(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、さらに、Ｔｉ：０．０１％以上、０．１４％以下、及び、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９％以下の１種又は２種を、下記式（１）及び（２）を満足する範囲で含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
最表層から板厚１／６厚までの領域における板厚断面の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比が３．５以下である
ことを特徴とする穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
６５≦３１５×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｓｉ］−３０×［Ａｌ］
＋（３５×［Ｖ］＋２０×［Ｃｒ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］
＋５×［Ｍｏ］）≦１５０                                    ・・・（１）
０．１×［Ｍｎ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ａｌ］≦１．１            ・・・（２）
［元素］：元素の質量％
【請求項２】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上、０．００５％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０．１０％以上、２．００％以下、Ｗ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｃｕ：０．０４％以上、２．００％以下、Ｎｉ：０．０２％以上、１．００％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．１０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０００５％以上、０．０５０％以下含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
前記最表層から板厚１／６位置までの領域における板厚断面の｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比が２．０以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する製造方法であって、
（ｉ）請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片を、１１５０℃以上、１３００℃以下に加熱して、熱間圧延に供し、最終パスでの形状比Ｌfと最終パスの１段前のパスでの形状比Ｌf-1の和が下記式（３）を満足するように、かつ、９００℃以上の温度域で熱間圧延を終了し、
（ii）熱間圧延終了後、熱延鋼板を、（ii-1）１０℃／秒以上の冷却速度で、６００〜８５０℃の冷却停止温度まで冷却し、（ii-2）冷却停止温度で１〜１０秒保持し、（ii-3）保持後、再度、１０℃／秒以上の冷却速度で、７００℃〜室温の巻取温度まで冷却して巻き取る
ことを特徴とする穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｌf＋Ｌf-1≧８．０                                              ・・・（３）
Ｌf＝√｛Ｒf×（ｔin(f)−ｔout(f）)｝÷（２ｔout(f)＋ｔin(f)）／３
Ｌf：最終パスでの形状比
Ｒf：最終パスでのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f)：最終パスでの入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f)：最終パスでの出側板厚（ｍｍ）
Ｌf-1＝√｛Ｒf-1×（ｔin(f-1)−ｔout(f-1）)｝÷（２ｔout(f-1)＋ｔin(f-1)）／３
Ｌf-1：最終パスの１段前での形状比
Ｒf-1：最終パスの１段前でのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f-1)：最終パスの１段前での入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f-1)：最終パスの１段前での出側板厚（ｍｍ）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として、自動車のシャシー等の構造部品に使用する高強度熱延鋼板、特に、穴拡げ加工性に優れ、かつ、アーク溶接部の疲労特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。なお、本発明でいう高強度熱延鋼板は、強度が７８０ＭＰａ以上のものを指す。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費改善のための軽量化と衝突時の安全性確保の両立のため、自動車用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。高強度化は、一般的に、加工性の劣化をもたらすことから、成分組成及び製造方法の最適化により、強度と加工性が両立するミクロ組織を有する鋼の開発が盛んに行われ、例えば、ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼、析出強化鋼が開発されている。
【０００３】
穴拡げ性は、特に、足回り部品の加工において重要な特性であり、ＴｉやＮｂを添加した析出強化鋼やベイナイト単相鋼のような、組織内の強度分布が比較的小さい鋼板が開発されている。
【０００４】
一方、疲労特性は、母材の高強度化に伴い一般的には向上する。しかし、特に、溶接部の疲労特性の向上は、母材強度の向上に比べて小さく、場合によっては、低強度材に比べて低下してしまう場合もある。そのため、溶接部疲労特性に優れた高強度鋼板が求められている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、重量％にて、Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．０５０〜０．１０％、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、伸び率にして１．０％以上１０．０％未満の歪が加えられている耐食性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献１開示の高強度熱延鋼板は、ＭｏとＮｂの複合添加で、溶接部熱影響部の軟化を抑制し疲労特性の向上を図るものであるが、特許文献１には、溶接熱影響部の軟化抑制は示されているが、実際に、疲労特性が向上したか否かは明らかにされていない。また、特許文献１に、ＭｏとＮｂの複合添加による集合組織の変化は記載されていない。
