JP5440431B2 - 塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電着塗装後の耐食性と打抜き部疲労特性に優れた引張強度７２０ＭＰａ以上の黒皮（スケール層）熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、電着塗装を施す自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシーなどの他、建材や産業機械などの素材として好適な、塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。

通常、熱延鋼板はコイルとして巻き取った後の状態において、表面に鉄酸化物を主体とする１０μｍ前後のスケール層を有する。このような熱延鋼板を自動車やトラック等の部材に用いる場合、耐食性を向上させるため、スケール層付きままの鋼板の表面に電着焼付塗装が施される。

一般的に、スケール層付きの鋼板に電着塗装処理を行った場合、その塗装後の耐食性は、「（１）スケールと地鉄との密着性」と、「（２）電着塗装の前処理として行う化成処理皮膜と電着塗装皮膜間の密着性」に大きく左右されると考えられる。スケールの密着性を改善する技術としては、例えば、スケール層の構造をマグネタイト（Ｆｅ_３Ｏ_４）主体にする方法（例えば、特許文献１〜３を参照）、薄スケール化する方法（例えば、特許文献２〜６を参照）、表面に帯状の酸化物を生成させる方法（例えば、特許文献７を参照）が開示されている。

しかしながら、上記した従来の技術においては、スケールと地鉄の密着性は改善するものの、電着塗装の前処理である化成処理をスケール付き鋼板に行った場合、良好な化成処理皮膜が形成されないため、その後に設けられる電着塗装皮膜との密着性が低下し、塗装後の耐食性が劣化するという問題があった。また、薄スケール化を図るために、高圧水デスケーリング装置（例えば、特許文献８、９を参照）等により、仕上げ圧延前のデスケーリングを行うと、化成処理性が十分に得られず、その結果、電着塗装皮膜の密着性が低下し、塗装耐食性が劣化するという問題点があった。

一方、自動車やトラックのフレームやシャシー等に用いられる鋼板には、塗装後の耐食性に加えて、打抜き部の疲労特性が併せて求められる。これは、シャーあるいは打ち抜きパンチによって打ち抜いた端面の粗さは、鋼板表面に比べて大きい場合が多く、打ち抜き端面が疲労亀裂の優先発生位置になるためである。

上記課題を解決する方法として、例えば、特許文献１０、１１には、打ち抜き端面の損傷を防止した高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、これらの方法による打ち抜き端面粗さの改善は、疲労特性を改善するには十分でなく、また、塗装耐食性も得られない場合があった。
また、特許文献１２、１３には、切り欠き疲労強度に優れる鋼板が開示されている。これらの鋼板は、フェライトとベイナイトを主組織とするものであるが、打ち抜き端面の粗さを改善するには十分ではなく、また、塗装耐食性も不良となる場合があるという問題があった。

また、特許文献１４〜１６には、母材の金属組織を、マルテンサイトを含む複相組織とすることにより、疲労強度に優れる熱延鋼板を製造する方法が開示されている。しかしながら、これらの方法では、塗装耐食性が劣悪となるか、熱延条件によっては塗装耐食性が確保できないという問題点があった。

特開平０９−２７１８０６号公報 特開２０００−８７１８５号公報 特開２００２−１４３９０５号公報 特開平０７−２５２５９３号公報 特開平０９−２７２９１８号公報 特開平１１−２７７１０５号公報 特開２００３−３０６７４５号公報 特開平０９−１３７２４９号公報 特開２０００−０１５３２３号公報 特開２００５−２９８９２４号公報 特開２００８−２６６７２６号公報 特開平０５−１７９３４６号公報 特開２００２−３１７２４６号公報 特開平１０−２８００９６号公報 特開２００７−３２１２０１号公報 特開２００７−９３２２号公報

上述のような理由により、黒皮（スケール層）上への電着塗装を行った際の塗装後耐食性を確保し、且つ、打抜き部の疲労特性に優れる高強度熱延鋼板の開発が望まれていた。

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、黒皮（スケール層）を有する、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に電着焼付塗装を施した場合であっても、良好な耐食性並びに打抜き部の疲労特性を得ることが可能な、塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた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。

本発明者等は、まず、部材の大幅な軽量化が期待できる最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の熱延鋼板に対象を絞り、打抜き端面の粗さを小さくするための方法について検討を行った。その結果、フェライトを主相とする金属組織をベースとして、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃに代表される合金炭化物の析出強化を活用しながら高強度化を図る一方で、マルテンサイトと残留オーステナイトを適正量分散させる組織形態とすることにより、打抜き破断面の粗さが大幅に軽減し、打抜き部からの疲労亀裂発生が顕著に抑制されることを見出した。

次いで、本発明者等は、従来の技術において課題となって、黒皮スケール上に電着塗装を行った際の塗装耐食性の影響因子を明らかにするため、まず、鋼板の電着塗装前処理として行う化成処理性に及ぼすスケール構造の影響について詳細に調査した。その結果、化成処理によって鋼板表面に形成された皮膜は、スケール中のマグネタイト（Ｆｅ_３Ｏ_４）分率が高いほど、また、マグネタイトの粒径が微細であるほど、良好な形態を示すことを知見した。また、良好な形態の化成処理皮膜が形成されたものは、電着塗装後の耐食性が良好であることを見出した。

