JP5527051B2

JP5527051B2 - バーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5527051B2
Application number: JP2010149936A
Authority: JP
Inventors: 龍雄横井; 雄介岩尾; 淳高橋; 純治土師; 治河野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-06-30
Filing date: 2010-06-30
Publication date: 2014-06-18
Anticipated expiration: 2030-06-30
Also published as: JP2012012658A

Description

本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関するもので、特に、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級であり、厳しい加工が要求される部品でも容易に成形できるだけでなく、プレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により４４０〜５４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合の設計強度に相当するプレス品強度を安価に得ることができるバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板及びその製造方法に関する。

近年、自動車の燃費向上等のために車体軽量化を目的とした鋼板薄肉化への要求は益々高まっており、薄肉化を前提に如何にして鋼板の強度、プレス成形性等の材料特性を維持するかが課題となっている。

このような課題を解決する鋼板薄肉化の手段として、高強度鋼板の適用が検討されている。しかし、引張強度で５４０ＭＰａ級の強度グレードを超えるような鋼板の高強度化は、一般的にプレス成形性（加工性）等の材料特性の劣化を招くため、金型、プレス機等の製造機械へ負担が大きく、特別な配慮が必要となることから、有効な解決手段とはいえなかった。

ここで、自動車を構成するプレス部品の設計強度は、鋼板の強度グレードを決定する指標となる鋼板の引張強度ではなく鋼板の降伏強度を基準にしている。このため、上記のような課題を解決する薄肉化を達成するためには、必ずしも引張強度を増大させて鋼板の強度グレードをランクアップする必要はなく、鋼板の引張強度はそのままとしつつ降伏強度を増大させる手段、即ち、（１）引張強度と降伏強度の比である降伏比が高い鋼板の適用もしくは、（２）プレス成形時には降伏強度が低く、プレスによるひずみの導入と後の焼き付け塗装処理にてプレス品の降伏強度を向上させる焼付け硬化型（ＢＨ：ＢａｋｅＨａｒｄｅｎｉｎｇ）鋼板の適用が考えられる。

これまで、（１）の降伏比の上昇は、一様伸びの劣化に繋がり、プレス成形性を劣化させるとされてきたが、これは、張り出し成形のような一様伸びに依存する成形方法についての見解であり、曲げ成形、絞り成形、伸びフランジ成形のような一様伸びに依存しない成形方法については当てはまらない。特に、熱延鋼板が適用される内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求められるプレス成形特性としては、伸びフランジ性（バーリング性）が重要であり、高降伏比鋼板を用いることを前提に金型やプレス工程を最適化すれば、一様伸びの劣化があったとしても問題とはならない。

このため、上記のような課題を解決する薄肉化の手段として、鋼板の高降伏比化は有効な解決手段であるといえる。特に、鋼板の高降伏比化は、鋼材単価を決定する指標となる鋼板の強度グレードの大きな上昇を伴わないうえ、薄肉化により鋼材使用量を削減できるため、自動車メーカーを始めとする需要家はコストアップなしに車体の軽量化を実現できることになる。

鋼板の高降伏比化を実現するためには、（ａ）結晶粒の細粒化、（ｂ）析出強化の適用の二つの手段がある。何れも金属材料の降伏現象に直接係わる転位運動の障害を導入するものである。ここでいう障害とは、前者では結晶粒界が該当し、後者では析出物が該当する。

現在、工業的に実現できる結晶粒の細粒化のための具体的手段としては、Ｎｂの添加が知られている（例えば、非特許文献１参照。）。Ｎｂの添加によって、熱間圧延中のオーステナイト粒の粒成長や再結晶が抑制され、更には、γ→α変態後のフェライト粒径も細粒化させることが可能となり、これによって、鋼板の降伏比を向上させることが可能となる。

一方、析出強化を適用した例として、熱間圧延後の熱延鋼板の鋼組織をフェライト単相の一様組織とし、更にそのフェライトをＴｉとＭｏの複合析出物で析出強化して、高バーリング性、高降伏強度かつ高強度を実現する技術が開示されている（例えば、特許文献１、２参照。）。

因みに、従来、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を得るためにはＴｉ等の析出強化元素が添加されることは一般的でなく、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系成分を用いて、固溶強化若しくは組織強化により、この範囲内での所望の引張強度を得る手段が通常採られていた。
一方、（２）の焼付け硬化型鋼板については、焼付け硬化性を向上させるためには固溶ＣやＮを増加させることが有効である。固溶Ｎの増加により焼付け硬化性を向上させ、結晶粒細粒化により増加した粒界面積の効果で常温における固溶Ｃ，Ｎの拡散を抑制することで焼付け硬化性と耐常温時効劣化を両立させる技術が開示されている（例えば、特許文献３、４参照）。

特開２００２−３２２５４０号公報特開２００２−３２２５４１号公報特開平１０−１８３３０１号公報特開平２０００−２９７３５０号公報

「鉄と鋼Ｖｏｌ．５７、Ｎｏ．１１」１９７１年発行、社団法人日本鉄鋼協会出版、ｐｐＳ６２４

しかしながら、（１）結晶粒の細粒化の課題に関しては、非特許文献１のようにＮｂの添加により高降伏比化を図る場合、その効果を得るためには、オーステナイトの未再結晶温度域での一定量以上の圧下率の圧延が必要となる。この温度域での熱間圧延は比較的低温であり、且つＮｂ添加により圧延荷重が増大し操業上好ましくない。

また、特許文献１、２のようにＴｉ等による析出強化によって高降伏比化を図る場合、析出強化による強化能を十分に発現させるために、巻き取り後のγ→α変態での相界面析出により析出物を微細分散させる必要があった。このために、この場合は、巻き取り時の熱延鋼板の温度をＴｉ等の析出温度域である６００℃前後としたうえで、この６００℃前後の温度域においても熱延鋼板のミクロ組織がオーステナイトとなるよう必然的にＭｏ、Ｍｎ等のオーステナイトフォーマー合金を多量に添加しなければならなかった。この結果、引張強度が５９０ＭＰａ以上となってしまい、本発明の目的とするところの強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の熱延鋼板を得ることができなかった。

更に、上述したような固溶強化は、その強化能が組織強化や析出強化の強化能と比較して小さいうえ、固溶強化元素であるＭｏ、Ｖ等が高価であることからコスト面からは好ましい手段とは言えなかった。

また、上述したような組織強化（焼入れ強化）を用いる場合は、低温で変態する相を活用するため、熱間圧延後の冷却速度を速め、より低温で巻き取ることが必須となる。しかしながら、低温変態相を得るためには、巻き取り温度の狙いを局所的な温度むらの生じやすい遷移沸騰領域である４００〜４５０℃に設定しなければならず、その的中率が悪いため材質バラツキや歩留の低下が生じることとなっていた。また、低温変態相の生成は、変態ひずみによる可動転位の導入により、むしろ降伏比を低下させてしまうので、本発明の目的とする強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を得つつ高降伏比を得ることが困難であった。
（２）析出強化の適用の課題に関しては、特許文献３、４のように、優れたバーリング加工性が必要となるにも拘らず、ミクロ組織がフェライト−パーライトのためバーリング加工性については不適である。また、本発明のようにＴｉ等を析出強化元素として有効活用すると、ＴｉとＣ、Ｎの添加範囲によっては焼付け硬化型に有効なこれら固溶ＣやＮをスキャベンジングしてしまうため、焼付け硬化型鋼板にはＴｉ等の析出元素の添加量を厳密に制御する必要性があった。

そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とすることは、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を得つつ、プレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により４４０〜５４０ＭＰａ級鋼板を適用した場合と同等の設計強度に相当するプレス品強度を安価に得ることができるバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明は、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を有する鋼板の製造プロセスを念頭において、上記課題を解決するためになされたものである。本発明は、Ｔｉの析出強化を有効活用することにより、これまで得られなかった高降伏比が得られ、かつ、焼付け硬化により強度グレードで半〜１グレード上の鋼板を適用した場合と同等の設計強度が期待でき、また、優れたバーリング性により厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形できる、バーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板を提供することを第１の目的としている。

