(57)【要約】【課題】穴拡げ性、 延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板（引張強度が590N/mm2以上）およびその鋼板の製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】低C −低Si−高Al系でTi,Nb,V の１種又は２種以上を特定量含有する鋼組成の高強度熱延鋼板であって、該鋼板の金属組織が粒径 2μｍ以上のフェライトの割合が40％以上であるフェライトとベイナイトの二相組織である高強度熱延鋼板。および、前記鋼組成と同じ鋳片を、圧延終了温度をAr3 点以上として熱間圧延を終了したのち20℃/sec以上の冷却速度にて650 〜800 ℃にまで冷却し、次いで2 〜15秒空冷したのち、さらに20℃/sec以上の冷却速度にて350 〜600 ℃に冷却して巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法。更に、前記した高強度熱延鋼板および鋳片にはCa,Zr,REM の１種又は２種以上を特定量含有しても良い。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C ：0.02〜0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜3.50％、P ：0.03％以下、S ：0.01％以下、Al：0.4 〜2.0 ％、かつ  Mn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）、及びTi：0.003 〜0.20％、Nb：0.003 〜0.04％、V ：0.003 〜0.20％の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成の高強度熱延鋼板であって、該鋼板の金属組織が粒径 2μｍ以上のフェライトの割合が40% 以上であるフェライトとベイナイトの二相組織で、引張強度が590N/mm2以上であることを特徴とする穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
質量％で、更に、Ca：0.0005〜0.01％、Zr：0.0005〜0.01％、REM ：0.0005〜0.05％、の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
質量％で、更に、Mg：0.0005〜0.01％含有する請求項１または請求項２に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
質量％で、C ：0.02〜0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜3.50％、P ：0.03％以下、S ：0.01％以下、Al：0.4 〜2.0 ％、かつ  Mn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）、及びTi：0.003 〜0.20％、Nb：0.003 〜0.04％、V ：0.003 〜0.20％の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成の鋳片を、圧延終了温度をAr3 点以上として熱間圧延を終了したのち20℃/sec以上の冷却速度にて650 〜800 ℃にまで冷却し、次いで2 〜15秒空冷したのち、さらに20℃/sec以上の冷却速度にて350 〜600 ℃に冷却して巻き取ることを特徴とする穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋳片に、質量％で、更に、Ca：0.0005〜0.01％、Zr：0.0005〜0.01％、REM ：0.0005〜0.05％、の１種または２種以上を含有する請求項４に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋳片に、質量％で、更に、Mg：0.0005〜0.01％含有する請求項４または５に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主としてプレス加工される自動車足廻り部品等を対象とし、0.6 〜6.0mm 程度の板厚で、590N/mm2以上の強度を有する穴拡げ性、延性及び化成処理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。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】特開平４−８８１２５号公報
【特許文献２】特開平３−１８０４２６号公報
【特許文献３】特開平６−１７２９２４号公報
【特許文献４】特開平７−１１３８２号公報
【特許文献５】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献６】特開平６−２９３９１０号公報
【特許文献７】特開２００２−１８０１９０号公報
【０００３】
