JP5870955B2 - 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム等の素材として好適な、引張強さTSが980MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに、穴拡げ加工性の向上に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼帯をも含むものとする。
近年、地球環境の保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車車体の一層の軽量化が要望されている。そのため、自動車部品の素材である自動車用鋼板に対して、より一層の高強度化（薄肉化）が要求されている。しかし、一般的に、鋼板を高強度化すると、成形性（加工性）が低下するため、高強度鋼板の成形性向上が要望されている。とくに、自動車部品用高強度鋼板では、成形性のうち、とくに穴拡げ加工性（伸びフランジ性ともいう）の向上が強く要望され、種々の検討がなされている。
例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.2〜1.2％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Ti：0.05〜0.15％、Al：0.005〜0.10％、N：0.007％以下を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1150〜1350℃、好ましくは1200℃超1350℃以下に加熱したのち、850〜950℃、好ましくは900℃超950℃以下の仕上温度で終了する熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、30℃／ｓ以上の平均冷却速度で530℃まで冷却し、ついで100℃／ｓ以上の平均冷却速度で、巻取温度：300〜500℃まで冷却し、該巻取温度で巻取る、高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。これにより、平均粒径が5μm以下、好ましくは3.0超〜5.0μmのベイナイト相単相からなる組織としたうえで、固溶Tiを0.02％以上残存させることにより、TS：780MPa以上という高強度を維持したまま、伸びフランジ性および耐疲労特性が顕著に向上するとしている。なお、ベイナイト相単相からなる組織に代えて、面積率で90％以上のベイナイト相と、該ベイナイト相以外の第二相からなり、第二相の平均粒径が3μm以下である組織としてもよいとしている。
また、特許文献２には、質量％で、C：0.01〜0.08％、Si：0.30〜1.50％、Mn：0.50〜2.50％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、及びTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.04％の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなるスラブに、圧延終了温度をAr3変態点〜950℃として熱間圧延を施したのち、20℃／ｓ以上の冷却速度で650〜800℃まで冷却しついで２〜15ｓ空冷したのち、さらに20℃／ｓ以上の冷却速度で350〜600℃に冷却して巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。これにより、粒径２μm以上のフェライトの割合が80％以上であるフェライト・ベイナイト二相組織を有し、TS：690MPa以上で、穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。なお、Ca、REMの１種または２種を0.0005〜0.01％含有してもよいとしている。
また、特許文献３には、穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板が記載されている。特許文献３に記載された高強度薄鋼板は、質量％で、C：0.01〜0.20％、Si： 1.50％以下、Al：1.5％以下、Mn：0.5〜3.5％、P：0.2％以下、S：0.0005〜0.009％、N：0.009％以下、Mg：0.0006〜0.01％、O：0.005％以下、およびTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.10％の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、次の３式
[Mg％]≧ ([O％]／16×0.8)×24・・・（１）
[S％] ≦ ([Mg％]／24−[O％]／16×0.8＋0.00012)×32・・・（２）
[S％] ≦ 0.0075／[Mn％]・・・（３）
の全てを満たし、組織がベイナイト相を主体とする薄鋼板である。これにより、TS：980MPa以上の高強度で、穴拡げ性と延性に優れる薄鋼板になるとしている。特許文献３に記載された技術では、O、MgとMnとSの添加バランスをある条件に調整し、MgOとMgSとの複合析出を利用して（Nb,Ti）Nの均一微細化を図り、打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させて、穴拡げ加工時の応力集中を緩和し、穴拡げ性を向上させるとしている。
[Mg％]≧ ([O％]／16×0.8)×24・・・（１）
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[S％] ≦ 0.0075／[Mn％]・・・（３）
の全てを満たし、組織がベイナイト相を主体とする薄鋼板である。これにより、TS：980MPa以上の高強度で、穴拡げ性と延性に優れる薄鋼板になるとしている。特許文献３に記載された技術では、O、MgとMnとSの添加バランスをある条件に調整し、MgOとMgSとの複合析出を利用して（Nb,Ti）Nの均一微細化を図り、打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させて、穴拡げ加工時の応力集中を緩和し、穴拡げ性を向上させるとしている。
特許文献１に記載された技術では、目標とする強度は、引張強さTS：780MPa以上であるが、C含有量を増加すれば、引張強さTS：980MPa以上の高強度を確保することもできる。しかし、更なる高強度化のためにC含有量を増加すると、Ti炭化物の析出量の制御が困難となり、穴拡げ加工性を向上させるために必要な0.02％以上の固溶Tiを安定して残存させることができにくいという問題があった。
また、特許文献２に記載された技術では、鋼板組織を、粒径２μm以上のフェライトの割合が80％以上であるフェライト＋ベイナイトの混合組織としており、得られる鋼板強度は高々976MPa程度までで、引張強さTS：980MPa以上という更なる高強度化を達成できにくく、引張強さTS：980MPa以上という高強度が得られたとしても、フェライト相の靭性が著しく低下し、優れた穴拡げ加工性を確保できないという問題があった。
