(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：０．７％以上２．０％以下、Ａｌ：０．１％超１．０％未満、Ｔｉ：０．０５％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０５％以上１．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、下記式(1)を満足する化学組成を有し、
５０面積％以上のフェライトを含有し残部がベイナイトからなる鋼組織を有し、
引張強度ＴＳが９００ＭＰａ以上であって、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）との積であるＴＳ×ＨＥＲ値が４５０００（ＭＰａ・％）以上であり、
前記フェライトのビッカース硬度の平均値Ｈｖαと前記ベイナイトのビッカース硬度の平均値Ｈｖβとが下記式(3)を満足する
ことを特徴とする熱延鋼板。
【数１】
0004888255.tif 000014
ここで、式中のＣ、Ｔｉ、Ｎ、ＮｂおよびＶは、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【数３】
0004888255.tif 000015
【請求項２】
前記化学組成が、下記式(2)を満足することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【数２】
0004888255.tif 000016
ここで、式中のＳｉ、ＡｌおよびＶは、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【請求項３】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．１質量％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種を合計で０．６質量％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載される化学組成を有する鋼塊または鋼片を１２５０℃以上としたのちに熱間圧延を施し、（Ａｅ３点＋１００℃）〜（Ａｅ３点−５０℃）の温度域で熱間圧延を完了し、
得られた熱延鋼板に前記熱間圧延完了後３秒間以内に冷却を開始して３０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜５５０℃の温度域まで冷却する第１次冷却を施し、
前記第１次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以下の平均冷却速度で３〜２０秒間冷却する第２次冷却を施し、
前記２次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以上の平均冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却する第３次冷却を施して巻取るとともに、
前記熱間圧延開始から前記巻取までの工程において、鋼板の板厚中心温度が下記式(4)で規定されるＴｐｅｆ（℃）以下（Ａｅ３点−５０℃）以上となる時間を１８０秒以下とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【数４】
0004888255.tif 000017
ここで、式中のＣおよびＴｉは鋼中の各元素の含有量（単位：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。より詳しくは、本発明は、引張強度９００ＭＰａ以上の高強度を有し伸びフランジ性に優れる熱延鋼板およびその製造に関する。
【背景技術】
【０００２】
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造用材料として自動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されている。特に、燃費低減の観点から軽量化が求められている自動車部品では、軽量化しても強度を維持できる高強度の熱延鋼板の適用が増加しつつある。最近は環境問題意識の高まりにより、さらなる車体の軽量化が求められているため、プレス成形して使用される熱延鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、特に８７０ＭＰａ以上の超高強度鋼板においては、延性に加えて伸びフランジ加工性にも優れた鋼板が望まれている。
【０００３】
特許文献１には、９００ＭＰａ以上の高強度を有し伸びフランジ性に優れる鋼板が示されており、高強度を得るにはベイナイト主体の組織とする必要があり、さらにはベイナイト率が少ない場合に伸びフランジ性が低下することが開示されている。したがって、この文献に記載された方法によれば、強度と伸びフランジ性とを両立させるためにはベイナイト主体の組織とする必要がある。しかしながら、このような組織を有する鋼板は、ベイナイトよりも延性に優れるフェライト主体の組織を有する鋼板に比して延性に劣るという問題がある。
