(57)【要約】  所定の成分を含有し、且つＣｒとＡｌの添加量が下記式（１）を満たし、金属組織が体積率で、フェライト分率９０％超９８％以下、マルテンサイト分率２％以上１０％未満、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種または２種以上からなる残部組織の分率が１％未満であり、フェライトの平均円相当直径が４μｍ以上且つ最大円相当直径が３０μｍ以下、マルテンサイトの平均円相当直径が１０μｍ以下且つ最大円相当直径が２０μｍ以下である熱延鋼板。［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］≧０．５０  ・・・式（１）ここで、式（１）中において、［Ｃｒ］：Ｃｒ含有量（質量％）、［Ａｌ］：Ａｌ含有量（質量％）である。
2016043273.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２％〜０．２０％、
Ｓｉ：０％超〜０．１５％、
Ｍｎ：０．５％〜２．０％、
Ｐ：０％超〜０．１０％、
Ｓ：０％超〜０．０５％、
Ｃｒ：０．０５％〜０．５％、
Ａｌ：０．０１％〜０．５％、
Ｎ：０％超〜０．０１％、
Ｔｉ：０％〜０．２０％、
Ｎｂ：０％〜０．１０％、
Ｃｕ：０％〜２．０％、
Ｎｉ：０％〜２．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜０．３％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．１％、
Ｂ：  ０％〜０．０１％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、且つＣｒとＡｌの添加量が下記式（１）を満たし、
金属組織が体積％で、フェライト分率９０％超９８％以下、マルテンサイト分率２％以上１０％未満、さらにパーライト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種または２種以上からなる残部組織の分率が１％未満であり、前記フェライトの平均円相当直径が４μｍ以上且つ最大円相当直径が３０μｍ以下、前記マルテンサイトの平均円相当直径が１０μｍ以下且つ最大円相当直径が２０μｍ以下である
ことを特徴とする熱延鋼板。
［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］≧０．５０  ・・・式（１）
ここで、式（１）中において、［Ｃｒ］：Ｃｒ含有量（質量％）、［Ａｌ］：Ａｌ含有量（質量％）である。
【請求項２】
質量％で、
Ｔｉ：  ０．０２％〜０．２０％、
Ｎｂ：  ０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃｕ：  ０．０１％〜２．０％、
Ｎｉ：  ０．０１％〜２．０％、
Ｍｏ：  ０．０１％〜１．０％、
Ｖ：  ０．０１％〜０．３％
の１種又は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に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｍｇ：  ０．０００５％〜０．０１％、
Ｃａ：  ０．０００５％〜０．０１％、
ＲＥＭ：  ０．０００５％〜０．１％
のいずれか１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｂ：  ０．０００２％〜０．０１％
を含有する
ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱延鋼板に関する。本発明は、特に、自動車の足回り部材等に好適な、表面性状、形状凍結性、穴広げ性、および耐疲労特性に優れる高強度熱延鋼板に関する。
本願は、２０１４年９月１７日に、日本に出願された特願２０１４−１８８８４５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用することによる自動車車体の軽量化が進められている。このような高強度化の要求は、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材にも及ぶ。これらの部材にも高強度熱延鋼板が適用されつつある。【０００３】
ただし、鋼板の高強度化は、一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させる。そのため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが、高強度鋼板開発の鍵になる。特に、構造部材や足廻り部材用鋼板に求められる特性としては、プレス成形時の加工性及び形状凍結性、加えて使用時の疲労耐久性が重要である。高強度とこれら特性とを、如何に高次元でバランスさせるかが重要である。【０００４】
さらには、このように鋼板の材料特性を高次元でバランスさせることに加えて、ユーザーでの商品付加価値を高位に実現するための要求も多岐にわたっている。例えばホイールディスクに用いられる鋼板においては、アルミホイールの高意匠性に対抗すべく、鋼板表面の意匠性（表面性状）と複雑な形状への加工に耐えうるバーリング性（穴広げ性）が要求される。【０００５】
一般的に足回り部材用鋼板に使用される高強度熱延鋼板には、組織がフェライトとマルテンサイトからなるＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼（ＤＰ鋼）が使用されている。【０００６】
ＤＰ鋼は、強度と伸びに優れ、さらに硬質層の存在により耐疲労特性も優れる。このことから、ＤＰ鋼は、自動車足回り部品に使用される熱延鋼板に適している。しかしながら、ＤＰ鋼は、フェライトを主体とした組織を作り込むために、フェライト安定化元素であるＳｉを多量に含むことが一般的である。このことにより、ＤＰ鋼は、鋼板表面にＳｉスケール模様と呼ばれる欠陥が形成されやすい鋼種となっている。そのため、ＤＰ鋼は、鋼板表面の意匠性には乏しく、自動車内部の目に触れないような部品に使われるのが一般的である。【０００７】
更に、このＤＰ鋼は、組織中に軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトが共に含有することから、これら２相の間の硬度差が起因して穴広げ性を劣化させてしまう。したがって、ＤＰ鋼は、ユーザーが要求する高い商品付加価値の付与の実現に対して、課題があるのが現状である。【０００８】