さらに、本発明者等は、スケール層内のマグネタイト粒を微細化する条件について検討を行った。その結果、従来から通常行われているように、デスケーリングを完全に施した状態で仕上げ熱延を行うと、マグネタイト結晶粒は微細化しないことを知見した。その一方、所定範囲内の厚さのスケールが存在する状態で仕上げ圧延を開始し、さらに、所定の温度範囲内でスケールに適正量の歪を付加した場合には、鋼板冷却後に形成されるマグネタイトの結晶が微細化することを見出した。なお、微細化する原因は定かではないが、主にウスタイトからなるスケール中（高温の仕上げ圧延時に形成されるスケールはウスタイトが主相）に、歪付加により導入される微細な欠陥が、冷却中に形成されるマグネタイトの変態核として働いている可能性があるものと考えられる。一方で、本発明者等が鋭意実験を繰り返したところ、仕上げ圧延開始時のスケール厚さが３０μｍを超えると、スケールの破砕が起こり、マグネタイト分率が減少することで塗装耐食性が劣化することが明らかとなった。

そこで、本発明者等は、仕上げ圧延時のスケール厚さが、ある程度厚い場合でも、スケールの破砕を抑制する方法について、さらに検討を行った。その結果、地鉄表層近傍に網目状の内部酸化層を形成させることによって地鉄とスケールの密着性が向上し、仕上げ圧延開始時のスケール厚さが５０μｍ程度であっても、塗装耐食性が良好な熱延鋼板が得られることを見出した。

次いで、本発明者等は、マグネタイト分率に及ぼす製造条件の影響について調査した。その結果、仕上げ圧延開始時のスケール厚さの他に、仕上げ圧延温度、巻取温度が影響因子であることが判明した。即ち、打ち抜き端面の粗さを小さくする観点からは、上述したようにマルテンサイトや残留オーステナイトを分散させることが必要になるが、熱延鋼板の製造において、マルテンサイトや残留オーステナイト分率を増加させる低温巻取り法では、塗装耐食性との両立を図ることが難しいことが判明した。

本発明者等は、上記各実験の結果を基に鋭意検討を行った。そして、スケール層中のマグネタイトの分率と粒径を適正範囲とし、同時に低温の巻取りを行うこと無くマルテンサイトや残留γを適正量で含有させ、さらに、フェライトが主相の金属組織とすることにより、スケール層付きの熱延鋼板においても良好な電着塗装後の塗装耐食性を確保でき、さらに、良好な打抜き部の疲労特性も得られることを明らかにし、本発明を完成させた。
即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］ 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．０９％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌの合計量：０．８％以上、Ｔｉ＋Ｎｂの合計量：０．０４〜０．１２％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分を有し、ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であり、鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトを体積率の合計で３〜２０％、フェライトを体積率で５０〜９０％含有し、残部がベイナイトからなり、さらに、スケール層内のマグネタイトの体積分率が７０％以上、かつ、前記マグネタイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［２］ 当該高強度熱延鋼板が打ち抜き加工された際の、打抜き破断面粗さの最大値Ｒｚが３０μｍ以下であることを特徴とする上記［１］に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［３］ 前記スケール層下の母材表層部において、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物を有し、これら酸化物を含有する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ以上かつ５μｍ以下であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［４］ 鋼組織が、残留オーステナイトを２〜８％含むことを特徴とする上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。

［５］ さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％を含有することを特徴とする上記［１］〜［４］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［６］ さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０％含有することを特徴とする上記［１］〜［５］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［７］ さらに、質量％で、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有することを特徴とする上記［１］〜［６］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
［８］ さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１％含有することを特徴とする上記［１］〜［７］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。

［９］ 上記［１］〜［８］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上記［１］〜［８］の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を加熱し、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚が３〜５０μｍとなるようにデスケーリングを行った後、９８０〜８３０℃間の累積圧下率が７０％以上となり、かつ、最終仕上げ圧延温度ＦＴが８３０℃以上となる仕上げ圧延を行い、次いで、最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上であり、かつ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下である冷却を行い、次いで、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却した後、４００〜５３０℃の範囲内で巻き取ることを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［１０］ 上記［１］〜［８］の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上記［１］〜［８］の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を加熱し、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚が３〜５０μｍとなるようにデスケーリングを行った後、９８０〜８３０℃間の累積圧下率が７０％以上となり、かつ、最終仕上げ圧延温度ＦＴが８３０℃以上となる仕上げ圧延を行い、次いで、最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上であり、かつ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下である冷却を行い、次いで、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却し、４００℃以下で巻き取った後、鋼帯を３００〜５３０℃で再加熱することを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明の塗装耐食性と打抜き部の疲労特性に優れた高強度熱延鋼板によれば、上記構成により、スケール層を有する熱延鋼板に電着焼付塗装を施した場合であっても、優れた塗装耐食性と打抜き部の疲労耐久性が得られる。これにより、従来の鋼板において、腐食による減肉量を見込んだ部品板厚が設定されていたのに対し、本発明の高強度熱延鋼板は、優れた塗装耐食性が得られることから部品の板厚を薄くすることが可能となり、自動車あるいはトラック等の軽量化が可能となる。また、従来の鋼板においては、高強度化を施した場合でも打抜き部の疲労強度がほとんど改善されなかったのに対し、本発明の高強度熱延鋼板は、優れた打抜き部の疲労特性を具備することから、部材の軽量化に極めて好適である。
また、本発明の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法によれば、上記手順並びに条件を採用することにより、電着塗装後の耐食性と打抜き部の疲労耐久性に優れた高強度熱延鋼板を製造することが可能となる。

以下、本発明の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板（以下、単に高強度熱延鋼板と略称することがある）およびその製造方法の一実施形態について詳細に説明する。なお、本実施形態は、本発明の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。

