JP6485549B2 - 高強度熱延鋼板 - Google Patents
高強度熱延鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6485549B2 JP6485549B2 JP2017532259A JP2017532259A JP6485549B2 JP 6485549 B2 JP6485549 B2 JP 6485549B2 JP 2017532259 A JP2017532259 A JP 2017532259A JP 2017532259 A JP2017532259 A JP 2017532259A JP 6485549 B2 JP6485549 B2 JP 6485549B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- hot
- rolled steel
- ferrite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 118
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 118
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims description 49
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 48
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 20
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 19
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 17
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims description 14
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 56
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 37
- 238000000034 method Methods 0.000 description 23
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 22
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 16
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 14
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 11
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 9
- 230000008569 process Effects 0.000 description 9
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 8
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 8
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 7
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 7
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 4
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 4
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 4
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 4
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical group [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 2
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 2
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 2
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 2
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000005244 galvannealing Methods 0.000 description 1
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 1
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 229910002066 substitutional alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000010792 warming Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は熱延鋼板に関し、特に、プレス加工等により様々な形状に成形される自動車の足回り部品等に好適な、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
比較的安価に製造される熱延鋼板は、自動車をはじめとする各種の産業機器に広く使用されている。近年、地球温暖化対策に伴う二酸化炭素排出量規制の観点から、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保とを目的として、自動車用部品において高強度熱延鋼板の適用が拡大しつつある。
言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。例えば、足回り部品に対しては、プレス成形に関して、伸びフランジ成形及びバーリング成形の使用頻度が極めて高い。そのため、同部品に供される高強度熱延鋼板には優れた穴拡げ性が要求される。また、足回り部品には、安全性確保の観点から大きな負荷がかかった場合でも塑性変形することを避ける必要がある部品が多い。そのため、足回り部品に供される鋼板には、高い降伏比が要求される。
言うまでもなく、自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。例えば、足回り部品に対しては、プレス成形に関して、伸びフランジ成形及びバーリング成形の使用頻度が極めて高い。そのため、同部品に供される高強度熱延鋼板には優れた穴拡げ性が要求される。また、足回り部品には、安全性確保の観点から大きな負荷がかかった場合でも塑性変形することを避ける必要がある部品が多い。そのため、足回り部品に供される鋼板には、高い降伏比が要求される。
一般に、高強度熱延鋼板においては、高い降伏比と優れた穴拡げ性とを両立させるため、鋼組織をフェライト、ベイニティックフェライト、または、ベイナイトなどのいずれかの単相からなる組織とし、Ｍｎ、Ｓｉ等の固溶強化、及び／又はＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物あるいはＣｕによる析出強化により、組織を均一に強化することが検討されている。
例えば、特許文献１には、実質的にフェライト単相からなる組織に、Ｍｏを含むＴｉ炭化物を均一微細に分散させることを特徴とした、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、特許文献１の技術では、Ｍｏという極めて高価な合金元素の添加が必須であるので、経済的な観点から量産に適さない。
特許文献２には、所定量のＭｎ、Ｓｉを含有するＴｉ添加鋼について、熱延から巻取りまでの間の冷却を適切に制御して、組織をフェライト及びベイナイトとした上でＴｉＣを微細析出させることによって、高強度熱延鋼板の伸びと伸びフランジ性とを向上させる技術が開示されている。しかしながら、特許文献２では、足回り部品に適用される熱延鋼板に必要な特性の一つである降伏比に関しては何ら考慮されていない。また、析出強化されたフェライトに比べるとベイナイトは低降伏比を示すが、特許文献２の技術では、５０％のベイナイトを含むことを許容しており、高い降伏比が維持できないと類推される。加えて、特許文献２において定義されているフェライトはその定義が不明確であり、ポリゴナルフェライトではない、いわゆるベイニティックフェライトや擬ポリゴナルフェライトを含んでいることが考えられる。その理由として、特許文献２では、また、第１冷却停止温度として、ポリゴナルフェライトが十分に生成しない７２０℃以下の温度域も許容しているためである。ベイニティックフェライトや擬ポリゴナルフェライトは、ポリゴナルフェライトよりも低い降伏比を示す組織である。
特許文献３には、Ｍｎ含有量を低減し、さらにセメンタイトとして析出するＣの割合を制御することにより、靱性及び穴拡げ性を向上させたＴｉ添加高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献３の熱延鋼板では足回り部品への適用を想定した場合、５４０ＭＰａ以上の高強度鋼において例えば７５％以上という高い降伏比は得られていない。
また、特許文献４には、Ｍｎ及びＳｉ含有量を低減し、かつＴｉとＢとを一定量添加することによりＴｉＣの粗大化を抑制した、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、Ｂはオーステナイトの再結晶を抑制する効果があるので、同様の効果を有するＴｉと複合添加すると、熱間圧延時の圧延加重が著しく上昇し、熱延ミルへの負荷増大を招く。そのため、特許文献４の技術は、操業トラブルを引き起こすおそれがある。また、Ｂは含有量が数ｐｐｍ変動しただけで最終製品の強度が大きく変化するので、Ｂの含有を必須とする鋼は量産に適さない。
また、特許文献４には、Ｍｎ及びＳｉ含有量を低減し、かつＴｉとＢとを一定量添加することによりＴｉＣの粗大化を抑制した、穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。しかしながら、Ｂはオーステナイトの再結晶を抑制する効果があるので、同様の効果を有するＴｉと複合添加すると、熱間圧延時の圧延加重が著しく上昇し、熱延ミルへの負荷増大を招く。そのため、特許文献４の技術は、操業トラブルを引き起こすおそれがある。また、Ｂは含有量が数ｐｐｍ変動しただけで最終製品の強度が大きく変化するので、Ｂの含有を必須とする鋼は量産に適さない。
特許文献５には、多量のＳｉ、Ｍｎ及びＴｉを含有する鋼を適切な冷却条件にて冷却し、組織をグラニュラーベイニティックフェライト単相組織とした、高い降伏比と優れた穴拡げ性とを有する高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献５の技術ではグラニュラーベイニティックフェライト組織を得るために多量のＳｉ、Ｍｎを含有させる必要があるため、合金コストの増大を招くという問題がある。
本発明は、上記のような現状に鑑みてなされた。本発明の課題は、高い降伏比及び優れた穴拡げ性を有する高強度熱延鋼板を提供することである。本発明における高強度とは引張強度（ＴＳ）が５４０ＭＰａ以上であることを指す。
Ｔｉは、比較的安価であり、かつ微量の含有で著しい析出強化を発現する。本発明者らは、優れた穴拡げ性を達成するために、熱延鋼板の組織をポリゴナルフェライト主体とすることを前提とした。そして、本発明者らは、優れた穴拡げ性を有するポリゴナルフェライト主体組織において、強度を向上させるため、Ｔｉの析出強化を活用することを検討した。また、ポリゴナルフェライトを組織の主体としにＴｉ析出物が析出したＴｉ含有高強度熱延鋼板において、穴拡げ性を向上させる手法について鋭意検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
本発明者らは、ポリゴナルフェライトが主体の組織を有する鋼の個々のフェライト粒のマイクロ硬さを測定した。その結果、その硬さは測定した粒ごとに有意に異なっていることが分かった。さらに、個々のフェライト粒の硬さのばらつきを小さくすることによって、穴拡げ性を著しく向上できることを見出した。
