JP2017197794A - 熱延鋼板及び熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】加工性に優れた熱延鋼板とその製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４０〜１.０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０５０〜０．６０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、パーライトのみで構成される組織、もしくは、パーライトの面積率が４０％以上であり、面積率の９０％以上がパーライト及びフェライトで構成される組織を有し、金属組織を構成するパーライトの平均粒径が２５μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板とその製造方法。【選択図】図１

Description

本発明は、熱延鋼板及び熱延鋼板の製造方法に関する。

自動車駆動部品向け等の薄板鋼材は、部品成形時の加工性向上の目的から、軟質化させるための球状化焼鈍が行われている。球状化焼鈍によって軟質化させた鋼板は、部品形状に成形加工し、その後、部品自体の強度を担保するために、高周波焼き入れなどにより、組織をマルテンサイト化させるなどの処理が行われる。
高炭素鋼に対する球状化焼鈍においては、γ（オーステナイト）＋α（フェライト）の二相域で焼鈍する二相域焼鈍を行って、組織中に、球状化したセメンタイトが分散した組織を作ることによって鋼板を軟質化させ、加工性を向上させる技術が知られている。
しかしながら、この二相域焼鈍に関しては、二相域焼鈍した際に、セメンタイトが完全に溶解してしまう問題がある。
セメンタイトが完全に溶解すると、二相域焼鈍後の徐冷によって、球状化焼鈍後の組織がパーライトになり、セメンタイトが球状化した組織が得られないため、鋼板を軟質化させられずに、加工性が劣化してしまう。

特許文献１には、最終的なフェライト粒径や球状セメンタイトの分布を規定することで、加工特性に優れた球状化処理後の組織を有する鋼材が記載されている。この技術は、二相域焼鈍を含む球状化焼鈍に関係する特許であるが、球状化焼鈍前の組織には着目しておらず、セメンタイトの溶解挙動自体を制御・考慮していないため、従来の鋼材を球状化焼鈍する場合には熱処理時間や組成が制限される。そのため、更なる加工性の向上が望めないという欠点があった。

また、特許文献２には、球状化処理前の初期組織のフェライト＋パーライト相の面積率や、フェライト粒径を規定し、球状化処理後の特性を向上させた鋼材が開示されているが、この技術は、二相域焼鈍を含む球状化焼鈍における球状化焼鈍前組織に着目しているのみで、二相域でのセメンタイトの溶解は考慮していないため、熱処理によって、セメンタイトが溶解・消失してしまう虞がある。

特開２０１３−１４７７２８号公報 特開２０１３−７０８８号公報

鋼板を軟質化させ、加工性を向上させるためには、フェライト粒径が大きく、セメンタイトが球状化した組織とすれば良いことが知られている。
セメンタイトを球状化させるために、熱間圧延後の鋼板に対しては、二相域焼鈍を含む球状化焼鈍が行われている。

しかしながら、球状化焼鈍プロセスにおいて、焼鈍後のフェライト粒径を大きくするために、二相域での保持時間を長くすると、セメンタイトが完全に溶解してしまい、その結果、焼鈍後の徐冷過程においてパーライト組織が生成して、セメンタイトが球状化した組織が得られないため、加工性の向上が望めない。
本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、二相域焼鈍を含む球状化処理前の組織を規定した発明である。
本発明の目的とするところは、球状化焼鈍プロセスにおいて、二相域での保持時間を長くしても、セメンタイトが完全に溶解されない組織とし、その結果、球状化焼鈍によって、加工性が従来よりも優れた鋼板と成すことが可能な、新規かつ改良された熱延鋼板とその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決すべく、この二相域焼鈍中でのセメンタイト溶解や、α→γ変態の挙動を、数値計算手法を用いて調査し、二相域焼鈍を含む球状化焼鈍に最適な組織の検討を行った結果、球状化焼鈍後の冷却工程においても、パーライトの生成を抑制し、加工性に優れた鋼材とすることができる本発明に想到した。
即ち、高温環境下で、フェライト中におけるセメンタイト相の溶解速度と、オーステナイト中におけるセメンタイト相の溶解速度が異なることに着目し、球状化焼鈍前の組織等を最適化することにより、球状化焼鈍によって、焼鈍後の組織が大径化されたフェライト中に、球状化したセメンタイト相が残留する組織となることで、加工性に優れる鋼板を得ることができることを見出し、本発明に至ったものである。

