクト比が増大する。その形状がマルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトや残留オーステナイトなどの硬質相にも受け継がれるため、特に板厚中央部の硬質相のアスペクト比が増大し、穴広げ率が低下する。
【００８３】
圧下率が１０％以上の仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段の圧延温度が（Ｔ２＋１００）℃超の場合には、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、延性が低下する。これはオーステナイトが再結晶後に粗大化し、変態温度が低下したことが原因と推測される。また、圧下率が１０％以上の仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段を、式（ｃ）で規定される温度Ｔ２に対して、（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋１００）℃以下の圧延温度で行うのは、圧下率が１０％未満では結晶粒の微細化効果がなく、圧下率は１０％以上が必要であるためである。
圧下率が４０％以上の圧延は、圧延機に大きな負担がかかるため、圧下率は４０％未満にすることが望ましい。
【００８４】
圧下率が１０％以上の仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段の後に、得られた鋼板を７３０℃以上８３０℃以下の温度まで冷却する（１次冷却）。この１次冷却では、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却する必要がある。１次冷却の平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、延性が低下する。
これは、圧延後にオーステナイトが粒成長によって粗大化するため、フェライト変態の核生成サイトであるオーステナイト粒界面積率が減少し、変態温度が低下するためと考えられる。
【００８５】
１次冷却の平均冷却速度が大きいと変態温度が上昇し、延性が向上するため上限は特に指定しない。しかし、平均冷却速度が２００℃／ｓを超えると冷却停止温度の制御が難しいため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下にすることが望ましい。
【００８６】
１次冷却に続く中間空冷では、７３０℃以上８３０℃以下の温度域で３秒以上の空冷を行う。これは結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率を５０％以上とするために必須であり、望ましくは７５０℃以上８３０℃以下の温度域で５秒以上、更に望ましくは７８０℃以上８３０℃以下の温度域で５秒以上とするとよい。
この中間空冷温度の高温化により、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が増大することから、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒は、従来の光学顕微鏡の観察で定義されてきたフェライトのうち、より高温で変態したものである可能性がある。中間空冷時間の上限は特に規定しないが、１５秒以上では結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率を増大させる効果が飽和する上、生産性が低下するため、中間空冷時間は１５秒未満が望ましい。
【００８７】
中間空冷温度が８３０℃超では、（ａ）式で表わされるＴｉｅｆの４０％未満に相当する質量のＴｉが、組織中にＴｉ炭化物として析出していて、疲労特性が劣化する。また、中間空冷温度が７３０℃未満では、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、延性が低下する。
【００８８】
中間空冷に続く２次冷却では平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却し、鋼板温度が３００℃以下で巻き取ることが必要である。２次冷却の平均冷却速度が４０℃／ｓ未満では、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織が面積分率が２％未満となり、切り欠き疲労特性が劣化する。
２次冷却の平均冷却速度が大きいほど硬質なマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトが得られ、切り欠き疲労特性に優位になる。このため平均冷却速度の上限は指定しないが、５００℃／秒以上の冷却を行うには大規模な設備投資が必要であるため、５００℃／秒未満が望ましい。
【００８９】
巻き取り工程では巻き取り温度を３００℃以下にする必要がある。巻き取り温度が３００℃超で巻き取った場合、組織中のベイナイト分率が増大し、硬質相の分率を確保することが難しく、切り欠き疲労特性の劣化が生じる。切り欠き疲労特性を重視する場合、望ましい巻取り温度は１５０℃以下である。これは切り欠き疲労特性が硬質相の硬度が高いほど向上するためである。
【００９０】
なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。
【００９１】
上記熱間圧延工程の他に、付随する連続鋳造、酸洗等の一部を抜いて製造を行ったとしても本発明の効果である優れた延性及び疲労特性を確保可能である。  また、一旦、熱延鋼板を製造した後、延性の向上を目的に、オンラインあるいはオフラインで、１００〜６００℃の温度範囲で熱処理を行ったとしても、本発明の効果である優れた圧延方向の疲労特性および加工性は確保可能である。
【実施例】
【００９２】
本発明の作用効果を確認するための試験結果について説明する。
表１に試験に供した鋼の成分を示す。
表２−１、表２−２（本明細書において、これらを合わせて表２とよぶ。）に試験に供した試験片の鋼種類とその製造条件を示す。
表３−１、表３−２（本明細書において、これらを合わせて表３とよぶ。）に各試験片の評価結果を示す。
【００９３】
機械的性質のうち、引張強度特性（降伏応力、引張強さ、均一伸び）は、板幅をＷとした時に、板端から１／４Ｗまたは３／４Ｗのいずれかの位置において、幅方向を長手方向として採取したＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して評価した。
降伏応力は、０．２％耐力を用いてもよく、均一伸びは、最大試験力時塑性伸び（％）のことである。
