WO2011115279A1 - 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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中村　展之
崇 小林
妻鹿　哲也
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet suitable for use in automobile parts such as gears, missions, and sheet recliners, and more particularly to a hot-rolled steel sheet that can omit spheroidizing annealing and has excellent cold workability and hardenability.
  • the “steel plate” includes a steel plate and a steel strip.
  • Hot-rolled steel sheets which are carbon steel materials for machine structures specified in JIS G 4051, and processed into the desired part shape by cold working. After that, it is manufactured by giving a desired hardness by applying a quenching treatment. For this reason, it is requested
  • the weight percentage is C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.6 to 1.5%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Ti: 0.005 to 0.1%, sol.
  • a method for producing a tempering-free high carbon thin steel sheet having a plate thickness of 4 mm or less and TS ⁇ El: 16000 MPa% or more by box annealing According to the technique described in Patent Document 2, the formability after annealing is good and the toughness after heat treatment (quenching) is excellent, and tempering after quenching can be omitted.
  • the weight is C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.8 to 2.0%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0003 to 0.004%, Al: 0.01 to 0.10%, and sol.
  • a steel slab having a composition containing Al (%) ⁇ 9.6 ⁇ N (%) and containing Ti in the range of Ti (%) ⁇ 3.4 ⁇ N (%) is hot-rolled, and the coiling temperature
  • a method for producing a thin steel sheet excellent in formability and hardenability as a hot-rolled coil at 600 ° C. or higher is described. According to the technique described in Patent Document 3, it is possible to obtain a steel sheet that has sufficient formability applicable to processing such as press forming and can be easily increased in strength by quenching after forming.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and provides a hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability, which has both excellent cold workability and excellent hardenability, and a method for producing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having a uniform strength over almost the entire region in the width direction including the edge end, and having excellent cold workability and hardenability.
  • the “hot-rolled steel sheet” targeted in the present invention is a thin steel sheet having a thickness of 2.0 to 9.0 mm.
  • excellent in cold workability as used herein means that the hardness of the material (steel plate) before cold working is 80 or less in HRB, or the material (steel plate) before cold working.
  • the case where the tensile strength TS is 500 MPa or less shall be said.
  • excellent hardenability here means a case where the hardness after quenching is 420 HV or higher (in the case of induction hardening) and 350 HV or higher (in the case of atmospheric quenching).
  • the strength is uniform over almost the entire area in the width direction including the edge ends means the highest tensile strength TS in the almost entire area in the width direction including both edges in the width direction of the steel sheet (the inner area from both edges 5 mm). The difference between the value and the minimum value is 60 MPa or less.
  • Atmosphere quenching refers to a quenching method in which quenching such as oil quenching is performed after heating in an atmosphere with a controlled carbon potential to prevent decarburization and carburization.
  • the present inventors have intensively studied the influence of various factors on cold workability.
  • the content was limited to C: 0.18 to 0.29% by mass, Mn, Al, Ti, and B were adjusted within an appropriate range, and the structure was composed of a ferrite phase and a pearlite phase.
  • a phase with an average crystal grain size of 0 to 15.0 ⁇ m and a volume fraction of 50% or more it has excellent hardenability and severe cold working such as fine blanking and cold forging. It has been found that the occurrence of cracks and the like can sometimes be reduced, a steel sheet having excellent cold workability can be obtained, and die wear during the production of parts can also be reduced.
  • the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, C: 0.18 to 0.29%, Si: 1% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, sol.
  • a composition comprising impurities and a structure in which the total volume fraction of the ferrite phase and pearlite is 95% or more in terms of the structure fraction with respect to the entire structure, and the average crystal grain size of the ferrite phase is 7.0 to 15.0 ⁇ m
  • a hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability having a tensile strength of 500 MPa or less, and having a structure fraction of 50% or more in volume ratio relative to the entire structure.
  • the heat further comprises 0.1% or less in total of one or two selected from Nb and V by mass%.
  • the composition further contains, by mass%, one or more selected from Ni, Cr, and Mo in a total of 1.5% or less.
  • a hot-rolled steel sheet characterized by that.
