(57)【要約】【課題】引張強さ780MPa〜980MPa未満の高強度を有するとともに降伏比(YR)が85%以上を示し、疲労特性や衝突性能に優れる熱延鋼板を提供する。【解決手段】C:0.05%〜0.15%、Si:0.01%〜0.5%未満、Mn:0.1%〜1.6%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Sol.Al:0.001%〜0.3%、N:0.01%以下、B:2ppm〜40ppm、Ti:0.05%〜0.2%、残部:Feおよび不純物である化学組成と、面積率で、ベイナイト50%〜98%、フェライト50%以下および残部が5%以下のセメンタイトからなり、フェライトに占める650℃〜800℃で変態するフェライトの割合が20%以下であるとともに、フェライトの平均粒径が10μm以下である金属組織と、引張強さが780MPa〜980MPa未満であり、引張強さと0.2%耐力との比である降伏比(YR)が85%以上であるとともに、疲労限が400MPa以上である機械特性とを有する熱延鋼板である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．５％未満、
Ｍｎ：０．１％〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜０．３％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：２ｐｐｍ〜４０ｐｐｍ、
Ｔｉ：０．０５％〜０．２％、
Ｎｂ：０％〜０．１％、
Ｖ：０％〜０．２％、
Ｃｒ：０％〜０．６％、
Ｍｏ：０％〜０．２％、
ＲＥＭ：０％〜０．１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、および
Ｃａ：０％〜０．０１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積率で、ベイナイト５０％〜９８％、フェライト５０％以下および残部が５％以下のセメンタイトからなり、前記フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合が２０％以下であるとともに、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であるとともに、
機械特性が、引張強さが７８０ＭＰａ〜９８０ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上であるとともに、疲労限が４００ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｎｂ：０．０１％〜０．１％およびＶ：０．０２％〜０．２％から選ばれた１種または２種を有する請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、Ｃｒ：０．０１％〜０．６％およびＭｏ：０．０１％〜０．２％から選ばれた１種または２種を有する請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％およびＣａ：０．０００１％〜０．０１％から選ばれた１種以上を有する請求項１〜請求項３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項５】
下記の（Ａ）〜（Ｅ）の工程を行う、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（Ａ）鋼片を１１００℃〜１３００℃に加熱した後、その温度域で３０分間以上保持する溶体化処理工程、
（Ｂ）１０００℃以上で行う粗圧延工程、
（Ｃ）最終３パスの累積圧下率を３０％以上かつ最終パス仕上げ温度を下記（１）式で規定されるＡｒ３点以上で圧延を完了する、熱間圧延工程、
（Ｄ）１５℃／秒以上の平均冷却速度で行う冷却工程、および
（Ｅ）５５０℃〜６５０℃未満の温度域で行う巻取工程。
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]      ・・・・・（１）
ただし、（１）式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%P]はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
これまで、高強度の熱延鋼板の製造コストを低減するため、引張強さ４４０ＭＰａ級熱延鋼板のＭｎ含有量の削減や引張強さ５９０ＭＰａ級析出強化型熱延鋼板のＴｉ含有量の削減等が、熱間圧延の冷却過程制御(CPC:Cooling Process Control制御)によるランナウトテーブル(ROT)前段での急冷を活用して、行われてきた。
【０００３】
他方、ＭＣ炭化物を活用した析出強化型高強度鋼では、強化に有効な微細なＭＣ炭化物を得るために、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏといった焼入れ性合金元素を含有させ、オーステナイトからフェライトへの相変態を遅らせて、ＭＣ炭化物の析出温度を低下していた。しかし、焼入れ性合金元素の含有量が増加するため、省資源の観点から望ましくなく、より安価な低合金鋼の化学成分で析出強化能を最大限発現させる方法が望まれていた。
