JP2022122482A - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】冷間加工性および熱処理後の耐摩耗性に優れた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。【解決手段】所定の成分組成を有し、ミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有し、前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が０．１５μｍ以上、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上５．５％未満であり、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下であり、引張強さが５００ＭＰａ以下、全伸びが３０％以上である熱延鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車駆動系部品として好適な、冷間加工性に優れ、さらに耐摩耗性に優れる熱延鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、鋼板を用いて冷間加工によって部品形状を得た後、浸炭焼入れや高周波焼入れ等の焼入れ処理を行う鋼板に関し、熱処理後、耐摩耗性に優れる熱延鋼板およびその製造方法に関する。冷間加工性に優れるとは、加工性の一つの指標である鋼板の全伸びが３０％以上であること、また耐摩耗性に優れるとは、ボールオンディスク型摩耗試験機による摩耗試験にて、３００００回における摩耗痕断面積が３００μｍ２以下であることをいう。
現在、駆動系自動車用部品は、ＪＩＳ Ｇ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材および機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、所望の硬さを確保するために浸炭焼入れや高周波焼入れ等の焼入れ処理を施して製造される場合もある。一般に高硬度化することによって鋼板の耐摩耗性は向上する。そのため、耐摩耗性を重視する部材には、焼入れ処理を施すことで高い硬度に調質した鋼材や、高硬度の炭化物を生成するような合金元素含有量の高い鋼材が使用されている。
これまでも耐摩耗性を向上させる技術としてＮｂやＴｉ等の炭化物を用いた種々の鋼板が提案されている。例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０～３．００％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０２～０．１０％、Ｎ：０．０３００％以下を含有し、さらに必要に応じてＴｉ：０．０５０％未満、Ｂ：０．００１０～０．００５０％を含有する成分組成とし、フェライトとパーライトからなる組織であり、そのフェライト粒径の平均値が１５μｍ以上であることを特徴とする耐結晶粒粗大化特性および靭性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼が記載されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．３２～０．７０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．１～０．５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｎｂを含有する粒子径１μｍ以上の炭化物が２００～１０００個／ｍｍ２の密度でマトリクス中に存在する焼鈍組織を有する、機械部品用素材鋼板が記載されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．３０～０．９０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｐ：０．００３～０．０３０％、Ｓ：０．００１～０．０２０％、Ｎｂ：０．１０～０．７０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｎｂ含有炭化物が分散した調質熱処理後の金属組織を有し、断面組織観察により観測される個々のＮｂ含有炭化物粒子の面積の二乗平方根をその粒子の粒径とするとき、粒径１．０μｍ以上のＮｂ含有炭化物粒子の数が２００個／ｍｍ２以上、かつ極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径Ｄｍａｘが１８．０μｍ以下に調整されている疲労特性に優れる耐摩耗性鋼材が提案されている。
特許文献１に記載される技術は、浸炭工程において粒成長抑制して高硬度化に貢献するものであるが、浸炭処理後の焼入れ性を高めるためにＣｒを１．８％以上添加しており、Ｃｒ量が少ない場合の鋼に関する記載はない。
また、特許文献２に記載される技術は、ＮｂおよびＴｉ炭化物量を制御して摩耗性を向上しているが、粒子径１μｍ以上の炭化物に着目しており、それ以下の炭化物に関して記載されていない。また、セメンタイト制御による冷間加工性の向上に関する技術は記載されてない。
特許文献３に記載される技術は、粒子径１μｍ以上のＮｂＣの密度と最大粒子径を規定しているが、１μｍ以下の炭化物に関して記載されていない。また、セメンタイト制御による冷間加工性の向上に関する技術は記載されてない。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、冷間加工性および熱処理後の耐摩耗性に優れた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。
本発明者らは、上記課題を達成するため、鋭意検討を行った。その結果、１００ｎｍ以上１μｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣ、ＭｏＣが耐摩耗性の向上に大きく寄与しており、それらの形成に使用されているＴｉ量、Ｎｂ量、Ｍｏ量の、全Ｔｉ量、全Ｎｂ量、全Ｍｏ量に対する割合、および、所定の鋼板組織を得るための製造条件について、検討し以下の知見を得た。
ｉ）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下とすることにより、優れた耐摩耗性が得られる。
ｉｉ）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上とすることでさらに優れた耐摩耗性が得られる。
ｉｉｉ）所定のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣに含まれるＴｉ、ＮｂおよびＭｏ量を得るには、スラブを１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度範囲、５パス以上、圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施することが重要である。それらの温度域で所定の歪を付与されながら圧延されることで、１００ｎｍ以上１μｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣが生成されやすくなる。
ｉｖ）さらに、粗圧延における１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施することで、１００ｎｍ以上１μｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣがより生成されやすくなる。
ｖ）冷間加工性、焼入れ前の熱延鋼板における硬度（硬さ）、全伸び（以下、単に伸びと称する場合もある。）には、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが大きく影響している。円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を全セメンタイト数に対して２０％以下とすることで、引張強度５００ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上を得ることができる。
ｖｉ）スラブを１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度範囲、５パス以上、圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で０．５ｈ以上保持する焼鈍を施すことで、冷間加工性を付与し、熱処理後の耐摩耗性を向上させることができる。
ｖｉｉ）あるいは、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持し、加熱炉から取り出した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度範囲、５パス以上、圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、該熱延鋼板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する焼鈍を施すことで、冷間加工性を付与し、熱処理後の耐摩耗性を向上させることができる。
ｉ）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下とすることにより、優れた耐摩耗性が得られる。
ｉｉ）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上とすることでさらに優れた耐摩耗性が得られる。
ｉｉｉ）所定のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣに含まれるＴｉ、ＮｂおよびＭｏ量を得るには、スラブを１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度範囲、５パス以上、圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施することが重要である。それらの温度域で所定の歪を付与されながら圧延されることで、１００ｎｍ以上１μｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣが生成されやすくなる。
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本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有し、
さらにＴｉ：０．０６％超０．２％以下、Ｍｏ：０．１０％超０．４％以下、Ｎｂ：０．１０％超０．２％以下のうちから選んだ１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、
フェライトおよびセメンタイトを有し、
前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が０．１５μｍ以上、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上５．５％未満であり、
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下であり、
引張強さが５００ＭＰａ以下、全伸びが３０％以上である熱延鋼板。