鋼板表面の意匠性を改善するための方法がある。例えば特許文献１には、粗圧延後の鋼片温度を高くした状態でデスケーリングを行い、表面にＳｉスケールを実質的に有さない鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、上記の方法では、粗圧延後の鋼片温度の上昇につれ、仕上圧延後の温度も上昇し、粒径の粗大化を招き、強度や靭性、疲労特性などの特性を悪化させるという問題がある。また、Ｓｉスケール模様は、Ｓｉスケール生成により、その生成部が酸洗後の鋼板表面の粗度を劣化させ、正常部との粗度の差により模様として浮き上がることで生じる。そのため、圧延後にＳｉスケールを有さなくても、酸洗後に模様として浮き上がる可能性がある。
これらのことから、鋼板表面のＳｉスケール模様をなくし、意匠性を改善するためには、Ｓｉスケールの生成自体を抑制する必要がある。特許文献１の方法では、鋼板表面の意匠性を完全には改善できないと考えられる。【０００９】
Ｓｉ添加量を制限して鋼板の表面性状を改善したＤＰ鋼の製造方法がある。例えば、特許文献２には、等軸フェライト体積率が６０％以上、マルテンサイト体積率が５％以上３０％以下である、加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。
この特許文献２に記載の発明では、フェライト生成元素を制限する。その上で、製造方法として、熱間圧延終了後２秒以内に冷却を開始し、１５０℃/秒以上の冷却速度で７５０〜６００℃に冷却し、７５０〜６００℃の温度範囲内に２〜１５秒保持後、２０℃/秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下の温度で巻取ることを特徴としている。このようにして、特許文献２の方法では、フェライト生成の駆動力を高め、高いフェライト生成量を確保することにより、優れた表面性状性と加工性との両立を実現している。
しかしながら、仕上げ圧延後の冷却速度が１５０℃/秒以上では、フェライト変態だけでなく、パーライト変態までも早期化させてしまう。そのため、高いフェライト分率を得ることが困難となり、穴広げ性を劣化させるマルテンサイトないしパーライト等の硬質相分率が高くなる。
つまり、特許文献２の方法では、表面性状に優れたＤＰ鋼の製造は可能だが、優れた穴広げ性を具備させることはできない。【００１０】
一方、ＤＰ鋼の穴広げ性を向上させる手段が知られている。例えば、特許文献３には、フェライトを十分に生成させ、硬質第二相（マルテンサイト）を低分率かつ微細に分散させることで、優れた伸びと穴広げ性を有する鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、特許文献３では、フェライトを十分に生成させ、マルテンサイトを低分率かつ微細に分散させるために、フェライト安定化元素であるＳｉとＡｌの合計含有量を０．１％以上としている。さらに、特許文献３では、Ａｌを補助的な元素として用い、Ｓｉを多量に添加している。そのため、鋼板表面にＳｉスケールが発生し、意匠性の悪化を招いていると予測される。
つまり、特許文献３の方法では、高い穴広げ性と鋼板表面の意匠性の両立は実現できていない。【００１１】
また、フェライト安定化元素の添加によるフェライト生成量の確保を必要とせず、ＤＰ鋼の穴広げ性向上の手段がある。例えば、特許文献４には、フェライトとマルテンサイトの２相間の高度差を小さくすることで、優れた穴広げ性を有するＤＰ鋼を製造する方法が開示されている。
一般的に、フェライトとマルテンサイトの２相間の硬度差低減の方法として、フェライトの析出強化による軟質相強化か、もしくはマルテンサイトの焼き戻しによる硬質相の軟化がある。しかしながら、前者は降伏強度を高めるために、プレス成型時の形状凍結性を悪化させる懸念がある。後者は、現存の熱延プロセスの中で焼き戻しを行うことは難しく、加熱装置などの特殊な装置が別途必要となる、このため、後者は、実現性が低く、製造効率、製造コストの観点からも望ましくない。また仮に、加熱装置などの特殊な装置の設置が実現できたとしても、後者では、硬質相の軟化により疲労特性を悪化させる可能性がある。【００１２】
このように高強度と形状凍結性及び耐疲労特性を高次元でバランスさせ、高い穴広げ性と鋼板表面の高意匠性（優れた表面性状）を具備する熱延鋼板を製造することは難しかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】日本国特開２００６−１５２３４１号公報
【特許文献２】日本国特開２００５−２４０１７２号公報
【特許文献３】日本国特開２０１３−０１９０４８号公報
【特許文献４】日本国特開２００１−３０３１８７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、表面性状、形状凍結性、穴広げ性、および耐疲労特性に優れた熱延鋼板の提供を課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、高強度熱延鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御した。このことによって、表面にＳｉスケール模様を有さず、耐疲労特性に優れ、形状凍結性と穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造に成功した。
本発明の態様は以下のとおりである。【００１６】
［１］  本発明の一態様に係る熱延鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．０２％〜０．２０％、
Ｓｉ：０％超〜０．１５％、
Ｍｎ：０．５％〜２．０％、
Ｐ：０％超〜０．１０％、
Ｓ：０％超〜０．０５％、
Ｃｒ：０．０５％〜０．５％、
Ａｌ：０．０１％〜０．５％、
Ｎ：０％超〜０．０１％、
Ｔｉ：０％〜０．２０％、
Ｎｂ：０％〜０．１０％、
Ｃｕ：０％〜２．０％、
Ｎｉ：０％〜２．０％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜０．３％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
ＲＥＭ：０％〜０．１％、
Ｂ：  ０％〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、且つＣｒとＡｌの添加量が下記式（１）を満たし、