さらに、本発明は、このような熱延鋼板を安価に安定して製造でき、製造時にはＭｏ、Ｍｎ等のオーステナイトフォーマー合金を多量に添加することなく、さらに遷移沸騰領域である４００℃前後の巻き取り温度を回避できるために歩留り、操業性等の製造容易性にも優れているバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法を提供することを第２の目的とするものである。

本発明者らは、３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲の引張強度で降伏比を向上させ優れたバーリング性を有し、焼付け硬化性がある熱延鋼板を得るために鋭意研究を重ねた結果、以下の点が重要であるとの結論に至った。

このような性質を持つ熱延鋼板を得る観点から、
第１に、引張強度を３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲に抑えるためにＴｉ、Ｍｎ、Ｓｉ等の合金元素を極力低減すること、
第２に、降伏比を向上さるためのＴｉ添加による析出強化を発現させるべく圧延後の冷却パターンを制御すること、
第３に、バーリング性にとって有害な粒界に析出するセメンタイトの量と形状を適正範囲に納めるべく圧延後の冷却パターンとＣＴを制御すること、
第４に、強力な炭化物形成元素であるＴｉが添加されていても、焼付け硬化性を得るのに必要な固溶Ｃを確保するべく圧延後の冷却パターンとＣＴを制御することの、
これらの４点が重要であることを見出した。

即ち、第１は、成分範囲の規定とともにミクロ組織の面積分率、平均結晶粒径下限、ＴｉＣからなる析出物のサイズ範囲、密度下限で、
第２は、ミクロ組織の面積分率、平均結晶粒径上限、ＴｉＣからなる析出物のサイズ範囲、密度下限で、
第３は、セメンタイトの粒界占有率、アスペクト比で、
第４は、結晶粒内における固溶Ｃ濃度と平均転位密度で、
その範囲を限定することで発現できる特性であることを見出した。

また、面内異方性の抑制が求められる場合には、仕上げ圧延温度等を規定することで結晶粒の展伸度と集合組織を制御して面内異方性を抑制でき、更には、穴広げ性も向上することを見出した。本発明者らは、これらの知見に基づき本発明を成すに至った。そして、その要旨とするところは以下のとおりである。

即ち、第１の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１％、
Ｓｉ：０．００５〜１．８％
Ｍｎ：０．１〜１．９％
Ｐ ≦０．０５％、
Ｓ ≦０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｎ ≦０．００６％、
および数式（１）を満足するＴｉを含有し、
且つＳｉとＭｎが数式（２）を満足し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
そのミクロ組織の９０面積％以上が初析フェライトで、その他が低温変態相あり、
前記ミクロ組織の平均結晶粒径が５μｍ〜１２μｍであるとともに、アスペクト比が４．５以上のセメンタイトの粒界占有率が２５％以下、前記ミクロ組織の結晶粒内における固溶Ｃ濃度が０．００２〜０．０２％であり、ＴｉＣからなる析出物の平均粒径が１．５〜３ｎｍであるとともに、ＴｉＣからなる析出物の密度が１×１０¹⁶〜５×１０¹⁷個／ｃｍ³で、平均転位密度が１０⁹〜１０¹¹ｃｍ^-2であることを特徴とするバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板。

ここで、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）、［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を表す。

第２の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板は、第１の発明において、初析フェライト粒の展伸度が１．２〜３で、且つ前記鋼板の板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２．３以下であることを特徴とする。

第３の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板は、第１又は第２の発明において、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
の何れか一種又は二種を含有することを特徴とする。

第４の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法は、第１〜第３の何れか１つに記載の成分を含有する鋼片を数式（３）により求められる温度ＳＲＴ（℃）以上に加熱し、加熱後３０分以上保持した後に粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行い、当該仕上げ圧延の最終段とその前段の圧下率の合計が３０％以上であり、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３変態点温度以上の温度域とし、仕上げ圧延終了後１．５秒未満の間に第１段階目冷却を開始し、第１段階目冷却として７５０〜６２０℃の温度域まで２０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後に第２段階目冷却として、数式（４）により求められる温度Ｔａを中心に温度Ｔａ−３０℃〜Ｔａ＋３０℃の間の温度域まで１〜５秒間空冷し、更にその後第３段階目冷却として４８０℃未満の温度域まで８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、その後３５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とするバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法。

Ｔａ＝７００−３１０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−８０×「Ｍｎ」・・・（４）
ここで、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を表す。

第５の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法は、第２又は第３の発明に仕上げ圧延において最終段とその前段の合計圧下率の合計が４５％未満で、その、仕上げ圧延開始温度ＦＳ（℃）を１０００℃以上とし、仕上げ圧延終了温度ＦＴ（℃）が数式（５）を満足する温度とすることを特徴とする。

第６の発明に係るバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法は、第４〜第５の何れか１つの発明において、前記鋼片を粗圧延して得られた粗バーを、当該粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または仕上げ圧延中の少なくともどちらかにおいて加熱することを特徴とする。

なお、本発明は、引張強度についての強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の範囲の鋼板を得ることを目的とするものである。具体的には、製品公差を含めて引張強度で３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲の鋼板を得ることを目的としている。
また、本発明は、降伏比が８０％以上でありバーリング性を示す指標となる穴広げ率が１００％以上であり、２％予ひずみ後１６０℃×２０分の塗装焼付け熱処理による降伏強度の増加代（ＢＨ値）が６０ＭＰａ以上となる鋼板を得ることを目的としている。

第１〜第６の発明によれば、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を有し、降伏比が高いうえ、焼付け硬化により降伏強度の上昇が期待でき、バーリング性に優れた熱延鋼板を得ることが可能となっている。このように高い降伏比と優れたバーリング性を得つつ強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を得ることが可能となっているので、強度グレードで半〜１グレード上の鋼板を適用した場合と同等の設計強度が期待できるとともに、優れたバーリング性により厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形することが可能となる。このため、本発明は、工業的価値が高いものであるといえる。

第４〜第６の発明によれば、Ｍｏ、Ｍｎ等のオーステナイトフォーマー合金を多量に添加していないにも関わらず、Ｔｉによる析出強化によって高降伏比化を図りつつ、従来に得ることのできなかった強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度の熱延鋼板を得ることが可能となっている。また、巻き取り温度を遷移沸騰領域である４００℃前後にする必要がないため、歩留り、操業性等の製造容易性が優れたものとなっている。

有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）に対する降伏比の関係を示す図である。析出物の平均粒径及び密度に対する降伏比の関係を示す図である。セメンタイトのアスペクト比と粒界占有率と穴広げ値の関係を示す図である。ミクロ組織の平均結晶粒径と展伸度の関係において、降伏比とΔｒの測定結果を示す図である。固溶Ｃ濃度と転位密度と焼付け硬化量の関係を示す図である。

以下、本発明を実施するための形態として、バーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。
そこで、発明者らは、前述した４つの知見に基づいて、引張強度、降伏比及びバーリング性を高度な次元で両立できるような化学成分、ミクロ組織及び析出物の条件について詳細な調査及び実験を実施した。

図１は、この結果得られた、下記数式（４）で表される有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）の質量分率に対する降伏比の関係を示す図である。なお、有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）とは、化学量論を考慮して得られる、Ｃと結合してＴｉＣとして析出強化に寄与できる有効Ｔｉ量を意味している。なお、下記数式（４）における［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｓ］は、それぞれ鋼板中でのＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量（質量％）を意味する。また、以下特に断りのない限り「［元素］」は、鋼板中の当該元素の含有量（質量％）を意味する。

熱延鋼板の降伏比を本発明が目的とする８０％以上にするためには、フェライト中にＴｉＣの析出物を十分に析出させる必要がある。このためには、熱延鋼板の製造工程において、比較的高温のオーステナイト域で析出するＴｉＮ、ＴｉＳ若しくはＴｉ₄Ｃ₂Ｓ₂等の粗大析出物が析出した後もＣと結合する有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）が、図１に示すように０．０２％以上必要なことが判明した。