本発明の具体的な要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．４０〜１.０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０５０〜０．６０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
パーライトのみで構成される組織、又は、パーライトの面積率が４０％以上であり、且つ、面積率の９０％以上がパーライト及びフェライトで構成される組織を有し、
金属組織を構成するパーライトの平均粒径が２５μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。

（２）質量％で、Ｃ：０．４０〜１.０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０５０〜０．６０％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下の範囲に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱した鋼片を、１０００℃以上の温度で熱間圧延することによって、熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で製造した熱延鋼板を、１０００℃から７５０℃まで、５０ｓ以上かけて冷却し、７５０℃からから冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却する冷却工程と、
前記冷却工程で冷却された熱延鋼板を６５０℃以下の温度域で巻き取る工程を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。

（３）前記冷却工程での鋼板の冷却速度を５℃／ｓ以下とすることを特徴とする前記（２）に記載の熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、軟質化のためのセメンタイト相の球状化焼鈍において、二相域での保持時間を長くしても、セメンタイト相が消失することなく組織中に残存し、フェライト粒径が成長により大径化した軟質の熱延鋼板を得ることができ、機械構造用鋼板等の用途に適した熱延鋼板を提供することが可能となる。

α粒径の違いによるセメンタイト相の溶解挙動をグラフ化した図である。 α粒径が１００μｍと２００μｍにおける含有Ｃ濃度勾配の違いを示すグラフである。 α粒径の大小による粒界から生成するγ相と、α相中のセメンタイト相（θ）との距離の相違を示す模式図である。 本発明に係る熱延のための加熱過程から、熱延、第１及び第２冷却過程を経て巻き取りに至る工程の温度変化を示す概念図である。 熱延鋼板に対する球状化焼鈍プロセスの温度変化と組織変化との関係を示す概念図である。

以下に本発明を詳細に説明する。
＜球状化焼鈍前の組織＞
本発明に係る鋼板は熱延鋼板であり、成形加工性を向上させるために球状化焼鈍を施す前の鋼板である。
本発明に係る鋼板の組織は、全てパーライトからなるか、あるいは、パーライトの面積率が４０％以上であり、且つ、パーライトとフェライトの合計面積率が９０％以上である必要がある。即ち、パーライトやフェライト以外の、マルテンサイトやベイナイト組織は、結晶粒内の転位密度が高く、焼鈍時の加熱によって、容易にα→γ変態が進行し、粒内のセメンタイト相も消失し易いため、パーライトとフェライト以外の組織の面積率を１０％以下に規定した。

＜二相域保持を含む球状化焼鈍プロセス＞
上述した組織の鋼板を、焼鈍を目的として二相域で保持する際、保持時間によって、最終的なフェライト粒径が変化するため、焼鈍後の鋼板が必要とする軟質化の程度に応じた時間での熱処理が必要である。

＜二相域でのセメンタイト相の溶解挙動に関する検討＞
二相域でのセメンタイト相の溶解挙動は、高温現象であり、その詳細は、現在まで十分に理解されていなかった。そこで、本発明者らは、数値計算により詳細を検討し、球状化焼鈍前の組織において、パーライト粒径を大きくすることによって、二相域での保持時間を長くしても、セメンタイト相が完全に溶解しない可能性が高まることを見出した。