【０００４】
また、特許文献２には、９００ＭＰａ以上の高い強度と、優れた伸びフランジ性と延性とを有する鋼板が示されている。しかしながら、この鋼板は残留γによって高延性を得るためにＳｉおよびＡｌの多量添加を必要とする。このため、表面性状の劣化や、鋼材中の清浄度の低下、溶接性の低下などの問題を有する。
【特許文献１】特開２０００−２８２１７５号公報
【特許文献２】特開２００３−１７１７３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、引張強度９００〜１２００ＭＰａ級の高強度領域において、優れた伸びフランジ性を備え、さらに好適態様にあっては良好な化成処理性を有する高強度熱延鋼板および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】
【０００６】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した。その結果、次の知見を得た。
（ア）成形性の高いフェライトを主体とする組織とすることによりベイナイト主体の組織では得られなかった高延性を確保するともに析出強化による強度向上作用を顕著に発揮させることが可能である。
【０００７】
（イ）このフェライトをＴｉ，Ｎｂ，Ｖにより強化するにあたって、これらの有効析出強化元素およびＮとＣと含有量のバランスを考慮し、さらにフェライト以外の残部組織をベイナイトにすることで、良好な伸びフランジ性をも実現することが可能である。
【０００８】
（ウ）主相であるフェライトと残部組織であるベイナイトとの硬度差を低減することにより、伸びフランジ性を一層高めることが可能である。
（エ）Ｓｉ、Ａｌ、およびＶの含有量を適正化することにより、上記の機械特性を維持したままで良好な化成処理性を確保することも可能である。
【０００９】
（オ）上記の機械特性を有する鋼板を効率的かつ安定的に得るには、強度と成形性のバランスに重要な役割を果たすフェライトの性質を決定する温度履歴を緻密に制御し、オーステナイト中とフェライト中とにおける析出強化元素の溶解度積の差を利用して適切な温度域でフェライト変態を進行させることにより、析出物の粗大化や析出不足を回避して著しい析出強化作用を発揮させるともに、熱間圧延開始から巻取りまでの全工程において、ＣおよびＴｉの含有量バランスによって決定される温度履歴を適切に制御することが重要である。
【００１０】
本発明は、上記の新たな知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満、Ｓｉ：１．０％未満、Ｍｎ：０．７％以上２．０％以下、Ａｌ：０．１％超１．０％未満、Ｔｉ：０．０５％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０５％以上１．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるとともに、下記式(1)を満足する化学組成を有し、５０面積％以上のフェライトを含有し残部がベイナイトからなる鋼組織を有し、引張強度ＴＳが９００ＭＰａ以上であって、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）との積であるＴＳ×ＨＥＲ値が４５０００（ＭＰａ・％）以上であり、前記フェライトのビッカース硬度の平均値Ｈｖαと前記ベイナイトのビッカース硬度の平均値Ｈｖβとが下記式(3)を満足することを特徴とする熱延鋼板。
【００１１】
【数５】
0004888255.tif 000002
【００１２】
ここで、式中のＣ、Ｔｉ、Ｎ，ＮｂおよびＶは、鋼中における各元素の含有量(単位：質量%)を示す。
【数７】
0004888255.tif 000003
【００１３】
（２）前記化学組成が、下記式(2)を満足することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【００１４】
【数６】
0004888255.tif 000004
【００１５】
ここで、式中のＳｉ、ＡｌおよびＶは、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００１６】
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．１質量％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【００１７】
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種を合計で０．６質量％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【００２０】