穴広げ率は、穴広げ試験は引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。
また、本発明における鋼板は、（ＴＳ）≧５４０ＭＰａで、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％で、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たす鋼板であることを確認した。ただし（ＴＳ）は引張強さ、（ｕ―Ｅｌ）は均一伸び、（λ）は穴広げ率である。
【００９４】
疲労特性を評価するための試験片は、引張試験片採取位置と同様の位置から幅方向が長辺になるように図２、図３に示す形状の疲労試験片を採取し疲労試験に供した。図２記載の疲労試験片は切り欠きの無い材料の疲労特性の指標である、繰り返し降伏応力を得るための試験片であり、図３記載の疲労試験片は切り欠き材の疲労強度を得るために作製された切り欠き試験片である。疲労試験片には最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで研削した。
【００９５】
図２に示す試験片を用いてひずみ速度０．４％／ｓ、ひずみ振幅０．２％、０．３％、０．５％、１．０％で両振りのひずみ制御を行い低サイクル疲労試験を実行した。疲労破断した時の疲労試験回数の半分の疲労試験回数を行った時点における各ひずみ振幅の最大応力をつなぎ合わせ、繰り返し応力ひずみ曲線を作成した。この繰り返し応力ひずみ曲線に対し、図１に示すようにひずみ０．２％の点にヤング率の傾きを持つ直線を挿入し、応力ひずみ曲線との交点を繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）と定義した。
【００９６】
図３に示す試験片を用いて応力比Ｒ＝０．１、周波数５Ｈｚで応力制御軸疲労試験を行い、切り欠き疲労特性を評価した。１０００万回後に破断しない応力を切り欠き疲労限（ｃ−ＦＬ）と定義した。
【００９７】
表面特性は、酸洗前の「表面欠陥」と「粗度」で評価した。この評点が基準以下であると酸洗後でもスケール欠陥起因の模様や表面の凹凸で、表面品位が劣位と需要家より評価される場合がある。ここで「表面欠陥」はＳｉスケール、ウロコ、紡錘等のスケール欠陥の有無を目視にて確認した結果を示し、スケール欠陥がある場合を「×」と示し、スケール欠陥が無い場合を「○」と示した。なお、これら欠陥が部分的もしくは面積率で５％以下であるものを「軽微」として「△」で示した。「粗度」はＲｚで評価し、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１：２００１記載の測定方法により得られた値を示している。なお、Ｒｚが２０μｍ以下ならば、表面品位は問題ないレベルである。
【００９８】
耐食性は「化成処理性」と「塗装後耐食性」で評価した。まず、製造した鋼板を酸洗した後に２．５ｇ／ｍ２のリン酸亜鉛皮膜を付着させるリン酸化成処理を施した。この段階で「化成処理性」として、スケ（化成皮膜が付着しない部分）の有無とＰ比（Ｘ線回折装置を用いて測定したフォスフォフィライト（１００）面のＸ線回折強度Ｐと、ホパイト（０２０）面のＸ線回折強度Ｈとの比：Ｐ比＝Ｐ／（Ｐ＋Ｈ））の測定を実施した。
【００９９】
リン酸化成処理はリン酸とＺｎイオンを主成分とした薬液を使用する処理であり、鋼板から溶出するＦｅイオンとの間で、フォスフォフィライト：ＦｅＺｎ２（ＰＯ４）２・４Ｈ２Ｏと呼ばれる結晶を生成する化学反応である。リン酸化成処理の技術的なポイントは、
（１）Ｆｅイオンを溶出させて反応を促進することと、
（２）フォスフォフィライト結晶を鋼板表面に緻密に形成することにある。
特に（１）については、鋼板表面にＳｉスケールの形成に起因する酸化物が残存していると、Ｆｅの溶出が妨げられて、スケが現れたり、Ｆｅが溶出しないことで、
ホパイト：Ｚｎ３（ＰＯ４）２・４Ｈ２Ｏとよばれる鉄表面には本来形成しないような異常な化成処理皮膜が形成して、塗装後の性能を劣化させることがある。したがって、リン酸によって鋼板表面のＦｅが溶出してＦｅイオンが十分供給されるよう表面を正常にすることが重要になってくる。
【０１００】
このスケについては走査型電子顕微鏡による観察にて確認でき、１０００倍の倍率で２０視野程度観察し、全面均一付着していてスケが確認できない場合をスケ無しとして「○」とした。また、スケが確認できた視野が５％以下ならば軽微として「△」とした。５％超はスケ有りとして「×」と評価した。
【０１０１】
一方、Ｐ比は化成処理を行って得られた皮膜中のホパイトとフォスフォフィライトの比率を表すもので、Ｐ比が高い程フォスフォフィライトが多く含まれ、フォスフォフィライト結晶が鋼板表面に緻密に形成されていることを意味している。一般的にはＰ比≧０．８０であることが、耐食性能や塗装性能を満たすために求められており、また、融雪塩散布地域などの厳しい腐食環境下においては、Ｐ比≧０．８５であることが求められる。よって、このＰ比＜０．８０であると化成処理性が劣位であるとした。
【０１０２】
次に「塗装後耐食性」であるが、化成処理後に２５μｍ厚の電着塗装を行い１７０℃×２０分の塗装焼き付け処理を行った後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄に達するまで長さ１３０ｍｍの切りこみを入れ、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に示される塩水噴霧条件にて、３５℃の温度での５％塩水噴霧を７００時間継続実施した後に、切り込み部の上に、幅２４ｍｍのテープ（ニチバン  ４０５Ａ−２４  ＪＩＳ  Ｚ  １５２２）を切り込み部に平行に１３０ｍｍ長さ貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定した。この最大塗膜剥離幅が４．０ｍｍ超であると塗装後耐食性が劣位であるとした。
【０１０３】
表３に示すように、本発明例に係る熱延鋼板は、優れた延性および疲労特性を有していることが確認された。
【０１０４】
一方、鋼番２、２０は加熱温度が式（ｂ）で規定されるＴ１℃以下であったため、Ｔｉ炭化物が容体化せず、全Ｔｉ炭化物の質量に対する粒径７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の質量が５０％未満となり、（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１０５】