このことを踏まえて更なる調査及び実験を実施した結果、本発明が目的とする引張強度と降伏比とを得るうえで、鋼板中のＴｉの含有量［Ｔｉ］（質量％）は、数式（１）を満足していればよいことが判明した。なお、数式（１）におけるＴｉの下限値は、上述の数式（４）を展開して得られる数値であり、ＴｉＣの析出強化量の下限値を得るため降伏比を向上させるうえで満足すべき数値である。また、Ｔｉ含有量の上限値（０．０７％）は、引張強度を低減させて３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲に収めるうえで満足すべき数値である。

また、Ｔｉ添加を前提に引張強度を３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲に収めるうえで、数式（２）を満足するように、ＳｉとＭｎとを鋼板中に含有していれば、ＴｉＣの析出強化により目標とする降伏比を担保したうえで３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の強度範囲をえるＳｉ、Ｍｎの固溶強化を得られることが判明した。数式（２）における［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の下限値は、引張強度を増大させて３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲にするうえで満足すべき数値であり、上限値は、引張強度を低減させて３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の範囲にするうえで満足すべき数値である。なお、下記数式（２）における［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］は、それぞれ鋼板中でのＳｉ及びＭｎの含有量（質量％）を意味する。

また、図２は、詳細な調査及び実験の結果得られた、ミクロ組織の結晶粒内におけるＴｉＣからなる析出物の平均粒径及び密度に対する降伏比の関係を示す図である。図中の数字は降伏比を示す。また、□は本発明例を、〇は比較例を示す。この図２に示すように、析出物が低密度化するに伴い降伏比が低下する傾向があり、密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満の場合に目標値である８０％を割り込むことがわかった。また、降伏比を８０％とするためには、析出物の平均粒径を１．５〜３ｎｍとすることが重要であることがわかった。これは、平均粒径が１．５ｎｍの場合、析出状態が亜時効であり析出物が十分析出しておらず、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満となるためであり、平均粒径が３ｎｍを超える場合、析出状態が過時効となりオストワルド成長によって析出物の個数が低減してしまい、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満となるためであると考えられる。

図３にアスペクト比が４．５以上の粒界セメンタイトの占有率と穴広げ値（λ）の関係を示す。ここで粒界セメンタイトとは、粒界にフィルム状に析出しているセメンタイトであって、孔広げ時に粒界を脆化させ割れの起点となるものである。粒界セメンタイトのアルペクト比は、観察されたセメンタイトの最長辺と最短辺の比である。図３が示すように、粒界セメンタイト占有率が２５％以下であると穴広げ値が１００％以上となる。

なお、粒界セメンタイト占有率は鏡面まで研磨した試験片をナイタールによりエッチングし、炭化物を可視化し、デジタルマイクロスコープにより５０００倍で観察し、炭化物長さを計測し、下記式のように炭化物の積算長さを評価対象とした粒界長さで除することにより粒界セメンタイト占有率（％）を算出した。
粒界セメンタイト占有率＝(炭化物長さの積算長)／粒界長さ×１００

図５に固溶Ｃ濃度と転位密度と焼付け硬化量の関係を示す。固溶Ｃ濃度が０．００２〜０．０２％且つ平均転位密度が１０⁹〜１０¹¹ｃｍ^-2範囲でＢＨ量が６０ＭＰａ以上となることが判明した。
なお、転位密度はＸ線半値幅により求めた。測定方法はＲＩＮＴ２２００ : 理学電機製を用い、測定条件はＣｕＫα，管電圧４０ｋＶ，管電流３０ｍＡ，ＤＳ１゜，ＳＳ１゜，ＲＳ０．３ｍｍである．

また、固溶Ｃ量は三次元アトムプローブを用いて測定すればよい。具体的には、測定対象となる試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求める。析出物の平均粒径、密度として、ミクロ組織の粒内のものを後述のようにして得るにあたっては、三次元分布画像中にミクロ組織の粒界が観察されない箇所を測定するようにすればよい。

さらに詳細な調査及び実験を実施した結果、フェライトがＴｉＣにより十分に析出強化され、高降伏比となり、バーリング性に優れ、焼付け硬化性を持つ熱延鋼板を得るためには、そのミクロ組織の９０面積％以上が初析フェライトで他が低温変態相あり、平均結晶粒径が５μｍ〜１２μｍであるとともに、アスペクト比が４．５以上のセメンタイトの粒界占有率が２５％以下、上記ミクロ組織の結晶粒内における固溶Ｃ濃度が０．００２〜０．０２％であり、ＴｉＣからなる析出物の平均粒径が１．５〜３ｎｍであるとともに、その密度が１×１０¹⁶〜５×１０¹⁷個／ｃｍ³で、平均転位密度が、１０⁹〜１０¹¹ｃｍ^-2であることが必要であることが判明した。

また、面内異方性を少なくするためには、面内異方性指標｜Δｒ｜の目標値を０．３とすると、初析フェライト粒の展伸度が１．２〜３で、且つ板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２．３以下であればよいことも判明した。図４は、詳細な調査及び実験の結果得られた、展伸度に対する｛２１１｝ランダム強度比と、それに対応する面内異方性指標｜Δｒ｜の関係を示す図である。この図４に示すように、ミクロ組織の展伸度の増大に伴い｛２１１｝ランダム強度比が上昇し、その結果、｜Δｒ｜が上昇する傾向があり、展伸度が３超、即ち、｛２１１｝ランダム強度比が２．３超では｜Δｒ｜が目標値である０．３を超えてしまうことが分かった。

また、発明者等は、上述のような成分範囲等からなり目標とする性質を持つ熱延鋼板の製造方法を得る観点からは、次の点が重要であることを見出した。即ち、Ｍｎ等のオーステナイトフォーマー合金の低減によりγ→α変態点温度が上昇するため、６００℃前後での巻き取り後のγ→α変態とγ／α相界面での析出物の析出とを同時に促進することが不可能となり、析出物の析出状態が高密度である熱延鋼板が得られなくなってしまったので、析出物の析出状態が高密度である熱延鋼板を得ることのできる新たなプロセスを構築すること（初析フェライトの活用）が重要となる。

従来技術のようにγ→α変態の変態点温度が６００℃前後であれば、巻き取り時の温度を６００℃前後とした場合において、ＴｉＣのγでの溶解度積とαでの溶解度積との差を駆動力としてγ／α相界面で優先的に析出核が生成し、その後の析出核は、その温度が６００℃程度であるため成長せず、析出物が粗大化することにより低密度化することはない。

一方、本発明のように、鋼板の成分としてＭｎ等のオーステナイトフォーマー合金の添加を抑えたことによってγ→α変態の変態点温度が高温となっている場合、熱間圧延後から巻き取りまでの間の冷却中にγ→α変態が開始してしまう。この場合に、熱間圧延後から巻き取りまで一様に冷却してしまうと、従来より高温でγ／α相界面に優先的にＴｉＣが核生成されてしまい、析出したＴｉＣは従来より高温で析出してしまっているため、冷却が短時間であっても析出核が成長し、析出物が粗大化することにより低密度化してしまい、析出物の析出状態が高密度の熱延鋼板を得られなくなってしまう。

そこで、このような熱間圧延後から巻き取りまでの間の冷却中にγ→α変態が生じる場合であっても析出強化を有効に活用できるような冷却制御プロセスについて検討したところ、このためには、γ／αの変態界面での相界面析出を活用するのではなく、Ｔｉを過飽和に固溶したフェライトからできる限り均質にＴｉＣを核生成させ、さらにその析出核を成長させないことが重要であると考えるに至った。

具体的には、Ｔｉを過飽和に固溶したフェライトからできる限り均質にＴｉＣを核生成させるために、γ→α変態時にオーステナイトを拡散変態させるのではなく、マッシブ変態させるのが重要であると判明した。即ち、熱間圧延後においてγ→α変態前にマッシブ変態が促進される温度域まで速やかに冷却を行い、その温度域で所定時間空冷をすることによってオーステナイトを十分にマッシブ変態させることが重要となり、これによって、Ｔｉを過飽和に固溶したフェライトを得ると共に、フェライト相中に均質にＴｉＣを核生成させることが可能となることが判明した。更に、その析出核を成長させないためには、マッシブ変態が促進される温度域での空冷後に核成長が困難となる温度域まで所定の冷却速度で冷却することが重要であると判明した。これによって、ＴｉＣの析出状態が高密度の熱延鋼板を得られ、ＴｉＣによる析出強化能を十分に発揮させることが可能となる。

