(57)【要約】  所定の成分組成とし、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％以上で、かつ粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が10％以下であり、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が、下部組織として平均幅が1.0μm以下のラスを有し、ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合が80％以上であり、かつ該ラス内部およびラス境界に平均粒子径が20nm以下のMC型炭化物が分散析出した、組織とし、さらに、平均転位密度を1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下とする。
2016157896.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.03％以上0.20％以下、    Si：0.4％以下、
Mn：0.5％以上2.0％以下、     P：0.03％以下、
S：0.03％以下、              Al：0.1％以下、
N：0.01％以下および          Ti：0.03％以上0.15％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と、
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％以上で、かつ粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が10％以下であり、
前記焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が、下部組織として平均幅が1.0μm以下のラスを有し、該ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合が80％以上であり、かつ該ラス内部およびラス境界に平均粒子径が20nm以下のMC型炭化物が分散析出した、組織とを有し、
平均転位密度が1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下である、熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成として、さらに質量％で、
V：0.01％以上0.3％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下および
Mo：0.01％以上0.3％以下
のうちの少なくとも一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成として、さらに質量％で、
B：0.0002％以上0.010％以下、
を含有する、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成として、さらに質量％で、REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、ZnおよびCsのうちの一種または二種以上を合計で1.0％以下含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱延鋼板であって、その表面にめっき層を有する、熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、前記鋼板を酸洗し、その後連続焼鈍する連続焼鈍工程とを有し、
前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下、前記仕上げ圧延終了後、500℃までの平均冷却速度を30℃/s以上、巻取温度を500℃以下とし、
前記連続焼鈍工程では、
前記鋼板の最高加熱温度を700℃以上（A3点+A1点）/2以下とし、
前記鋼板を前記最高加熱温度まで加熱する際の鋼板温度が600℃以上700℃以下である時間を20秒以上1000秒以下とし、
鋼板温度が700℃超である時間を200秒以下とし、
前記鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度を8℃/s以上25℃/s以下とし、該冷却停止後、470℃以上530℃以下の温度域での保持時間を10秒以上とする、熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記連続焼鈍工程後に、めっき処理を施す工程をさらにそなえる、請求項６に記載の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、自動車を初めとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた伸びフランジ性と打抜き性を兼備し、さらには製造安定性にも優れる熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球環境保全の観点からCO2排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが、自動車業界においては常に重要な課題とされている。自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。例えば、肉厚の鋼板を使用することの多い自動車の足回り部品では、高強度化による薄肉化によって、大幅な軽量化が期待できる。【０００３】
一般に、ロアアームなどの自動車足回り部品は、バーリング加工によって成形されるため、優れた伸びフランジ性を有する鋼板が要求される。強度と加工性を兼ね備えた熱延鋼板に関しては、数多くの研究開発が為され、各種技術が提案されている。例えば、金属組織を実質的にフェライト単相とし、フェライト相の粒内に微細炭化物を析出させることにより、高い引張強度と優れた伸びフランジ性を両立できることが知られている。【０００４】
このような技術として、特許文献１には、鋼板組織を転位密度が低い加工性に優れたフェライト単相組織とし、さらに、フェライト中に微細炭化物を分散析出させて析出強化することにより、熱延鋼板の伸びフランジ性を維持したまま、強度を向上させた鋼板が開示されている。【０００５】
一方で、通常バーリング加工は所定の形状に打ち抜かれた鋼板を用いて行われる。実際の部品量産製造時には、連続プレスによる金型の温度上昇や金型の摩耗により部品打抜きのクリアランスが変化することが常であり、クリアランス変動があった場合に打抜き端面に割れ、欠け等の不具合が生じる場合がある。このような理由によって、打抜き条件の変動に対して常に優れた打抜き性を有する鋼板が求められている。【０００６】
このような鋼板として、例えば特許文献２には、ベイナイト相を体積率で92％超とし、かつベイナイトラスの平均間隔0.60μm以下とし、かつ全Fe系炭化物のうち粒内に析出したFe系炭化物の個数比率を10％以上とすることにより、量産打抜き性を向上させた高強度熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開2012−26034号公報
【特許文献２】特開2014−205888号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１に記載された鋼板では、高強度と優れた伸びフランジ性が両立される。しかし、鋼板組織を実質的にフェライト単相としたために鋼板の打抜き時に、ボイドの起点となる介在物がほとんど存在しない。このため、特許文献１に記載された鋼板では、クリアランスや板押さえ等の条件が変動した際に、打抜き端面に荒れが生じるおそれがある。【０００９】