鋼番３、２１は圧下率が１０％以上の仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段の圧延温度が式（ｃ）で規定される温度Ｔ２に対して、（Ｔ２−２０）℃未満であったため、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。これはオーステナイト再結晶が抑制された状態で圧延を行ったことで、オーステナイトのアスペクト比が増大し、その形状がマルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトや残留オーステナイトなどの硬質相にも受け継がれて、板厚中央部の硬質相のアスペクト比が増大したためと考えられる。
【０１０６】
鋼番６、２４は圧下率が１０％以上の仕上圧延の段のうち、最も後段側の仕上圧延の段の圧延温度が式（ｃ）で規定される温度Ｔ２に対して、（Ｔ２＋１００）℃以上であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１０７】
鋼番７、２５は１０００℃〜Ａｒ３温度になるまでの時間が９．０秒以上であったため、全Ｔｉ炭化物の質量に対する粒径７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の質量が５０％未満となり、（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１０８】
鋼番８、２６は１次冷却で、平均冷却速度２０℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１０９】
鋼番１０、２８は中間空冷温度が７３０℃未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１０】
鋼番１３、３１は中間空冷開始温度が８３０℃以上であったため、（ａ）式で表わされるＴｉｅｆの４０％未満の重量のＴｉが、組織中にＴｉ炭化物として析出しており、（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１１１】
鋼番１４、３２は中間空冷時間が３秒未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１２】
鋼番１６、３４は２次冷却の平均冷却速度が４０℃／ｓ未満であったため、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織（硬質相）が面積分率で２％未満となり、（ｃ−ＦＬ）／（ＴＳ）≧０．２５を満たすことができなかった。
【０１１３】
鋼番１７、３５は巻き取り温度が３００℃超であったため、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織（硬質相）が面積分率で２％未満となり、（ｃ−ＦＬ）／（ＴＳ）≧０．２５を満たすことができなかった。
【０１１４】
鋼番３７はＣの添加量が０．０３０％未満であったため、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織（硬質相）が面積分率で２％未満となり、強度５４０МＰａを確保できなかった。
【０１１５】
鋼番４０はＣの添加量が０．２００％超であったためマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織（硬質相）が面積分率で１０％以上となり、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１６】
鋼番４１はＳｉの添加量が０．５００％超であったため、化成処理性と塗装後耐食性が低下し、Ｐ比≧０．８０および最大剥離幅が４．０ｍｍ以下を満たすことができなかった。
【０１１７】
鋼番４６はＭｎの添加量が３．００％超であったため、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１８】
鋼番４７はＭｎの添加量が０．１０％未満であったため冷却中にパーライトが生じ、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１９】
鋼番４８はＰの添加量が０．１００％超であったため加工性が低下し、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％および（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２０】
鋼番４９はＳの添加量が０．０３００％超であったため、穴広げ率が低下し、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２１】
鋼番５０はＡｌの添加量が２．０００％超であったため、圧延中に割れが発生した。
【０１２２】
鋼番５５はＡｌの添加量が０．１００％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が５０％未満となり、（ＴＳ）×（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２３】
鋼番５６はＮの添加量が０．０１００％超であったため、穴広げ率が低下し、（ＴＳ）×（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２４】
鋼番５７はＴｉｅｆが０．３００％超であったため、鋳造時にタンディッシュノズルが詰まった。
【０１２５】
鋼番５９はＴｉｅｆが０．０１０％未満であったため、（ａ）式で表わされるＴｉｅｆの４０％未満の重量のＴｉが、組織中にＴｉ炭化物として析出しており、（ｃ−ＹＰ）／（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１２６】
【表１】
0006528522.tif 000002
【０１２７】
【表２−１】
0006528522.tif 000003
【０１２８】
【表２−２】
0006528522.tif 000004
【０１２９】
【表３−１】
0006528522.tif 000005
【０１３０】
【表３−２】
0006528522.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【０１３１】
本発明による熱延鋼板は、延性、疲労特性、および耐食性に優れており、特に切り欠きのない材料での疲労特性とプレス成形性に優れいている。そのため、本発明に係る熱延鋼板は、意匠性などを要求する機械製品に利用することができる。特に自動車用のホイールなどに適用することができる。
【図１】
0006528522.tif 000007
【図２】
0006528522.tif 000008
【図３】
0006528522.tif 000009