（５）請求項１〜４のいずれかに記載される化学組成を有する鋼塊または鋼片を１２５０℃以上としたのちに熱間圧延を施し、（Ａｅ３点＋１００℃）〜（Ａｅ３点−５０℃）の温度域で熱間圧延を完了し、
得られた熱延鋼板に前記熱間圧延完了後３秒間以内に冷却を開始して３０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜５５０℃の温度域まで冷却する第１次冷却を施し、
前記第１次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以下の平均冷却速度で３〜２０秒間冷却する第２次冷却を施し、
前記２次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以上の平均冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却する第３次冷却を施して巻取るとともに、
前記熱間圧延開始から前記巻取までの工程において、鋼板の板厚中心温度が下記式(4)で規定されるＴｐｅｆ（℃）以下（Ａｅ３点−５０℃）以上となる時間を１８０秒以下とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００２１】
【数８】
0004888255.tif 000005
【００２２】
ここで、式中のＣおよびＴｉは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば９００ＭＰａ以上の高強度であっても強度および伸びフランジ性に優れ、さらに好適態様にあっては、化成処理性に優れる熱延鋼板が得られる。かかる鋼板を例えば自動車用鋼材として用いれば車輌重量の大幅な軽減に寄与する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
以下に、本発明の最良の形態や製造条件の範囲およびこれらの設定理由について説明する。なお、本明細書において、化学組成を表す「％」は、特にことわりが無い限り「質量％」である。
【００２５】
１．化学組成
本実施形態に係る鋼の化学組成について説明する。
Ｃ：０．０５％以上０．２０％未満
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり，９００ＭＰａ以上の引張強度を得るために０．０５％以上含有させる。一方、Ｃ含有量が過剰になると熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト量が減少して延性の劣化を招く。このため、Ｃ含有量を０．２０％未満とする。０．１６％未満とすることが好ましい。９５０ＭＰａ以上の超高強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０８％以上とすることが好ましく、０．１０％超とすることがさらに好ましい
【００２６】
Ｓｉ：１．０％未満
Ｓｉは、一般に不純物として含有されるが、比較的延性を劣化させずに強度を上昇させる有用な固溶強化元素でもあるため、積極的に含有させてもよい。ただし、過剰に含有させると変態温度の上昇を招き、仕上熱間圧延における設備負荷が大きくなる。また、鋼組織中に残留オーステナイトを形成しやすくなり，伸びフランジ性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量を１．０％未満とする。スケール疵の抑制や化成処理性の確保の観点からは、Ｓｉ含有量を０．５％以下とすることが好ましく、０．３％以下とすることがさらに好ましい
【００２７】
Ｍｎ：０．７％以上２．０％以下
Ｍｎは、強度を向上させる作用を有する。本実施形態に係る鋼板は９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するため、Ｍｎ含有量を０．７％以上とする。また、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上温度を低下させる。このため、Ｍｎ含有量を増加させるとフェライト結晶粒の微細化を促進し、伸びフランジ性を向上させる。しかしながら、過剰に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を２．０％以下とする。伸びフランジ性を劣化させるマルテンサイトやMartensite-Austenite constituent（以下、「ＭＡ」と表記する。）の鋼組織中への混入を避けるという観点からは、１．５％以下とすることが好ましい。また、同じく伸びフランジ性を低下させるパーライトの形成を抑制するという観点からは０．９％以上とすることが好ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．１％超１．０％未満
Ａｌは、鋼組織中のフェライト形成に有効な元素であるので、０．１％を超えて含有させる。０．２％以上とすることが好ましい。一方、過剰に含有すると、変態温度の上昇に伴う操業負荷の増大および鋼の清浄度の低下を招く。このため、Ａｌ含有量を１．０％未満とする。０．５％未満とすることが好ましい。