［高強度熱延鋼板］
本実施形態の塗装耐食性と打抜き部の疲労特性に優れた高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．０９％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌの合計量：０．８％以上、Ｔｉ＋Ｎｂの合計量：０．０４〜０．１２％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分を有し、ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であり、鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトを体積率の合計で３〜２０％、フェライトを体積率で５０〜９０％含有し、残部がベイナイトからなり、さらに、スケール層内のマグネタイトの体積分率が７０％以上、かつ、前記マグネタイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上とされ、概略構成されている。

『鋼成分』
本発明の高強度熱延鋼板においては、鋼成分を上記範囲に制御することがより好ましい。
以下、鋼成分を構成する各元素について詳述する。

「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１２％
本発明において、Ｃは、組織制御のために用いられる。しかしながら、Ｃ量が０．０５％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを合計で３％以上確保することが難しく、また、０．１２％を超えると、パーライト組織が出現して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明においては、Ｃの適正範囲を０．０５〜０．１２％の範囲に限定した。

「Ｓｉ：ケイ素」２．０％以下
本発明において、Ｓｉは、フェライト分率を増加させる元素であり、また、Ｓｉと後述のＡｌを合計量で０．８質量％以上含有させることで、５０％以上のフェライト分率を確保することが可能になる。しかしながら、Ｓｉ量が２．０％を超えると、塗装耐食性と疲労特性が劣化するため、その適正範囲を２．０％以下とした。また、Ｓｉ量の下限は特に限定しないが、Ｓｉは地鉄表層近傍の網目状の酸化物形成を促進し、塗装耐食性を向上させる元素であるので、０．５％以上で含有させることが望ましい。

「Ａｌ：アルミニウム」２．０％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト分率を増加させる元素であり、また、ＳｉとＡｌを合計量で０．８質量％以上含有させることで、５０％以上のフェライト分率を確保することが可能になる。しかしながら、Ａｌ量が２．０％を超えると疲労特性が劣化するので、その適正範囲を２．０％以下とした。また、Ａｌ量の下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。

「Ｍｎ：マンガン」１．２〜２．５％
Ｍｎは、組織制御と強度調整のために用いられる。しかしながら、Ｍｎ量が１．２％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを合計で３％以上確保することが困難になり、打抜き部疲労特性が低下する。一方、Ｍｎ量が２．５％を超えると、フェライトを５０％以上確保することが困難になり、疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を１．２〜２．５％に限定した。

「Ｐ：リン」０．１％以下
Ｐは、鋼の強度確保のために用いられる。しかしながら、０．１％を超えて含有すると塗装耐食性が低下するので、その適正範囲を０．１％以下とする。また、Ｐ量の下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。

「Ｓ：硫黄」０．０１％以下
Ｓは、母材の疲労特性に影響する元素である。しかしながら、０．０１％を超えてＳを含有すると、例え、スケール／地鉄界面粗さを平滑にしても、打抜き破断面の粗さが増大し、良好な打抜き部疲労特性が得られないため、その適正範囲を０．０１％以下とする。また、Ｓ量の下限は特に限定しないが、０．０００２％未満であると製造コストが増大するため、０．０００２％が実質的な下限である。

「Ｎ：窒素」０．００７％以下
Ｎの含有量が０．００７％を超えると、粗大なＴｉ−Ｎｂ系窒化物を形成し、ＴｉおよびＮｂの合金炭化物形成を抑制するため、最大引張強度：７２０ＭＰａ以上を得ることができない。このため、その上限を０．００７％に制限した。また、Ｎ量の下限は特に限定しないが、０．０００３％未満であると製造コストが増大するため、０．０００３％が実質的な下限である。

「Ｔｉ：チタン」０．０２〜０．０９％
Ｔｉは、鋼の析出強化のために用いる。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０２％未満であると、その効果がなく、また、０．０９％を超えると効果が飽和するとともに打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０２〜０．０９％に限定した。

「Ｎｂ：ニオブ」０．０１〜０．０６％
Ｎｂは、組織制御および鋼の析出強化のため用いられる。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０１％未満であるとその効果がなく、また、０．０６％を超えると打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０１〜０．０６％に限定した。

「Ｓｉ＋Ａｌの合計量」
ＳｉとＡｌは、ともにフェライト分率を増加させる元素であり、ＳｉとＡｌを合計量で０．８質量％以上含有させることで、５０％以上のフェライト分率を確保でき、良好な打抜き疲労特性を得ることができる。また、ＳｉおよびＡｌは、地鉄表層直下に網目状の内部酸化層を形成させる効果により、塗装耐食性を向上させる効果もある。これらＳｉ＋Ａｌの合計量の上限は特に限定しないが、ＳｉとＡｌの合計量が１．８％を超えると、地鉄表面に形成される網目状の内部酸化層の厚みが大きくなり、疲労特性が低下するため、１．８％以下であることが望ましい。

「Ｔｉ＋Ｎｂの合計量」
ＴｉとＮｂは、適正なサイズの合金炭化物を形成させることで、鋼を高強度化するために用いられる。しかしながら、ＴｉとＮｂの合計量が０．０４％未満であると、最大引張強度：７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になり、一方、０．１２％を超えると、打抜き部の粗さが増大して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、これらＴｉ＋Ｎｂの合計量の適正範囲を０．０４〜０．１２％に限定した。