また、本発明者らは、穴拡げ性の劣位なサンプルのポリゴナルフェライトの粒内を、透過型電子顕微鏡を用いて観察した。その結果、フェライトの特定方位に沿って伸長した非等軸形状のＴｉ系炭化物が多数析出しており、これが穴拡げ性に悪影響を及ぼしていることを見出した。従来、Ｔｉ炭化物の形状が穴拡げ性に影響するとの報告はほとんどなく、Ｔｉ系炭化物の形状が穴拡げ性に影響を及ぼすメカニズムは明らかでない。しかしながら、等軸形状のＴｉ系炭化物と比較して、非等軸形状のＴｉ系炭化物は母相フェライトとの整合性が高く、その周囲には大きな整合歪みが蓄積されていることが推定されるので、この整合歪みが穴拡げ加工中における亀裂の伝播を助長することで、穴拡げ性が劣化すると推定される。
本発明は上記の知見に基づいてなされた。その要旨を以下に示す。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０％〜０．２００％、Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％、Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．００１％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％、Ｖ：０％〜０．５０％、Ｎｂ：０％〜０．０９０％、Ｃｒ：０％〜０．５０％、Ｎｉ：０％〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｂ：０％〜０．００５０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、Ｂｉ：０％〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、組織が、面積率で、８０％以上のポリゴナルフェライトと、合計で５％以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で５％以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、前記σＨＶが３０以下であり前記ポリゴナルフェライトの粒内にＴｉ含有炭化物が５×１０７個／ｍｍ２以上存在し、前記Ｔｉ含有炭化物のうち個数割合で５０％以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が３未満であり、引張強度が５４０ＭＰａ以上である。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０％〜０．２００％、Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％、Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．００１％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％、Ｖ：０％〜０．５０％、Ｎｂ：０％〜０．０９０％、Ｃｒ：０％〜０．５０％、Ｎｉ：０％〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｂ：０％〜０．００５０％、Ｃａ：０％〜０．０１％、Ｍｇ：０％〜０．０１％、Ｂｉ：０％〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、組織が、面積率で、８０％以上のポリゴナルフェライトと、合計で５％以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で５％以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、前記σＨＶが３０以下であり前記ポリゴナルフェライトの粒内にＴｉ含有炭化物が５×１０７個／ｍｍ２以上存在し、前記Ｔｉ含有炭化物のうち個数割合で５０％以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が３未満であり、引張強度が５４０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｖ：０．０１０％〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１％〜０．０９０％、Ｃｒ：０．００１％〜０．５０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１％〜０．５０％、Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％から選択される一種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％、Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１％から選択される一種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の熱延鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
本発明の上記態様によれば、高い降伏比及び優れた穴拡げ性を有する高強度熱延鋼板を安価に製造することができる。また、本発明の上記態様にかかる鋼板は、自動車用部品、特に足回り部品などにおいて多用される伸びフランジ成形においても、優れた穴拡げ性を有する。そのため、特に、自動車分野において車体の軽量化や衝突安全性確保に寄与する。
以下に本発明の一実施形態に係る高強度熱延鋼板（以下、本実施形態に係る熱延鋼板と言う場合がある）について詳細に説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、
（ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０％〜０．２００％、Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％、Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．００１％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％を含有し、さらに、必要に応じてＶ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０９０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
（ｂ）組織が、面積率で、８０％以上のポリゴナルフェライトと、合計で５％以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で５％以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、
（ｃ）板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、前記σＨＶが３０以下であり
（ｄ）前記ポリゴナルフェライトの粒内にＴｉ含有炭化物が５×１０７個／ｍｍ２以上存在し、前記Ｔｉ含有炭化物のうち５０％以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が３未満であり、
（ｅ）引張強度が５４０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、
（ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０％〜０．２００％、Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％、Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．００１％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％を含有し、さらに、必要に応じてＶ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０９０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
（ｂ）組織が、面積率で、８０％以上のポリゴナルフェライトと、合計で５％以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で５％以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、
（ｃ）板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、前記σＨＶが３０以下であり
（ｄ）前記ポリゴナルフェライトの粒内にＴｉ含有炭化物が５×１０７個／ｍｍ２以上存在し、前記Ｔｉ含有炭化物のうち５０％以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が３未満であり、
（ｅ）引張強度が５４０ＭＰａ以上である。
＜鋼板の化学組成＞
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成を限定する理由について説明する。以下、化学組成を規定する「％」は全て「質量％」である。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成を限定する理由について説明する。以下、化学組成を規定する「％」は全て「質量％」である。
［Ｃ：０．０１０％〜０．２００％］
Ｃは、鋼板の析出強化または固溶強化による高強度化のために必須の元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上、さらに好ましくは、０．０４０％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であるとポリゴナルフェライトの生成が抑制されると共にセメンタイトが形成されやすくなる。また、ポリゴナルフェライトの各結晶粒の硬度差も大きくなる傾向にある。その結果、穴拡げ性が劣化すると。また、溶接性も著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１３０％以下、さらに好ましくは０．１１０％以下である。
Ｃは、鋼板の析出強化または固溶強化による高強度化のために必須の元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上、さらに好ましくは、０．０４０％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であるとポリゴナルフェライトの生成が抑制されると共にセメンタイトが形成されやすくなる。また、ポリゴナルフェライトの各結晶粒の硬度差も大きくなる傾向にある。その結果、穴拡げ性が劣化すると。また、溶接性も著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１３０％以下、さらに好ましくは０．１１０％以下である。
［Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％］
Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、島状スケールが発生し、表面品質が劣化する。従って、Ｓｉ含有量を２．５０％以下とする。好ましくは１．３０％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは、０．０１％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、島状スケールが発生し、表面品質が劣化する。従って、Ｓｉ含有量を２．５０％以下とする。好ましくは１．３０％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
［Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％］
Ｍｎは鋼板の強度向上に有効な元素である。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することで、固溶Ｓによる熱間脆化を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であるとオーステナイトからのフェライト変態が遅延して８０面積％以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、穴拡げ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｎは鋼板の強度向上に有効な元素である。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することで、固溶Ｓによる熱間脆化を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であるとオーステナイトからのフェライト変態が遅延して８０面積％以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、穴拡げ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