［２］鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する、１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上である［１］に記載の熱延鋼板。
［３］ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下含有する［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下含有する［１］～［３］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［５］前記フェライトの平均粒径が４～２５μｍである［１］～［４］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で０．５ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。
［７］前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する［６］に記載の熱延鋼板の製造方法。
［８］［１］～［５］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。
［９］前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する［８］に記載の熱延鋼板の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有し、
さらにＴｉ：０．０６％超０．２％以下、Ｍｏ：０．１０％超０．４％以下、Ｎｂ：０．１０％超０．２％以下のうちから選んだ１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、
フェライトおよびセメンタイトを有し、
前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が０．１５μｍ以上、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上５．５％未満であり、
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下であり、
引張強さが５００ＭＰａ以下、全伸びが３０％以上である熱延鋼板。
［２］鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する、１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上である［１］に記載の熱延鋼板。
［３］ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下含有する［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下含有する［１］～［３］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［５］前記フェライトの平均粒径が４～２５μｍである［１］～［４］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で０．５ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。
［７］前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する［６］に記載の熱延鋼板の製造方法。
［８］［１］～［５］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。
［９］前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する［８］に記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、冷間加工性および熱処理後の耐摩耗性に優れた熱延鋼板を得られる。そして、本発明により製造した熱延鋼板を、部品としての摩耗特性が必要とされる駆動系部品などの部品に適用することにより、安定した品質が要求される自動車用駆動系部品の製造に大きく寄与でき、産業上格段の効果を奏する。
以下に、本発明の熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
１）成分組成
本発明の熱延鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
本発明の熱延鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ量は０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．３０％以上では硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０５％以上０．３０％未満とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、Ｃ量は０．２５％以下とすることが好ましい。好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．１２％以上とする。
Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．０５％未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ量は０．０５％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．３０％以上では硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０５％以上０．３０％未満とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、Ｃ量は０．２５％以下とすることが好ましい。好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．１２％以上とする。
Ｓｉ：０．８０％以下
Ｓｉは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下である。焼入れ後の焼き戻し工程で所定の軟化抵抗を確保するといった観点から、Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．３０％以上とする。
Ｓｉは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．８０％以下とする。好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．５０％以下である。焼入れ後の焼き戻し工程で所定の軟化抵抗を確保するといった観点から、Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．３０％以上とする。
Ｍｎ：０．１０％以上１．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ量が０．１０％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。厚物材等で内部まで確実に焼入れる場合には、好ましくは０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ量が１．０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になり、かつ固溶強化により鋼が硬質化し冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．０％以下とする。成形性の求められる部品用の材料としては、所定の冷間加工性を必要とするため、Ｍｎ量は０．７％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．５５％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ量が０．１０％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。厚物材等で内部まで確実に焼入れる場合には、好ましくは０．２５％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ量が１．０％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になり、かつ固溶強化により鋼が硬質化し冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．０％以下とする。成形性の求められる部品用の材料としては、所定の冷間加工性を必要とするため、Ｍｎ量は０．７％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは０．５５％以下である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。また、冷間加工性も低下させる。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＰを低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００７％以上である。
Ｐは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。また、冷間加工性も低下させる。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＰを低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００７％以上である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、硫化物を形成し、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１０％を超えると、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｓは、硫化物を形成し、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１０％を超えると、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１０％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下
