JP2006037162A - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】プレス成形性、耐２次加工脆性及び耐疲労特性に優れ、自動車の足回り部品などの素材として好適な熱延鋼板の提供。
【解決手段】C＜0.0030％、Si≦0.1％、Mn≦1.0％、P≦0.02％、S≦0.015、Ti：0.015〜0.10％、Al≦0.10％、N≦0.005％及びB：0.0010〜0.0050％を含み、残部はFeと不純物からなる化学組成で、組織が各々平均結晶粒径5〜30μmのベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトからなり、ベイニティックフェライトの面積割合が1〜80％で、ポリゴナルフェライトの硬さがビッカース硬さで120以下である熱延鋼板。下記(1)から(3)群の少なくとも1群から選んだ1種以上の元素を含有してもよい。(1)Nb：0.002〜0.04％、(2)Ni：0.005〜1.0％及びCr：0.005〜1.0％、(3)Ca：0.0005〜0.050％及びREM：0.0005〜0.050％。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関し、詳しくは、自動車の足廻り部品、空調機や冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル及びカバー、並びに各種圧力容器などの素材として好適な、プレス成形性に優れるともに、耐２次加工脆性及び耐疲労特性にも優れた熱延鋼板及びその製造方法に関する。

近年、エネルギーの節約及び環境汚染防止の観点から、自動車の燃費向上に対する要求が急激に高まってきた。このため、車体重量の軽減を目的として部品数を節減したり、素材の薄肉高強度鋼板への切り換えなどが検討されている。

しかしながら、部品数の節減は個々の部品の形状の複雑化をもたらすものである。このため、最近では特に、従来はあまり検討されることのなかった自動車の足廻り部品について、素材となる熱延鋼板のプレス成形性を改善して部品形状の複雑化に対処したいとする要求が高まり、一部車種のロアアームなどには、Ｃ含有量を０．００８０％以下に低減したいわゆる「極低炭素ＩＦ鋼板」が実用化されている。なお、「ＩＦ鋼」とは、Ｆｅにおける侵入型固溶元素であるＣ及びＮの含有量をできるだけ少なくした上で、Ｃ及びＮと化合物を作るＴｉやＮｂなどを当量以上添加して、マトリックスから固溶Ｃ及び固溶Ｎを完全に取り除いた高純度鋼のことである。

上記の「極低炭素ＩＦ鋼板」は、大きな伸びを有するとともに優れた伸びフランジ性を示す。しかし、プレス成形性付与の観点から、通常６５０℃以上の比較的高温でコイル巻取りされるため、鋼中のＣがＴｉ又はＮｂの析出物として固定され、その結果、鋼の粒界強度が著しく低下して、苛酷なプレス成形を施すと、鋼板そのものに、或いは、加工された部品が寒冷地で使用される場合にはその部品に、脆性破壊（以下、「縦割れ」と称する。）が生じることがある。更に、自動車の足廻り部品には、走行中の振動或いはエンジンからの振動による繰り返し荷重がかかるため、大きな疲労強度が要求される。

一方、自動車の足廻り部品に使用される鋼板の場合と同様に、空調機及び冷蔵庫などのコンプレッサーのシェルやカバーに使用される鋼板、更には、各種圧力容器等に使用される鋼板にも、成形性及び加工後の低温靱性が要求され、また、圧力が変動する場合の容器などには、耐疲労特性も要求される。

このため、特許文献１に「耐疲労特性に優れた良バーリング性高張力鋼板」が、また、特許文献２に「耐縦割れ性の優れた高延性熱延鋼板の製造方法」が、更に特許文献３に「耐２次加工脆性に優れた超深絞り成型用熱延鋼板および製造方法」が提案されている。

特開平７−９０４８３号公報 特開平６−１２２９２３号号公報 特開２０００−２３９７９０号公報

本発明の目的は、自動車の足廻り部品、空調機や冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル及びカバー、並びに各種圧力容器などの素材として好適な、プレス成形性に優れるともに、耐２次加工脆性及び耐疲労特性にも優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。

なお、本発明のプレス成形性、耐２次加工脆性及び耐疲労特性の具体的な目標は、次のとおりである。

（イ）プレス成形性：
鋼板から直径が２００ｍｍの円板を各３枚採取し、それぞれの円板について、絞り比を２．０として直径が１００ｍｍの円筒に深絞り成形した際に割れが発生しないこと。

（ロ）耐２次加工脆性：
脆化温度が−４０℃以下であること。ここで、上記「脆化温度」とは、鋼板から深絞り比２．０の深絞り成形して得た直径が１００ｍｍの円筒を種々の温度に冷却した後、円筒の口縁部に円錐台形状のポンチを載せ、そのポンチに対して、質量２０ｋｇの錘を５ｍの高さから落下させて前記円筒の口縁部に衝撃的な伸びフランジ加工に相当する応力を加えた場合に、口縁部に脆性的縦割れが発生しない下限の冷却温度をいう。

（ハ）耐疲労特性：
鋼板の平面曲げ疲労試験における耐久比が０．５２以上であること。ここで、上記の「耐久比」とは、鋼板から採取したJIS Z 2275(1978)に記載の１号試験片（記号１−２０）を用いて、応力比を−１として両振り平面曲げ疲労試験した際の破断時の繰り返し数と応力振幅値の関係を調査し、得られた疲労曲線から１０⁶回の繰り返しサイクルにて破断した応力振幅値を求め、前記の応力振幅値を引張強さ（ＴＳ）で除した値をいう。