本発明においては、鋼成分として、上記各必須元素に加え、さらに、以下に示すような元素を選択的に含有しても良い。

「Ｖ：バナジウム」０．０１〜０．１２％
Ｖは、鋼の強度調整のために用いてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．０１％未満であると、その効果がなく、また、０．１２％を超えると打ち抜き端面粗さが増大し、疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０１〜０．１２％に限定した。

「Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上」合計量で０．０２〜２．０％
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の組織制御のために用いてもよい。しかしながら、これらの元素の１種又は２種以上の合計含有量が０．０２％未満であると、添加に伴う上記効果が無く、また、２．０％を超えると塗装耐食性が低下する。このため、これら元素の合計量の適正範囲を０．０２〜２．０％に限定した。

「Ｂ：ボロン」０．０００３〜０．００５％
Ｂは鋼板の組織制御に用いてもよい。しかしながら、Ｂ量が０．０００３未満であると、その効果は発現せず、また、０．００５％を超えると、フェライトを５０％以上確保することが困難になり、疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０００３〜０．００５％に制限した。

「Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上」合計量で０．０００３〜０．０１％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼の脱酸のために用いてもよい。しかしながら、これらの元素の１種又は２種以上の合計量が０．０００３％未満であると、その効果は無く、また、０．０１％を超えると疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．０００３〜０．０１％に制限した。

なお、本実施形態における鋼成分は、その他の元素については特に限定はなく、強度調整のために各種元素を適宜含有しても良い。

『ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径』
ＴｉおよびＮｂを含む合金炭化物は、析出強化に寄与する析出物である。しかしながら、その平均粒子径が１０ｎｍを超えると、最大引張強度：７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になるため、その適正範囲を１０ｎｍ以下に制限した。なお、上記合金炭化物中には、Ｎを少量含んでいても析出強化への効果は何ら変わることは無いので、例えば、組成が（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）の析出物であっても構わない。

『マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の体積率』
マルテンサイトと残留オーステナイトは、打抜き部の局所変形領域において延性破壊を促進し、その結果として、析出強化鋼においても打ち抜き端面の粗さを平滑化させる効果があり、本発明において重要なパラメータである。しかしながら、その合計の体積率が３％未満であると、その効果が発現せず、また、２０％を超えると、打ち抜き端面粗さが再増加する傾向がある。このため、マルテンサイトと残留オーステナイトの適正範囲を３〜２０％に限定した。また、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の体積率は、５％以上であることがより好ましい。なお、マルテンサイトは、焼き戻しされたマルテンサイトであっても打ち抜き端面を平滑化する効果があるが、焼き戻しされたマルテンサイトのビッカース硬さＨｖが５００以下であると、その効果は小さくなる。

『フェライトの体積分率』
フェライトは、母材疲労特性の向上に寄与するとともに、打抜き端面の粗さ改善に寄与するマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの確保のために、適正分率で含まれる必要がある。フェライトの体積分率が５０％未満であると、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトを適正量にすることが困難になり、打抜き部疲労特性が低下する。一方、フェライト分率が９０％を超えると、最大引張強度：７２０ＭＰａを確保することが困難になる。このため、フェライトの体積分率の適正範囲を５０〜９０％に限定した。

『残留オーステナイトの体積分率』
マルテンサイトと残留オーステナイトを比較した場合、ボイド発生サイトとしての効果は残留オーステナイトの方が若干大きいことから、残留オーステナイトは一定量含有した方が好ましい。しかしながら、残留オーステナイトの体積分率が２％未満であると、その効果が明確ではなく、また、８％を超えると母材疲労特性の低下を引き起こすので、その適正範囲を２〜８％の範囲に限定した。

なお、本発明の高強度熱延鋼板において、金属組織の残部はベイナイトであり、または、ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの１種または２種であっても良い。なお、パーライトは、打抜き破断面の粗さを増大させ、打ち抜き疲労特性を劣化させるため、その体積分率は１％未満にするべきである。

『スケール層中のマグネタイトの体積分率』
本発明の高強度熱延鋼板において、スケール層中のマグネタイトの体積分率は、塗装後耐食性を確保する上で極めて重要な因子である。スケール層中のマグネタイト分率が７０％未満であると、良好な化成処理皮膜が形成されにくくなり、その結果、化成皮膜上に行う電着塗装との密着性が低下して耐食性が劣化する。このため、本発明においては、スケール層中のマグネタイトの体積分率を７０％以上に規定した。また、本発明においては、耐食性をさらに向上させる観点から、スケール層中のマグネタイトの体積分率を８５％以上とすることがより好適である。

『マグネタイトの平均結晶粒径』
本発明の高強度熱延鋼板において、マグネタイトの平均結晶粒径は、塗装後耐食性を確保する上で極めて重要な因子である。マグネタイトの結晶粒径が３μｍを超えると、良好な下地化成皮膜が形成されにくくなり、電着塗装後の耐食性が劣化するので、その適正範囲を３μｍ以下とした。また、本発明におけるマグネタイトの平均結晶粒径は、２μｍ以下がより好適な範囲である。

なお、本発明において説明するマグネタイトとは、Ｆｅ_３Ｏ_４の化学式からなるスピネル型の結晶構造を有する酸化物である。また、結晶構造において、Ｆｅの原子位置にＭｎ、Ａｌ、Ｔｉ等の原子が一部置換した場合でも塗装耐食性に及ぼす効果は変わらないが、他原子による置換率が３０％を超えるとスケールの割れを引き起こす場合があることから、Ｆｅ位置の他原子による置換率はこれを上限とする。