【０００７】
疲労特性を改善するためには、疲労亀裂の発生又は亀裂の進展を抑制する必要があるが、疲労亀裂伝播速度が低い厚鋼板として、特許文献２に、重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．２０、０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦２．０、Ｐ≦０．０５、Ｓ≦０．０２を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、Ｘ線で測定した板厚方向の（２００）回折強度比が２．０〜１５．０で、かつ、回復又は再結晶フェライト粒の面積率が１５〜４０％であることを特徴とする板厚方向の疲労き裂伝播速度が低い厚鋼板が開示されている。
【０００８】
特許文献２開示の厚鋼板は、板厚方向の（２００）回折強度比２．０〜１５．０を特徴とするが、板厚表層部の結晶方位を規定したものではない。
【０００９】
特許文献３には、表層、内層、及び、裏層の合計３層からなる複層厚鋼板において、表層及び裏層が、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％未満、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０１％、Ｃeq≦０．２４、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、内層が、Ｃeq：０．３０〜０．７０を満足し、表層及び裏層の厚さがそれぞれ１．５〜１０ｍｍ、表層及び裏層の合計厚さの鋼板全厚さに対する比が０．０５〜０．３０であることを特徴とする溶接部の疲労強度に優れた溶接構造用高張力複層厚鋼板が開示されている。
【００１０】
特許文献３開示の溶接構造用高張力服装厚鋼板は、表裏層の成分組成、及び、表裏層の合計厚差が鋼板全厚差に対する比を特徴とし、表層のＣeqを小さくし、表層での亀裂発生を抑制することを目的としているものであり、また、集合組織は規定されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平０５−１９５１４２号公報
【特許文献２】特開平０８−１９９２８６号公報
【特許文献３】特開平０８−２２５８８５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、従来鋼板の課題を踏まえ、高強度鋼板において、熱延条件を最適化して、熱延鋼板表層〜１／６厚位置に発達する剪断層の結晶方位を最適化するとともに、成分組成を最適化して、穴拡げ性を確保しつつ溶接部の疲労強度を著しく高めることを課題とし、該課題を解決する高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、Ｎｂ及び／又はＴｉを含む成分系の鋼板において、成分組成と熱延条件を最適化すれば、穴拡げ性を確保しつつ、溶接部の疲労特性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級以上の高強度熱延鋼板を得ることができることを知見した。
【００１４】
即ち、本発明者らは、Ｎｂ及び／又はＴｉを含む鋼において発達し易い表層集合組織のなかで、溶接部の亀裂伝播を著しく促進する｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群をできるだけ抑制し、｛２１１｝＜１１１＞方位を増加することで、優れた溶接部疲労特性を得ることができることを新たに知見した。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次の通りである。
【００１６】
（１）成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、さらに、Ｔｉ：０．０１％以上、０．１４％以下、及び、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９％以下の１種又は２種を、下記式（１）及び（２）を満足する範囲で含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比が３．５以下である
ことを特徴とする穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
６５≦３１５×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｓｉ］−３０×［Ａｌ］
＋（３５×［Ｖ］＋２０×［Ｃｒ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］
＋５×［Ｍｏ］）≦１５０                                    ・・・（１）
０．１×［Ｍｎ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ａｌ］≦１．１            ・・・（２）
［元素］：元素の質量％
【００１７】
（２）前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上、０．００５％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０．１０％以上、２．００％以下、Ｗ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｃｕ：０．０４％以上、２．００％以下、Ｎｉ：０．０２％以上、１．００％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．１０％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１８】
（３）前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上を、合計で０．０００５％以上、０．０５０％以下含むことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１９】
（４）前記最表層から板厚１／６までの領域における｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比が２．０以上であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【００２０】
