JP6497437B2 - 熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法に関する。
鉄鋼材料部品の耐摩耗性の向上や疲労強度の向上のために、鋼板の表面に硬化処理が施される。そのような硬化処理として、例えば、浸炭処理、窒化処理または軟窒化処理など、雰囲気を制御した熱処理が知られている。
鋼板表面に対して硬化処理を行うと、鋼板表面は硬化する一方で、硬化処理時の加熱によって鋼板の板厚中心部の結晶粒が成長して粗大化し、板厚中心部の硬さ（強度）が軟化する現象が起きる。
板厚中心部の結晶粒の成長を抑制する手段として、少量のＮｂを添加することが知られている。鋼にＮｂを添加すると、ＮｂＣ（ニオブ炭化物・Ｎｂと炭素が結合した析出物）が析出し、このＮｂＣが結晶粒の成長を抑制するピン止めとして作用することで、熱処理時の板厚中心部の結晶粒の成長を防止することができると考えられている（例えば、特許文献１を参照）。
特開平１１−２３６６４６号公報
また、鋼板を冷間で塑性変形させると、加工硬化により鋼板の強度を増加させることができる。そこで、Ｎｂを添加した鋼板を冷間で塑性変形させることで加工硬化を起こして鋼板の強度を増加させ、さらに、鋼板表面に対して硬化処理を行うと、板厚中心部の加工硬化の軟化を抑えつつ、表層を硬化することが可能になる。
発明者が調査したところ、塑性変形前後での加工量が大きく加工硬化率が高まった場合は、Ｎｂ添加の鋼板を熱処理することで、板厚中心部の軟化を抑えることができた。一方で、加工量が少なく加工硬化率が低い場合には、Ｎｂ添加の鋼板を熱処理したとしても、板厚中心部の軟化を抑えることができないことが判明した。
例えば、自動車部品を製造する際は、鋼板に対してプレス成形等によって冷間加工を施した後、表面を軟窒化する場合がある。ここで、自動車部品は様々な形状なので、鋼板をプレス加工した際、一つの部品内に、加工量が比較的大きい部位と加工量が比較的小さな部位とが発生する。ここで、Ｎｂを含有する鋼板を用いた場合には、軟窒化時の熱処理によって、加工量が比較的小さな部位において板厚中心部の強度が軟化し、部品強度が不足するおそれがある。
そこで、本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、本発明の目的は、鋼板に対する加工量が少なく加工硬化率が低い場合であっても、熱処理時の鋼板の板厚中心部の強度の軟化を防止可能な、熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
（１） 化学成分として質量％で、
Ｃ ：０．０４０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０〜０．５００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
Ｐ ：０〜０．０５０％、
Ｓ ：０〜０．０２０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％、
Ｃｕ：０〜０．１０％、
Ｎｉ：０〜０．１０％、
Ｃｒ：０〜０．０２％、
Ｍｏ：０〜０．０２０％、
Ｖ ：０〜０．０２０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、および
Ｂ ：０〜０．００５０％、
を含み、
固溶Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％であり、
残部が鉄および不純物からなり、
金属組織中におけるフェライトの組織が面積分率で８５％以上であり、当該金属組織の残部がセメンタイトおよび／またはパーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、熱延鋼板。
（２） 前記熱延鋼板に対して冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示すことを特徴とする（１）に記載の熱延鋼板。
（３） 前記熱延鋼板に対して、ビッカース硬さの加工硬化率が３０％未満になる冷間加工と、５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示すことを特徴とする（１）に記載の熱延鋼板。
（４） （１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板からなる鋼材であり、
前記熱延鋼板に対して冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上である鋼材。
（５） （１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板からなる鋼材であり、
前記熱延鋼板に対してビッカース硬さの加工硬化率が３０％未満になる冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上である鋼材。
（６） 化学成分として質量％で、
Ｃ ：０．０４０〜０．１５０％、
Ｓｉ：０〜０．５００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
Ｐ ：０〜０．０５０％、
Ｓ ：０〜０．０２０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％、
Ｃｕ：０〜０．１０％、
Ｎｉ：０〜０．１０％、
Ｃｒ：０〜０．０２％、
Ｍｏ：０〜０．０２０％、
Ｖ ：０〜０．０２０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、および
Ｂ ：０〜０．００５０％、
を含み、残部が鉄および不純物からなる鋼鋳片を１２００℃以上に加熱し、
８６０℃以上９５０℃以下の仕上圧延温度で仕上圧延の最終圧延を行い、
仕上圧延温度から８００℃の間を３０℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、
８００℃から巻取温度までの間を５℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、