【０００４】
しかし、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ等の焼入れ性合金元素の含有量を低減すると焼入れ性が低下し、オーステナイトからフェライトへの相変態が高温（６５０℃超）から生じるようになる。このため、ＭＣ炭化物が粗大化し、析出強化に寄与する微細なＭＣ炭化物の割合が相対的に低下するため、析出強化を効果的に発現させることができなかった。
【０００５】
このように、焼入れ性が低下するとＭＣ炭化物による析出強化を得難くなるため、析出強化型の高強度鋼は高合金の化学成分とせざるを得ず、引張強さが７８０ＭＰａ級の析出強化型熱延鋼板の合金元素の削減はこれまで充分に検討されてこなかった。
【０００６】
例えば、特許文献１には、Ｂ添加による、オーステナイトからフェライトへの相変態温度の低下により微細なＴｉＣを生成し、セメンタイトの抑制により高強度と高い伸びフランジ性とを両立する発明が開示されている。
【０００７】
特許文献２には、５００℃以下の温度域を１２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、遷移沸騰冷却とならないように急速冷却を行い、３５０〜５００℃の低温で巻取ることにより、鋼帯内の材質の変動を抑制する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００７−３０２９９２号公報
【特許文献２】特開２００９−２８０８９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１により開示された発明は、セメンタイト、パーライトの抑制により高い伸びフランジ性を確保するためにＣ含有量を０．０６質量％以下に低下する必要があり、製鋼工程での脱炭コストが嵩む。
【００１０】
特許文献２により開示された発明を実施するためには、巻取りまでの冷却速度を１２０℃／秒以上まで上昇できる急冷設備を新たに設ける必要があり、設備コストが上昇する。
【００１１】
本発明の目的は、ＭＣ炭化物を活用した引張強さが７８０ＭＰａ級の析出強化型熱延鋼板の合金元素を削減してその製造コストの低下を図ることである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
鋼の強化機構には、固溶強化、析出強化（粒子分散強化）、転位強化、結晶粒微細化強化がある。このうち、析出強化は、添加元素の含有量当たりの強化能が非常に高いという特長を有する。本発明者らは、析出強化を利用して熱延鋼板の強度を安価に最大限化する方法を検討した。
【００１３】
本発明者らは、少ない添加元素の含有量で焼入れ性を低下させることなくＭＣ炭化物による析出強化を最大限活用する方法としてＢに着目した。Ｂは、固溶状態で旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることによりフェライト変態を抑制できる。したがって、Ｂを含有させることにより、焼入れ性が向上して高温でのフェライト変態が抑制され、これにより、ＭＣ炭化物を低温で析出させることが可能になるため、析出強化を安定的にかつ最大限発現させることができるようになる。すなわち、Ｔｉ等のＭＣ炭化物形成元素を含有する鋼にＢを併用することにより、低合金の化学組成であってもＭＣ炭化物による析出強化を最大限発現させることができる。
【００１４】
また、ＭＣ炭化物を低温で析出させることができれば、高温と低温で析出したＭＣ炭化物が混在することもなく、その大きさのバラツキも小さくなる。ＭＣ炭化物の大きさのバラツキは熱延鋼板の引張強度のバラツキを誘発することから、部分的に引張強度を満足することができなくなることがあり、熱延鋼板の特性としては好ましくない。
【００１５】
そこで、本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、仕上げ圧延後の冷却過程において６５０〜８００℃といった高温域でフェライトに変態するフェライトの割合が少なければ、ＭＣ炭化物が高温域で析出することは少なく、熱延鋼板の引張強度のバラツキは小さくなることを知見した。そして、本発明者らは、ベイナイトを主体とする金属組織とすることにより、ＭＣ炭化物の析出強化が効果的に発現するとともに、降伏強度が高くなることから繰り返し応力に対する転位運動への抵抗が大きくなるため、優れた疲労特性も兼備することを知見した。
【００１６】
本発明は、これらの知見に基づいて完成したものであり、以下に列記の通りである。
【００１７】