『鋼板の最大引張強度』
本発明においては、鋼板の最大引張強度が７２０ＭＰａ未満であると、部材の軽量化効果が小さくなることから、その範囲を７２０ＭＰａ以上とした。

『打抜き破断面粗さの最大値』
打抜き破断面粗さの最大値は、打抜き部疲労特性と相関する指標の一つである。打抜き破断面粗さの最大値Ｒｚが３０μｍを超えると、打ち抜き端面からの疲労亀裂発生が促進されて疲労強度が低下するため、その適正範囲を３０μｍ以下とした。また、本発明における打抜き破断面粗さの最大値Ｒｚは、１５μｍ以下がより好ましい範囲である。

『母材表層部の網目状の酸化物』
本発明においては、スケール層下の母材表層部において、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物を有し、また、これら酸化物を含有する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ以上かつ５μｍ以下であることがより好ましい。
スケール層下の地鉄表層領域に網目状の酸化物を存在させることにより、スケール層と地鉄間の密着性を向上させることができ、これにより、仕上げ圧延直前のスケール厚が厚い状態で仕上げ圧延を行っても、スケールの剥離や破壊が起こりにくくなる。一般的に、仕上げ圧延開始時のスケール厚さは、鋼帯内の長手・幅の場所に応じてばらつきが生じるが、網目状の酸化物を存在させることにより、鋼帯内のスケール密着性ばらつき、即ち、塗装耐食性ばらつきを小さくすることができる。しかしながら、酸化物が存在する地鉄表面からの深さが０．５μｍ未満だと、その効果は小さく、５μｍを超えると母材の疲労特性が低下することから、０．５〜５μｍの範囲内であることが望ましい。

［高強度熱延鋼板の製造方法］
次に、上記構成を備えた本発明の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、上記成分組成からなる鋼片を加熱し、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚が３〜５０μｍとなるようにデスケーリングを行った後、９８０〜８３０℃間の累積圧下率が７０％以上となり、かつ、最終仕上げ圧延温度ＦＴが８３０℃以上となる仕上げ圧延を行い、次いで、最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上であり、かつ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下である冷却を行い、次いで、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却した後、４００〜５３０℃の範囲内で巻き取る方法である。
また、本発明においては、上記構成を備えた高強度熱延鋼板を製造するにあたり、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却する工程までを上記同様の手順及び条件で行った後、４００℃以下で巻き取り、その後、鋼帯を３００〜５３０℃で再加熱する方法とすることができる。
以下、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法で規定する各手順並びに条件について説明する。

まず、上記成分からなるスラブを加熱し、その後、粗圧延、仕上げ圧延を順次行う。この際、スラブ加熱条件、並びに、粗圧延の条件は特に限定されるものではなく、従来から用いられている各条件を採用することができる。

また、本発明において、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚は、熱延後の塗装耐食性と疲労特性に影響する重要な因子である。ここで、従来の製造方法では、通常、仕上げ圧延前にデスケーリングを完全に行うことが一般的である。しかしながら、デスケーリングを完全に行い、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚さが３μｍ未満になると、熱延後において微細なマグネタイト結晶が得られないために良好な化成処理皮膜が得られず、その結果、電着塗装後の耐食性が劣化する。一方、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚さが５０μｍを超えると、仕上げ圧延後のスケール／地鉄界面の凹凸が大きくなって疲労特性が劣化するとともに、マグネタイト分率の低下およびスケールと地鉄の密着性低下を通して、塗装耐食性の劣化も引き起こす。このため、本発明の製造方法においては、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚の適正範囲を３〜５０μｍに限定した。また、仕上げ圧延開始時の平均スケール厚は、鋼帯内の塗装耐食性ばらつきを低減する観点から、３０μｍがより好ましい上限である。

なお、仕上げ圧延前に行うデスケーリングの方法は特に限定するものではない。但し、デスケーリングの処理の程度は、鋼成分やデスケーリング時の鋼板温度に応じて変化するので、これら鋼成分や鋼板温度に応じて吐出水の水圧・水量や噴射角度を変化させることにより、デスケーリング後のスケール厚さを調整する。

また、仕上げ圧延において、圧延時の温度と歪付加量は、冷却後のマグネタイトの結晶粒径に影響を及ぼす重要な因子である。鋼板温度が９８０℃を超える温度での仕上げ圧延は、マグネタイトの微細化には影響を及ぼさないため、少なくとも９８０℃以下の温度で圧延を行うことが重要である。一方、８３０℃未満の温度で仕上げ圧延を行うと、マグネタイトの体積分率が低下し塗装耐食性が低下する。このため、本発明の製造方法においては、圧下率を上記範囲に規定する鋼板温度の範囲を、８３０〜９８０℃に限定した。

また、仕上げ圧延において、上記適正温度範囲内での累積圧下率が７０％未満であると、スケール層に歪が十分に蓄積しないため、マグネタイトが微細化せず、塗装耐食性が不良となる。このため、本発明では、９８０〜８３０℃間における累積圧下率の適正範囲を７０％以上に制限した。
なお、本発明で説明する累積圧下率とは、上記温度範囲内で行った圧延に関して、初期板厚をｔ０、圧延後の板厚をｔｆとした場合に、次式｛（ｔ０−ｔｆ）／ｔ０×１００｝によって求められる量である。

また、仕上げ圧延終了温度が８３０℃未満であると、引張最大強度：７２０ＭＰａ以上の確保が困難になるとともに、スケール中のマグネタイト分率が減少する結果、塗装耐食性が低下する。このため、本発明では、仕上げ圧延終了温度の適正範囲を８３０℃以上に制限した。