前述の特許文献１で提案された技術は、極低炭素鋼にＴｉ及びＮｂのいずれか一方又は双方を添加してＩＦ鋼とした上で、鋼板表層近傍に特定の大きさの窒化物を分散析出させることによって、加工性及び耐疲労特性に優れた鋼板を得ようとするものである。しかしながら、その最適な組織はフェライト組織と記載されているだけで、その中で耐疲労特性に優れるベイニティックフェライト並びに加工性及び耐２次加工脆性に優れるポリゴナルフェライトの最適な面積割合や結晶粒径に関しては開示されておらず、必ずしも耐疲労特性に優れるものではなく、更に、耐２次加工脆性に対しては配慮がなされていないばかりか、示唆すらされていない。

特許文献２で提案された技術は、極低炭素鋼にＴｉを単独添加してＩＦ鋼とした上で、或いはＴｉとＮｂを複合添加してＩＦ鋼とした上で、熱間圧延後の巻き取り温度を６００〜７１０℃と高温側にし、Ｔｉ炭化物の析出を抑制することによって、或いはＴｉ炭化物とＮｂ炭化物の析出を抑制することによって、加工性及び耐２次加工脆性に優れた鋼板を得ようとするものである。しかし、耐疲労特性に対しては配慮がなされていないばかりか、示唆すらされていない。

特許文献３で提案された技術は、ＴｉとＢを複合添加した鋼について、熱間圧延後の鋼板のフェライト結晶粒径を平均で２５μｍ未満にすることによって、加工性と耐２次加工脆性に優れた鋼板を得ようとするものである。しかし、この特許文献３の場合も、その組織は、特許文献１と同様にフェライト組織と記載されているだけで、その中で耐疲労特性に優れるベイニティックフェライト並びに加工性及び耐２次加工脆性に優れるポリゴナルフェライトの最適な面積割合や結晶粒径に関しては開示されておらず、必ずしも耐疲労特性に優れるものではなく、また、耐疲労特性に対しては示唆すらされていない。

そこで、鋭意研究を重ねた結果、前記した（イ）〜（ハ）のプレス成形性、耐２次加工脆性及び耐疲労特性を有する熱延鋼板を得るためには、下記（ａ）〜（ｄ）を満たすことが重要であるとの知見を得た。

（ａ）組織を転位密度の高いベイニティックフェライトと転位密度の低いポリゴナルフェライトとの２相組織とし、更にその面積割合を適正化すること。

（ｂ）ベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトを微細化すること。

（ｃ）ポリゴナルフェライトの硬さを抑えること。

（ｄ）凝固段階及び熱間圧延段階において（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｎ、Ｃ）の析出物を粗大化させないこと。なお、上記の（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｎ、Ｃ）の析出物とは、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、ＮｂＮ、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）を指す。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す熱延鋼板及び（５）〜（６）に示す熱延鋼板の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．００３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．０１５〜０．１０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下及びＢ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、組織が平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなり、かつ、前記ベイニティックフェライトの面積割合が１〜８０％で、更に、前記ポリゴナルフェライトの硬さがビッカース硬さで１２０以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含有する上記（１）に記載の熱延鋼板。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：０．００５〜１．０％及びＣｒ：０．００５〜１．０％のうちの１種又は２種を含有する上記（１）又は（２）に記載の熱延鋼板。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０５０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０５０％のうちの１種又は２種を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板。

（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造後圧延する熱延鋼板の製造方法であって、鋳造工程が、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３〜１．０℃／秒とするものであり、かつ、鋼塊を熱間圧延して巻き取るまでの工程が、１１００℃以上の温度を有する鋼塊を熱間圧延して９５０〜８８０℃の温度で圧延を完了し、圧延完了の０．５〜２秒後に１次冷却を開始して４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で７７０℃〜６３０℃まで冷却し、次いで、１〜１５秒中間空冷した後、平均冷却速度５℃／秒以上で６２０〜４００℃まで２次冷却してその温度で巻き取るものであることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。

（６）熱間圧延が、鋼塊を粗圧延してシートバーとした後、そのシートバーを加熱してシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上及び長手方向の最大温度と最小温度との差を１５０℃以下とし、次いで、仕上げ圧延するものであることを特徴とする上記（５）に記載の熱延鋼板の製造方法。

本発明でいう「ベイニティックフェライト」とは、オーステナイト粒界からラスフェライトが成長したもので、光学顕微鏡による観察で旧オーステナイト粒界が残存している組織に見えるものをいう。そして、この「ベイニティックフェライト」を電子顕微鏡で観察した場合の転位密度は高い。

一方、「ポリゴナルフェライト」とは、光学顕微鏡による観察で旧オーステナイト粒界が残っておらず円状に見えるものをいい、特に、電子顕微鏡で観察した場合には転位密度が低いので、上記の「ベイニティックフェライト」とは容易に見分けがつく。

本発明でいう「平均結晶粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１３倍した値を指す。

「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

本発明でいう「鋼塊」は、JIS G 0203(1984)に規定されているとおり、「鋳片」を含むものをいう。

「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」とは、鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値をいう。

なお、圧延完了後の１次冷却や中間空冷後の２次冷却の「平均冷却速度」とは、鋼板表面の冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。