ｓｏｌ．Ａｌ量が０．００１％未満では、鋼板中のＡｌＮが少なすぎて、オーステナイト域における加熱時にオーステナイトの粒成長が起こり、所定の疲労強度が得られないため、０．００１％以上とする。一方、０．１０％を超えると、Ａｌ起因の介在物が多数生成され、部品成形時に割れ発生の原因となるため、部品成形時の割れ抑制の観点から０．１０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ量が０．００１％未満では、鋼板中のＡｌＮが少なすぎて、オーステナイト域における加熱時にオーステナイトの粒成長が起こり、所定の疲労強度が得られないため、０．００１％以上とする。一方、０．１０％を超えると、Ａｌ起因の介在物が多数生成され、部品成形時に割れ発生の原因となるため、部品成形時の割れ抑制の観点から０．１０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎ量が０．０１％を超えると、鋼板中の固溶Ｎ量が増加し、硬質化するため、所定の引張強さと伸びが得られず、冷間加工性が低下する。従って、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６５％以下である。さらに好ましくは、０．００５０％以下である。なお、Ｎは、ＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＢ窒化物を形成する。これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｎ量が０．０１％を超えると、鋼板中の固溶Ｎ量が増加し、硬質化するため、所定の引張強さと伸びが得られず、冷間加工性が低下する。従って、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６５％以下である。さらに好ましくは、０．００５０％以下である。なお、Ｎは、ＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＢ窒化物を形成する。これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下
本発明では、Ｃｒは、焼入れ性を高める重要な元素である。０．０５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ量を０．０５％以上とする必要がある。また、鋼中のＣｒ量が０％であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず、硬度低下が起こりやすい場合がある。このため、焼入れ性を重視する観点より、Ｃｒ量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して、冷間加工性が損なわれる。このため、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工性を必要とする部品を加工する際には、より一層優れた冷間加工性を必要とするため、Ｃｒ量は０．４５％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがさらに好ましい。
本発明では、Ｃｒは、焼入れ性を高める重要な元素である。０．０５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒ量を０．０５％以上とする必要がある。また、鋼中のＣｒ量が０％であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず、硬度低下が起こりやすい場合がある。このため、焼入れ性を重視する観点より、Ｃｒ量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して、冷間加工性が損なわれる。このため、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工性を必要とする部品を加工する際には、より一層優れた冷間加工性を必要とするため、Ｃｒ量は０．４５％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下
本発明では、Ｂは、焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５％超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなる。このため、Ｂ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
本発明では、Ｂは、焼入れ性を高める重要な元素である。Ｂ量が０．０００５％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｂ量は０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ量が０．００５％超えの場合、仕上圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、結果として熱延鋼板の集合組織が発達し、焼鈍後の異方性が大きくなり、絞り成形において耳が発生しやすくなる。このため、Ｂ量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
さらに本発明では、Ｔｉ：０．０６％超０．２％以下、Ｍｏ：０．１０％超０．４％以下、Ｎｂ：０．１０％超０．２％以下のうちから選んだ１種以上を含有させる。
Ｔｉ：０．０６％超０．２％以下
Ｔｉは、鋼板中でＴｉＣを生成し、ＴｉＣは熱処理後の耐摩耗性を向上する効果が高い。Ｔｉ量が０．０６％以下では、その効果が認められないため、Ｔｉを含有する場合にはＴｉ量は０．０６％超とする。さらに好ましくは０．１％以上である。一方、Ｔｉ量が０．２％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる。従って、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．２％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
Ｔｉは、鋼板中でＴｉＣを生成し、ＴｉＣは熱処理後の耐摩耗性を向上する効果が高い。Ｔｉ量が０．０６％以下では、その効果が認められないため、Ｔｉを含有する場合にはＴｉ量は０．０６％超とする。さらに好ましくは０．１％以上である。一方、Ｔｉ量が０．２％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる。従って、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量は０．２％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
Ｍｏ：０．１０％超０．４％以下
Ｍｏは、熱処理後の耐摩耗性を向上する効果の高い元素である。０．１０％以下では添加効果が小さいので、Ｍｏを含有する場合には下限を０．１０％超とする。さらに好ましくは０．１１％以上とする。Ｍｏは０．４％を超えると添加効果は飽和し、コストも増加するため、Ｍｏを含有する場合には上限を０．４％とする。さらに好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
Ｍｏは、熱処理後の耐摩耗性を向上する効果の高い元素である。０．１０％以下では添加効果が小さいので、Ｍｏを含有する場合には下限を０．１０％超とする。さらに好ましくは０．１１％以上とする。Ｍｏは０．４％を超えると添加効果は飽和し、コストも増加するため、Ｍｏを含有する場合には上限を０．４％とする。さらに好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
Ｎｂ：０．１０％超０．２％以下
Ｎｂは、ＮｂＣやＮｂＮを形成し、熱処理後耐摩耗性を向上する効果の高い元素である。Ｎｂが０．１０％以下ではその効果が弱いため、Ｎｂを含有する場合には０．１０％超とする。一方、Ｎｂは０．２％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Ｎｂ炭化物により母材の引張強さの増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｎｂを含有する場合には上限を０．２％とする。さらに好ましくは０．１８％以下であり、より一層好ましくは０．１５％以下である。
Ｎｂは、ＮｂＣやＮｂＮを形成し、熱処理後耐摩耗性を向上する効果の高い元素である。Ｎｂが０．１０％以下ではその効果が弱いため、Ｎｂを含有する場合には０．１０％超とする。一方、Ｎｂは０．２％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、Ｎｂ炭化物により母材の引張強さの増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｎｂを含有する場合には上限を０．２％とする。さらに好ましくは０．１８％以下であり、より一層好ましくは０．１５％以下である。
本発明において、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
以上の必須含有元素で、本発明の熱延鋼板は目的とする特性が得られる。なお、本発明の熱延鋼板は、例えば焼入れ性をさらに向上させることを目的として、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種の合計：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層からの浸窒抑制に有効な元素である。これら元素の１種以上の合計が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、これら元素の１種以上の合計で０．００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、これらの元素の１種以上の合計が０．１％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、合計で０．１％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を含有する場合、その合計の含有量は、０．１％以下とする。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層からの浸窒抑制に有効な元素である。これら元素の１種以上の合計が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められないため、これら元素の１種以上の合計で０．００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、これらの元素の１種以上の合計が０．１％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、合計で０．１％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を含有する場合、その合計の含有量は、０．１％以下とする。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
本発明の機械特性および焼入れ性を安定化させるために、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選んだ１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下添加してもよい。
Ｔａ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｔａは、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｔａを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｔａは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｔａを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