【００２９】
Ｔｉ：０．０５％以上０．３％以下
Ｔｉは、フェライトを強化する作用を有する。このため、Ｔｉ含有量を０．０５％以上とする。０．０８％以上とすることが好ましい。一方、過剰に含有すると鋼中で粗大な炭窒化物を形成し、逆に伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量を０．３％以下とする。０．２％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、フェライトを強化するとともに、組織を微細化する作用を有する。これらの効果を確実に得るには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、過剰に含有すると鋼の熱間変形抵抗が上昇し操業負荷の原因になる。このため、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。０．０５％以下とすることが好ましい。
【００３１】
Ｖ：０．０５％以上１．０％以下
Ｖは、本実施の形態に係る鋼板において重要な元素である。Ｖは、フェライトを強化する作用を有するため、Ｖ含有量を０．０５％以上とする。さらに、フェライト変態を促進する作用も有するため、Ｖ含有量を０．１％以上とすることが好ましく、０．２％以上であればさらに好ましい。一方、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和していたずらにコスト増を招くため、Ｖ含有量を１．０％以下とする。また、Ｖ含有量が増加すると化成処理性が損われる傾向にあるため、０．５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、鋼の強化にも有効な元素であるので，積極的に含有させてもよい。しかしながら、粒界偏析傾向が強く、伸びフランジ性を劣化させる作用も有するため、Ｐ含有量を０．１％以下とする。０．０５％以下とすることが好ましく、０．０２％以下であればさらに好ましい。
【００３３】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素である。このため、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。一段と優れた加工性を確保したい場合には、０．００８％以下とすることが好ましく、０．００３％以下であればさらに好ましい。
【００３４】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ等と窒化物を形成して、加工性を低下させる不純物元素である。このため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。０．００６％以下とすることが好ましい。
【００３５】
さらに、次の元素を任意成分として含有していてもよい。
Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．１％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢは、溶鋼が凝固する際に析出する酸化物や窒化物を微細化して鋳片の健全性を向上させる作用を有する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢからなる群から選ばれる１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素は、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和していたずらにコスト増を招くばかりか、鋼の清浄度を低下させてしまう。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢの合計含有量を０．１％以下とする。上記作用をより確実に得るにはＣａ、Ｍｇ、ＮｄおよびＢの合計含有量を０．０００４％以上とすることが好ましい。
【００３６】
さらに、Ｎｄについては、鋼中のＰやＳと作用して伸びフランジ性を向上させる作用も有するため、下記式(5)を満足するように含有させることが好ましい。中辺の値が左辺の値を下回る、すなわち０．５未満となると、Ｎｄによる伸びフランジ性向上の効果が得にくくなる。一方、中辺の値が右辺の値を上回る、すなわち２．０を超えると、酸化物を形成して清浄度を損ないやすくなる。したがって、下記式(6)を満足するように含有させることがより好ましくい。
【００３７】
【数９】
0004888255.tif 000006
【００３８】
ここで、ここで、式中のＮｄ、ＰおよびＳは、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
【００３９】
ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種を合計で０．６％以下
ＣｒおよびＭｏは、焼入性を向上させ、ベイナイトの構造を微細化する作用を有する。このため、ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種を含有させてもよい．しかしながら、これらの元素はいずれも化成処理性を低下させる作用を有する。このため、これらの元素の含有量の合計を０．６％以下とする。上記焼入性向上作用やベイナイト組織構造微細化作用をより確実に得るには、この合計含有量を０．２％以上とすることが好ましい。
【００４０】
２．化学組成のバランス規定
（１）機械特性に関するバランス
本実施形態に係る鋼板は、優れた機械特性を実現すべく、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出強化元素およびＮとＣとの含有量のバランスとして、下記式(1)を満たす。
【００４１】
【数１０】
0004888255.tif 000007
【００４２】
上式における中辺の値が左辺の値を下回る、すなわち０．６０未満となると、強度と伸びフランジ性のバランスが低下する。この原因は定かでないが、９００ＭＰａ以上の高強度領域においては、結晶粒界に固溶するＣの枯渇による粒界強度の低下が伸びフランジ性を低下させているものと推察される。
【００４３】
一方、上式における中辺の値が右辺の値を上回る、すなわち２．５０を超えると、強度および伸びフランジ性のバランスが低下する。これは、セメンタイト、マルテンサイト、ＭＡ等の生成や、第二相が過剰に硬化されることによると推察される。
【００４４】
好ましくは、上式の左辺を０．８０、右辺を２．００とすることであり、さらに好ましくは、上式の左辺を０．９０、右辺を１．８０とすることである。
（２）化成処理性に関するバランス
本実施形態に係る鋼板は、化成処理性に関して、Ｓｉ、ＡｌおよびＶの含有量のバランスとして、下記式(2)を満たす。
【００４５】
【数１１】
0004888255.tif 000008
【００４６】
Ｓｉ、ＡｌおよびＶの含有量が上式を満足する場合には、さらに良好な機械特性が得られるとともに、優れた化成処理性をも確保することが実現される。
【００４７】
Ｓｉ、ＡｌおよびＶは、いずれもフェライトの形成を促進する元素であり、含有させることにより本発明で規定するフェライト量を得ることが容易となる。このため、Ｓｉ、ＡｌおよびＶの合計含有量を０．３％超とする。好ましくは、０．４％以上である。
【００４８】
一方、Ｓｉ、ＡｌおよびＶは、複合添加により化成処理性をより一層低下させる。このため、Ｓｉ、ＡｌおよびＶの合計含有量を１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下である。
【００４９】
３．鋼組織
（１）フェライトの面積率等
本実施形態に係る鋼板は、良好な延性と強度とを得るために、面積率で少なくとも５０％以上のフェライトを含有する。板厚方向に組織が変化する場合におけるフェライトの面積率は、全板厚の１／４ｔ位置および１／２ｔ位置におけるフェライト面積率の平均値を採用する。なお、延性と伸びフランジ性のバランスをさらに向上させるには６０面積％以上のフェライトを含有することが好ましい。
【００５０】
上記のフェライト以外の残部組織はベイナイトとする。また、ベイナイトの性状と伸びフランジ性との関係について詳細な検討を行うことにより得られた新知見により、このベイナイトは下部ベイナイトあるいは微細な上部ベイナイトとすることが有効である。
【００５１】
すなわち、残部組織であるベイナイトは下部ベイナイトであることが好ましく、ラス状組織を有し、ラス間に炭化物析出の見られるいわゆる上部ベイナイトである場合には、そのラス幅を２．０μｍ以下とすることが好ましい。
【００５２】
これは、ベイナイトラスが粗大である場合や、ベイナイト中の炭化物が粗大である場合には、伸びフランジ性が要求されるような加工、例えばバーリング加工等の際に、これらの部位がクラックの発生起点となりやすいためと推察される。
【００５３】
なお、上記ベイナイトにマルテンサイトやＭＡや残留オーステナイトが混入する場合があるが、それらの合計の面積率が全組織の５％未満であれば本発明の効果が損なわれることはない。好ましくは３％以下であり、さらに好ましくは１％以下である．
（２）  フェライトとベイナイトとの硬度差について
本実施形態に係る鋼板は、好ましい態様として、フェライトのビッカース硬度の平均値Ｈｖαとベイナイトのビッカース硬度の平均値Ｈｖβとが下記式(3)を満たす。
【００５４】
【数１２】
0004888255.tif 000009
【００５５】
すなわち、フェライトとベイナイトとの硬度差を可能な限り小さくすることで、伸びフランジ性が向上する。右辺を０．４０とすることがさらに好ましく、０．２５とすれば特に好ましい。
【００５６】
４．製造条件