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１％〜０．５％未満、Ｍｎ：０．１％〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：２ｐｐｍ〜４０ｐｐｍ、Ｔｉ：０．０５％〜０．２％、Ｎｂ：０％〜０．１％、Ｖ：０％〜０．２％、Ｃｒ：０％〜０．６％、Ｍｏ：０％〜０．２％、ＲＥＭ：０％〜０．１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％およびＣａ：０％〜０．０１％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積率で、ベイナイト５０％〜９８％、フェライト５０％以下および残部が５％以下のセメンタイトからなり、前記フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合が２０％以下であるとともに、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下であるとともに、
機械特性が、引張強さが７８０ＭＰａ〜９８０ＭＰａ未満であり、降伏比が８５％以上であるとともに、疲労限が４００ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
【００１８】
（２）前記化学組成が、Ｎｂ：０．０１％〜０．１％およびＶ：０．０２％〜０．２％から選ばれた１種または２種を有する上記（１）に記載の熱延鋼板。
【００１９】
（３）前記化学組成が、Ｃｒ：０．０１％〜０．６％およびＭｏ：０．０１％〜０．２％から選ばれた１種または２種を有する上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
【００２０】
（４）前記化学組成が、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％およびＣａ：０．０００１％〜０．０１％から選ばれた１種以上を有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板。
【００２１】
（５）下記の（Ａ）〜（Ｅ）の工程を行う、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（Ａ）鋼片を１１００℃〜１３００℃に加熱した後、その温度域で３０分間以上保持する溶体化処理工程、
（Ｂ）１０００℃以上で行う粗圧延工程、
（Ｃ）最終３パスの累積圧下率を３０％以上かつ最終パス仕上げ温度を下記（１）式で規定されるＡｒ３点以上で圧延を完了する、熱間圧延工程、
（Ｄ）１５℃／秒以上の平均冷却速度で行う冷却工程、および
（Ｅ）５５０℃〜６５０℃未満の温度域で行う巻取工程。
【００２２】
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]      ・・・・・（１）
ただし、（１）式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%P]はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
【発明の効果】
【００２３】
本発明に係る熱延鋼板は、ＭｎやＣｒ、Ｎｉといった焼入れ性元素を多量に含有しなくても安定した強度を達成することができ、製造コストを抑制できるとともに環境負荷を低下できる。
【００２４】
また、本発明に係る熱延鋼板は、引張強さ７８０ＭＰａ〜９８０ＭＰａ未満の高強度を有するとともに、引張強さと０．２％耐力との比である降伏比ＹＲが８５％以上を示すことから、疲労特性や衝突性能に優れており、自動車のホイールやリム等の足回り部材やシャシーやメンバー等の衝撃吸収部材や補強部材の素材である自動車用高張力熱延鋼板として、好適に用いることができる。
【００２５】
さらに、本発明に係る製造方法では、仕上げ圧延後巻取りまでの冷却速度が通常のラミナー冷却のような１００℃／秒以下でよく、かつ、５５０〜７００℃の巻取温度の範囲なので、温度の的中精度も高く、本発明に係る熱延鋼板を確実に製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】図１は、６５０〜８００℃で変態するフェライト量の割合の算出手法を説明するためのグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明に係る熱延鋼板の化学組成、金属組織、機械特性および製造方法を説明する。以降の説明では、特に断りがない限り、化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する。
【００２８】
１．化学組成
はじめに必須元素を説明する。
【００２９】
（１−１）Ｃ：０．０５％〜０．１５％
Ｃは、７８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、０．０５％以上含有する。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６％超であり、さらに好ましくは０．０７％以上である。このため、脱炭コストを抑制できる。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、熱延鋼板の延性が劣化するとともにＴｉＣ等のＭＣ型炭化物の溶体化温度が上昇し、効率よく析出強化が得られない。このため、Ｃ含有量は、０．１５％以下であり、好ましくは０．１４％以下である。