また、特許文献２に記載された鋼板では、熱間圧延条件を制御することにより所定のベイナイトを主体とする鋼板組織とし、これにより優れた打抜き性を得ている。しかしながら、かようなベイナイト組織は巻取温度の変動に対して引張強さなどの機械特性が変動しやすい特徴がある。一般に、熱間圧延後の冷却においてコイルの全長全幅にわたって鋼板温度を均一とすることは容易ではない。このため、特許文献２に記載された鋼板では、鋼板の機械特性のばらつきが大きくなって、製造安定性が低下するおそれがある。【００１０】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた伸びフランジ性と打抜き性を兼備し、さらには製造安定性にも優れる熱延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、加工性、特には伸びフランジ性を維持しつつ鋼板を高強度化し、さらには打抜き性に優れ、かつ製造条件の変動に対する機械特性のばらつきを抑制できる方法について鋭意検討した。
前述したように、鋼板の伸びフランジ性を向上させるためには、金属組織内の強度を均一化することが有効である。このような手法としては、フェライト単相組織として固溶強化や析出強化によって高強度化する手法や、ベイナイト単相組織として組織強化によって高強度化する手法が考えられる。しかしながら、フェライト単相組織の鋼板では、鋼板を打抜くにあたり、ボイドの起点となる介在物がほとんど存在しないために、クリアランスや板押さえ等の条件が変動した際に打抜き端面に荒れが生じるおそれがある。【００１２】
一方で、ベイナイト単相組織の鋼板は、優れた伸びフランジ性を有する。また、ベイナイト単相組織の鋼板は、ベイナイト組織中に多数のFe系炭化物が存在し、これが打抜き時にボイドの起点となるために、優れた打抜き性も兼備する。しかしながら、ベイナイト組織は変態温度によって強度等の機械特性が大きく変動するため、巻取温度等の熱間圧延条件の変動に対する機械特性のばらつきが大きくなることが懸念される。【００１３】
そこで、本発明者らは、ベイナイト、さらにはマルテンサイトを主体とした組織に焼戻し処理を加えることで熱間圧延条件の変動の影響を緩和することを考えた。
一般に、ベイナイトまたはマルテンサイト組織に焼戻し処理を加えることによって、熱間圧延条件が変化することによる機械特性のばらつきは大幅に低減するが、同時に鋼板強度が大幅に低下してしまう。また、焼戻しベイナイトあるいは焼戻しマルテンサイト相中のFe系炭化物の形態は焼鈍条件によって変化するため、焼鈍条件によっては必ずしも打抜き性に優れた鋼板とはならない。【００１４】
このため、本発明者らは、ベイナイト、さらにはマルテンサイトを主体とした組織に焼戻し処理を加えるにあたり、上記したような鋼板強度の低下を抑制し、かつ優れた伸びフランジ成形性と打抜き性とを兼備させる手法について鋭意検討を重ねた。
その結果、ラス内部およびラス境界にTiCなどのMC型炭化物を分散析出させることにより、焼鈍時におけるラスの粗大化、さらには回復によるラスの消滅が抑制され、焼鈍後においても高い鋼板強度を維持できることを知見した。加えて、ラス内部およびラス境界に析出しているFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合を一定以上確保することで、優れた打抜き性が得られることを知見した。
そして、発明者らはさらに検討を重ね、特にTiを0.03％以上添加し、焼鈍工程における熱履歴を適正化することにより、安定的に鋼板組織を前記の組織とすることが出来ることを知見するに至った。
なお、MC型炭化物とは、M元素（M元素としては、TiやNb、V、Moなどが挙げられる。）とCの原子比が概ね１：１となる、TiCやNbC、VC、(Ti,Mo)Cなどの炭化物である。ここで、M元素は一種類である必要はなく、複数の金属元素が含まれた複合炭化物でもよい。また、Nを含有した炭窒化物および複合炭窒化物でもよい。【００１５】
また、本発明者らは、さらに鋭意検討を重ね、焼鈍工程における最高加熱温度から室温まで冷却する際の熱履歴を適切に制御することで、焼戻しマルテンサイト相および焼戻しベイナイト相以外の残部組織、特にマルテンサイト相、粗大パーライト相および残留オーステナイト相の生成が抑制され、これにより、高強度と優れた打抜き性に加え、優れた伸びフランジ性をも兼備できることを知見するに至った。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。【００１６】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
C：0.03％以上0.20％以下、    Si：0.4％以下、
Mn：0.5％以上2.0％以下、     P：0.03％以下、
S：0.03％以下、              Al：0.1％以下、
N：0.01％以下および          Ti：0.03％以上0.15％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と、
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％以上で、かつ粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が10％以下であり、
前記焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が、下部組織として平均幅が1.0μm以下のラスを有し、該ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合が80％以上であり、かつ該ラス内部およびラス境界に平均粒子径が20nm以下のMC型炭化物が分散析出した、組織とを有し、
平均転位密度が1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下である、熱延鋼板。【００１７】
２．前記組成として、さらに質量％で、
V：0.01％以上0.3％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下および
Mo：0.01％以上0.3％以下
のうちの少なくとも一種または二種以上を含有する、前記１に記載の熱延鋼板。【００１８】
３．前記組成として、さらに質量％で、
B：0.0002％以上0.010％以下、
を含有する、前記１または２に記載の熱延鋼板。【００１９】
４．前記組成として、さらに質量％で、REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、ZnおよびCsのうちの一種または二種以上を合計で1.0％以下含有する、前記１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。【００２０】
５．前記１〜４のいずれか一項に記載の熱延鋼板であって、その表面にめっき層を有する、熱延鋼板。【００２１】
６．前記１〜４のいずれか一項に記載の組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、前記鋼板を酸洗し、その後連続焼鈍する連続焼鈍工程とを有し、
前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下、前記仕上げ圧延終了後、500℃までの平均冷却速度を30℃/s以上、巻取温度を500℃以下とし、