また、特許文献３に記載された技術では、（Nb,Ti）Nの均一微細化を図り、打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させて、穴拡げ加工時の応力集中を緩和し、穴拡げ性（穴拡げ加工性）を向上させるとしているが、（Nb,Ti）Nの均一微細化により、（Nb,Ti）N同士の距離が縮まり、局部変形時に発生したボイドが連結しやすくなり、局部伸びが低下する場合があるという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持しつつ、さらに優れた穴拡げ加工性を有する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。なお、本発明が目的とする高強度熱延鋼板は板厚２〜４mmの薄鋼板とする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した状態で、穴拡げ加工性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、ベイナイト相を主相とする組織として引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した場合には、セメンタイトが穴拡げ加工時、あるいは局部変形時のボイド形成の起点として作用し、セメンタイトの量が多くなると、ボイドが連結しやすく、局部延性が低下し、穴拡げ加工性を低下させることを知見した。また、セメンタイトの粒径が大きくなると、穴拡げ加工の前処理である打抜き加工の打抜き端面に粗大なボイドが形成され、穴拡げ加工性が低下することも見出した。
このようなことから、本発明者らは更なる研究を行い、引張強さTS：980MPa以上という高強度を維持した状態で、穴拡げ加工性、さらには局部延性を向上させるためには、C、Si、Ti、Vの含有量バランスを調整し、さらに製造条件を適正化して、セメンタイトを質量％で0.8％以下、セメンタイトの平均粒径を150nm以下に調整し、セメンタイト同士の間隔を広くすることが肝要になることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）質量％で、C：0.1％超0.2％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5〜2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.007％以下、Ti：0.07〜0.2％、V：0.1％超0.3％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とし、主相以外の残部が面積率で10％以下の、マルテンサイト相、オーステナイト相、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織を有し、かつ組織中に分散するセメンタイトが質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下であり、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
（１）質量％で、C：0.1％超0.2％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5〜2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.007％以下、Ti：0.07〜0.2％、V：0.1％超0.3％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とし、主相以外の残部が面積率で10％以下の、マルテンサイト相、オーステナイト相、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織を有し、かつ組織中に分散するセメンタイトが質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下であり、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
（４）鋼素材を、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、第一段冷却と第二段冷却の二段階からなる冷却を施し、ついで巻き取り熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.1％超0.2％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5〜2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.007％以下、Ti：0.07〜0.2％、V：0.1％超0.3％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記加熱が前記鋼素材を1200℃以上に加熱する処理であり、前記仕上圧延が、仕上圧延終了温度：850〜950℃とする圧延であり、前記第一段冷却が、前記仕上圧延を終了した後、1.5ｓ以内に冷却を開始し、20〜80℃／ｓの平均冷却速度で500〜600℃の第一段冷却停止温度まで冷却する冷却であり、前記第二段冷却が、前記第一段冷却終了後、3ｓ以内に90℃／s以上の平均冷却速度で330〜470℃の第二段冷却停止温度まで冷却する冷却であり、前記第二段冷却終了後、前記第二段冷却停止温度を巻取温度として巻き取り、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とし、主相以外の残部が面積率で10％以下の、マルテンサイト相、オーステナイト相、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織を有し、かつ組織中に分散するセメンタイトが質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下であり、引張強さTSが980MPa以上である熱延鋼板とすることを特徴とする穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持したまま、穴拡げ加工性が顕著に向上した熱延鋼板を安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明熱延鋼板は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム等の素材として適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となるという効果もある。
まず、本発明熱延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、各成分元素の含有量を示す「％」はとくに断らない限り、「質量％」を意味するものとする。