上述のような知見を踏まえて更なる調査及び実験をしたところ、目的とする熱延鋼板のような数値条件のミクロ組織、析出物を得るための熱間圧延及びこの後の冷却条件は、具体的には、加熱時において、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］とした場合に下記数式（３）で求められる温度ＳＲＴ（℃）以上に加熱し、３０分以上保持した後に粗圧延を行い、最終段とその前段の合計圧下率が３０％以上である仕上げ圧延をその圧延終了温度をＡｒ３変態点温度以上の温度域として行い、仕上げ圧延終了後に１．５秒未満で冷却を開始し７５０〜６２０℃の温度域まで２０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する。その後、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］とした場合に、下記数式（４）にて求められる温度Ｔａに対しＴａ±３０℃の温度域まで１〜５秒空冷し、更にその後、４８０℃未満の温度域まで８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後に３５０℃以下の温度で巻き取ることが必要であること突き止めた。

Ｔａ＝７００−３１０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−８０×「Ｍｎ」・・・（４）

本発明は、上述のような知見に基づき案出されたものであり、以下に説明するような構成要素を有するものである。以下、各構成要素の限定理由について説明する。

まず、本発明の化学成分の限定理由について詳細に説明する。なお、以下では、組成における質量分率に関する記載を単に％として記載する。

Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｃを０．１％超含有していると伸びフランジ割れの起点となる炭化物が増加し、バーリング性が劣化するので、Ｃ含有量は０．１％以下とする。また、Ｃ含有量が０．０２％未満では、析出強化により降伏比を向上させるのに十分なＴｉＣが得られないので、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。また、溶接性の観点からは０．０７％以下とするのが望ましい。

Ｓｉは、その含有量が０．００５％未満では伸びフランジ割れの起点となる鉄炭化物の冷却中の析出が増大し、バーリング性が低下してしまうので、０．００５％以上添加するものとする。また、Ｓｉは、その含有量が１．８％超であると、固溶強化により引張強度が上昇しすぎてしまい、引張強度が５４０ＭＰａ以上となってしまうので、１．８％以下添加するものとする。また、Ｓｉは、数式（２）を満足するように添加する。

Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の引張強度に寄与するものであるので、必要な引張強度に応じて添加する。Ｍｎは、その含有量が０．１％未満ではその効果が失われ、必要な引張強度が得られなくなるので、０．１％以上添加する。また、Ｍｎは、その含有量が１．９％超であると、固溶強化や焼入れ強化により引張強度が上昇しすぎてしまい、引張強度が５４０ＭＰａ以上となってしまうので、１．９％以下添加する。また、Ｍｎは、数式（２）を満足するように添加する。なお、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されない場合には、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０となる量のＭｎを添加することが望ましい。

ＳｉとＭｎは、何れも固溶強化元素であるので、上述したように３７０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度を得る観点から、数式（２）を満足するように添加するものとする。［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］が（１．３８−１８．５×［Ｔｉ］）％未満では、引張強度が３７０ＭＰａ未満となってしまい、（３．２３−１８．５×［Ｔｉ］）％超では引張強度が５４０ＭＰａ以上となってしまい、本発明の目的とする引張強度が得られない。また、ＳｉとＭｎとは、圧延終了後の冷却中におけるγ→α変態点温度を制御するという観点からも、数式（２）における上限値以下である必要がある。［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］が（３．２３−１８．５×［Ｔｉ］）％超では、焼入れ性が上昇してＡｒ₃変態点温度が低温になってしまい、この結果、圧延終了後の３段階目の冷却工程で行なう空冷保持中にＴｉＣによる析出が起こらなくなり、析出強化の効果が得られなくなる恐れがある。この観点からは、望ましくはＳｉ］＋［Ｍｎ］が（２．２３−１８．５×［Ｔｉ］）％である。これらの数値条件は、経験に基づき得られたものである。

Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．０５％超含有するとバーリング性をはじめとした加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、その含有量を０．０５％以下とする。ただし、バーリング性や溶接性を考慮すると、Ｐの含有量は０．０２％以下であることが望ましい。

Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎるとバーリング性を劣化させるＡ系介在物を生成する。また、Ｓは、Ｃよりも高温にてＴｉと析出物を形成して所望のＣを固定するのに有効な有効Ｔｉ量を減少させる。このため、Ｓは、極力低減させるべきであるが、その含有量が０．００５％以下ならば許容できる範囲である。さらに高いバーリング性が要求される場合は、Ｓの含有量が０．００３以下であることが望ましい。

Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要がある。Ａｌは、過剰に添加するとコストの上昇を招くため、その含有量を１％以下とする。また、Ａｌは、その含有量が０．０６％超であると非金属介在物を増大させて伸びを劣化させるので、望ましくはその含有量を０．０６％以下とする。

Ｎは、Ｓと同様にＣよりも高温にてＴｉと析出物を形成して有効Ｔｉ量を減少させる。従って極力低減させるべきであるが、その含有量が０．００６％以下ならば許容できる範囲である。

Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉは析出強化により鋼板の引張強度の上昇に寄与するだけでなく、降伏強度を向上させて降伏比を向上させる効果をもつ。さらにＴｉは、き裂の起点となるセメンタイト等の粗大な炭化物の析出を抑制し、バーリング性を向上させる効果がある。

ここで、降伏比を向上させるためには、上述したように有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊）が０．０２％以上必要であるので、Ｔｉの添加量は、数式（１）における下限値以上の数値とする必要がある。また、Ｔｉは、０．０７％以上添加すると析出強化による強化能が増大し過ぎてしまうことと、フェライト粒が微細化され過ぎてしまうこととから、引張強度が５４０ＭＰａを超える可能性があるうえ、Ｎｂと比較すると効果が小さいが、オーステナイトでの再結晶を抑制する効果があり、その未再結晶オーステナイトからの変態集合組織により面内異方性を増大させるおそれがあるので、その含有量を０．０７％未満とする。

以上が、本発明の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、必要に応じて、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及びＭｇからなる群の何れか一種又は二種以上を含有していてもよい。

Ｃａ及びＲＥＭは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、Ｃａ及びＲＥＭの何れもが０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽和する。このため、Ｃａは０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭは０．０００５〜０．０２％添加することが好ましい。

Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ，Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及びＭｇについては、バーリング性や焼き付け硬化性を損なわない範囲であれば合計で１％以下含有しても構わないが、合計で１％超では、強度が上昇し過ぎ、圧延後の冷却中の変態挙動に影響する可能性があるので、極力低減することが望ましい。また、Ｓｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。また、Ｍｏは、オーステナイトフォーマー合金であり、多量の添加によって引張強度が５４０ＭＰａを超える可能性があるので、０．０５％未満添加することが望ましい。

次に、本発明における鋼板のミクロ組織、析出物に関する数値条件の限定理由について詳細に説明する。
ミクロ組織は、面積分率で９０％以上が初析フェライトである必要がある。これは、熱延鋼板の製造工程において、ＴｉＣを短時間で十分量均質に析出させて高降伏比を得るために、熱間圧延後から巻き取りまでの間の冷却中にγ→α変態を完了させる必要があり、その結果としてミクロ組織の９０面積％以上がポリゴナルな形状の初析フェライトとなるためである。また、ミクロ組織の９０面積％以上が初析フェライトとなっていると、優れたバーリング性が得られる。ミクロ組織中の初析フェライトが面積分率で９０％未満であると、初析フェライト以外の巻き取り後の比較的低温で変態した析出強化が亜時効であるフェライトや、ベイナイト及びパーライトの面積分率が増加し、降伏比の低下とバーリング性の劣化が顕著になる。

