(57)【要約】【課題】引張強さ：440MPa以上の高強度を有し、加工性に優れ、さらに熱処理後の強度靭性に優れた、板厚６mm未満の熱延薄鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：0.10〜0.20％を含み、Si、Mn、Al、Ｐ、Ｓ、Ｎを適正範囲に調整し、さらにTi：0.01〜0.15％、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有する鋼素材に、仕上圧延終了温度が820〜880℃となる熱間圧延を施し、圧延終了後、表面の冷却速度で15〜50℃／ｓとなる冷却を表面温度が550〜650℃となる温度域まで施し、該温度域でコイル状に巻き取る。これにより、組織を板厚方向に均一な、ベイニティックフェライト相からなる組織とすることができ、引張強さ：440〜640MPa、伸び：20％以上の高強度、高延性の熱延鋼板となり、さらにかつ加工−熱処理を施すことにより、引張強さ：980MPa以上、vTrs：−100℃以下の高強度、高靭性を有する製品を製造できる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.10〜0.20％、                 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.5〜2.0％、                   Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下、                   Al：0.01〜0.10％、
Ｎ：0.005％以下、                  Ti：0.01〜0.15％、
Ｂ：0.0005〜0.0050％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で95％以上のベイニティックフェライト相からなる組織とを有し、引張強さが440〜640MPaを満足することを特徴とする、高強度で加工性に優れかつ熱処理後の強度靭性に優れた板厚６mm未満の熱延薄鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.10〜0.20％、                 Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.5〜2.0％、                   Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.01％以下、                   Al：0.01〜0.10％、
Ｎ：0.005％以下、                  Ti：0.01〜0.15％、
Ｂ：0.0005〜0.0050％
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に、仕上圧延の圧延終了温度を820〜880℃とする熱間圧延を施し板厚が６mm未満の熱延鋼板としたのち、該熱延鋼板に、表面の冷却速度で15〜50℃／ｓとなる冷却を表面温度が550〜650℃となる温度域まで施し、該温度域でコイル状に巻き取ることを特徴とする、引張強さが440〜640MPaを満足し、板厚が６mm未満で、高強度で加工性に優れかつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材用として好適な熱延薄鋼板に係り、とくにエアーバック部品用として好適な、引張強さ：440〜640MPaで、加工性に優れ、かつ加工後に施される熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板およびその製造方法に関する。なお、ここでいう「薄鋼板」とは、板厚６mm未満、好ましくは１mm以上の鋼板をいうものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の排気ガス規制が強化され、燃費向上のために自動車車体の軽量化が推進されている。自動車用部材についても例外ではなく、自動車用部材の軽量化も強く要求されている。自動車用部材のうち、例えばエアーバック部品のように複雑な形状を有する部品では、部品重量の軽減のために、使用する素材（鋼板）を高強度化した鋼板とすると、加工の難度が急激に増加するという問題がある。
【０００３】
このような問題から、他の自動車用部材とは異なり、エアーバック部品では、素材として使用する鋼板は、高強度化しても高々、540MPa程度の引張強さを有する鋼板までであった。
近年、自動車用部材の高強度化手段として、プレス加工しながら焼入れる、ダイクエンチが実用化されている。しかし、エアーバック部品は、形状が非常に複雑であるため、通常、一回の成形では最終形状に成形することができず、複数回の成形を必要とする。このため、一回の成形で最終形状とするダイクエンチを、エアーバック部品の製造に適用することは困難になる。また、エアーバック部品には優れた低温靭性を保持することが要求され、ダイクエンチままでは靭性が不足するという問題がある。
【０００４】
しかし、自動車用部材への軽量化の要求は強く、エアーバック部品等の自動車用部材の高強度化が熱望されている。そのため、最近では、エアーバック部品等の部材形状に加工したのち、焼入れ処理等の熱処理を施し、エアーバック部品等の自動車用部材の高強度化さらには高靭化を図ることが行われるようになっている。したがって、エアーバック部品等の自動車用部材の素材である薄鋼板には、部材形状に加工した後に施される熱処理後の部材強度さらには部材靭性に優れることが要求されるようになっている。