C：0.1％超0.2％以下
Cは、ベイナイトの生成を促進し、鋼の強度を増加させ、ベイナイトの生成を促進する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、C含有量を0.1％超とする必要がある。一方、CはFeと結合してセメンタイトを形成するため、過剰なCの含有は、セメンタイト個数を増加させ、ボイドの起点となるセメンタイト同士の間隔を狭めることになり、局部延性を低下させ、穴拡げ加工性が低下する。また、0.2％を超える過剰なCの含有は、溶接性を低下させる。このようなことから、Cは0.1％超0.2％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12〜0.17％である。
C：0.1％超0.2％以下
Cは、ベイナイトの生成を促進し、鋼の強度を増加させ、ベイナイトの生成を促進する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、C含有量を0.1％超とする必要がある。一方、CはFeと結合してセメンタイトを形成するため、過剰なCの含有は、セメンタイト個数を増加させ、ボイドの起点となるセメンタイト同士の間隔を狭めることになり、局部延性を低下させ、穴拡げ加工性が低下する。また、0.2％を超える過剰なCの含有は、溶接性を低下させる。このようなことから、Cは0.1％超0.2％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.12〜0.17％である。
Si：1.0％以下
Siは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、粗大なセメンタイトの生成を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。Siは、とくに粗大なセメンタイトの生成を抑制する作用を介して、ボイドの起点となるセメンタイトの間隔を広くして、局部延性、穴拡げ加工性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超える含有は、鋼板の表面性状を著しく劣化させ、化成処理性や耐食性の低下を招く。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5〜0.9％である。
Siは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、粗大なセメンタイトの生成を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素の一つである。Siは、とくに粗大なセメンタイトの生成を抑制する作用を介して、ボイドの起点となるセメンタイトの間隔を広くして、局部延性、穴拡げ加工性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超える含有は、鋼板の表面性状を著しく劣化させ、化成処理性や耐食性の低下を招く。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5〜0.9％である。
Mn：1.5〜2.5％
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、さらに焼入れ性向上を介してベイナイト相の生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、1.5％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超えて含有すると、中央偏析が顕著となり、鋼板の打抜き端面性状を低下させ、穴拡げ加工性を低下させる。このため、Mn量は1.5〜2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.7〜2.2％の範囲である。
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、さらに焼入れ性向上を介してベイナイト相の生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、1.5％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超えて含有すると、中央偏析が顕著となり、鋼板の打抜き端面性状を低下させ、穴拡げ加工性を低下させる。このため、Mn量は1.5〜2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.7〜2.2％の範囲である。
P：0.05％以下
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与するが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靭性や加工性を低下させる。このため、Pは極力低減することが好ましいが、0.05％までの含有は許容できる。このようなことから、Pは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.02％以下である。
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与するが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靭性や加工性を低下させる。このため、Pは極力低減することが好ましいが、0.05％までの含有は許容できる。このようなことから、Pは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.02％以下である。
S：0.005％以下
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、加工性を低下させる。このため、Sは極力低減することが好ましいが、0.005％までの含有は許容できる。このようなことから、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、加工性を低下させる。このため、Sは極力低減することが好ましいが、0.005％までの含有は許容できる。このようなことから、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える過剰な含有は、酸化物系介在物の増加を招き、疵発生の原因となるとともに、鋼板の加工性を低下させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える過剰な含有は、酸化物系介在物の増加を招き、疵発生の原因となるとともに、鋼板の加工性を低下させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
N：0.007％以下