最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の冷却速度は、鋼のミクロ組織と強度に影響を及ぼす重要因子である。この温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、粗大な合金炭化物が形成するため、最大引張強度：７２０ＭＰａ以上の確保が困難になる。このため、本発明では、ＦＴ〜Ａｒ_３温度間における平均冷却速度の適正範囲を２５℃／ｓ以上とした。なお、Ａｒ_３温度は下記（１）式によって計算する。
Ａｒ_３（℃） ＝ ９１０−３１０×Ｃ＋３３（Ｓｉ＋Ａｌ）−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ ・・・・・（１）
但し、上記（１）式において、各元素記号は、各元素の添加量（質量％）を示す。

また、（Ａｒ_３−５０）〜６８０℃間の冷却速度は、鋼中のフェライト分率を確保するための重要な製造パラメータである。この温度間の平均冷却速度が１２℃／ｓを超えると、５０％以上のフェライトを確保することが困難になるため、その適正範囲を１２℃／ｓ以下とした。

また、６８０〜５５０℃間の冷却速度は、マルテンサイトと残留オーステナイトを適正量含有させるための重要な製造パラメータである。この温度範囲の平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、パーライトが形成され、打抜き破断面の粗さが増大する結果、打抜き部疲労特性が低下する。このため、本発明では、その適正範囲を２０℃／ｓ以上とした。

次に、本発明の製造方法において、鋼帯を巻き取る際の温度は、スケール層中のマグネタイトの体積分率とマグネタイト粒径に影響するため、本発明において重要な製造パラメータである。鋼帯の巻き取り温度が４００℃未満の場合、マグネタイトへの変態が十分に起こらないために良好な塗装耐食性が得られない。一方、鋼帯の巻き取り温度が５３０℃を超えると、適正量のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られない結果、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明では、鋼帯の巻き取り温度の適正範囲を４００〜５３０℃の範囲内に制限した。

また、本発明において、上記条件で冷却する工程までを行った後に巻き取り、その後、鋼帯再加熱する方法を採用した場合には、その巻き取り温度は４００℃以下でも構わない。上述のように４００℃以下で鋼帯を巻き取った場合、マグネタイト分率が適正範囲外となるが、再加熱を行うことにより、ウスタイトからマグネタイトの変態を促進することができるためである。この場合、巻き取った鋼帯の再加熱温度が３００℃未満であると、マグネタイト分率が適正範囲内にならないために塗装耐食性が得られず、一方、５３０℃を超えると、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計量が適正範囲にならず、打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明では、再加熱温度の適正範囲を３００〜５３０℃に限定した。なお、本発明では、マグネタイト分率をより高める観点から、巻き取った鋼帯の再加熱は１ｈｒ以上で行うことが望ましい。

なお、マグネタイトの体積分率は、熱延鋼板表面をＸ線回折法で測定するか、あるいは、鋼板断面をＥＢＳＤ法（電子線後方散乱電子回折法）によって測定してもよい。また、マグネタイトの平均結晶粒径は、鋼板断面において、ＥＢＳＤ法によって１００個以上の結晶粒を測定し、その公称粒径として求めることができる。

また、ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭化物の粒子径は、電解研磨あるいはイオン研磨により薄膜化したサンプルについて、鋼中の析出物をＴＥＭで観察し、１００個以上の合金炭化物の円相当粒子径として算出する。
また、打抜き破断面の粗さは、クリアランス：１０％にてシャーまたはパンチにて打ち抜き、その破断面内の最大粗さＲｚをＪＩＳ ０６０１Ｂの規定に従って評価するものとする。

また、本発明の高強度熱延鋼板において、打抜き部の疲労特性は、簡易的に以下の方法で評価することができる。即ち、ピアス穴を中心部に有する曲げ試験片を作製し、平面曲げ疲労試験により、疲労耐久限あるいは疲労耐久限度比（＝疲労限／ＴＳ）を評価する。ここで、φ１０ｍｍの新品パンチを用いて、クリアランス１０％の条件でピアス穴を打ち抜き、試験片幅３０ｍｍの試験片を用いて曲げ疲労試験を行った場合、本発明の高強度熱延鋼板においては、疲労耐久限度比：０．３６以上を確保することができる。また、本発明においては、疲労耐久限度比：０．３９以上がより好ましい範囲である。

以上説明したような本発明に係る塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板によれば、上記構成により、スケール層を有する熱延鋼板に電着焼付塗装を施した場合であっても、優れた塗装耐食性と打抜き部の疲労耐久性が得られる。これにより、従来の鋼板において、腐食による減肉量を見込んだ部品板厚が設定されていたのに対し、本発明の高強度熱延鋼板は、優れた塗装耐食性が得られることから部品の板厚を薄くすることが可能となり、自動車あるいはトラック等の軽量化が可能となる。また、従来の鋼板においては、高強度化を施した場合でも打抜き部の疲労強度がほとんど改善されなかったのに対し、本発明の高強度熱延鋼板は、優れた打抜き部の疲労特性を具備することから、部材の軽量化に極めて好適である。
また、本発明の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法によれば、上記手順並びに条件を採用することにより、電着塗装後の耐食性と打抜き部の疲労耐久性に優れた高強度熱延鋼板を製造することが可能となる。