［Ｐ：０．０５０％以下］
Ｐは、不純物として含有される元素であり、鋼板の溶接性及び靱性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５０％を超えた場合に上記の影響が著しくなるので、溶接性及び靱性の劣化が顕著でない範囲として、Ｐ含有量を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐは、不純物として含有される元素であり、鋼板の溶接性及び靱性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５０％を超えた場合に上記の影響が著しくなるので、溶接性及び靱性の劣化が顕著でない範囲として、Ｐ含有量を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して、鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して、鋼板の穴拡げ性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
［Ｎ：０．００７０％以下］
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の穴拡げ性を著しく劣化させる。そのため、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．００７０％を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｎ含有量を０．００７０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の穴拡げ性を著しく劣化させる。そのため、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．００７０％を超えた場合に上記の影響が顕著になるので、穴拡げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｎ含有量を０．００７０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
［Ａｌ：０．００１％〜０．５０％］
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えても、効果が飽和するだけでなくコスト増加を招く。そのため、Ａｌ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えても、効果が飽和するだけでなくコスト増加を招く。そのため、Ａｌ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
［Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％］
Ｔｉは鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する元素である。また、ＴｉＣとして析出する事で固溶Ｃ量を低減し、穴拡げ性を劣化させるセメンタイトの析出を阻害する効果を有する元素でもある。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板において特に重要な元素である。Ｔｉ含有量が０．０５０％未満ではその効果は十分でないので、Ｔｉ含有量を０．０５０％以上とする。好ましくは、０．１００％以上、より好ましくは、０．１３０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、靭性が著しく劣化するとともに不要なコスト増加を招く。そのため、Ｔｉ含有量を０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｔｉは鋼中で炭化物を形成し、フェライトを均一に析出強化する元素である。また、ＴｉＣとして析出する事で固溶Ｃ量を低減し、穴拡げ性を劣化させるセメンタイトの析出を阻害する効果を有する元素でもある。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板において特に重要な元素である。Ｔｉ含有量が０．０５０％未満ではその効果は十分でないので、Ｔｉ含有量を０．０５０％以上とする。好ましくは、０．１００％以上、より好ましくは、０．１３０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、靭性が著しく劣化するとともに不要なコスト増加を招く。そのため、Ｔｉ含有量を０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、更に、強度や穴拡げ性を高めるために、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す範囲で、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉから選択される一種以上を含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分を意味する。
［Ｖ：０．０１０％〜０．５０％］
Ｖは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成する元素である。また、ＶはＴｉよりもオーステナイト中の溶解度積が大きく、鋼板の高強度化には有効な元素である。そのため、Ｔｉと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量が０．０１０％未満では上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．０７０％以上、より好ましくは０．１４０％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になるとコスト上昇を招くので、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。
Ｖは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成する元素である。また、ＶはＴｉよりもオーステナイト中の溶解度積が大きく、鋼板の高強度化には有効な元素である。そのため、Ｔｉと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。Ｖ含有量が０．０１０％未満では上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．０７０％以上、より好ましくは０．１４０％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になるとコスト上昇を招くので、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。
［Ｎｂ：０．００１％〜０．０９０％］
Ｎｂは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため、Ｔｉと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると鋼板の塑性異方性が増大し、穴拡げ性が劣化する。従って、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０９０％以下とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に鋼中で炭化物を形成し、鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため、Ｔｉと比較して高価ではあるが、必要に応じて含有させてもよい。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られないので、上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると鋼板の塑性異方性が増大し、穴拡げ性が劣化する。従って、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０９０％以下とする。
［Ｃｒ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｎｉ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｃｕ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｍｏ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％］
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂはいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため必要に応じて単独で、または２種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｎｉ：０．００１％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．００１％以上、Ｂ：０．０００１％以上とする必要がある。一方、これらの元素は、Ｍｎと同様に熱間圧延後のフェライト変態を遅延させる。そのため、含有量が過剰であると熱延鋼板の組織において面積率で８０％以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、熱延鋼板の穴拡げ性が劣化する。従って、各元素を含有させる場合でも、その含有量をそれぞれ、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．０９％以下、Ｂ：０．００４０％以下である。
［Ｎｉ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｃｕ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｍｏ：０．００１％〜０．５０％］
［Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％］
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂはいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。そのため必要に応じて単独で、または２種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｎｉ：０．００１％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．００１％以上、Ｂ：０．０００１％以上とする必要がある。一方、これらの元素は、Ｍｎと同様に熱間圧延後のフェライト変態を遅延させる。そのため、含有量が過剰であると熱延鋼板の組織において面積率で８０％以上のポリゴナルフェライトを得ることが困難となり、熱延鋼板の穴拡げ性が劣化する。従って、各元素を含有させる場合でも、その含有量をそれぞれ、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．０９％以下、Ｂ：０．００４０％以下である。
［Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％］
［Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％］
［Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１％］
Ｃａ及びＭｇは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉは鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。いずれの元素も、鋼板の穴拡げ性向上に寄与するので、必要に応じて単独でまたは２種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ０．０００１％以上含有させることが必要である。一方、これらの元素の含有量が過剰であると延性が劣化するので、含有させる場合でも、各元素の含有量は、それぞれ０．０１％以下とする。
［Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％］
［Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１％］