Nは、窒化物形成元素と結合し窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかし、Nは高温でTiと結合し、粗大な窒化物になりやすく、穴拡げ加工時にボイドの起点となりやすい。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.007％までは許容できる。このようなことから、Nは0.007％以下に限定した。なお、好ましくは0.006％以下、さらに好ましくは0.005％以下である。
Nは、窒化物形成元素と結合し窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかし、Nは高温でTiと結合し、粗大な窒化物になりやすく、穴拡げ加工時にボイドの起点となりやすい。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.007％までは許容できる。このようなことから、Nは0.007％以下に限定した。なお、好ましくは0.006％以下、さらに好ましくは0.005％以下である。
Ti：0.07〜0.2％
Tiは、炭窒化物を形成し結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与する。また、Tiは、300〜500℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減する作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、0.07％以上の含有を必要とする。一方、0.2％を超える過剰な含有は、上記した効果が飽和するうえ、粗大な析出物の増加を招き、穴拡げ加工性の低下を招く。また、Tiはフェライト相の生成を促進させるため、所望の組織を確保できなくなり、穴拡げ加工性が低下する。このため、Tiは0.07〜0.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.15％である。
Tiは、炭窒化物を形成し結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与する。また、Tiは、300〜500℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減する作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、0.07％以上の含有を必要とする。一方、0.2％を超える過剰な含有は、上記した効果が飽和するうえ、粗大な析出物の増加を招き、穴拡げ加工性の低下を招く。また、Tiはフェライト相の生成を促進させるため、所望の組織を確保できなくなり、穴拡げ加工性が低下する。このため、Tiは0.07〜0.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.15％である。
V：0.1％超0.3％以下
Vは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上を介して、ベイナイト相の生成および微細化に貢献する元素である。また、Vは、300〜500℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減する作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、0.1％超の含有を必要とする。一方、0.3％を超える過剰な含有は、延性を低下させるとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Vは0.1％超0.3％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.13〜0.27％、さらに好ましくは0.15〜0.25％である。
Vは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、また析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上を介して、ベイナイト相の生成および微細化に貢献する元素である。また、Vは、300〜500℃（巻取り温度）程度の温度範囲では微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減する作用を有し、本発明において重要な元素の一つである。このような効果を発現させるためには、0.1％超の含有を必要とする。一方、0.3％を超える過剰な含有は、延性を低下させるとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Vは0.1％超0.3％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.13〜0.27％、さらに好ましくは0.15〜0.25％である。
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、必要に応じて基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有できる。
Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、B、Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
Nbは、炭窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.1％を超える含有は、変形抵抗が増加して熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難になるとともに、粗大な析出物を形成し、加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Nbは0.005〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.05％、さらに好ましくは0.02〜0.04％である。
Nb、B、Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
Nbは、炭窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.1％を超える含有は、変形抵抗が増加して熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難になるとともに、粗大な析出物を形成し、加工性の低下を招く。このため、含有する場合には、Nbは0.005〜0.1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.05％、さらに好ましくは0.02〜0.04％である。