「空冷」とは、大気中放冷及び強制空冷を指す。

また、シートバーの長手方向の平均温度とは、シートバーの幅中央部における、シートバーの圧延方向先端から尾端までの表面温度の平均値を指す。

以下、上記（１）〜（４）の熱延鋼板に係る発明及び（５）〜（６）の熱延鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ「（１）の発明」〜「（６）の発明」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の熱延鋼板は、伸び、絞り性などの加工性に優れている他、耐２次加工脆性及び耐疲労特性にも優れているので、自動車の足回り部品、空調機や冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル及びカバー、並びに各種圧力容器などの素材として利用することができる。この熱延鋼板は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．００３０％未満
熱延鋼板の組織をベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの２相組織とするためには、Ｃの含有量を０．００３０％未満にする必要がある。Ｃの含有量が０．００３０％未満の場合には、伸び特性が向上して深絞り成形性が高まり、深絞り成形加工が一層容易になるという効果も得られる。なお、Ｃの含有量が０．００３０％以上になると、所望のベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの２相組織が得られないばかりか、粗大なＴｉＣ、ＮｂＣ及び（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃが析出して、耐２次加工脆性及び耐疲労特性が著しく低下する場合がある。したがって、Ｃの含有量を０．００３０％未満とした。Ｃ含有量の下限は特に限定するものではないが、精錬コストの観点からは、０．０００５％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは、鋼を脆化させ、加工性及び耐２次加工脆性の低下を招く。特に、その含有量が０．１％を超えると、加工性及び耐２次加工脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１％以下とした。なお、Ｓｉの含有量はできるだけ低減することが望ましいが、Ｓｉ含有量低減のためのコストと材質の改善度合いとの兼ね合いという点からは、その下限を０．００５％とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは、鋼の強度を増加させるものの延性を低下させ、特に、Ｍｎの含有量が１．０％を超えると、延性が低下して伸び特性の顕著な劣化を招く。したがって、伸び特性を向上させる必要がある本発明においては、Ｍｎの含有量を１．０％以下とした。極めて良好な加工性が要求される場合には、Ｍｎ含有量の上限を０．５％とすることが望ましい。なお、Ｍｎ含有量の下限は特に限定するものではないが、Ｍｎは変態点を低下させる作用を有するためフェライト組織の微細化に有効であり、また、Ｍｎには赤熱脆性を抑制する作用もある。このため、上記の作用を確保するという観点からは、Ｍｎは０．０３％以上含有させることが好ましい。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼を脆化させる元素であり、耐２次加工脆化の改善のためできるだけ低減するのが望ましいが、その含有量が０．０２％以下であれば、前述した（ロ）の耐２次加工脆性、すなわち、−４０℃以下の脆化温度が確保できる。したがって、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。なお、Ｐの含有量はできるだけ低減することが望ましいが、Ｐ含有量低減のためのコストと材質の改善度合いとの兼ね合いという点からは、その下限を０．００２％とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、硫化物を生成して伸び特性を低下させるので低減する必要があり、特に、Ｓの含有量が０．０１５％を超えると伸び特性の劣化が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．０１５％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量の下限は特に限定するものではないが、Ｓ含有量低減のための精錬コストの観点からは、０．０００５％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．０１５ 〜０．１０％
Ｔｉは、ベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトの微細化にとって極めて重要な元素である。更に、Ｔｉにはポリゴナルフェライトの生成を遅らせてベイニティックフェライトの生成を助長する作用があり、極低Ｃ系の鋼の組織中にベイニティックフェライトを生じさせるのに有効である。これらの効果は、Ｔｉの含有量が０．０１５％で得られる。一方、０．１０％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｔｉの含有量を０．０１５ 〜０．１０％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．０２〜０．０７％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するが、多量に含有すると、アルミナ等に起因する表面欠陥が発生し、しかも含有量に見合う材質改善の効果が期待できない。特に、その含有量が０．１０％を超えると、表面欠陥の発生が顕著になる。したがって、Ａｌの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ａｌの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量の下限は特に規定するものではないが、製鋼工程の安定性という観点からは、０．００１％とすることが好ましく、０．００５％とすることがより好ましい。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼塊の段階でＴｉと結合して粗大なＴｉＮを形成し、鋼の耐２次加工脆性及び耐疲労特性を著しく劣化させるため、その含有量はできるだけ低減することが望ましいが、０．００５％以下であれば、鋼塊の鋳造条件を適正化することにより無害化できる。したがって、Ｎの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｎの含有量はできるだけ低減することが望ましいが、Ｎ含有量低減のためのコストと材質の改善度合いとの兼ね合いという点からは、その下限を０．００１０％とすることが好ましい。

Ｂ：０．００１０〜０．００５０％
Ｂは、耐２次加工脆性を向上させる本発明において極めて重要な元素である。極低炭素鋼の場合、フェライト粒界の結合強度が低下するため、粒界破壊のモードで２次加工脆化が生じやすいが、Ｂは粒界に偏析し、上記フェライト粒界の結合強度の低下を抑制して耐２次加工脆性を高める作用を有する。この効果はＢの含有量が０．００１０％以上で得られる。しかしながら、０．００５０％を超えてＢを含有させると、熱間加工性が劣化するし、含有量に見合う耐２次加工脆性の改善効果も得られない。したがって、Ｂの含有量を０．００１０ 〜０．００５０％とした。なお、Ｂの含有量は０．００１５〜０．００４５％とすることが好ましい。