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記のような化学組成上の特徴および鋼組織上の特徴を有し、機械特性として、引張強度ＴＳが９００ＭＰａ以上であって、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率ＨＥＲ（％）との積であるＴＳ×ＨＥＲ値が４５０００（ＭＰａ・％）以上であるならば、製造方法には特に限定されない。ただし、次のような製造方法を採用すれば、本実施形態に係る熱延鋼板を効率的に、かつ安定的に得ることが実現される。
【００５７】
（１）熱間圧延前の加熱
上記化学組成を備える鋼塊または鋼片の温度を１２５０℃以上として熱間圧延に供し、粗大な炭窒化物を固溶させることが好ましい。粗大な炭窒化物は、伸びフランジ性を阻害するとともに、強度向上に寄与する微細な炭窒化物を形成する元素を消費する。したがって、１２５０℃以上に加熱することによって、強度低下や伸びフランジ性の低下などの機械特性の劣化が回避される。
【００５８】
なお、連続鋳造により得られた鋼塊や分塊圧延後の鋼片の温度が１２５０℃以上であるならば、追加的な加熱を行わなくてもよい。一方、一旦１２５０℃未満となった鋼塊または鋼片を加熱してから熱間圧延に供する場合には、その加熱時間を１時間以上とすることが好ましい。鋼塊または鋼片の温度の上限は特に限定されないが、加熱炉の炉内耐熱壁の耐久性およびスケールロスによる歩留まりの低下の観点から１４００℃以下とすることが好ましい。
【００５９】
（２）熱間圧延完了温度
上記の温度域とした鋼塊または鋼片を熱間圧延に供し、熱間圧延の完了温度を（Ａｅ３点＋１００℃）〜（Ａｅ３点−５０℃）の温度域とすることが好ましい。
【００６０】
熱間圧延完了温度を（Ａｅ３点＋１００℃）超とすると、フェライトの核生成頻度が低下してしまい、その後の制御冷却過程で十分なフェライト量を得ることが困難となる。一方、熱間圧延完了温度を（Ａｅ３点−５０℃）未満とすると、加工フェライトが形成されてしまい成形性が劣化するともに、オーステナイトとフェライトの熱間変形抵抗の差異に起因して圧延が不安定となり、鋼板の形状精度が低下する。したがって、熱間圧延完了温度を（Ａｅ３点＋１００℃）〜（Ａｅ３点−５０℃）とする。（Ａｅ３点＋１００℃）〜（Ａｅ３点−３０℃）とすることが好ましい。
【００６１】
（３）熱間圧延後の冷却および巻取
熱間圧延を上記の温度域で完了させたら、次のように、三段階の冷却を行って巻き取ることが好ましい。なお、下記の冷却を行うにあたって、冷却手段は、水冷却、ロール等の送板装置による接触抜熱、送風による冷却のいずれを採用しても構わない。また、これらの冷却手段を複数の組み合わせてもよい。
【００６２】
（i）第１次冷却
まず、第１次冷却として、熱間圧延完了後３秒間以内に冷却を開始して、３０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜５５０℃の温度域まで冷却することが好ましい。
【００６３】
この第１次冷却において、冷却開始時間を熱間圧延後３秒間超としたり、平均冷却速度を３０℃／秒未満としたりすると、粗大なパーライトを形成しやすくなり、伸びフランジ性を劣化させる場合がある。好ましい平均冷却速度は５０℃／秒以上である。結晶粒径を微細化してさらなる特性向上を狙う場合には、熱間圧延後から冷却開始までの時間を１．５秒間以内とすることが好ましい。
【００６４】
一方、第１次冷却における冷却停止温度を７５０℃超とすると、その後に制御冷却を施しても十分なフェライト量を確保することが困難となる。一方、第１次冷却における冷却停止温度を５５０℃未満とすると、フェライト変態が起こりにくくなるため、十分なフェライト量を確保することができず延性が劣化したり強度が低下したりする。十分なフェライト量を安定して確保する観点からは、第１次冷却の冷却停止温度を６００℃以上とすることが特に好ましい。
【００６５】
（ii）第２次冷却
第１次冷却として上記の温度域まで冷却したら、次に第２次冷却として、第１次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以下の平均冷却速度で３〜２０秒間冷却することが好ましい。
【００６６】
第１次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以下の平均冷却速度で３〜２０秒間の第２次冷却を施すことにより、フェライトを効果的に生成させることができる。第２次冷却の平均冷却速度を３０℃／秒超とすると、生成するフェライトの硬度にバラつきが生じて伸びフランジ性が低下する。２０℃／秒以下とすることが好ましい。第２次冷却の平均冷却速度の下限は特に限定する必要はないが、第２次冷却を実施する箇所に補熱設備を有していないことが通常であるので、生産性の観点から３℃／秒以上とすることが好ましく、７℃／秒以上とすることが特に好ましい。
【００６７】