３００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板に対する加工量が少なく加工硬化率が低い場合であっても、熱処理時の鋼板の板厚中心部の強度の軟化を防止可能な、熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法を提供できる。
まず、本発明の好適な実施形態の詳細な説明に先立ち、以下に、本発明の原理について、推測を行いつつ説明する。
鋼組織中にＮｂＣが存在する鋼板を冷間加工する際に、加工硬化率が大きくなる条件で冷間加工を行うと、鋼中に存在するＮｂＣは塑性変形に伴ってＮｂとＣとの結合が解かれ、固溶ＮｂとＣに分かれて鋼板内に微細に分散する。更に、冷間加工後の鋼板を熱処理すると、固溶ＮｂとＣとが再度結合してＮｂＣが形成され、この新たに形成されたＮｂＣのピン止め作用により、板厚中心部の結晶粒の成長が防止され、熱処理時の軟化が抑制される。
一方、加工硬化率が小さくなる条件で冷間加工を行うと、鋼中に存在するＮｂＣの受ける変形が小さいことから、ＮｂとＣとの結合が解かれるＮｂＣは極めて少なくなり、その後の熱処理による微細なＮｂＣを生成するための固溶Ｎｂは少ない状態となる。そのため、ＮｂＣのピン止め作用による転位の移動を遅延させる効果はさほど大きくならず、結晶粒の成長が防止されずに、再結晶の抑制効果は少ないものとなってしまう。
このように、従来のＮｂＣを多く含む鋼板を加工硬化率が小さくなる条件で冷間加工すると、ＮｂとＣとの結合が解かれるＮｂＣが少ないことから、ＮｂＣの粒子は熱延の際に形成されたままの比較的大きなものが主体となってしまう。その後、熱処理を行うと、固溶Ｎｂが少ないために、熱処理によって析出するＮｂＣの粒子の数が少なくなり、新しく形成されたＮｂＣのピン止め作用の効果が減少し、熱処理時の板厚中心部の結晶粒の成長を防止できず、熱処理時の板厚中心部の熱軟化を抑えることができないと推測される。
以上の考察に基づき、本発明者は、予め鋼中に固溶Ｎｂが多く含ませることにより、鋼板を冷間で塑性加工した時の加工硬化率に依ることなく、塑性加工後に熱処理を行った場合であっても、板厚中心部の軟化を防止できることを見出した。
鋼中に予め含まれる固溶Ｎｂは、鋼板内に偏ることなく存在するので、熱処理時に固溶ＮｂがＣと結合してＮｂＣが生成されたときに、ＮｂＣが鋼板内に微細に分散して存在するようになるため、ＮｂＣのピン止め作用により、熱処理時の板厚中心部の結晶粒の成長を防止することができるものと推測される。
固溶Ｎｂは特に、冷間の塑性加工によって鋼中に生じた転位の近傍においてＮｂＣを多量に生成する性質があるため、冷間加工が施された鋼板であると、熱処理時の鋼板の板厚中心部の強度の軟化を防止する点において有利である。すなわち、鋼中に固溶Ｎｂが存在する鋼板を、冷間加工したのちに熱処理をする場合は、例えば軟窒化処理温度である５００〜６００℃へ昇温した際に、固溶ＮｂとＣとが化合してＮｂＣが生成する。しかし、鋼中に固溶Ｎｂが存在せずにＮｂＣが存在する鋼板を、冷間加工を省略して、熱延したままの状態の鋼板を熱処理をする場合は、新たな微細なＮｂＣがあまり生成しない状態での加熱となるため、熱延鋼板を製造した時に生成した粗大で数が少ないＮｂＣのみによるピン止めしか作用しないことになる。そのため、結晶粒の再結晶が開始される５５０℃以上の温度における転位の移動を遅延させる効果は少なく、熱処理時の板厚中心部の結晶粒の成長を防止できず、熱処理時の板厚中心部の熱軟化を抑えることができないと推測される。
熱処理時の板厚中心部の結晶粒の成長を防止するＮｂＣの生成を促進するには、まず初めに、鋼中に固溶Ｎｂを残存させておくことが有効である。上述のように、高い冷間加工をすることで鋼中のＮｂＣを固溶Ｎｂにして、熱処理時の板厚中心部の熱軟化を抑えるのではなく、本発明では、熱延鋼板を製造する際に鋼中に固溶Ｎｂを残存させることで、熱処理時の板厚中心部の熱軟化を抑える方法を見出した。そして、固溶Ｎｂを残存した鋼に転位を強制的に導入し、熱処理時に転位の近傍において固溶ＮｂからＮｂＣを多量に生成することが、熱処理時の鋼板の板厚中心部の強度の軟化を防止する点において有効であることを発明者らは見出した。
ＮｂＣの生成を促進させるために強制的に導入されている転位の量は、冷間加工によるビッカース硬さの硬化量であらわすことができる。本発明では、冷間加工する前の素材の生地のビッカース硬さに対し１０％以上硬化させることが好ましい。
以上のように、本発明の熱延鋼板は、冷間加工後に軟窒化処理のような表面硬化などの熱処理を行う場合に特に好適に用いることができる。
以下、本実施形態の熱延鋼板、熱延鋼板を冷間加工および熱処理して得られた鋼材および熱延鋼板の製造方法について説明する。
まず、本実施形態の熱延鋼板の化学成分について説明する。各成分の含有率は質量％である。また、本明細書における範囲は、特に言及されない限り上限値および下限値を含む。
（Ｃ：０．０４０〜０．１５０％）
Ｃは、強度を保つために有効な元素である。冷間加工済みの熱延鋼板の熱処理（例えば軟窒化処理）中に、ＮｂＣを充分に生成させて板厚中心部の強度低下を防止するためには、Ｃ量が０．０４０％以上必要である。一方、Ｃ量が０．１５０％を超えると熱延鋼板のプレス加工性が低下するため０．１５０％を上限とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４０〜０．１０％、より好ましくは、０．０４０〜０．０９０％である。
（Ｓｉ：０〜０．５００％）
Ｓｉは鋼の脱酸および強度を高める元素であり、本実施形態では強度調整用として添加する。Ｓｉ量が高いと、熱間圧延中に鋼板表面に表面酸化物が生成して疵が発生しやすくなる。また、プレス加工性も低下する。このため、Ｓｉ量は０．５００％以下とする。
Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。一方で、Ｓｉは、鉄鉱石に含有されているために、通常、不可避的に存在する成分である。したがって、Ｓｉ量の下限値を０．００１％とすることもできる。また、鋼の脱酸および強度を高めるためには、Ｓｉ量を例えば、０．０９０％以上、好ましくは０．２００％以上とすることができる。
（Ｍｎ：０．１０〜１．５０％）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに強度を向上させる元素であり、本実施形態では強度調整用として添加する。Ｍｎ量が０．１０％未満では鋼中のＳによる脆化が発生しやすくなる。また、Ｍｎ量が１．５０％を超えるとプレス成形性が低下する。Ｍｎ量は、好ましくは０．１〜１．３％、より好ましくは、０．１〜１．１０％である。