以下に、詳細な検討内容を説明する。
α（フェライト）相中、及びγ（オーステナイト）相中のセメンタイト相（θ）の溶解速度について以下のことが判った。
（１）α相中でのセメンタイト相の溶解速度と比較して、γ相中でのセメンタイト相の溶解速度は著しく大きい。従って、通常の製造方法を採用する限り、γ相中でセメンタイトを残存させることは困難である。
（２）α相中のセメンタイト相は、α相の粒径が大きくなるほど溶解完了時間が長くなる。具体的には、溶解完了時間は、ほぼα相の粒径に比例して増加していくが、２００μｍ以上では、粒径の影響が小さくなる（図１）。
（３）α相の粒径が大きくなるほど溶解完了時間が延長されるメカニズムは以下のように考えられる。
Ｍｎ、Ｃｒ等の合金元素を添加した場合では、炭素の拡散によって、セメンタイトの溶解速度が律速される場合と、合金元素の拡散によって律速される場合が想定されるが、後者の場合では、合金元素の拡散速度が遅いため、セメンタイトは残存しやすい。このため、セメンタイトの溶解完了時間を延長するためには、炭素の挙動を制御する必要がある。
炭素の挙動は、α相中でのＣ濃度勾配が小さいほど、拡散によるＣの移動速度は小さくなる。従って、セメンタイト相表面におけるＣ濃度勾配が小さいほど、セメンタイト相の溶解速度は小さくなる。図２に示すように、界面では局所平衡が保たれているため、セメンタイト相とγ相とにおける界面での炭素濃度は決まっているので、セメンタイト相とγ相との距離が大きいほど、セメンタイト相表面におけるＣ濃度勾配が小さくなる。
従って、多くのセメンタイト相を残存し易くするためには、γ相と離れた位置に存在するセメンタイト相の数を多くすれば良い。γ相の最も頻度の高い優先核形成サイトは、粒界上のセメンタイト相である。そのため、α相粒界からγ相が成長していく（図３）。
一方、α相の結晶粒内のセメンタイトは、γ相の成長と相互作用しながら、α相中で溶解するが、α相の粒径を大きくすれば、相対的にγ相と離れた位置に存在するセメンタイト相の数が多くなり、多くのセメンタイト相が残存し易くなる。

＜球状化焼鈍前の鋼板組織について＞
本発明では、前述したように、球状化焼鈍前の組織は、ベイナイトやマルテンサイトの割合が低い組織にする必要がある。その理由は、ベイナイト相やマルテンサイト相では、転位等の欠陥の影響で、結晶粒内からも容易にγ相が核生成・成長する可能性が大きいからである。そのため、γ相と離れた位置に存在するセメンタイト相の数を多くすることが出来ず、ベイナイト相やマルテンサイト相では、前述のメカニズムによって、セメンタイト相を残存させることが難しくなる。

即ち、パーライト相の代わりに、ベイナイト相やマルテンサイト相の割合が増加すると、二相域保持時に残存するセメンタイト相の数が減少するので、球状化焼鈍前の鋼板組織においては、全体をパーライトとするか、或いは、パーライトの面積率が４０％以上で、且つ、パーライトとフェライトの合計面積率が９０％以上とする必要がある。
パーライトの面積率が４０％より少ないと、たとえ、パーライトとフェライトの合計面積率が９０％以上であっても、球状化処理した際に、セメンタイトの分布が不均一になり、加工性が悪化する可能性がある。
二相域焼鈍時の残存するセメンタイト相の数を保持すると共に、均一に分布させるためには、できれば、ベイナイトやマルテンサイトを一切含まないことが望ましい。

＜パーライトの平均粒径＞
パーライトの平均粒径が２５μｍ以下であると、後述する球状化焼鈍プロセスにおいて、セメンタイト相が消失してしまう可能性が高くなるので、下限値は２５μｍ以上としたが、４０μｍ以上であれば、さらに好ましい結果が得られる可能性が高まる。
平均粒径の上限は、セメンタイト相の溶解挙動が飽和することから２００μｍに定めた。

＜熱延鋼板の組成＞
本発明に係る鋼板の組成は以下のとおりである。含有量を示す％は、質量％である。

＜Ｃ：０．４０〜１.０％＞
Ｃは最終製品時（例えば、自動車部品としたとき）における強度を確保するために、必要である。パーライト相の面積率が４０％以上となるように、Ｃ濃度の下限は０．４０％とした。０．４０％未満では強度が不十分であり、１．０％超では、球状化処理後の硬度が高くなって、加工性が悪化する。