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成、成長を抑制し、また焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の形成および微細化に寄与し、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を発現させるためには、0.0002％以上含有することが好ましいが、0.002％を超える含有は加工性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Bは0.0002〜0.002％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0015％である。
Cuは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。Cuは、とくにベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましいが、0.3％を超える含有は、表面性状の低下を招く。このため、含有する場合には、Cuは0.005〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.2％である。
Niは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を生成しやすくする作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましいが、0.3％を超えて含有すると、マルテンサイト相を生成しやすくなり、穴拡げ加工性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Niは0.005〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.2％である。
Crは、炭化物を形成し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.3％を超える過剰な含有は、鋼板の耐食性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.005〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.2％である。
Moは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を形成しやすくし、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましいが、0.3％を超えて含有すると、マルテンサイト相を生成しやすくなり、穴拡げ加工性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.005〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.2％である。
Moは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相を形成しやすくし、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましいが、0.3％を超えて含有すると、マルテンサイト相を生成しやすくなり、穴拡げ加工性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.005〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.2％である。
Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形状制御を介して、穴拡げ加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Caは、硫化物系介在物の形状を制御し、穴拡げ加工性の向上に有効に寄与する元素である。この効果を発現させるためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.01％を超える過剰な含有は、介在物量を増加させ表面欠陥を多発させる原因となる。このため、含有する場合には、Caは0.0003〜0.01％の範囲に限定することが好ましい。
Ca、REMはいずれも、介在物の形状制御を介して、穴拡げ加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Caは、硫化物系介在物の形状を制御し、穴拡げ加工性の向上に有効に寄与する元素である。この効果を発現させるためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.01％を超える過剰な含有は、介在物量を増加させ表面欠陥を多発させる原因となる。このため、含有する場合には、Caは0.0003〜0.01％の範囲に限定することが好ましい。
REMは、Caと同様、硫化物系介在物の形状を制御し、穴拡げ加工性に対する硫化物系介在物の悪影響を改善し、穴拡げ加工性向上に寄与する元素である。この効果を発現させるためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.01％を超える過剰な含有は、介在物量を増加させ鋼の清浄度を悪化させ、穴拡げ加工性を低下させる。このため、含有する場合は、REMは0.0003〜0.01％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.005％以下、W：0.1％以下、Ta：0.1％以下、Co：0.1％以下、Sb：0.1％以下、Sn：0.1％以下、Zr：0.1％以下等が許容できる。
次に、本発明熱延鋼板の組織限定の理由について説明をする。
本発明熱延鋼板では、主相はベイナイト相とする。ここでいう「主相」は、面積率で90％以上である相をいう。ベイナイト相以外の相を主相とすると、所望の高強度と良好な穴拡げ加工性を安定して確保できない。このようなことから、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とした。なお、好ましくは92％以上、より好ましくは95％以上である。
次に、本発明熱延鋼板の組織限定の理由について説明をする。
本発明熱延鋼板では、主相はベイナイト相とする。ここでいう「主相」は、面積率で90％以上である相をいう。ベイナイト相以外の相を主相とすると、所望の高強度と良好な穴拡げ加工性を安定して確保できない。このようなことから、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とした。なお、好ましくは92％以上、より好ましくは95％以上である。
主相であるベイナイト相以外の残部は、マルテンサイト相、オーステナイト相（残留オーステナイト相）、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる。主相以外の残部の相は、面積率で合計10％以下（０％を含む）とする。ベイナイト相以外の残部の相が10％を超えると、所望の高強度と良好な穴拡げ加工性を安定して確保できない。とくにマルテンサイト相が増加すると、所望の良好な穴拡げ加工性を安定して確保できない。