（Ｐ：０〜０．０５０％）
Ｐは脆化の原因となりやすく、プレス加工性を確保するためには低い方がよい。従ってＰ量は０．０５０％を上限とする。Ｐ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下である。一方で、Ｐは、鉄鉱石に含有されているために、通常、不可避的に存在する成分である。したがって、Ｐ量の下限値を０．００１％、より具体的には０．００２％とすることもできる。
（Ｓ：０〜０．０２０％）
ＳはＰと同様に脆化の原因となりやすく、プレス加工性を確保するためには低い方がよい。従ってＳ量は０．０２０％を上限とする。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。一方で、Ｓは、鉄鉱石に含有されているために、通常、不可避的に存在する成分である。したがって、Ｓ量の下限値を０．００１％とすることもできる。
（Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％）
Ａｌは、軟窒化処理において鋼板表面にＡｌＮなる窒化物を生成して表面硬さを高める効果がある。そのため、Ａｌ量は０．０１０％以上必要である。一方、プレス加工性を高く保つためには０．０５０％を上限とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０〜０．０４０％、より好ましくは、０．０１５〜０．０３０％である。
（Ｎ：０．００１０〜０．００６０％）
Ｎは、Ａｌと同様に、軟窒化処理における鋼板表面のＡｌ窒化物の生成に必要な元素であり、０．００１０％以上含まれることが好ましい。一方、プレス加工前の鋼板中にＮが多量に存在すると延性の低下が大きくなり、鋼板の加工性が低下する。従ってＮ量は少ない方が好ましく、０．００６０％を上限とする。Ｎ量は、好ましくは０．００１０〜０．００４０％、より好ましくは、０．００１０〜０．００３０％である。
（Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％）
（固溶Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％）
本実施形態の熱延鋼板は、固溶Ｎｂを有することにより、冷間加工後の軟窒化処理において昇温された際に、冷間加工で導入された転位を起点として、固溶ＮｂをＮｂＣなる析出物に変化させ、転位の移動を遅延させ、冷間加工で生じた加工硬化を保存することができる。これを実現させるためには、まず０．００５％以上の固溶Ｎｂが必要である。固溶Ｎｂを０．００５％以上にするためには、Ｎｂ量は０．００８％以上必要である。固溶Ｎｂによる効果は０．０３０％で飽和するため、０．０３０％を固溶Ｎｂの上限とする。一方、鋼中のＮｂが増加することによってプレス加工性が低下する。そのため、Ｎｂ量の上限は０．０３５％とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０〜０．０３０％、より好ましくは、０．０１０〜０．０２５％である。固溶Ｎｂ量は、好ましくは０．００５〜０．０３０％、より好ましくは、０．００８〜０．０３０％である。
鋼板中に固溶するＮｂ量は、電解抽出した残渣から算出することができる。例えば、巻取後室温までに冷却された鋼板の板幅１／４または３／４の位置で、３０ｍｍ角（３０×３０ｍｍ＝９００ｍｍ２）の大きさの試験片を採取し、電解液として１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を用いて、電解液中で定電流電解させる。定電流電解後に電解液中に残った残渣を０．２μｍのフィルターで濾過して採取し、採取された残渣の質量を測定するとともに、残渣を酸分解処理後、ＩＣＰ発光分光分析法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＩＣＰ-ＡＥＳ）によって、残渣中のＮｂの質量を測定する。そして、この残渣中のＮｂは、Ｎｂの炭化物または窒化物の析出物として存在したと仮定し、鋼板の全Ｎｂ含有量から残渣中のＮｂの量を差し引いた量を固溶Ｎｂ量として求める。
（Ｃｕ：０〜０．１０％）
Ｃｕは、強度調整のために必要に応じて添加する。加工性を低下させないためには０．１０％を上限とする。Ｃｕ量は、加工性を低下させずに強度を高めるためには、好ましくは０．０１〜０．０８％、より好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
（Ｎｉ：０〜０．１０％）
Ｎｉは、Ｃｕが含有される鋼を製造する際に、熱延中の脆化割れを防止するために添加する。Ｎｉの添加量はＣｕ量の半分以上程度が好ましい。Ｎｉ量が０．１０％を超えると鋼板の加工性が低下するため、上限を０．１０％とする。Ｎｉ量は、加工性を低下させずに脆化割れを防止するには、好ましくは０．０１〜０．０８％、より好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
（Ｃｒ：０〜０．０２％）
Ｃｒは、Ｃｕと同様に強度調整のために必要に応じて添加する。加工性を低下させないためには０．０２％を上限とする。Ｃｒ量は、加工性を低下させずに強度を高めるためには、好ましくは０．００５〜０．０２０％、より好ましくは、０．０１０〜０．０１５％である。
（Ｍｏ：０〜０．０２０％）
（Ｖ ：０〜０．０２０％）
Ｍｏ、Ｖは、Ｃｕと同様に強度調整のために必要に応じて添加する。加工性を低下させないためには０．０２０％をそれぞれの上限とする。Ｍｏ量は、加工性を低下させずに強度を高めるためには、好ましくは０．００５〜０．０２０％、より好ましくは、０．０１０〜０．０１８％である。
（Ｃａ：０〜０．０１００％）
ＣａはＳによる脆化を防止するとともに、ＭｎＳの粗大化による局部延性低下を防止するために必要に応じて添加する。Ｃａは０．０１００％で効果が飽和するため、これを上限とする。Ｃａ量は、加工性を低下させずに脆化を防止するためには、好ましくは０．００２〜０．０１０％、より好ましくは、０．００２〜０．００８％である。