＜Ｓｉ：０．０１〜０．３５％＞
Ｓｉは、固溶強化により、最終製品（例えば、自動車部品としたとき）の強度を増加させることや、脱酸の目的で添加される。０．０１％未満では製品強度や脱酸作用が不十分であり、０．３５％を越えると、球状化処理後の硬度が高くなって、加工性が悪化する。

＜Ｍｎ：０．３〜２．０％＞
Ｍｎは、焼き入れ性向上のために添加される。０．３％未満では、焼き入れ性の向上効果が不十分であり、２．０％を越えると、球状化処理後の硬度が高くなって、加工性が悪化する。

＜Ｃｒ：０．０５〜０．６０％＞
Ｃｒは、焼き入れ性向上のために添加される。０．０５％未満では、焼き入れ性の向上効果が不十分であり、０．６０％超では、球状化処理後の硬度が高くなって、加工性が悪化する。

＜Ｐ：０．００５〜０．０３％＞
Ｐは、不可避的に含有される不純物元素であり、０．０３％を越えると、加工性及び延性が悪化するので、含有量は少ないほどよいが、低減コストが嵩むため、下限値は０．００５％とした。

＜Ｓ：０．０００１〜０．０１％＞
Ｓは、不可避的に含有される不純物元素であり、０．０１％を越えると、延性が悪化するので、少ないほどよいが、低減コストが嵩むため、下限値は０．０００１％とした。

＜Ａｌ：０．００５〜０．１０％＞
Ａｌは、鋼の溶製過程で脱酸剤として添加される。０．００５％未満では、脱酸効果が不十分であり、０．１０％を越えると、清浄度が低下して、表面性状も悪化する。

＜Ｎ：０．００１〜０．０１％＞
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素である。０．０１％を越えると、Ａｌと結び付いてＡｌＮを形成し、フェライト粒径の大径化を阻害するので、球状化処理後の鋼板の加工性が悪化する。

＜熱延鋼板の製造方法＞
熱延後の冷却中の結晶粒の成長速度などの値から、所望のパーライト粒径が得られるような条件を検討し、決定した。
＜加熱工程＞
鋼片を１１００℃以上１３００℃以下の範囲に加熱する。
加熱工程は、生産設備上、上限は１３００℃程度であり、次の熱延工程での温度を達成するには、１１００℃以上が望ましい。
＜熱間圧延工程＞
１０００℃以上で、熱間圧延することで、等軸でγ粒を形成させる。初期のγ粒からパーライト変態が生じるため、扁平化したγ粒では、その後のパーライト結晶粒の形も扁平になり、二相域焼鈍時に形成されるγ相とセメンタイト相間の距離が短くなって、セメンタイト相の溶解速度が低下しにくくなる。また、扁平化したγ粒では、核形成サイトも多くなるため、初期γ粒が微細化され、パーライトも微細化してしまう。熱間圧延は，１１００℃以上であれば，より等軸のγ粒が形成されやすく，望ましくは，１１００℃以上で熱間圧延を行う。
＜冷却工程＞
熱延終了後、１０００℃までの冷却条件は特に定めないが、１０００℃から７５０℃までは、５０ｓ以上かけて冷却しなければ、大径のγ粒を形成させられない。
初期のγ粒から初析フェライトが析出した後、共析変態によってパーライト相が生じるため、初期のγ粒の粒径が大径になると、パーライト相の結晶粒径も大径になりやすく、本発明で規定するパーライト相の平均粒径２５〜２００μｍを達成することができる。

１０００℃から７５０℃までの冷却時間を５０ｓより短時間で冷却すると、γ粒径が大径にならないまま、パーライト変態開始温度に到達するので、パーライト相の組織が微細化する。

７５０℃前後の温度から、γ粒→パーライト変態が開始するため、７５０℃からは、１０℃／ｓ以下の冷却速度であればよい。冷却速度が１０℃／ｓを越えると、パーライト変態が不完全に終了し、ベイナイト相やマルテンサイト相が過度に形成されて、残存するセメンタイト相数が減少する可能性がある。そのために、冷却速度上限値を１０℃／ｓ以下とするが、特に、冷却速度５℃／ｓ以下の冷却速度で行えば、パーライト変態を冷却中に完了できるため、ベイナイト相やマルテンサイト相の形成を抑制することができ、かつ、初期γ粒径が大径化するため、望ましい。
この間に温度保持時間を設けても良い。