Ｃａ及びＭｇは鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉは鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。いずれの元素も、鋼板の穴拡げ性向上に寄与するので、必要に応じて単独でまたは２種以上を複合で含有させてもよい。上記効果を得るには、それぞれ０．０００１％以上含有させることが必要である。一方、これらの元素の含有量が過剰であると延性が劣化するので、含有させる場合でも、各元素の含有量は、それぞれ０．０１％以下とする。
＜熱延鋼板の組織＞
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織を限定した理由について説明する。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織を限定した理由について説明する。
［ポリゴナルフェライトの面積率：８０％以上］
ポリゴナルフェライトは、穴拡げ性の向上に有効な組織である。穴拡げ性確保のためにポリゴナルフェライトの面積率を８０％以上とする。好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。ポリゴナルフェライトの面積率は１００％でもよい、すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板は、ポリゴナルフェライト単相であってもよい。
ポリゴナルフェライトは、穴拡げ性の向上に有効な組織である。穴拡げ性確保のためにポリゴナルフェライトの面積率を８０％以上とする。好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。ポリゴナルフェライトの面積率は１００％でもよい、すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板は、ポリゴナルフェライト単相であってもよい。
［マルテンサイトおよびオーステナイトの面積率の合計：５％以下］
マルテンサイトおよびオーステナイトの面積率が合計で５％を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのためマルテンサイトおよびオーステナイトの面積率の合計を５％以下とする。好ましくは２％以下である。また、合計の面積率が０％（すなわち、マルテンサイト及びオーステナイトが含有されない）であってもよい。また、ここで言うオーステナイトとは、いわゆる残留オーステナイトである。
マルテンサイトおよびオーステナイトの面積率が合計で５％を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのためマルテンサイトおよびオーステナイトの面積率の合計を５％以下とする。好ましくは２％以下である。また、合計の面積率が０％（すなわち、マルテンサイト及びオーステナイトが含有されない）であってもよい。また、ここで言うオーステナイトとは、いわゆる残留オーステナイトである。
［パーライトおよびセメンタイトの面積率の合計：５％以下］
パーライトおよびセメンタイトの面積率が合計で５％を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、パーライトおよびセメンタイトの面積率を合計で５％以下とする。好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下である。また、合計の面積率が０％（すなわち、パーライトおよびセメンタイトが含有されない）であってもよい。
パーライトおよびセメンタイトの面積率が合計で５％を超えると穴拡げ性が著しく劣化する。そのため、パーライトおよびセメンタイトの面積率を合計で５％以下とする。好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下である。また、合計の面積率が０％（すなわち、パーライトおよびセメンタイトが含有されない）であってもよい。
［残部の組織］
上記以外の残部の組織は、ベイニティックフェライト及びベイナイトから選択される一種以上である。ただし、上記の組織の合計面積率が１００％である場合、ベイニティックフェライト及びベイナイトは含まれない。
上記以外の残部の組織は、ベイニティックフェライト及びベイナイトから選択される一種以上である。ただし、上記の組織の合計面積率が１００％である場合、ベイニティックフェライト及びベイナイトは含まれない。
上記の組織は、熱延鋼板から切り出した試料をエッチングにより組織を現出させた上で、その組織写真から同定することができる。
拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトは粒内に内部構造を有さず、かつ粒界が直線または円弧上となる。一方、ベイニティックフェライトやベイナイトは内部構造を有し、かつ粒界形状がアシュキュラーであり、ポリゴナルフェライトとは明確に異なる組織を有している。そのため、ポリゴナルフェライトと、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとは、ナイタールでエッチング後に光学顕微鏡を用いて得られた組織写真から、粒界形状および内部構造の有無によって判断できる。内部構造が明確に現れず、かつ粒界形状がアシュキュラ―状の組織（擬ポリゴナルフェライト）が存在する場合はベイニティックフェライトとしてカウントする。
また、セメンタイトおよびパーライトは黒くエッチングされることから明確に組織を識別する事が可能である。
また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出することができる。
本実施形態において、鋼板の組織は、鋼板の代表的な組織を示す、板厚の１／４深さの位置で観察する。
拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトは粒内に内部構造を有さず、かつ粒界が直線または円弧上となる。一方、ベイニティックフェライトやベイナイトは内部構造を有し、かつ粒界形状がアシュキュラーであり、ポリゴナルフェライトとは明確に異なる組織を有している。そのため、ポリゴナルフェライトと、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとは、ナイタールでエッチング後に光学顕微鏡を用いて得られた組織写真から、粒界形状および内部構造の有無によって判断できる。内部構造が明確に現れず、かつ粒界形状がアシュキュラ―状の組織（擬ポリゴナルフェライト）が存在する場合はベイニティックフェライトとしてカウントする。
また、セメンタイトおよびパーライトは黒くエッチングされることから明確に組織を識別する事が可能である。
また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出することができる。
本実施形態において、鋼板の組織は、鋼板の代表的な組織を示す、板厚の１／４深さの位置で観察する。
［板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個のポリゴナルフェライトの、マイクロ硬さの標準偏差σＨＶ：３０以下］
上述したように、個々のフェライト粒の硬さのばらつきを小さくすることによって、熱延鋼板の穴拡げ性を著しく向上させることができる。具体的には、板厚方向において、中心面（鋼板の板厚中央部を含み、板厚方向と垂直に交わる面）から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個のポリゴナルフェライトの硬さ（マイクロ硬さ）を測定し、そのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、σＨＶを３０以下とすることで優れた穴拡げ性が得られる。そのため、σＨＶを３０以下とする。標準偏差は小さい方がよいので、σＨＶの下限は０である。
σＨＶの具体的な測定方法を以下に説明する。硬さ測定用試料としては、鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、さらに表層の加工層を除去するためにコロイダルシリカを用いて化学的研磨を行い、その後ナイタール腐食して粒界を現出したものを用いる。マイクロ硬さは、微小硬度測定装置（商品名：ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥＨＭ２０００ ＸＹｐ）を用いて、板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在するランダムに選択した５０個のポリゴナルフェライト（各結晶粒）について、頂角１３６°の四角錐形状のビッカース圧子を、その圧痕がフェライト粒界に重ならないように粒内に押し込むことで測定する。押し込み荷重は２０Ｎとする。得られた５０個のデータより、マイクロ硬さの標準偏差σＨＶを求める。
上述したように、個々のフェライト粒の硬さのばらつきを小さくすることによって、熱延鋼板の穴拡げ性を著しく向上させることができる。具体的には、板厚方向において、中心面（鋼板の板厚中央部を含み、板厚方向と垂直に交わる面）から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個のポリゴナルフェライトの硬さ（マイクロ硬さ）を測定し、そのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、σＨＶを３０以下とすることで優れた穴拡げ性が得られる。そのため、σＨＶを３０以下とする。標準偏差は小さい方がよいので、σＨＶの下限は０である。
σＨＶの具体的な測定方法を以下に説明する。硬さ測定用試料としては、鋼板の圧延方向断面を鏡面研磨し、さらに表層の加工層を除去するためにコロイダルシリカを用いて化学的研磨を行い、その後ナイタール腐食して粒界を現出したものを用いる。マイクロ硬さは、微小硬度測定装置（商品名：ＦＩＳＣＨＥＲＳＣＯＰＥＨＭ２０００ ＸＹｐ）を用いて、板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在するランダムに選択した５０個のポリゴナルフェライト（各結晶粒）について、頂角１３６°の四角錐形状のビッカース圧子を、その圧痕がフェライト粒界に重ならないように粒内に押し込むことで測定する。押し込み荷重は２０Ｎとする。得られた５０個のデータより、マイクロ硬さの標準偏差σＨＶを求める。
［ポリゴナルフェライトの粒内に存在するＴｉ含有炭化物：５×１０７個／ｍｍ２以上］
［ポリゴナルフェライト粒内に存在するＴｉ含有炭化物の５０％以上が、長辺／短辺のアスペクト比で３未満］
本実施形態に係る熱延鋼板では、ポリゴナルフェライトの粒内に、５×１０７個／ｍｍ２以上のＴｉ含有炭化物が含まれる。５×１０７個／ｍｍ２以下では、析出強化が不十分で強度不足になる。一方、上限を規定する必要はないが、通常、上述の成分範囲であれば、１×１０１１個／ｍｍ２よりも多くなることはない。
また、このポリゴナルフェライトの粒内に存在するＴｉ含有炭化物のうち、個数割合で５０％以上を、短辺の長さに対する長辺の長さの比（長辺／短辺で表されるアスペクト比）が３未満の炭化物とすることで、優れた穴拡げ性が得られる。好ましくは、長辺／短辺のアスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物がポリゴナルフェライトの粒内に存在するＴｉ含有炭化物のうち２／３以上である。アスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物の割合は１００％でもよい。
アスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物の割合は、電子線の入射方位を母相フェライトの＜００１＞と平行として、透過型電子顕微鏡（倍率：２００，０００倍）によりＴｉ含有炭化物を少なくとも１００個以上観察した際、観察されたＴｉ含有炭化物の総数に対して、長辺／短辺のアスペクト比が３未満の炭化物を求めることで得られる。
本実施形態において、Ｔｉ含有炭化物とは、Ｔｉを含む炭化物であり、Ｖ、Ｎｂの１種以上をさらに含有してもよい。すなわち、Ｔｉ含有炭化物の結晶構造（ＮａＣｌ構造）を有し、かつＴｉの位置のいくつかがＶまたはＮｂで置き換えられている状態も含むものとする。
［ポリゴナルフェライト粒内に存在するＴｉ含有炭化物の５０％以上が、長辺／短辺のアスペクト比で３未満］
本実施形態に係る熱延鋼板では、ポリゴナルフェライトの粒内に、５×１０７個／ｍｍ２以上のＴｉ含有炭化物が含まれる。５×１０７個／ｍｍ２以下では、析出強化が不十分で強度不足になる。一方、上限を規定する必要はないが、通常、上述の成分範囲であれば、１×１０１１個／ｍｍ２よりも多くなることはない。