（Ｂ：０〜０．００５０％）
Ｂは、Ｎによる時効を防止して延性の低下を防止するために必要に応じて添加する。０．００５０％で効果が飽和するうえ、ＣがＢと結合することで、ＮｂＣの生成量が低くなり、熱処理時の耐軟化性が低下するため、これを上限とする。Ｂ量は、耐軟化性を低下させずにＮによる時効を防止するためには、好ましくは０．０００３〜０．００３０％、より好ましくは、０．０００４〜０．００２０％である。
熱延鋼板の残部は鉄および不純物である。熱延鋼板中に、鉄は、例えば９７．４０〜９９．８４％、好ましくは９８．１０〜９９．８３％含有される。
次に、熱延鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態の熱延鋼板の金属組織は、フェライトの組織が面積分率で８５％以上であり、残部がセメンタイトおよび／またはパーライト組織である。また、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以上２０μｍ以下の範囲である。
フェライトの組織の面積分率が８５％未満になると、鋼板の加工性が低下するので好ましくない。フェライトの面積分率は、より好ましくは９０％以上、更に好ましくは９２％以上である。また、残部組織はセメンタイトまたはパーライト組織の何れか一方または両方である。ベイナイトは組織中に含まれないことが望ましい。フェライトの面積分率は、鋼板表面をナイタールで腐食させて観察して白くみえる部分の面積分率を求める。また、残部組織の面積率は、鋼板表面をナイタールで腐食させて観察して黒くみえる部分の面積分率を求める。
フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以上２０μｍ以下がよい。平均結晶粒径が５μｍ未満では、鋼板強度が過剰に高くなり、伸びＥＬ（％）が小さくなり、加工性が低下する。平均結晶粒径が２０μｍを超えると、プレス加工後の鋼板の表面肌がオレンジピール（皮）状になり、表面粗度が増大してしまう。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは６μｍ以上１５μｍ以下、より好ましくは８μｍ以上１５μｍ以下である。
本実施形態の熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、２．０ｍｍ以上９．０ｍｍ以下が好ましい。厚さ２．０ｍｍ未満の鋼板は、軟窒化処理において鋼板の板厚中心部まで硬化層が形成される可能性があり、熱処理時の耐軟化性向上という本発明の効果が不要となる場合がある。また、本実施形態の熱延鋼板の用途では、厚みが９．０ｍｍを超える鋼板の使用は想定していないので、９．０ｍｍを板厚の上限とすることができる。
また、本実施形態の熱延鋼板の引張強度ＴＳは、４００ＭＰａ以上６４０ＭＰａ以下である。また、伸びＥＬ（％）は、２５．０％以上である。引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥＬ（％）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）金属材料引張試験方法による。
また、鋼板の加工時の異方性については、鋼板を円筒深絞り成形したときの耳の高さが２ｍｍ以下になるものが好ましい。耳高さは、直径２００ｍｍ、板厚４．５ｍｍの円形に切り出した鋼板を、ポンチ内径φ１００ｍｍ、ポンチ肩Ｒ３ｍｍ、クリアランスを鋼板の板厚の１．４倍とする条件で円筒の深絞りをしたときに、深絞り後の円筒部の最高高さと最低高さとの差分を耳の高さとする。耳高さを２ｍｍ以下にするためには、仕上圧延温度を９００〜９５０℃の範囲にすることが望ましい。
次に、本実施形態の熱延鋼板の製造方法を説明する。
本実施形態の熱延鋼板は、上記記載の化学成分を有するスラブ（鋼鋳片）を１２００℃以上に加熱し、８６０℃以上９５０℃以下の仕上圧延温度で仕上圧延の最終圧延を行い、仕上圧延温度から８００℃の間を３０℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、８００℃から巻取温度までの間を５℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、３００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取ることで製造される。
スラブの加熱温度は１２００℃以上であればよいが、好ましくは１２００℃以上１３００℃以下より好ましくは１２２０℃以上１２８０℃以下である。ここでの加熱温度は、スラブ板厚中心部の温度である。鋳造後のスラブ中には、ＮｂがＮｂＣ等の化合物となって存在するため、Ｎｂを鋼中に固溶させるためにスラブ中心部まで１２００℃以上で加熱する。一方、加熱温度が高すぎると、加熱中にスラブ表面にスケールが過剰に発生して、熱延後の鋼板表面に疵が発生するおそれがある。また、歩留が低下するおそれもある。従って加熱温度の上限は１３００℃とする。
仕上圧延の最終圧延における仕上圧延温度は８６０℃以上９５０℃以下とする。仕上圧延温度は鋼板表面の実測温度である。加熱によって固溶させたＮｂを炭化物として析出させないようにするためには、仕上圧延温度を８６０℃以上にする必要がある。熱延鋼板のプレス加工時に等方性を発現させるためには、仕上圧延温度を９００℃以上にすることが望ましい。
一方、仕上圧延温度が高すぎると、結晶粒が成長しすぎてしまい、熱延鋼板をプレス加工した際に異方性が顕著になることから、上限を９５０℃以下にする必要がある。仕上圧延の最終圧延における仕上圧延温度は、上述した範囲内であればよいが、好ましくは９００℃以上９４０℃以下、より好ましくは９００℃以上９３０℃以下である。
仕上圧延温度から８００℃までの間の平均冷却速度は３０℃／秒以上１００℃／秒以下とする。平均冷却速度は鋼板の板厚中心部における平均冷却速度である。仕上圧延温度から８００℃までの温度域は、固溶ＮｂがＮｂＣに析出しやすい温度域なので、この温度域をなるべく早く通過させるために、仕上圧延温度から８００℃までの間の平均冷却速度を規定する。この温度域の平均冷却速度が３０℃／秒以上であれば、析出するＮｂが減って固溶Ｎｂが相対的に増加する。一方、平均冷却速度が高すぎると、フェライト組織の平均結晶粒径が小さくなりすぎるか、フェライトの面積分率が低下するので、１００℃／秒を上限とする。仕上圧延温度から８００℃までの間の平均冷却速度は、上述した範囲内であればよいが、好ましくは４０℃／秒以上１００℃／秒以下、より好ましくは５０℃／秒以上１００℃／秒以下である。
