(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％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｐ  ：０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０３００％以下、
Ａｌ：２．００％以下、
Ｎ  ：０．０１００％以下（０は含まない）、
Ｏ  ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３８０％、を含み、
Ｓｉ＋５Ａｌ：０．５０〜１２．００％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
式（ａ）で表わされるＴｉｅｆが０．０１〜０．３０％であり、
前記鋼板の圧延方向を幅方向からみた断面において、隣接する結晶の方位差が１５°以上ある場合を粒界とし、当該粒界によって囲まれた領域であり、前記領域の円相当粒径が０．３μｍ以上であるものを結晶粒とした場合に、前記結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒が、鋼板表面から板厚の１／４の深さでは面積分率で５０．０％以上含み、鋼板表面から１０μｍ深さでは面積分率で９５．０％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、鋼板表面から板厚の１／４の深さでは面積分率で２．０％以上１０．０％以下であり、鋼板表面から１０μｍ深さでは面積分率で０．５％以上１０．０％以下であり、
Ｔｉ炭化物中のＴｉの質量が、式（ａ）で表わされるＴｉｅｆに対して、質量比率で４０％以上であり、当該Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下のものの質量が、当該Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものの質量の５０％以上であり、
さらに鋼板表面から１０μｍ深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ１と、鋼板表面から１００μｍ深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ２と、鋼板表面から板厚の１／４の深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ３が、式（ｂ）および式（ｃ）を満たすことを特徴とする熱延鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・式（ａ）
ただし、［Ｔｉ］［Ｎ］［Ｓ］はそれぞれＴｉ、Ｎ、Ｓの質量％を示す。
ＨＶ１／ＨＶ３≦０．８０・・・式（ｂ）
ＨＶ２／ＨＶ３≧０．８０・・・式（ｃ）
【請求項２】
さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
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に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
さらに前記Ｆｅの一部に代えて、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または請求項２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
さらに前記Ｆｅの一部に代えて、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〜請求項３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の延性と疲労特性と表層被削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〜請求項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（ｄ）で規定されるＴ１以上の温度に加熱し、加熱したスラブを複数段の連続圧延からなる仕上圧延を含む熱間圧延をするに際し、
鋼板の中心温度が１０００℃から式（ｆ）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、前記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、最も後段側から２段目の仕上圧延の段を、圧延ロール温度が４５０℃以上となるようにして行い、最も後段側の仕上圧延の段を、圧延ロール温度が３００℃以下となるようにして行い、かつ最も後段側の仕上圧延の段での圧延後の鋼板温度が、式（ｅ）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秒以上保持し、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熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・式（ｄ）
Ｔ２（℃）＝８７０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・式（ｅ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・式（ｆ）
ただし、式（ｆ）で計算されるＡｒ３温度が９００℃を超える場合には、Ａｒ３＝９００℃とする。なお、式（ａ）、式（ｄ）、式（ｅ）、式（ｆ）中の［元素記号］は、カッコ内の元素の鋼板中の質量％を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性と疲労特性と表層被削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】
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。
【０００６】
また、特に高い意匠性が求められるホイールディスクにおいては、上記の加工性と疲労耐久性に加えて表層の被削性が求められることがある。ディスクをリムに被せる形で溶接する高意匠性ホイールでは、ディスクとリムを溶接する前にディスクの表面を１０〜５０μｍ程度切削し、リムとの当たり面の隙間を無くして溶接する。このときディスクの被削性が良好であると、歩留まりの向上や切削工具の長寿命化により製造コストが改善する。
【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級に高強度化しつつある。
【０００８】
一般的に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向上できるといわれている。
【０００９】
一方ＤＰ鋼は、曲げ成形や穴拡げ加工、バーリング加工に代表される局部変形能が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ひずみ集中や応力集中が発生し、クラックが発生することが理由である。
【００１０】
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。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。単一組織鋼とすることで前述したようなひずみ集中、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と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、特許文献３、特許文献４）。
【００１３】
しかし特許文献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。さらに特許文献４にて提案された鋼板は、結晶粒を微細化するため、圧延の途中に冷却することが必要である。そのため、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。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は上回るものの、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。
【００１５】
しかし、強度を確保するためにベイナイト組織の面積分率を高めた結果、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。