以上のことから、前記（１）の発明に係る熱延鋼板の化学組成について、上述した範囲のＣからＢまでの元素を含み、残部はＦｅ及び不純物からなることと規定した。

なお、本発明に係る熱延鋼板には、上記の成分元素に加え、必要に応じて、後述するＡ群からＣ群のうちの少なくとも１群から選んだ１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。

以下、任意添加元素に関して説明する。

Ａ群：Ｎｂ：０．００２〜０．０４％
Ｎｂは、結晶粒を微細化する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｂを０．０４％を超えて含有させても前記の効果は飽和して含有量に見合う効果が得られず、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂを添加する場合の含有量は、０．００２〜０．０４％とするのがよい。なお、Ｎｂのより好ましい含有量は０．０１〜０．０３％である。

Ｂ群：Ｎｉ：０．００５〜１．０％及びＣｒ：０．００５〜１．０％
Ｎｉ及びＣｒは、いずれも組織を微細化して耐２次加工脆性及び耐疲労特性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、少なくとも一方を０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ又はＣｒを１．０％を超えて含有させても前記の効果は飽和して含有量に見合う効果が得られず、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｉ及びＣｒを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｎｉは０．００５〜１．０％及びＣｒは ０．００５〜１．０％とするのがよい。Ｎｉのより好ましい含有量は０．１〜０．５％であり、また、Ｃｒのより好ましい含有量は０．１〜０．５％である。なお、Ｎｉ及びＣｒはいずれか１種のみ、又は２種の複合で添加することができる。

Ｃ群：Ｃａ：０．０００５％〜０．０５０％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５％〜０．０５０％
Ｃａ及びＲＥＭは、いずれも耐２次加工脆性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、少なくとも一方を０．０００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａ又はＲＥＭを０．０５０％を超えて含有させると、清浄度の低下が著しくなる。したがって、Ｃａ及びＲＥＭを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｃａは０．０００５％〜０．０５０％及びＲＥＭは０．０００５％〜０．０５０％とするのがよい。Ｃａのより好ましい含有量は０．００１０〜０．０１０％であり、また、ＲＥＭのより好ましい含有量は０．００１０〜０．０１０％である。上記のＣａ及びＲＥＭはいずれか１種のみ、又は２種の複合で添加することができる。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、本発明でいうＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。

したがって、前記（２）の発明に係る熱延鋼板の化学組成について、前述した（１）の発明のＦｅの一部に代えて、上述した範囲のＮｂを含むことと規定した。

また、前記（３）の発明に係る熱延鋼板の化学組成について、前述した（１）の発明又は（２）の発明のＦｅの一部に代えて、上述した範囲のＮｉ及びＣｒのうちの１種又は２種を含むことと規定した。

更に、前記（４）の発明に係る熱延鋼板の化学組成について、前述した（１）の発明から（３）の発明のいずれかのＦｅの一部に代えて、上述した範囲のＣａ及びＲＥＭのうちの１種又は２種を含むことと規定した。

上述の化学組成を有する鋼は、例えば転炉や電気炉等により溶製される。鋼塊の製造は、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いても構わない。

（Ｂ）鋼板の組織
（Ｂ−１）相の規定
鋼板の組織は本発明の重要な要素であり、前記（１）の発明〜（４）の発明に係る熱延鋼板は、その組織が、平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなり、かつ、前記ベイニティックフェライトの面積割合が１〜８０％でなければならない。

これは、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する熱延鋼板に、前述した（イ）〜（ハ）のプレス成形性、耐２次加工脆性及び耐疲労特性を全て具備させるために必要な規定である。

先ず、熱延鋼板の組織がベイニティックフェライトとポリゴナルフェライト以外の組織を含む場合には、前述した（イ）〜（ハ）のプレス成形性、耐２次加工脆性及び耐疲労特性の少なくとも１つが達成できない。ここで、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライト以外の相とは、例えば、パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナイト組織（オーステナイトが未変態のまま残った組織）である。熱延鋼板の組織にパーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナイト組織のいずれか１種以上を含有した場合、プレス成形性が劣化する。これは、パーライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、残留オーステナイト組織は、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトに比べて硬さが非常に高く、その硬さの差によって深絞り成形時に組織界面から割れが発生しやすくなるためである。

熱延鋼板の組織がベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトからなる場合であっても、少なくとも一方の相の平均結晶粒径が３０μｍを超えると、粒界での亀裂伝播抑制効果が小さくなって、耐２次加工脆性及び耐疲労特性が低下し、所望の耐２次加工脆性（すなわち、前記（ロ）の−４０℃以下という脆化温度）及び耐疲労特性（すなわち、前記（ハ）の０．５２以上という耐久比）のいずれもが得られない。一方、少なくとも一方の相の平均結晶粒径が５μｍを下回ると、降伏点（ＹＰ）が上昇して成形性が低下し、所望のプレス成形性が得られない。

更に、熱延鋼板の組織が平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなる場合であっても、ベイニティックフェライトの面積割合が１％未満であると、所望の耐疲労特性を得ることができない。これは、転位密度の高いベイニティックフェライトには、結晶粒内の疲労亀裂伝播抑制効果があり、また、その転位にＢが固着されることによって、より一層結晶粒内の亀裂進展抑制効果が向上するのであるが、ベイニティックフェライトの面積割合が１％未満の場合には前記効果が十分に得られないためである。