（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する製造方法であって、
（ｉ）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を、１１５０℃以上、１３００℃以下に加熱して、熱間圧延に供し、最終パスでの形状比Ｌfと最終パスの１段前のパスでの形状比Ｌf-1の和が下記式（３）を満足するように、かつ、９００℃以上の温度域で熱間圧延を終了し、
（ii）熱間圧延終了後、熱延鋼板を、（ii-1）１０℃／秒以上の冷却速度で、６００〜８５０℃の冷却停止温度まで冷却し、（ii-2）冷却停止温度で１〜１０秒保持し、（ii-3）保持後、再度、１０℃／秒以上の冷却速度で、７００℃〜室温の巻取温度まで冷却して巻き取る
ことを特徴とする穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｌf＋Ｌf-1≧８．０                                              ・・・（３）
Ｌf＝√｛Ｒf×（ｔin(f)−ｔout(f）)｝÷（２ｔout(f)＋ｔin(f)）／３
Ｌf：最終パスでの形状比
Ｒf：最終パスでのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f)：最終パスでの入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f)：最終パスでの出側板厚（ｍｍ）
Ｌf-1＝√｛Ｒf-1×（ｔin(f-1)−ｔout(f-1）)｝÷（２ｔout(f-1)＋ｔin(f-1)）／３
Ｌf-1：最終パスの１段前での形状比
Ｒf-1：最終パスの１段前でのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f-1)：最終パスの１段前での入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f-1)：最終パスの１段前での出側板厚（ｍｍ）
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の結晶方位を表示するφ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を示す。
【図２】平面曲げ疲労試験に供する試験片の形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板（以下「本発明熱延鋼板」ということがある。）は、
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、さらに、Ｔｉ：０．０１％以上、０．１４％以下、及び、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９％以下の１種又は２種を、下記式（１）及び（２）を満足する範囲で含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比が３．５以下である
ことを特徴とする。
６５≦３１５×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｓｉ］−３０×［Ａｌ］
＋（３５×［Ｖ］＋２０×［Ｃｒ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］
＋５×［Ｍｏ］）≦１５０                                    ・・・（１）
０．１×［Ｍｎ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ａｌ］≦１．１            ・・・（２）
［元素］：元素の質量％
【００２４】
本発明の穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、本発明熱延鋼板を製造する製造方法であって、
（ｉ）本発明熱延鋼板の成分組成を有する鋼片を、１１５０℃以上、１３００℃以下に加熱して、熱間圧延に供し、最終パスでの形状比Ｌfと最終パスの１段前のパスでの形状比Ｌf-1の和が下記式（３）を満足するように、かつ、９００℃以上の温度域で熱間圧延を終了し、
（ii）熱間圧延終了後、熱延鋼板を、（ii-1）１０℃／秒以上の冷却速度で、６００〜８５０℃の冷却停止温度まで冷却し、（ii-2）冷却停止温度で１〜１０秒保持し、（ii-3）保持後、再度、１０℃／秒以上の冷却速度で、７００℃〜室温の巻取温度まで冷却して巻き取る
ことを特徴とする。
Ｌf＋Ｌf-1≧８．０                                              ・・・（３）
Ｌf＝√｛Ｒf×（ｔin(f)−ｔout(f）)｝÷（２ｔout(f)＋ｔin(f)）／３
Ｌf：最終パスでの形状比
Ｒf：最終パスでのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f)：最終パスでの入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f)：最終パスでの出側板厚（ｍｍ）
Ｌf-1＝√｛Ｒf-1×（ｔin(f-1)−ｔout(f-1）)｝÷（２ｔout(f-1)＋ｔin(f-1)）／３
Ｌf-1：最終パスの１段前での形状比
Ｒf-1：最終パスの１段前でのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f-1)：最終パスの１段前での入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f-1)：最終パスの１段前での出側板厚（ｍｍ）
【００２５】
以下、本発明熱延鋼板と本発明製造方法について説明する。
【００２６】
まず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る「％」は「質量％」を意味する。
【００２７】
成分組成
Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下
Ｃは、強度の向上に有効な元素である。Ｃが０.０２％未満であると、所要の強度を確保できないので、Ｃは０．０２％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
【００２８】
一方、Ｃが０．１５％を超えると、強度が上昇しすぎて、延性が低下するとともに、溶接性が低下するので、Ｃは０．１５％以下とする。好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．０９％以下である。
【００２９】