また、ミクロ組織は、ポリゴナルな形状の初析フェライトの他の大部分が低温で変態したフェライトとなる。また、ミクロ組織は、これらの他のものとして、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイト（γ_r）、ＭＡ（martensite-austenite constituent）等が合計量で３％以下含むことは許容される。

なお、初析フェライトは、粒内での結晶方位の変化が極めて小さい性質があり、初析フェライト以外の低温で変態したフェライトや他のベイナイト等のミクロ組織は、粒内での結晶方位の変化が比較的大きい性質がある。また、初析フェライトと低温で変態したフェライトとは、光学顕微鏡による観察時に判別が困難となる性質がある。このため、ミクロ組織中の初析フェライトを判別するためには、後述のＫＡＭ法を用いることが望ましく、これによって、初析フェライトと、初析フェライト以外の低温で変態したフェライトやベイナイト等との判別が容易となる。

ミクロ組織の平均結晶粒径は、５μｍ以上１２μｍ以下である必要がある。ミクロ組織の平均結晶粒径が１２μｍ超では、粒径が粗大化し過ぎていることから降伏比が低減してしまい、目的とする降伏比が得られない。また、ミクロ組織の平均結晶粒径が５μｍ未満では、結晶粒が微細化され過ぎてしまい、引張強度が５４０ＭＰａ以上となって目的とする引張強度が得られないうえ、一様伸びが低下してバーリング性をはじめとしたプレス成形性の劣化が著しくなる。

結晶粒界に析出したセメンタイトはそのアスペクト比が４．５以上で粒界占有率が２５％以下である必要がある。アスペクト比が４．５以上のフィルム状セメンタイトは打抜きによるひずみや、穴広げ試験中のひずみで界面剥離しやすく、穴広げ割れの起点となるボイドの形成を助長する。アスペクト比が４．５未満では形状が塊状となり、剥離強度が上昇し、ボイドとなりにくい。また、粒界占有率が２５％超では、やはり界面剥離が助長され、穴広げ値が低下する。

ミクロ組織の展伸度は、１．２〜３であることが望ましい。展伸度が３超では加工組織が残留したフェライト粒となる場合が多く、伸びが劣化するうえ、加工組織が残留していなくても｛２１１｝ランダム強度比が上昇し集合組織が形成され、面内異方性の増大が顕著になる。展伸度が大きいほど面内異方性が増大してしまうので、展伸度は、３以下とすることが望ましい。また｛２１１｝ランダム強度比２．３以下であることが望ましい。一方、本発明の成分範囲において初析フェライトの変態を促進するために本発明の要件である最終段とその前段の合計圧下率が３０％以上の仕上げ圧延を施すと展伸度は１．２以上となる。これは、特に、熱間圧延後の冷却中若しくは巻き取り後のフェライトの板厚方向の粒成長が優先的にＴｉＣのピニング効果により抑制された結果として現れたためと考えられる。

なお、ここでいうミクロ組織の初析フェライトの面積分率とは、測定視野における総ての初析フェライトの面積を総和したものを、測定視野の視野面積で除したものであり、後述のＫＡＭ法によって求めることができる。また、ミクロ組織の平均結晶粒径とは、測定視野における各粒の結晶粒径分布を示すヒストグラムから得られる。具体的には、測定視野における各粒の結晶粒径について区間幅を１．０μｍとするヒストグラムを作成し、その区間の中心値にその区間の個数比を積算したものを各区間毎に和算して得られる。なお、ここでいう結晶粒径とは円相当径のことである。また、ここでいうミクロ組織の面積分率及び平均結晶粒径は、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面についてのものを意味している。

また、展伸度とは、初析フェライト結晶粒を含む鋼板中の粒が熱間圧延によって展伸された度合いを示す数値であって、数式（５）におけるｅで表される。数式（５）におけるｎ₁は、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面において、板厚方向に延びる一定長さの仮想的な線分によって切断された結晶粒の数を意味し、ｎ２は、その断面において、ｎ₁を求めた線分と同一長さで圧延方向に延びる仮想的な線分によって切断された結晶粒の数を意味している。

析出物は、ミクロ組織の粒内に析出しているＴｉＣが、下記のような条件を満たす必要がある。
これらの析出物は、その密度が１×１０¹⁶〜５×１０¹⁷個／ｃｍ³である必要がある。これは、１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満の密度では転位運動の障壁となる析出物間隔が大きくなりすぎてその際に生ずる析出物間隔に反比例するオロワン応力が減少し、十分な析出強化を得られず目的とする降伏比が得られないためである。また、５×１０¹⁷個／ｃｍ³超の密度では、析出強化に寄与し得えないほどに析出物のサイズが小さくなってしまうことによって十分な析出強化が得られず、目的とする引張強度、降伏比が得られない可能性があるためである。

これらの析出物は、その平均粒径が１．５〜３ｎｍである必要がある。これは、１．５ｎｍ未満では、析出状態が亜時効であり十分個数の析出物が析出しておらず、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満となることによって目的とする降伏比が得られないためである。また、３ｎｍ超では、析出状態が過時効でありオストワルド成長によって析出物の個数が低減してしまい、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満となることによって目的とする降伏比が得られないためである。

なお、ＴｉＣからなる析出物の平均粒径及び密度は、三次元アトムプローブを用いて測定すればよい。具体的には、測定対象となる試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求める。析出物の平均粒径、密度として、ミクロ組織の粒内のものを後述のようにして得るにあたっては、三次元分布画像中にミクロ組織の粒界が観察されない箇所を測定するようにすればよい。

析出物の平均粒径は、任意に３０個以上のＴｉＣの析出物の直径を測定したうえで、これらを算術平均することによって得られる。なお、ここでいう析出物の直径とは、三次元アトムプローブによって得られた三次元分布像において観察される各析出物の構成原子数を測定し、ＴｉＣと同一の格子定数で、かつ、測定した各析出物の構成原子数からなる球状の析出物を仮定し、その仮定した析出物の直径で定義されるものである。また、析出物の密度は、得られた三次元画像分布像において観察されるＴｉＣの析出物の個数をその三次元画像分布像の体積で除算して得られる。なお、三次元アトムプローブによりＴｉＣ結晶を観察するに際しては、ＴｉＣ結晶中にＮｂ原子が含まれる場合もあるので、このようなＮｂ原子はＴｉ原子と同じものとして析出物の直径、密度を得るようにしてもよい。

結晶粒内における固溶Ｃ濃度が０．００２未満では６０ＭＰａ以上のＢＨ量を得るのは難しく、０．０２％超では、常温遅時効性が失われる。一方、平均転位密度が、１０⁹ｃｍ^-2で未満では予ひずみでの加工硬化を速やかに得ることができずＢＨ熱処理後のＢＨが６０ＭＰａ以上得られない。また１０¹¹ｃｍ^-2超では逆に初期転位として多すぎ、本製品の特徴である高降伏比が得られない。
なお、転位密度はＸ線半値幅により求めた。測定方法はＲＩＮＴ２２００ : 理学電機製を用い、測定条件はＣｕＫα，管電圧４０ｋＶ，管電流３０ｍＡ，ＤＳ１゜、ＳＳ１゜、ＲＳ０．３ｍｍである．

次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法における各製造工程の限定理由について詳細に説明する。
本発明において熱間圧延の対象となる鋼片を得る上で、熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。即ち、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、得られた溶鋼を各種の二次精練で上述のような目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造等の方法で鋳造して鋼片を得るようにすればよい。鋼片の原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって鋼片としてのスラブを得た場合には高温のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。