【００１６】
さらに特許文献７、特許文献８、特許文献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。
【００１７】
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。
【００１８】
一方で、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。例えば特許文献１０、特許文献１１には、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（疲労強度と引張強さ（ＴＳ）との比（疲労強度／ＴＳ））の良好な熱延鋼板が記載されている。また、疲労き裂は材料の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特許文献１２に、更にマルテンサイト組織の細粒化による疲労特性の向上が特許文献１３に記載されている。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、固溶強化や析出強化などの強化機構と比較して強度の上昇が小さいため、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。
【００１９】
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、および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＞細粒強化の順に影響され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。析出強化は固溶強化よりも合金添加量あたりの引張強さ上昇量が大きいものの、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ため、疲労特性が重要と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。
【００２０】
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１４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。
【００２１】
特許文献１５、特許文献１６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１５および特許文献１６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、有効な解決手段は提案されていない。
【００２２】
被削性の向上についていえば、  一般に「被削性が優れる」とは、
・切削時に使用する工具の摩耗が少なく、工具の寿命が長いこと、
・切削時に排出される切りくずが細かく分断されており、切りくず処理性に優れること、
・加工の際に工具に作用する力である切削抵抗が低いこと、
・切削面および研削面の仕上がりが良好であること、
などを意味する。
【００２３】
被削性の向上に対しては、主に切削方法（切削条件、工具材質、工具形状など）の適正化で対応されることが多い。しかしながら、被削性は鋼材そのものの特性に支配される場合もあり、特に、長い工具寿命を安定して確保するため、鋼材の被削性の向上が重要な課題となっている。
【００２４】
一般に、鋼材の被削性はＰｂの添加により向上することがよく知られている。しかしながら、Ｐｂの添加は、鋼材価格の上昇を伴うばかりでなく、環境汚染を招く懸念がある。そこで、Ｐｂを添加せずに鋼材の被削性を改善する技術の研究が進められてきた。その代表的なものは、硫化物系介在物であるＭｎＳの活用による被削性改善技術であり、多くの検討がなされ、実用化されているものもある。
【００２５】
しかし、自動車用鋼板に関しては、ＭｎＳが割れの起点となり穴広げ性や伸びの低下の原因となるため、Ｓの多量の含有は避ける場合が多い。すなわち、自動車用鋼板に関しては、介在物を積極的に活用することはせずに被削性を改善することが強く望まれている。
【００２６】
例えば特許文献１７では球状化セメンタイトを活用し、降伏応力を下げることによって被削性を向上させているが、工具鋼を念頭においているため、製造する際に長時間の熱処理が必要であり、自動車用鋼板への適用は難しい。また、特許文献１８ではフェライト−パーライト組織中のフェライト分率を制御することで被削性を向上させているが、鋼板全体が軟化するため疲労耐久性を確保するには浸炭−熱処理工程が必要であり、自動車用鋼板への適用は難しい。
【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】特開平１１−９２８５９号公報
【特許文献１１】特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献１２】特開２００４−２１１１９９号公報
【特許文献１３】特開２０１０−７０７８９号公報
【特許文献１４】特開平０４−３３７０２６号公報
【特許文献１５】特開２００５−３２０６１９号公報
【特許文献１６】特開平０７−９０４７８号公報
【特許文献１７】特開２０１２−１２６９５３号公報
【特許文献１８】特開２０１１−８９１８９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、延性と疲労特性と表層被削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。
【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。
【００３１】
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、引張強さと均一伸びの積：ＴＳ×ｕ―Ｅｌ≧８０００ＭＰａ％を満たすことが必要である。また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６  ２０１０に基づいて測定される穴広げ率（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、引張強さと穴広げ率の積：ＴＳ×λ≧３６０００ＭＰａ％を満たすことが必要である。  ただし引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１  ２０１１に基づいて測定される引張強さを表す。
【００３２】
さらに、ここで定義する表層被削性とは、表層切削試験を行った際の、平均切削抵抗（Ｐａｖｅ）と、切削抵抗の最大値と最小値の差（ΔＰ）である。ＰａｖｅおよびΔＰが大きいと切削工具の摩耗速度の増加や、かじりによる切削工具先端の欠けを誘発するため、切削工具の寿命が短くなる。軟鋼と遜色ない切削工具寿命を保つためには、平均切削抵抗と降伏応力（ＹＰ）の比：Ｐａｖｅ／ＹＰ≦０．６０（Ｎ／ＭＰａ）及びΔＰ≦３００Ｎを満たすことが必要である。ただし降伏応力（ＹＰ）はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１  ２０１１に基づいて測定される耐力（全伸び法）、Ｒｒ０．２とする。表層切削試験については後述する。
【課題を解決するための手段】
【００３３】
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、延性と疲労特性と表層被削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。
（１）  化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．２００％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｐ  ：０．１００％以下、
Ｓ  ：０．０３００％以下、
Ａｌ：２．００％以下、
Ｎ  ：０．０１００％以下（０は含まない）、
Ｏ  ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３８０％、を含み、
Ｓｉ＋５Ａｌ：０．５０〜１２．００％を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
式（ａ）で表わされるＴｉｅｆが０．０１〜０．３０％であり、