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｓｉは、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｉが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは、溶接性の観点から、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
【００３０】
一方、Ｓｉが２．００％を超えると、加工性が低下し、また、表面性状が低下するので、Ｓｉは２．００％以下とする。好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
【００３１】
Ｍｎ：０．５０％以上、２．５０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎが０．５０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは０．５０％以上とする。好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．３０％以上である。
【００３２】
一方、Ｍｎが２．５０％を超えると、溶接割れ感受性が上昇するので、Ｍｎは２．５０％以下とする。好ましくは２．２０％以下、より好ましくは２．００％以下である。
【００３３】
Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ｐは、強度の向上に寄与する元素である。Ｐが０．００１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｐは０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。
【００３４】
一方、Ｐが０．１００％を超えると、粒界へ偏析し、局部延性、溶接性、及び、靱性を阻害するので、Ｐは０．１００％以下とする。好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００３５】
Ｓ：０．０００５％以上、０．０５０％以下
Ｓは、ＭｎＳを生成し、局部延性、溶接性、及び、靭性を阻害する元素である。Ｓを０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｓは０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００５０％以上である。
【００３６】
一方、Ｓが０．０５０％を超えると、局部延性、溶接性、及び、靭性が著しく低下するので、Ｓは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０１０以下である。
【００３７】
Ａｌ：０．０１％以上、０．５０％以下
Ａｌは、脱酸材として機能する元素である。Ａｌが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上である。
【００３８】
一方、Ａｌが０．５０％を超えると、鋼が脆化するとともに、表層の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群の発達を促進して、溶接部の疲労強度を阻害するので、Ａｌは０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【００３９】
Ｎ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
Ｎは、窒化物を形成し、延性や穴拡げ性を阻害する元素であり、また、溶接時、ブローホール発生の原因になり、溶接部疲労特性を阻害する元素である。
【００４０】
Ｎを０．０００１％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｎは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００３５％以上である。
【００４１】
一方、Ｎが０．０１０％を超えると、延性、穴拡げ性、及び、溶接部疲労特性が著しく低下するので、Ｎは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
【００４２】
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１４％以下
Ｔｉは、ＴｉＣとして、冷却中又は巻取り中、フェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉが０．０１％未満であると、オーステナイト中にＴｉＮとして消費され、析出強化効果が十分に得られないので、Ｔｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
【００４３】
一方、Ｔｉが０．１４％を超えると、靭性や溶接性が低下するので、Ｔｉは０．１４％以下とする。好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
【００４４】
Ｎｂ：０．００５％以上、０．０９％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度の向上に寄与するとともに、結晶粒を微細化し、延性と穴拡げ性の向上に寄与する元素である。Ｎｂが０．００５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂは０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。
【００４５】
一方、Ｎｂが０．０９％を超えると、靭性や延性が低下するので、Ｎｂは０．０９％以下とする。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００４６】
本発明熱延鋼板の成分組成は、鋼板特性の改善のため、(a)Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖの１種又は２種以上、及び／又は、(b) Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種又は２種以上を含んでもよい。
【００４７】
(a)群元素
Ｂ：０．０００３％以上、０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｂが０．０００３％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｂは０．０００３％以上が好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。
【００４８】
一方、Ｂが０．００５％を超えると、添加効果が飽和する一方、靭性が劣化するので、Ｂは０．００５％以下が好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。