冷却時間に関しては、３秒間未満とするとフェライトの生成が不十分となり、延性が劣化したり強度が低下したりする場合がある。一方、２０秒間超とすると、パーライトや粗大なセメンタイトを生成して伸びフランジ性が劣化する場合がある。７秒間以上１５秒間以内とすることが特に好ましい。
【００６８】
（iii）第３次冷却および巻取
第２次冷却に続いて、第３次冷却として、第２次冷却の冷却停止温度から３０℃／秒以上の平均冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却して巻き取ることが好ましい。
【００６９】
第３次冷却における平均冷却速度を３０℃／秒未満とすると、粗大なパーライトの生成やベイナイトラスの粗大化により伸びフランジ性が劣化する。５０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００７０】
第３次冷却の冷却停止温度、すなわち巻取温度を５５０℃超とすると、粗大なセメンタイトの形成やＰの偏析が助長されることにより伸びフランジ性が劣化する。第３次冷却の冷却停止温度、すなわち巻取温度は、４５０℃以下に設定されることがさらに好ましい。ただし、３００℃未満となるとマルテンサイトやＭＡを生成して伸びフランジ性が劣化するおそれがあるため、３００℃以上とすることが好ましい。
【００７１】
（４）冷却初期の板厚中心温度管理
熱間圧延開始から巻取までの鋼板の製造工程において、鋼板の１／２ｔ位置における温度、すなわち板厚中心温度が、下記式(4)を満たすＴｐｅｆ（℃）以下、（Ａｅ３点−５０℃）以上の温度域にある滞留時間を、１８０秒間以下とすることが好ましい。
【００７２】
【数１３】
0004888255.tif 000010
【００７３】
この滞留時間を１８０秒間超とすると、鋼中に粗大なＴｉを含む炭窒化物が形成され、強度および伸びフランジ性のバランスが低下する場合がある。上記滞留時間は、１５０秒間以内とすることがさらに好ましく、１３５秒間以内とすることが特に好ましい。
【実施例】
【００７４】
１．熱延鋼板の製造
表１に示される化学組成を有する各鋼について、真空溶解にて溶製したインゴットを幅２００ｍｍ厚さ４０ｍｍに鍛造し、長さは適宜に切断して鋼片としてから熱間圧延に供した。実製造ラインにおける加熱炉雰囲気を模擬した小型加熱炉により前記鋼片を加熱した。
【００７５】
その際、前記鋼片の圧延方向後端部の板厚中心付近に１５ｍｍ深さの小穴を形成し、当該小穴に熱電対を取り付け、鋼片中心温度を測定可能にした。熱電対取り付け後の小穴は耐熱セラミックス充填剤で封じた。
【００７６】
【表１】
0004888255.tif 000011
【００７７】
なお、各表における下線は本発明の規定外であることを示す。
このようにして準備した鋼片に加熱炉にて表２に示される温度で一時間以上の均質化処理を施し、小型のレバース圧延機により粗圧延を実施した。その際、熱電対で鋼片中心温度を計測するとともに、圧延スタンド上流側上部に設置された放射温度計にてスラブ表面温度を計測した。これは、スラブ表面温度から内部温度を伝熱計算により算出する際の補正値を得るためである。
【００７８】
鋼材表面のスケールは測温の妨げになるほか、表面疵や冷却ムラの原因となるので、スタンド出側に上下に設置された水圧式のデスケーリング装置によるデスケーリングを適宜施した。また、パス間時間により，粗圧延工程の時間を制御した。
【００７９】
レバース圧延により鋼片の厚さを１６ｍｍまで減厚した後、熱電対を意図的に切り離し、小型の３スタンドミルにて連続圧延を実施し、２ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。各スタンドの入側および出側には放射温度計が設置されており、鋼材表面温度を計測し、伝熱計算により板厚中心温度を算出した。なお、上述の粗圧延工程中に熱電対の鋼内切断，短絡と思われる誤測定が発生した場合についても、放射温度計による表面温度から内部温度を算出した。
【００８０】
【表２】
0004888255.tif 000012
【００８１】
圧延後の鋼板は小型ローラーが設置された送板テーブル上を水冷槽まで運搬され、表２に示される所定の冷却速度で水冷却された。送板テーブル上には取り付け位置を変更可能な放射温度計が設置されており、適宜温度測定を行った。
【００８２】
さらに、表２に示される冷却パターンを満たすように、水冷槽から鋼板を送板テーブル上へ搬出し、空冷した後、再び水冷槽へ搬入した。こうして、上記の所定温度（巻取温度）となったら再度送板テーブル上へ鋼板を搬出し、そのままあらかじめ所定の初期温度（巻取温度）に設定された徐冷炉内へと導いた。
【００８３】
徐冷炉の徐冷パターンは実製造のコイル内温度を模擬した。すなわち初期温度で３０秒間の保持を行った後、３０℃／時にて室温近傍まで徐冷した。
２．評価
徐冷後の熱延鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片、９０ｍｍ角の穴拡げ試験片、ミクロ組織観察および硬度測定用の試験片、ならびに５０ｍｍ×７０ｍｍの化成処理評価用試験片を切り出した。