  • the composition further contains 1% or 2 kinds selected from Sb and Sn in a mass% of 0.1% or less in total.
  • Hot-rolled steel sheet characterized by (5) The hot rolled steel sheet according to any one of (1) to (4), wherein the variation ⁇ TS in the width direction of the tensile strength in the inner region from both edge ends 5 mm of the steel sheet is 60 MPa or less.
  • a steel material having a composition composed of impurities is hot-rolled to a finish rolling finish temperature of 800 to 900 ° C. to obtain a hot-rolled sheet, and after the hot rolling is finished, the hot-rolled sheet is 20 ° C./s or less.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability characterized in that it is cooled at an average cooling rate and wound at a coiling temperature CT of 500 ° C. or higher.
  • the heat further comprises 0.1% or less in total of one or two selected from Nb and V by mass%.
  • a method for producing rolled steel sheets in addition to (6), in addition to the above composition, the composition further contains, in mass%, one or more selected from Ni, Cr, and Mo in a total of 1.5% or less. A method for producing a hot-rolled steel sheet.
  • the composition further contains, in mass%, one or two selected from Sb and Sn in a total amount of 0.1% or less.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet is rolling that performs edge heating by an edge heater, and / or the cooling after the hot rolling is finished is the hot rolled sheet. It is preferable that the edge cover is cooled and / or the cooling after winding in the coil shape is cooling with a coil cover.
  • a hot-rolled steel sheet having both excellent cold workability and excellent hardenability which is excellent in cold workability and hardenability, can be easily manufactured at low cost, and has a remarkable industrial effect. Play.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention is a steel sheet having excellent cold workability and hardenability, and a uniform tensile strength throughout almost the entire width direction including the edge of the steel sheet. There is also a remarkable economic effect of high collection.
  • C 0.18 to 0.29%
  • C is an important element for increasing the hardenability of the steel and ensuring the desired post-quenching strength (hardness). In order to obtain such an effect, the content of 0.18% or more is required. When the C content is less than 0.18%, it becomes difficult to ensure the desired strength (hardness) after quenching. On the other hand, if the content exceeds 0.29%, the structure fraction of the ferrite phase decreases, and when spheroidizing annealing is omitted, the ductility decreases and the desired excellent cold workability cannot be ensured. Therefore, C is limited to the range of 0.18 to 0.29%. Note that the content is preferably 0.20 to 0.26%.
  • Si 1% or less Si is an element that has the effect of improving the hardenability of steel and increasing the strength of the steel by dissolving in steel. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. However, if it exceeds 1%, the steel sheet is remarkably hardened and the desired excellent cold workability cannot be ensured. For this reason, Si was limited to 1% or less. In addition, Preferably it is 0.50% or less.
  • Mn 1.5% or less
  • Mn is an element having an effect of improving the hardenability of the steel and increasing the strength of the steel by solid solution strengthening. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.2% or more, but if it exceeds 1.5%, it becomes too hard and cold workability is lowered. For this reason, Mn was limited to 1.5% or less. The content is preferably 0.2 to 1.0%.
  • P 0.1% or less
  • P is an element that easily segregates at grain boundaries in steel and adversely affects ductility and toughness.
  • P is preferably reduced as much as possible.
  • the content exceeds 0.1%, grain boundary embrittlement is caused, and ductility and toughness are lowered. Therefore, it is difficult to ensure excellent cold workability and excellent toughness after quenching. For this reason, P was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less.
  • S 0.03% or less
  • S is an element which forms sulfides in steel and adversely affects ductility and toughness.
  • S is preferably reduced as much as possible.
  • the content exceeds 0.03%, the cold workability of the steel sheet and the toughness after quenching are significantly reduced. For this reason, S was limited to 0.03% or less.
  • Preferably it is 0.02% or less.
  • sol. Al 0.1% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer and contributes to the refinement of austenite grains. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.001% or more.
  • the content exceeds 0.1%, excessive austenite grain refinement proceeds during quenching heating, and the formation of ferrite phase is promoted during quenching cooling, making it impossible to secure the desired post-quenching hardness and quenching. Later toughness decreases. For this reason, sol. Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.07% or less.