８００℃から巻取温度までの間の平均冷却速度は５℃／秒以上１００℃／秒以下とする。平均冷却速度は鋼板の板厚中心部における平均冷却速度である。８００℃から巻取温度までの温度域は、固溶Ｎｂが安定して存在する温度域なので、この温度域では８００℃までの温度域よりも冷却速度を緩和してよい。従って、この温度域の平均冷却速度は上記の範囲とする。平均冷却速度が５℃／秒以上であれば、鋼板の巻取までに鋼板温度を巻取温度の上限まで低下させることができる。一方、平均冷却速度が高すぎると、フェライト面積分率が低くなり延性が低下するので、１００℃／秒を上限とする。８００℃から巻取温度までの間の平均冷却速度は、上述した範囲内であればよいが、好ましくは１５℃／秒以上１００℃／秒以下、より好ましくは１５℃／秒以上６０℃／秒以下である。
冷却後の鋼板の巻取温度は３００℃以上６００℃以下とする。巻取温度は鋼板の表面温度である。本実施形態の熱延鋼板は、低温で巻き取るとＮｂＣの析出が抑制されてＮｂが固溶したままとなり、加工性は低下するが、熱処理時の耐軟化性は向上する。一方、高温で巻き取ると、熱延鋼板の伸びが向上して加工性が向上するが、固溶Ｎｂの残存が少なくなるため上限は６００℃である。このため、本実施形態では巻取温度を上記の範囲に制限する。鋼板の巻取温度は、上述した範囲内であればよいが、好ましくは４００℃以上６００℃以下、より好ましくは４５０℃以上５８０℃以下である。
以上のようにして、本実施形態の熱延鋼板を製造することができる。
本実施形態の熱延鋼板は、プレス成形等の冷間加工によって所定の部品形状に成形され、その後、浸炭処理、窒化処理、炭窒化処理、軟窒化処理等の表面硬化処理が施されることにより、自動車部品等をなす鋼材とされる。表面硬化処理は、所定の雰囲気中において冷間加工後の熱延鋼板を熱処理する処理である。本実施形態の熱延鋼板は、冷間加工後に熱処理が施された場合であっても、熱処理前後で板厚中心部のビッカース硬さの低下量が小さく、軟化しにくい特性を有する。
冷間加工は、プレス加工、穴広げ加工、曲げ加工等の冷間の塑性加工であればよい。また、冷間加工時における加工量の程度を加工硬化率ΔＲ（％）で表した場合、本実施形態では、如何なる加工硬化率ΔＲ（％）の冷間加工が適用されてもよいが、ΔＲ（％）が１０％以上であれば、ＮｂＣが析出するための転位が充分に導入されて、耐軟化性の効果が発揮されやすくなる。なお、本実施形態において、加工硬化率が大きいとは、ΔＲ（％）が３０％以上の場合をいう。また、加工硬化率が小さいとは、ΔＲ（％）が３０％未満の場合をいう。本実施形態の熱延鋼板は、ΔＲ（％）が１０〜３０％未満の場合であっても、熱処理前後で軟化しにくい特性を示す。
表面硬化処理における雰囲気は特に制限されない。一例として、ＮＨ３濃度３５％、ＣＯ２濃度５％、Ｎ２濃度６０％の雰囲気を例示できる。本実施形態の熱延鋼板は、５６０〜６２０℃の範囲の熱処理温度で、１２０分間の熱処理時間で熱処理したとしても十分な耐軟化性を示す。なお、実際の表面硬化処理にて適用される温度範囲は５００〜６００℃の範囲で、熱処理時間は、６０〜１８０分程度である。このような条件においても、本実施形態の熱延鋼板は、十分な耐軟化性を示す。
本実施形態の熱延鋼板は、冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示すものとなる。特に、ビッカース硬さの加工硬化率が３０％未満になる冷間加工が施された場合であっても、熱処理後の板厚中心部のビッカース硬さは、冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示す。
なお、本実施形態における加工硬化率は次の通りである。
熱延鋼板の冷間加工前の板厚中心部のビッカース硬さをＨｖ（冷間加工前）とし、冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さをＨｖ（冷間加工後）としたとき、加工硬化量ΔＷＨｖは下記（α）式で表され、加工硬化率ΔＲ（％）は下記（β）式で表される。
ΔＷＨｖ＝Ｈｖ（冷間加工後）−Ｈｖ（冷間加工前） … （α）
ΔＲ（％）＝ΔＷＨｖ／Ｈｖ（冷間加工前）×１００ … （β）
また、熱処理後の硬さ変化率は、次の通りである。熱処理は、各熱処理温度で１２０分間の加熱を行った場合である。本実施形態の熱延鋼板は、ΔＨｖ（％）は８０％以上を示すものとなる。
冷間加工済みの熱延鋼板の熱処理後の板厚中心部のビッカース硬さをＨｖ（熱処理後）としたとき、熱処理後硬化量ΔＴＨｖは下記（γ）式で表され、熱処理後の硬さ変化率ΔＨｖ（％）は下記（δ）式で表される。
ΔＴＨｖ＝Ｈｖ（熱処理後）−Ｈｖ（冷間加工前） … （γ）
ΔＨｖ（％）＝ΔＴＨｖ／ΔＷＨｖ×１００ … （δ）
ΔＨｖ（％）の上限は１００％ではなく、熱処理によって鋼板が更に硬くなる場合を含む。例えば、鋼中の固溶Ｃが、熱処理によってＮｂＣを形成し、これにより、強度が高まる場合もある。
なお、熱延鋼板の板厚中心のビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）で規定するビッカース硬さ試験方法において、マイクロビッカース計で１００ｇ（０．９８０７Ｎ）の重りで測定した硬さである。また、測定は、熱延鋼板の板厚中心で板厚方向±１００μｍの範囲の領域で、硬さ試験を３回以上行い、平均値を求める。
熱延鋼板に冷間加工および表面硬化処理が施されて製造された鋼材は、熱処理後の硬さ変化率ΔＨｖ（％）が８０％以上を示すものとなる。
以上説明したように、本実施形態の熱延鋼板によれば、鋼板に対する加工量が少なく加工硬化率が低い場合であっても、熱処理時の鋼板の板厚中心部の強度の軟化を防止できる。
また、本実施形態の熱延鋼板の製造方法によれば、熱処理時の耐軟化性に優れた熱延鋼板を製造できる。
次に、実施例によって本発明を更に詳細に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明のあくまでも一例であって、本発明が、下記の例に限定されるものではない。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブを製造した。表１Ａおよび表１Ｂにスラブの化学成分として成分１〜４２を示す。