一方、熱延鋼板の組織が平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなる場合であっても、ベイニティックフェライトの面積割合が８０％を超えると、所望の耐２次加工脆性が得られない。ベイニティックフェライトの面積割合が８０％を超える場合に所望の耐２次加工脆性が得られないのは、ベイニティックフェライト中の転位にＢが固着されて、粒界強化に寄与するＢの粒界偏析が減少してしまうためである。

したがって、前記（１）の発明〜（４）の発明に係る熱延鋼板は、その組織が、平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなり、かつ、前記ベイニティックフェライトの面積割合が１〜８０％であることとした。

なお、ベイニティックフェライトの面積割合の好ましい範囲は５〜８０％である。

本発明でいう「ベイニティックフェライト」とは、オーステナイト粒界からラスフェライトが成長したもので、光学顕微鏡による観察で旧オーステナイト粒界が残存している組織に見えるものをいうこと、また、「ポリゴナルフェライト」とは、光学顕微鏡による観察で旧オーステナイト粒界が残っておらず円状に見えるものをいうことは既に述べたとおりである。なお、電子顕微鏡で観察した場合、「ベイニティックフェライト」の転位密度は高く、一方、「ポリゴナルフェライト」の転位密度は低いので、電子顕微鏡観察することによっても両者は容易に区別することができる。

なお、既に述べたように、本発明でいう「平均結晶粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１３倍した値を指す。

（Ｂ−２）ポリゴナルフェライトの硬さ
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する熱延鋼板の組織が前記（Ｂ−１）項に記載した相からなる場合であっても、ポリゴナルフェライトの硬さがビッカース硬さ（以下、ビッカース硬さを「ＨＶ硬さ」という。）で１２０を超えると、加工性が低下して所望のプレス成形性が得られない。

したがって、前記（１）の発明〜（４）の発明に係る熱延鋼板は、そのポリゴナルフェライトの硬さがＨＶ硬さで１２０以下であることとした。なお、加工性をより重視したい場合には、ポリゴナルフェライトのＨＶ硬さは１１０以下であることが好ましい。

なお、ポリゴナルフェライトのＨＶ硬さの下限は特に規定するものではないが、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合には、ポリゴナルフェライトのＨＶ硬さは９０程度が下限になる。

（Ｃ）熱延鋼板の製造方法
前記（Ａ）項に記載の化学組成と（Ｂ）項に記載の組織とを有する（１）の発明〜（４）の発明に係る熱延鋼板は、例えば、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼塊とする「鋳造工程が、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３〜１．０℃／秒とするものであり、かつ、鋼塊を熱間圧延して巻き取るまでの工程が、１１００℃以上の温度を有する鋼塊を熱間圧延して９５０〜８８０℃の温度で圧延を完了し、圧延完了の０．５〜２秒後に１次冷却を開始して４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で７７０℃〜６３０℃まで冷却し、次いで、１〜１５秒中間空冷した後、平均冷却速度５℃／秒以上で６２０〜４００℃まで２次冷却してその温度で巻き取る」前記（５）の発明によって比較的容易に製造することができる。

すなわち、溶鋼を鋳造して鋼塊とする鋳造工程において、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度は、０．３〜１．０℃／秒とするのがよい。

溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度が０．３℃／秒未満の場合には、上記の温度域で濃化されたＴｉとＮとが結合して、粗大なＴｉＮが析出する場合がある。なお、粗大なＴｉＮは、熱間圧延後の鋼板にも残存して耐２次加工脆性及び耐疲労特性を劣化させてしまうし、オーステナイト粒の微細化には寄与しないので、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトを微細化する効果を持たない。一方、上記の平均冷却速度が１．０℃／秒を超えると、冷却が強過ぎて鋼塊が過冷気味になって鋳造中に鋼塊割れが発生する場合があり、また、ＴｉＮが微細になりすぎて、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトを過度に微細化することがある。

なお、上記の溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度は、０．４〜０．８℃／秒とすることが一層好ましい。

鋳造された鋼塊は、その温度が１１００℃以上の状態で熱間圧延するのがよい。

熱間圧延に供する際の鋼塊の温度が１１００℃未満であると、圧延完了温度が低くなりすぎて所望の組織が得られない場合があるし、スケール除去が不十分となってスケール疵の発生が顕著になる場合がある。また、鋼塊中に析出したＴｉＮが小さくならないためオーステナイト粒径が小さくならず、このため、ポリゴナルフェライトの微細化が達成できないこともある。鋼塊は、その温度が１１３０℃以上の状態で熱間圧延することが一層好ましい。

オーステナイト粒の粗大化を抑制して圧延完了後に微細なベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトを得るために再加熱する場合には、再加熱温度の上限を１３００℃とすることが好ましい。

熱間圧延においては、９５０〜８８０℃の温度で圧延を完了するのがよい。

熱間圧延の完了温度が９５０℃を超えると、オーステナイトが再結晶して粗大化し、微細なベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトが生成せず、所望の耐２次加工脆性及び耐疲労特性が得られない場合がある。一方、熱間圧延の完了温度が８８０℃を下回ると、ポリゴナルフェライト域圧延になって成形性が劣化し、所望のプレス成形性が得られない場合がある。なお、熱間圧延は９３０〜８８０℃で完了することが一層好ましい。

熱間圧延を完了した後は、０．５〜２秒後に１次冷却を開始して４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で７７０℃〜６３０℃まで冷却するのがよい。