  • N is an element that has the effect of suppressing solidification of austenite grains by solid solution to increase the strength of the steel and to form a nitride by combining with Ti and B.
  • it is desirable to contain 0.0005% or more, but if it exceeds 0.0050%, the formation of AlN is remarkable in addition to TiN and BN, and excessive austenite grains during quenching heating. Therefore, it is difficult to secure a desired hardness after quenching and the toughness after quenching is reduced. For this reason, N was limited to 0.0050% or less. In addition, Preferably it is 0.0040% or less.
  • Ti 0.002 to 0.05%
  • Ti forms TiN, fixes N, suppresses the formation of BN, secures a desired amount of dissolved B, contributes to improving hardenability, and prevents the austenite grains from coarsening and impact after quenching. It is an element that improves the characteristics (toughness). In order to acquire such an effect, 0.002% or more of content is required. On the other hand, an excessive content exceeding 0.05% promotes the formation of TiC, hardens and decreases cold workability, and austenite grains become too fine, resulting in a decrease in hardenability, after desired quenching. Hardness may not be secured. For this reason, Ti was limited to the range of 0.002 to 0.05%. Note that the content is preferably 0.005 to 0.03%.
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • B is an element that has an action of segregating at the austenite grain boundary and remarkably improving the hardenability of the steel when contained in a small amount. In order to acquire such an effect, 0.0005% or more needs to be contained. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the hot rolling load becomes high and the operability is lowered, and the effect of improving the hardenability is saturated and the effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, B is limited to the range of 0.0005 to 0.0050%. Preferably, the content is 0.0010 to 0.0040%.
  • the above-described components are basic components.
  • one or two selected from Nb and V are further added in a total of 0.1% or less, Ni, Cr,
  • One or two or more selected from Mo is 1.5% or less in total, and one or two selected from Sb or Sn is 0.1% or less in total or any of them May be contained in combination.
  • Nb and V are elements that suppress austenite grain coarsening during quenching heating and improve toughness after quenching. , And can be selected and contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more in total. However, if the content exceeds 0.1% in total, the steel sheet becomes too hard and ductility is lowered, and cold workability is reduced. In order to reduce significantly, the upper limit was made 0.1% in total.
  • Ni, Cr, and Mo are all elements that improve hardenability and need to further improve hardenability Can be selected and contained. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.1% or more in total. However, if the content exceeds 1.5% in total, the steel sheet becomes too hard and ductility is lowered, and cold workability is reduced. Since it is significantly reduced, the upper limit is 1.5% in total.
  • Sb and Sn are segregated at the grain boundaries and quenched by decarburization or nitridation during quenching in the atmosphere or carbonitriding It is an element that contributes to the prevention of deterioration of properties and can be selected and contained as necessary. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more in total of Sb and Sn, but excessive inclusion exceeding 0.1% in total of Sb and Sn Reduce toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit 1 type or 2 types in Sb and Sn to 0.1% or less in total.
  • the balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet of the present invention has a structure in which the total volume fraction of the ferrite phase and pearlite is 95% or more in terms of the structure fraction with respect to the entire structure.
  • the ferrite phase has an average crystal grain size of 7.0 to 15.0 ⁇ m and occupies a structure fraction of 50% or more in volume ratio with respect to the entire structure. If the average crystal grain size of the ferrite phase is refined to less than 7.0 ⁇ m, the steel sheet is extremely hardened and cold workability is lowered.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is limited to the range of 7.0 to 15.0 ⁇ m.
  • the thickness is preferably 7.5 to 12.5 ⁇ m.
  • the particle size of pearlite is approximately the same as that of the ferrite phase.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is determined by observing the structure with an optical microscope and identifying the structure, and then using a value calculated by a cutting method or image analysis based on the JIS method.
  • the structure fraction of the ferrite phase is less than 50%, the fraction of pearlite is excessively increased, the ductility is lowered, and the cold workability is lowered.