得られたスラブを所定の加熱温度まで加熱し、所定の仕上圧延温度で仕上圧延の最終圧延を行い、仕上圧延温度から８００℃の間の平均冷却速度および８００℃から巻取温度までの間の平均冷却速度を種々変更して冷却し、所定の巻取温度で巻き取ることで、Ｓ０１〜Ｓ８４の熱延鋼板を製造した。表２Ａ〜表２Ｃに、熱延鋼板を製造する際の加熱温度、仕上げ圧延温度、平均冷却速度および巻取温度を示す。また、得られた熱延鋼板の板厚を表２Ａ〜表２Ｃに合わせて示す。なお、表２Ａ〜表２Ｃ中で、仕上圧延温度から８００℃の間の平均冷却速度を、平均冷却速度Ｉと記載し、８００℃から巻取温度までの間の平均冷却速度を、平均冷却速度ＩＩと記載した。
次に、得られた熱延鋼板に対してプレス加工を施すことにより、プレス成形品を製造した。プレス加工は、直径２００ｍｍ、板厚４．５ｍｍの円形に切り出した熱延鋼板を、ポンチ内径φ１００ｍｍ、ポンチ肩Ｒ３ｍｍ、クリアランスを板厚の１．４倍とする条件とした。この条件で円筒の深絞りをして、高さ５２ｍｍのカップ状のプレス成形品を製造した。また、板厚が変化することによる影響を調べるため、板厚２．０ｍｍから９．０ｍｍの熱延鋼板についても、同様なプレス加工を行った。
次に、プレス成形品に対して、軟窒化処理を行った。軟窒化処理の雰囲気は、ＮＨ３濃度３５％、ＣＯ２濃度５％、Ｎ２濃度６０％の雰囲気とした。昇温速度は０．７℃／分とし、熱処理温度は５７０〜６２５℃とし、熱処理時間は１２０分とし、加熱後は空冷した。軟窒化処理の熱処理温度は表３Ａ〜表３Ｃに示した。
（熱延鋼板のミクロ組織）
得られた熱延鋼板について、断面をナイタールエッチング処理して顕微鏡観察することにより、組織形態、フェライト組織の面積分率およびフェライトの平均結晶粒径を求めた。結果を表２Ａ〜表２Ｃに示す。
（熱延鋼板の固溶Ｎｂ量）
また、熱延鋼板中の固溶Ｎｂ量を次に説明する方法により測定した。まず、巻取後室温までに冷却された熱延鋼板の板幅１／４の位置で、３０ｍｍ角（３０×３０ｍｍ＝９００ｍｍ２）の大きさの試験片を採取した。次いで、電解液として１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を用意し、電解液中で試験片を定電流電解させた。定電流電解後に電解液中に残った残渣を０．２μｍのフィルターで濾過して採取し、採取された残渣の質量を測定するとともに、残渣を酸分解処理後、ＩＣＰ発光分光分析法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ
Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＩＣＰ-ＡＥＳ）によって、残渣中のＮｂの質量を測定した。残渣中のＮｂは、Ｎｂの炭化物または窒化物の析出物として存在したと仮定し、鋼板の全Ｎｂ含有量から残渣中のＮｂの量を差し引いた量を固溶Ｎｂ量とした。結果を表２Ａ〜表２Ｃに示す。
（引張強度および伸び）
また、得られた熱延鋼板の引張強度ＴＳおよび伸びＥＬ（％）を求めた。引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、伸びＥＬ（％）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）金属材料引張試験方法により測定した。結果を表２Ａ〜表２Ｃに示す。ＴＳは４００〜６４０ＭＰａを良好とし、ＥＬは２５．０％以上を良好とした。
（プレス成形品のプレス割れ発生有無）
軟窒化処理前のプレス成形品について、割れの発生の有無をプレス割れ評価として評価した。評価結果を「Ｅ」「Ｓ」「Ｅ、Ｓ」「Ｎ」で示す。「Ｅ」〜「Ｎ」の内容は以下の通りである。結果を表３Ａ〜表３Ｃに示す。
Ｅ：成形品の端部の割れがある。
Ｓ：肩Ｒ部にき裂がある。
Ｅ、Ｓ：成形品の端部が割れ、肩Ｒ部にき裂がある。
Ｎ：割れなし。
（プレス耳発生有無）
軟窒化処理前のプレス成形品について、耳の発生の有無を評価した。プレス成形品の最高高さと最低高さの差を耳高さとした。評価結果を「Ａ」「Ｂ」「Ｃ」「Ｄ」で示した。「Ａ」〜「Ｄ」の内容は以下の通りである。ＢとＡを良好と判定した。なお、プレス割れが発生したものは、プレス耳の測定を実施しなかった。結果を表３Ａ〜表３Ｃに示す。
Ａ：耳高さが０ｍｍ以上１ｍｍ以下。
Ｂ：耳高さが１ｍｍ超２ｍｍ以下。
Ｃ：耳高さが２ｍｍ超３ｍｍ以下。
Ｄ：耳高さが３ｍｍ超。
（肌荒れ発生有無）
軟窒化後のプレス成形品について、成形品の側面を４００番の砥石で円周方向に擦り、スジ状疵をつけた。その際、スジ状疵が直線状に入っていれば良好と判断し、肌荒れ発生（オレンジピール発生）が無い（Ａ）とした。一方、スジ状疵に濃淡が発生したり、分断された場合には、肌荒れ発生（オレンジピールの発生）がある（Ｂ）とした。結果を表３Ａ〜表３Ｃに示す。
（冷間加工前後の硬さ）
プレス加工前後における熱延鋼板の板厚中心部のビッカース硬度を測定した。プレス加工後の板厚中心部のビッカース硬さは、カップ状のプレス成形品の側面部における板厚中心のビッカース硬さとした。プレス成形品の加工硬化率は、測定位置によって異なる。加工硬化率が３０％未満における熱処理前後のビッカース硬度を調査するために、プレス成形品の底面から３〜７ｍｍ位置における測定し、加工硬化率が３０％以上における熱処理前後のビッカース硬度を調査するために、プレス成形品の底面から２５ｍｍおよび３５ｍｍ位置における測定を行った。表３Ａ〜表３Ｃに、冷間加工前後の板厚中心部のビッカース硬度Ｈｖ（冷間加工前）、Ｈｖ（冷間加工後）を示す。また、冷間加工後のビッカース硬度Ｈｖ（冷間加工後）の測定位置を示す。更に、加工硬化率ΔＲ（％）を示す。加工硬化率ΔＲ（％）は、上記（α）式および（β）式により求めた。なお、プレス割れが発生したものは、硬さ測定は実施しなかった。
（熱処理前後の硬さ）
熱処理前後における熱延鋼板の板厚中心部のビッカース硬度を測定し、熱処理前後の加工硬化量ΔＴＨｖ、および熱処理前後の硬さ変化率ΔＨｖを求めた。加工硬化量ΔＴＨｖおよび熱処理前後の硬さ変化率ΔＨｖは、上記（γ）式および（δ）式により求めた。
そして、ΔＨｖが８０％以上をＡ、８０％未満をＢとした。なお、プレス割れが発生したものは、硬さ測定は実施しなかった。結果を表３Ａ〜表３Ｃに示す。