前記連続焼鈍工程では、
前記鋼板の最高加熱温度を700℃以上（A3点+A1点）/2以下とし、
前記鋼板を前記最高加熱温度まで加熱する際の鋼板温度が600℃以上700℃以下である時間を20秒以上1000秒以下とし、
鋼板温度が700℃超である時間を200秒以下とし、
前記鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度を8℃/s以上25℃/s以下とし、該冷却停止後、470℃以上530℃以下の温度域での保持時間を10秒以上とする、熱延鋼板の製造方法。【００２２】
７．前記連続焼鈍工程後に、めっき処理を施す工程をさらにそなえる、前記６に記載の熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた伸びフランジ性と打抜き性を兼備し、かつ製造条件の変動に対する機械特性のばらつきを抑制した熱延鋼板が得られる。これにより、熱延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が下部組織としてラスを有し、このラス内部およびラス境界に、Fe系炭化物が析出するとともに、MC型炭化物が分散析出した組織の一例を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明の熱延鋼板における成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
【００２６】
C：0.03％以上0.20％以下
Cは、鋼の強度を向上させ、熱間圧延時にベイナイトおよびマルテンサイトの生成を促進する。そのため、本発明では、C含有量を0.03％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.20％を超えると、炭素当量が過剰に大きくなり鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、C含有量を0.03％以上0.20％以下とする。好ましくは、0.04％以上0.18％以下であり、より好ましくは0.05％超0.15％以下である。
【００２７】
Si：0.4％以下
Siは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有される。しかしながら、Si含有量が0.4％を超えると、熱処理時に鋼板表面に酸化物を形成し、めっき密着性の悪化の原因となる。したがって、Si含有量を0.4％以下とする。好ましくは0.3％以下、より好ましくは0.2％以下である。なお、Siは不純物レベルまで添加量を削減してもよく、O％であってもよい。
【００２８】
Mn：0.5％以上2.0％以下
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Mnは、焼入れ性の向上により熱間圧延時にベイナイトおよびマルテンサイト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0.5％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.0％を超えると、オーステナイトが過度に安定となり鋼板中にマルテンサイトや残留オーステナイトを過度に含む組織となる。そのため、伸びフランジ性が劣化する。したがって、Mn含有量を0.5％以上2.0％以下とする。なお、好ましくは0.8％以上1.8％以下、より好ましくは1.0％以上1.7％以下である。
【００２９】
P：0.03％以下
Pは、粒界に偏析して伸びを低下させ、加工時に割れを誘発し、さらには耐衝撃性を劣化させる有害な元素である。したがって、P含有量を0.03％以下とする。ただし、過度の脱Pは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、P含有量を0.002％以上とすることが好ましい。
【００３０】
S：0.03％以下
Sは、鋼中にMnSやTiSとして存在して熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長する。また、Sは、加工中にもボイドの発生の起点となるため、伸びフランジ性を低下させる。そのため、S含有量を極力低減することが好ましく、0.03％以下とする。好ましくは0.01％以下である。ただし、過度の脱Sは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、S含有量は0.0002％以上とすることが好ましい。
【００３１】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸材として作用する元素である。このような効果を得るためにはAlを0.01％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Alが0.1％を超えると、鋼板中にAl酸化物として残存し、Al酸化物が凝集して粗大化し易くなり、伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Al含有量を0.1％以下とする。
【００３２】
N：0.01％以下
Nは、鋼中に粗大なTiNとして存在し、熱延鋼板の打抜き加工時に粗大なボイドの発生を助長する。また、Nは、加工中にも粗大なボイドの発生の起点となるため、伸びフランジ性を低下させる。このため、N含有量を極力低減することが好ましく、0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。ただし、過度の脱Nは精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、N含有量は0.0005％以上とすることが好ましい。
【００３３】
Ti：0.03％以上0.15％以下
Tiは、MC型炭化物を形成して焼鈍工程におけるラス粗大化抑制を図り、鋼板を高強度化するうえで必要不可欠な元素である。また、MC型炭化物は析出強化により、鋼板の強度を高める。ここで、Ti含有量が0.03％未満であると、これらの効果を十分に得ることが出来ない。このため、ラスの粗大化および析出量低下により鋼板強度が低下し、所望の鋼板強度（引張強さ：780MPa以上）を得ることが困難となる。一方、Ti含有量が0.15％を超えると、中央偏析が顕著となり打抜き性劣化の原因となる。したがって、Ti含有量を0.03％以上0.15％以下とする。好ましくは0.04％以上0.14％以下、さらに好ましくは0.05％以上0.13％以下である。
【００３４】
以上、基本成分について説明したが、本発明の熱延鋼板では、さらなる高強度化を目的として、必要に応じてV：0.01％以上0.3％以下、Nb：0.01％以上0.1％以下およびMo：0.01％以上0.3％以下のうちの少なくとも一種または二種以上を含有することができる。
【００３５】
V：0.01％以上0.3％以下
Vは、MC型炭化物を形成して、Ti同様に、焼鈍工程におけるラス粗大化抑制および析出強化により、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Vを0.01％以上含有する必要がある。一方、V含有量が0.3％を超えると、中央偏析が顕著となり打抜き性劣化の原因となる。したがって、V含有量を0.01％以上0.3％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.2％以下であり、さらに好ましくは0.01％以上0.15％以下である。なお、Vは、単独でMC型炭化物を形成する場合もあれば、TiやNb、Moとの複合炭化物を形成する場合もある。これらの炭化物組成は、発明の効果になんら影響をおよぼすものではない。