Ｔａは、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｔａを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｔａは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｔａを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
Ｎｉ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｎｉは、靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。０．０００５％未満では添加効果がないため、Ｎｉを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｎｉは０．１％超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、Ｎｉを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｎｉは、靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。０．０００５％未満では添加効果がないため、Ｎｉを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｎｉは０．１％超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、Ｎｉを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｃｕ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｃｕは、焼入れ性の確保に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が十分に確認されないため、Ｃｕを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃｕは０．１％超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とす等の製造性を劣化させるので、Ｃｕを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｃｕは、焼入れ性の確保に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が十分に確認されないため、Ｃｕを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃｕは０．１％超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とす等の製造性を劣化させるので、Ｃｕを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｖ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｖは、ＮｂやＴａと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果は十分に発現しないため、Ｖを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｖは０．１％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、炭化物形成により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｖを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
Ｖは、ＮｂやＴａと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果は十分に発現しないため、Ｖを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｖは０．１％を超えると添加効果が飽和するだけでなく、炭化物形成により母材の引張強度の増加に伴い伸びを低下させることになるため、Ｖを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
Ｗ：０．０００５％以上０．１％以下
Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長防止や焼き戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｗを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｗは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｗを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長防止や焼き戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。０．０００５％未満では添加効果が小さいので、Ｗを含有する場合には下限を０．０００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上とする。Ｗは０．１％を超えると添加効果が飽和したり、過剰な炭化物形成による焼入れ硬度を低下させたり、またコスト増となるため、Ｗを含有する場合には上限を０．１％とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以下であり、より一層好ましくは０．０３％未満である。
なお、本発明ではＴａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選んだ２種以上を含有する場合には、その合計量を０．００１０％以上０．１％以下とすることが好ましい。
２）ミクロ組織
本発明の熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
２－１）フェライトおよびセメンタイト
本発明の熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有する。なお、本発明において、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。フェライトの面積率が９２％未満となると成形性が悪くなり、加工度の高い部品で冷間加工が難しくなる場合がある。そのため、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。さらに好ましくは９４％以上とする。
本発明の熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを有する。なお、本発明において、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。フェライトの面積率が９２％未満となると成形性が悪くなり、加工度の高い部品で冷間加工が難しくなる場合がある。そのため、フェライトは面積率で９２％以上が好ましい。さらに好ましくは９４％以上とする。
なお、本発明の熱延鋼板のミクロ組織は、上記したフェライトとセメンタイト以外に、パーライトが生成されてもよい。全ミクロ組織に対してパーライトの面積率が６．５％以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有しても構わない。０％であってもよいので、下限は０％とする。
２－２）全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合：２０％以下
円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが多いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。冷間加工性を得る観点より、本発明では、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して２０％以下とする。その結果、引張強度が５００ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上を達成することができる。
円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトが多いと分散強化により硬質化し、伸びが低下する。冷間加工性を得る観点より、本発明では、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して２０％以下とする。その結果、引張強度が５００ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上を達成することができる。
さらに本発明の熱延鋼板を難成形部品に用いる場合、高い冷間加工性が必要である。この場合には、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数が、全セメンタイト数に対して１０％以下であることが好ましい。円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して１０％以下とすることで、引張強度で４５０ＭＰａ以下、全伸び（Ｅｌ）が３５％以上を達成することができる。なお、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイトの割合を定義した理由は、０．１μｍ以下のセメンタイトでは分散強化能を生じ、その大きさのセメンタイトが増えると冷間加工性に支障をきたすためである。
また、焼鈍中におけるフェライト粒の異常粒成長抑制の観点から、円相当直径が０．１μｍ以下のセメンタイト数を、全セメンタイト数に対して３％以上とすることが好ましい。なお、焼入れ前に存在するセメンタイト径は、円相当直径で０．０７～３．０μｍ程度である。焼入れ前の円相当直径が０．１μｍ超のセメンタイトの分散状態については、析出強化にそれほど影響しないサイズであるため、特に本発明では規定しない。
２－３）平均セメンタイト径：０．１５μｍ以上
過度に小さいセメンタイトが多いと冷間加工性が低下する。冷間加工性の観点から、所定のサイズとしたセメンタイトを分散させる必要があり、平均セメンタイト径は０．１５μｍ以上とする。さらに好ましくは０．２μｍ以上とする。一方、焼入れ時にはセメンタイトを全て溶かして、所定のフェライト中の固溶Ｃ量を確保する必要がある。平均セメンタイト径が２．５μｍを超えるとオーステナイト域での保持中においてセメンタイトが完全に溶解できないため、平均セメンタイト径は２．５μｍ以下とする。より好ましくは２．０μｍ以下である。