熱間圧延を完了した後、１次冷却を０．５秒以内に開始すると、ポリゴナルフェライトの析出サイトとなるオーステナイト粒界及び転位が多いため、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が５μｍ未満になって成形性が劣化し、所望のプレス成形性が得られない場合がある。一方、熱間圧延完了後１次冷却開始までの時間が２秒を超えると、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３０μｍを超えて、所望の耐２次加工脆性及び耐疲労特性が得られない場合がある。なお、熱間圧延を完了した後は、０．５〜１秒後に１次冷却を開始することが一層好ましい。

熱間圧延を完了した後、０．５〜２秒後に１次冷却を開始しても、平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、ポリゴナルフェライトの生成が速く、ポリゴナルフェライトの単相組織になって所望の特性が得られない場合がある。一方、平均冷却速度が２００℃／秒を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が遅く、ベイニティクフェライトが面積割合で８０％を超えて所望の特性が得られない場合がある。なお、上記１次冷却における平均冷却速度は、５０〜１５０℃／秒とすることが一層好ましい。

熱間圧延を完了した後、０．５〜２秒後に４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で１次冷却しても、冷却を７７０℃を超える温度で停止した場合には、ポリゴナルフェライトの生成が速く、ポリゴナルフェライトの単相組織になって所望の特性が得られないことがある。一方、上記冷却を６３０℃を下回る温度まで行った場合には、ポリゴナルフェライトの生成が遅く、ベイニティクフェライトが面積割合で８０％を超えて所望の特性が得られないことがある。なお、上記の熱間圧延を完了した後、０．５〜２秒後に４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で行う１次冷却は、７５０〜６５０℃で停止することが一層好ましい。

熱間圧延完了後、７７０℃〜６３０℃まで行う上記の１次冷却に続いて、１〜１５秒中間空冷するのがよい。

中間空冷時間が１秒未満の場合には、ポリゴナルフェライト粒内におけるＢを粒界に十分拡散させることができず、ポリゴナルフェライトのＨＶ硬さが１２０を超えて成形性が低下し、所望のプレス成形が得られない場合がある。また、粒界へのＢの偏析が十分でないため所望の所望の耐２次加工脆性も得られないことがある。一方、中間空冷時間が１５秒を超える場合には、Ｔｉ及びＮｂの炭化物の析出が多くなり、ポリゴナルフェライトのＨＶ硬さが１２０を超えて成形性が低下し、所望のプレス成形が得られない場合がある。なお、上記の中間空冷時間は２〜１３秒とすることが一層好ましく、これによってポリゴナルフェライトのＨＶ硬さは安定して、かつ容易に１１０以下になる。

上記の中間空冷を行った後は、平均冷却速度５℃／秒以上で６２０〜４００℃まで２次冷却してその温度で巻き取るのがよい。

平均冷却速度が５℃／秒を下回ると、スケールの生成量が多くなって鋼板の表面にスケール疵が発生する場合があり、また、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの粒成長が生じ、各々の平均結晶粒径が大きくなって所望の特性が得られないことがある。なお、上記の平均冷却速度は２０℃／秒以上とすることが一層好ましい。上記平均冷却速度の上限は特に規定する必要はなく、鋼板のサイズや設備面から決定される上限の値であってもよい。

中間空冷を行った後、平均冷却速度５℃／秒以上で２次冷却しても、冷却を６２０℃を超える温度で停止してその温度で巻き取ると、巻き取り後もポリゴナルフェライトの生成が進んでベイニティックフェライトが殆ど消滅し、所望の耐疲労特性が得られない場合がある。一方、冷却を４００℃を下回る温度で停止してその温度で巻き取ると、鋼板の抜熱挙動が変化するために鋼板の平坦度が崩れて巻き取りトラブルを生じたり鋼板の平坦度悪化による製品疵が発生したりすることがあるし、ベイニティックフェライトの生成が進んでベイニティックフェライトの面積割合が多くなって、所望のプレス成形性及び耐２次加工脆性が得られない場合がある。なお、上記の平均冷却速度５℃／秒以上での２次冷却は５８０〜４５０で停止し、その温度で巻き取ることが一層好ましい。

したがって、前記（５）の発明においては、鋳造工程、つまり、溶鋼を鋳造して鋼塊にする工程が、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３〜１．０℃／秒とするものであり、かつ、鋼塊を熱間圧延して巻き取るまでの工程が、１１００℃以上の温度を有する鋼塊を熱間圧延して９５０〜８８０℃の温度で圧延を完了し、圧延完了の０．５〜２秒後に１次冷却を開始して４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で７７０℃〜６３０℃まで冷却し、次いで、１〜１５秒中間空冷した後、平均冷却速度５℃／秒以上で６２０〜４００℃まで２次冷却してその温度で巻き取るものであることとした。

なお、本発明でいう「鋼塊」が「鋳片」を含むこと、「鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度」とは、鋳型内や連続鋳造機内で凝固シェルを形成して内部が溶融状態にある場合を含めて鋼塊と呼ぶ場合の、鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面における表面部から中心部の全領域における冷却速度の平均値をいうこと、圧延完了後の１次冷却や中間空冷後の２次冷却の「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいうこと、また、「空冷」とは、大気中放冷及び強制空冷を指すことは既に述べたとおりである。

前記（５）の発明において、鋼塊の熱間圧延が粗圧延と仕上げ圧延とを含む場合には、粗圧延してシートバーとした後、そのシートバーを加熱してシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上及び長手方向の最大温度と最小温度との差を１５０℃以下とし、次いで、仕上げ圧延するのがよい。