前記鋼板の圧延方向を幅方向からみた断面において、隣接する結晶の方位差が１５°以上ある場合を粒界とし、当該粒界によって囲まれた領域であり、前記領域の円相当粒径が０．３μｍ以上であるものを結晶粒とした場合に、前記結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒が、鋼板表面から板厚の１／４の深さでは面積分率で５０．０％以上含み、鋼板表面から１０μｍ深さでは面積分率で９５．０％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、鋼板表面から板厚の１／４の深さでは面積分率で２．０％以上１０．０％以下であり、鋼板表面から１０μｍ深さでは面積分率で０．５％以上１０．０％以下であり、
Ｔｉ炭化物中のＴｉの質量が、式（ａ）で表わされるＴｉｅｆに対して、質量比率で４０％以上であり、当該Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下のものの質量が、当該Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものの質量の５０％以上であり、さらに鋼板表面から１０μｍ深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ１と、鋼板表面から１００μｍ深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ２と、鋼板表面から板厚の１／４の深さにあるフェライト粒内のビッカース硬度ＨＶ３が、式（ｂ）および式（ｃ）を満たすことを特徴とする熱延鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（ａ）
ただし、［Ｔｉ］［Ｎ］［Ｓ］はそれぞれＴｉ、Ｎ、Ｓの質量％を示す。
ＨＶ１／ＨＶ３≦０．８０・・・（ｂ）
ＨＶ２／ＨＶ３≧０．８０・・・（ｃ）
（２）  さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
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）に記載の熱延鋼板。
（３）  さらに前記Ｆｅの一部に代えて、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熱延鋼板。
（４）  さらに前記Ｆｅの一部に代えて、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つに記載の熱延鋼板。
（５）  （１）〜（４）のいずれか１つに記載の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（ｄ）で規定されるＴ１以上の温度に加熱し、加熱したスラブを複数段の連続圧延からなる仕上圧延を含む熱間圧延するに際し、
鋼板の中心温度が１０００℃から式（ｆ）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、前記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、最も後段側から２段目の仕上圧延の段を、圧延ロール温度が４５０℃以上となるようにして行い、最も後段側の仕上圧延の段を、圧延ロール温度が３００℃以下となるようにして行い、かつ最も後段側の段での圧延後の鋼板温度が、式（ｅ）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秒以上保持し、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熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・式（ｄ）
Ｔ２（℃）＝８７０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・式（ｅ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・式（ｆ）
ただし、式（ｆ）で計算されるＡｒ３温度が９００℃を超える場合には、Ａｒ３＝９００℃とする。また、式（ａ）、式（ｄ）、式（ｅ）、式（ｆ）中の［元素記号］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】
【００３４】
本発明に係る熱延鋼板は、延性と疲労特性と表層被削性に優れるという効果を奏する。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低コストで可能となり、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】
【００３５】
【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。
【図４】表層切削性評価試験の概要を示す図である。
【図５】切削抵抗の定義を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００３７】
［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、成分に関する含有量の％は質量％である。また、特に断りのない限り、［元素記号］の表記は、含有する当該元素記号の質量％を示す。例えば［Ｓｉ］は、含有するＳｉの質量％を示す。
【００３８】
（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。好ましくは、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い。
一方、０．２００％を超えて添加すると硬質第二相である低温変態生成物の面積分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、好ましくは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。
【００３９】
（Ｓｉ：２．００％以下）
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。２．０％超添加すると延性が大幅に低下するので、Ｓｉの含有量は２．００％以下とする。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が、Ｓｉと同様に二相域温度域を拡大させるＡｌが添加されている場合にはその限りでは無い。そのため、後述するように、Ｓｉ＋５Ａｌが０．５０％〜１２．００％を満足すればよいので、Ｓｉの下限は特に限定しない。
なお、Ｓｉ含有量が０．０５％未満では紡錘形のスケール欠陥が増加する場合があるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることが望ましい。一方、延性低下を回避するため、１．５％以下にすることが望ましい。
【００４０】
（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を３．００％超添加すると、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、中心偏析が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。
【００４１】
（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。
【００４２】
（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。
【００４３】
（Ａｌ：２．００％以下）
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分率で５０．０％以上とするために有効な元素である。Ａｌ含有量が２．００％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２．００％とする。
本発明では、後述するように、Ｓｉ＋５Ａｌが０．５０％〜１２．００％を満足すればよいので、Ａｌの含有量の下限は特に限定しない。
なお、Ａｌの量が少ない場合には、脱酸が不十分でスラブ表面疵の原因となる場合があるので、Ａｌ含有量は０．０２％以上にすることが好ましい。一方、また、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、靭性や延性などが劣化し始める場合があるので、Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．５０％にするとよい。
【００４４】