過度に小さいセメンタイトが多いと冷間加工性が低下する。冷間加工性の観点から、所定のサイズとしたセメンタイトを分散させる必要があり、平均セメンタイト径は０．１５μｍ以上とする。さらに好ましくは０．２μｍ以上とする。一方、焼入れ時にはセメンタイトを全て溶かして、所定のフェライト中の固溶Ｃ量を確保する必要がある。平均セメンタイト径が２．５μｍを超えるとオーステナイト域での保持中においてセメンタイトが完全に溶解できないため、平均セメンタイト径は２．５μｍ以下とする。より好ましくは２．０μｍ以下である。
なお、本発明において「セメンタイト径」とはセメンタイトの円相当直径を指し、セメンタイトの円相当直径は、セメンタイトの長径と短径を測定して円相当直径に換算した値とする。また「平均セメンタイト径」とは、円相当直径に換算した全てのセメンタイトの円相当直径の合計を、セメンタイト総数で除して求めた値を指す。
２－４）全ミクロ組織に対するセメンタイトの占める割合（面積率）が１．０％以上５．５％未満
全ミクロ組織に対するセメンタイトが占める面積率の割合が１．０％未満となると母材強度が低くなり、熱処理をせずに使用する部材では強度不足に陥る場合があるため、１．０％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、母材強度が増加して、特に伸びが小さいと難成形部品において割れの危険性が高まるため、所定の伸びを確保する必要がある。所定の伸びを得るために、上記割合は５．５％未満とする。さらに好ましくは５．０％以下とする。
全ミクロ組織に対するセメンタイトが占める面積率の割合が１．０％未満となると母材強度が低くなり、熱処理をせずに使用する部材では強度不足に陥る場合があるため、１．０％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、母材強度が増加して、特に伸びが小さいと難成形部品において割れの危険性が高まるため、所定の伸びを確保する必要がある。所定の伸びを得るために、上記割合は５．５％未満とする。さらに好ましくは５．０％以下とする。
２－５）フェライトの平均粒径：４～２５μｍ（好適条件）
フェライトの平均粒径は、４μｍ未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス成形性が劣化する恐れがあるため、４μｍ以上が好ましい。一方、フェライトの平均粒径は２５μｍを超えると、母材強度が低下する恐れがある。また、目的とする製品形状に成型加工後、焼入れせずに使用する領域では、ある程度母材の強度が必要である。そのため、フェライトの平均粒径は、２５μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５μｍ以上であり、さらに好ましくは６μｍ以上である。より好ましくは２０μｍ以下であり、さらに好ましくは１８μｍ以下である。
フェライトの平均粒径は、４μｍ未満では冷間加工前の強度が増加し、プレス成形性が劣化する恐れがあるため、４μｍ以上が好ましい。一方、フェライトの平均粒径は２５μｍを超えると、母材強度が低下する恐れがある。また、目的とする製品形状に成型加工後、焼入れせずに使用する領域では、ある程度母材の強度が必要である。そのため、フェライトの平均粒径は、２５μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは５μｍ以上であり、さらに好ましくは６μｍ以上である。より好ましくは２０μｍ以下であり、さらに好ましくは１８μｍ以下である。
なお、本発明では、上述のセメンタイトの円相当直径、平均セメンタイト径、全ミクロ組織に対するセメンタイトの占める割合、フェライトの面積率、フェライトの平均粒径等は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
２－６）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下
本発明では、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下とすることで、粗大なＸＣに要するＸを抑え、１μｍ未満のＸＣを多量に析出することができ、所定の耐摩耗性が得られる。好ましくは３％以下である。なお、耐摩耗性の向上には、１μｍ以下のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合を５％以下にすることが有効である。なお、１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合は、少なければ少ないほど良いので、０％であってもよい。
本発明では、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下とすることで、粗大なＸＣに要するＸを抑え、１μｍ未満のＸＣを多量に析出することができ、所定の耐摩耗性が得られる。好ましくは３％以下である。なお、耐摩耗性の向上には、１μｍ以下のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合を５％以下にすることが有効である。なお、１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合は、少なければ少ないほど良いので、０％であってもよい。
２－７）鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する、１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上（好適条件）
１００ｎｍ以上の大きさのＴｉＣ、ＭｏＣ、ＮｂＣが耐摩耗性の向上に大きく寄与するため、その質量割合を６５％以上とすることが好ましい。
１００ｎｍ以上の大きさのＴｉＣ、ＭｏＣ、ＮｂＣが耐摩耗性の向上に大きく寄与するため、その質量割合を６５％以上とすることが好ましい。
本発明では、１００ｎｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣ、ＭｏＣの析出に使用されるＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの割合は、スラブ加熱後粗圧延までの保持時間、粗圧延における温度、圧下率、パス間時間が密接に関係し、これらの一連の製造条件を最適化することが必要であることが判明した。なお、１００ｎｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣ、ＭｏＣの析出に使用されるＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏの割合を得るために必要な理由は後述する。
なお、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合は、耐摩耗性を得る点で、それぞれＴｉは６５％以上、Ｍｏは３０％以上、Ｎｂは８０％以上であると好ましい。より好ましくは、Ｔｉは７０％以上、Ｍｏは３５％以上、Ｎｂは８５％％以上である。
３）機械特性
本発明の熱延鋼板は、駆動系自動車部品を冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして、耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の熱延鋼板は、鋼板の引張強度を低減して引張強度（ＴＳ）を５００ＭＰａ以下とし、かつ全伸びを高めて全伸び（Ｅｌ）を３０％以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、浸炭時にオーステナイト結晶粒成長を抑制して浸炭後優れた耐摩耗性を得ることができる。さらに好ましくはＴＳを４５０ＭＰa以下とし、Ｅｌを３５％以上とする。
本発明の熱延鋼板は、駆動系自動車部品を冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬さを大きくして、耐磨耗性を付与する必要がある。そのため、本発明の熱延鋼板は、鋼板の引張強度を低減して引張強度（ＴＳ）を５００ＭＰａ以下とし、かつ全伸びを高めて全伸び（Ｅｌ）を３０％以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、浸炭時にオーステナイト結晶粒成長を抑制して浸炭後優れた耐摩耗性を得ることができる。さらに好ましくはＴＳを４５０ＭＰa以下とし、Ｅｌを３５％以上とする。
なお、上述の引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
４）製造方法
以下、本発明の熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。
以下、本発明の熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。
本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。例えば、本発明の鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。転炉等の公知の方法で溶製された鋼は、造塊－分塊圧延または連続鋳造によりスラブ等（鋼素材）とされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延（熱間粗圧延、仕上圧延）される。
例えば、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。なお、熱間圧延では、仕上圧延終了温度を確保するため、バーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
鋼素材の加熱温度（スラブ加熱温度）：１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持
スラブ加熱温度が高温すぎる場合には、粗大なＴｉＮが多数析出してしまい、耐摩耗性の向上に有効なＴｉＣに使用されるＴｉが少なくなる。そのため、スラブ加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。保持時間は、合金元素が鋼中で均一に分散するという点から、１．５ｈ以上とする。
スラブ加熱温度が高温すぎる場合には、粗大なＴｉＮが多数析出してしまい、耐摩耗性の向上に有効なＴｉＣに使用されるＴｉが少なくなる。そのため、スラブ加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。保持時間は、合金元素が鋼中で均一に分散するという点から、１．５ｈ以上とする。
７０ｓ以内で粗圧延開始
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下となるようにするためには、高温での保持時間を短くする必要がある。従って、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後、粗圧延開始までの時間を７０ｓ以内とする。好ましくは６５ｓ以下である。
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下となるようにするためには、高温での保持時間を短くする必要がある。従って、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後、粗圧延開始までの時間を７０ｓ以内とする。好ましくは６５ｓ以下である。