また、このポリゴナルフェライトの粒内に存在するＴｉ含有炭化物のうち、個数割合で５０％以上を、短辺の長さに対する長辺の長さの比（長辺／短辺で表されるアスペクト比）が３未満の炭化物とすることで、優れた穴拡げ性が得られる。好ましくは、長辺／短辺のアスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物がポリゴナルフェライトの粒内に存在するＴｉ含有炭化物のうち２／３以上である。アスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物の割合は１００％でもよい。
アスペクト比が３未満のＴｉ含有炭化物の割合は、電子線の入射方位を母相フェライトの＜００１＞と平行として、透過型電子顕微鏡（倍率：２００，０００倍）によりＴｉ含有炭化物を少なくとも１００個以上観察した際、観察されたＴｉ含有炭化物の総数に対して、長辺／短辺のアスペクト比が３未満の炭化物を求めることで得られる。
本実施形態において、Ｔｉ含有炭化物とは、Ｔｉを含む炭化物であり、Ｖ、Ｎｂの１種以上をさらに含有してもよい。すなわち、Ｔｉ含有炭化物の結晶構造（ＮａＣｌ構造）を有し、かつＴｉの位置のいくつかがＶまたはＮｂで置き換えられている状態も含むものとする。
［溶融亜鉛めっき層］
本実施形態に係る熱延鋼板は、その表面上に、公知の溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。溶融亜鉛めっき層を有している場合、さびの発生が抑制されるので、熱延鋼板の耐食性が向上する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、その表面上に、公知の溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。溶融亜鉛めっき層を有している場合、さびの発生が抑制されるので、熱延鋼板の耐食性が向上する。
＜鋼板の機械特性＞
［引張強度（ＴＳ）：５４０ＭＰａ以上］
［引張強度（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）との比（降伏比）：７５％以上］
［引張強度（ＴＳ）とＪＦＳＴ１００１で規定される穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ・λ）：５００００ＭＰａ・％以上］
近年の自動車用高強度熱延鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、その機械的特性として引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上、かつ、引張強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳの比（ＹＲ（降伏比））が７５％以上、かつ、引張強度ＴＳとＪＦＳＴ１００１で規定される穴拡げ率λの積（ＴＳ・λ）が５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板では、化学組成及び組織を制御することによって、上記のように高い引張強度、降伏比、及び引張強度−穴拡げ性バランス（ＴＳ・λ）を全て具備することを目標とする。
引張強度は、好ましくは５９０ＭＰａ以上である。また、引張強度は、１１８０ＭＰａ超になると、溶接部の疲労特性が劣化するので、１１８０ＭＰａ以下が好ましい。
［引張強度（ＴＳ）：５４０ＭＰａ以上］
［引張強度（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）との比（降伏比）：７５％以上］
［引張強度（ＴＳ）とＪＦＳＴ１００１で規定される穴拡げ率（λ）との積（ＴＳ・λ）：５００００ＭＰａ・％以上］
近年の自動車用高強度熱延鋼板に要求される厳しい性能を満足するには、その機械的特性として引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上、かつ、引張強度ＴＳと０．２％耐力ＹＳの比（ＹＲ（降伏比））が７５％以上、かつ、引張強度ＴＳとＪＦＳＴ１００１で規定される穴拡げ率λの積（ＴＳ・λ）が５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板では、化学組成及び組織を制御することによって、上記のように高い引張強度、降伏比、及び引張強度−穴拡げ性バランス（ＴＳ・λ）を全て具備することを目標とする。
引張強度は、好ましくは５９０ＭＰａ以上である。また、引張強度は、１１８０ＭＰａ超になると、溶接部の疲労特性が劣化するので、１１８０ＭＰａ以下が好ましい。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板を得るのに好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の（Ａ）〜（Ｄ）の工程を含む製造方法によれば、安定して製造することができるので好ましい。
（Ａ）上述した範囲の化学組成を有する溶鋼から得られたスラブを１２００℃程度に加熱し、
（Ｂ）加熱されたスラブを１０５０℃以上１１５０℃以下での累積圧下率が５０％以上となるよう粗圧延を行い、
（Ｃ）粗圧延後の鋼板を、１０５０℃以下での累積圧下率が２０％〜８０％、最終パスの圧下率が１５％〜３５％、かつ、最終パスの温度（仕上げ温度）が９３０℃以上となるように仕上げ圧延を行い、
（Ｄ）その後、熱延鋼板を、ｉ）一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜ＭＴ（７２０℃≦ＭＴ≦８３０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるような条件で冷却し、その後、ｉｉ）二次冷却として、ＭＴ〜Ｔｘ（７２０℃≦Ｔｘ＜ＭＴ）の温度領域を、平均冷却速度が１０℃／ｓ以下となる条件で、ｔ（秒）＝５・［Ｍｎ］２で規定されるｔ秒間以上冷却を行い、（ここで、［Ｍｎ］は、単位質量％でのＭｎ含有量である。）続いて、ｉｉｉ）三次冷却として、二次冷却終了温度であるＴｘ〜ＣＴ（４５０℃≦ＣＴ≦６５０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、ＣＴまで冷却した後、熱延鋼板を巻取る。
以下、その理由について説明する。
（Ａ）上述した範囲の化学組成を有する溶鋼から得られたスラブを１２００℃程度に加熱し、
（Ｂ）加熱されたスラブを１０５０℃以上１１５０℃以下での累積圧下率が５０％以上となるよう粗圧延を行い、
（Ｃ）粗圧延後の鋼板を、１０５０℃以下での累積圧下率が２０％〜８０％、最終パスの圧下率が１５％〜３５％、かつ、最終パスの温度（仕上げ温度）が９３０℃以上となるように仕上げ圧延を行い、
（Ｄ）その後、熱延鋼板を、ｉ）一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜ＭＴ（７２０℃≦ＭＴ≦８３０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるような条件で冷却し、その後、ｉｉ）二次冷却として、ＭＴ〜Ｔｘ（７２０℃≦Ｔｘ＜ＭＴ）の温度領域を、平均冷却速度が１０℃／ｓ以下となる条件で、ｔ（秒）＝５・［Ｍｎ］２で規定されるｔ秒間以上冷却を行い、（ここで、［Ｍｎ］は、単位質量％でのＭｎ含有量である。）続いて、ｉｉｉ）三次冷却として、二次冷却終了温度であるＴｘ〜ＣＴ（４５０℃≦ＣＴ≦６５０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、ＣＴまで冷却した後、熱延鋼板を巻取る。
以下、その理由について説明する。
＜加熱工程＞
加熱工程では、上記のような化学組成を有するスラブを１２００℃程度に加熱する。ポリゴナルフェライト粒内におけるＴｉ含有炭化物の析出密度、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素の固溶状態に影響し、粗大な炭化物の形成を抑制する観点から、所望の性能を得るためには、加熱温度は１１５０℃から１２５０℃の温度範囲とすることが好ましい。
加熱工程では、上記のような化学組成を有するスラブを１２００℃程度に加熱する。ポリゴナルフェライト粒内におけるＴｉ含有炭化物の析出密度、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素の固溶状態に影響し、粗大な炭化物の形成を抑制する観点から、所望の性能を得るためには、加熱温度は１１５０℃から１２５０℃の温度範囲とすることが好ましい。
＜粗圧延工程＞
加熱されたスラブは、粗圧延工程及び仕上げ圧延工程からなる熱間圧延工程を経て熱延鋼板となる。本実施形態に係る熱延鋼板の製造に際しては、粗圧延及び仕上げ圧延のそれぞれの工程において、温度、圧下率等を制御することが好ましい。
熱間圧延の粗圧延工程においては、１０５０℃〜１１５０℃での累積圧下率を５０％以上とすることが好ましい。１０５０℃〜１１５０℃での累積圧下率が５０％を下回ると組織が不均一となり、σＨＶが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。本発明における累積圧下率とは、最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（圧延における最初のパス前の入口板厚と圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。また、累積圧下率は、粗圧延、仕上げ圧延でそれぞれ別に算出する。すなわち、粗圧延での累積圧下率は、粗圧延における最初のパス前の入口板厚と粗圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率であり、仕上げ圧延での累積圧下率は、仕上げ圧延における最初のパス前の入口板厚と仕上げ圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率である。
加熱されたスラブは、粗圧延工程及び仕上げ圧延工程からなる熱間圧延工程を経て熱延鋼板となる。本実施形態に係る熱延鋼板の製造に際しては、粗圧延及び仕上げ圧延のそれぞれの工程において、温度、圧下率等を制御することが好ましい。
熱間圧延の粗圧延工程においては、１０５０℃〜１１５０℃での累積圧下率を５０％以上とすることが好ましい。１０５０℃〜１１５０℃での累積圧下率が５０％を下回ると組織が不均一となり、σＨＶが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。本発明における累積圧下率とは、最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（圧延における最初のパス前の入口板厚と圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。また、累積圧下率は、粗圧延、仕上げ圧延でそれぞれ別に算出する。すなわち、粗圧延での累積圧下率は、粗圧延における最初のパス前の入口板厚と粗圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率であり、仕上げ圧延での累積圧下率は、仕上げ圧延における最初のパス前の入口板厚と仕上げ圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率である。
＜仕上げ圧延工程＞
熱間圧延の仕上げ圧延工程において、１０５０℃以下での累積圧下率は２０％〜８０％とすることが好ましい。１０５０℃以下での累積圧下率が８０％を超えると最終的に得られる熱延鋼板の組織の異方性が顕在化する。この場合、σＨＶが大きくなり穴拡げ性が低下する場合がある。これはフェライト粒の結晶方位の偏りが硬度差を助長していることに起因するものと推測される。一方、１０５０℃以下での累積圧下率が２０％を下回ると、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
熱間圧延の仕上げ圧延工程において、１０５０℃以下での累積圧下率は２０％〜８０％とすることが好ましい。１０５０℃以下での累積圧下率が８０％を超えると最終的に得られる熱延鋼板の組織の異方性が顕在化する。この場合、σＨＶが大きくなり穴拡げ性が低下する場合がある。これはフェライト粒の結晶方位の偏りが硬度差を助長していることに起因するものと推測される。一方、１０５０℃以下での累積圧下率が２０％を下回ると、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
［最終パスの圧下率：１５％〜３５％］
最終パスの圧下率は１５％〜３５％とすることが好ましい。最終パスの圧下率が３５％を超えると組織の異方性が顕在化し、その結果、σＨｖが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。そのため最終パスの圧下率を３５％以下とする。より好ましくは、２５％以下である。一方、最終パスの圧下率が１５％を下回るとオーステナイトへの歪みの蓄積が不足し、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