本発明熱延鋼板は、上記した組織を有し、組織中にセメンタイトが分散した組織を呈する。セメンタイトは主としてベイナイト相中に分散して存在するが、ベイナイト以外の相中、あるいは相の境界に存在することもある。本発明熱延鋼板では、組織中に分散するセメンタイトは、質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下とする。
セメンタイトが、組織中に、質量％で0.8％を超えて多量に分散すると、分散するセメンタイトの個数が増加し、加工時にセメンタイトを起点としたボイドが連結しやすくなり、局部延性が低下し、穴拡げ加工性が低下する。このため、セメンタイトは質量％で0.8％以下に限定した。なお、好ましくは0.6％以下である。より好ましくは0.5％以下である。
セメンタイトが、組織中に、質量％で0.8％を超えて多量に分散すると、分散するセメンタイトの個数が増加し、加工時にセメンタイトを起点としたボイドが連結しやすくなり、局部延性が低下し、穴拡げ加工性が低下する。このため、セメンタイトは質量％で0.8％以下に限定した。なお、好ましくは0.6％以下である。より好ましくは0.5％以下である。
また、セメンタイトの平均粒径が150nmを超えて粗大化すると、加工時にセメンタイトを起点とした粗大なボイドが発生しやすくなり、穴拡げ加工性が低下する。このため、セメンタイトの平均粒径を150nm以下に限定した。なお、好ましくは130nm以下、さらに好ましくは110nm以下である。
つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明をする。
つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明をする。
本発明では、鋼素材を、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、第一段冷却と第二段冷却の二段階からなる冷却を施し、ついで巻き取る工程を経て、熱延鋼板とする。
出発材である鋼素材の製造方法は、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の製造方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。なお、造塊−分塊圧延法を用いてもなんら問題はない。
出発材である鋼素材の製造方法は、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の製造方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。なお、造塊−分塊圧延法を用いてもなんら問題はない。
得られた鋼素材をまず、加熱温度：1200℃以上に加熱する。
加熱温度：1200℃以上
本発明で使用する鋼素材には、Tiなどの炭窒化物形成元素が含まれているが、これら炭窒化物形成元素は、ほとんどが粗大な炭窒化物（析出物）として存在している。また、Tiなどの炭窒化物形成元素が粗大な析出物のままで存在すると、析出強化に寄与する微細な析出物量が低下する。このため、鋼板強度が低下する。この粗大な析出物を熱間圧延前に固溶させるために、加熱温度は1200℃以上に限定した。なお、好ましくは1220℃〜1350℃である。
加熱温度：1200℃以上
本発明で使用する鋼素材には、Tiなどの炭窒化物形成元素が含まれているが、これら炭窒化物形成元素は、ほとんどが粗大な炭窒化物（析出物）として存在している。また、Tiなどの炭窒化物形成元素が粗大な析出物のままで存在すると、析出強化に寄与する微細な析出物量が低下する。このため、鋼板強度が低下する。この粗大な析出物を熱間圧延前に固溶させるために、加熱温度は1200℃以上に限定した。なお、好ましくは1220℃〜1350℃である。
ついで、加熱された鋼素材は、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。
粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は、とくに限定する必要はない。粗圧延に引続き、仕上圧延終了温度：850〜950℃とする仕上圧延を施す。なお、仕上圧延の前、あるいは仕上圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことはいうまでもない。
粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は、とくに限定する必要はない。粗圧延に引続き、仕上圧延終了温度：850〜950℃とする仕上圧延を施す。なお、仕上圧延の前、あるいは仕上圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことはいうまでもない。
仕上圧延終了温度：850〜950℃
仕上圧延終了温度が850℃未満では、仕上圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域圧延となり、圧延後に加工組織が残存して、穴拡げ加工性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が950℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱延板のベイナイト相が粗大化する。このため、穴拡げ加工性が低下する。このようなことから、仕上圧延終了温度を850〜950℃の範囲に限定した。なお、好ましくは870〜930℃である。ここでいう「仕上圧延終了温度」は、表面温度を用いるものとする。
仕上圧延終了温度が850℃未満では、仕上圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域圧延となり、圧延後に加工組織が残存して、穴拡げ加工性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が950℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱延板のベイナイト相が粗大化する。このため、穴拡げ加工性が低下する。このようなことから、仕上圧延終了温度を850〜950℃の範囲に限定した。なお、好ましくは870〜930℃である。ここでいう「仕上圧延終了温度」は、表面温度を用いるものとする。
仕上圧延終了後、第一段冷却と第二段冷却の二段階からなる冷却を施す。
第一段冷却では、仕上圧延を終了した後、1.5ｓ以内に、好ましくは直ちに冷却を開始し、20〜80℃／ｓの平均冷却速度で500〜600℃の第一段冷却停止温度まで冷却する。