【００４９】
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５０％以下
Ｃｒ：０．１０％以上、２．００％以下
Ｗ  ：０．０１％以上、２．００％以下
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗは、いずれも、焼入れ性を高めるとともに、炭化物を形成して、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏが０．０２％未満、Ｃｒが０．１０％未満、又は、Ｗが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．０２％以上、Ｃｒは０．１０％以上、Ｗは０．０１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｍｏは０．０５％以上、Ｃｒは０．１３％以上、Ｗは０．０５％以上である。
【００５０】
一方、Ｍｏが０．５０％を超え、Ｃｒが２．００％を超え、又は、Ｗが２．００％を超えると、延性や溶接性が低下するので、Ｍｏは０．５０％以下、Ｃｒは２．００％以下、Ｗは２．００％以下が好ましい。より好ましくは、Ｍｏは０．３０％以下、Ｃｒは１．５０％以下、Ｗは１．５０％以下である。
【００５１】
Ｃｕ：０．０４％以上、２．００％以下
Ｃｕは、強度の向上に寄与するとともに、耐食性やスケールの剥離性を高める元素である。Ｃｕが０．０４％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃｕは０．０４％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｕが２．００％を超えると、表面疵が発生するので、Ｃｕは２．００％以下が好ましい。より好ましくは１．５０％以下である。
【００５２】
Ｎｉ：０．０２％以上、１．００％以下
Ｎｉは、強度の向上と、靭性の向上に寄与する元素である。Ｎｉが０．０２％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｎｉは０．０２％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｎｉが１．００％を超えると、延性が低下するので、Ｎｉは１．００％以下が好ましい。より好ましくは０．６０％以下である。
【００５３】
Ｖ：０．００１％以上、０．１０％以下
Ｖは、強度の向上に寄与する元素である。Ｖが０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｖは０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖが０．１０％を超えると、靱性が低下するので、Ｖは０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００５４】
(b)群元素
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００５％以上、０．０５０％以下
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形状を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。
【００５５】
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．０００５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計は０．０００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
【００５６】
一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計が０．０５０％を超えると、加工性が低下するので、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上の合計は０．０５０％以下が好ましい。より好ましくは０．０３０％以下である。
【００５７】
本発明熱延鋼板の成分組成において、以上の元素を除く残部は、鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本発明熱延鋼板の特性を阻害しない範囲で残存する元素（例えば、Ｓｎ、Ａｓ等）である。
【００５８】
次に、本発明熱延鋼板の成分組成が満足する必要がある下記式（１）及び（２）について説明する。
【００５９】
６５≦３１５×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｓｉ］−３０×［Ａｌ］
＋（３５×［Ｖ］＋２０×［Ｃｒ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］
＋５×［Ｍｏ］）≦１５０                                      ・・・（１）
０．１×［Ｍｎ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ａｌ］≦１．１              ・・・（２）
［元素］：元素の質量％
【００６０】
上記式（１）
上記式（１）の「３１５×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｓｉ］−３０×［Ａｌ］＋（３５×［Ｖ］＋２０×［Ｃｒ］＋１７×［Ｎｉ］＋１０×［Ｃｕ］＋５×［Ｍｏ］）」（以下「指標Ｘ」ということがある。）は、強度の向上に寄与する各元素の、強度向上に寄与する程度（寄与度）を総合的に評価して、本発明熱延鋼板において、母材強度とアーク溶接部の疲労強度を両立させるために必要な成分範囲を示す指標である。
【００６１】
指標Ｘが６５未満であると、Ｔｉ及びＮｂによる析出強化を活用しても、７８０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となるので、指標Ｘは６５以上とする。好ましくは７５以上、より好ましくは８５以上である。
【００６２】
一方、指標Ｘが１２０を超えると、アーク溶接後の溶接熱影響部の組織が劣化し、表層部の集合組織が最適化されていても、溶接部の疲労強度が低下するので、指標Ｘは１５０以下とする。好ましくは１３０以下、より好ましくは１１０以下である。
【００６３】
上記式（２）
上記式（２）の「０．１×［Ｍｎ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ａｌ］」（以下「指標Ｙ」ということがある。）は、板厚表層部の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群の発達を促進し、溶接部疲労特性を阻害する元素の、阻害程度を総合的に評価して、本発明熱延鋼板において、所要の溶接部疲労特性を確保する指標である。