【００３６】
Nb：0.01％以上0.1％以下
Nbは、MC型炭化物を形成して、Ti同様に、焼鈍工程におけるラス粗大化抑制および析出強化により、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Nbを0.01％以上含有する必要がある。一方、Nbを0.1％を超えて過剰に添加しても熱間圧延時に加熱炉で固溶しないために効果が飽和し、いたずらに合金コストを高くする原因となる。したがって、Nb含有量を0.01％以上0.1％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.08％以下であり、さらに好ましくは0.01％以上0.06％以下である。なお、Nbは、単独でMC型炭化物を形成する場合もあれば、TiやV、Moとの複合炭化物を形成する場合もある。これらの炭化物組成は、発明の効果になんら影響をおよぼすものではない。
【００３７】
Mo：0.01％以上0.3％以下
Moは、Tiと複合添加することによりMC型複合炭化物を形成して、Tiと同様に、焼鈍工程におけるラス粗大化抑制および析出強化により、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Moを0.01％以上含有する必要がある。一方、Mo含有量が0.3％を超えると、中央偏析が顕著となり打抜き性劣化の原因となる。したがって、Mo含有量を0.01％以上0.3％以下とすることが好ましい。なお、Moは、NbやVとの複合炭化物を形成する場合もあるが、これらの炭化物組成は、発明の効果になんら影響をおよぼすものではない。
【００３８】
また、本発明の熱延鋼板では、熱間圧延時における焼入れ性の向上を目的として、必要に応じてB：0.0002％以上0.010％以下を含有することができる。
【００３９】
B：0.0002％以上0.010％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・成長を抑制することで焼入れ性を向上させ、ベイナイトおよびマルテンサイトの生成を促進する元素である。これらの効果を得るためには、B含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、B含有量が0.010％を超えると、硬質な鉄ホウ化物を形成し伸びフランジ性劣化の原因となる。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0002％以上0.010％以下とすることが好ましい。また、0.0002％以上0.0050％以下とすることがより好ましく、0.0004％以上0.0030％以下とすることがさらに好ましい。
【００４０】
さらに、本発明の熱延鋼板は、上記した組成に加えてさらに、REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、ZnおよびCsのうちの一種または二種以上を合計で1.0％以下含有してもよい。
なお、上記以外の成分は、Feおよび不可避不純物である。
【００４１】
次に、本発明の熱延鋼板における組織の限定理由について説明する。
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和：70％以上
本発明の熱延鋼板では、高強度と優れた打抜き性を兼備する焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを主体とした組織とする。ここで、焼戻しベイナイト相と焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％未満であると、所望の高強度と打抜き性を兼備した熱延鋼板が得られない。なお、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイトの分率を個別に定義しないのは、焼鈍後の焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは区別できない組織となるためである。また、このことは熱間圧延時の製造条件が変動した際にも焼鈍後の機械特性のばらつきを抑えることが出来る大きな要因である。したがって、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和は、70％以上とする。好ましくは75％以上、より好ましくは80％以上である。また、焼戻しベイナイト相と焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和は100％であってもよい。
【００４２】
粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和：10％以下
上記したように、本発明の熱延鋼板では、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを主体とした組織となり、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト以外の残部組織としては、Fe系炭化物、粗大パーライト、微細パーライト、疑似パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等があげられる。これらの組織のうち、特に粗大パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトが金属組織中に存在する場合、伸びフランジ性が顕著に劣化する。したがって、粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和は10％以下とする。なお、好ましくは8％以下、より好ましくは5％以下である。また、0％であってもよい。
ここで、粗大パーライトとはラメラ間隔が0.2μm以上のもの、微細パーライトとはラメラ間隔が0.2μm未満のもの、疑似パーライトとはパーライトラメラが明瞭に観察されないものとする。なお、ラメラ間隔は、走査型電子顕微鏡による組織観察により求めることができる。
【００４３】
また、焼戻しベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相、粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相以外の残部組織としては、例えばフェライト相や疑似パーライト相、微細パーライト相が挙げられる。なお、かような残部組織は、合計の面積率で30％以下であれば許容できる。
【００４４】
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が下部組織として有するラスの平均幅：1.0μm以下
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相による高強度化のためには、これらの下部組織として、平均幅：1.0μm以下の微細なラスを有することが重要である。図１に、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が下部組織としてラスを有し、このラス内部およびラス境界に、Fe系炭化物が析出するとともに、MC型炭化物が分散析出した組織の一例を示す模式図を示す。ここで、ラスが回復により消失したり、ラスの平均幅が1.0μmを超える場合、所定の高強度を達成できなくなる。したがって、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が下部組織として有するラスの平均幅は、1.0μm以下とする。好ましくは0.8μm以下である、より好ましくは0.6μm以下である。また、下限については特に限定されるものではないが、通常、0.1μm程度である。