（Ｓｉ＋５Ａｌ：０．５０％〜１２．００％）
ＳｉとＡｌは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分率で５０．０％以上とするためには、Ｓｉ＋５Ａｌの含有量の下限は０．５％、望ましくは１．０％にするとよい。またＳｉ＋５Ａｌが１２％を超えると、延性・靭性が著しく低下し圧延中に割れが発生する可能性があるため、Ｓｉ＋５Ａｌの上限は１２％とするとよい。
【００４５】
（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％以下にするとよい。一方、０．０００５％未満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。
【００４６】
（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％以下にするとよい。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。
【００４７】
（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％以上添加するとよい。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。
【００４８】
（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式（ａ）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くなるため、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％以上にするとよい。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％超になると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％以下が望ましい。
【００４９】
以上が本発明の熱延鋼板の基本的な化学成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物で構成される。Ｆｅの一部に代えて、さらに下記の成分を含有することができる。
【００５０】
（Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｎｂは、炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、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ので、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。
【００５１】
（Ｖ  ：０．３００％以下）
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ので、Ｖ含有量は０．０１０％以上であることが望ましい。
【００５２】
（Ｃｕ：２．００％以下）
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ので２．００％以下含有するとよい。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ので、好ましくは、Ｃｕ含有量は１．２０％以下にすることが望ましい。一方、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ので、好ましくは０．０１％以上含有するとよい。
【００５３】
（Ｎｉ：２．００％以下）
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、添加してもよいが、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ので、２．００％以下含有するとよい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始める場合があるので、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．６０％以下であることが望ましい。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ので、好ましくは、０．０１％以上含有するとよい。
【００５４】
（Ｃｒ：２．００％以下）
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、添加してもよく、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ので、２．００％以下含有するとよい。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ので、好ましくは、０．０１％以上含有するとよい。
【００５５】
（Ｍｏ：１．００％以下）
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、添加してもよく、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ので、１．００％以下含有するとよい。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ので、好ましくは０．０１％以上含有するとよい。
【００５６】
（Ｍｇ：０．０１００％以下）
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、添加してもよく、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ので、０．０１００％以下含有するとよい。また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になるので、好ましくは、０．０００５％以上含有するとよい。
【００５７】
（Ｃａ：０．０１００％以下）
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、添加してもよく、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ので、０．０１００％以下含有するとよい。また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になるので、好ましくは、０．０００５％以上含有するとよい。
【００５８】
（ＲＥＭ：０．１０００％以下）
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、添加してもよく、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ので、０．１０００％以下含有するとよい。また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になるので、好ましくは、０．０００５％以上含有するとよい。
【００５９】
（Ｂ  ：０．０１００％以下）
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、添加しても良く、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ので、０．０１００％以下含有するとよい。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分率を減じてしまうおそれがあるので、好ましくは、Ｂ含有量は０．０００２％以上含有するとよい。
【００６０】
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。
【００６１】
［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以下の測定間隔で測定した結晶の方位について、隣接する結晶の方位差が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であり、この領域の円相当粒径が０．３μｍ以上であるものを結晶粒と定義する。
【００６２】