【００６４】
指標Ｙが１．１を超えると、板厚表層部の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が強く発達し、｛１１２｝＜１１１＞方位が弱くなり、溶接部疲労強度が低下するので、指標Ｙは１．１以下とする。好ましくは１．０以下、より好ましくは０．９以下である。指標Ｙの下限は、Ｍｎ、Ａｌ、及び、Ｍｏの下限から定まるので、特に限定しない。
【００６５】
Ｍｎ、Ａｌ、及び／又は、Ｍｏが、表層の集合組織の形成に影響を及ぼすメカニズムは明確になっていないが、これらの元素が、圧延中の剪断変形に伴う結晶回転に影響を及ぼし、その影響で、二つの方位群のバランスが変化すると考えられる。この観点から、指標Ｙは、前述のように、好ましくは１．０以下、より好ましくは０．９以下である。
【００６６】
次に、最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比について説明する。
【００６７】
最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比：３．５以下
溶接部の疲労強度は、溶接前の母材の結晶方位によっても変化する。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ等を含有する鋼板においては、最表層から板厚１／６の領域において、未再結晶剪断・変態集合組織が発達し、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が強くなる。
【００６８】
この方位群は、壁開面である｛１００｝面が板厚方向に垂直に向いていて、この｛１００｝面が板厚方向に垂直に向く結晶粒が増えると、脆性的な破壊が起きた際、板厚方向の亀裂が一気に進行する。
【００６９】
最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比が３．５を超えると、｛１００｝面が板厚方向に垂直に向く結晶粒が増え、脆性破壊の危険性が高まるので、最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比は３．５以下とする。好ましくは３．３以下、より好ましくは３．１以下である。
【００７０】
上記｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比は、成分組成、熱延条件、熱延後の冷却条件に依るので、下限は特に定めないが、定義上は０を含む。
【００７１】
また、上記｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群と同様に、未再結晶剪断・変態集合組織の主方位である｛２１１｝＜１１１＞方位は、疲労強度の向上に寄与する方位である。それ故、最表層から板厚１／６までの領域における｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比は２．０以上が好ましい。より好ましくは２．５以上である。
【００７２】
上記｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比は、成分組成、熱延条件、熱延後の冷却条件に依るので、上限は特に定めないが、４．０以上で特段の効果が得られないので、４．０が実質的な上限である。
【００７３】
｛１００｝〜｛１１１｝＜０１１＞方位群のランダム強度比、及び、｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）法で測定した方位データを、球面調和関数を用いて計算して算出した、３次元集合組織を表示する結晶方位分布関数（Orientation Distribution Function［ＯＤＦ］）から求めることができる。
【００７４】
図１に、本発明の結晶方位を表示するφ２＝４５°断面の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を示す。｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群は、図１のΦ＝９０°の軸上の黒点で示すように、厳密には、Φ＝９０°、φ１＝３５．２６〜９０°の範囲を指す。
【００７５】
しかし、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差があるため、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比の最大値は、図１中のハッチング部で示す、Φ＝８５〜９０°，φ１＝３５〜９０°の範囲内での最大のランダム強度比とする。
【００７６】
また、３次元集合組織のφ２＝４５°の断面において、｛１１２｝＜１１１＞方位は、図１に示す黒点を中心とする、Φ＝３０〜４０°、φ１＝８５〜９０°の範囲のランダム強度比の最大値を、上記方位のランダム強度比とする。
【００７７】
結晶方位は、通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝で表示し、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は、個々の結晶面を指す。即ち、本発明熱延鋼板では、ｂｃｃ構造を対象としているので、例えば、（１１１）、(−１１１)、(１−１１)、(１１−１)、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）は等価な面であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。
【００７８】
ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるので、通常、φ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表示され、個々の方位が、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示される。しかし、本発明熱延鋼板では、対称性の高いｂｃｃ結晶構造を対象としているので、Φとφ２は、０〜９０°の範囲で表示する。
【００７９】
φ１は、計算を行う際、変形による対称性の変化を考慮するか否かで、その範囲が変化するが、本発明熱延鋼では、対称性（orthotropic）を考慮して計算を行い、φ１＝０〜９０°で表示する。即ち、φ１＝０〜３６０°での同一方位の平均値を、０〜９０°のＯＤＦ上に表示する。この場合、［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。例えば、図１に示すφ２＝４５°断面におけるＯＤＦの、（１１０）[１−１１]のランダム強度比は、｛１１０｝＜１１１＞方位のランダム強度比である。
【００８０】
試験片は、板厚断面が研磨面となるように準備する。研磨方法は、特定の研磨方法に限定されない。例えば、コロイダルシリカ等によって平滑な金属面となるように研磨するか、又は、機械研削後、さらに電解研磨を行う。イオンミリングによる研削など、表面にできるだけ歪みが残らない研磨方法が好ましい。
【００８１】
測定範囲は、板厚最表面から、板厚１／６厚の位置までとし、両面測定したデータを合わせて評価する。板幅方向においては、５００μｍ以上の広い領域を測定する。測定ピッチは、特に設定しないが、データ数が４０００以上になるように、測定ピッチを設定するのが好ましい。
【００８２】
次に、本発明製造方法について説明する。
【００８３】
本発明製造方法は、
（ｉ）本発明熱延鋼板の成分組成を有する鋼片を、１１５０℃以上、１３００℃以下に加熱して、熱間圧延に供し、最終パスでの形状比Ｌfと最終パスの１段前のパスでの形状比Ｌf-1の和が下記式（３）を満足するように、かつ、９００℃以上の温度域で熱間圧延を終了し、
（ii）熱間圧延終了後、熱延鋼板を、（ii-1）１０℃／秒以上の冷却速度で、６００〜８５０℃の冷却停止温度まで冷却し、（ii-2）冷却停止温度で１〜１０秒保持し、（ii-3）保持後、再度、１０℃／秒以上の冷却速度で、７００℃〜室温の巻取温度まで冷却して巻き取る
ことを特徴とする。
Ｌf＋Ｌf-1≧８．０                                              ・・・（３）
Ｌf＝√｛Ｒf×（ｔin(f)−ｔout(f）)｝÷（２ｔout(f)＋ｔin(f)）／３
Ｌf：最終パスでの形状比
Ｒf：最終パスでのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f)：最終パスでの入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f)：最終パスでの出側板厚（ｍｍ）
Ｌf-1＝√｛Ｒf-1×（ｔin(f-1)−ｔout(f-1）)｝÷（２ｔout(f-1)＋ｔin(f-1)）／３
Ｌf-1：最終パスの１段前での形状比
Ｒf-1：最終パスの１段前でのロール半径（ｍｍ）
ｔin(f-1)：最終パスの１段前での入側板厚（ｍｍ）
ｔout(f-1)：最終パスの１段前での出側板厚（ｍｍ）
【００８４】
以下、工程条件について説明する。
【００８５】
鋼片
本発明熱延鋼板の成分組成を有する溶鋼を、常法により鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を製造する。熱間圧延に供する鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでもよいが、生産性の点から、連続鋳造で製造した鋼片が好ましい。薄スラブキャスターで製造した鋼片でもよく、また、連続鋳造鋳片を、直ちに、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）へ供して製造した鋼片でもよい。
【００８６】
熱間圧延
鋼片の加熱温度：１１５０℃以上、１３００℃以下
鋳造後冷却した鋼片を、再度加熱して熱間圧延に供する場合、鋼片を、１１５０℃以上、１３００℃以下に加熱する。加熱温度が１１５０℃未満であると、ＴｉやＮｂが、オーステナイト中に、十分に固溶せず、再結晶抑制効果が十分に得られないので、加熱温度は１１５０℃以上とする。好ましくは１１８０℃以上である。
【００８７】
一方、加熱温度が１３００℃を超えると、鋼板の結晶粒が粗大化し、加工性が低下するので、加熱温度は１３００℃以下とする。好ましくは１２７０℃以下である。
【００８８】
仕上げ圧延温度：９００℃以上
熱間圧延の仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。仕上げ圧延温度が９００℃未満であると、未再結晶域での圧延パス数が増え、表層の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が発達しすぎるので、仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。好ましくは９３０℃以上である。
【００８９】
仕上げ圧延温度の上限は、特に規定しないが、１０００℃を超える温度で仕上げ圧延を終了すると、強度が低下するとともに、表層のスケール厚みが増し、仕上げ圧延材の表面性状が低下するので、仕上げ圧延温度は１０００℃以下が好ましい。
【００９０】
Ｌf＋Ｌf-1：８．０以上
最終パスでの形状比Ｌfと、最終パスの１段前のパスでの形状比Ｌf-1の和が８．０以上となるように、熱間圧延を終了する。Ｌf＋Ｌf-1が８．０未満であると、最表層から板厚１／６までの領域において、疲労強度の向上に寄与する｛２１１｝＜１１１＞方位のランダム強度比を、所要のレベルで、好ましくは２．０以上確保することが難しくなるので、Ｌf＋Ｌf-1は８．０以上とする。好ましくは８．５以上である。
【００９１】
Ｌf＋Ｌf-1の上限は、特に設定しないが、１２．０を超えると、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が発達し溶接部疲労強度が劣化するので、Ｌf＋Ｌf-1は１２．０以下が好ましい。より好ましくは１０．０以下である。
【００９２】
熱延終了後の冷却・巻取
（ii-1）の冷却
冷却速度：１０℃／秒以上
冷却停止温度：６００〜８５０℃
【００９３】
熱間圧延終了後、熱延鋼板を、６００〜８５０℃の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が１０℃／秒未満であると、冷却中、フェライト変態が進行して強度が低下するので、冷却速度は１０℃／秒以上とする。冷却速度の上限は特に定めないが、１００℃／秒以上の冷却速度を確保するためには、過剰な設備投資が必要となり、また、特段の冷却効果が得られないので、冷却速度は１００℃／秒以下が現実的である。
【００９４】
冷却停止温度が８５０℃を超えると、冷却停止温度に保持中、粗大なＴｉＣ又はＮｂＣが生成し、強度が低下するとともに、穴拡げ性も低下するので、冷却停止温度は８５０℃以下とする。好ましくは８００℃以下である。
【００９５】
一方、冷却停止温度が６００℃未満であると、冷却停止温度に保持中、ＴｉＣ又はＮｂＣが析出せず、強度が低下し、穴拡げ性も低下するので、冷却停止温度は６００℃以上とする。好ましくは６５０℃以上である。
【００９６】
（ii-2）の保持
冷却停止温度での保持時間：１〜１０秒
冷却停止温度での保持時間は１〜１０秒とする。保持時間が１秒未満であると、ＴｉＣ又はＮｂＣが析出せず、強度が低下し、穴拡げ性も低下するので、保持時間は１秒以上とする。好ましくは３秒以上である。
【００９７】