  • the upper limit of the structure fraction of the ferrite phase is not particularly limited, but if it exceeds 70%, burrs are likely to occur during fine blanking, so the structure fraction of the ferrite phase should be 70% or less. preferable. For this reason, the structure fraction of the ferrite phase is limited to a range of 50% or more by volume. In addition, Preferably it is 50 to 65%.
  • the steel sheet of the present invention basically has a structure composed of a ferrite phase and pearlite, but if the volume ratio with respect to the entire structure is 5% or less, which is a range that does not inhibit the characteristics, bainite, martensite, and other structures are included. Even if present. That is, the steel sheet of the present invention has a structure in which the total volume fraction of the ferrite phase and the pearlite is 95% or more in terms of the structure fraction with respect to the entire structure.
  • the steel material having the above composition is subjected to a hot rolling process to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the manufacturing method of the steel material is not particularly limited.
  • the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter method or an electric furnace method, and is slabed by a conventional casting method such as a continuous casting method.
  • a steel material such as The steel material casting method is desirably an intermittent casting method in order to prevent macro segregation of components, but there is no problem with the ingot casting method or the thin slab casting method.
  • the obtained steel material is then subjected to a hot rolling process consisting of hot rolling and subsequent cooling and winding.
  • a hot rolling process consisting of hot rolling and subsequent cooling and winding.
  • the heat for hot rolling was not cooled to room temperature, but was charged in a heating furnace as it was, or a little heat was retained.
  • Energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, which are rolled immediately afterwards, can be applied without any problem.
  • the heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher and 1280 ° C. or lower. When the heating temperature exceeds 1280 ° C. and becomes a high temperature, the surface of the steel material is oxidized, and scale formation becomes remarkable. Moreover, if it is less than 1000 degreeC, the rolling load in hot rolling will increase too much, and rolling may become difficult.
  • the steel material having the above composition is heated or hot-rolled by rough rolling and finish rolling without being heated to obtain a hot-rolled sheet having a predetermined dimension and shape, and then The rolled plate is cooled to a predetermined winding temperature at a predetermined cooling rate, and is wound up at the winding temperature.
  • the rough rolling in hot rolling is not particularly limited as long as a sheet bar having a predetermined size can be obtained.
  • an edge heating means such as an edge heater may be applied during rolling to suppress the temperature drop at the edge end.
  • finish rolling is rolling in which the finish rolling end temperature FT is 800 to 900 ° C.
  • finish of hot rolling finish rolling
  • a hot-rolled sheet is cooled to coiling temperature CT by the cooling rate of 20 degrees C / s or less, and coiling temperature CT: It winds as 500 degreeC or more.
  • Finishing rolling finish temperature FT 800-900 ° C
  • finish rolling finish temperature FT is less than 800 ° C.
  • the austenite grains are excessively refined, and the grain size of the ferrite phase generated by the subsequent cooling is refined. For this reason, a steel plate hardens and cold workability falls.
  • finish rolling finish temperature FT is higher than 900 ° C.
  • the austenite grains become coarse and the hardenability increases, so that the formation of the ferrite phase is suppressed by the subsequent cooling, and the structure fraction of the pearlite phase increases too much. As a result, cold workability is reduced. Therefore, the finish rolling finish temperature (finish finish temperature FT) is limited to a range of 800 to 900 ° C.
  • edge part heating means such as an edge heater
  • Average cooling rate CR after hot rolling 20 ° C./s or less
  • the average cooling rate CR from the end of hot rolling (finish rolling) to the coiling temperature CT exceeds 20 ° C./s
  • the ferrite phase Therefore, the desired ferrite phase fraction cannot be secured, and the desired excellent cold workability cannot be secured.
  • the average cooling rate CR after hot rolling exceeds 20 ° C./s
  • the influence on the structure becomes large, and the uniformity of the structure in the width direction of the steel sheet is lowered. It becomes difficult to obtain a structure containing a ferrite phase having a fraction, and variations in strength and hardness in the width direction of the steel sheet are increased.
  • the average cooling rate CR after hot rolling was limited to 20 ° C./s or less.
  • the slower the average cooling rate after hot rolling the better, but from the viewpoint of productivity, 5 to 15 ° C / It is preferable to set it to about s.