【００３０】
（１−２）Ｓｉ：０．０１％〜０．５％未満
Ｓｉは、固溶強化を得るために０．０１％以上含有する。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％以上であると熱延鋼板の化成処理性やめっき性を損なう。このため、Ｓｉ含有量は、０．５％未満であり、好ましくは０．２０％以下である。
【００３１】
（１−３）Ｍｎ：０．１％〜１．６％
Ｍｎは、固溶強化とともに変態温度を低下させ、ＭＣ炭化物の析出制御に重要な元素である。上記効果を得るためにＭｎ含有量は、０．１％以上であり、好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｍｎ含有量が１．６％を超えると偏析により熱延鋼板の延性や疲労特性の劣化を生じるため、Ｍｎ含有量は、１．６％以下であり、好ましくは１．５％以下であり、さらに好ましくは１．４％以下である。
【００３２】
（１−４）Ｐ：０．０３％以下
Ｐは鋼中に不純物として含有され、Ｐ含有量は低いほど好ましい。特にＰ含有量が０．０３％を超えると、熱延鋼板の溶接性が劣化するとともに、本発明で重要な焼入性元素であるＢと競合偏析するためにＢを含有する効果が小さくなり、熱延鋼板の引張強度が不安定となる。このため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。
【００３３】
（１−５）Ｓ：０．０２％以下
Ｓは鋼中に不純物として含有され、Ｓ含有量は低いほど好ましい。特にＳ含有量が０．０２％を超えると、ＳはＴｉと結合してＴｉＳを形成し易く、熱延鋼板の高強度に寄与するＴｉＣの量が減少する。このため、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。
【００３４】
（１−６）Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％〜０．３％
Ａｌは、溶鋼の脱酸のために重要な元素であり、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％以上で脱酸効果を奏する。しかし、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．３％超であると非金属介在物を増大させ、熱延鋼板の延性や疲労特性を劣化させる。このため、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上０．３％以下とする。
【００３５】
（１−７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として存在し、Ｔｉと結合して粗大なＴｉＮを形成するため、熱延鋼板の引張強度や延性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。
【００３６】
（１−８）Ｂ：２ｐｐｍ〜４０ｐｐｍ
Ｂは、本発明で最も重要な元素であり、旧オーステナイト粒界に偏析し、鋼の焼入れ性を高める効果を奏し、高温でのフェライト変態を抑制し、ＭＣ炭化物の析出温度を低下させることにより、組織強化および析出強化の両面で強化に寄与する。この効果を得るにはＢ含有量は、２ｐｐｍ以上であり、好ましくは５ｐｐｍ以上である。しかし、Ｂ含有量が高過ぎてもこの作用は飽和し、熱延鋼板の製造コストが上昇する。このため、Ｂ含有量は、４０ｐｐｍ以下であり、好ましくは３０ｐｐｍ以下である。
【００３７】
（１−９）Ｔｉ：０．０５％〜０．２％
Ｔｉは、本発明において重要な元素の一つである析出強化元素である。Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉＣを形成し、熱延鋼板の強化に寄与する。この作用により７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るために、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．１％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると溶体化温度が上昇し、析出物が粗大化して析出強化に寄与する析出物が少なくなり、高強度を得られないことに加え、燃料原単位を大きく低下させるために製造コストが上昇する。このため、Ｔｉ含有量は０．２％以下であり、好ましくは０．１８％以下である。
【００３８】
次に任意元素を説明する。
【００３９】
（１−１０）Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種または２種