【００８４】
組織観察はナイタル腐食を施した後、表面にＣ蒸着を施し、板厚中心および１／４ｔ部近傍をＳＥＭ観察により組織同定を行った。
機械特性については引張特性の評価と伸びフランジ性の評価を行った。引張特性は、酸洗後の試験片について常法にしたがって引張試験を行い、降伏強度（ＭＰａ）、引張強度（ＭＰａ）、および全伸び（％）を得た。伸びフランジ性の評価は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ）  １００１−１９９６に準拠して行った。上記の採取した９０ｍｍ角の穴拡げ試験片（酸洗処理済み）の中央部に、クランクプレスにて１０ｍｍΦの打ち抜き穴をクリアランス１２％で施し、この穴を６０°の頂角を有する円錐ポンチにて穴拡げ加工を行い、穴淵破断時の穴径と初期穴径の差を、初期穴径にて除した値により穴拡げ率（％）を求めた。また、引張強度との積であるＴＳ×ＨＥＲ値（ＭＰａ・％）も求めた。
【００８５】
硬度測定は採取した試験片の板厚１／４ｔ近傍について行った。すなわち、フェライトおよび第二相を各３０点ずつ任意に抽出し、２０ｍＮでビッカース硬度を測定した。この際、第二相の表面形状および研磨による残留応力の影響を出来るだけ低減する為、硬度測定面をバフ研磨し、さらにコロイダルシリカにより化学腐食研磨して歪を取り除いた後、電解腐食して組織を可視化させた．
化成処理性評価については，鋼板表面を酸洗後，日本パーカライジング社製  バルボンドＷＬ３５化成処理液により化成処理を施した。常温で化成液に１２０秒間浸漬したサンプル鋼板表面の化成結晶の付着量を調査するとともに化成結晶の被覆形態を走査型電子顕微鏡により観察した。判断基準として、付着量が３．０ｇ／ｍ２以上でかつサンプル鋼板表面の化成結晶被覆に空けがない場合を良好とした。一方、付着量が３．０ｇ／ｍ２を下回る場合およびサンプル鋼板表面において化成結晶に被覆されない部分がある場合の少なくとも一方を満たすときには不良と判断した。
【００８６】
３．評価結果
評価結果を表３に示す。
【００８７】
【表３】
0004888255.tif 000013
【００８８】
本発明に係る化学組成を有し、適切な製造方法によって製造した試験番号１から１２に係る熱延鋼板は、いずれも、引張強度が９５０ＭＰａ以上であって、かつ、ＴＳ×ＨＥＲ値が４５０００ＭＰａ・％以上であった。
【００８９】
これに対し、試験番号１３の鋼板は、ＭｎおよびＡｌの含有量が本発明で規定する化学組成の範囲外であるため、パーライトが析出した。このため、穴拡げ性が劣化し、ＴＳ×ＨＥＲ値が不芳であった。なお、表３中、フェライト面積率（｜Ｈｖα−Ｈｖβ｜／Ｈｖα）における「−」は、フェライト生成量が特に少ないなどの理由により、面積率の計測が事実上不可能であったことを意味する。
【００９０】
試験番号１４の鋼板は、Ｃ含有量が少ないために強度不足となり、試験番号１５の鋼板は、Ｃ，Ａｌ含有量が少ないために、やはり強度に劣る結果となった。Ｔｉの含有量が少ない試験番号１６、およびＶの含有量が少ない試験番号１７についても、強度不足が認められた。
【００９１】
試験番号１８は、Ｃ，Ｔｉ，Ｎ，ＮｂおよびＶの関係式の規定を満たさない（上限を超える）ため、強度および穴拡げ性とのバランス（ＴＳ×ＨＥＲ値）が不芳であった。一方、試験番号１９も下限未満により上記規定を満たさず、ＴＳ×ＨＥＲ値が不芳であった。しかも、この場合には、Ｓｉ，Ａｌ，およびＶの関係式の規定を満たさなかったため、化成処理性も不芳であった。
【００９２】
試験番号２０は、Ｐ含有量が過剰であり、かつ上記の関係式の規定外（上限を超える）であったため、強度が不芳であった。
試験番号２１は、鋼の中心温度について、Ｔｐｅｆ〜Ａｅ３-５０℃の温度域の経過時間が規定外の場合であり、強度の劣化が認められた。試験番号２２は、圧延完了温度がＡｅ３-５０℃未満であったため、加工フェライト相が形成し、成形性が劣化して、ＴＳ×ＨＥＲ値が特に低下した。試験番号２３は、第２次冷却における冷却速度（２次冷却速度）が大きいため、フェライト生成量は少なくなり（フェライト生成量４８％）、目的の強度を得ることができなかった。試験番号２４は、第２次冷却における冷却速度（２次冷却速度）が大きすぎるため、十分なフェライトが得られず（フェライト面積率３５％）、延性が劣化してＴＳ×ＨＥＲ値が低下した。試験番号２５は、第３次冷却における冷却速度（３次冷却速度）が小さいため、粗大な鉄炭化物が形成して、やはりＴＳ×ＨＥＲ値が低下した。試験番号２６は、第２次冷却における冷却時間（２次冷却時間）が短いため、フェライトの生成が不十分となって（フェライト面積率１０％）、強度が低下した。試験番号２７は、巻き取り温度が高いためパーライトが生成し、穴拡げ性が劣化してＴＳ×ＨＥＲ値が低下した。試験番号２８は、第１次冷却における停止温度（１次冷却停止温度）が低すぎるため、フェライトが生成せず（フェライト面積率０％）、強度が低下した。