近年、自動車の環境問題を契機に燃費改善対策としての車体軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化によるコストダウンのニーズが強まり、プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板の開発が進められてきた。従来、かかる高い加工性を有する高強度熱延鋼板としては、フェライト・マルテンサイト組織、フェライト・ベイナイト組織からなる混合組織のもの、或いはベイナイト、フェライト主体のほぼ単相組織のものが広く知られている。
【０００４】
しかし、フェライト・マルテンサイト組織においては、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロボイドが発生して割れを生じるため、穴拡げ性に劣る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった。
【０００５】
また、特開平４−８８１２５号公報、特開平３−１８０４２６号公報には、ベイナイトを主体とした組織を有する鋼板が開示されているが、ベイナイトを主体とした組織であるため穴拡げ性は優れるものの、軟質なフェライト相が少ないので延性に劣る。さらに、特開平６−１７２９２４号公報、特開平７−１１３８２号公報ではフェライトを主体とした組織を有する鋼板が開示されているが、同様に穴拡げ性は優れているものの、強度を確保するために硬質な炭化物を析出させているので延性に劣る。
【０００６】
また、特開平６−２００３５１号公報にはフェライト・ベイナイト組織を有する穴拡げ性、延性に優れた鋼板が開示されており、特開平６−２９３９１０号公報には２段冷却を用いることによってフェライト占有率を制御することで穴拡げ性、延性が両立する鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、自動車のさらなる軽量化、部品の複雑化等を背景にさらに高い穴拡げ性、延性が求められ、最近の高強度熱延鋼板には上記した技術では対応しきれない高度な加工性が求められている。
【０００７】
更に、特開２００２−１８０１９０号公報には、穴拡げ性及び延性に優れた高強度熱延鋼板に関する発明が開示してある。穴拡げ性及び延性の相反する特性には優れた高強度熱延鋼板が得られたが、熱延工程で、Ｓｉスケールと呼ばれる表面の凹凸疵が発生する場合があり、製品での外観が損なわれる場合が生じた。また、足回り部品等の高強度熱延鋼板は、通常、プレス成形した後に化成処理と塗装が施される。しかし、化成皮膜の生成が良くない（化成処理性が悪い）ケースや、塗装後の塗膜の密着が悪いケースなどの問題が生じる場合があった。これらの問題は、鋼中の多量のＳｉ含有が原因と考えられている。このように、高強度熱延鋼板には、Ｓｉがよく使用されるが、各種のトラブルが生じている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって、590N/mm2以上の高強度化に伴う穴拡げ性と延性の低下を防ぎ、かつＳｉスケールの発生を防いだ、穴拡げ性、延性に優れた高強度熱延鋼板において、化成処理性を格段に向上するものである。即ち、本発明は穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板およびその鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するためになされた本発明の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板は、
（１）質量％で、C ：0.02〜0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜3.50％、P ：0.03％以下、S ：0.01% 以下、Al：0.4 〜2.0 ％、かつ  Mn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）、及びTi：0.003 〜0.20％、Nb：0.003 〜0.04％、Ｖ：0.003 〜0.20％の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成の高強度熱延鋼板であって、該鋼板の金属組織が粒径 2μｍ以上のフェライトの割合が40% 以上であるフェライト・ベイナイトの二相組織で、強度が590N/mm2以上であることを特徴とする穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）質量％で、更に、Ca：0.0005〜0.01％、Zr：0.0005〜0.01％、REM ：0.0005〜0.05％、の１種または２種以上を含有する前記（１）記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）質量％で、更に、Mg：0.0005〜0.01％含有する前記（１）または（２）記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板。