Ｎｂ，Ｖは、ＴｉＣと同様に、フェライト中でＭＣ炭化物として析出し、鋼の強化に効果的な元素であるが、Ｎｂ，Ｖを過剰に含有すると製造コストの増加を招くとともに、ＭＣ炭化物の溶融の再加熱温度の上昇を伴う。よって、Ｎｂ含有量は、０．１％以下であり、製造コストの点から０．０２％以下であることが好ましく。また、Ｖ含有量は、０．２％以下であり、製造コストの点から０．０４％以下であることが好ましい。また、鋼の強化効果を効果的に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、Ｖ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。
【００４０】
（１−１１）Ｃｒ：０．６％以下およびＭｏ：０．２％以下からなる群から選ばれた１種または２種
Ｃｒ，Ｍｏは、ともに、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるが、過剰に含有すると製造コストの増加を招く。このため、Ｃｒ含有量は、０．６％以下であり、０．１％以下であることが好ましい。また、Ｍｏ含有量は、０．２％以下であり、０．０８％以下であることが好ましい。また、焼入れ性の向上効果を確実に得るために、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
【００４１】
（１−１２）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％からなる群から選ばれた１種または２種以上
ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａは、いずれも、破壊の起点となる非金属介在物の形態を変化させ無害化し延性を向上させる作用を有するため１種または２種以上含有してもよい。しかし、ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａを過剰に含有すると、それら自身の介在物を多量に形成し、疲労特性や延性を劣化させる。このため、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する。熱延鋼板の延性の向上効果を効果的に得るためには、ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａをそれぞれ０．０００１％以上含有することが好ましい。
【００４２】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
【００４３】
２．金属組織
（２−１）面積率で、ベイナイト：５０％〜９８％、フェライト：５０％以下、残部：５％以下のセメンタイト
７８０ＭＰａ以上の高強度、優れた疲労特性さらには材質安定性を兼備するには、金属組織を面積率で、ベイナイト５０〜９８％かつフェライト５０％以下とする。
【００４４】
所望の引張強さや降伏比ＹＲを得るために、ベイナイトの面積率は、５０％以上であり、好ましくは７０％以上である。一方、ベイナイトの面積率が９８％を超えると延性が劣化するため、ベイナイトの面積率は９８％以下である。
【００４５】
また、フェライトの面積率が５０％超になると、ベイナイトの面積率５０％以上を確保できなくなり、所望の降伏比ＹＲを得られなくなる。このため、フェライトの面積率は、５０％以下であり、好ましくは２０％以下である。
【００４６】
本発明に係る熱延鋼板の金属組織は、基本的にベイナイトとフェライトからなるが、ベイナイトとフェライト以外の残部組織として、セメンタイトを有してもよい。ただし、鋼中のセメンタイトの面積率が高過ぎると局部伸びが低下して延性が低下するが、セメンタイトの面積率が５％以下であれば、そのような効果は発現しないか、発現しても鋼全体に大きく影響を与えるものではない。したがって、セメンタイトの面積率は５％以下とする。
【００４７】
フェライト、ベイナイト、セメンタイトの面積率は、光学顕微鏡やＳＥＭで得られた写真について、画像処理方法を用いて測定する。具体的には、鋼板の圧延方向に平行な断面についてバフ仕上げの研磨を行った後、４％ナイタール溶液（４％硝酸＋エタノール)により金属組織を現出し、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４ｔ位置について５００、１０００倍の観察を各々１０視野で行う。得られた観察像からフェライトとベイナイトの相を特定した後、二次元粒子解析ソフトを用いて各々の相の面積率を測定する。また、セメンタイトについては、ピクラール溶液（５％ピクリン酸＋エタノール）で組織中のセメンタイトを現出し、ＳＥＭで３０００、５０００倍の条件にて各々１０視野の観察を行った後、上記と同様の粒子解析ソフトを用い、面積率を測定する。
【００４８】
（２−２）フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合：２０％以下
フェライトに占める６５０〜８００℃の高温域で変態するフェライトの割合は、引張強度の安定性に関係する重要なパラメータである。このような高温域で変態するフェライト内には、比較的粗大なＴｉＣや微細なＴｉＣが混在して生成するために、得られる析出強化量にばらつきが生じるようになり、部分的に引張強度を満たすことができない場合がある。したがって、強度を安定させ７８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して確保するために、フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合は、２０％以下であり、好ましくは５％以下である。