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０．５°以下である結晶粒が、鋼板表面から板厚の１／４深さの位置（「板厚１／４深さの位置」という場合がある。）において、全結晶粒に対して面積分率で５０．０％以上、鋼板表面から１０μｍの深さの位置（「１０μｍの深さの位置」という場合がある。）において、全結晶粒に対して面積分率で９５．０％以上含むとよい。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。
【００６３】
結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下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。
鋼板の幅方向で、板端から板幅の１／４Ｗ（幅）または３／４Ｗ（幅）のいずれかの位置において、鋼板の圧延方向を幅方向からみた断面（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深さおよび１０μｍ深さの位置で、鋼板の２００００μｍ２以上の面積領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
【００６４】
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、５０〜３００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、結晶粒内の方位差１５°以上かつ円相当粒径（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０．５°以下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。
【００６５】
板厚１／４深さの位置において、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒が面積分率で５０．０％未満である場合には、延性が悪化し引張強さ（ＴＳ）×均一伸び（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たさなくなる。結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積分率で６０．０％以上、更に望ましくは面積分率で８０．０％以上にするとよい。面積分率
【００６６】
１０μｍの深さの位置において、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積が、全結晶粒に対して９５．０％未満である場合には、表層の切削抵抗が上昇し、Ｐａｖｅ／ＹＰ≦０．６０を満たすことができず表層被削性が悪化する。
【００６７】
本実施形態における結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒と、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、フェライト面積分率が５０．０％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０．５°以下である結晶粒の割合が５０．０％以上であるとは限らない。従って、フェライト面積分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。
【００６８】
［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の面積分率］
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面積分率が、板厚の１／４深さの位置において面積分率で２．０％以上１０．０％以下であり、１０μｍ深さの位置において０．５％以上１０．０％以下であるとよい。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から構成される硬質相は、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、板厚の１／４深さ位置においては面積分率で２．０％以上とする。硬質相の分率が２．０％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切り欠き疲労試験の疲労限（ｃ−ＦＬ）と引張強さ（ＴＳ）の比：ｃ−ＦＬ／ＴＳが０．２５未満になるため、硬質相分率は２．０％以上あることが望ましい。さらに望ましくは５％以上であるとよい。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。
【００６９】
一方で、これらの組織の面積分率が１０．０％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を合わせて、面積分率で１０．０％以下とする必要がある。
【００７０】
また、鋼板表面から１０μｍ深さの位置の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存在は、表層被削性、さらに具体的にいえば切削抵抗の最大値と最小値の差（ΔＰ）に大きく影響する。切削中に切削工具先端に発生する切りくずの大きさが最大となるとき、切削抵抗は最大となる。一方で切りくずが被削材から分離するときに切削抵抗は最小なるため、ΔＰを小さくするには切りくずが大きく成長する前に切りくずが被削材から分離することが望ましい。鋼板表面から１０μｍ深さ位置の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は、表層切削時にボイド（欠陥）の生成サイトになるため、切りくずの分離を促進し、結果としてΔＰを小さくして切削工具を長寿命化する効果を持つ。この効果は、鋼板表面から１０μｍ深さの位置の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面積分率が、０．５％以上のときに発揮される。一方で、鋼板表面から１０μｍ深さの位置の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面積分率が、１０．０％超であると平均切削抵抗が上昇してしまうため、鋼板表面から１０μｍ深さの位置の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を合わせて、面積分率で０．５％以上１０．０％以下とするとよい。
【００７１】
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、および表面から１０μｍ深さの部分を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。
【００７２】
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１２００００μｍ２以上の領域を１０００倍の倍率で、板厚の１／４厚、および表面から１０μｍ深さの部分を、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。
【００７３】
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、および表面から１０μｍ深さの部分を、それぞれ１２００００μｍ２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。
【００７４】
［フェライト粒内のビッカース硬さ］
次に、フェライト粒内のビッカース硬さについて説明する。なお、ここで言うフェライト粒とは鋼板を鏡面研磨後にナイタール腐食して光学顕微鏡で観察した際、黒色に腐食される粒界部分で仕切られた結晶粒について、結晶粒内の腐食むらが小さく、単一色に見える結晶粒を指す。フェライト粒のビッカース硬さを計測する際には、予め鋼板を研磨後にナイタール腐食を行っておく必要がある。
【００７５】
本発明に係る鋼板は、鋼板表面から１０μｍ深さのフェライト粒内のビッカース硬度をＨＶ１、鋼板表面から１００μｍ深さのフェライト粒内のビッカース硬度をＨＶ２、鋼板表面から板厚１／４深さのフェライト粒内のビッカース硬度をＨＶ３とした時、式（ｂ）および式（ｃ）を満たす必要がある。
ＨＶ１／ＨＶ３≦０．８０・・・（ｂ）
ＨＶ２／ＨＶ３≧０．８０・・・（ｃ）
式（ｂ）が満たされれば、Ｐａｖｅ／ＹＰの値が０．６０（Ｎ／ＭＰａ）以下になる。すなわち、表層切削時に切削される部分の硬さ（ＨＶ１）が、鋼板全体の硬さの代表である板厚１／４深さ位置の硬さの８０％の値より小さければ、表層の平均切削抵抗は降伏応力に対して低く、切削工具の寿命は延びる。一方で式（ｂ）が満たされない場合には、Ｐａｖｅ／ＹＰの値が０．６０超となり、表層被削性の良い材料とは言えない。