金属組織が体積％で、フェライト分率９０％超９８％以下、マルテンサイト分率２％以上１０％未満、さらにパーライト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種または２種以上からなる残部組織の分率が１％未満であり、前記フェライトの平均円相当直径が４μｍ以上且つ最大円相当直径が３０μｍ以下、前記マルテンサイトの平均円相当直径が１０μｍ以下且つ最大円相当直径が２０μｍ以下である。
［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］≧０．５０  ・・・式（１）
ここで、式（１）中において、［Ｃｒ］：Ｃｒ含有量（質量％）、［Ａｌ］：Ａｌ含有量（質量％）である。【００１７】
［２］  上記［１］に記載の熱延鋼板において、
質量％で、
Ｔｉ：  ０．０２％〜０．２０％、
Ｎｂ：  ０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種を含有してもよい。
［３］  上記［１］又は［２］に記載の熱延鋼板において、
質量％で、
Ｃｕ：  ０．０１％〜２．０％、
Ｎｉ：  ０．０１％〜２．０％、
Ｍｏ：  ０．０１％〜１．０％、
Ｖ：  ０．０１％〜０．３％
の１種又は２種以上を含有してもよい。【００１８】
［４］  上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の熱延鋼板において、
質量％で、
Ｍｇ：  ０．０００５％〜０．０１％、
Ｃａ：  ０．０００５％〜０．０１％、
ＲＥＭ：  ０．０００５％〜０．１％
のいずれか１種又は２種以上を含有してもよい。
［５］  上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の熱延鋼板において、
質量％で、
Ｂ：  ０．０００２％〜０．０１％
を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の上記態様によれば、表面にＳｉスケール模様を有さず、つまり表面性状に優れ、かつ耐疲労特性、形状凍結性、穴広げ性に優れた熱延鋼板を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本発明にて規定する所望のミクロ組織を得るための、Ｃｒ量とＡｌ量の関係を示すグラフである。
【図２】本実施例にて用いる平面曲げ疲労試験片の形状を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。
まず、本発明を想到するに至った、本発明者らの検討結果、ならびに当該検討結果より得られた新たな知見について説明する。
【００２２】
本発明者等は、鋭意検討を行った結果、鋼材のＳｉ含有量を０．１５％以下（０は含まない）とし、金属組織を体積％で、フェライト分率９０％超９８％以下、マルテンサイト分率２％以上１０％未満とし、且つフェライトの平均円相当直径を４μｍ以上且つ最大円相当直径を３０μｍ以下、マルテンサイトの平均円相当直径を１０μｍ以下且つ最大円相当直径を２０μｍ以下とした。このことで、本発明者等は、熱延鋼板において、表面にＳｉスケール模様を有さない優れた表面性状と、優れた耐疲労特性、形状凍結性、及び高い穴広げ性、高い強度を確保可能なことを見出した。
【００２３】
次に、本実施形態の熱延鋼板の金属組織（ミクロ組織）について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板では、主相をフェライトとし、その体積率を９０％超９８％以下とし、且つその平均円相当直径を４μｍ以上とする。このことで、プレス成形時に必要な加工性である、伸びを良好なものとし、降伏比を抑制して優れた形状凍結性を得ることを可能にしている。伸びと形状凍結性をさらに向上させるためには、フェライトを９２％以上とすることが好ましく、平均円相当直径を６μｍ以上とすることが好ましい。なお、フェライトの平均円相当直径の上限は、特に限定しないが、穴広げ性の観点から、１５μｍ以下とすることが好ましい。
また、フェライトの最大円相当直径が３０μｍ超となると、十分な穴広げ性を確保できない。したがって、フェライトの最大円相当直径は３０μｍ以下とする必要がある。穴広げ性をさらに向上させるためには、フェライトの最大円相当直径を２０μｍ以下とすることが好ましい。なお、フェライトの最大円相当直径の下限は特に限定しないが、形状凍結性の観点から、１０μｍ以上とすることが好ましい。
【００２４】
本実施形態に係る鋼板の金属組織においては、前述のフェライトに加えて、第二相をマルテンサイトとし、その体積分率を２％以上１０％未満とし、且つその平均円相当直径を１０μｍ以下且つ最大円相当直径を２０μｍ以下とする。これにより、優れた引張最大強度、穴広げ性、加えて高い疲労限度比を確保することが可能である。
マルテンサイトは硬質な金属組織で、強度を確保するのに有効である。その分率が２％未満では、十分な引張最大強度を確保できない。そのため、マルテンサイトサイト分率は２％以上とし、好ましくは、３％以上とする。しかし、マルテンサイト分率が１０％以上であると、硬質なマルテンサイトと軟質な金属組織との境界で、加工によるひずみ集中が避けられず、十分な穴広げ性が確保できない。そのため、マルテンサイトサイト分率は１０％未満とし、好ましくは、８％以下とする。
またマルテンサイトの円相当直径が粗大化すると、歪集中によってマルテンサイトの破壊が起こり、穴広げ性を劣化させる。そのため、マルテンサイトの平均円相当直径を１０μｍ以下、かつマルテンサイトの最大円相当直径を２０μｍ以下とする。穴広げ性をさらに向上させるためには、マルテンサイトの平均円相当直径を５μｍ以下、最大円相当直径を１０μｍ以下とすることが好ましい。なお、マルテンサイトの平均円相当直径および最大円相当直径の下限は特に限定しないが、強度の確保や耐疲労特性の観点から、平均円相当直径は２μｍ以上、最大円相当直径は５μｍ以上とすることが好ましい。
【００２５】
更に本実施形態に係る熱延鋼板では、残部の金属組織として、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種または２種以上の残部組織を合計で体積率１％未満であれば含有しても良い。残部組織の分率は、少なければ少ないほどよい。残部組織が１％以上では、強度低下や疲労耐久性の劣化をもたらす。このため、残部組織は１％未満に制限する必要がある。強度の確保や耐疲労特性の観点から、前述の残部組織は０％であってもよい。
【００２６】