【００４９】
図１は、６５０〜８００℃で変態するフェライト量の割合の算出手法を説明するためのグラフである。
【００５０】
本発明で重要な組織制御パラメータであるフェライトに占める６５０〜８００℃で変態するフェライトの割合は、仕上げ圧延後の試料を、仕上圧延相当温度から冷却した際の熱膨張測定によって得られた熱膨張変位から算出することができる。具体的には、熱間での加工負荷機能および熱膨張測定機構を有する装置（例えば富士電波工機社製  Thermecmaster Z）を使用し、図１のグラフに示すように、仕上げ温度（Ａｒ３点以上）から６００℃までの温度範囲における熱膨張変位を計測し、(1)オーステナイトがフェライトに変態しない場合の近似直線および(2)オーステナイトが完全にフェライトに変態した場合の近似直線から熱膨張変位測定値の比率を計算することにより、全変態に占めるフェライト変態の割合を算出し、８００〜６５０℃間の温度範囲で測定したフェライト変態率の累積値をフェライトに占める６５０〜８５０℃で変態するフェライトの割合（％）＝{ｂ／（ａ＋ｂ）}×１００として求める。
【００５１】
（２−３）フェライトの平均粒径：１０μｍ以下
フェライトの平均粒径が１０μｍを超えると、疲労亀裂伝播が容易に進むために所望の疲労特性を得られない。このため、フェライトの平均粒径は、１０μｍ以下であり、好ましくは５μｍ以下である。下限は特に規定しないが、通常フェライトの平均粒径は１．０μｍ以上となる。
【００５２】
また、フェライト粒径は上記した画像処理方法を用い、組織中のフェライトのみを抽出し、その粒径を測定する。
【００５３】
３．機械特性
（３−１）引張強さ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満
引張強さが７８０ＭＰａを下回る場合は、本発明で要求するような疲労限４００ＭＰａを超える疲労特性を確保することが困難となり、疲労特性が要求されるような自動車の足回り部材として望ましくない。また、引張強さが９８０ＭＰａ以上であると、打抜き時の端面損傷が顕著となり、所望の疲労特性を得られず、自動車の足周り部材への適用が困難になる。
【００５４】
（３−２）引張強さと０．２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）：８５％以上
降伏比（ＹＲ）は、衝突時の部品の耐久性の目安となるパラメータであり、８５％以上の降伏比を確保することにより、耐衝突部材への適用も可能である。
【００５５】
（３−３）疲労限：４００ＭＰａ以上
本発明では、４００ＭＰａ以上の高い疲労限を有する。本発明に係る熱延鋼板は、さらに７８０ＭＰａを超える引張強さと８５％以上の降伏比とをさらに兼ね備えることにより、衝突性能が要求される自動車部材や疲労特性の要求される自動車部材へ適用可能である。
【００５６】
４．製造方法
（４−１）鋼片：１１００℃〜１３００℃に加熱
鋼片の加熱温度が１１００℃を下回ると、ＭＣ炭化物の再溶解が進まず、強化に有効なＴｉＣ量が減少するために所望の強度を得ることができない。このため、鋼片の加熱温度は１１００℃以上であり、好ましくは１２００℃以上である。しかし、鋼片の加熱温度が１３００℃を超えるとスケールロスが大きくなることに加え、燃料原単位を悪化させるためコスト上好ましくない。したがって、鋼片の加熱温度は１１００℃〜１３００℃とする。
【００５７】
（４−２）溶体化処理：３０分間以上の溶体化処理，粗圧延：１０００℃以上
上記温度域で３０分間以上の溶体化処理を行う。溶体化処理時間が３０分間未満であるであると、ＴｉＣの再溶解が進まず、所望の強度を得ることができない。溶体化処理時間は、５０分間以上であることが好ましく、６０分間以上であることがさらに好ましい。
【００５８】
粗圧延の温度が１０００℃未満であると、再結晶が抑制されて結晶粒内に扁平粒が残存するため、疲労特性が劣化する。このため、粗圧延の温度は、１０００℃以上であり、好ましくは１０４５℃であり、さらに好ましくは１０５０℃である。
【００５９】
（４−３）仕上げ熱間圧延：最終３パスの累積圧下率を３０％以上、かつ下記（１）式で規定されるＡｒ３点以上で最終パス仕上げ温度
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]                      ・・・・・（１）
ただし、（１）式において、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｐ］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
【００６０】