以下、本発明に係る塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

本実施例においては、まず、下記表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｑの鋼を鋳造した後、このスラブを１０５０〜１３００℃の範囲内で再加熱し、粗圧延を行った。
次いで、デスケーリング装置を用いて、スケールの残存厚さを変化させた上で、下記表２に示す条件で仕上げ圧延を行なった。その後、所定の温度で巻き取り処理を行うか、あるいは、巻き取り処理の後、鋼帯に対して１Ｈｒの再加熱を施した。

そして、上記手順で得られた本発明例の高強度熱延鋼板及び比較例の熱延鋼板について、以下に説明するような評価試験を行った。
まず、スケール層中のマグネタイトの体積分率については、Ｘ線回折法により定量し、スケール層中に存在するマグネタイトの結晶粒径はＥＢＳＤ法にてマグネタイト相の分離を行ったうえで、その粒径を測定した。

また、打抜き部の疲労特性は、ピアス穴を中心部に有する曲げ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７５に記載の方法に従って、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、１０００万回疲労限で評価した後、次式｛疲労限／ＴＳ（引張強度）｝から疲労限度比を算出した。ここで、ピアス穴を設ける打抜き加工は、φ１０ｍｍの新品パンチを用いて、クリアランス１０％の条件で行った。

また、打抜き破断面の粗さは、クリアランス：１０％にてシャーまたはパンチにて試験片に打ち抜き加工を施し、その破断面内の最大粗さＲｚをＪＩＳ ０６０１Ｂに記載の方法に従って評価した。
また、鋼板の引張特性は、各々の鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、引張方向が圧延方向垂直方向（Ｃ方向）になるような条件で行った。

また、塗装耐食性については、まず、スケール層付き鋼板を脱脂し、次いで、前処理としてリン酸亜鉛処理（化成処理）を行った後、カチオン電着塗装を２５μｍの厚さで行った。そして、電着塗装表面に線状の疵を付与した後、ＪＩＳ Ｚ２３７１に記載の方法に従って２００ｈの塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）を行い、この試験後に、テープ剥離試験を行った際の塗膜剥離幅を測定した。そして、塗膜剥離幅が２ｍｍ以下のものを「○（耐食性ＯＫ）」、２ｍｍを超えるものを「×（耐食性ＮＧ）」として二段階評価した。

下記表１に鋼成分の一覧を示すとともに、下記表２及び表３に、作製した熱延鋼板に存在するスケール層の解析結果、打抜き部の疲労特性、打抜き破断面の最大粗さ（Ｒｚ）、引張強さ（ＴＳ）、塗装耐食性の評価結果の一覧を示す。なお、下記表２及び表３中において、各見出しは以下の項目を示す。
ｔ_scale ：仕上げ圧延開始時のスケール厚さ（ｍｍ）
Ｒｅｄ ：８３０〜９８０℃間の累積圧下率（％）
ＦＴ ：最終仕上げ圧延温度（℃）
ＣＲ１ ：ＦＴ〜Ａｒ_３間の平均冷却速度（℃／分）
ＣＲ２ ：（Ａｒ_３−５０）〜６８０℃間の平均冷却速度（℃／分）
ＣＲ３ ：６８０〜５５０℃間の平均冷却速度（℃／分）
ＣＴ ：巻き取り温度（℃）
ＲＴ ：コイル再加熱温度（℃）
ｄ_ＭＣ ：Ｔｉ、Ｎｂ系合金炭化物の平均粒子径（ｎｍ）
ｆＶ_Ｆ ：フェライトの体積分率（％）
ｆＶ_Ｍ ：マルテンサイトの体積分率（％）
ｆＶ_γ ：残留オーステナイトの体積分率（％）
ｆ_ｖｍａｇ ：スケール層中のマグネタイトの体積分率（％）
ｄｍａｇ ：マグネタイトの平均粒径（μｍ）
Ｒｚ ：打ち抜き破断面の最大粗さ（μｍ）
ｈｏｘ ：地鉄表面直下の内部酸化層深さ (μm)
疲労限度比 ：ピアス穴付き試験片での１０００万回の疲労限／ＴＳ

表２及び表３に示すように、本発明で規定する各条件で作製され、また、本発明で規定する範囲の鋼成分、Ｔｉ、Ｎｂを含有する合金化合物の平均粒子径、鋼組織、スケール層中のマグネタイトの体積分率並びにマグネタイトの平均結晶粒径に制御された本発明例の高強度熱延鋼板は、何れも、疲労限度比が０．４１以上であり、また、塗装耐食性の評価が「○」であった。これにより、本発明の高強度熱延鋼板が、塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れていることが明らかとなった。

これに対して、表２及び表３に示す比較例の熱延鋼板は、本発明における上記各規定の少なくとも何れかが範囲外となっていることから、塗装耐食性か打抜き部疲労特性の少なくとも何れかが劣る結果となった。

試験番号Ａ−２、Ｂ−２は、デスケーリングを十分に行い、初期スケール厚が小さい状態で仕上げ圧延を開始したものであり、マグネタイト結晶粒が大きく、塗装耐食性がＮＧの評価となった例である。
また、試験番号Ａ−３、Ｃ−２、Ｍ−１は、仕上げ圧延前のスケール厚が本発明の規定範囲に比べて過大であったため、マグネタイト分率が少なくなり塗装耐食性もＮＧの評価となった例である。
また、試験番号Ｆ−２、Ａ−１２は、巻き取り温度が適正範囲外であったことから、ウスタイトからマグネタイトへの変態が十分に起こらなかったため、耐食性がＮＧとなった例である。