＜巻き取り工程＞
冷却後、６５０℃以下の温度で巻き取ることで、ベイナイト相及びマルテンサイト相が形成されにくくなる。
６５０℃以上で巻き取ると、パーライト変態が未完了となり、ベイナイト相やマルテンサイト相が生じる虞がある。下限値は、特に定めるものでないが、生産性を考えると、５５０℃以上が好ましい。
以上、熱延のための加熱過程から、巻き取りまでの温度経過を図４に示した。

完成した熱延鋼板に対する球状化焼鈍過程の概念図を図５に示す。
熱延鋼板の組織は、前述したように、全体がパーライト、若しくは、パーライトを４０％以上含み、且つ、パーライトとフェライトの面積率が９０％以上を占める組織からなる。
Ａ１点直下まで加熱して保持することで、パーライト中の層状セメンタイト相は、その長さを減じて球状化が開始される。Ａ１点直下で保持を行わず、二相域まで加熱しても良いが、Ａ１点直下で保持することで、セメンタイト相が安定化し、溶解しにくくなる。
更に、Ａ１点直上の二相域（α＋γ）で保持することで、セメンタイト相をさらに微細化すると共に、α相粒の成長を図る。前述したように、γ相内や、α相中でも、粒界近辺のセメンタイト相は、溶解・消失するものもあるが、成長した大径のα相内に存在し、粒界から十分に離れた位置にある球状化したセメンタイト相粒は、微細化して残存し、引続く徐冷過程においてα相内で成長・球状化し、鋼板は、セメンタイト相の球状化とα相の大径化により、軟質化して、各種加工に適する硬度となる。

表１に、鋼種Ａ〜Ｑの各成分を示す。鋼種Ａ、Ｃ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｋ、Ｌ、ＯおよびＰが、本発明で規定する成分範囲内の組成を具備するのに対し、Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ及びＱは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの何れかが、範囲外である。

表２は、各鋼種に適用する熱処理の一覧を示す。熱処理過程１、２、９、１０、１２〜１４、及び１６は本発明で規定する熱間圧延温度、第１冷却開始温度、第１冷却時間、第２冷却速度及び巻き取り温度の条件を満たしているが、熱処理過程３〜８、１１及び１５は、上述した条件の何れかを満たしていない。

表３に、球状化処理過程条件１〜４を示す。

表４は、試料番号１〜１７について、鋼種、熱処理条件、球状化処理過程条件１又は２を組み合わせて示した実験例である。
試料番号１、３、４、７、８、１１、１２、１５及び１６は、鋼種、熱処理条件とも本発明の規定する条件を満たしている結果、その後の球状化処理によって、加工時には、Ｈｖが１７０以下の値に低下しており、良好な加工性を示すと共に、製品形状に加工した後熱処理によって、高い硬度（Ｈｖ：６００以上）を確保できることが理解される。
一方、その他の試料番号の比較例においては、鋼種或いは熱処理条件の何れか１つ以上の条件において、本発明で規定する範囲を充足しておらず、球状化処理後の硬度が高いままで加工性に劣るか、あるいは、製品完成後の熱処理によっても十分な硬度が得られていない。