（４）質量％で、C ：0.02〜0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.50〜3.50％、P ：0.03％以下、S ：0.01％以下、Al：0.4 〜2.0 ％、かつ  Mn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）、及びTi：0.003 〜0.20％、Nb：0.003 〜0.04％、V ：0.003 〜0.20％の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成の鋳片を、圧延終了温度をAr3 点以上として熱間圧延を終了したのち20℃/sec以上の冷却速度にて650 〜800 ℃にまで冷却し、次いで2 〜15秒空冷したのち、さらに20℃/sec以上の冷却速度にて350 〜600 ℃に冷却して巻き取ることを特徴とする穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（５）鋳片に、質量％で、更に、Ca：0.0005〜0.01％、Zr：0.0005〜0.01％、REM ：0.0005〜0.05％、の１種または２種以上を含有する前記（４）に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）鋳片に、質量％で、更に、Mg：0.0005〜0.01％含有する前記（４）または（５）に記載の穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
高強度熱延鋼板において、穴拡げ性と延性とは相反する傾向を示すことは良く知られている。本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究した結果、フェライト・ベイナイト鋼においてフェライト結晶粒をできる限り一定値以上の粒径とすることによって穴拡げ性を劣化させることなく延性が改善できることを知見し、本発明を完成するに至った。即ち、フェライト・ベイナイトの実質的な二相組織鋼において延性を高めるフェライトと強度を確保するTiC 、NbC 、VCからなる析出物に着目し、フェライト粒を十分成長させることにより穴拡げ性を低下させずに延性を改善し、その後に析出物を生成させて強度を確保することによって上記課題を解決したものである。即ち、低C −低Si−高Al−(Ti 、Ｎb 、V)成分系で、MnとAlが特定の関係のもとで本発明鋼板の特定の金属組織を得ることによって、穴拡げ性、延性及び化成処理性の三つの特性を同時に満足する高強度熱延鋼板が得られることを本発明者らは新たに見出したものである。更にはその工業的に有利な製造方法を見出したものである。尚、(Ti 、Ｎb 、V)とは、Ti、Nb、V の１種又は２種以上の特定量の含有を意味する。
【００１１】
以下、鋼組成の各元素含有量の％は質量％を示す。本発明において高強度熱延鋼板中のＣは 0.02 〜0.08％とする。C は炭化物を析出して強度を確保するに必要な元素であって0.02％未満では、たとえ本発明の高Al−(Ti 、Ｎb 、V)成分系でも所望の強度を確保することが困難になる。一方、0.08％を超えると延性の低下が大きくなるからである。
【００１２】
Siは、有害な炭化物の生成を抑えフェライト組織主体＋残ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素であるが、化成処理性を悪化させ、また、Ｓｉスケールも発生するため、0.5 ％を上限とする。0.25％超では、熱延鋼板の製造時に前記の金属組織を得るための温度管理が厳しい場合があるので、Si含有量は、0.25％以下が更に好ましい。
【００１３】
Mnは、強度の確保に必要な元素であり、このためには0.50％以上の添加を必要とする。しかし、3.5 ％を超えて多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、穴拡げ性を劣化させる。なお、穴拡げ性と延性を効果的に両立させるにはMnの範囲を1.00〜3.50％とするのが望ましい。
【００１４】
P はフェライトに固溶してその延性を低下させるので、その含有量は0.03％以下とする。また、S はMnS を形成して破壊の起点として作用し著しく穴拡げ性、延性を低下させるので0.01% 以下とする。
【００１５】
Alは、本発明において重要な元素の一つで、延性と化成処理性の両立に必要な元素であり、このため0.4 ％以上の添加を必要とする。Alは、従来より熱延鋼板において脱酸に必要な元素であり、通常0.01〜0.07％程度添加してきた。本発明者らは、低C −低Si系でAlを著しく多量に含有させた鋼組成をベースに金属組織の異なる高強度熱延鋼板で各種実験を行い、本発明に至ったものである。すなわち、Alが0.4 ％以上で、前記の金属組織を形成することにより化成処理性を損なうことなく、延性を大幅に向上できることを見出した。Alは、2.0 ％で延性向上効果が飽和してしまうばかりか、2.0 ％超の添加では穴拡げ性、延性と化成処理性の両立が逆に困難になってしまうので、2.0 ％超の添加は、経済的に不利である。
【００１６】
また、延性と化成処理性の両立には、ＭｎとＡｌの関係の規定も重要である。図１にＭｎとＡｌの含有量と化成処理性の関係を示す。図中の太実線は線上を含むが、破線は線上は除く。また、図１中の○、×は、後述の注４）の化成処理性評価の○、×と同様に評価した。図１に示すように、Mn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）の条件の場合、化成処理性が損なわれない事を本発明者らは新たに見出した。