一方、保持時間が１０秒を超えると、粗大なＴｉＣ又はＮｂＣが生成し、強度が低下するとともに、穴拡げ性も低下するので、保持時間は１０秒以下とする。好ましくは７秒以下である。なお、冷却停止温度での保持は、空冷状態での保持が好ましい。
【００９８】
（ii-3）の冷却・巻取
冷却速度：１０℃／秒以上
巻取温度：７００℃〜室温
【００９９】
巻取温度までの冷却速度が、１０℃／秒未満であると、冷却中、フェライト変態が進行して強度が低下する懸念があるので、冷却速度は１０℃／秒以上とする。冷却速度の上限は特に定めないが、前述したように、１００℃／秒以上の冷却速度を確保するためには、過剰な設備投資が必要となり、また、特段の冷却効果が得られないので、冷却速度は１００℃／秒以下が現実的である。
【０１００】
巻取温度は７００℃〜室温とする。巻取温度が７００℃を超えると、強度が低下するので、巻取温度は７００℃以下とする。好ましくは６５０℃以下である。巻取温度の下限は室温とする。室温以下に冷却することは過剰な設備を必要とし、かつ、特段の効果も得られないので、巻取温度は室温以上とする。
【０１０１】
以上説明したように、本発明製造方法によれば、表層の集合組織を適確に制御することにより、優れた穴拡げ性を確保し、溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造することができる。
【実施例】
【０１０２】
次に、本発明の実施例について説明するが、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り、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。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ものである。
【０１０３】
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を施し、得られた熱延鋼板の特性を測定し評価した。
【０１０４】
【表１】
0006701954.tif 000002
【０１０５】
【表２】
0006701954.tif 000003
【０１０６】
引張試験、及び、穴拡げ試験は、それぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１、及び、鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠して行った。
【０１０７】
溶接部の疲労特性（疲労強度）は以下の方法で評価した。重ね隅肉アーク溶接を溶接部形状が大きく変化しない条件で行い、図２に示すように、溶接ビード部の止端部が試験片の中央となるように試験片を採取し、採取した試験片を、応力比−１の両振り曲げにて、曲げ変位を一定とする平面曲げ疲労試験に供した。応力を２００万回繰り返し負荷しても、試験片が破断しない応力振幅を評価した。
【０１０８】
熱延鋼板の最表層から板厚１／６までの領域における｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群のランダム強度比、及び、同｛１１２｝＜１１１＞方位のランダム強度比は、コロイダルシリカで研磨をした試験片の板厚断面をＥＢＳＤで測定することによって求めた。
【０１０９】
表３に、測定・評価結果を示す。
【０１１０】
【表３】
0006701954.tif 000004
【０１１１】
発明例においては、引張強度ＴＳと穴拡げ性指標λの積ＴＳ・λ（ＭＰａ・％）が、いずれも５００００を超え、また、溶接部疲労強度が、いずれも、比強度で０．４０以上を超え、優れた特性を示してい。
【０１１２】
製造Ｎｏ．２７〜３４は、成分組成が本発明の範囲外の鋼Ｎｏ．ａ〜ｈを用いた比較例である。製造Ｎｏ．２７及び３４の比較例では、Ｍｎ量やＣ量が高すぎるため、式（１）を満足せず、焼入れ性が高すぎて、表層の集合組織を制御しても、疲労亀裂の伝播を抑制できない。
【０１１３】
製造Ｎｏ．２８、２９、及び、３２の比較例では、Ｍｏ量やＡｌ量が高すぎるか、又は、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｌの合計量が高すぎて、式（２）を満足せず、｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が発達し、｛２１１｝＜１１１＞方位が弱くなって、疲労強度比が低下している。
【０１１４】
製造Ｎｏ．３０及び３３の比較例では、Ｃ量又はＭｎ量が低すぎて、十分な強度が得られていない。製造Ｎｏ．３１の比較例では、Ｓｉ量が高すぎて、加工性が著しく低下し、引張試験の途中で破断している。
【０１１５】
製造Ｎｏ．４、７、１２、１４、１６、１８、２０、２２、及び、２４の比較例は、製造条件が本発明の範囲外となる比較例である。製造Ｎｏ．４の比較例では、保持時間が長すぎて、保持中に、粗大なＴｉＣが析出して、強度が低下するとともに、穴拡げ性も低下している。
【０１１６】
製造Ｎｏ．７の比較例では、加熱温度が低すぎて、加熱中、Ｔｉ及び／又はＮｂが十分に再固溶できず、析出強化効果が得られず、強度が低下し、λも低下している。製造Ｎｏ．１２の比較例では、仕上げ熱延温度が低すぎて、表層の｛１１０｝＜１１１＞〜｛１１０｝＜００１＞方位群が発達し、疲労亀裂伝播が容易となり、疲労強度が劣化している。
【０１１７】
製造Ｎｏ．１４の比較例では、保持温度が低すぎて、ＴｉＣが十分に析出できず、強度が低下するとともに、穴拡げ性も低下している。製造Ｎｏ.１６の比較例では、熱間圧延の後段２段での形状比が高すぎて、表層の集合組織が強くなりすぎ、疲労亀裂伝播が容易になり、疲労強度が低下している。製造Ｎｏ．１８の比較例では、冷却速度が遅すぎて、強度が著しく低下するとともに、穴拡げ性も低下している。
【０１１８】
製造Ｎｏ．２０の比較例では、冷却停止温度が高すぎて、粗大なＴｉＣが析出し、強度と穴拡げ性が低下している。製造Ｎｏ．２２の比較例では、保持時間が短すぎて、穴拡げ性が低下している。製造Ｎｏ．２４の比較例では、巻取温度が高すぎて、強度と穴拡げ性が低下している。
【０１１９】
以上説明したように、本発明製造方法によれば、穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供することできる。
【産業上の利用可能性】
【０１２０】
前述したように、本発明によれば、穴拡げ性と溶接部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。本発明の高強度熱延鋼板を、例えば、自動車の足回り部品に適用すると、安全性を確保しつつ、車体を著しく軽量化できて燃費が向上するので、本発明は、社会に大きく貢献するものであり、鋼板製造産業や自動車産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
0006701954.tif 000005
【図２】
0006701954.tif 000006