９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下となるようにするためには、９００～１０７０℃の温度域で５パス以上、合計圧下率５０％以上となるように粗圧延する必要がある。さらに、パス間時間が１ｓ以上を確保できないと、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下を確保できなくなるため、１ｓ以上とした。操業性を考慮してパス間時間は１５ｓ以下が好ましい。より好ましくは１０ｓ以下である。
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下となるようにするためには、９００～１０７０℃の温度域で５パス以上、合計圧下率５０％以上となるように粗圧延する必要がある。さらに、パス間時間が１ｓ以上を確保できないと、鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下を確保できなくなるため、１ｓ以上とした。操業性を考慮してパス間時間は１５ｓ以下が好ましい。より好ましくは１０ｓ以下である。
１０００～１０７０℃の温度域で粗圧延における１パス目の圧下率：３０％以下（好適条件）
高温で高い歪を付与すると１００ｎｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣ、ＭｏＣが多数析出し、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上を確保できなくなる。従って、圧下率を３０％以下とすることが好ましい。温度域は、所定のＸＣを得るといった点から１０００～１０７０℃の温度域とすることが好ましい。
高温で高い歪を付与すると１００ｎｍ未満のＴｉＣ、ＮｂＣ、ＭｏＣが多数析出し、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上を確保できなくなる。従って、圧下率を３０％以下とすることが好ましい。温度域は、所定のＸＣを得るといった点から１０００～１０７０℃の温度域とすることが好ましい。
仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延
仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする。好ましくは（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする。好ましくは（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、１０００℃以下とすることが好ましい。
仕上圧延後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却
仕上圧延後、７００～７５０℃までの平均冷却速度は焼鈍後の球状化セメンタイトのサイズに大きく影響する。仕上圧延後、平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満では、焼鈍前組織としてフェライト組織が多すぎるフェライトとパーライト組織になるため、焼鈍後所定のセメンタイト分散状態やサイズが得られない。そのため、２０℃／ｓｅｃ以上で冷却する必要がある。好ましくは２５℃／ｓｅｃ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓｅｃを超えると焼鈍後に所定のサイズを有するセメンタイトが得られにくくなるため、１００℃／ｓｅｃ以下とする。好ましくは７５℃／ｓｅｃ以下である。
仕上圧延後、７００～７５０℃までの平均冷却速度は焼鈍後の球状化セメンタイトのサイズに大きく影響する。仕上圧延後、平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満では、焼鈍前組織としてフェライト組織が多すぎるフェライトとパーライト組織になるため、焼鈍後所定のセメンタイト分散状態やサイズが得られない。そのため、２０℃／ｓｅｃ以上で冷却する必要がある。好ましくは２５℃／ｓｅｃ以上である。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓｅｃを超えると焼鈍後に所定のサイズを有するセメンタイトが得られにくくなるため、１００℃／ｓｅｃ以下とする。好ましくは７５℃／ｓｅｃ以下である。
巻取温度：５８０℃超７００℃以下
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合がある。このため、操業上の観点から好ましくない。したがって、巻取温度の上限を７００℃とする。好ましくは６９０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度は５８０℃超とする。好ましくは６００℃以上である。
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合がある。このため、操業上の観点から好ましくない。したがって、巻取温度の上限を７００℃とする。好ましくは６９０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度は５８０℃超とする。好ましくは６００℃以上である。
コイル状に巻き取った後、常温まで冷却し、酸洗処理を施しても良い。酸洗処理後、焼鈍を行う。なお、酸洗処理は公知の方法を適用できる。その後、得られた熱延鋼板に以下の焼鈍を施す。
焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で０．５ｈ以上保持
焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ａｃ１変態点未満とする。好ましくは（Ａｃ１変態点－１０℃）以下である。なお、焼鈍温度の下限は特に定めないが、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は６５０℃以上が好ましく、さらに好ましくは７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、上記焼鈍温度における保持時間は、０．５ｈ以上とする。焼鈍温度における保持時間が０．５ｈ未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得られない場合がある。したがって、上記焼鈍温度における保持時間は０．５ｈ以上とする。さらに好ましくは５ｈ以上であり、より一層好ましくは２０ｈ超えである。一方、上記焼鈍温度における保持時間が４０ｈを超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となる。そのため、上記焼鈍温度における保持時間は、４０ｈ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは３５ｈ以下である。
焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ａｃ１変態点未満とする。好ましくは（Ａｃ１変態点－１０℃）以下である。なお、焼鈍温度の下限は特に定めないが、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は６５０℃以上が好ましく、さらに好ましくは７００℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、上記焼鈍温度における保持時間は、０．５ｈ以上とする。焼鈍温度における保持時間が０．５ｈ未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬さおよび伸びが得られない場合がある。したがって、上記焼鈍温度における保持時間は０．５ｈ以上とする。さらに好ましくは５ｈ以上であり、より一層好ましくは２０ｈ超えである。一方、上記焼鈍温度における保持時間が４０ｈを超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となる。そのため、上記焼鈍温度における保持時間は、４０ｈ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは３５ｈ以下である。
本発明では、上記した焼鈍に代えて、以下の２段焼鈍を施すことができる。具体的には、巻き取った後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）し、次いで平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）する２段焼鈍を施すことにより製造することも可能である。
本発明では、熱延鋼板を加熱し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、熱延鋼板中に析出していた比較的微細な炭化物を溶解してγ相中に固溶させ、その後平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する。このことにより、比較的粗大な未溶解炭化物等を核として固溶Ｃを析出させて、全体のセメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下となるような、炭化物（セメンタイト）の分散を制御された状態とすることができる。すなわち、本発明では、所定条件で２段焼鈍を施すことで、炭化物の分散形態を制御し、鋼板を軟質化させる。本発明で対象とする熱延鋼板では、軟質化する上で焼鈍後における炭化物の分散形態を制御することが重要となる。本発明では、熱延鋼板をＡｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で保持する（１段目の焼鈍）ことで、微細な炭化物を溶解するとともに、Ｃをγ（オーステナイト）中に固溶する。その後のＡｒ１変態点未満の冷却段階や保持段階（２段目の焼鈍）において、Ａｃ１変態点以上の温度域で存在するα／γ界面や未溶解炭化物が核生成サイトとなり、比較的粗大な炭化物が析出する。以下、このような２段焼鈍の条件について説明する。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。
Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持（１段目の焼鈍）
熱延鋼板をＡｃ１変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Ｃをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物（未溶解炭化物）が残存するが、オストワルド成長により、より粗大になる。焼鈍温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。一方、１段目の焼鈍温度がＡｃ３変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて、所定の伸びが得られないため、Ａｃ３変態点以下とする。また、本発明では、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下での保持時間が０．５ｈ未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない。このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持することとする。保持時間は、好ましくは１．０ｈ以上とする。また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。