理由は不明であるが、高Al系で（Ａ）の成分を満足した前記の本発明金属組織の場合には、フェライト・ベイナイトの実質的な二相組織鋼で粒径 2μｍ以上のフェライトの割合が40% 以上であるフェライト粒にAlが多量に固溶し、下記のTi、Nb、V の炭化物析出強化が、従来の低Al系の異なる金属組織（例えばフェライト・マルテンサイト二相組織、実質的にベイナイト単相からなる組織）の場合よりも有効に発揮されるので、高強度熱延鋼板において化成処理性が良好になると発明者らは推定している。
【００１７】
Ti、Nb、V も本発明において最も重要な元素の一つであり、TiC 、NbC 、VCなどの微細な炭化物を析出させて本発明では高強度を可能にする。この目的のためにはTi 0.003  〜0.20％、Nb 0.003〜0.04％、Ｖ 0.003〜0.20％の１種または２種以上を添加することが必要である、Tiが0.003 ％未満、Nbが0.003 ％未満、Ｖ0.003％未満では、本発明の高Ａｌ系でも高強度を得ることが困難であり、Tiが0.20％、Nbが0.04％、Ｖが0.20％を超えると析出物が多量生成しすぎて延性が劣化するからである。尚、Ti、Nb、Ｖは、析出物を更に有効に活用するには、Ti 0.010％以上、Nb 0.010％以上、V 0.030 ％以上の含有が好ましい。
【００１８】
Ca、Zr、REM は硫化物系介在物の形態を制御し穴拡げ性の向上に有効な元素である。この形態制御効果を有効ならしめるためにはCa、Zr、REM の１種または２種以上を0.0005％以上添加するのが望ましい。一方、多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、清浄度を悪化させて本発明の低C −低Si−高Al−(Ti 、Ｎb 、V)成分系であっても延性を低下させるのみならず、コストの上昇を招くので、CaとZrの上限を0.01％とし、REM の上限を0.05％とする。尚、REM とは、例えば、元素番号21,39,57〜71の元素である。
【００１９】
Mgは、本発明における重要な添加元素の一つである。Mgはこの添加により、酸素と結合して酸化物を形成するが、このとき生成されるＭｇＯ、またはＭｇＯを含むＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の複合酸化物微細化は、Ｍｇを添加しない従来の低Al鋼に比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した分布状態となることを本発明者らは新たに見出した。鋼中に微細に分散したこれらの酸化物は、明確ではないが打抜き加工時に微細ボイドを形成し、応力の分散に寄与し応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制する効果があり、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。ただし、0.0005％未満ではその効果が不十分である。一方で0.01％超を含有せしめても改善効果が飽和するばかりでなく、逆に凝集粗大化した酸化物が生成し易く鋼の清浄度を劣化させ、本発明の低C −低Si−高Al−(Ti 、Ｎb 、V)成分系であっても穴拡げ性、延性を劣化させるため上限を0.01％とする。
不可避不純物としては、例えば、Ｎ≦0.01％、Ｃｕ≦0.3 ％、Ｎｉ≦0.3 ％、Ｃｒ≦0.3 ％、Ｍｏ≦0.3 ％、Ｃｏ≦0.05％、Ｚｎ≦0.05％、Ｓｎ≦0.05％、Ｎａ≦0.02％、Ｋ≦0.02％、Ｂ≦0.0005％で含有していても本発明を逸脱するものではない。
【００２０】
フェライト粒径の大きさは、本発明において最も重要な指標の一つである。本発明者らは鋭意研究した結果、粒径が２μｍ以上のフェライトの占める面積率が４0 ％以上となると穴拡げ性と延性（例えば伸び）が共に優れた性能になることも見出した。図２は、引張強さ780 〜820N/mm2、λ値100 〜115 の高強度熱延鋼板において、粒径が２μｍ以上のフェライトの占める面積率が４0 ％以上（実施例）の引張強度と伸びの関係と，粒径が２μｍ以上のフェライトの占める面積率が４0 ％以下（比較例）での引張強度と伸びの関係を示した図である。比較例もMn＋0.5 ×Al＜４  ・・・式（Ａ）を満足する成分系であるが、製造方法が異なり、粒径が２μｍ以上のフェライトの占める面積率が４0 ％以下であった。図２に示すように粒径が２μｍ以上のフェライトの占める面積率が４0 ％以上の場合、４０％以下に比較して同一強度にて伸びが３〜５％程度高い値を示している。穴拡げ性、延性を良好にして両立させるには、粒径が２μｍ以上のフェライト粒の割合を40％以上とする必要がある。なお、より顕著な効果を得るには粒径が３μｍ以上のフェライト粒の割合を40％以上とするのが望ましい。尚、粒径は各粒の面積を円相当径に換算して求めることができる。この換算には、画像解析装置を用いることが有効である。
【００２１】