以上の結果を表２Ａ〜表２Ｃおよび表３Ａ〜表３Ｃに示す。
鋼Ｓ０１〜Ｓ４２、Ｓ７０、Ｓ７２、Ｓ７３は、本発明の化学成分を有するスラブを本発明で規定する製造条件で製造した熱延鋼板であり、熱処理後の硬さ変化率が８０％以上を示しており、熱処理後の耐軟化性に優れていることが判る。
Ｓ７９およびＳ８０は、本発明の化学成分を有するスラブを本発明で規定する製造条件で製造した熱延鋼板である。具体的には、Ｓ７９およびＳ０３は、同じ鋼種を同じ条件で熱間圧延した例であり、同様に、Ｓ８０およびＳ１８は、同じ鋼種を同じ条件で熱間圧延した例である。Ｓ７９およびＳ８０は、Ｓ０３およびＳ１８に対して軟窒化時の加熱温度が高かったため、熱処理後の硬さ変化率が８０％未満となった。しかしながら、これら鋼Ｓ７９およびＳ８０に対する軟窒化時の加熱温度を６２０℃以下にすることで、熱処理後の硬さ変化率はＳ１８およびＳ０３に示されるように８０％以上になる。
鋼Ｓ４３〜鋼Ｓ５４は、本発明の化学成分から外れた例である。
すなわち、鋼Ｓ４３は、Ｃ含有量が少なく、軟窒化処理中にＮｂＣの生成量が少なくなり、硬さを確保できなかった。また、フェライトの結晶粒も粗大となり、肌荒れが生じた。鋼Ｓ４４は、Ｃ含有量が過剰であったため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ４５は、Ｓｉ含有量が過剰であったため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ４６は、Ｍｎ含有量が少なく、フェライトの結晶粒が粗大化し、肌荒れが生じた。鋼Ｓ４７は、Ｍｎ量が過剰であり、また、フェライトの面積分率が低下してベイナイトが生成したため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ４８は、Ｐ量が過剰であり、また、フェライトの面積分率が低下してベイナイトが生成したため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ４９は、Ｓ量が過剰であったため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ５０は、Ａｌ含有量が少なく、また、フェライトの結晶粒が粗大化し、肌荒れが生じた。鋼Ｓ５１は、Ａｌ量が過剰であったため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ５２は、Ｎ量が過剰であったため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。鋼Ｓ５３は、Ｎｂ含有量が少なく、このため固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。鋼Ｓ５４は、Ｎｂ量が過剰であり、また、フェライトの面積分率が低下してベイナイトが生成したため、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。
鋼Ｓ５５は、熱間圧延時の加熱温度が低く、固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ５６は、８００℃までの冷却速度が大きく、フェライトの面積分率が少なくなり、ＥＬが低下してプレス割れが生じた。
鋼Ｓ５７は、Ｂが上限を超え、プレス品の耳が大きくなった。さらに、ＣがＢと結合することで、ＮｂＣの生成量が減少し、軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ５８は、仕上圧延終了後から巻取りまでの冷却速度が大きく、巻取温度も低くなり、フェライトの面積分率が低下してベイナイトも生成し、ＥＬ低くなってプレス割れが起きた。
鋼Ｓ５９は、冷却速度が遅くなったため、フェライトの平均結晶粒径が粗大化して肌荒れが発生し、また、固溶Ｎｂ低くなって軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ６０は、８００℃までの冷却速度が大きく、フェライトの面積分率が少なくなり、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。
鋼Ｓ６１は、熱間圧延時の加熱温度が低く、固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ６２は、仕上圧延温度が高く、固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。一方、鋼Ｓ６３は、仕上圧延温度が低く、熱延途中で粗大な扁平したフェライトが発生した。そのためプレス加工時の異方性が大きくなり、ＥＬも低下した。
鋼Ｓ６４は、８００℃までの冷却速度が大きく、フェライトの面積分率が低下してベイナイトが生成したため、ＴＳが高くなり、ＥＬも低下した。一方、鋼Ｓ６５は、８００℃までの冷却速度が低く、固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ６６は、８００℃〜巻取り温度までの冷却速度が高いため、フェライトの面積率が低くなり、ＥＬ低くなってプレス割れが起きた。一方、鋼Ｓ６７は、８００℃〜巻取り温度までの冷却速度が低く、固溶Ｎｂが少なくなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ６８は、巻取温度が高く、固溶Ｎｂが低くなり、軟窒化後の硬さを確保できなかった。一方、鋼Ｓ６９は、巻取り温度が低く、また、フェライトの面積分率が低下してベイナイトが生成し、ＥＬが低下してプレス割れが起きた。
鋼Ｓ７１は、熱間圧延時の加熱温度が低く、固溶Ｎｂが充分に生成しなかった。固溶Ｎｂが少ないため、高温で軟窒化処理をしても硬さが確保できなかった。
鋼Ｓ７４、鋼Ｓ７５および鋼Ｓ７６はいずれも、Ｎｂ含有率が低いスラブを同じ条件で熱間圧延した熱延鋼板である。これらの違いは、プレス成形品におけるビッカース硬さの測定位置を変えることで加工硬化率を変えた例である。いずれの場合も、固溶Ｎｂが充分に生成しなかった。このため、鋼Ｓ７４、鋼Ｓ７５のように、高加工部位でも軟窒化後の硬さを確保できず、また、鋼Ｓ７６のように、低加工部位でも軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ７７および鋼７８は、固溶Ｎｂは少なくＮｂ含有率が高い鋼であるが、加工硬化率が大きい場合には、軟窒化後の硬さを確保することができる。一方で、鋼Ｓ５９、鋼Ｓ６１、鋼Ｓ６２、鋼Ｓ６５、鋼Ｓ６７、鋼Ｓ６８、鋼Ｓ８４のように、固溶Ｎｂは少なくＮｂ含有率が高い鋼でも、加工硬化率が小さい場合には、軟窒化後の硬さを確保することができない。