熱延鋼板をＡｃ１変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Ｃをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物（未溶解炭化物）が残存するが、オストワルド成長により、より粗大になる。焼鈍温度がＡｃ１変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。一方、１段目の焼鈍温度がＡｃ３変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて、所定の伸びが得られないため、Ａｃ３変態点以下とする。また、本発明では、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下での保持時間が０．５ｈ未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない。このため、１段目の焼鈍として、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持することとする。保持時間は、好ましくは１．０ｈ以上とする。また、保持時間は１０ｈ以下とすることが好ましい。
平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却
上記した１段目の焼鈍の後、２段目の焼鈍の温度域であるＡｒ１変態点未満に、平均冷却速度：１～２０℃／ｈで冷却する。冷却途中に、オーステナイトからフェライトへの変態に伴いオーステナイトから吐き出されるＣが、α／γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。１段目の焼鈍後、２段目の焼鈍までの平均冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は１℃／ｈ以上とする。好ましくは５℃／ｈ以上とする。一方、平均冷却速度が２０℃／ｈを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、２０℃／ｈ以下とする。好ましくは１５℃／ｈ以下とする。
上記した１段目の焼鈍の後、２段目の焼鈍の温度域であるＡｒ１変態点未満に、平均冷却速度：１～２０℃／ｈで冷却する。冷却途中に、オーステナイトからフェライトへの変態に伴いオーステナイトから吐き出されるＣが、α／γ界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。１段目の焼鈍後、２段目の焼鈍までの平均冷却速度が、１℃／ｈ未満では生産効率が悪いため、平均冷却速度は１℃／ｈ以上とする。好ましくは５℃／ｈ以上とする。一方、平均冷却速度が２０℃／ｈを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、２０℃／ｈ以下とする。好ましくは１５℃／ｈ以下とする。
Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持（２段目の焼鈍）
上記した１段目の焼鈍後、所定の平均冷却速度で冷却してＡｒ１変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ａｒ１変態点未満での保持時間が２０ｈ未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、２段目の焼鈍はＡｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、２段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため、６６０℃以上とすることが好ましく、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。
上記した１段目の焼鈍後、所定の平均冷却速度で冷却してＡｒ１変態点未満で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ａｒ１変態点未満での保持時間が２０ｈ未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の硬度が大きくなりすぎる。このため、２段目の焼鈍はＡｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持とする。なお、特に限定するものではないが、２段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため、６６０℃以上とすることが好ましく、また、保持時間は生産効率の観点から、３０ｈ以下とすることが好ましい。
なお、上述したＡｃ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｒ３変態点、Ａｒ１変態点は、フォーマスター試験などによる加熱時、冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
また、上述した平均加熱速度、平均冷却速度は、炉内に設置した熱電対で温度を測定し求める。
表１に示す鋼番Ａ～Ｒの成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２および表３に示す製造条件に従って、熱間圧延を行った。次いで、酸洗し、窒素雰囲気中（雰囲気ガス：窒素）で、表２および表３に示す焼鈍温度および焼鈍時間（ｈ）にて焼鈍（球状化焼鈍）を施して、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を製造した。
このようにして得られた熱延焼鈍板から試験片を採取し、下記のように、ミクロ組織、１００ｎｍ以上ＴｉＣに含まれるＴｉ量、１００ｎｍ以上ＭｏＣに含まれるＭｏ量、１００ｎｍ以上ＮｂＣに含まれるＮｂ量、引張強度、全伸び、ガス浸炭油焼入れ後の鋼板硬さおよびガス浸炭油焼入れ後の耐摩耗性をそれぞれ求めた。なお、表１に示すＡｃ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｒ１変態点およびＡｒ３変態点はフォーマスター試験により求めたものである。
（１）ミクロ組織
焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片（大きさ：３ｍｍｔ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、表層から板厚１／４のところの５箇所で３０００倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相（フェライト、セメンタイト、パーライトなど）を特定した。表２および表３にはミクロ組織として「パーライト面積率」を記載しており、パーライトが面積率で６．５％を超えて認められた鋼については、比較例としている。面積率で６．５％以下のパーライトと、フェライトと、セメンタイトを有する鋼については本発明例としている。
焼鈍後の鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片（大きさ：３ｍｍｔ×１０ｍｍ×１０ｍｍ）を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、表層から板厚１／４のところの５箇所で３０００倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相（フェライト、セメンタイト、パーライトなど）を特定した。表２および表３にはミクロ組織として「パーライト面積率」を記載しており、パーライトが面積率で６．５％を超えて認められた鋼については、比較例としている。面積率で６．５％以下のパーライトと、フェライトと、セメンタイトを有する鋼については本発明例としている。
また、ＳＥＭ画像からＧＩＭＰファイルといった画像解析ソフトを用いて、フェライトとフェライト以外の領域とを二値化して、フェライトの面積率（％）を求めた。セメンタイトも同様に、セメンタイトとセメンタイト以外の領域を二値化して、セメンタイトの面積率（％）を求めた。また、パーライトは、１００（％）からフェライトとセメンタイトの各面積率（％）を引いた値を、パーライトの面積率（％）とした。
また、撮影した組織写真について、個々のセメンタイト径を評価した。セメンタイト径は、長径と短径を測定し、円相当直径に換算した。平均セメンタイト径は、円相当直径に換算した全てのセメンタイトの円相当直径の合計をセメンタイト総数で除して求めた。円相当直径の値が０．１μｍ以下のセメンタイトの個数を測定し、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトの数とした。また、全セメンタイトの個数を求め、全セメンタイト数とした。そして、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合（（円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数／全セメンタイト数）×１００（％））を求めた。なお、この「円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトの割合」を、円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイトと単に称する場合もある。
また、撮影した組織写真について、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に定められた結晶粒度の評価方法（切断法）を用いて、フェライトの平均粒径を求めた。
（２）各Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量の測定
下記の参考文献１および特許文献４に記載されている方法と同じ手法で求めた。すなわち、鋼板表面から１００μｍまでの領域において、１０％ＡＡ（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウムーメタノール）電解液中で電解し、電解液から固溶Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量を測定した。続いて、電解後に残った鋼について分散性を有する溶液である０～２０００ｍｇ／ｌの範囲に濃度を７水準変化させたヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液に浸漬し、析出物を分離した。次に直孔からなり、電子顕微鏡観察から求めた空隙率が４７％で、フィルタ孔径が１００ｎｍのフィルタを用い、１００ｎｍ以上の析出物とそれ以下の析出物に分離し、１００ｎｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣをそれぞれ求めた。１００ｎｍ未満の析出物については、１００ｎｍ以上の析出物を分離した液にて求めた各Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）から固溶Ｘ量を差し引く補正を行って求めた。固溶Ｘ量＋析出物に含有されるＸ量＝鋼中Ｘ量とした。
１μｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣについては以下のように求めた。特許文献５に示すような２段レプリカ法にてＮｂ炭化物、Ｔｉ炭化物およびＭｏ炭化物のみ抽出したものから、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、１６万倍の倍率で３０視野撮影し、サイズを測定した。観察した３０個について長径と短径を測定し、円相当直径に換算し、１μｍ以上のＸＣに含まれるＸの割合を求めた。
［参考文献１］城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子，鉄と鋼，ｖｏｌ．９９ （２０１３） Ｎｏ．５，ｐ．３６２－３６５
［特許文献４］特開２０１０－１２７７８９号公報
［特許文献５］特開２０１８－１９４５３９号公報
（３）鋼板の引張強度と伸び
焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、１０ｍｍ／分で引張試験を行い、公称応力公称歪曲線を求め、最大応力を引張強度とした。また、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、伸び（Ｅｌ）とした。
下記の参考文献１および特許文献４に記載されている方法と同じ手法で求めた。すなわち、鋼板表面から１００μｍまでの領域において、１０％ＡＡ（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウムーメタノール）電解液中で電解し、電解液から固溶Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量を測定した。続いて、電解後に残った鋼について分散性を有する溶液である０～２０００ｍｇ／ｌの範囲に濃度を７水準変化させたヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液に浸漬し、析出物を分離した。次に直孔からなり、電子顕微鏡観察から求めた空隙率が４７％で、フィルタ孔径が１００ｎｍのフィルタを用い、１００ｎｍ以上の析出物とそれ以下の析出物に分離し、１００ｎｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣをそれぞれ求めた。１００ｎｍ未満の析出物については、１００ｎｍ以上の析出物を分離した液にて求めた各Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）から固溶Ｘ量を差し引く補正を行って求めた。固溶Ｘ量＋析出物に含有されるＸ量＝鋼中Ｘ量とした。
１μｍ以上のＴｉＣ、ＮｂＣおよびＭｏＣについては以下のように求めた。特許文献５に示すような２段レプリカ法にてＮｂ炭化物、Ｔｉ炭化物およびＭｏ炭化物のみ抽出したものから、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、１６万倍の倍率で３０視野撮影し、サイズを測定した。観察した３０個について長径と短径を測定し、円相当直径に換算し、１μｍ以上のＸＣに含まれるＸの割合を求めた。
［参考文献１］城代哲史、石田智治、猪瀬国生、藤本京子，鉄と鋼，ｖｏｌ．９９ （２０１３） Ｎｏ．５，ｐ．３６２－３６５
［特許文献４］特開２０１０－１２７７８９号公報
［特許文献５］特開２０１８－１９４５３９号公報
（３）鋼板の引張強度と伸び
焼鈍後の鋼板（原板）から、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向）に切り出したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、１０ｍｍ／分で引張試験を行い、公称応力公称歪曲線を求め、最大応力を引張強度とした。また、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、伸び（Ｅｌ）とした。
（４）浸炭油焼入れ後の鋼板硬さ（浸炭焼入れ性）
焼鈍後の鋼板について、９３０℃で鋼の均熱、浸炭処理、拡散処理といった浸炭焼入れ処理を合計時間４時間で行い、８５０℃で３０分保持した後、油冷した（油冷の温度：７０℃）。鋼板表面からの深さ０．１ｍｍの位置と深さ１．２ｍｍの位置まで０．１ｍｍ間隔にて硬さを荷重１ｋｇｆの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの硬さ（ＨＶ）と表層から１．０ｍｍの硬さ（ＨＶ）を求めた。焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ性の合格基準を表４に示す。浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの深さにおける硬さ（ＨＶ）が７００ＨＶ以上で、かつ表層から１．０ｍｍ内部に入ったところにおける硬さのそれぞれが、表４の基準を満足した場合、合格（記号：○で示す）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。
焼鈍後の鋼板について、９３０℃で鋼の均熱、浸炭処理、拡散処理といった浸炭焼入れ処理を合計時間４時間で行い、８５０℃で３０分保持した後、油冷した（油冷の温度：７０℃）。鋼板表面からの深さ０．１ｍｍの位置と深さ１．２ｍｍの位置まで０．１ｍｍ間隔にて硬さを荷重１ｋｇｆの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの硬さ（ＨＶ）と表層から１．０ｍｍの硬さ（ＨＶ）を求めた。焼入れ性が十分であると評価できる、Ｃ含有量に応じた焼入れ性の合格基準を表４に示す。浸炭焼入れ時の表層０．１ｍｍの深さにおける硬さ（ＨＶ）が７００ＨＶ以上で、かつ表層から１．０ｍｍ内部に入ったところにおける硬さのそれぞれが、表４の基準を満足した場合、合格（記号：○で示す）と判定し、焼入れ性に優れると評価した。
（５）浸炭後の耐摩耗特性
焼鈍材から３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、浸炭処理、焼入れ処理を行なって、浸炭材の耐摩耗性を評価した。上記（４）で示す条件で浸炭処理、焼入れ処理を行って、ボールオンディスク試験機を用いて摩耗試験を行った。摩耗試験は超鋼のボール（球径６ｍｍ）を試験片の表面と接触させた状態で、１Ｎの荷重を負荷し、半径８ｍｍの同心円状を回転速度２０ｃｍ／ｓで回転させて、３００００回回転した後の摩耗痕断面積を求めた。３００００回回転後摩耗痕断面積が３００μｍ２以下であるものについては、合格（記号：〇で示す）と判定し、耐摩耗性に優れると判定した。
焼鈍材から３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、浸炭処理、焼入れ処理を行なって、浸炭材の耐摩耗性を評価した。上記（４）で示す条件で浸炭処理、焼入れ処理を行って、ボールオンディスク試験機を用いて摩耗試験を行った。摩耗試験は超鋼のボール（球径６ｍｍ）を試験片の表面と接触させた状態で、１Ｎの荷重を負荷し、半径８ｍｍの同心円状を回転速度２０ｃｍ／ｓで回転させて、３００００回回転した後の摩耗痕断面積を求めた。３００００回回転後摩耗痕断面積が３００μｍ２以下であるものについては、合格（記号：〇で示す）と判定し、耐摩耗性に優れると判定した。
（４）の結果において〇の判定が得られたもの、および、（５）の結果において〇の判定が得られたものついて、総合評価を〇とし、いずれかの値が満足しない場合、不合格（記号：×で示す）と判定した。
表２、３に結果を示す。
表２、３の結果から、本発明例はいずれも冷間加工性および熱処理後の耐摩耗性に優れる。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上１．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下を含有し、
さらにＴｉ：０．０６％超０．２％以下、Ｍｏ：０．１０％超０．４％以下、Ｎｂ：０．１０％超０．２％以下のうちから選んだ１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ミクロ組織は、
フェライトおよびセメンタイトを有し、
前記セメンタイトは、全セメンタイト数に対する円相当直径０．１μｍ以下のセメンタイト数の割合が２０％以下、平均セメンタイト径が０．１５μｍ以上、全ミクロ組織に対する前記セメンタイトの占める割合が面積率で１．０％以上５．５％未満であり、
鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、鋼中Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）量に対する１μｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸの質量割合が５％以下であり、
引張強さが５００ＭＰａ以下、全伸びが３０％以上である熱延鋼板。 - 鋼板表面から１００μｍまでの範囲における、ＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量に対する、１００ｎｍ以上のＸＣ（Ｘ＝Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ）に含まれるＸ量の質量割合が６５％以上である請求項１に記載の熱延鋼板。
- ＳｂおよびＳｎから選んだ１種または２種を合計で０．００２％以上０．１％以下含有する請求項１または２に記載の熱延鋼板。
- 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を、それぞれ０．０００５％以上０．１％以下含有する請求項１～３のいずれかに記載の熱延鋼板。
- 前記フェライトの平均粒径が４～２５μｍである請求項１～４のいずれかに記載の熱延鋼板。
- 請求項１～５のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で０．５ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。 - 前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１～５のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１２５０℃以下の温度域で１．５ｈ以上保持した後７０ｓ以内で粗圧延を開始し、９００～１０７０℃の温度域、５パス以上、合計圧下率５０％以上、パス間時間１ｓ以上１５ｓ以下となる条件で粗圧延を実施し、仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、
その後、平均冷却速度：２０～１００℃／ｓｅｃで７００～７５０℃まで冷却し、
巻取温度：５８０℃超７００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とした後、
該熱延鋼板を、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下で０．５ｈ以上保持し、次いで平均冷却速度：１～２０℃／ｈでＡｒ１変態点未満に冷却し、Ａｒ１変態点未満で２０ｈ以上保持する焼鈍を施す熱延鋼板の製造方法。 - 前記粗圧延において、１パス目が１０００～１０７０℃の温度域で圧下率３０％以下となるように粗圧延を実施する請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法。
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