ここで、本実施形態における、金属組織を構成するフェライト、マルテンサイト及び残部組織の同定、及び、面積分率と円相当直径の測定は、日本国特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬で実施した。
測定用試料は鋼板の全幅の１／４ないし３／４位置から、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として採取する。観察面を研磨し、日本国特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬でエッチングし、板厚の１／４ないし３／４の位置を光学顕微鏡で観察して、画像処理を行う。このことでフェライトおよびマルテンサイトの面積分率を測定する。本実施形態では、１６０μｍ×２００μｍの領域を５００倍の倍率で、１０視野測定して得た面積分率の平均値を、フェライトもしくはマルテンサイトの面積分率とした。
また、同様に画像処理によって、フェライトおよびマルテンサイトそれぞれの粒の断面積を測定し、これが全て円であると仮定して、面積から逆算してフェライトもしくはマルテンサイトの円相当直径を算出できる。本実施形態では、５００倍の倍率で、１０視野測定し、算出した全ての円相当直径の平均値を、フェライトもしくはマルテンサイトの平均円相当直径とした。算出した全ての円相当直径のうち最大のものをフェライトもしくはマルテンサイトの最大円相当直径とした。
【００２７】
次に、本実施形態の熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、各元素の含有量の％は質量％である。
【００２８】
＜Ｃ：０．０２％〜０．２０％＞
Ｃは、前述した所望のミクロ組織を得るのに必要な元素である。但し、Ｃを０．２０％超含有していると、加工性及び溶接性が劣化するので０．２０％以下とする。より好ましいＣ含有量は０．１５％以下である。またＣ含有量が０．０２％未満であると、マルテンサイト分率が２％未満となり、強度が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．０２％以上とする。より好ましいＣ含有量は０．０３％以上である。
【００２９】
＜Ｓｉ：０％超〜０．１５％以下＞
Ｓｉは、鋼板表面の性状を劣化させないために制限する必要がある。Ｓを０．１５％超含有すると、熱間圧延中に鋼板表面にＳｉスケールを生成してしまい、酸洗後の鋼板表面の性状を著しく劣化させうる。そのため、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする必要がある。望ましくは０．１０％以下、更に望ましくは０．０８％以下にＳｉ含有量を制限するとよい。なお、Ｓ含有量の下限は、製造上不可避的に混入するため０％超とする。
【００３０】
＜Ｍｎ：０．５％〜２．０％＞
Ｍｎは、固溶強化に加え、焼入れ強化により鋼板の第二相組織をマルテンサイトとするために添加する。この効果は、Ｍｎを２．０％超添加しても飽和するため、Ｍｎ含有量の上限を２．０％とする。一方でＭｎ含有量が０．５％未満では、冷却中のパーライト変態やベイナイト変態の抑制効果を発揮しにくい。このため、Ｍｎ含有量は０．５％以上であり、望ましくは０．７％以上である。
【００３１】
＜Ｐ：０％超〜０．１０％以下＞
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、Ｐ含有量の下限は０％超とする。Ｐは、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い加工性や疲労特性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましい。Ｐを０．１０％超含有すると、加工性や疲労特性、更には溶接性にも悪影響を及ぼす。このためＰ含有量は０．１０％以下に制限する。好ましくは、０．０８％以下に制限する。
【００３２】
＜Ｓ：０％超〜０．０５％以下＞
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、Ｓ含有量の下限は０％超とする。Ｓは、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。しかし、０．０５％以下のＳ含有量ならば、本発明の効果を阻害することなく許容できる範囲であるので、０．０５％以下に制限する。ただし、さらに穴広げ性を確保する場合は、Ｓ含有量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下に制限する。
【００３３】
＜Ｃｒ：０．０５〜０．５％＞
＜Ａｌ：０．０１〜０．５％＞
＜［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］≧０．５０＞
Ｃｒは、前述の所望のミクロ組織を得るのに必要である。Ｃｒを含有することで、鉄基炭化物の形成を抑制するため、フェライト変態後のパーライト変態及びベイナイト変態を抑制する。更に、Ｃｒは焼き入れ性を高めるため、マルテンサイト変態を可能とする。したがって、Ｃｒは、鋼板の強度、伸び、穴広げ性、疲労特性を高次元でバランスさせるために重要な元素である。これらの効果は、Ｃｒ含有量が０．０５％未満では得られない。一方でＣｒ含有量が０．５％超では、効果が飽和する。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上０．５％以下とする。前述の効果をさらに享受するためには、好ましくはＣｒ含有量を０．０６％以上とする。
【００３４】
Ａｌは、フェライト変態を促進させ、更に粗大なセメンタイトの形成を抑制し、加工性を向上させる。Ａｌは、本実施形態の熱延鋼板に、優れた穴広げ性及び疲労特性、加えて形状凍結性を具備させるために必要である。また、Ａｌは、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴広げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ含有量の上限を０．５％とする。好ましいＡｌ含有量は、０．４％以下である。一方、Ａｌ含有量が０．０１％未満では、フェライト変態の促進効果が得られないため、０．０１％以上とする必要がある。より好ましいＡｌ含有量は、０．０５％以上である。
【００３５】