鋼片を熱間圧延するに際しては、この鋼片を加熱炉内で加熱することになる。本発明において目標とする引張強度、降伏比、穴広げ値λ、面内異方性|Δｒ｜の熱延鋼板を得るためには、数式（３）におけるスラブ再加熱温度ＳＲＴ（℃）を満足する温度以上に加熱することが必要である。数式（３）は、オーステナイト中のＴｉＣの溶解度積の式（Ｋ.Ｊ.Ｉｒｖｉｎｅ、Ｆ.Ｂ.ＰｉｃｋｅｒｉｎｇａｎｄＴ.Ｇｌａｄｍａｎ：ＪＩＳＩ、２０５、（１９６７）、ｐ１６１）を適用して得られるもので、ＴｉＣの溶解度積でＴｉＣの溶体化温度を示すものである。このスラブ再加熱温度未満であるとスラブ製造時に生成したＴｉの粗大な炭化物が十分に溶解せず、後の冷却工程においてＴｉＣによる析出強化の効果が得られない可能性がある。なお、Ｔｉの粗大な炭化物の十分な溶解を促進させる意味で、スラブ再加熱温度以上での保持時間は２０分以上が望ましい。また、スラブ再加熱温度が１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、スラブ再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、スラブ再加熱温度が１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。

鋼片を加熱した後は、加熱炉より抽出した鋼片に対して熱間圧延を行う。熱間圧延時においては、加熱した鋼片を粗圧延した後に仕上げ圧延を行なう。粗圧延の圧延開始温度や圧延終了温度については、特に限定するものではない。

粗圧延の終了後は、得られた粗バーを複数の圧延機によって連続圧延する仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延では、その圧延終了温度（ＦＴ）とともに圧延開始温度をできるだけ高温にすることが好ましい。これは、仕上げ圧延中に加工誘起析出によりオーステナイト中でＴｉＣが粗大に析出してしまうと、後の冷却工程においてＴｉＣによる析出強化の効果をえることが出来なくなる恐れがあるためである。特に、仕上げ圧延の圧延開始温度が１０５０℃未満では、再結晶が十分に進行しにくくなり、未再結晶オーステナイト粒からγ→α変態した変態集合組織により面内異方性を増大させる恐れがある。また、仕上げ圧延の圧延開始温度が１０５０℃未満では、オーステナイト域でのＴｉＣの析出ノーズに合致し、その温度域での圧延時間を過度に短くしなければＴｉＣが容易に粗大化してしまい、設備制約を厳しくすることが要求されてしまうので、仕上げ圧延の圧延開始温度は１０５０℃以上とすることが望ましい。さらにエッジ部の温度低下による幅方向の材質劣化を回避するためには、仕上げ圧延の圧延開始温度を１１００℃以上とすることが望ましい。一方、仕上げ圧延の圧延開始温度が１１５０℃超では、スケールが生成し、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥が生じる恐れがあるので、１１５０℃以下とすることが好ましい。

仕上げ圧延では、上述したような成分系にて本発明の目的とするミクロ組織を得るために、熱間圧延終了後の冷却工程で初析フェライトの析出を促進する必要があるので、最終段とその前段の合計圧下率が３０％以上の圧延を行う必要がある。この合計圧下率が３０％未満では、冷却中に十分な初析フェライトが得られず、従って、冷却中の析出強化も十分に進行しないので高降伏比が得られない。一方、合計圧下率が４５％超の大圧下では通板性や板形状の制御が難しく、板厚精度や平坦度が劣化する恐れがあるとともに、圧延により伸長したオーステナイト粒からγ→α変態したフェライト粒も伸長していることから展伸度が増加し、面内異方性が顕著になる。

仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）は、Ａｒ３変態点温度以上とする。仕上げ圧延での圧延終了温度（ＦＴ）がＡｒ３変態点温度未満であると加工組織が残留して伸びを劣化させるとともに圧延集合組織が残留し、顕著な異方性が発現する。一方、仕上げ圧延の圧延終了温度（ＦＴ）の上限は特に設けないが、９８０℃超になると、フェライトの析出核となる転位の回復が促進され、初析フェライトの面積分率が減少する恐れがあるので、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）は９８０℃以下が望ましい。
なお、面内異方性を抑制するべく、初析フェライト粒の展伸度が１．２〜３で、且つ板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２．３以下にするためには、その仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とし、仕上げ圧延終了温度ＦＴ（℃）と仕上げ圧延開始温度ＦＳ（℃）が数式（５）を満足することが望ましい。

これは、Ｔｉが有する再結晶抑制効果によりオーステナイトでの再結晶が十分に進行せず、未再結晶オーステナイトからのγ→α変態による集合組織が形成され、圧延により伸長したオーステナイト粒から変態したフェライト粒も伸長していることから｛２１１｝ランダム強度比が増加し、製品板に面内異方性が現れる恐れがある。

なお、仕上げ圧延での圧延開始温度と圧延終了温度とをできるだけ高温にするためには、必要に応じて粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間、及び／又は仕上げ圧延中に粗バー又は圧延材を加熱することが好ましい。これによって、仕上げ圧延の圧延終了温度を安定して上述の範囲内とすることができる。この場合の加熱装置はどのような方式でも構わないが、トランスバース型誘導加熱であれば板厚方向に均熱できるのでトランスバース型誘導加熱が望ましい。

また、熱間圧延時においては、粗圧延して得られた先行する粗バーに後行する粗バーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

仕上げ圧延終了後には冷却工程を行う。本発明に係る製造方法における冷却工程は以下のように３段階の冷却工程を有している。１段階目の冷却工程は、仕上げ圧延終了後１．５秒未満の間に冷却を開始する。この時間が１．５秒以上であるとオーステナイトでの粗大なＴｉＣの析出が進行して、後の２段階目の冷却工程中でのフェライトの析出強化能が減少するとともに、初析フェライトの結晶粒が粗大化し高降伏比が得られない。

１段階目の冷却工程では、冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとし７５０〜６２０℃の温度域まで冷却を行なう。冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満であると、γ→α変態時に拡散変態が進行し、ＴｉＣがγ／α相界面において不均質に核生成してしまううえ、ＴｉＣが粗大化して低密度化してしまい、更には初析フェライトの結晶粒も粗大化してしまい、高降伏比が得られない。冷却速度が５０℃／ｓｅｃ超では、その冷却制御上、次の２段階目の冷却工程で空冷しようとする空冷温度域に冷却を停止することが難しく、オーバーシュートして６２０℃以下となるとベイナイト変態が起こり、初析フェライトが得られず、更にはＴｉＣが十分に析出しないので高降伏比が得られない。

１段階目の冷却工程では、γ→α変態時にマッシブ変態を促進することのできる７５０〜６２０℃の温度域まで冷却する。この温度が７５０℃超であると、次の３段階目の冷却工程において初析フェライトの変態が十分に促進されず、パーライトが生成してバーリング性が低下するとともに、ＴｉＣがγ／α相界面において不均質に核生成して低密度化してしまい高降伏比が得られない。また、この温度が７５０℃超であると、初析フェライトの粒成長が進むことによって結晶粒径も粗大化してしまい、降伏比の低下を招く。また、この温度が６２０℃未満では、ベイナイト変態が起こり、初析フェライトが得られず、更にはＴｉＣが十分に析出しないので高降伏比が得られない。

１段階目の冷却工程の後に行う２段階目の冷却工程では、先ほどの１段階目の冷却工程で冷却した後に、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］とした場合に、数式（４）から温度Ｔａを求め、Ｔａ±３０℃の温度域まで１〜５秒間の空冷を行なう。この含有成分により決定される温度Ｔａはγ、αの二相域温度の下限近くである。この工程は、初析フェライトを得るためのマッシブ変態によるγ→α変態の促進と、ＴｉＣのオーステナイトとフェライトでの大きな溶解度積の差を析出駆動力とする析出強化に有効な微細で均質なＴｉＣの析出とを促す重要な工程である。この工程での空冷時間が１秒未満であると、初析フェライトの変態が十分に促進されず、更にはＴｉＣが十分に析出しないので高降伏比が得られない。また、空冷時間が５秒超では、パーライトが生成し、バーリング性が劣化する恐れがあるばかりでなく、析出が過時効となり、析出強化能が低下し高降伏比が得られない。また、この温度においてγであった相は後の冷却工程で低温変態生成物として変態転位を初析フェライトに導入し、ＢＨ性の発現に寄与する。