第一段冷却の冷却開始時間が、1.5ｓを超えて長くなると、オーステナイト粒が粗大となり、ベイナイト相が粗大化する。また、オーステナイト粒が粗大となると、鋼板の焼入れ性が上昇し、マルテンサイト相が生成しやすくなり、所望の優れた穴拡げ加工性が確保できなくなる。このため、第一段冷却の冷却開始時間は、仕上圧延終了後、1.5ｓ以内に限定した。
第一段冷却では、仕上圧延を終了した後、1.5ｓ以内に、好ましくは直ちに冷却を開始し、20〜80℃／ｓの平均冷却速度で500〜600℃の第一段冷却停止温度まで冷却する。
第一段冷却の冷却開始時間が、1.5ｓを超えて長くなると、オーステナイト粒が粗大となり、ベイナイト相が粗大化する。また、オーステナイト粒が粗大となると、鋼板の焼入れ性が上昇し、マルテンサイト相が生成しやすくなり、所望の優れた穴拡げ加工性が確保できなくなる。このため、第一段冷却の冷却開始時間は、仕上圧延終了後、1.5ｓ以内に限定した。
また、第一段冷却の平均冷却速度が20℃／ｓ未満と冷却が遅くなると、フェライトあるいは粗大なベイナイトの生成が促進され、所望の高強度または穴拡げ加工性を確保できなくなる。一方、80℃／ｓを超えて急冷されると、マルテンサイトが生成されやすく硬質化して、穴拡げ加工性が低下する。このようなことから、第一段冷却の平均冷却速度を20〜80℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは25〜60℃／ｓである。
また、第一段冷却停止温度が、500℃未満では、遷移沸騰領域に入り鋼板温度のバラつきが大きくなり、組織が不均一となり、所望の優れた穴拡げ加工性を確保できなくなる。一方、第一段冷却停止温度が600℃を超える高温となると、フェライト変態が促進されて、所望の高強度を確保できなくなる。このため、第一段冷却停止温度は500〜600℃に限定した。なお、好ましくは520〜580℃である。
第一段冷却終了後、直ちに、3ｓ以内に、好ましくは直ちに第二段冷却を開始し、90℃／ｓ以上の平均冷却速度で330〜470℃の第二段冷却停止温度まで冷却する。
第二段冷却の冷却開始時間が、3ｓを超えて長くなると、フェライト変態が開始し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、第二段冷却の冷却開始時間は、第一段冷却終了後、3ｓ以内に限定した。
第二段冷却の冷却開始時間が、3ｓを超えて長くなると、フェライト変態が開始し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、第二段冷却の冷却開始時間は、第一段冷却終了後、3ｓ以内に限定した。
また、第二段冷却の平均冷却速度が90℃／ｓ未満では、生成するベイナイトが粗大化し、所望の穴拡げ加工性を確保できなくなる。このようなことから、第二段冷却の平均冷却速度を90℃／ｓ以上に限定した。なお、第二段冷却の平均冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、被冷却板の板厚や冷却設備の能力とも関連して、250℃／ｓ程度が上限となる。なお、好ましくは100〜200℃／ｓである。
第二段冷却停止温度が、330℃未満では、鋼板組織に、硬質なマルテンサイト相や残留オーステナイト相が形成され、所望の組織を確保できなくなり、穴拡げ加工性が低下する。一方、470℃を超えて高温となると、鋼板組織にフェライト相やマルテンサイト相が増加し、所望の組織を確保できなくなり、穴拡げ加工性が著しく低下する。このため、第一段冷却停止温度は330〜470℃に限定した。なお、好ましくは350〜450℃である。
第二段冷却停止温度まで冷却した後、該第二段冷却停止温度を巻取温度として、コイル状に巻き取り、熱延鋼板（熱延鋼帯）とする。
なお、上記した温度は、鋼板の表面温度を意味する。
また、巻取った後に、さらに熱延鋼板には常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。また、得られた熱延鋼板に、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。あるいは酸洗後に、さらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
なお、上記した温度は、鋼板の表面温度を意味する。
また、巻取った後に、さらに熱延鋼板には常法にしたがい、調質圧延を施してもよい。また、得られた熱延鋼板に、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。あるいは酸洗後に、さらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。ついで、これらの鋼素材を、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。一部の熱延鋼板では、冷却を一段階の冷却とした。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨し腐食液（３％ナイタール溶液）で組織を現出し、板厚１／４位置について走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて組織を観察し、３視野について組織を撮影（倍率：3000倍）して、組織の同定および画像解析により各相の組織分率（面積率）を算出した。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨し腐食液（３％ナイタール溶液）で組織を現出し、板厚１／４位置について走査型電子顕微鏡（SEM）を用いて組織を観察し、３視野について組織を撮影（倍率：3000倍）して、組織の同定および画像解析により各相の組織分率（面積率）を算出した。
また、得られた熱延鋼板の板厚１／４位置からレプリカ採取用試験片（大きさ：10mm×15mm）を採取し、２段レプリカ法によりレプリカ膜を作製しセメンタイトを採取して、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて、採取されたセメンタイトを観察し、５視野について撮影（倍率：50000倍）して、各セメンタイトの粒径を求め、平均して当該鋼板のセメンタイトの平均粒径とした。なお、アスペクト比を持つセメンタイトの場合は、長軸長さと短軸長さの平均値を当該セメンタイトの粒径とした。
また、得られた熱延鋼板から電解残渣抽出用試験片（大きさ：ｔ×50×100 mm）を採取し、10％ＡＡ系電解液（10vol％アセチルアセトン−１mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、電流密度：20mA/cm2で、試験片全厚に対して定電流電解した。得られた電解液を濾過し、濾過紙に残った電解残渣を、ICP分光分析装置を用いて分析し、電解残渣中のFe量を測定した。定量したFeが全てFe3Cであると仮定し、次式
Fe3C（質量％）＝（1.0716×[定量Fe（g）]）／[電解重量（g）]×100