【００７６】
式（ｃ）が満たされれば、ｃ−ＹＰ／ＹＰの値が０．９０以上になる。式（ｃ）を満たさない材料は、鋼板表面から１００μｍ超の深さまで硬さが小さい組織が広がっているため、Ｐａｖｅ／ＹＰ≦０．６０は満たすが、降伏応力（ＹＰ）に比べて繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）が低くなり、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）と降伏応力（ＹＰ）の比：ｃ−ＹＰ／ＹＰの値が０．９０未満になってしまう。すなわち、切削される表層直下の位置（鋼板表面から１００μｍ深さの位置）の硬さが、鋼板中央部（板厚の１／４深さ位置）の硬さと同等程度（Ｈｖの値で８０％以上）であれば、鋼板の表面部分（表層）の硬さだけが小さいということになる。切削される表面部分のフェライト硬度のみを小さくすることが、表層被削性と疲労特性を両立させるために必要である。
【００７７】
［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（式（ａ）によって求められる。）の４０％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（直径）（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、Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものに対して、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。
【００７８】
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失われない固溶強化鋼や、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、特にそれらの比（ｃ−ＹＰ／ＹＰ）が０．９０以上であること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。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、Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものに対して５０％未満の場合には、析出強化により降伏応力（ＹＰ）は大きく上昇するものの、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の上昇量は小さく、それらの比（ｃ−ＹＰ／ＹＰ）が０．９０未満となる。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。
【００７９】
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、結果として繰り返し降伏応力と降伏応力の比（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、Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものの重量の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。
【００８０】
同様に、鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓから計算されるＴｉｅｆの４０％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の抑制が小さいため、疲労特性向上効果が小さくなる。そのため、上記の繰り返し降伏応力と降伏応力の比（ｃ−ＹＰ／ＹＰ）≧０．９０を満たすことができない。よって鋼中のＴｉ、Ｎ、Ｓから計算されるＴｉｅｆの４０％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％以上であるとよい。
【００８１】
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。
【００８２】
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。具体的には板厚の１／４深さ位置において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。
【００８３】
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。
【００８４】
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、表層被削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、更なる表層被削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、本発明の優れた延性と疲労特性および表層被削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。
【００８５】
［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。
【００８６】
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。
【００８７】
熱間圧延のスラブ加熱時間は、式（ｄ）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・・・式（ｄ）
【００８８】
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（ｆ）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秒以内とするとよい。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・式（ｆ）
ただし、式（ｆ）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、鋼板表面の温度と熱履歴から熱解析により求めることができる。
【００８９】
本発明の効果を得るには、析出したＴｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものに対して、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質量分率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。
【００９０】
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）から２段目の圧延ロールの温度（表面温度）を４５０℃以上にし、最も後段側の圧延ロールの温度（表面温度）を３００℃以下にし、かつ最も後段側の仕上圧延の圧延温度を、式（ｅ）で規定される温度Ｔ２を用いて、（Ｔ２−２０）℃以上（Ｔ２＋１００）℃以下にするとよい。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］・・・式（ｅ）
【００９１】
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ロール温度と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）と２段目の仕上圧延の圧延ロール温度と圧延温度を管理するのである。
なお、圧下率は、各段において以下の式で求められる。
圧下率（％）＝（圧延機の入側の板厚−圧延機の出側の板厚）／（圧延機の入側の板厚）×１００％
【００９２】
圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側の圧延ロールの温度を３００℃以下にするのは、鋼板の表層１０μｍ部分の硬度を小さくし、式（ｂ）を満たすようにするためである。ロール強冷設備の活用により圧延ロール温度を下げることで、鋼板表面の温度を一時的に低下せしめ、完全未再結晶域で圧延できる。完全未再結晶域で圧延したオーステナイト粒は転位密度が高いために高温で変態し、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の割合を高めることができ、表層のフェライト硬度を低下させることができる。一方で、最も後段側の圧延ロールの温度が３００℃超の場合には式（ｂ）を満たすことができず、表層被削性が劣化する。