この空冷終点温度がＴａ＋３０℃超であると、二相域でのγ相の割合が大きくなり、残りのα相でのＴｉＣの析出駆動力が減少し、十分な析出強化が得られない。一方、空冷終点温度がＴａ−３０℃未満では逆にγ相の割合が小さくなりすぎて初析フェライトに変態転位を導入するに低温変態生成物が少なくなりすぎ十分なＢＨ性が発現しない。

２段階目の冷却工程の後に連続して３段階目の冷却を行う。３段目の冷却工程では、４８０℃未満の温度域まで８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する。この温度が４８０℃以上であると粒界にフィルム状にフェライトが析出し、穴広げ性が劣化する。また、この温度域での冷却速度が８０℃／ｓｅｃ未満では、ＢＨ量確保のために必要である過飽和な固溶Ｃが、拡散により失われ、ＢＨ量が減少する恐れがある。
その後、以下に述べる巻き取り温度までは、特段冷却方法にはこだわらない。例えば、水冷や空冷および気水冷却などにより所定の巻き取り温度になるまで冷却すればよい。

巻き取りを行なう温度は、３５０℃以下とする。巻き取り温度が３５０℃超では、ＢＨ量確保のために必要である過飽和な固溶Ｃが、巻取り後の温度保持で拡散により失われ、ＢＨ量が減少する恐れがある。さらに耐時効劣化という観点からは、巻き取り温度は１５０℃以下とすることが望ましい。巻取温度の下限値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。

巻き取り工程終了後は、必要に応じて酸洗し、その後にインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス圧延又は圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入による延性の向上のためには０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。

また、本発明を適用した熱延鋼板は、鋳造後、熱間圧延後、冷却後の何れかの場合において、溶融めっきラインにて熱処理を施してもよく、更にこれらの熱延鋼板に対して別途表面処理を施すようにしてもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性が向上する。

また、酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。合金化処理を施すことにより、熱延鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接等の各種溶接に対する溶接性が向上する。

なお、本発明における熱延鋼板は、上述のようにして得られた熱間圧延後冷却ままのものでもよいし、上述のように溶融めっきラインにて熱処理を施したままのものでもよいし、上述のように表面処理を施したままのものでもよい。

次に、実施例により本発明を更に説明する。
まず、表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｎの鋼片を得ることとした。これらの鋼片は、転炉での溶製により得られた溶鋼について二次精錬を行った後、連続鋳造することによって得た。得られた鋼片は、連続鋳造後に、直送若しくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に冷却してこれを巻き取ることとした。なお、表１中の化学組成についての表示は質量％である。また、表１に示す化学組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、表１における下線は、本発明の範囲外であることを示す。

表２は、鋼片の加熱から巻き取りまでの製造条件の詳細を示している。ここで、表２における「ＴｉＣ溶体化温度」は式（３）より求められる温度ＳＲＴを、「加熱温度」はスラブ再加熱温度を、「保持時間」はスラブ再加熱温度での保持時間を、「粗バー加熱」は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間及び／又は仕上げ圧延中に行なう粗バー又は圧延材の加熱の有無を、「仕上げ圧延開始温度」は仕上げ圧延の圧延開始温度ＦＳを、「合計圧下率」は仕上げ圧延での最終段とその前段の合計圧下率を、「仕上げ圧延終了温度」は仕上げ圧延終了温度ＦＴを、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延終了から１段階目の冷却工程を開始するまでの時間を、「空冷帯までの冷却速度」とは１段階目の冷却工程での平均冷却速度を、「空冷帯温度」とは、２段階目の冷却工程での空冷開始温度を、「空冷時間」とは２段階目の冷却工程で空冷する時間を、「巻き取りまでの冷却速度」とは３段階目の冷却工程での平均冷却速度を、「巻き取り温度」とは巻き取り温度を示している。

このようにして得られた鋼板のミクロ組織、材料特性は、下記のように測定、評価することとした。
ミクロ組織の調査は、鋼板板幅Ｗの１／４Ｗ若しくは３／４Ｗ位置において圧延方向及び板厚方向に平行な断面が得られるように切出した試料を研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用いて２００〜５００倍の倍率で観察された１／２ｔ位置における視野の写真にて行った。

平均結晶粒径、展伸度及び初析フェライトの面積分率の測定については、上記で切出した試料から得られるミクロサンプルよりＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ−ＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎＩｍａｇｅＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて測定することとした。サンプルはコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨し、倍率４００倍、１６０μｍ×２５６μｍエリア、測定ステップ０．５μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。

ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域で、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。解析は数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。

本実施例においては、ミクロ組織の面積分率、平均結晶粒径及び展伸度を求める際に、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法において結晶粒の方位差を、一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である１５°と定義して、粒を可視化可能にマッピングした画像に基づいて求めた。

また、初析フェライトの面積分率については、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法とともに一般に用いられているＫｅｒｎｅｌＡｖｅｒａｇｅＭｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法にて求めた。ＫＡＭ法は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ法により測定されたピクセル間の方位揺らぎや歪み量を評価するために使われる手法である。

ＫＡＭ法では、測定データのうちのある正六角形状の互いに隣り合う６個のピクセル（第一近似）、若しくはその６個のピクセルのさらに外側の１２個のピクセル（第二近似）、若しくはその１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセル（第三近似）のピクセル間の方位差を算術平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う。ＫＡＭ法では、隣接するピクセル間での方位差が所定値以上であった場合にこの方位差を粒界と判断して、上述の計算を粒界を越えないように繰り返し実行するものであり、これにより粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。この作成されたマップは、粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。

本実施例においての解析条件では、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法において測定された測定データに基づき各ピクセルにつき第三近似での平均値を得ることとして、この平均値での方位差が５°以下となるものを表示させた。そして、この平均値での方位差が１°以下と算出されたピクセルの集合を一つの初析フェライトと判断したうえで、測定視野で得られた総ての初析フェライトの面積を総和したものを、測定視野の視野面積で除したものを初析フェライトの面積分率と定義した。
転位密度はＸ線半値幅により求めた。測定方法はＲＩＮＴ２２００ : 理学電機製を用い、測定条件はＣｕＫα，管電圧４０ｋＶ，管電流３０ｍＡ，ＤＳ１゜、ＳＳ１゜、ＲＳ０．３ｍｍである．

また、固溶Ｃ量は三次元アトムプローブを用いて測定した。具体的には、測定対象となる試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求める。析出物の平均粒径、密度として、ミクロ組織の粒内のものを後述のようにして得るにあたっては、三次元分布画像中にミクロ組織の粒界が観察されない箇所を測定するようにすればよい。

引張強度及び降伏比は、上述のようにして得られた熱延鋼板をＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、得られた試験片をＪＩＳＺ２２４１記載の試験方法に従って引張試験を行って得られたデータに基づき得ることとした。

バーリング性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従って得られる穴拡げ値にて評価することとした。

面内異方性は、この面内異方性の指標である｜Δｒ｜を算出することによって評価することとした。｜Δｒ｜はＪＩＳＺ２２５４に基づいて得られるものであり、数式（５）に示すように、各方向についてのランクフォード値ｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀から算出される。なお、ｒ₀は圧延方向に対して０°方向のランクフォード値であり、ｒ₄₅は圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値であり、ｒ₉₀は圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値である。各方向についてのランクフォード値を得るうえでは、上述の引張試験において用いた試験片を使用して得ることとした。

ＢＨ試験は引張試験と同様にＪＩＳＺ２２０１に記載の５号試験片に加工し、２％の引張予ひずみを試験片に付与した後、１６０℃×２０分の塗装焼き付け工程相当の熱処理を施してから再度引張試験を実施した。ここで焼付け硬化量とは、再引張での上降伏点から２％の引張り予ひずみの流動応力を差し引いたと定義される。