鋼Ｓ８１およびＳ８２は、Ｎｂ含有率が低いスラブをほぼ同じ条件で熱間圧延して熱延鋼板とし、これをプレス加工し、更に６２０℃超の高温で加熱処理した例である。鋼Ｓ８１とＳ８２の違いは、プレス成形品におけるビッカース硬さの測定位置を変え、加工硬化率を変えた例である。また、Ｓ５３、Ｓ７４〜Ｓ７６との違いは、６２０℃超の高温で加熱処理した点である。Ｓ８１およびＳ８２はいずれの場合も、Ｎｂ含有量が極めて少ないため固溶Ｎｂが充分に生成しなかった。このため、鋼Ｓ８１のように、高加工部位でも軟窒化後の硬さを確保できず、また、鋼Ｓ８２のように、低加工部位でも軟窒化後の硬さを確保できなかった。
鋼Ｓ８３は、固溶Ｎｂはあるが、Ｃ含有量が少ないものである。このため、軟窒化処理の熱処理をしている時のＮｂＣの生成量は少なくなり、６２０℃超の高温で加熱処理しても硬さを確保できなかった。
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以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (6)

  1. 化学成分として質量％で、
    Ｃ ：０．０４０〜０．１５０％、
    Ｓｉ：０〜０．５００％、
    Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
    Ｐ ：０〜０．０５０％、
    Ｓ ：０〜０．０２０％、
    Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
    Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％、
    Ｃｕ：０〜０．１０％、
    Ｎｉ：０〜０．１０％、
    Ｃｒ：０〜０．０２％、
    Ｍｏ：０〜０．０２０％、
    Ｖ ：０〜０．０２０％、
    Ｃａ：０〜０．０１００％、および
    Ｂ ：０〜０．００５０％、
    を含み、
    固溶Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％であり、
    残部が鉄および不純物からなり、
    金属組織中におけるフェライトの組織が面積分率で８５％以上であり、当該金属組織の残部がセメンタイトおよび／またはパーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、熱延鋼板。
  2. 前記熱延鋼板に対して冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
    前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示すことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板に対して、ビッカース硬さの加工硬化率が３０％未満になる冷間加工と、５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
    前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上の耐軟化性を示すことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板からなる鋼材であり、
    前記熱延鋼板に対して冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
    前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上である鋼材。
  5. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板からなる鋼材であり、
    前記熱延鋼板に対してビッカース硬さの加工硬化率が３０％未満になる冷間加工と５６０〜６２０℃で１２０分間加熱する熱処理とを順次行った場合の板厚中心部のビッカース硬さが、
    前記冷間加工後の板厚中心部のビッカース硬さに対して８０％以上である鋼材。
  6. 化学成分として質量％で、
    Ｃ ：０．０４０〜０．１５０％、
    Ｓｉ：０〜０．５００％、
    Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
    Ｐ ：０〜０．０５０％、
    Ｓ ：０〜０．０２０％、
    Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
    Ｎｂ：０．００８〜０．０３５％、
    Ｃｕ：０〜０．１０％、
    Ｎｉ：０〜０．１０％、
    Ｃｒ：０〜０．０２％、
    Ｍｏ：０〜０．０２０％、
    Ｖ ：０〜０．０２０％、
    Ｃａ：０〜０．０１００％、および
    Ｂ ：０〜０．００５０％、
    を含み、残部が鉄および不純物からなる鋼鋳片を１２００℃以上に加熱し、
    ８６０℃以上９５０℃以下の仕上圧延温度で仕上圧延の最終圧延を行い、
    仕上圧延温度から８００℃の間を３０℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、
    ８００℃から巻取温度までの間を５℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、
    ３００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取る、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法。
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