さらに本実施形態の熱延鋼板では、マルテンサイト変態に寄与するＣｒ、フェライト変態を促進させるＡｌの含有量が、下記式（１）を満足する。このことで、耐疲労特性に優れ、形状凍結性と穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造が可能となるので重要である。
【００３６】
図１に、本発明にて規定する所望のミクロ組織を得るための、Ｃｒ量「質量％」とＡｌ量「質量％」の関係を示す。図１のグラフ中の「×」は所望のミクロ組織を得ることができなかった比較鋼である。
図１のグラフからも明らかなように、ＣｒおよびＡｌを下記式（１）を満たすように所定量以上添加することで、フェライトの円相当直径の平均値を高めることができ、加えてマルテンサイトの円相当直径を小さくすることができるため、本実施形態の優れた形状凍結性及び穴広げ性を具備する高強度熱延鋼板が得られる。なお、これら効果をさらに享受するためには、下記式（１）の左辺（［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］）は、０．７０以上とすることが好ましい。
［Ｃｒ］×５＋［Ａｌ］≧０．５０  ・・・  （１）
【００３７】
これらの理由については必ずしも明らかではないが、本発明者らによると以下のように推測される。
まず、所定量（０．０１〜０．５％かつ式（１）を満たす）のＡｌ添加によって変態点が向上するため、より高温でフェライト変態を開始させることができる。これにより、フェライトは粒成長し、その円相当直径の平均値が大きくなり、降伏応力（０．２％耐力）が低下する。このことで低降伏比となり、優れた形状凍結性を具備する熱延鋼板となる。更に変態点の向上により、オーステナイトが粒成長により粗大化する前に変態を開始できる。そのため、より多くの核生成サイトからフェライト変態が可能となり、フェライト変態後の残部のオーステナイトが微細に分散する。これに焼きが入ることで、円相当直径の小さいマルテンサイトが得られるのだと考えられる。しかしながらＡｌは、鉄基炭化物の生成を抑制する効果が弱く、パーライトの生成を許す、もしくは焼きが入らずにベイナイトを生成させる。このため、十分なマルテンサイト分率が得られない。そこで、Ａｌに加えＣｒを０．０５〜０．５％かつ式（１）を満たす含有量で添加することによって、上述の通り鉄基炭化物の生成を抑制し、焼き入れ性を高めることができる。つまり、これらＡｌとＣｒの作用を組み合わせることで、円相当直径の小さいマルテンサイトを得ることができ、高い穴広げ性を具備する熱延鋼板が得られる。
【００３８】
したがって、これら２つの元素の含有量を調整することで、表面にＳｉスケール模様を有さず、耐疲労特性に優れ、形状凍結性と穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造が実現する。つまり本発明において上記式（１）を満足することは重要である。また、従来のＤＰ鋼では、Ｓｉを添加することが一般的であり、Ｓｉでは、上記のＡｌとＣｒが発揮する効果を共に実現できる。このため、従来は、ＡｌとＣｒを組み合わせて添加することによる上述の効果を確認できていなかったと考えられる。
【００３９】
＜Ｎ：０％超〜０．０１％以下＞
Ｎは、不純物元素であり、Ｎ含有量の下限は０％超とする。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させる。このことから、Ｎ含有量の上限を０．０１％以下に制限する。また、Ｎの含有量が増加すると、溶接時のブローホール発生の原因になる。このことから、Ｎ含有量は低減することが好ましい。Ｎ含有量の下限は、少ない方が望ましく特に定めない。Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製造コストが上昇するので、０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００４０】
＜Ｔｉ：０％〜０．２０％＞
＜Ｎｂ：０％〜０．１０％＞
Ｔｉ、Ｎｂの含有量の下限値は０％である。Ｔｉ、Ｎｂは炭化物を形成し、フェライトを析出強化する元素である。しかしＮｂは０．１０％を超えて添加するとフェライト変態が大幅に遅延し、伸びが劣化してしまう。そのためＮｂ含有量は０．１０％を上限とすることが好ましい。またＴｉは０．２０％を超えて添加するとフェライトが過剰に強化され、高い伸びが得られなくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２０％を上限とすることが好ましい。なお、フェライトを強化するためにはそれぞれＮｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．０２％以上添加するとよい。
【００４１】
＜Ｃｕ：０％〜２．０％＞
＜Ｎｉ：０％〜２．０％＞
＜Ｍｏ：０％〜１．０％＞
＜Ｖ：０％〜０．３％＞
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量の下限値は０％である。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、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、これらのいずれか一種又は二種以上を添加してもよい。Ｃｕ含有量を２．０％超、Ｎｉ含有量を２．０％超、Ｍｏ含有量を１．０％超、Ｖ含有量を０．３％超含有しても上記効果は飽和して製造コストの観点から好ましくない。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．０％以下、Ｎｉ含有量は２．０％以下、Ｍｏ含有量は１．０％以下、Ｖ含有量は０．３％以下とすることが好ましい。なお、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを含有させる場合、その含有量が少なすぎると上記効果を十分に得ることができない。そのため、含有する場合は、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｖ：０．０１％以上とすることが好ましい。
【００４２】
＜Ｍｇ：０％〜０．０１％＞
＜Ｃａ：０％〜０．０１％＞
＜ＲＥＭ：０％〜０．１％＞
Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭの含有量の下限値は０％である。Ｍｇ、Ｃａ及び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。しかし、Ｍｇの含有量を０．０１％超、Ｃａの含有量を０．０１％超、ＲＥＭの含有量を０．１％超含有しても上記効果が飽和して製造コストの観点から好ましくない。従って、必要に応じて、Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭを含有させる場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０１％以下、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とすることが望ましい。なお、非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させるためには、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｃａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上含有するとよい。
【００４３】
＜Ｂ：０％〜０．０１％＞
Ｂ含有量の下限値は０％である。本実施形態においては、上記組成に加え、Ｂを高強度化のために含有してもよい。しかし、Ｂは、含有し過ぎると成形性の劣化を招く場合がある。そのため、Ｂ含有量は、０．０１％を上限とすることが好ましい。なお、高強度化の効果を得るためには、Ｂ：０．０００２％以上含有するとよい。
【００４４】
なお、本実施形態においては、上記元素以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示できる。
また不純物としては、例えば、Ｏは非金属介在物を形成し、品質に悪影響を及ぼすため、Ｏは０．００３％以下に低減するのが望ましい。
また、本実施形態では、上記元素に加え、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので、含有する場合は、０．０５％以下が望ましい。
【００４５】
なお、本実施形態の高強度熱延鋼板は、以上説明した熱延鋼板の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、亜鉛めっき処理後の合金化処理による合金化亜鉛めっき層などの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、Ｚｎ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を含有することで、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、本実施形態の熱延鋼板の優れた耐疲労特性、形状凍結性、穴広げ性を損なうものではない。
【００４６】
またさらに、本実施形態の熱延鋼板は、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よい。これら表面処理層を有していても、本実施形態の熱延鋼板の効果は阻害されることなく十分に得られる。
【００４７】
次に、上述してきた本実施形態の高強度熱延鋼板の製造方法について述べる。
優れた表面性状、耐疲労特性と形状凍結性、高い穴広げ性と強度を有する熱延鋼板を実現するためには、上述してきたように、金属組織が重要である。金属組織は、フェライト分率９０％超９８％以下、マルテンサイト分率２％以上１０％未満、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種もしくは２種以上の残部組織の分率が１％未満であり、フェライトの平均円相当直径を４μｍ以上且つ最大円相当直径を３０μｍ以下、マルテンサイトの平均円相当直径を平均１０μｍ以下且つ最大円相当直径を２０μｍ以下とする。これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
【００４８】
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となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。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。インゴットを室温まで冷却することなく熱延しても良い。あるいは、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。本実施形態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。
【００４９】
本実施形態の表面性状、穴広げ性と形状凍結性に優れ、且つ耐疲労特性に優れる高強度熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
【００５０】
つまり、高強度鋼板を製造するに当たり、上述した所定の鋼板成分に溶製したのち、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、加熱を行い、粗圧延を完了する。得られた粗圧延片に対して、仕上げ圧延の終了温度を８００℃以上９５０℃以下とし、仕上げ圧延完了後から２秒以内に冷却を開始するとともに、６００℃以上７５０℃以下の第１の温度域まで５０℃／秒以上１５０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却を行う。その後に、前記冷却終了温度以下かつ５５０℃以上の第２の温度域において、冷却速度が０℃／秒以上１０℃／秒以下の状態で、２秒以上２０秒以下保持し、次いで、前記冷却終了温度から３００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上にて冷却し、３００℃以下で巻き取る。このことで、表面性状、穴広げ性と形状凍結性に優れ、且つ耐疲労特性に優れる高強度熱延鋼板を製造できる。
【００５１】
仕上げ圧延終了温度は、８００℃以上９５０℃以下とする必要がある。
本実施形態の高強度熱延鋼板は、組織のフェライト分率を９０％超９８％以下とすることで穴広げ性を高めている。しかし、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超の場合、フェライト変態が遅延化してしまい、９０％超のフェライト分率を確保できない。また仕上げ圧延終了温度が８００℃未満の場合、圧延中に変態が起こってしまい、不均質な組織が形成されてしまう。その結果、高い穴広げ性を具備することが難しくなる。したがって仕上げ圧延終了温度は、８００℃以上９５０℃以下とする。好ましくは、仕上げ圧延終了温度は、８２０℃以上９３０℃以下とする。