最終パスの圧下率は１５％〜３５％とすることが好ましい。最終パスの圧下率が３５％を超えると組織の異方性が顕在化し、その結果、σＨｖが大きくなって穴拡げ性が低下する場合がある。そのため最終パスの圧下率を３５％以下とする。より好ましくは、２５％以下である。一方、最終パスの圧下率が１５％を下回るとオーステナイトへの歪みの蓄積が不足し、仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が所望の範囲から外れ、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。
［仕上げ温度：９３０℃以上］
仕上げ温度（仕上げ圧延の最終パス後の鋼板温度）は９３０℃以上とすることが好ましい。仕上げ温度が９３０℃を下回ると最終的に得られる熱延鋼板において組織の異方性が顕在化し易く、その結果σＨｖが大きくなって穴拡げ性が低下する可能性が高くなる。一方、仕上げ温度が高くなるにつれ、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が拡大し、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。そのため、仕上げ温度の上限を１０００℃程度とすることが好ましい。
仕上げ温度（仕上げ圧延の最終パス後の鋼板温度）は９３０℃以上とすることが好ましい。仕上げ温度が９３０℃を下回ると最終的に得られる熱延鋼板において組織の異方性が顕在化し易く、その結果σＨｖが大きくなって穴拡げ性が低下する可能性が高くなる。一方、仕上げ温度が高くなるにつれ、オーステナイト粒径が粗大化するとともにオーステナイトへの歪みの蓄積が不足することにより仕上げ圧延後のフェライト変態が抑制され、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率およびポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差が拡大し、穴拡げ性が劣化する可能性が高くなる。そのため、仕上げ温度の上限を１０００℃程度とすることが好ましい。
＜冷却工程＞
上記の仕上げ圧延後、熱延鋼板に冷却を施す。
仕上げ圧延最終パス温度〜７２０℃の温度領域では、ｉ）フェライト中に析出するＴｉ含有炭化物の成長（粗大化）による、ポリゴナルフェライトの粒内におけるＴｉ含有炭化物密度の変化、及びｉｉ）ポリゴナルフェライト粒内に存在するＴｉ含有炭化物の長辺／短辺のアスペクト比の変化が大きくなる。そのため、仕上げ圧延最終パス温度〜７２０℃の温度域における平均冷却速度を３０℃／ｓとすることが所望の性能を得る上で効果的である。
さらに、上記の冷却後、８３０℃〜７２０℃の温度領域において、含有Ｍｎ量により応じて決定される所望の時間、熱延鋼板を低い平均冷却速度で冷却することは、フェライト変態及びＴｉ含有炭化物の析出を促進し、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率及びポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差を所望の範囲にする上で効果的である。
その後、さらに冷却を行った後、熱延鋼板を巻取る。その際、冷却速度が３０℃／ｓ未満であったり、巻取り温度が６５０℃超であると、冷却中または巻取り後に、熱延鋼板中のＴｉ含有炭化物が過度に粗大化し、所望の強度を確保することが困難となる場合がある。一方、巻取り温度を４５０℃未満とした場合、巻取り温度制御精度が低下するので好ましくない。したがって、巻取り温度を４５０〜６５０℃の範囲とし、かつ、巻取り温度までを所定の平均冷却速度以上で冷却することが効果的である。
すなわち、仕上げ圧延後の冷却工程では、仕上げ圧延後の熱延鋼板を、ｉ）一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜ＭＴ（７２０℃≦ＭＴ≦８３０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるような条件で冷却し、その後、ｉｉ）二次冷却として、ＭＴ〜Ｔｘ（７２０℃≦Ｔｘ＜ＭＴ）の温度領域を、平均冷却速度が１０℃／ｓ以下となる冷却条件で、以下の式１で規定されるｔ秒間以上冷却を行い、続いて、ｉｉｉ）三次冷却として、二次冷却終了温度（Ｔｘ）からＣＴ（４５０℃≦ＣＴ≦６５０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となる冷却条件で冷却し、４５０〜６５０℃の温度域で巻取ることが好ましい。
［ｔ（秒）＝５・［Ｍｎ］２］ 式１
ここで、［Ｍｎ］は、単位質量％でのＭｎ含有量である。
上記の仕上げ圧延後、熱延鋼板に冷却を施す。
仕上げ圧延最終パス温度〜７２０℃の温度領域では、ｉ）フェライト中に析出するＴｉ含有炭化物の成長（粗大化）による、ポリゴナルフェライトの粒内におけるＴｉ含有炭化物密度の変化、及びｉｉ）ポリゴナルフェライト粒内に存在するＴｉ含有炭化物の長辺／短辺のアスペクト比の変化が大きくなる。そのため、仕上げ圧延最終パス温度〜７２０℃の温度域における平均冷却速度を３０℃／ｓとすることが所望の性能を得る上で効果的である。
さらに、上記の冷却後、８３０℃〜７２０℃の温度領域において、含有Ｍｎ量により応じて決定される所望の時間、熱延鋼板を低い平均冷却速度で冷却することは、フェライト変態及びＴｉ含有炭化物の析出を促進し、最終的に得られるポリゴナルフェライト分率及びポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差を所望の範囲にする上で効果的である。
その後、さらに冷却を行った後、熱延鋼板を巻取る。その際、冷却速度が３０℃／ｓ未満であったり、巻取り温度が６５０℃超であると、冷却中または巻取り後に、熱延鋼板中のＴｉ含有炭化物が過度に粗大化し、所望の強度を確保することが困難となる場合がある。一方、巻取り温度を４５０℃未満とした場合、巻取り温度制御精度が低下するので好ましくない。したがって、巻取り温度を４５０〜６５０℃の範囲とし、かつ、巻取り温度までを所定の平均冷却速度以上で冷却することが効果的である。
すなわち、仕上げ圧延後の冷却工程では、仕上げ圧延後の熱延鋼板を、ｉ）一次冷却として、仕上げ圧延最終パス温度〜ＭＴ（７２０℃≦ＭＴ≦８３０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるような条件で冷却し、その後、ｉｉ）二次冷却として、ＭＴ〜Ｔｘ（７２０℃≦Ｔｘ＜ＭＴ）の温度領域を、平均冷却速度が１０℃／ｓ以下となる冷却条件で、以下の式１で規定されるｔ秒間以上冷却を行い、続いて、ｉｉｉ）三次冷却として、二次冷却終了温度（Ｔｘ）からＣＴ（４５０℃≦ＣＴ≦６５０℃）の温度領域を、平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となる冷却条件で冷却し、４５０〜６５０℃の温度域で巻取ることが好ましい。
［ｔ（秒）＝５・［Ｍｎ］２］ 式１
ここで、［Ｍｎ］は、単位質量％でのＭｎ含有量である。
本実施形態に係る熱延鋼板を製造する場合、必要に応じてさらに、以下の工程を備えてもよい。
＜めっき工程＞
巻取り工程の後に、前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程を備えてもよい。溶融亜鉛めっき処理を施すことにより鋼板表面にめっき層を形成し、鋼板の耐食性を向上させることができる。また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。またその際、鋼板の強度低下を抑制するため、溶融亜鉛めっき浸漬前の焼鈍中における最高加熱温度は８００℃以下とすることが好ましい。その他の溶融亜鉛めっき条件については常法に従えばよい。
＜その他の工程＞
本実施形態に係る熱延鋼板では、常法に従って、熱間圧延工程後に、酸洗を行ってもよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定しないが、０．１％以上３．０％未満とすることが好ましい。
＜めっき工程＞
巻取り工程の後に、前記熱延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施す溶融亜鉛めっき工程を備えてもよい。溶融亜鉛めっき処理を施すことにより鋼板表面にめっき層を形成し、鋼板の耐食性を向上させることができる。また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。またその際、鋼板の強度低下を抑制するため、溶融亜鉛めっき浸漬前の焼鈍中における最高加熱温度は８００℃以下とすることが好ましい。その他の溶融亜鉛めっき条件については常法に従えばよい。
＜その他の工程＞
本実施形態に係る熱延鋼板では、常法に従って、熱間圧延工程後に、酸洗を行ってもよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定しないが、０．１％以上３．０％未満とすることが好ましい。
以下にて本発明の実施例を説明する。
［実施例１］
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製してスラブを鋳造し、図１に示すパターンで加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを行った。この際、各工程での条件は、表２に示す通りであった。表２において、ＳＲＴ、Ｒ１、Ｒ２、Ｒ３、ＦＴ、ＭＴ、ｔ、ＣＴは、それぞれ以下を示している。
ＳＲＴ：スラブ加熱温度
Ｒ１：１０５０℃以上１１５０℃以下での累積圧下率
Ｒ２：１０５０℃以下での累積圧下率
Ｒ３：最終仕上げパスでの圧下率
ＦＴ：仕上げ圧延温度
ＭＴ：一次冷却停止温度
ｔ：二次冷却時間
ＣＴ：巻取り温度
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗し、表３中の処理と書かれた欄にめっきと示してある条件については溶融亜鉛めっきを施した後、熱延鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。
また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定した。
また、熱延鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、この試料の圧延方向断面に相当する面をナイタール液により腐食後、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真を撮影し、組織同定を行った。得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって各組織の面積率を算出した。ポリゴナルフェライト、およびベイナイト、ベイニティックフェライトは粒界形状および内部構造の有無によって判断し、黒くエッチングされた組織をセメンタイトおよびパーライトと識別した。また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：２００，０００倍）を用いてフェライト粒内に析出したＴｉ、Ｖ、Ｎｂの１種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が３以下である割合を求めた。
また、８０面積％以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。図３Ａに試番１４の、図３Ｂに試番１５のマイクロ硬さの測定結果を、１例としてそれぞれ示す。
［実施例１］
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室で溶製してスラブを鋳造し、図１に示すパターンで加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを行った。この際、各工程での条件は、表２に示す通りであった。表２において、ＳＲＴ、Ｒ１、Ｒ２、Ｒ３、ＦＴ、ＭＴ、ｔ、ＣＴは、それぞれ以下を示している。
ＳＲＴ：スラブ加熱温度
Ｒ１：１０５０℃以上１１５０℃以下での累積圧下率
Ｒ２：１０５０℃以下での累積圧下率
Ｒ３：最終仕上げパスでの圧下率
ＦＴ：仕上げ圧延温度
ＭＴ：一次冷却停止温度
ｔ：二次冷却時間
ＣＴ：巻取り温度
このようにして得られた熱延鋼板を酸洗し、表３中の処理と書かれた欄にめっきと示してある条件については溶融亜鉛めっきを施した後、熱延鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。
また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定した。