仕上げ熱間圧延の最終３パスの累積圧下率が３０％未満であると、圧下に伴い鋼に導入されるひずみ量が少なく、そのひずみを駆動力とする旧オーステナイトの再結晶が進まないために、オーステナイト粒径が大きくなる。このため、このオーステナイトから相変態して生成するフェライト粒も大きくなってしまうことから、所望のフェライト粒径を得られず、疲労特性が劣化する。このため、仕上げ熱間圧延の最終３パスの累積圧下率は、３０％以上であり、好ましくは４０％以上である。
【００６１】
仕上げ熱間圧延の最終パスの仕上圧延温度がＡｒ３点を下回ると、２相域圧延となり、フェライトの異常粒成長が生じ、フェライト粒径を１０μｍ以下に制御できないために、疲労特性が劣化する。このため、仕上げ熱間圧延の最終パスの仕上圧延温度は、Ａｒ３点以上であり、好ましくは（Ａｒ３点＋５０℃）以上である。
【００６２】
（４−４）１５℃／秒以上の平均冷却速度での冷却
仕上げ熱間圧延後に１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却を行う。平均冷却速度が１５℃／秒を下回ると、高温域で生じるフェライト変態を抑制できないため、ＭＣ炭化物の粗大化が進行し、充分な析出強化量を得られずに所望の強度を満たすことができないことがある。
【００６３】
（４−５）５５０℃以上６５０℃未満の温度域で巻取り
巻取温度が５５０℃を下回ると、ＭＣ炭化物の析出量が不足し、所望の強度が得られない。このため、巻取温度は、５５０℃以上であり、好ましくは５９０℃以上である。しかし、巻取温度が６５０℃以上であると、ＭＣ炭化物の粗大化が顕著に生じる過時効状態となり、所望の強度を下回る場合がある。このため、巻取温度は、６５０℃未満であり、好ましくは６４０℃以下であり、さらに好ましくは６２０℃以下である。
【実施例】
【００６４】
表１に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有する鋼片を、表２に示す再加熱温度に加熱した後、その温度で表２に示す保持時間の溶体化処理を行った。表１，２における下線は本発明の範囲外であることを示す。
【００６５】
【表１】
2017101299.tif 000002
【００６６】
【表２】
2017101299.tif 000003
【００６７】
その後、表２に示す粗圧延温度で粗圧延を行って粗圧延板とし、この粗圧延板を仕上げ熱間圧延に供し、表２に示す最終３パスの累積圧下率で、かつ表２に示す最終パス仕上げ温度で熱間圧延を完了した。そして、表２に示す平均冷却速度で冷却を行い、表２に示す巻取温度で巻取ることにより、表２に示す試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板を製造した。
【００６８】
このようにして得られた試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板に対して下記の試験を実施した。
【００６９】
（１）鋼組織の評価
試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板の鋼組織の種類は、ナイタール溶液およびピクラール溶液により試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食して、上述した方法により、板厚の１／４位置を光学顕微鏡およびＳＥＭを用いて各組織を特定した。
【００７０】
フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合は、図１のグラフを参照しながら上述した方法により、求めた。
【００７１】
（２）機械的性質の評価
得られた試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板を用いて以下に示す試験を行い、引張特性、伸びフランジ性を評価した。
【００７２】
（２−１）引張特性の評価
試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板の圧延平行方向からＪＩＳ５号Ｂ引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ  Ｚ２２４１に準じて行い、降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
【００７３】
（２−２）疲労限の評価
試料Ｎｏ．１〜５１の熱延鋼板の圧延平行方向から疲労試験の長手方向が平行になるように平面曲げ疲労試験片を採取した。疲労試験方法はＪＩＳ  Ｚ２２７５に準じ、シェンク式平面曲げ疲労試験機を用いて測定を行った。試験条件は応力比Ｒ＝−１、周波数を２５Ｈｚで行い、１０００万サイクルでの疲労強度を評価し、疲労亀裂を生じなかった応力振幅の値を疲労限とした。
【００７４】
結果を表２にまとめて示す。
【００７５】
表２における試料Ｎｏ．１，３〜６，８〜１０，１２，１４〜１９，２１，２３，２５〜３１，３３〜４０，４２，４４の熱延鋼板は、本発明で規定する条件をすべて満足する本発明例であり、試料Ｎｏ．２，７，１１，１３，２０，２２，２４，３２，４１，４３，４５〜５１の熱延鋼板は、本発明で規定する条件を満足しない比較例の熱延鋼板である。