で析出セメンタイト量を算出した。なお、Feの原子量を55.85（g/mol）、Cの原子量を12.01（g/mol）とする。なお、電解重量は、電解後の電解用試験片を洗浄し、重量を測定して、電解前の試験片重量から差し引くことにより求めた。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（降伏点）YP、引張強さTS、伸びElを求めた。
（３）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、穴拡げ試験用試験片（大きさ：ｔ×100×100 mm）を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠して、試験片中央に10mmφポンチで、クリアランス：12.5％で、ポンチ穴を打ち抜いた後、該ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄmmを求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−10）／10｝×100
で定義される穴拡げ率λ（％）を算出した。
Fe3C（質量％）＝（1.0716×[定量Fe（g）]）／[電解重量（g）]×100
で析出セメンタイト量を算出した。なお、Feの原子量を55.85（g/mol）、Cの原子量を12.01（g/mol）とする。なお、電解重量は、電解後の電解用試験片を洗浄し、重量を測定して、電解前の試験片重量から差し引くことにより求めた。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、降伏強さ（降伏点）YP、引張強さTS、伸びElを求めた。
（３）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、穴拡げ試験用試験片（大きさ：ｔ×100×100 mm）を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠して、試験片中央に10mmφポンチで、クリアランス：12.5％で、ポンチ穴を打ち抜いた後、該ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄmmを求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−10）／10｝×100
で定義される穴拡げ率λ（％）を算出した。
また、得られた熱延鋼板から、穴拡げ試験用試験片（大きさ：ｔ×100×100 mm）を採取し、試験片中央に10mmφポンチで、クリアランス：25.0％で、ポンチ穴を打ち抜いた後、該ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄmmを求め、上記した式で同様に穴広げ率λ（％）を算出した。なお、クリアランスは、板厚に対する割合（％）である。
なお、クリアランス12.5％で打抜いたポンチ穴に対して行った穴拡げ試験で得られたλが60％以上、クリアランス25.0％で打抜いたポンチ穴に対して行った穴拡げ試験で得られたλが40％以上の場合を、穴拡げ加工性が良好と評価した。
得られた結果を表３に示す。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、引張強さ：980MPa以上という高強度と、優れた穴拡げ加工性を有する高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の引張強さを確保できていないか、あるいは穴拡げ加工性が低下している。
Claims (6)
- 質量％で、
C ：0.1％超0.2％以下、 Si：1.0％以下、
Mn：1.5〜2.5％、 P ：0.05％以下、
S ：0.005％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.007％以下、 Ti：0.07〜0.2％、
V ：0.1％超0.3％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とし、主相以外の残部が面積率で10％以下の、マルテンサイト相、オーステナイト相、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織を有し、かつ組織中に分散するセメンタイトが質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下であり、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
- 鋼素材を、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、第一段冷却と第二段冷却の二段階からなる冷却を施し、ついで巻き取り熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.1％超0.2％以下、 Si：1.0％以下、
Mn：1.5〜2.5％、 P ：0.05％以下、
S ：0.005％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.007％以下、 Ti：0.07〜0.2％、
V ：0.1％超0.3％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記加熱が前記鋼素材を1200℃以上に加熱する処理であり、
前記仕上圧延が、仕上圧延終了温度：850〜950℃とする圧延であり、
前記第一段冷却が、前記仕上圧延を終了した後、1.5ｓ以内に冷却を開始し、20〜80℃／ｓの平均冷却速度で500〜600℃の第一段冷却停止温度まで冷却する冷却であり、
前記第二段冷却が、前記第一段冷却終了後、3ｓ以内に90℃／s以上の平均冷却速度で330〜470℃の第二段冷却停止温度まで冷却する冷却であり、
前記第二段冷却終了後、前記第二段冷却停止温度を巻取温度として巻き取り、面積率で90％以上のベイナイト相を主相とし、主相以外の残部が面積率で10％以下の、マルテンサイト相、オーステナイト相、フェライト相のうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織を有し、かつ組織中に分散するセメンタイトが質量％で0.8％以下、平均粒径が150nm以下であり、引張強さTSが980MPa以上である熱延鋼板とすることを特徴とする穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.002％、Cu：0.005〜0.3％、Ni：0.005〜0.3％、Cr：0.005〜0.3％、Mo：0.005〜0.3％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0003〜0.01％、REM：0.0003〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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