表５は、表４と同様の実験例であるが、球状化処理過程条件３又は４を組み合わせたものである。
試料番号２１〜２５、３３〜３５及び３７は、発明例であり、球状化処理後の鋼板硬度が低く、製品時に熱処理を施した後の硬度は十分な値となっていることが理解されるが、比較例である２６〜３２及び３６においては、球状化処理前の鋼板において、パーライト面積率（本発明では４０％以上）、パーライトとフェライトの合計面積率（同９０％以上）、あるいは、パーライトの平均粒径（同２５〜２００μｍ）の何れか１つ以上が充足されていないため、α＋γの二相域保持１５時間後の組織において、セメンタイト相が消失してしまった結果、セメンタイト相の球状化が達成されず、徐冷後の組織がパーライト相等になり、鋼板の軟質化等が不可能となってしまった。
なお、表４及び表５に示した実験例において、各試料の評価は以下の方法で行った。
[面積率]
ナイタールエッチィングした組織を光学顕微鏡によって倍率５００倍で５視野以上撮影し、その組織写真を画像解析し、パーライト＋フェライトの面積率及びパーライトの面積率を求めた。
[パーライトの平均粒径]
鋼板表面から板厚１ ／ ４ 深さの部位の領域で、ＥＢＳＤ法により１ｍｍ×１ｍｍの領域を１０視野以上撮影し、方位差９°以上の境界で囲まれた領域をパーライトブロックとみなし、Ｊｏｈｎｓｏｎ−Ｓａｌｔｙｋｏｖの測定方法を用いて解析することで、パーライトブロック粒径の平均値を求めた。
[二相域保持１５ｈ後のセメンタイトの存在]
１５ｈ二相域保持を行い、そのまま急冷を行い、走査型電子顕微鏡によって組織観察し、セメンタイトの存在状態を調べた。その際、ピクリン酸アルコールで組織をエッチングし、走査型電子顕微鏡により倍率３０００倍で２０視野を撮影し、画像解析により、３視野以上でセメンタイトの存在を確認できたものについて、○とし、２視野以下で確認若しくはまったく確認できなかったものについて×を付した。従来の熱延鋼板では、７．５ｈ程度の７５０℃での二相域保持によってセメンタイトが完全に溶解することから、本発明の効果を確認する方法として採用した。
[球状化処理後・製品時の特性]
１５ｈ二相域保持によってセメンタイトが完全に溶解しなかった試料について、球状化処理後と、さらに熱処理によりマルテンサイト化させた製品時の特性の評価として、ビッカース硬さを測定した。その際、荷重１ｋｇｆで５点測定した平均値を求めた。製品時の特性は、各試料から３ｃｍ×３ｃｍの試料を打抜き、この試料を８００℃で３０分間均熱した後、６０℃の油中へ焼入れを行い、その後１５０℃で３０分間焼戻す熱処理を行ったものについて、ビッカース硬さを測定した。

本発明によれば、セメンタイト相が、球状化処理のための二相域保持によって、溶解しにくくなるので、球状化焼鈍後のフェライト粒径を大径化するために、二相域での保持を、従来のフェライト＋パーライト二相鋼板（パーライト平均粒径が５μｍ）の場合の２〜５倍の長時間行っても、セメンタイト相をより多く残存させると共に、フェライト粒径も大径化することができ、鋼板がより軟質化されて、加工性が従来よりも優れた鋼板とすることができると共に、製品完成後の熱処理によって十分な硬度を確保することができ、各種構造用鋼板等の用途に用いることが可能になる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．４０〜１.０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、
   Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｃｒ：０．０５０〜０．６０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０３％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   パーライトのみで構成される組織、又は、パーライトの面積率が４０％以上であり、且つ、面積率の９０％以上がパーライト及びフェライトで構成される組織を有し、
   金属組織を構成するパーライトの平均粒径が２５μｍ以上２００μｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
2. 質量％で、
   Ｃ：０．４０〜１.０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、
   Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｃｒ：０．０５０〜０．６０％、
   Ｐ：０．００５〜０．０３％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   及び、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下の範囲に加熱する加熱工程と、
   前記加熱工程で加熱した鋼片を、１０００℃以上の温度で熱間圧延することによって、熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程で製造した熱延鋼板を１０００℃から７５０℃まで、５０ｓ以上かけて冷却し、７５０℃からから冷却速度１０℃／ｓ以下で冷却する冷却工程と、
   前記冷却工程で冷却された熱延鋼板を６５０℃以下の温度域で巻き取る工程を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
3. 前記冷却工程での熱延鋼板の冷却速度を５℃／ｓ以下とすることを特徴とする請求項２に記載の熱延鋼板の製造方法。