高強度熱延鋼板における金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの二相組織よりなるものとする。ここで、金属組織には粒径２μｍ以上のフェライトが40％以上含まれるので、金属組織はフェライト40％以上のフェライト・ベイナイトの実質的に二相組織となる。例えば、本発明の金属組織としては、２μｍ以上の粒径のフェライトが40％以上で、残部が２μｍ未満の粒径のフェライトとベイナイトのもの、又は、２μｍ以上の粒径のフェライトが40％以上で残部がベイナイトのみのものとすることができる。このようにベイナイトを60％以下とするのは、ベイナイトの量がこれより多くなると延性の低下が著しく大きくなリ、高Al系であっても良好な引張強度と伸びの関係を得にくくなるからである。但し、残留オーステナイトが通常のＸ線回折強度で測定した場合に３％以下含有していても、本発明のフェライト・ベイナイトの実質的な二相組織を逸脱するものではない。また、熱延鋼板の表面近傍に、極薄（例えば厚みで0.05〜0.3 ｍｍ程度）の炭素等の鋼組成が若干低下した領域が一部存在し、金属組織が若干異なるとしても、熱延鋼板の板厚方向の大部  分が上記のフェライト・ベイナイトの実質的な二相組織で粒径２μｍ以上のフェライトが40％以上含まれる金属組織であれば本発明の作用効果を有するものである。
【００２２】
本発明は上記の鋼組成と金属組織を有する高強度熱延鋼板と、更にその鋼板を工業的に有利に製造するための高強度熱延鋼板の製造方法である。
高強度熱延鋼板を熱間圧延により製造するに際して、本発明の低C −低Si−高Al成分系では、熱間圧延終了温度、即ち熱間圧延の仕上圧延終了温度は、フェライトの生成を抑え穴拡げ性を良好にし、良好な化成処理性を得るにはAr3 点以上とすることが好ましい。Ar3 点は、熱間圧延にてフェライトが生成し始める温度であるが、公知の計算式または経験的に求めた計算式等を用いて決めてかまわない。しかし、あまり高温にすると金属組織の粗大化による強度及び延性の低下を招く場合があるので仕上げ圧延終了温度は1050℃以下が望ましい。鋳片を加熱するか否かは、鋼板の圧延条件により適宜決めればよいし、熱延鋼板を熱間圧延中に次の熱延鋼板又は鋳片を接合して連続圧延するかは、本発明の金属組織が得らるなら適宜選択することができる。尚、鋼溶製は、転炉方式でも電炉方式でも、溶解して鋼組成が得られれば良い。また、不純物などの制御のための、溶銑予備処理、精錬、脱ガス処理などは適宜選択すれば良い。
【００２３】
熱間圧延の仕上圧延終了直後に鋼板を急速冷却（一次急冷）することは、本発明の低C −低Si−高Al成分系において高い穴拡げ性を得るために有効であって、その冷却速度は20℃/sec以上が好ましい。20℃/sec未満では穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制するのが困難な場合がある。尚、250 ℃/secで炭化物析出の粗大化抑制効果は飽和するが、250 ℃/sec以上でもフェライト結晶粒が成長してフェライト結晶粒径が２μｍ以上を金属組織の４０％以上確保するには有効である。600 ℃/sec超では、フェライト結晶粒の成長効果も飽和し、逆に、熱延鋼板の形状の維持が現状容易ではないので600 ℃/sec以下が望ましい。
【００２４】
鋼板の急速冷却（一次急冷）を一旦停止して空冷を施すことは本発明の低C −低Si−高Al成分系において、フェライトを析出してその占有率を増加させ、延性を向上させるために重要である。しかしながら、空冷開始温度が 650℃未満では穴拡げ性に有害なパーライトが早期より発生する。一方、空冷開始温度が 800℃を超える場合にはフェライトの生成が遅く空冷の効果が得にくいばかりでなく、その後の冷却中におけるパーライトの生成が起こりやすいので望ましくない。従って、空冷開始温度は 650〜800 ℃とするのが好ましい。また、空冷時間が15秒を超えてもフェライトの増加は飽和するばかりでなく、その後の冷却速度、巻取温度の制御に負荷がかかるので工業的に好ましくない。従って、空冷時間は15秒以下とする。なお、空冷時間が２秒未満ではフェライトを十分析出させることはできないので好ましくない。また、本発明の空冷には、その後の金属組織の生成に影響を及ぼさない程度に、熱延鋼板表面付近のスケール改質の目的で霧状の冷媒を少量吹き付けることも含まれる。
【００２５】
空冷後は再度該熱延鋼板を急速に冷却（二次急冷）するが、その冷却速度はやはり20℃/sec以上が好ましい。20℃/sec未満では有害なパーライトが生成し易くなるから好ましくない。200 ℃/se でベイナイトの生成はほぼ飽和するが、200 ℃/sec以上でもTiC 、NbC 、VCなどの微細な炭化物の粗大化抑制には有効である。尚、600 ℃超では、鋼板が部分的に過冷される場合があり、局部的に硬質なマルテンサイトが生成し易いので好ましくはない。
【００２６】
そして、この急冷（二次急冷）の停止温度、即ち巻取温度は350 〜600 ℃とする。巻取温度が350 ℃未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生するためであり、一方、600 ℃を超えると穴拡げ性に有害なパーライトが生成し易くなるからである。
【００２７】
以上のように本鋼組成と熱延条件の組み合わせにより、鋼板の金属組織が粒径2μｍ以上のフェライトの割合が40% 以上であるフェライト・ベイナイトの実質的な二相組織であって、引張強度590N/mm2以上である穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板を製造することができる。更に、本発明鋼板の表面に表面処理（例えば亜鉛メッキ、潤滑処理等）が施されていても本発明の効果を有し、本発明を逸脱するものではない。