シートバーの長手方向の平均温度が９５０℃未満の場合には、熱間圧延の完了温度が８８０℃を下回って加工性が低下し、所望のプレス成形性が得られない場合がある。また、シートバーの長手方向の最大温度と最小温度との差が１５０℃を超えると、仕上げ圧延時の温度変動が大きくなって圧延荷重が変動し、操業トラブルが発生する場合がある。

なお、圧延完了温度が９５０℃を超えないためには、上記のシートバーを加熱する場合のその長手方向の平均温度は１２５０℃以下であることが好ましい。一方、シートバーの長手方向の最大温度と最小温度との差は小さければ小さいほどよく、０℃が最も好ましい。

したがって、前記（６）の発明においては、熱間圧延が、鋼塊を粗圧延してシートバーとした後、そのシートバーを加熱してシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上及び長手方向の最大温度と最小温度との差を１５０℃以下とし、次いで、仕上げ圧延するものであることと規定した。

なお、シートバーの長手方向の平均温度とは、シートバーの幅中央部における、シートバーの圧延方向先端から尾端までの表面温度の平均値を指す。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する各溶鋼を、試験連続鋳造機により鋳造して厚さが２００〜２９０ｍｍのスラブとし、更に、各スラブを試験連続圧延装置を用いて、表２及び表３に示す条件で熱間圧延して厚さ３ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。

溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲におけるスラブの鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度（以下、「スラブの平均凝固速度」という。）は、スラブ厚みと連続鋳造機内の２次冷却帯のスプレーの水量とを変えることで調節した。表２及び表３における「スラブの平均凝固速度」は、室温まで冷却したスラブの断面を切り出し、スラブ表面から中心部までのデンドライト２次アーム間隔を１０ｍｍピッチで測定し、各スラブ断面位置における凝固速度を算出した後、それらを平均して求めたものである。

厚さ３ｍｍの各熱延鋼板から試験片を採取し、組織調査、引張試験、深絞り性試験、耐２次加工脆性試験、平面曲げ疲労試験及び製品疵の発生率の調査を以下に示す方法で実施した。

なお、表３の試験番号３０については圧延トラブルのため、厚さ３ｍｍの熱延鋼板を得ることができなかったので、上記いずれの調査も実施しなかった。また、表３の試験番号１６、１８、２１、２３及び２４については、深絞り成形で割れが発生したため、耐２次加工脆性試験は実施しなかった。

（１）組織調査：
各鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡又は電子顕微鏡を用いて、相の判定をするとともに、「切片法」で求めた平均切片長さを１．１３倍してベイニティックフェライト及びポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を求め、更に、面積割合も求めた。なお、相の判定と面積割合は板厚方向の全域について実施し、平均結晶粒径は板厚をｔとして、いわゆる「ｔ／４」位置と「３ｔ／４」位置について実施した。

（２）引張試験：
各鋼板から圧延方向に平行にJIS Z 2201(1998)に記載の５号引張試験を採取し、クロスヘッド速度を１０ｍｍ／分として引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）を測定した。

（３）深絞り性試験：
各鋼板から直径が２００ｍｍの円板を３枚ずつ採取し、それぞれの円板を深絞り比を２．０として直径が１００ｍｍの円筒に深絞り成形した後、割れの有無を調査して深絞り性（プレス成形性）を評価した。割れが発生しなかったものを深絞り性が良好とし、一方、割れが発生したものは深絞り性が劣るとした。

なお、深絞り比が２．０での評価としたのは、自動車の足廻り部品、コンプレッサーのシェル及び圧力容器には、絞り比で２．０程度の厳しい加工を施される部位があることに基づく。

（４）耐２次加工脆性試験：
各鋼板から深絞り比２．０で深絞り成形して得た上記の直径が１００ｍｍの円筒を、種々の温度に冷却した後、円筒の口縁部に円錐台形状のポンチを載せ、そのポンチに対して、質量２０ｋｇの錘を５ｍの高さから落下させて前記円筒の口縁部に衝撃的な伸びフランジ加工に相当する応力を加えた場合に、口縁部に脆性的縦割れが発生しない下限の冷却温度を脆化温度として、耐２次加工脆性を評価した。この脆化温度が低い鋼板ほど耐２次加工脆性は良好である。

なお、既に述べたように本発明においては、脆化温度が−４０℃以下であることを目標とした。これは、自動車の足廻り部品など屋外で使用される場合には、−４０℃程度の低温域に曝されることがあるためである。

（５）平面曲げ疲労試験：
各鋼板からJIS Z 2275(1978)に記載の１号試験片（記号１−２０）を採取し、応力比を−１として両振り平面曲げ疲労試験を行って破断時の繰り返し数と応力振幅値の関係を調査し、得られた疲労曲線から１０⁶回の繰り返しサイクルで破断した応力振幅値を求め、前記の応力振幅値を引張強さ（ＴＳ）で除した「耐久比」で耐疲労特性を評価した。

なお、破断繰り返し数の値を１０⁶回としたのは、実用上一般に疲労限に使用されている１０⁷回まで繰り返し応力がかからないことに基づく。
（６）製品疵発生率の調査：
各鋼板表面におけるスケール疵及び平坦悪化による製品疵を目視で調査し、総質量に対する製品不良部、つまり、スケール疵が入っている鋼板の幅と長さの全領域で、切り捨てた部分の合計質量を求めて、製品疵発生率（％）とした。