【０００５】
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.10〜0.37％を含み、さらに、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alの適正量を含有し、さらにＢ、Ｎを14Ｂ／10.8Ｎ：0.50以上を満足するように、含有する鋼を、巻取温度720℃以下で熱間圧延し、鋼中析出物であるＢＮの平均粒径が0.1μｍ以上、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜25μｍとなる、薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、加工後の低温短時間での焼入れ性に優れ、かつ焼入れ後の靭性に優れ、焼入れ条件による特性の変動が小さい、薄鋼板が製造できるとしている。
【０００６】
また、特許文献２には、Ｃ：0.10〜0.37％を含み、さらに、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Tiの適正量を含有し、さらにＢ、Ｎを有効Ｂ量：0.0005％以上を満足するように、含有する鋼を、巻取温度720℃以下で熱間圧延し、鋼中析出物であるTiＮの平均粒径が0.06〜0.30μｍ、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜25μｍとなる、焼入れ後の衝撃靭性に優れた薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、加工後の低温短時間での焼入れ性に優れ、かつ焼入れ後の衝撃靭性に優れ、焼入れ条件による特性の変動が小さい、薄鋼板が製造できるとしている。
【特許文献１】特開2002−309344号公報
【特許文献２】特開2002−309345号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１、特許文献２に記載された技術で製造された薄鋼板では、熱処理後の強度特性には優れているが、熱処理後の靭性が不足し、最近の靭性要求レベルを満足できていないうえ、熱処理前の強度が低くすぎて、熱処理を施されない部位での強度が不足する場合があるという問題があった。とくに、熱処理を施されない部位での強度が490MPa以上といこう強度を要求されている場合にはこの問題が顕著となる。
【０００８】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、エアーバック部品用として要求される加工−熱処理前の特性として、引張強さ：440〜640MPa、より好ましくは490〜640MPa、伸び：20％以上（標点距離GL：50mm）を有し、高強度で加工性に優れるとともに、さらに熱処理後の強度靭性にも優れた熱延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここで、「熱処理後の強度靭性に優れた」熱延薄鋼板とは、通常の水焼入れ焼戻処理（約950℃加熱水焼入れ−室温〜200℃焼戻）で、引張強さ：980MPa以上の高強度と伸び：15％以上（GL：50mm）の高延性と、シャルピー衝撃試験における延性−脆性破面遷移温度vＴrsが−100℃以下となる高靭性を有する熱延薄鋼板をいうものとする。なお、本発明の熱延薄鋼板は、自動車の機能系および駆動系部品向けを主たる用途とするため、板厚は６mm未満の薄鋼板とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、板厚が６mm未満の熱延薄鋼板の強度および加工性に影響する要因、さらには熱処理後の強度靭性に及ぼす各種要因について、鋭意検討した。その結果、Ｃ：0.10〜0.20％の低炭素鋼に、適正量のTiとＢとを複合含有する組成とし、組織を全板厚にわたって均一なベイニティックフェライトの単相組織とすることにより、所望の高強度および優れた加工性を有するとともに、熱処理後の組織が均一なマルテンサイトとなり、熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板とすることができることを知見した。
【００１０】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01〜0.15％、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で95％以上のベイニティックフェライト相からなる組織とを有し、引張強さが440〜640MPaを満足することを特徴とする、高強度で加工性に優れかつ熱処理後の強度靭性に優れた板厚６mm未満の熱延薄鋼板。
【００１１】
（２）質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01〜0.15％、Ｂ：0.0005〜0.0050％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に、仕上圧延の圧延終了温度を820〜880℃とする熱間圧延を施し板厚が６mm未満の熱延鋼板としたのち、該熱延鋼板に、表面の冷却速度で15〜50℃／ｓとなる冷却を表面温度が550〜650℃となる温度域まで施し、該温度域でコイル状に巻き取ることを特徴とする、引張強さが440〜640MPaを満足し、板厚が６mm未満で、高強度で加工性に優れかつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、引張強さ：440〜640MPa、好ましくは490〜640MPa、伸び：20％以上を有し、所望の高強度を有しかつ伸びフランジ性等の加工性に優れ、エアーバック部品等の複雑な形状に加工することが可能であり、さらに加工後の熱処理により、引張強さ：980MPa以上の高強度と伸び：15％以上の高延性と、シャルピー衝撃試験における延性−脆性破面遷移温度vTrsが−100℃以下となる高靭性を有する、強度さらには延性、靭性に優れた、エアーバック部品等の製品を、容易にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明熱延薄鋼板は、自動車の機能系および駆動系部品向けを主たる用途とするため、板厚を６mm未満に限定した。自動車の機能系および駆動系部品向け等の薄鋼板は、板厚が６mm以上と厚くなると、部品形状が大きくなりすぎ、軸体への組み込みが困難となるため、板厚：６mmを限界値に選定した。まず、本発明熱延薄鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％と記す。
【００１４】
Ｃ：0.10〜0.20％
Ｃは、鋼中では炭化物を形成し、鋼板の強度増加に有効に作用するとともに、焼入れ処理時には、マルテンサイト変態を促進させマルテンサイト相による組織強化に有効に作用する元素であり、本発明では0.10％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が0.10％未満では、所望の鋼板強度（引張強さ：440MPa以上）を確保することが難しく、また所望の熱処理後強度（引張強さ：980MPa以上）を確保することが難しくなる。一方、0.20％を超える多量の含有は、鋼板強度および熱処理後の強度が高くなりすぎて、加工性や靭性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.10〜0.20％の範囲に限定した。
【００１５】
Si：0.01〜1.0％
Siは、固溶強化により鋼の強度を有効に増加させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える多量の含有は、表面に赤スケールと呼ばれる凹凸を生じ表面性状を低下させるとともに、疲労強度を低下させる。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.35％以下である。
【００１６】
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、固溶強化により有効に鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性の向上を介し鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、偏析が顕著となり、鋼板特性および熱処理後の材質の均一性が低下する。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜2.0％である。
【００１７】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、偏析を生じ材質の均一性を低下させるとともに、熱処理後の靭性を著しく低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は材料コストを高騰させる。また、0.03％を超えて過剰に含有すると、偏析が顕著となる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。
【００１８】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させ、曲げ加工性等を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は材料コストを高騰させる。0.01％を超える含有は、熱処理後の靭性を顕著に低下させる。このため、本発明では、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００１９】
Al：0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となるが、0.1％を超える含有は、加工性を低下させるとともに、焼入性を低下させる。このため、Alは0.01〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、鋼中ではTiN、AlN等の窒化物を形成し加工性を低下させるとともに、焼入れ時にBNを形成し焼入れ性向上に有効な固溶Ｂ量を低減させる。このようなＮの悪影響はＮ含有量が0.005％以下であれば許容できる。このようなことから、本発明では、Ｎは0.005％以下に限定した。
【００２０】
Ti：0.01〜0.15％
Tiは、熱間圧延後の組織をベイニティックフェライトとするのに有効に作用するとともに、Ｂよりも優先して窒化物を形成し、固溶Ｂによる焼入性向上効果を発揮させるのに有効に作用する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、0.15％を超える含有は、熱間圧延時の変形抵抗を増加させ、圧延荷重を極端に増大させるとともに、熱処理後の靭性を低下させる。このため、Tiは0.01〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.1％である。
【００２１】
Ｂ：0.0005〜0.0050％
Ｂは、熱間圧延後の冷却中にポリゴナルフェライトやパーライトが生成するのを抑制する作用を有し、さらに熱処理時の焼入性・靭性向上に有効に作用する元素である。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著となる。一方0.0050％を超える含有は、熱間圧延時の変形抵抗を増加させ、圧延荷重を極端に増大させるとともに、熱間圧延後にベイナイトやマルテンサイトを生じさせ、板割れ等の不具合を生じさせる。このため、Ｂは0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.003％である。
【００２２】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Cr：0.3％以下、Mo：0.2％以下が許容できる。
本発明の熱延薄鋼板は、上記した組成を有し、さらに全厚に亘り、ベイニティックフェライト相からなる単相組織を有する。ここでいう単相組織とは、面積率で95％以上のベイニティックフェライト相からなる組織をいうものとする。ベイニティックフェライト相には、針状フェライト、アシキュラー状フェライトをも含むものとする。なお、ベイニティックフェライト相以外の組織としては、面積率で５％以下のポリゴナルフェライト相、パーライト相、ベイナイト相、およびマルテンサイト相などが許容できる。
【００２３】
全厚に亘り、ベイニティックフェライト相からなる単相組織とすることにより、熱延鋼板として、引張強さ：440MPa以上の所望の高強度と、伸び：20％以上（GL：50mm）の高延性とを有し、伸びフランジ性等の加工性に優れ、エアーバック部品等の複雑な形状に加工することが可能な、熱延薄鋼板とすることができる。ベイニティックフェライト相が、面積率で95％未満では、所望の高強度と高延性とを兼備させることができなくなる。また、ベイニティックフェライト相の組織分率が95％未満に低下すると、組織の均一性が低下するため、伸びフランジ性（バーリング性ともいう）などの加工性が低下する。
【００２４】
つぎに、本発明の熱延薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明では鋼素材の製造方法はこれに限定されるものではなく、常用の鋼素材の製造方法がいずれも好適に適用できる。
【００２５】
上記した組成の鋼素材に、熱間圧延を施し、板厚６mm未満の熱延鋼板とする。熱間圧延のための加熱温度は、下記に述べる熱間圧延の仕上圧延終了温度が確保できればよく、とくに限定する必要はなくが、通常の加熱温度である、1000〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1300℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、熱間加工性が低下しやすい。一方、加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が増大しすぎて、圧延設備への負荷が増大し、ひいては圧延が困難となるという問題が生じやすい。
【００２６】
熱間圧延は、仕上圧延の圧延終了温度を820〜880℃とする圧延とする。
仕上圧延の圧延終了温度は、820℃以上とすることにより、その後の冷却過程において、フェライト変態が抑制され、面積率で95％以上のベイニティックフェライト相からなる単相組織とすることができる。仕上圧延の圧延終了温度が820℃未満ではその後の冷却過程でフェライト変態が促進され、ベイニティックフェライト単相組織とすることが難しくなる。一方、仕上圧延の圧延終了温度が880℃を超えて高温となると、フェライト変態のみならずベイニティックフェライトヘの変態も抑制され、ベイニティックフェライト単相組織とすることが難しくなり、その結果、ベイナイト相やマルテンサイト相を生じやすくなる。ベイナイト相やマルテンサイト相が生じると、鋼板強度が高くなりすぎたり、コイルに巻取る場合やコイルを巻戻しする時に鋼板に割れが生じる場合がある。このようなことから、仕上圧延の圧延終了温度は820〜880℃の範囲に限定した。
【００２７】
圧延終了後、熱延鋼板に、鋼板表面の冷却速度で15〜50℃／ｓとなる冷却を、表面温度が550〜650℃となる温度域まで施す。
鋼板組織を全厚に亘り、ベイニティックフェライト単相組織とするためには、圧延終了後の冷却が、鋼板表面の冷却速度で15℃／ｓ以上となるように冷却を調整する。表面の冷却速度で15℃／ｓ未満では、本発明熱延薄鋼板の組成では板厚６mm未満の熱延薄鋼板といえども、板厚中央部等でポリゴナルフェライト相が析出しやすくなり、板厚方向で均一なベイニティックフェライト単相組織とすることが困難となる。一方、表面の冷却速度で50℃／ｓを超えて急冷されると、表層部にマルテンサイトが生成し、板厚方向で均一なベイニティックフェライト単相組織とすることができなくなる。なお、冷却は水冷却を利用し、冷却速度の調整は、注水量や注水時間を変化させることにより調整することが好ましい。このようなことから、圧延終了後に熱延鋼板に施される冷却は、鋼板表面の冷却速度で15〜50℃／ｓとなるように冷却速度を調整した冷却とすることにした。なお、表面の冷却速度は、表面温度を測定し、仕上圧延終了温度と冷却停止温度との間で平均した値を用いるものとする。
【００２８】
冷却の停止温度は、鋼板の表面温度が550〜650℃となる温度域の温度とする。冷却の停止温度が表面温度で、550℃未満では、ベイナイト相やマルテンサイト相が生成しベイニティックフェライト単相組織とすることができなくなる。また、巻取り時に熱延鋼板に割れを生じたり、強度が高くなりすぎ、鋼板の加工性が低下する。一方、冷却の停止温度が650℃を超えて高温となると、ポリゴナルフェライト相やパーライト相が生成しベイニティックフェライト単相組織とすることができなくなる。また、鋼板強度が所望の強度を下回ったりする。このため、圧延後の冷却停止温度は、550〜650℃の温度域の温度に限定した。
【００２９】
冷却を停止したのち、熱延鋼板は、該温度域でコイル状に巻き取られる。コイル巻取り温度が、550℃未満ではベイナイト相やマルテンサイト相が生成し、ベイニティックフェライト単相組織とすることができなくなる。一方、650℃を超えて高温となると、ポリゴナルフェライト相やパーライト相が生成し、ベイニティックフェライト単相組織とすることができなくなる。このため、コイル巻取り温度は鋼板の表面温度で550〜650℃の温度域の温度に限定した。
【実施例】
【００３０】
表１に示す組成を有する鋼素材（鋼スラブ）を、表２に示す加熱温度に加熱したのち、表２に示す仕上圧延条件で、熱間圧延を施し、表２に示す板厚の熱延薄鋼板とした。仕上圧延終了後、該熱延薄鋼板に、表２に示す条件で冷却を施し、表２に示す巻取り温度で、コイル状に巻き取った。
得られた熱延薄鋼板について、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施し、強度、延性および加工性（伸びフランジ性）を評価した。また、得られた熱延薄鋼板から試験板を採取し、該試験板を酸洗し鋼板表面のスケールを除去したのち、熱処理（焼入れ−焼戻処理）を施し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、熱処理後の強度、延性および靭性を評価した。なお熱処理は焼入れ・焼戻処理とし、焼入れ処理は、950℃に加熱し３  min保持したのち、20℃の水へ焼入れる処理とし、焼戻温度は200℃に加熱し60min保持し、保持後空冷する処理とした。冷却後、試験板から試験片を採取し試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
【００３１】
（１）組織観察
得られた熱延薄鋼板（または試験板）から、組織観察用試験片を採取し、試験片の    圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、ナイタール腐食したのち、表面から0.1mmの位置、板厚1/4、位置、板厚中央部位置について、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：3000倍）で金属組織を観察（視野数：10個所）し撮像して、組織の種類および、画像解析装置を利用して各相の組織分率（面積率）を測定し、ベイニティックフェライト相の面積率について観察した10視野での測定値を平均して求めた。
【００３２】
（２）引張試験
得られた熱延薄鋼板（または試験板）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の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求め、強度、延性を評価した。
（３）穴拡げ試験
得られた熱延薄鋼板から、穴拡げ用試験片（大きさ：板厚ｔ×100×100mm）を採取した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格JFST1001の規定に準拠して行った。すなわち、採取した穴拡げ用試験片の中央に、直径10mm（ｄo）の打抜き穴を形成した。そして、円錐ポンチ（頂角60°）にて該穴拡げ用試験片を押し上げ、打抜き穴の縁に板厚を貫通するクラックが発生した時点での穴径（d）を測定し、穴拡げ率λ（％）を求め、加工性（伸びフランジ加工性）を評価した。なお、穴拡げ率λ（％）は次式
λ（％）=｛（d−d0）/d0｝×100
で定義される。
【００３３】
（４）衝撃試験
得られた試験板から、試験片長手方向が圧延方向と直角方向となるように、JIS Z 2242の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、延性−脆性破面遷移温度vＴrs（℃）を求め、熱処理後の靭性を評価した。なお、vTrsが−100℃以下である場合を○、−100℃を超える場合を×として評価した。
【００３４】
得られた結果を表３に示す。
【００３５】
【表１】
2008019453.tif 000002
【００３６】
【表２】
2008019453.tif 000003
【００３７】
【表３】
2008019453.tif 000004
【００３８】
本発明例はいずれも、組織が、板厚方向で均一な、面積率で95％以上のベイニティックフェライト相からなる単相組織となっており、引張強さ：440MPa以上、伸び：20％以上を有し、かつ穴拡げ率λが70％以上と伸びフランジ性に優れ、高強度で加工性に優れた熱延薄鋼板となっている。また、焼入れ焼戻処理を施すと、引張強さ：980MPa以上の高強度と伸び：15％以上の高延性と、vＴrsが−100℃以下となる高靭性を確保することができる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織が均一なベイニティックフェライト相からなる単相組織が得られておらず、強度あるいは延性、あるいは強度および延性が上記した所望値を確保できないうえ、焼入れ焼戻処理後の、強度、延性、靭性のうちの１種以上が、上記した所望値未満となっており、焼入れ焼戻処理後の強度、延性、靭性のうちいずれかが不足する熱延薄鋼板となっている。