また、熱延鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、この試料の圧延方向断面に相当する面をナイタール液により腐食後、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真を撮影し、組織同定を行った。得られた組織写真から、ポイントカウンティング法によって各組織の面積率を算出した。ポリゴナルフェライト、およびベイナイト、ベイニティックフェライトは粒界形状および内部構造の有無によって判断し、黒くエッチングされた組織をセメンタイトおよびパーライトと識別した。また、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡にて得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：２００，０００倍）を用いてフェライト粒内に析出したＴｉ、Ｖ、Ｎｂの１種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が３以下である割合を求めた。
また、８０面積％以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。図３Ａに試番１４の、図３Ｂに試番１５のマイクロ硬さの測定結果を、１例としてそれぞれ示す。
得られた結果を表３及び４に示す。表３及び４中、Ｖα、ＶＰθ、ＶＭＡ、Ｂ,ＢＦ、σＨＶは以下を表している。組織の空欄は、観察されなかったことを示す。
Ｖα：フェライトの面積率
ＶＰθ：パーライト及びセメンタイトの合計面積率
ＶＭＡ：マルテンサイト及びオーステナイトの合計面積率
Ｂ,ＢＦ：ベイナイト及びベイニティックフェライト
σＨＶ：フェライトマイクロ硬さの標準偏差
試番１〜３、５〜６、１１、１７〜１９、２２、２５〜３４は化学組成および組織が全て本発明の規定する範囲内であるため所望の機械特性が得られている。一方、試番４、１０、１２〜１６、２０〜２１、２４、３６はσＨＶが本発明の規定する上限を超えており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番７、８、１８、３６はポリゴナルフェライトの面積率が本発明の規定する下限を下回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番９はマルテンサイトとオーステナイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番３６、３８はパーライトとセメンタイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。
また、試番７、８、１２、２３、２４、３５、３８では、炭化物個数密度が少なく、また、試番７、８、１２、２３、２４、３６ではアスペクト比３以下のＴｉ含有炭化物の割合が多くなっており、所望の機械特性が得られていない。
試番３７は、靭性が低く、試験片加工時に破断したため、試験を行うことができなかった。
Ｖα：フェライトの面積率
ＶＰθ：パーライト及びセメンタイトの合計面積率
ＶＭＡ：マルテンサイト及びオーステナイトの合計面積率
Ｂ,ＢＦ：ベイナイト及びベイニティックフェライト
σＨＶ：フェライトマイクロ硬さの標準偏差
試番１〜３、５〜６、１１、１７〜１９、２２、２５〜３４は化学組成および組織が全て本発明の規定する範囲内であるため所望の機械特性が得られている。一方、試番４、１０、１２〜１６、２０〜２１、２４、３６はσＨＶが本発明の規定する上限を超えており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番７、８、１８、３６はポリゴナルフェライトの面積率が本発明の規定する下限を下回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番９はマルテンサイトとオーステナイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番３６、３８はパーライトとセメンタイトとの面積率の合計が本発明の規定する上限を上回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。
また、試番７、８、１２、２３、２４、３５、３８では、炭化物個数密度が少なく、また、試番７、８、１２、２３、２４、３６ではアスペクト比３以下のＴｉ含有炭化物の割合が多くなっており、所望の機械特性が得られていない。
試番３７は、靭性が低く、試験片加工時に破断したため、試験を行うことができなかった。
［実施例２］
次に表１に示す化学組成を有する鋼のうちＡ〜Ｃ及びＧ、Ｈの５鋼種について、図１に示す熱間圧延及び冷却を施した。その後、脱スケール処理を施し、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、図２に示すパターンの合金化溶融亜鉛めっきラインを模擬した熱処理を施した。この際、各工程での条件は、表５に示す通りであった。表５において、ＲＡ、ＬＴＨ、ＤＩＰ、ＧＡは以下を表している。
ＲＡ：最高加熱温度
ＬＴＨ：低温保持温度
ＤＩＰ：Ｚｎ浴温度
ＧＡ：合金化温度
このようにして得られた熱延鋼板から、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定した。
また、鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、実施例１と同じ方法で各組織の面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：２００,０００倍）を用いてフェライト粒内に析出したＴｉ、Ｖ、Ｎｂの１種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が３以下である割合を求めた。８０面積％以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。
次に表１に示す化学組成を有する鋼のうちＡ〜Ｃ及びＧ、Ｈの５鋼種について、図１に示す熱間圧延及び冷却を施した。その後、脱スケール処理を施し、冷間圧延を施すことなく、連続熱処理シミュレーターを用いて、図２に示すパターンの合金化溶融亜鉛めっきラインを模擬した熱処理を施した。この際、各工程での条件は、表５に示す通りであった。表５において、ＲＡ、ＬＴＨ、ＤＩＰ、ＧＡは以下を表している。
ＲＡ：最高加熱温度
ＬＴＨ：低温保持温度
ＤＩＰ：Ｚｎ浴温度
ＧＡ：合金化温度
このようにして得られた熱延鋼板から、圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。この試験件を用いて、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴拡げ試験方法」に準じて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定した。
また、鋼板の圧延方向断面を含む試料を採取し、実施例１と同じ方法で各組織の面積率を算出した。
また、各熱延鋼板から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（倍率：２００,０００倍）を用いてフェライト粒内に析出したＴｉ、Ｖ、Ｎｂの１種以上を含有する炭化物を観察し、個数密度とアスペクト比が３以下である割合を求めた。８０面積％以上のポリゴナルフェライトが得られた鋼について、マイクロ硬さの標準偏差を前述の方法により測定した。
得られた結果を表６に示す。試番３９〜４２、４４〜４７は化学組成および組織が全て本発明の規定する範囲内であり、所望の機械特性が得られている。一方、試番４３はσＨＶが本発明の規定する上限を超えており、その結果、所望の機械特性が得られていない。試番４８はポリゴナルフェライト面積率が本発明の規定する下限を下回っており、その結果、所望の機械特性が得られていない。
本発明によれば、高い降伏比及び優れた穴拡げ性を有する高強度熱延鋼板を安価に製造することができる。また、本発明にかかる鋼板は、自動車用部品、特に足回り部品などにおいて多用される伸びフランジ成形においても、優れた穴拡げ性を有する。そのため、産業上、特に、自動車分野において車体の軽量化や衝突安全性確保に寄与する。
Claims (4)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１０％〜０．２００％、
Ｓｉ：０．００１％〜２．５０％、
Ｍｎ：０．００１％〜１．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．００１％〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０５０％〜０．３０％、
Ｖ：０％〜０．５０％、
Ｎｂ：０％〜０．０９０％、
Ｃｒ：０％〜０．５０％、
Ｎｉ：０％〜０．５０％、
Ｃｕ：０％〜０．５０％、
Ｍｏ：０％〜０．５０％、
Ｂ：０％〜０．００５０％、
Ｃａ：０％〜０．０１％、
Ｍｇ：０％〜０．０１％、
Ｂｉ：０％〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
組織が、面積率で、８０％以上のポリゴナルフェライトと、合計で５％以下のマルテンサイトおよびオーステナイトと、合計で５％以下のパーライトおよびセメンタイトとを含有し、残部がベイニティックフェライトおよびベイナイトから選択される一種以上であり、
板厚方向において中心面から±１００μｍの範囲内に存在する任意の５０個の前記ポリゴナルフェライトのマイクロ硬さの標準偏差をσＨＶとしたとき、前記σＨＶが３０以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの粒内にＴｉ含有炭化物が５×１０７個／ｍｍ２以上存在し、前記Ｔｉ含有炭化物のうち個数割合で５０％以上が、短辺の長さに対する長辺の長さの比であるアスペクト比が３未満であり、
引張強度が５４０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、Ｖ：０．０１０％〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１％〜０．０９０％、Ｃｒ：０．００１％〜０．５０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．５０％、Ｍｏ：０．００１％〜０．５０％、Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％から選択される一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。
- 前記化学組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０１％、Ｂｉ：０．０００１％〜０．０１％から選択される一種以上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。
- 表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2015/071845 WO2017022025A1 (ja) | 2015-07-31 | 2015-07-31 | 高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2017022025A1 JPWO2017022025A1 (ja) | 2018-05-31 |
| JP6485549B2 true JP6485549B2 (ja) | 2019-03-20 |
Family
ID=57942560
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017532259A Active JP6485549B2 (ja) | 2015-07-31 | 2015-07-31 | 高強度熱延鋼板 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20180209007A1 (ja) |
| EP (1) | EP3330394B1 (ja) |
| JP (1) | JP6485549B2 (ja) |
| KR (1) | KR102079968B1 (ja) |
| CN (1) | CN107849651B (ja) |
| BR (1) | BR112018000633A2 (ja) |
| MX (1) | MX2018001140A (ja) |
| WO (1) | WO2017022025A1 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3516085B1 (en) * | 2016-09-22 | 2020-07-08 | Tata Steel IJmuiden B.V. | A method of producing a hot-rolled high-strength steel with excellent stretch-flange formability and edge fatigue performance |