【００９３】
さらに、発明者らの鋭意検討の結果、最も後段側から２段目の圧延ロール温度の制御も重要であることが分かった。この圧延ロールの温度が４５０℃未満であると、鋼板表層の温度が大きく低下し、前述のメカニズムにより表層から１００μｍの部分のフェライト硬度も小さくなるため、式（ｃ）を満たすことができなくなる。結果として疲労特性が劣化するため、最も後段側から２段目の圧延ロール温度は４５０℃以上とするとよい。
【００９４】
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。
【００９５】
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０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％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（ｅ）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。
【００９６】
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％未満が望ましい。
【００９７】
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以上で冷却するとよい。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０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、延性が低下する。
【００９８】
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分率が減少し、変態温度が低下するためと考えられる。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限定しない。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、２００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００９９】
１次冷却に続いて、７３０℃以上８３０℃以下の温度域で３秒以上保持する。これにより、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率を５０．０％以上にすることができる。保持時間は、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℃以下で５秒以上である。上記保持温度域にて上記保持時間滞留すればよく、保持の方法や、保持している間のヒートパターンは特に限定されない。例えば、上記保持温度域に、３秒以上滞留するよう冷却（空冷等）してもよい。
【０１００】
この保持温度の高温化により、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率が増大することから、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒は、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。保持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０．５°以下である結晶粒の面積分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、保持時間は１５秒未満が望ましい。
【０１０１】
保持温度が８３０℃超では、式（ａ）で表わされるＴｉｅｆの４０％未満に相当する質量のＴｉしか、組織中にＴｉ炭化物として析出しないため、疲労特性が劣化する。また、保持温度が７３０℃未満では、結晶粒内の平均方位差が０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、延性が低下する。
【０１０２】
続きて２次冷却を行う。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。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の面積分率が２．０％未満となり、切り欠き疲労特性が劣化する。
【０１０３】
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限定しないが、５００℃／ｓ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℃／ｓ未満にすることが望ましい。
【０１０４】
巻き取り工程では巻き取り温度を３００℃以下にする。巻き取り温度が３００℃超の温度で巻き取った場合、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。
【０１０５】
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してもよい。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。
【０１０６】
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】
【０１０７】
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、および表２−３（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、表３−３、表３−４、表３−５、および表３−６（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。
【０１０８】
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、板幅の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（％）を用いた。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から採取した穴広げ試験片を使用し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５６  ２０１０に基づいて測定した。
また、本発明における鋼板は、引張強さ（ＴＳ）≧５４０ＭＰａで、引張強さ（ＴＳ）×均一伸び（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％で、引張強さ（ＴＳ）×穴広げ率（λ）≧３６０００ＭＰａ％を満たす鋼板であることを確認した。
【０１０９】
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。
【０１１０】
図２の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。
【０１１１】
図３の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。
【０１１２】
表層切削性評価試験の概要を図４に示す。切削速度１．０ｍ／ｍｉｎ、切り込み深さ０．０２ｍｍ、切削幅３．５ｍｍ、切削長さ３０ｍｍの切削条件で二次元切削を実施し、加工中の切削抵抗の測定を行った。工具には、ＪＩＳ  Ｂ  ４０５３：２０１３（切削用超硬質工具材料の使用分類及び呼び記号の付け方）で、Ｐ２０種の超硬合金を使用した。切削抵抗の測定には、ＫＩＳＴＬＥＲ製の４成分動力計「９２７２」を使用し、この動力計の上に供試材を固定した状態で切削試験を実施した。切削試験によって得られた試験データの例を図５に示す。縦軸の切削抵抗とは、４成分動力計から得られた応力成分のベクトルを合成したものであり、切削抵抗＝√｛（切削方向の応力成分）２＋（切削方向と垂直方向の応力成分）２｝で表わされる。図５のデータから切削抵抗の平均値Ｐａｖｅと切削抵抗の最大値と最小値の差ΔＰを算出し、Ｐａｖｅ／ＹＰ≦０．６０（Ｎ／ＭＰａ）かつΔＰ≦３００（Ｎ）を満たす鋼板を表層被削性に優れる鋼板とした。
【０１１３】
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および表層被削性を有していることが確認された。
【０１１４】
一方、鋼番２、２０は加熱温度が式（ｄ）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、Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のものの質量に対する、粒径７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の質量が５０％未満となり、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）／降伏応力（ＹＰ）≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１１５】
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（ｅ）で規定される温度Ｔ２に対して、（Ｔ２−２０）℃未満であったため、引張強さ（ＴＳ）×穴広げ率（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。
【０１１６】
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（ｅ）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０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、引張強さ（ＴＳ）×均一伸び（ｕ―Ｅｌ）≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１７】
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、Ｔｉ炭化物のうち円相当粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のもの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。
【０１１８】
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０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、ＴＳ×ｕ―Ｅｌ≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１１９】
鋼番１０、２８は保持温度が７３０℃未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、ＴＳ×ｕ―Ｅｌ≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２０】
鋼番１３、３１は保持開始温度が８３０℃以上であったため、式（ａ）で表わされるＴｉｅｆの４０％未満の重量のＴｉしか、組織中にＴｉ炭化物として析出しておらず、ｃ−ＹＰ／ＹＰ≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１２１】
鋼番１４、３２は保持時間が３秒未満であったため、板厚の表層から１／４深さでの結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、ＴＳ×ｕ―Ｅｌ≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２２】
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、板厚の表層から１／４深さでの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２．０％未満となり、ｃ−ＦＬ／ＴＳ≧０．２５を満たすことができなかった。
【０１２３】
鋼番１７、３５は巻き取り温度が３００℃超であったため、板厚の表層から１／４深さでの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２．０％未満となり、ｃ−ＦＬ／ＴＳ≧０．２５を満たすことができなかった。
【０１２４】
鋼番３７はＣの添加量が０．０３０％未満であったため、板厚の表層から１／４深さでの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２．０％未満となり、強度５４０МＰａを確保できなかった。
【０１２５】
鋼番４０はＣの添加量が０．２００％超であったため、板厚の表層から１／４深さでの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１０．０％以上となり、ＴＳ×λ≧３６０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１２６】
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。
【０１２７】
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。
【０１２８】
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。
【０１２９】
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。
【０１３０】
鋼番５０はＡｌの添加量が２．００％超であったため、圧延中に割れが発生した。
【０１３１】
鋼番５５はＳｉ＋５Ａｌが０．５０％未満であったため、板厚の表層から１／４深さでの結晶粒内の方位差の平均が０．５°以下である結晶粒の面積分率が５０．０％未満となり、ＴＳ×ｕ―Ｅｌ≧８０００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
【０１３２】
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。
【０１３３】
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。
【０１３４】
鋼番５９はＴｉｅｆが０．０１０％未満であったため、式（ａ）で表わされるＴｉｅｆの４０％未満の重量のＴｉしか、組織中にＴｉ炭化物として析出しておらず、ｃ−ＹＰ／ＹＰ≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１３５】
鋼番６８はＳｉの添加量が２．００％超であったため圧延中に割れが発生した。
【０１３６】
鋼番６９、７１は圧下率が１０％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側から２段目の仕上圧延の段の、圧延ロール温度が４５０℃未満であったため、表層から深さ方向に１００μｍの位置の組織が軟化したため、ｃ−ＹＰ／ＴＳ≧０．９０を満たすことができなかった。
【０１３７】
鋼番７０、７２は圧下率が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、圧延ロール温度が３００℃超であったため、表層組織を軟化させることができず、Ｐａｖｅ／ＹＰ≦０．６０を満たすことができなかった。
【０１３８】
【表１】
0006699307.tif 000002
【０１３９】
【表２−１】
0006699307.tif 000003
【０１４０】
【表２−２】
0006699307.tif 000004
【０１４１】
【表２−３】
0006699307.tif 000005
【０１４２】
【表３−１】
0006699307.tif 000006
【０１４３】
【表３−２】
0006699307.tif 000007
【０１４４】
【表３−３】
0006699307.tif 000008
【０１４５】
【表３−４】
0006699307.tif 000009
【０１４６】
【表３−５】
0006699307.tif 000010
【０１４７】
【表３−６】
0006699307.tif 000011
【産業上の利用可能性】
【０１４８】
本発明による熱延鋼板は、延性、疲労特性、および表層被削性に優れている。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】
0006699307.tif 000012
【図２】
0006699307.tif 000013
【図３】
0006699307.tif 000014
【図４】
0006699307.tif 000015
【図５】
0006699307.tif 000016