【００２８】
【実施例】
表１に示す化学成分組成（含有量は質量％、空欄は無添加を示す）を有する鋼を転炉溶製して、連続鋳造により鋳片とし、表２に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚2.6 （実施例１〜１６、比較例１〜３）、3.2mm （実施例１７〜３２、比較例４〜６）の熱延鋼板を製造した。なお、急速冷却の速度を40℃/sec（実施例１〜１５、比較例１〜４）、120 ℃/sec（実施例１６〜３０、比較例５）、300 ℃/sec（実施例３１、３２、比較例６）、空冷時間は10秒（実施例１〜３２、比較例１〜６）とした。  但し、熱間圧延の仕上圧延終了温度は、９００℃（実施例１〜３２、比較例４〜９）、９３０℃（比較例１〜３）であった。
【００２９】
【表１】
2004204326.tif 000002
【００３０】
【表２】
2004204326.tif 000003
【００３１】
このようにして得られた熱延鋼板について、引張試験、穴拡げ試験、金属組織観察、化成処理性評価を行なった。その結果を表２に示す。
注１）  引張強度、延性
ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して、試験片はＪＩＳ５号を用いて引張試験を行った。
注２）穴拡げ性
穴拡げ試験は初期穴径（ｄ0:10mm）  の打抜き穴を60°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（d)から穴拡げ値（λ値）＝(d-d0)/d0 ×100 を求めて穴拡げ性を評価した。これらの結果を表２に示す。
注３）鋼板の金属組織
金属組織観察においては、ナイタールで腐食後、走査電子顕微鏡にてフェライト、ベイナイトを同定し、粒径２μｍ以上のフェライトの面積率を画像解析により測定した。
注４）化成処理性
熱延鋼板の化成処理性は、表面スケールを除去後に、化成処理液SD5000（日本ペイント社製）を用い、処方どおり脱脂、表面調整を行った後化成処理を行った。化成処理皮膜の判定は、SEM （２次電子線像）により、均一に皮膜が形成されているものは○、皮膜が一部形成されていないものは×と判定した。
【００３２】
実施例１〜３２は、化学成分、仕上圧延終了温度、空冷開始温度、巻取温度の何れも本発明の範囲内であって、金属組織がフェライト・ベイナイト二相よりなり、且つ、粒径２μｍ以上のフェライトの割合が40％以上である本発明例であり、高いλ値と伸びを有する穴  拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板である。一方、比較例１〜９の本発明の条件を外れた比較例のものは強度、穴拡げ性、延性のバランス、化成処理性に劣るものである。
【００３３】
また、表１、表２には示していないが、実施例１に示す鋼成分の鋳片を用いて熱間圧延終了温度 920℃、その後625 ℃まで一次急冷（冷却速度40℃／sec ）し、空冷開始温度 625℃で10秒空冷し、更に二次急冷（冷却速度20℃／sec ）し、巻取温度 460℃として熱間圧延した場合には空冷開始温度が本発明の範囲より低過ぎたために金属組織にパーライトが数％生成し、粒径２μｍ以上のフェライトの面積率も36％が低く本発明の範囲外であった。従って伸び19％、λ値95％となり、穴拡げ性、延性バランスの劣るものであった。また、同様に実施例１に示す鋼成分の鋳片を用いて熱間圧延終了温度 910℃、その後675 ℃まで一次急冷（冷却速度100 ℃／sec)し、空冷開始温度 680℃で10秒空冷し、更に二次急冷（冷却速度20℃／sec)し、巻取温度 320℃として熱間圧延した場合には巻取温度が本発明の範囲より低過ぎたために金属組織にマルテンサイトが１０％程度生成し、粒径２μｍ以上のフェライトの面積率が３３％と低いものであって、このため伸び20％、λ値63％となり、やはり穴拡げ性、延性バランスの劣るものとなってしまった。
【００３４】
【発明の効果】
以上に詳述したように、本発明によれば引張強度が590N/mm 2 以上の高強度であって穴拡げ性、延性および化成処理性に優れた高強度熱延鋼板を経済的に提供することができるで本発明は高い加工性を有する高強度熱延鋼板として好適である。また、本発明の高強度熱延鋼板は車体の軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化が可能であって、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができるものとして工業的価値大なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れたMnとAlの関係を示す説明図である。
【図２】フェライト・ベイナイトの実質的な二相組織の高強度熱延鋼板において、フェライト分布と引張強度−伸びバランスとの関係を示す説明図である。
【図１】
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【図２】
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