【００４５】
ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合：80％以上
図１に示すようにラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物は、打抜き時にボイドの起点となることにより打抜き性の改善に寄与する。特に、アスペクト比が5以下のFe系炭化物はこの効果が大きく、その割合を80％以上とすることで優れた打抜き性を発現することができる。したがって、ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合を80％以上とする。好ましくは85％以上である。なお、上限については特に限定されるものではなく、100％であってもよい。
ここで、Fe系炭化物とは、θ炭化物（セメンタイト）やε炭化物である。炭化物中に合金元素が固溶していてもよい。また、アスペクト比は、ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物の長径と短径の長さの比とする。
【００４６】
ラス内部およびラス境界に分散析出したMC型炭化物の平均粒子径：20nm以下
図１に示すようにラス内部およびラス境界に微細に分散析出したMC型炭化物は、鋼板の焼鈍時に、ピン止め効果によりラスの粗大化を抑制し、さらには回復によるラスの消滅を抑制することで、高強度化に寄与する。しかしながら、MC型炭化物の平均粒子径が20nmを超える場合、ピン止めに寄与するMC型炭化物の粒子数が不足してピン止め効果が不十分となり、鋼板強度が低下する。一方で、MC型炭化物の平均粒子径が20nm以下である場合、十分な数のMC型炭化物がピン止め効果を発揮し、鋼板強度の低下を抑制する。したがって、焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相のラス内部およびラス境界に分散析出するMC型炭化物の平均粒子径は、20nm以下とする。好ましくは15nm以下である。下限については特に限定されるものではないが、通常1nm程度である。ただし、粒子径が50nmを超えるMC型炭化物の割合は10％以下とすることが好ましい。
【００４７】
また、本発明の熱延鋼板では、平均転位密度を以下の範囲とすることが重要である。
平均転位密度：1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下
本発明の熱延鋼板では、ベイナイトおよびマルテンサイト組織を有する鋼板を焼戻すことによって、熱間圧延条件の変動に対するばらつきを低減している。ここに、焼鈍後の鋼板の平均転位密度が5.0×1015m-2を超える場合、鋼板の焼戻しが不十分であり熱間圧延条件の変動の影響を十分に緩和することができない。一方で、十分に焼戻された場合においても、通常、平均転位密度は1.0×1014m-2以上である。したがって、平均転位密度は1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下とする。好ましくは1.0×1014m-2以上2.0×1015m-2以下である。
【００４８】
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、上記した成分組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、前記鋼板を酸洗し、その後連続焼鈍する連続焼鈍工程とを有し、
前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下、前記仕上げ圧延終了後、500℃までの平均冷却速度を30℃/s以上、巻取温度を500℃以下とし、
前記連続焼鈍工程では、
前記鋼板の最高加熱温度を700℃以上（A3点+A1点）/2以下とし、
前記鋼板を前記最高加熱温度まで加熱する際の鋼板温度が600℃以上700℃以下である時間を20秒以上1000秒以下とし、
鋼板温度が700℃超である時間を200秒以下とし、
前記鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度を8℃/s以上25℃/s以下とし、該冷却停止後、470℃以上530℃以下の温度域での保持時間を10秒以上とするものである。また、前記連続焼鈍工程後に、めっき処理を施す工程をさらにそなえてもよい。
【００４９】
なお、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、生産性等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
【００５０】
また、上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すが、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域で加熱する。粗圧延前の鋼素材がオーステナイト単相域で加熱されていないと、鋼素材中に存在するTi炭化物等の再溶解が進行せず、熱間圧延後の焼鈍においてMC型炭化物の微細析出が行われない。したがって、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域、好ましくは1150℃以上に加熱する。加熱温度の上限については特に規定は無いが、加熱温度が必要以上に高くなると、スラブ表面の酸化による歩留まり低下が顕著となるため、通常、加熱温度は1350℃以下である。なお、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材（スラブ）がオーステナイト単相域の温度となっている場合には、鋼素材を加熱することなく、或いは短時間加熱後、直送圧延してもよい。
【００５１】
次に、熱間圧延工程における製造条件の限定理由について説明する。
仕上げ圧延温度：850℃以上1000℃以下
仕上げ圧延温度が低くなると、圧延後の冷却においてフェライト変態が促進されるため、熱間圧延後に得られる熱延鋼板のベイナイトおよびマルテンサイト分率が低下する。その結果、焼鈍後に所定の焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト分率を得ることが出来なくなる。そのため、仕上げ圧延出側の温度は850℃以上とする必要があり、好ましくは880℃以上である。また、仕上げ圧延温度が1000℃を超える場合、鋼板の表面性状が劣化する。このため、仕上げ圧延温度の上限は1000℃以下とする。好ましくは970℃以下である。なお、上記の仕上げ圧延温度を含む、巻取温度などの各温度は、鋼板表面の温度である。
【００５２】
仕上げ圧延終了後、500℃までの冷却速度：30℃/s以上
仕上げ圧延後に鋼板を冷却するにあたり、冷却速度が不十分な場合にはフェライトを十分に抑制することが出来ず、熱間圧延後に得られる熱延鋼板のベイナイトおよびマルテンサイト分率が低下する。その結果、焼鈍後に所定の焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト分率を得ることが出来なくなる。そのため、仕上げ圧延終了後、500℃までの冷却速度は、30℃/s以上とする必要がある。好ましくは50℃/s以上である。なお、冷却速度の上限については特に限定されるものではないが、通常300℃/s程度である。
【００５３】
巻取温度：500℃以下
巻取温度の適正化は、熱間圧延後の鋼板組織をコントロールするうえで重要である。巻取温度が500℃を超えると、ベイナイトのラス幅が大きくなるため、焼鈍後の焼戻しベイナイトのラス幅を所定の値とすることができない。一方で、巻取温度の下限は特に限定されるものではないが、巻取温度を過剰に低くした場合冷却コストがいたずらにかさむだけである。このため、巻取温度は0℃以上とすることが好ましい。より好ましくは200℃以上である。
【００５４】
上記した熱間圧延工程後、熱延鋼板を酸洗し、連続焼鈍する連続焼鈍工程を行う。以下、この連続焼鈍工程における製造条件の限定理由について説明する。
鋼板の最高加熱温度：700℃以上（A3点+A1点）/2以下
連続焼鈍工程における鋼板の最高加熱温度の適正化は、焼鈍による熱間圧延時の製造条件変動の影響を十分に低減し、かつ所望の高強度を達成するうえで重要である。鋼板の最高加熱温度が700℃未満であると、ベイナイトおよびマルテンサイト中の転位密度を適正範囲にコントロールすることが困難であり、このために熱間圧延時の製造条件変動の影響を十分に低減できない。加えて、鋼板の加熱温度が700℃未満の場合では、ラス内部およびラス間のFe系炭化物のアスペクト比が大きくなり易く、アスペクト比が5以下のFe系炭化物の割合を所望の範囲とすることが困難である。一方、鋼板の最高加熱温度が（A3点+A1点）/2を超えると、MC型炭化物の粗大化が顕著に起こることからベイナイトおよびマルテンサイト中のラスの粗大化を十分に抑制できなくなる。また、オーステナイト化が促進されることにより、ベイナイトおよびマルテンサイト分率が低下し、所望の焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト分率とすることが出来なくなる。したがって、連続焼鈍工程における鋼板の最高加熱温度は700℃以上（A3点+A1点）/2以下とする。なお、好ましくは700℃以上｛（A3点+A1点）/2｝−10℃以下である。
なお、A1点およびA3点は次式により算出することができる。
A1点＝751−26.6×[%C]＋17.6×[%Si]−11.6×[%Mn]＋22.5×[%Mo]＋
233×[%Nb]−39.7×[%V]−57×[%Ti]−895×[%B]−169×[%Al]
A3点＝937−476.5×[%C]＋56×[%Si]−19.7×[%Mn]＋38.1×[%Mo]＋
124.8×[%V]＋136.3×[%Ti]−19×[%Nb]+3315×[%B]
ここで、[%X]はX元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００５５】
鋼板を最高加熱温度まで加熱する際の鋼板温度が600℃以上700℃以下である時間：20秒以上1000秒以下
鋼板を最高加熱温度まで加熱するにあたり、加熱熱履歴を適切に制御することは所望の高強度と優れた打抜き性を鋼板に付与するうえで重要である。上述したように、ラスの粗大化を抑制するためにMC型炭化物によるピン止め効果を利用する。このピン止め効果を発揮させるためには、ラスが粗大化を開始する前に、MC型炭化物を十分にベイナイトおよびマルテンサイト中に分散させる必要がある。本発明者らの検討によると、MC型炭化物の析出は600℃以上で顕著に起こり始める。一方、ラスの粗大化および消滅は700℃を超えることで顕著に起こる。したがって、鋼板温度が600℃以上700℃以下の温度域で一定時間保持し、十分にMC型炭化物を析出させることによって、ラスの粗大化および消滅を抑制することが出来る。ここで、MC型炭化物を十分に析出させるためには、この温度域で20秒以上保持することが必要である。なお、この温度域での保持時間が不足した場合には、MC型炭化物が十分に析出する前にラスの粗大化が開始されるため、ピン止め効果が十分に発揮されずラスが粗大となる。好ましくは35秒以上、より好ましくは50秒以上である。
一方、鋼板温度が600℃以上700℃以下の温度域での保持時間が1000秒を超えると、ラス内部およびラス間に析出したFe系炭化物が再固溶して旧オーステナイト粒界やパケット粒界、ブロック粒界等に移動してしまい、打抜き性の改善に効果的に寄与するラス内部およびラス間のFe系炭化物が存在しなくなる。したがって、優れた打抜き性を有する鋼板を得るためには鋼板温度が600℃以上700℃以下の温度域における保持時間を1000秒以下とする必要がある。好ましくは800秒以下、より好ましくは500秒以下である。なお、ここでいう鋼板温度とは、鋼板表面の温度である。
【００５６】
鋼板温度が700℃超である時間：200秒以下
鋼板温度が700℃超の温度域ではラスの粗大化が顕著に起こる。上述したように、本発明では、微細に分散析出させたMC型炭化物によるピン止め効果によってラス境界の移動を抑え、ラスの粗大化を抑止している。そして、これによって、鋼板強度を維持している。しかし、この温度域での保持時間が過度に長くなると、ラスの粗大化を抑止しきれなくなる。このため、ラスの粗大化を防止する観点から、鋼板温度が700℃超の温度域における保持時間は200秒以下とする。好ましくは180秒以下、より好ましくは150秒以下である。ただし、鋼板温度が700℃超である時間が10秒未満の場合、鋼板の延性がやや劣位となるため、10秒以上とすることが好ましい。
【００５７】
鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度：8℃/s以上25℃/s以下
連続焼鈍工程において鋼板を最高加熱温度まで加熱した後に冷却するにあたり、冷却速度を適切に制御することは、優れた伸びフランジ性を得るうえで重要である。特に、530℃までの平均冷却速度が8℃/sを下回った場合には、冷却途中においてパーライト変態を抑制することが出来ず、粗大なパーライトが所定量以上に生成する。このため、伸びフランジ性が低下する。一方、この平均冷却速度が過度に早い場合には、後述する470℃以上530℃以下の温度域で所定の時間保持することが困難となる。このため、鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度は25℃/s以下とする。
【００５８】
470℃以上530℃以下の温度域での保持時間：10秒以上
連続焼鈍工程において、鋼板を上記のように制御冷却した後、470℃以上530℃以下の温度域に一定の時間、鋼板を保持することは、優れた伸びフランジ性を得るうえで重要である。ここで、上記冷却停止後の保持温度が530℃を超えると、粗大パーライトが生成するために伸びフランジ性が低下する。一方で、冷却停止後の保持温度が470℃を下回ると、オーステナイトからベイナイトへの変態が遅延する。これにより、Cが未変態オーステナイト領域に濃化してオーステナイトを安定化させるので、変態が完了しない。そして、その後の冷却で、未変態オーステナイトはマルテンサイトに変態するか、残留オーステナイトとして鋼板組織に残存するため、伸びフランジ性が低下する。また、470℃以上530℃以下の温度域で10秒以上鋼板を保持した場合には、大部分のオーステナイトのベイナイトへの変態が完了し、その後冷却した際に生成するマルテンサイト分率を所定の範囲まで低減することができる。したがって、制御冷却停止後、470℃以上530℃以下の温度域での保持時間を10秒以上とする。好ましくは20秒以上、より好ましくは30秒以上である。また、保持時間の上限については特に限定されるものではないが、通常、300秒以下である。
なお、この470℃以上530℃以下の温度域での保持により鋼板組織の制御は完了するため、その後の冷却条件は特に限定されず、任意の冷却方法により室温まで冷却すればよい。
【００５９】
また、470℃以上530℃以下の温度域での保持後、鋼板を700℃以下の温度に再加熱しても、600℃以上700℃以下の温度域での通算保持時間が1000秒以下であれば、所望の鋼板組織が得られ、なんら問題はない。
例えば、470℃以上530℃以下の温度域での保持後に、鋼板を亜鉛ポットに浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよいし、さらにその後加熱処理をすることにより合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。また、溶融めっきには亜鉛の他に、アルミもしくはアルミ合金等をめっきすることもできる。
【００６０】
また、上記連続焼鈍工程後に、鋼板に対して、常法にしたがい、焼鈍ライン内で連続的にまたは別ラインを利用して調質圧延を施してもよい。
【００６１】
また、上記のようにして製造した熱延鋼板に対し、別途、電気亜鉛めっき処理を施してもよく、また溶融亜鉛めっきを施してもよい。本発明の熱延鋼板は、自動車足回り用鋼板として好適である他、通常の常温で行われるプレス成形に好適であり、優れた耐熱処理特性を有する。このため、上記のようにして製造した熱延鋼板は、プレス前の鋼板を400℃から700℃に加温した後、直ちにプレス成形する温間成形の素材鋼板としても、好適である。
【実施例】
【００６２】
表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚300mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、表２に示す温度に加熱し、粗圧延し、表２に示す温度で仕上げ圧延を完了し、仕上げ圧延終了後、表２の平均冷却速度で冷却し、表２に示す巻取温度で巻き取り、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。さらにこれらの熱延鋼板に対し、通常公知の手法により酸洗を施し、連続焼鈍ラインで表２に示す条件で焼鈍処理を施した。また、一部の鋼板については連続焼鈍ライン内で溶融亜鉛めっき処理、さらには合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。【００６３】
【表１】
2016157896.tif 000003
【００６４】
【表２】
2016157896.tif 000004
【００６５】
かくして得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、平均転位密度の測定、引張試験、穴拡げ試験、打抜き試験、製造安定性の評価を行った。評価結果を表３に示す。なお、試験方法は次の通りとした。【００６６】
（i）組織観察
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な断面（L断面）を研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（倍率：1000、3000、5000倍）にて撮影した組織写真を用い、画像解析装置により焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和、粗大パーライト相の面積率、マルテンサイト相および残留オーステナイト相（MA）の面積率の総和、ならびにこれら以外の相の面積率を求めた。なお、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の区別を走査型電子顕微鏡写真で区別することは困難であるが、ここでは、粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が重要であるため、特にマルテンサイト相と残留オーステナイト相を区別せず、マルテンサイト相および残留オーステナイト相（MA）の総和の面積率を求めた。【００６７】
また、熱延鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡によって観察し、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのラス幅を測定するとともに、ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうちアスペクト比が5以下のものの割合、さらに、ラス内部およびラス境界に析出したMC型炭化物の平均粒子径を求めた。
ここで、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのラス幅の測定には30000倍の倍率で10視野撮影した120mm×80mmの大きさの透過型電子顕微鏡写真について、3個以上連続して並んでいるラスの長軸に直角に10mmの間隔で5本直線を引き、該直線がラス境界と交差する線分の長さをそれぞれ測定し、得られた線分の長さの平均値を、ラスの平均幅とした。
また、ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうちアスペクト比が5以下のものの割合は、165000倍の倍率で撮影した写真を用い、ラス内部およびラス境界に析出した5視野合計で最低100個のFe系炭化物について長径と短径の長さを測定してアスペクト比を算出することにより、アスペクト比が5以下のものの割合を求めた。
さらに、MC型炭化物の平均粒子径は、300000倍の倍率で撮影した写真を用い、5視野合計で最低100個のTiC等のMC型炭化物について、その直径を測定し、算術平均値（平均粒径ddef）として求めた。なお、測定した粒子径の下限は2nmである。【００６８】
（ii）平均転位密度の測定
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、板厚1/4部の転移密度を測定し、板厚1/4部の転位密度が鋼板の平均的な転位密度を示していると考え、この測定値を平均転位密度とした。採取した試験片に対し、機械研削に加えて0.1mmのシュウ酸による研磨を施すことにより、板厚1/4部が表面に露出するよう試料調整した。ここで、シュウ酸による研磨を施したのは研削による加工層を取り除くためである。
上記のようにして調整した試料について、Ｘ線回折装置によって鋼板の歪を測定した。測定にはＸ線回折装置を用い、CoKα線を用いて板厚1/4部のα鉄の(110)面、(211)面、及び(220)面の回折強度を測定し、その測定チャートから各結晶面の反射強度のピーク値の半価幅を求め、次式(1)及び(2)により、鋼板に付与された局所ひずみε’を決定する。
βcosθ/λ＝0.9/D＋２ε’sinθ/λ・・・・・・(1)
ここで、
β：ピーク値の半価幅（ただし、式(2)により補正した値を用いる）
θ：回折角
λ：CoKα線の波長（0.1790nm）
D：結晶子サイズ（転位セル、結晶粒の大きさ）
ε’：局所ひずみ
β2＝βm2−β0２・・・・・・(2)
ここで、
βm：転位密度を測定する試料のピークの半価幅
β0：ひずみのない試料のピークの半価幅
である。
なお、sinθ/λに対してβcosθ/λをプロットし、その傾きと切片からε’とDとが求められる。求めた局所歪ε’から次式(3)により転位密度ρを決定する。
ρ＝14.4ε’2／b2・・・・・・(3)
ここで、
b：バーガースベクトル(0.248nm)
である。【００６９】
（iii）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向（C方向）を引張方向とするJIS5号引張試験片（JIS Z 2001）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度（YS）、引張強さ（TS）、伸び（El）を測定した。【００７０】
（iv）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：100mm×100mm）を採取し、試験片に初期直径d0：10mmφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の12.5％）で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、初期直径d0：10mmφの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）を貫通したときの穴の径d(mm)を測定し、次式により穴拡げ率λ（％）を算出した。
穴拡げ率λ（％）＝｛（d−d0）/d0｝×100
なお、ここでは、引張強さ（TS）×｛穴拡げ率（λ）｝0.5が6200・MPa％0.5以上の場合を伸びフランジ性が良好と判断した。【００７１】
（v）打抜き試験
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：30mm×30mm）を採取し、試験片に直径d0：10mmφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の20％、30％）で形成した。打抜き後、ポンチ穴の全周にわたり、打抜き端面の破面状況をマイクロスコープ（倍率50倍）で観察し、割れ、欠け、脆性破面の有無を観察した。割れ、欠け、脆性破面の無いものを○（合格）とし、それ以外を×（不合格）として、打抜き性を評価した。【００７２】
【表３】
2016157896.tif 000005
【００７３】
表３より、本発明例ではいずれも、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた伸びフランジ性と打抜き性を兼備する熱延鋼板が得られている。【００７４】
また、鋼板の機械特性のばらつきを評価するため、本発明例となる熱延鋼板の全長全幅から任意に、直角方向（C方向）を引張方向とするJIS 5号引張試験片（JIS Z 2001）を
100個採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（TS）を測定し、それらの標準偏差σを求めた。その結果、本発明例ではいずれも、引張強さ（TS）の標準偏差は10MPa以内であった。
このように、本発明例ではいずれも、引張強さ（TS）といった鋼板の機械特性のばらつきが小さく、製造安定性にも優れていると言える。
【図１】
2016157896.tif 000006
【手続補正書】
【提出日】平成28年11月17日(2016.11.17)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.03％以上0.20％以下、    Si：0.4％以下、
Mn：0.5％以上2.0％以下、     P：0.03％以下、
S：0.03％以下、              Al：0.1％以下、
N：0.01％以下および          Ti：0.03％以上0.15％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と、
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％以上で、かつ粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が10％以下であり、
前記焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が、下部組織として平均幅が1.0μm以下のラスを有し、該ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合が80％以上であり、かつ該ラス内部およびラス境界に平均粒子径が20nm以下のMC型炭化物が分散析出した、組織とを有し、
平均転位密度が1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下である、熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成として、さらに質量％で、
V：0.01％以上0.3％以下、
Nb：0.01％以上0.1％以下および
Mo：0.01％以上0.3％以下
のうちの少なくとも一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記組成として、さらに質量％で、
B：0.0002％以上0.010％以下、
を含有する、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記組成として、さらに質量％で、REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、ZnおよびCsのうちの一種または二種以上を合計で1.0％以下含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱延鋼板であって、その表面にめっき層を有する、熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の組成を有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、前記鋼板を酸洗し、その後連続焼鈍する連続焼鈍工程とを有し、
前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下、前記仕上げ圧延終了後、500℃までの平均冷却速度を30℃/s以上、巻取温度を500℃以下とし、
前記連続焼鈍工程では、
前記鋼板の最高加熱温度を700℃以上（A3点+A1点）/2以下とし、
前記鋼板を前記最高加熱温度まで加熱する際の鋼板温度が600℃以上700℃以下である時間を20秒以上1000秒以下とし、
鋼板温度が700℃超である時間を200秒以下とし、
前記鋼板を最高加熱温度から冷却する際の530℃までの平均冷却速度を8℃/s以上25℃/s以下とし、該冷却停止後、470℃以上530℃以下の温度域での保持時間を10秒以上とすることにより、
焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率の総和が70％以上で、かつ粗大パーライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の面積率の総和が10％以下であり、前記焼戻しベイナイト相および焼戻しマルテンサイト相が、下部組織として平均幅が1.0μm以下のラスを有し、該ラス内部およびラス境界に析出したFe系炭化物のうち、アスペクト比が5以下のものの割合が80％以上であり、かつ該ラス内部およびラス境界に平均粒子径が20nm以下のMC型炭化物が分散析出した、組織を有するとともに、平均転位密度が1.0×1014m-2以上5.0×1015m-2以下である熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記連続焼鈍工程後に、めっき処理を施す工程をさらにそなえる、請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
2016157896.tif 000007
2016157896.tif 000008
2016157896.tif 000009
2016157896.tif 000010