また、試験番号Ａ−４、Ｄ−２は、仕上げ圧延前のスケール厚は適正だったものの、圧延中にスケールに歪が付与されなかったため、マグネタイト結晶粒が微細化せず、塗装耐食性がＮＧとなった例である。
また、試験番号Ａ−５は、最終仕上げ圧延温度が低かったため、最大引張強度が７２０ＭＰａ未満となった例である。
また、試験番号Ａ−６は、ＦＴ〜Ａｒ_３間の冷却速度が遅かったため、最大引張強度が７２０ＭＰａ未満となった例である。

また、試験番号Ａ−７、Ａ−８、Ａ−９、Ｅ−２、Ｉ−１、Ｌ−１、Ｏ−１、Ｓ−１は、それぞれ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の冷却速度、６８０℃〜５５０℃間の冷却速度、巻き取り温度、あるいは鋼成分の少なくとも何れかが適正でなかった比較例である。
このため、これら各比較例では、マルテンサイトと残留オーステナイトの体積分率が少なくなり、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の疲労特性が低下した例である。
また、試験番号Ａ−１１は、再加熱温度が高すぎたため、最大引張強度（ＴＳ）が適正範囲外となった例である。
また、試験番号Ｊ−１、Ｒ−１は、Ｔｉ量あるいはＮｂ量が多かったために打抜き破断面の粗さが増加し、打抜き部の疲労特性が低下した例である。
また、試験番号Ｋ−１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｗ−１は、鋼成分において、何れかの元素の含有量が適正範囲外であったことから、最大引張強度（ＴＳ）が、本発明で規定する適正範囲未満となった例である。

また、試験番号Ｎ−１は、鋼成分においてＡｌ量が適正範囲を超えているため、地鉄表面直下の内部酸化層深さ（母材表層部の酸化物を含有する領域の厚さ）が適正範囲を超え、打抜き部の疲労特性が低下した例である。
また、試験番号Ｐ−１は、鋼成分においてＰ量が適正範囲を超えているため、マグネタイト結晶粒が大きく、塗装耐食性がＮＧの評価となった例である。
また、試験番号Ｑ−１、Ｔ−１は、鋼成分において何れかの元素の含有量が適正範囲外であったことから、打抜き破断面の粗さが増加し、打抜き部の疲労特性が低下した例である。

以上説明した実施例の結果より、本発明の高強度熱延鋼板およびその製造方法が、黒皮（スケール層）を有する、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に電着焼付塗装を施した場合であっても、良好な耐食性並びに打抜き部の疲労特性が得られることが明らかである。

本発明によれば、例えば、自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシー等の素材として好適な、塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を提供することが可能となる。このように、自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシー等の部材に本発明を適用することにより、塗装後の耐食性や、打抜き加工を施した部材の疲労強度の向上、さらに、軽量化等のメリットを十分に享受することができ、産業上の効果は極めて高い。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．１２％、
   Ｓｉ：２．０％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、
   Ｍｎ：１．２〜２．５％、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｎ ：０．００７％以下、
   Ｔｉ：０．０２〜０．０９％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
   を含有し、かつ、
   Ｓｉ＋Ａｌの合計量：０．８％以上、
   Ｔｉ＋Ｎｂの合計量：０．０４〜０．１２％
   であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分を有し、
   ＴｉおよびＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であり、
   鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトを体積率の合計で３〜２０％、フェライトを体積率で５０〜９０％含有し、残部がベイナイトからなり、
   さらに、スケール層内のマグネタイトの体積分率が７０％以上、かつ、前記マグネタイトの平均結晶粒径が３μｍ以下であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上であることを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
2. 当該高強度熱延鋼板が打ち抜き加工された際の、打抜き破断面粗さの最大値Ｒｚが３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
3. 前記スケール層下の母材表層部において、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物を有し、これら酸化物を含有する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ以上かつ５μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
4. 鋼組織が、残留オーステナイトを２〜８％含むことを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
6. さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上を合計で０．０２〜２．０％含有することを特徴とする請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
7. さらに、質量％で、Ｂを０．０００３〜０．００５％含有することを特徴とする請求項１〜請求項６の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
8. さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上を合計で０．０００３〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜請求項７の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
9. 請求項１〜請求項８の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜請求項８の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を加熱し、
   仕上げ圧延開始時の平均スケール厚が３〜５０μｍとなるようにデスケーリングを行った後、９８０〜８３０℃間の累積圧下率が７０％以上となり、かつ、最終仕上げ圧延温度ＦＴが８３０℃以上となる仕上げ圧延を行い、
   次いで、最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上であり、かつ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下である冷却を行い、
   次いで、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却した後、４００〜５３０℃の範囲内で巻き取ることを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
10. 請求項１〜請求項８の何れか１項に記載の塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
    請求項１〜請求項８の何れか１項に記載の成分組成からなる鋼片を加熱し、
    仕上げ圧延開始時の平均スケール厚が３〜５０μｍとなるようにデスケーリングを行った後、９８０〜８３０℃間の累積圧下率が７０％以上となり、かつ、最終仕上げ圧延温度ＦＴが８３０℃以上となる仕上げ圧延を行い、
    次いで、最終仕上げ圧延温度ＦＴ〜Ａｒ_３温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上であり、かつ、（Ａｒ_３−５０）℃〜６８０℃間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下である冷却を行い、
    次いで、６８０〜５５０℃間を平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の速度で冷却し、４００℃以下で巻き取った後、鋼帯を３００〜５３０℃で再加熱することを特徴とする塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。