| CN110656292A (zh) * | 2018-06-28 | 2020-01-07 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板 |
| CN109047692B (zh) * | 2018-08-22 | 2021-01-26 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种能够在-60℃条件下使用的超薄规格高强钢板及其制造方法 |
| JP7168088B2 (ja) * | 2019-07-10 | 2022-11-09 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板 |
| CN112522568A (zh) * | 2019-09-19 | 2021-03-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐火耐候钢板/带及其制造方法 |
| JP7295470B2 (ja) * | 2020-01-17 | 2023-06-21 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板および鋼管 |
| CN115298342B (zh) * | 2020-03-19 | 2023-11-17 | 日本制铁株式会社 | 钢板 |
| MX2022012725A (es) * | 2020-04-17 | 2022-11-07 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia. |
| EP3925771A1 (en) * | 2020-06-16 | 2021-12-22 | SSAB Technology AB | High strength steel product and method of manufacturing the same |
| CN113005352B (zh) * | 2021-02-08 | 2022-04-12 | 大连理工大学 | 一种外加纳米TiC强韧化马氏体钢的方法 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3426465B2 (ja) | 1997-04-15 | 2003-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP3882577B2 (ja) | 2000-10-31 | 2007-02-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
| JP4411005B2 (ja) | 2003-04-04 | 2010-02-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| CN100360698C (zh) * | 2003-04-21 | 2008-01-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度热轧钢板及其制造方法 |
| JP4649868B2 (ja) * | 2003-04-21 | 2011-03-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5070732B2 (ja) | 2005-05-30 | 2012-11-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4998755B2 (ja) * | 2009-05-12 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5765080B2 (ja) | 2010-06-25 | 2015-08-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US9273370B2 (en) * | 2010-07-28 | 2016-03-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same |
| EP2746417B1 (en) * | 2011-08-17 | 2016-07-06 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength hot-rolled steel plate |
| JP5838796B2 (ja) * | 2011-12-27 | 2016-01-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20150000897A (ko) * | 2012-04-06 | 2015-01-05 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 합금화 용융 아연 도금 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| CN104685087B (zh) * | 2012-09-26 | 2017-03-15 | 新日铁住金株式会社 | 复合组织钢板及其制造方法 |
| JP6058439B2 (ja) * | 2013-01-10 | 2017-01-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
| JP6177551B2 (ja) * | 2013-03-15 | 2017-08-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
| JP5892147B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2016-03-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2015
- 2015-07-31 MX MX2018001140A patent/MX2018001140A/es unknown
- 2015-07-31 EP EP15900339.1A patent/EP3330394B1/en active Active
- 2015-07-31 JP JP2017532259A patent/JP6485549B2/ja active Active
- 2015-07-31 BR BR112018000633-5A patent/BR112018000633A2/ja not_active Application Discontinuation
- 2015-07-31 US US15/744,690 patent/US20180209007A1/en not_active Abandoned
- 2015-07-31 CN CN201580082015.XA patent/CN107849651B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2015-07-31 KR KR1020187002148A patent/KR102079968B1/ko active IP Right Grant
- 2015-07-31 WO PCT/JP2015/071845 patent/WO2017022025A1/ja active Application Filing
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3330394A4 (en) | 2018-12-19 |
| CN107849651A (zh) | 2018-03-27 |
| JPWO2017022025A1 (ja) | 2018-05-31 |
| WO2017022025A1 (ja) | 2017-02-09 |
| US20180209007A1 (en) | 2018-07-26 |
| CN107849651B (zh) | 2019-09-03 |
| KR20180019736A (ko) | 2018-02-26 |
| BR112018000633A2 (ja) | 2018-09-18 |
| MX2018001140A (es) | 2018-04-20 |
| EP3330394B1 (en) | 2020-08-26 |
| EP3330394A1 (en) | 2018-06-06 |
| KR102079968B1 (ko) | 2020-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6485549B2 (ja) | 高強度熱延鋼板 | |
| KR101930186B1 (ko) | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101766567B1 (ko) | 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
| CN109563586B (zh) | 钢板及镀覆钢板 | |
| US9551055B2 (en) | Process for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheet | |
| US11326234B2 (en) | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet | |
| KR101375413B1 (ko) | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101926244B1 (ko) | 연성, 신장 플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판, 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판 | |
| WO2019186989A1 (ja) | 鋼板 | |
| KR20190015539A (ko) | 강판 및 도금 강판 | |
| KR20170072322A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| US10253384B2 (en) | Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same | |
| KR101935184B1 (ko) | 열연 강판 | |
| US20220056549A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for producing them | |
| US20220333221A1 (en) | Cold-rolled steel sheet and method for producing same | |
| KR102132205B1 (ko) | 강판 | |
| US11332804B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength coated steel sheet, and method for producing the same | |
| JP7270042B2 (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7216933B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP6032173B2 (ja) | 引張最大強度９８０ＭＰａを有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| TWI554618B (zh) | 高強度熱軋鋼板 | |
| TWI650434B (zh) | 鋼板 | |
| WO2023032225A1 (ja) | 熱延鋼板 | |
| CN115087751A (zh) | 高可卷边的超高强度延展热轧钢，制造所述热轧钢的方法及其用途 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180111 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20181113 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20181227 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190122 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190204 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6485549 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |