(57)【要約】【課題】引張強度が５２０〜６７０ＭＰａ級の疲労特性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ＝０．０１５〜０．０４０％未満、Ｓｉ＝０．０５％未満、Ｍｎ＝０．９〜１．８％、Ｐ＝０．０２％未満、Ｓ＝０．０１％未満、Ａｌ＝０．１％未満、Ｎ＝０．００６％未満、Ｔｉ＝０．０６〜０．１１％未満、Ｔｉ／Ｃ＝２．５〜３．５未満、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱延鋼板であって、引張最高強度が５２０ＭＰａ以上かつ７２０ＭＰａ未満、時効指数ＡＩが１５ＭＰａ超、穴拡げ率（λ）％と全伸び（Ｅｌ）％の積が２３５０以上、疲労限が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ：０．０１５以上０．０４０％未満、
Ｓｉ：０．０５％未満、
Ｍｎ：０．９以上１．８％以下、
Ｐ  ：０．０２％未満、
Ｓ  ：０．０１％未満、
Ａｌ：０．１％未満、
Ｎ  ：０．００６％未満、
Ｔｉ：０．０６以上０．１１％未満、
Ｔｉ／Ｃ＝２．５以上３．５未満を含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分を有する熱延鋼板であって、
引張最高強度が５２０ＭＰａ以上かつ７２０ＭＰａ未満、
時効指数ＡＩが１５ＭＰａ超、
穴拡げ率（λ）％と全伸び（Ｅｌ）％の積が２３５０以上、
疲労限が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の熱延鋼板が、さらに質量％にて、
Ｎｂ：０．００１以上０．０４％以下、
Ｂ  ：０．０００１以上０．００４％以下、
Ｃｕ：０．０１以上１．５％以下、
Ｎｉ：０．０１以上０．８％以下、
Ｍｏ：０．０２以上１．０％以下、
Ｖ  ：０．００１以上０．２％以下、
Ｃｒ：０．０１以上１．５％以下、
Ｗ  ：０．０１以上１．０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２のいずれか１項に記載の熱延鋼板が、さらに、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５以上０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５以上０．０５％以下、
の一種または二種を含有することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板にめっきが施されていることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延鋼板を得るための熱間圧延する際に、前記成分を有する鋼片を１１００℃以上に加熱し、粗圧延を１０００℃以上の温度で終了し、８３０〜９８０℃の温度域で仕上げ圧延を終了後０．５秒以上空冷し、７５０〜６００℃の温度域を１０〜４０℃／ｓｅｃの範囲の平均冷却速度で冷却し、４４０〜５６０℃にて巻き取ることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の熱間圧延に際し、鋼片を粗圧延終了した後の粗バーを仕上圧延開始までの間、および／または粗バーの仕上圧延中に加熱することを特徴とする、疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５または請求項６のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする、疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項５〜７のいずれか１項に記載の熱間圧延後、７８０℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項５〜７のいずれか１項に記載の熱間圧延後、得られた熱延鋼板を７８０℃以下で加熱し、次いでめっき浴中に浸漬させて鋼板表面をめっきすることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項９に記載の製造方法に際し、めっき後、めっき合金化処理することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に優れた伸びフランジ性を発現させる均一なミクロ組織を有し、厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形できる。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従ってより安価かつ広い範囲に自動車の軽量化を推進するためには鋼板の高強度化が必要とされている。
【０００３】
材料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を開発する上で重要となる。特に内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求められる特性としては伸びフランジ性、延性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり高強度とこれら特性を如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
【０００４】
このように高強度化と諸特性、特に成形性を両立するために鋼のミクロ組織中に残留オーステナイトを含むことで成形中にＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を発現させることで飛躍的に成形性（延性および深絞り性）を向上させたＴＲＩＰ鋼が開示されている（例えば、特許文献１、２参照）。しかしながら、伸びフランジ性には一般に劣っている。従って、高強度でありながら伸びフランジ性に著しく優れた鋼板が切望されている。
【０００５】
伸びフランジ性に優れた熱延鋼板についてはいくつかの開示がある。特許文献３には、アシキュラーフェライト単相組織を有する熱延鋼板が開示されている。しかしながら、このような低温変態生成物単独の組織では延性が低く、伸びフランジ成形以外の用途に用いることが困難である。
特許文献４には、フェライトとベイナイトからなる組織を有する鋼板が開示されているが、このような複合組織鋼では、比較的良好な延性が得られるものの、伸びフランジ性を表す指標である穴拡げ率が低い傾向にある。
さらに特許文献５には、フェライト体積率が高い鋼板が開示されている。しかしこれにはＳｉが多量に含有されているため、疲労特性などに問題を生じる場合がある。このようなＳｉによる弊害を避けるためには、熱延中または／および熱延後に表面改質を図ることが必要となり、特殊な設備導入が必要となったり、生産性が劣化したりと問題も多い。
【０００６】
特許文献６，７にはＴｉを添加した穴拡げ性の良好な熱延鋼板が開示されている。しかしながらＴｉ／Ｃは適切に制御されておらず、穴拡げ率がさほど高くない。
【特許文献１】特開２０００−１６９９３５号公報
【特許文献２】特開２０００−１６９９３６号公報
【特許文献３】特開２０００−１４４２５９号公報
【特許文献４】特開昭６１−１３０４５４号公報
【特許文献５】特開平８−２６９６１７号公報
【特許文献６】特開２００５−２４８２４０号公報
【特許文献７】特開２００４−１３１８０２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、引張最高強度が５２０〜７２０ＭＰａで優れた伸びフランジ成形性と良好な延性を有し、疲労特性にも優れた熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記課題を克服すべく鋭意研究を重ねた。その結果、まず、Ｓｉを極力低いレベルに抑制すること、また、組織をフェライト主体とすること、さらには固溶Ｃを若干でも残存させること、Ｔｉ量とＣ量との比に留意することが重要であることを新たに見出した。
【０００９】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％にて、Ｃ  ：０．０１５以上０．０４０％未満、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：０．９以上１．８％以下、Ｐ  ：０．０２％未満、Ｓ  ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％未満、Ｎ  ：０．００６％未満、Ｔｉ：０．０６以上０．１１％未満、Ｔｉ／Ｃ＝２．５以上３．５未満を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分を有する熱延鋼板であって、引張最高強度が５２０ＭＰａ以上かつ７２０ＭＰａ未満、
時効指数ＡＩが１５ＭＰａ超、穴拡げ率（λ）％と全伸び（Ｅｌ）％の積が２３５０以上、疲労限が２００ＭＰａ以上であることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板が、さらに質量％にて、Ｎｂ：０．００１以上０．０４％以下、Ｂ：０．０００１以上０．００４％以下、Ｃｕ：０．０１以上１．５％以下、Ｎｉ：０．０１以上０．８％以下、Ｍｏ：０．０２以上１．０％以下、Ｖ：０．００１以上０．２％以下、Ｃｒ：０．０１以上１．５％以下、Ｗ：０．０１以上１．０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
（３）上記（１）または上記（２）のいずれか１項に記載の熱延鋼板が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０００５以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５以上０．０５％以下、の一種または二種を含有することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の熱延鋼板にめっきが施されていることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板。
【００１０】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の熱延鋼板を得るための熱間圧延する際に、前記成分を有する鋼片を１１００℃以上に加熱し、粗圧延を１０００℃以上の温度で終了し、８３０〜９８０℃の温度域で仕上げ圧延を終了後０．５秒以上空冷し、７５０〜６００℃の温度域を１０〜４０℃／ｓｅｃの範囲の平均冷却速度で冷却し、４４０〜５６０℃にて巻き取ることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（６）上記（５）に記載の熱間圧延に際し、鋼片を粗圧延終了した後の粗バーを仕上圧延開始までの間、および／または粗バーの仕上圧延中に加熱することを特徴とする、疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（７）上記（５）または（６）のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする、疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（８）上記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の熱間圧延後、７８０℃以下で焼鈍を行うことを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（９）上記（５）〜（７）のいずれか１項に記載の熱間圧延後、得られた熱延鋼板を７８０℃以下で加熱し、次いでめっき浴中に浸漬させて鋼板表面をめっきすることを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（１０）上記（９）に記載の製造方法に際し、めっき後、めっき合金化処理することを特徴とする疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、特に伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、これらの鋼板を用いることにより高意匠性ホイールの飾り穴部に代表される厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形できる。また伸びフランジ加工後の端面性状も２次剪断面やそれに類似する欠陥などがなく良好である。塗装後耐食性にも優れている。しかも、鋼板強度は、良好な疲労特性を有し、引張最高強度で５２０〜６７０ＭＰａと高強度であるので板厚の低減が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず、上記（１）について説明する。
Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つである。０．０４％以上含有していると伸びフランジ割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡げ値が劣化するだけでなく強度が上昇してしまい加工性が劣化するので、０．０４％未満とする。伸びフランジ性の観点からは０．０３５％未満が望ましい。また、０．０１５％未満では、強度が不足するので０．０１５％以上とする。
【００１３】
Ｓｉは、熱延板表面にＳｉスケールと呼ばれる表面模様を形成し、成形品の表面性状を悪化させるだけでなく、表面粗度を荒くするため、疲労特性も劣化させる場合がある。また、化成処理性が劣化し、結果耐食性も劣悪となる。したがって、Ｓｉ量は極力低く含有量を抑制する必要がある。したがって、上限を０．０５％未満とする。これによって粗圧延後に高圧デスケーリングをせずとも、良好な化成処理性と塗装後耐食性を確保することが可能となる。下限は特に定めないが、０．００１％未満とするには大きなコストアップを伴うのでこれが実質的な下限である。
【００１４】
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎはフェライト変態温度を低温化するため組織の微細化効果があり、疲労特性に好ましい。また比較的安価に強度を高めることが可能であるため０．９％以上添加する。過剰の添加は伸びフランジ性や疲労特性が劣化するので、１．８％以下を上限とする。上限は好ましくは１．５％未満である。
【００１５】
Ｐは、伸びフランジ性や溶接性、溶接部の疲労強度を劣化させるので０．０２％未満を上限とする。０．０１％未満がより好ましい上限である。下限は特に指定しないが、０．００１％以下とするのは製鋼技術上困難であるためこれが実質的な下限である。
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成するので極力低減させるべきであるが、０．０１％未満ならば許容できる範囲である。ただし、高い穴拡げ性を必要とする場合は０．００４０％未満が、さらに高い穴拡げが要求される場合は、０．００２５％以下が望ましい。
【００１６】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために添加しても良いが、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％未満とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びや穴拡げ性を劣化させるので望ましくは０．０６％未満とする。Ａｌは無添加でも構わない。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、穴拡げ性や疲労特性に悪影響を及ぼすためその上限を０．００６％未満とする。好ましくは０．００４％未満である。下限は特に設けないが、０．０００５％未満を安定して得ることは困難であるのでこれが実質的な下限である。
【００１７】
Ｔｉは本発明において極めて重要な元素である。Ｔｉは強度を高めるために必須であるほか、穴拡げ性も向上させる効果がある。したがって、０．０６％以上の添加が必須である。しかしながら添加しすぎると強度が高くなりすぎたり穴拡げ性や疲労特性が低下したりする場合があるので、０．１１％未満を上限とする。０．０７５％以上０．１０％未満がより好ましい範囲である。
Ｔｉ／Ｃは質量比で２．５〜３．５未満とする。これが２．５未満では高強度を安定して得ることができない。一方、３．５以上では、後述する本発明において非常に重要な固溶Ｃの確保が困難となる結果、穴拡げ性や疲労特性が劣化する。
【００１８】
本発明で得られる熱延鋼板の引張最高強度は、５２０〜７２０ＭＰａ未満である。５２０ＭＰａ未満では高強度化のメリットが小さく、７２０ＭＰａ以上だと成形性が劣化する。一方、高意匠性ホイール等の厳しい成形性や形状凍結性が求められる場合には、６７０ＭＰａ未満であることがより望ましい。なお、引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法にしたがって行う。
【００１９】
Ｏは特に限定しないが、多すぎると粗大な酸化物が増えて穴拡げ性を損なうので、０．０１２％が実質的な上限である。より好ましくは、０．００６％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
【００２０】
時効指数ＡＩ（Aging Index）は本発明において極めて重要である。ＡＩとは固溶Ｃ量および／または固溶Ｎ量の指標となるが、本発明においては、ＮはＴｉやＡｌと結合するため固溶Ｎ量は無視することができる。したがってＡＩは固溶Ｃ量に対応する。ＡＩは１５ＭＰａ超である。１５ＭＰａ以下では良好な穴拡げ性と疲労特性とを確保することができない。ＡＩの上限は特に設けないが、８０ＭＰａを超えると固溶Ｃが多すぎて成形性が低下する場合があるのでこれを上限とする。
なお、ＡＩは本発明の鋼板の場合には以下のようにして測定する。まず、６．５〜８．５％の引張歪を付与する。このときの流動応力をσ１とする。一旦除荷して試験片を引張試験機から取り外し、１００℃にて１時間保持する熱処理を施す。その後、再度引張試験を行う。そこで得られた上部降伏応力をσ２とする。ＡＩ（ＭＰａ）＝σ２−σ１で定義される。なお引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法にしたがって行う。
【００２１】
伸びフランジ性は、穴拡げ値と全伸びのバランスが良いほど優れる。穴拡げ率（％）と全伸び（％）の積が２３５０未満であると、成形中に伸びフランジ割れが発生する頻度が高くなるため、その最適な範囲を２３５０以上に制限した。より厳しい成形品形状でも割れが発生しない条件として３４００以上がより好ましい。なお、本発明鋼板を意匠性の高いホイール部材に適用する場合には、穴拡げ率が１４０％未満では、フランジ端面に割れが発生する場合があり、穴拡げ率は１４０％以上であることが望ましい。更に好ましくは１６０％以上である。なお、穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って行う。
疲労特性は応力振幅一定の完全両振り曲げ疲労試験（応力比Ｒ＝−１）によって評価し、繰り返し数１×１０７回での疲労強度の上限を疲労限とする。疲労限が２００ＭＰａ未満であると、成形品が使用中に疲労破壊する場合があるため、適切な疲労限の範囲を２００ＭＰａ以上に制限した。２２０ＭＰａ以上がより好ましい範囲である。
【００２２】
次に上記（２）および（３）について説明する。
Ｎｂは疲労特性を向上させる効果を有するため、０．００１〜０．０４％添加してもよい。０．００１％未満の添加では特段の効果が認められないのでこれを下限とする。一方０．０４％を超えて添加すると穴拡げ性が著しく低下する場合があるのでこれを上限とする。０．０１％超〜０．０３％未満が好ましい添加量の範囲である。
【００２３】
Ｂは、焼き入れ性を向上させることを通じて鋼板強度を安価に高めるのに役立つので添加してもよい。ただし、０．０００１％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００４％超添加するとスラブ割れが起こる場合がある。好ましくは、０．０００４％以上、０．００２５％以下である。
【００２４】
さらに、強度を付与するためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．０１％、０．０１％、０．０２％、０．００１％、０．０１％、０．０１％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１．５％、０．８％、１．０％、０．２％、１．５％、１．０％を超え添加してもその効果は飽和するばかりか成形性の劣化を招き、また、コストアップとなる。
【００２５】
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化したりする元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０５％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０５％添加することが望ましい。なお、ＲＥＭとはＬａ，Ｃｅ等の希土類元素のことである。
【００２６】
なお、これらを主成分とする鋼にＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｍｇ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０．０５％以下が望ましい。
【００２７】
次に上記（４）について説明する。
上記（１）〜（３）に述べた鋼板にはめっきが施されていても構わない。めっきの主成分は、亜鉛、アルミ、錫、あるいは他のあらゆるめっきで構わない。まためっきは、溶融めっき、合金化溶融めっきのほか電気めっきであっても良い。めっきの化学成分は、主成分の他に、Ｆｅ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎなどの元素を１種類以上含有しても構わない。
【００２８】
次に上記（５）〜（１０）に述べた鋼板の製造方法について説明する。
熱間圧延に際して、鋼片は１１００℃以上に加熱する必要がある。この温度（スラブ抽出温度）が１１００℃未満では、十分な強度を得ることが困難となる。これはＴｉ系炭化物が１１００℃未満では十分に溶解せず、結果として析出物が粗大となるためと考えられる。１１４０℃以上がより好ましい。上限は特に設けないが、１３００℃超としても特段の効果はなく、コストアップとなるのでこれが実質的な上限である。
粗圧延の終了温度は本発明において極めて重要である。すなわち、粗圧延は１０００℃以上で完了する必要がある。これが１０００℃未満では穴拡げ性が劣化するためである。
したがって、これを下限とする。より好ましくは１０６０℃以上である。
【００２９】
熱間圧延の仕上げ温度は、８３０〜９８０℃とする。この温度が８３０℃未満では熱延板の強度が熱延後の冷却や巻取り条件によって大きく変動したり、引張特性の面内異方性が大きくなったりする。また穴拡げ性も劣化するので、これを下限とする。一方、仕上げ温度を９８０℃超とすると熱延板が硬質となり延性が劣化することがある。また熱延ロールが損耗しやすいので好ましくない。したがって９８０℃を仕上げ温度の上限とする。８５０〜９６０℃が好ましく、８７０〜９３０℃がより好ましい範囲である。
【００３０】
熱延の仕上げ圧延終了後は、０．５秒以上空冷とする。これが０．５秒未満では良好な穴拡げ特性を得ることができない。この理由は必ずしも明らかではないが０．５秒未満ではオーステナイトの再結晶が進まず、結果として機械的特性の異方性が大きくなり、穴拡げ性が低下する傾向になると思われる。１．０秒超の空冷時間を設けることが更に好ましい。
【００３１】
引き続く冷却過程において、７５０〜６００℃の温度域での平均冷却速度は１０〜４０℃／ｓの範囲とする。この温度域での冷却速度が低いと粗大な析出物が析出し、穴拡げ性が低下する場合がある。一方、４０℃／ｓ超とすると組織が不均一となり穴拡げ性が低下したり、コイルの幅方向や長手方向に材質がばらついたりする場合があるのでこれを上限とする。１５〜４０℃／ｓが好ましく、２０超〜３５℃／ｓがさらに好ましい範囲である。
【００３２】
巻取り温度は、４４０〜５６０℃とする。巻取り温度が４４０℃未満とするとベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が出現し、穴拡げ性が劣化する。また、５６０℃超では本発明で最も重要な要件の一つである、固溶Ｃの確保が困難となり、結果として穴拡げ性が劣悪となる場合がある。巻取り温度のより好ましい範囲は、４６０〜５４０℃である。
【００３３】
粗圧延後の粗バーは、仕上げ圧延完了までの間（仕上圧延中）に加熱処理を施してもよい。また、加熱処理は、粗圧延終了した後の粗バーに対して仕上圧延開始までの間にも行なうことができる。これによって板の幅方向や長手方向の温度が均一となり、製品のコイル内における材質ばらつきも小さくなる。加熱方法は特に指定するものではない。炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。
同様に粗圧延終了から仕上圧延開始までの間にデスケーリングを行っても良い。これによって表面粗さが小さくなり疲労特性や穴拡げ性が向上する場合がある。デスケーリングの方法も特に指定しないが、高圧の水流によって行うのが最も一般的である。
このようにして得られた熱延鋼板を再加熱（焼鈍）しても構わない。この場合、再加熱の温度が７８０℃を超えると、鋼板の引張強度と疲労限が低下するので、その適正範囲を７８０℃以下に制限した。伸びフランジ性の観点からは、６８０℃以下がより好ましい範囲である。加熱方法は特に指定するものではなく、炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。加熱時間については特に定めないが、５５０℃以上の加熱保持時間が３０分を越える場合には、５２０ＭＰａ以上の強度を得るために最高加熱温度は７２０℃以下であることが望ましい。
【００３４】
スキンパス圧延は、形状矯正や時効性、さらには疲労特性の改善に奏効するので、酸洗後、または酸洗前に行ってもよい。行う場合には圧下率３％を上限とすることが望ましい。３％を超えると鋼板の成形性が損なわれるからである。また、酸洗は目的に応じて行ってもよい。
【００３５】
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗後、連続亜鉛めっき設備あるいは連続焼鈍亜鉛めっき設備を用いて、鋼板を加熱し、溶融めっきを施しても構わない。鋼板の加熱温度が７８０℃を超えると、鋼板の引張強度と疲労限が低下するので、加熱温度の適正範囲を７８０℃以下に制限した。さらに溶融めっきを施した後に、合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。なお、加熱温度は、伸びフランジ性の観点から、６８０℃以下がより好ましい範囲である。
【００３６】
本発明における鋼板のミクロ組織は、フェライトを主相とすることが延性の確保にとって好ましい。すなわちフェライトの体積率が９６％超であると良い。より好ましくは９７％超である。フェライトとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）、擬ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ−Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ  Ｆｅｒｒｉｔｅ、以下αｑとする）のうちの一種類以上である。その他にはパーライトを体積率で４％未満含んでも良い。ミクロ組織には、セメンタイトやＴｉＣといった炭化物、ＭｎＳ等の硫化物、ＴｉＮなどの窒化物、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などの炭硫化物、といった析出粒子や酸化物などの晶出粒子は含まない。
【００３７】
本発明において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、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、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。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。
【００３８】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。Ｒａは１．４０μm未満が好ましく、より好ましくは１．２０μm未満である。
また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。
【実施例】
【００３９】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｐの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、表２に示す条件で再加熱、粗圧延に続く仕上げ圧延で４．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。また、鋼Ｄ、鋼Ｏ，鋼Ｐについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰ、流量０．００１リットル／ｃｍ２の条件でデスケーリングを施した。さらに、表１に示す鋼Ｉについては、４５０℃で亜鉛めっきを施した。
【００４０】
【表１】
2008274416.tif 000002
【００４１】
製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「ＳＲＴ」はスラブ抽出温度、「粗バー加熱」は粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱の有無を、「ＲＴ」は粗圧延終了温度、「ＦＴ」は仕上げ圧延終了温度、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を、「７５０〜６００℃での冷却速度」とは冷却時に７５０〜６００℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。
【００４２】
【表２】
2008274416.tif 000003
【００４３】
表３は、１２００℃に再加熱したスラブを仕上げ圧延温度：９００℃、冷却開始までの時間：２ｓ、７５０〜６００℃での平均冷却速度：３５℃／ｓ、巻き取り温度５３０℃にて熱延を行った素材を、酸洗を施した後、焼鈍あるいは亜鉛めっき処理を施した例を示す。鋼Ａ−３，鋼Ａ−４は箱型焼鈍炉にて焼鈍のみを行った例であり、鋼Ｂ−３，鋼Ｂ−４は連続焼鈍めっき設備にて焼鈍を行い引き続き亜鉛めっきを行った例であり、鋼Ｃ−３、鋼Ｃ−４、鋼Ｄ−３、鋼Ｅ−３，鋼Ｆ−３，鋼Ｌ−２、鋼Ｌ−３は連続焼鈍めっき設備にて焼鈍を行い引き続き亜鉛めっき、めっき合金化処理を行った例であり、鋼Ｍ−２，鋼Ｎ−２は酸洗した板を亜鉛めっき温度まで加熱した後、亜鉛めっき及びめっき合金化処理を行った例である。なお、亜鉛めっき浸漬温度は４５０℃、めっき合金化温度は５００℃で行った。
【００４４】
【表３】
2008274416.tif 000004
【００４５】
このようにして得られた薄鋼板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って行った。
ＡＩ試験は引張試験と同様にＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片に加工し、７％の引張予ひずみを試験片に付与した後、１００℃×６０分の熱処理を施してから再度引張試験を実施した。ここでＡＩとは、再引張での上降伏点から１０％の引張り予ひずみの流動応力を差し引いたと定義される。
伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従い、穴拡げ値にて評価した。
なお、表２において「ＴＳ」は引張最高強度であり、「ＹＳ」は降伏強度であり、「ＥＩ」は伸びであり、「ＡＩ」は時効指数であり、「λ」は穴拡げ率である。
【００４６】
一方、ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおける視野の写真にて行った。ミクロ組織の体積分率とは上記金属組織写真において面積分率で定義される。本発明の鋼板は、上述の通り、主にＰＦとαｑから構成される。αｑとは日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトと無拡散のマルテンサイトの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織のうちのひとつである。αｑとはＰＦと同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。
【００４７】
本発明例については、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が主に均一なフェライトからなり、疲労特性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板が得られている。すなわち、本発明記載の方法によって評価した穴拡げ値が１４０％を上回っている。
また、疲労特性は完全両振り曲げ試験によって評価し、繰り返し数１×１０７回での疲労強度の上限と定義した。結果は表２及び表３のとおり、本発明例では疲労強度にも優れている。
これに対して本発明外のものは、化学成分または／および製造方法が発明の範囲外にあり、結果として強度、穴拡げ性、疲労特性などが劣位となっていることが分かる。
また、表２において、成分が本発明外である鋼Ｋ−１，Ｋ−２では、疲労限が２００以下であるため本発明外となっている。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明によって得られる鋼板は、特に自動車のシャシー及び足回り部品に好適で、中でもホイールディスク用として最適である。伸びフランジ性を初めとする成形性に優れるため、デザインの自由度を高め、いわゆる高意匠性ホイールを実現する。塗装後の耐食性に優れ、また、高強度であるので板厚を低減することが可能となり、自動車車体の軽量化を通じて地球環境保全に貢献するものである。