【００５２】
仕上げ圧延完了後は２秒以内に冷却を開始し、６００℃以上７５０℃以下の第１の温度域まで５０℃／秒以上１５０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却を行う。その後に、前記冷却終了温度以下５５０℃以上の第２の温度域において、冷却速度が０℃／秒以上１０℃／秒以下の状態で、２秒以上２０秒以下保持する。
【００５３】
仕上げ圧延完了後から冷却開始までに２秒超経過した場合、および／または第１の温度域までの平均冷却速度が５０℃／秒未満となる場合、変態前のオーステナイト粒径を粗大化させてしまう。そのため、マルテンサイトの円相当直径を平均１０μｍ以下且つ最大２０μｍ以下とすることができない。加えて、フェライト変態が遅延化するため、９０％超のフェライト分率を確保することも難しくなる。そのため、仕上げ圧延完了後から２秒以内に冷却を開始し、第１の温度域までの平均冷却速度は５０℃／秒以上とする。好ましくは平均冷却速度は７０℃／秒以上とする。一方、第１の温度域までの平均冷却速度を１５０℃／秒以上とすると、パーライト変態を早期化させるため、９０％超のフェライト分率を確保できない。その結果、高い穴広げ性を具備する熱延鋼板を製造することが難しくなる。そのため、第１の温度域までの平均冷却速度は１５０℃／秒未満とし、好ましくは１３０℃／秒以下とする。
【００５４】
また、第１の温度域の上限温度が７５０℃超の場合、および／または、第２の温度域での保持時間（冷却時間）が２秒未満の場合も、９０％超のフェライト分率を確保できない。そのため、第１の温度域は７５０℃以下とし、第２の温度域での保持時間は２秒以上とする。好ましい上限温度は７２０℃以下であり、保持時間は５秒以上である。但し、保持時間が２０秒を超えると、パーライトが生成するため、マルテンサイト分率を２％以上確保できない。そのため、第２の温度域の保持時間は２０秒以下とし、好ましくは１５秒以下とする。
【００５５】
更に、第１の温度域の下限温度が６００℃未満の場合、フェライトの円相当直径を平均４μｍ以上、且つ最大３０μｍ以下とすることができず、形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板の製造ができない。そのため、第１の温度域の下限温度は６００℃以上とする。好ましい第１の温度域の下限温度は、６５０℃以上である。
【００５６】
以上のことから、仕上げ圧延完了後の冷却は２秒以内に開始し、かつ６００℃以上７５０℃以下の第１の温度域まで５０℃／秒以上１５０℃／秒未満の冷却速度で冷却を行い、更にその後、前記冷却終了温度以下５５０℃以上の第２の温度域において、冷却速度０℃／秒以上１０℃／秒以下の状態で、２秒以上２０秒以下保持することが重要である。
【００５７】
次に、第２の温度域で保持（冷却）した後は、保持（冷却）終了温度から３００℃間を平均冷却速度５０℃／秒以上にて冷却する。第２の温度域で保持（冷却）終了温度から３００℃間の平均冷却速度が５０℃／秒未満になると、ベイナイト変態を回避できず、マルテンサイト分率を２％以上確保できず、優れた疲労特性が得られない。好ましくは、保持（冷却）終了温度から３００℃間の平均冷却速度を６０℃／秒以上とする。なお、保持（冷却）終了温度から３００℃間の平均冷却速度の上限は特に限定しないが、フェライトへの歪導入回避の観点から、１００℃／秒以下とすることが好ましい。
【００５８】
熱延鋼板を冷却した後の巻取りは３００℃以下で行う必要がある。これは、金属組織の第二相をマルテンサイト変態させるためである。巻取温度が３００℃超だとベイナイトが生成するため、マルテンサイトを２％以上確保できず、優れた疲労特性が得られない。好ましくは、巻取温度を２７０℃以下とする。
【００５９】
以上によって、本実施形態の高強度熱延鋼板を製造できる。
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を行ってもよい。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。
【００６０】
また、巻き取り後、必要に応じて、亜鉛めっき処理を行ってもよい。例えば、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、亜鉛めっき処理後の合金化処理による合金化亜鉛めっき層を形成してもよい。
【００６１】
さらに、熱延鋼板の表面に、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を形成してもよい。
【実施例】
【００６２】
以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について更に説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００６３】
実施例として、表１に示したＡからＩまでの本発明の成分組成を満たす鋼（発明鋼）、ａからｆまでの本発明の成分組成を満たさない鋼（比較鋼）を用いて検討した結果について説明する。【００６４】
発明鋼、比較鋼ともに、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、粗圧延した。その後、得られた粗圧延片に対して、表２に示す条件で熱間圧延を施し、表２に示す条件で冷却、空冷及び巻き取りを行い、いずれも板厚３．４ｍｍの熱延鋼板とした。
なお、一部の熱延鋼板に対しては、酸洗前に圧下率０．３％以上２．０％以下の範囲内のスキンパス圧延を施した。【００６５】
その後、得られた鋼板Ａ−１〜Ｉ−１、ａ−１〜ｆ−１において、以下の特性を評価した。【００６６】
圧延方向に垂直な方向にＪＩＳ５号試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を実施し、降伏応力（ＹＰ）、引張最大強度（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）を得た。なお、引張試験で引張最大応力が５９０ＭＰａ以上であるものを「高強度」なものとして評価した。また、降伏比が８０％以下であるものを「形状凍結性に優れる」ものとして評価した。【００６７】
穴広げ値（λ）は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法によって測定を実施した。なお、穴広げ値λが８０％以上であったものを「穴広げ性に優れる」ものとして評価した。【００６８】