これらの測定方法等によって得られた鋼材のミクロ組織、材料特性の詳細を表３に示す。ここで、表３の「初析α分率」、「平均結晶粒径」及び「展伸度」とは上述のＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法にて、アスペクト比４．５以上のセメンタイトの「占有率」とは、デジタルマイクロスコープににて、「固溶Ｃ濃度」とは、３Ｄ−ＡＰにて、「転位密度」、「｛２１１｝強度比」とはＸ線回折法にて得られた値である。「ＹＰ」、「ＴＳ」、「Ｅｌ」及び「ＹＲ」は、それぞれ上述の引張試験より得られた降伏強度、引張強度、全伸び、降伏比である。「λ」は上述の穴拡げ試験より得られた穴広げ値である。「｜Δｒ｜」は、上述の引張試験より得られたものである。「ＢＨ」は１６０℃×２０分の塗装焼き付け後のＹＰの上昇量である。また、表３における下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを示す。

本発明に沿うものは、鋼番１、４、６、７、８、１９、２０、２１、２２、２３、２４、２５、２６の１１鋼であり、何れも本発明が満足すべき所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織の９０面積％以上が初析フェライトで他が低温変態相あり、平均結晶粒径が５μｍ〜１２μｍであるとともに、アスペクト比が４．５以上のセメンタイトの粒界占有率が２５％以下、上記ミクロ組織の結晶粒内における固溶Ｃ濃度が０．００２〜０．０２％であり、ＴｉＣからなる析出物の平均粒径が１．５〜３ｎｍであるとともに、その密度が１×１０¹⁶〜５×１０¹⁷個／ｃｍ³で、平均転位密度が、１０⁹〜１０¹¹ｃｍ^-2であることを特徴とするバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板が得られている。従って、これら鋼番の鋼は、本発明における鋼板の目的とする引張強度、降伏比、穴拡げ値及びＢＨがそれぞれ３７０〜５４０ＭＰａ、８０％以上、１００％以上及び６０ＭＰａ以下を満たしている。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
鋼番２は、加熱温度が低すぎるため、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、目標とする引張強度が得られていない。
鋼番３は、加熱時間ガが短すぎるため、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、目標とする引張強度が得られていない。
鋼番５は、最終段とその前段の合計圧下率が低すぎるため、初析フェライトの面積分率が低くなりすぎ、目標とする降伏比が得られていない。
鋼番９は、１段階目の冷却工程の時間が長すぎるため、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、また、平均結晶粒径が大きくなりすぎ、目標とする降伏比が得られていない。

鋼番１０は、２段階目の冷却工程での冷却速度が遅すぎるため、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、また、平均結晶粒径が大きくなりすぎ、目標とする降伏比が得られていない。
鋼番１１は、３段階目の冷却工程での温度が高温すぎるため、初析フェライトの面積分率が低くなりすぎ、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、また、平均結晶粒径が大きくなりすぎ、目標とする降伏比、λが得られていない。
鋼番１２は、３段階目の冷却工程での温度が高温すぎるため、パーライトが生成し、更に、初析フェライトの面積分率が低くなりすぎ、平均結晶粒径が大きくなりすぎ、目標とする降伏比、λが得られていない。
鋼番１３は、３段階目の冷却工程での温度が低温すぎるため、析出物のサイズ、低密度が本発明範囲を逸脱してしまい、目標とする降伏比が得られていない。
鋼番１４は、３段階目の冷却工程での温度が低温すぎるため、析出物が低密度化してしまい、また、転位密度が減少し、目標とする降伏比、ＢＨが得られていない。
鋼番１５は、３段階目の冷却工程での空冷時間が無いため、初析フェライトの面積分率が低くなりすぎ、目標とする降伏比、λが得られていない。
鋼番１６は、３段階目の冷却工程での空冷時間が長すぎるため、パーライトが生成し、更に、固溶Ｃ濃度、転位密度が低くなりすぎ、目標とするＢＨが得られていない。
鋼番１７は、４段階目の冷却工程での冷却速度が遅すぎるため、固溶Ｃ濃度、転位密度が低くなりすぎ、目標とするＢＨが得られていない。
鋼番１８は、巻き取り温度が高温すぎるため、固溶Ｃ濃度、転位密度が低くなりすぎ、目標とするＢＨが得られていない。

鋼番２７は、Ｃの含有量が本発明範囲の上限を超えているため、パーライトが生成し、初析フェライトの面積分率が小さくなりすぎ、目標とするλが得られていない。
鋼番２８は、Ｃの含有量が本発明の範囲の下限を下回っているため、平均結晶粒径が大きくなりすぎ、目標とする降伏比が得られておらず、Ｃの含有量が少ないことからＢＨ量が本発明範囲を下回っている。
鋼番２９は、Ｔｉの含有量が本発明の範囲の下限を下回っているため、析出強化の寄与が少なく目標とする降伏比が得られていない。
鋼番３０は、Ｔｉの含有量が本発明範囲の上限を超えているため、平均結晶粒径が小さくなりすぎ、引張強度が５４０ＭＰａを超えている。
鋼番３１は、［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の含有量が本発明範囲の上限を超えているため、引張強度が５４０ＭＰａを超えており、目標とするλも得られていない。
鋼番３２は、［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］の含有量が本発明の範囲の下限を下回っているため、引張強度が３７０ＭＰａを下回っている。

本発明は、鉄鋼業において熱延鋼板の製造に利用することができる。特に、強度グレードで３７０〜４９０ＭＰａ級の引張強度を有し、降伏比が高いうえ、焼付け硬化により降伏強度の上昇が期待でき、バーリング性に優れた熱延鋼板を得ることが可能となる。この鋼板を使用することにより、強度グレードで半〜１グレード上の鋼板を適用した場合と同等の設計強度が期待できるとともに、優れたバーリング性により厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形することが可能となる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１％、
Ｓｉ：０．００５〜１．８％
Ｍｎ：０．１〜１．９％
Ｐ ≦０．０５％、
Ｓ ≦０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｎ ≦０．００６％、
および数式（１）を満足するＴｉを含有し、
且つＳｉとＭｎが数式（２）を満足し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
そのミクロ組織の９０面積％以上が初析フェライトで、その他が低温変態相であり、前記ミクロ組織の平均結晶粒径が５μｍ〜１２μｍであるとともに、アスペクト比が４．５以上のセメンタイトの粒界占有率が２５％以下、前記ミクロ組織の結晶粒内における固溶Ｃ濃度が０．００２〜０．０２％であり、ＴｉＣからなる析出物の平均粒径が１．５〜３ｎｍであるとともに、ＴｉＣからなる析出物の密度が１×１０^１６〜５×１０^１７個／ｃｍ^３で、平均転位密度が１０^９〜１０^１１ｃｍ^−２であることを特徴とするバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板。

ここで、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）、［Ｎ］はＮ含有量（質量％）、［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を表す。
前記初析フェライト粒の展伸度が１．２〜３で、且つ前記鋼板の板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２．３以下であることを特徴とする請求項１に記載のバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板。
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
の何れか一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板。
請求項１〜３の何れか１項に記載のバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法であって、請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を含有する鋼片を数式（３）により求められる温度ＳＲＴ（℃）以上に加熱し、加熱後３０分以上保持した後に粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行い、当該仕上げ圧延の最終段とその前段の圧下率の合計が３０％以上であり、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３変態点温度以上の温度域とし、仕上げ圧延終了後１．５秒未満の間に第１段階目冷却を開始し、第１段階目冷却として７５０〜６２０℃の温度域まで２０〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後に第２段階目冷却として、数式（４）により求められる温度Ｔａを中心に温度Ｔａ−３０℃〜Ｔａ＋３０℃の間の温度域まで１〜５秒間空冷し、更にその後第３段階目冷却として４８０℃未満の温度域まで８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、その後３５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とするバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法。

Ｔａ＝７００−３１０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−８０×「Ｍｎ」・・・（４）
ここで、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を表す。
前記仕上げ圧延において最終段とその前段の合計圧下率の合計が４５％未満で、その、仕上げ圧延開始温度ＦＳ（℃）を１０００℃以上とし、仕上げ圧延終了温度ＦＴ（℃）が数式（５）を満足する温度とすることを特徴とする請求項４記載のバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法。
前記鋼片を粗圧延して得られた粗バーを、当該粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または仕上げ圧延中の少なくともどちらかにおいて加熱することを特徴とする請求項４または５に記載のバーリング性に優れた焼付け硬化型熱延鋼板の製造方法。