製品疵発生率（％）＝［製品不良部質量（ｋｇ）／ 総質量（ｋｇ）］×１００
表４及び表５に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお、表４及び表５における深絞り性の欄の「○」及び「×」はそれぞれ、前記した条件で直径が１００ｍｍの円筒に深絞り成形した際、「割れが発生しなかったこと」及び「割れが発生したこと」を示す。なお、いずれの試験番号の熱延鋼板の場合も、その組織はベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトの２相組織であった。したがって、「ベイニティックフェライトの面積割合」を１００から引いた値は「ポリゴナルフェライトの面積割合」を示すものである。

表４から、本発明で定める化学組成、組織及びポリゴナルフェライトのＨＶ硬さを有する試験番号１〜１４の熱延鋼板は、４６．４％以上の伸びが得られており、その深絞り性は「○」でプレス成形性に優れていることが明らかである。上記の熱延鋼板の「脆化温度」はいずれも−４０℃以下で、また、その「耐久比」はいずれも０．５２以上であって、耐２次加工脆性及び耐疲労特性にも優れていることが明らかである。

これに対して、本発明で定める化学組成を有していても、その組織又はポリゴナルフェライトのＨＶ硬さが本発明で規定する条件から外れた試験番号１５〜２９の熱延鋼板の場合には、プレス成形性（深絞り性）、耐２次加工脆性及び耐疲労特性の少なくとも１つが目標に達していない
試験番号１５、１９及び２０の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライト及びベイニティクフェライトの平均結晶粒径がいずれも３０μｍを超えるため、耐２次加工脆性及び耐疲労特性に劣っていた。なお、上記のうちで試験番号１５の熱延鋼板には、粗大なＴｉＮが多く存在していた。このため、その伸びは３９％と低いものであった。

試験番号１６及び２１の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライト及びベイニティクフェライトの平均結晶粒径がいずれも５μｍを下回るため、降伏点が上昇して成形性が低下し、所望のプレス成形性（深絞り性）が得られなかった。なお、上記のうちで試験番号１６の場合、スラブに割れが発生したため、製品疵の発生率は３０％と大きいものであった。

試験番号１７及び２６の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３０μｍを超えるため、耐２次加工脆性及び耐疲労特性に劣っていた。なお、上記の試験番号１７及び２６の熱延鋼板にはいずれもスケール疵が発生したため、製品疵の発生率はともに２０％と大きいものであった。

試験番号１８、２３及び２８の熱延鋼板は、ベイニティクフェライトの面積割合が１％を下回るため、耐疲労特性に劣っていた。

試験番号２２及び２７の熱延鋼板は、ベイニティクフェライトの面積割合が８０％を超えるため、耐２次加工脆性に劣っていた。なお、上記のうちで試験番号２８の場合、巻き取り温度が３８０℃と低かったので、鋼板の平坦度が悪化し、巻き取り時に表面疵が発生した。そのため、製品疵の発生率は３０％と大きいものであった。

試験番号２４及び２５の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの硬さがＨＶ硬さで１２０を超えるため、プレス成形性（深絞り性）に劣っていた。

試験番号２９の熱延鋼板は、ベイニティクフェライトの面積割合が１％を下回るめ、耐疲労特性に劣っていた。この試験番号２９の場合には熱間圧延の完了温度が８７０℃と低く、ポリゴナルフェライト域での圧延となったため、加工されたポリゴナルフェライトとなった。その結果、ポリゴナルフェライトの硬さがＨＶ硬さで１２０を超えるため、プレス成形性（深絞り性）に劣っていた。

本発明の熱延鋼板は、伸び、絞り性などの加工性に優れている他、耐２次加工脆性及び耐疲労特性にも優れているので、自動車の足回り部品、空調機や冷蔵庫などのコンプレッサーのシェル及びカバー、並びに各種圧力容器などの素材として利用することができる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．００３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．０１５〜０．１０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下及びＢ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、組織が平均結晶粒径５〜３０μｍのベイニティックフェライト及び平均結晶粒径５〜３０μｍのポリゴナルフェライトからなり、かつ、前記ベイニティックフェライトの面積割合が１〜８０％で、更に、前記ポリゴナルフェライトの硬さがビッカース硬さで１２０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：０．００５〜１．０％及びＣｒ：０．００５〜１．０％のうちの１種又は２種を含有する請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０５０％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０５０％のうちの１種又は２種を含有する請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板。
5. 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造後圧延する熱延鋼板の製造方法であって、鋳造工程が、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３〜１．０℃／秒とするものであり、かつ、鋼塊を熱間圧延して巻き取るまでの工程が、１１００℃以上の温度を有する鋼塊を熱間圧延して９５０〜８８０℃の温度で圧延を完了し、圧延完了の０．５〜２秒後に１次冷却を開始して４０〜２００℃／秒の平均冷却速度で７７０℃〜６３０℃まで冷却し、次いで、１〜１５秒中間空冷した後、平均冷却速度５℃／秒以上で６２０〜４００℃まで２次冷却してその温度で巻き取るものであることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
6. 熱間圧延が、鋼塊を粗圧延してシートバーとした後、そのシートバーを加熱してシートバーの長手方向の平均温度を９５０℃以上及び長手方向の最大温度と最小温度との差を１５０℃以下とし、次いで、仕上げ圧延するものであることを特徴とする請求項５に記載の熱延鋼板の製造方法。