疲労限度比は、平面曲げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行い、２×１０６回での疲労強度を鋼板の引張最大強度ＴＳで除した値として算出した。平面曲げ疲労試験片として、図２に示すような長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍ、板厚ｔが圧延ままであるものを用いた。
なお、疲労限度比が０．４５以上であるものを「耐疲労特性に優れる」ものとして評価した。【００６９】
また、鋼鈑の表面性状を評価するために、鋼板表面にＳｉスケール模様が形成されているか否か目視で観察した。【００７０】
また、本発明に係る熱延鋼板の成形性（加工性）は、前記引張試験によって得られた伸び（Ｅｌ）が２４％以上のものと良好であるとして評価した。【００７１】
表３に示す一部の熱延鋼板に関しては、熱延鋼板を６６０〜７２０℃に加熱し、溶融亜鉛めっき処理を行って溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした後、材質試験を実施した。あるいは、溶融亜鉛めっき処理後に５４０〜５８０℃での合金化熱処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした後、材質試験を実施した。表３中の「ＨＲ」はめっき処理を施さなかった熱延ままのものを表す。【００７２】
ミクロ組織観察に関しては、上述の手法にて実施し、各組織の体積率（分率）、フェライトおよびマルテンサイトの平均円相当直径ならびに最大円相当直径を測定した。なお、表中の「残部組織分率」は、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトのうち１種または２種以上からなる組織の体積率を示す。また、表中の「残部組織分率」において、“＜１”との表記は、残部組織分率の測定結果が１％未満であって、極微量の残部組織を含んでいたものを表している。
以上の結果を表３に記す。【００７３】
本発明の条件を満たす鋼板のみ、表面性状、形状凍結性に優れ、且つ穴広げ性と耐疲労特性に優れ、且つ高い強度を得られた。【００７４】
一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃以上となる鋼Ａ−３では、フェライト変態が遅延化する。このため、その他の熱延条件を本発明の範囲としたとしても、組織分率を本発明の範囲とすることが出来ず、伸びや疲労特性に劣り、形状凍結性が悪かった。
鋼Ａ−４は、仕上げ圧延完了から冷却開始までの時間が２秒超である。このため、オーステナイト粒径が粗大化しすぎてしまい、更にフェライト変態が遅延化することから、得られるマルテンサイトの平均円相当直径が大きくなるため、穴広げ性が劣化した。
鋼Ａ−５は、仕上げ圧延後冷却開始から第１の温度域迄の平均冷却速度が小さい。このため、フェライト変態を促進できず、オーステナイト中にＣを濃化できないため、その後の冷却でうまく焼きが入らず、粗大第二相が生成した。そのため、疲労特性と形状凍結性が劣化した。【００７５】
鋼Ｂ−２は、第１の温度域の設定温度が低すぎてしまい、フェライトの平均円相当直径を４μｍ以上とすることができず、伸びと形状凍結性に劣る。
鋼Ｂ−３は、第２の温度域の保持（冷却）時間が２秒未満であり、フェライト生成量を十分に確保できず、オーステナイト中にＣを濃化できない。そのため、その後の冷却でうまく焼きが入らず、粗大第二相が生成した。このため、疲労特性と形状凍結性が劣化した。【００７６】
鋼Ｃ−２は、仕上げ圧延終了温度が７９６℃と低く、圧延中にフェライト変態が起こる。このために、２相域圧延となり、組織が不均一となり、フェライトの最大円相当粒径が３０μｍ超となった。このため、穴広げ性が劣化した。【００７７】
鋼Ｅ−２は、第２の温度域での保持終了温度から３００℃迄の平均冷却速度が３８℃／秒と遅く、第二相組織に焼きが入らず、マルテンサイトを得られないため、疲労特性に劣る。
鋼Ｅ−３は、巻き取り温度が３１１℃と高く、第二相組織にマルテンサイトを得られない。このため強度に劣り、更に疲労特性と形状凍結性に劣る。
鋼Ｇ−２は、仕上げ圧延後冷却開始から第２の温度域での冷却開始までの平均冷却速度が１６９℃／秒と大きく、鋼板に部分的な過冷却をもたらす。このために、所望の組織を得られず、穴広げ性が劣化した。【００７８】
また、鋼Ａ−２、Ｈ−１、Ｉ−１で示すように、溶融亜鉛めっき処理、あるいは、溶融亜鉛めっき処理および合金化熱処理を行ったとしても、本発明の材質が確保できる。【００７９】
一方、鋼板成分が本発明の範囲を満たさない鋼ａ〜ｆは、鋼板表面にＳｉスケールを有さず、加えて５９０ＭＰａ以上の引張最大強度と、８０％以上の降伏比、２４％以上の伸び、８０％以上の穴広げ性、加えて０．４５以上の疲労限度比を具備する高強度熱延鋼板を製造することが出来ない。
鋼ｇはＣ（炭素）を本発明の範囲より少なくした試料であるが、表３に示すようにマルテンサイトを確保することができず、鋼ｈはＭｎを本発明の範囲より多くした試料であるが、表３に示すようにマルテンサイト分率が過剰となった。鋼ｋは本発明の範囲よりＣｒを多くした試料であるが、表３に示すようにマルテンサイト分率が過剰となった。鋼ｌは本発明の範囲よりＡｌの量が少なく表３に示すようにフェライトが不足し、鋼ｍは本発明の範囲よりＡｌの量が多いため、表３に示すように穴広げ性が劣化した。【００８０】
【表１】
2016043273.tif 000003
【００８１】
【表２】
2016043273.tif 000004
【００８２】
【表３】
2016043273.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明によれば、表面にＳｉスケール模様を有さず、つまり表面性状に優れ、かつ耐疲労特性、形状凍結性、穴広げ性に優れた熱延鋼板を提供できる。
また、本発明の熱延鋼板を使用すれば、プレス成形時等の加工が容易となり、高意匠性を具備した自動車の足回り部品等の製造が可能となる。そのため、本発明の熱延鋼板は、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
2016043273.tif 000006
【図２】
2016043273.tif 000007
【国際調査報告】
2016043273.tif 000008
2016043273.tif 000009
2016043273.tif 000010
2016043273.tif 000011