【００７６】
試料Ｎｏ．１，３〜６，８〜１０，１２，１４〜１９，２１，２３，２５〜３１，３３〜４０，４２，４４の本発明例の熱延鋼板は、いずれも、ベイナイト面積率５０％〜９８％、フェライト面積率５０％以下およびセメンタイト面積率５％以下であり、フェライトに占める６５０℃〜８００℃で変態するフェライトの割合が２０％以下であるとともに、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下である。
【００７７】
このため、試料Ｎｏ．１，３〜６，８〜１０，１２，１４〜１９，２１，２３，２５〜３１，３３〜４０，４２，４４の本発明例の熱延鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ〜９８０ＭＰａ未満であり、引張強さと０．２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）が８５％以上であるとともに、疲労限が４００ＭＰａ以上である機械特性を有し、疲労特性や衝突性能に優れており、自動車のホイールやリム等の足回り部材やシャシーやメンバー等の衝撃吸収部材や補強部材の素材である自動車用高張力熱延鋼板として、好適に用いることができる。
【００７８】
また、試料Ｎｏ．１，３〜６，８〜１０，１２，１４〜１９，２１，２３，２５〜３１，３３〜４０，４２，４４の本発明例の熱延鋼板は、ＭｎやＣｒ、Ｎｉといった焼入れ性元素を多量に含有しなくても安定した強度を達成することができ、製造コストを抑制できるとともに環境負荷を低下できる。
【００７９】
さらに、本発明に係る製造方法では、仕上げ圧延後巻取りまでの冷却速度が通常のラミナー冷却のような１００℃／秒以下の冷却速度でよく、かつ、５５０〜６５０℃の巻取温度範囲なので、温度の的中精度も高く、本発明に係る熱延鋼板を製造し易い。
【００８０】
これに対し、試料Ｎｏ．２の熱延鋼板は、再加熱温度が１０９０℃と低く、ＭＣ炭化物が溶け残るとともに、微細な析出物が得られずに所望の引張強度を得られなかった。また、粗圧延温度が低いために未再結晶組織が残り、疲労特性も不芳であった。
【００８１】
試料Ｎｏ．７の熱延鋼板は、巻取り温度が５００℃と低く、析出強化に寄与するＭＣ炭化物量が得られず、引張強度が低かった。
【００８２】
試料Ｎｏ．１１の熱延鋼板は、仕上げ最終３パスの総圧下率が２５．０％と低いため、オーステナイトの再結晶が進まずにフェライト粒が粗大化したために疲労特性が不芳であった。
【００８３】
試料Ｎｏ．１３の熱延鋼板は、巻取り温度が７００℃と高く、ＭＣ炭化物の粗大化するとともにセメンタイトが生じ、ベイナイトやフェライトの面積率を所定の範囲に収められずに、引張強度および疲労特性が不芳であった。
【００８４】
試料Ｎｏ．２０の熱延鋼板は、仕上げ圧延〜巻取り間の平均冷却速度が５℃／秒と小さいため、６５０〜８００℃間の高温フェライトが多量に生成し、ＭＣ炭化物の高温析出が生じ、引張強度が低いとともに、フェライト粒径が粗大化して疲労特性も不芳であった。
【００８５】
試料Ｎｏ．２２の熱延鋼板は、溶体化処理時間が２０分間と短いため、ＴｉＣの再溶解が進まなかったために、引張強度が低かった。
【００８６】
試料Ｎｏ．２４の熱延鋼板は、仕上げ温度が８１０℃とＡｒ３点を下回ったため、２相域圧延となりフェライト粒が所定の粒径に制御できず、疲労特性が不芳であった。
【００８７】
試料Ｎｏ．３２の熱延鋼板は、巻取り温度が５１０℃と低く、析出強化に寄与するＭＣ炭化物量を得られず、引張強度が低かった。
【００８８】
試料Ｎｏ．４１の熱延鋼板は、巻取り温度が５００℃と低く、析出強化に寄与するＭＣ炭化物量を得られず、引張強度が低かった。
【００８９】
試料Ｎｏ．４３の熱延鋼板は、粗圧延温度が９７４℃と低かったため、組織中に粗大な扁平粒が残り、延性および疲労特性が不芳であった。
【００９０】
試料Ｎｏ．４５の熱延鋼板は、Ｃ含有量が高過ぎたために溶体化温度が高くなり、強化に有効な微細析出物量が相対的に減少して引張強度が低く、延性も不芳であった。
【００９１】
試料Ｎｏ．４６の熱延鋼板は、Ｐ含有量が高過ぎたために結晶粒界にＰが偏析してＢの効果が低下し、引張強度が低かった。
【００９２】
試料Ｎｏ．４７の熱延鋼板は、Ｍｎ含有量が高過ぎたために中心偏析を生じ、延性や疲労特性が不芳であった。
【００９３】
試料Ｎｏ．４８の熱延鋼板は、Ｔｉ含有量が高過ぎたために、溶体化温度が高くなり、強化に有効な微細析出物量が相対的に減少して引張強度が低かった。
【００９４】
試料Ｎｏ．４９の熱延鋼板は、Ａｌ含有量が高過ぎたために非金属介在物が多くなり、延性や疲労特性が不芳であった。
【００９５】
試料Ｎｏ．５０の熱延鋼板は、Ｎ含有量が高過ぎたために粗大なＴｉＮが形成され、引張強度が低く、延性も不芳であった。
【００９６】
さらに、試料Ｎｏ．５１の熱延鋼板は、Ｂ含有量が低過ぎるために高温フェライトが多量に生成し、ＭＣ炭化物の高温析出が生じ、引張強度が低く、かつ疲労限も低かった。
【図１】
2017101299.tif 000004