  • Such cooling is preferably achieved using a cooling means such as water spray.
  • a cooling means such as water spray, surface scale formation can be suppressed.
  • the hot-rolled sheet may be cooled by using an edge part heat retaining means such as an edge cover to suppress a temperature drop at the edge part.
  • Winding temperature CT 500 ° C or more
  • the ferrite phase and pearlite become finer, the pearlite lamella spacing becomes narrower, and bainite and martensite are generated and hardened, so it is cold worked. Sex is reduced.
  • winding temperature CT was limited to 500 degreeC or more.
  • the upper limit of the winding temperature is not particularly limited, but is preferably 750 ° C. or lower.
  • the coiling temperature CT exceeds 750 ° C. and becomes high, scale formation on the steel sheet surface becomes remarkable and the properties of the steel sheet surface deteriorate, decarburization occurs on the steel sheet surface, and the desired hardness (strength) is obtained after quenching. It becomes difficult to secure.
  • the coiling temperature CT is preferably 750 ° C. or lower, and more preferably 700 ° C. or lower.
  • the cooling of the hot-rolled sheet wound in a coil shape may be performed using a coil cover.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (steel material) by a continuous casting method.
  • the slab (steel material) is heated to 1250 ° C., and the finish rolling end temperature FT is set to the temperature shown in Table 2, and after the end of the hot rolling, the winding is performed at the average cooling rate CR shown in Table 2.
  • Cooling to cool to the coiling temperature and a hot rolling process of winding at the coiling temperature CT shown in Table 2 were performed to obtain a hot rolled steel sheet (hot rolled steel strip) having a plate thickness of 4.0 mm.
  • the finish rolling end temperature FT, the average cooling rate CR, and the coiling temperature CT were temperatures on the steel sheet surface.
  • test method is as follows.
  • Microstructure observation A test specimen for microstructural observation was taken from the central part of the plate width of the obtained hot-rolled steel sheet, polished and corroded, and 10 mm at the central part of the plate thickness using an optical microscope (magnification: 400 times). The structure was imaged at the location, and the identification of the structure, the average crystal grain size of the ferrite phase, and the structure fraction (volume%) were obtained using an image analysis apparatus. The average crystal grain size of the ferrite phase was obtained by calculating the area of each grain, calculating the equivalent circle diameter of each grain from the area of each grain, and arithmetically averaging them.
  • Mold wear test A flat plate test material (size: width 50 mm x length 50 mm) is taken from the center in the width direction of the obtained hot-rolled steel sheet, a fine blanking test is performed, and punch teeth are missing. The number of tests up to (the number of punches) was determined, and the influence on the mold life was evaluated. A case where the number of times of punching was 1000 times or more was evaluated as acceptable ( ⁇ ) because the influence on the mold life was small, and a case other than that was determined as unacceptable (x). Fine blanking was performed with a punch diameter of 10 mm ⁇ and a one-side clearance of 0.02 mm.
  • Hardenability test A flat plate specimen was collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and a hardenability test was performed. The hardenability test was performed on two types of quenching, that is, atmospheric quenching and induction quenching. After quenching, the hardness of the surface layer (0.1 mm from the surface) was measured for each of the test piece cross sections using a Vickers hardness tester (load: 200 gf (test force: 1.97 N)), and the arithmetic average Thus, the hardness after hardening of the steel sheet was set to HV.
  • Atmospheric hardenability test A quenching treatment was performed using a flat plate test piece (size: width 50 ⁇ length 50 mm). In the quenching treatment, the test piece was placed in an atmosphere gas adjusted so that the carbon potential was equal to the amount of C in steel by mixing air with RX gas, and heated and maintained at 900 ° C. for 1 h. , Was put (immersed) in 50 ° C. oil and stirred.
  • (B) Induction hardenability test A quenching treatment was performed using a flat plate test piece (size: width 30 ⁇ length 100 mm). The quenching treatment was performed by using a high frequency of 100 kHz, heating up to 900 ° C. in 4 s while moving the high frequency coil, and cooling with water at 0 s holding. In addition, holding
  • Each of the examples of the present invention has a structure composed of a ferrite phase and pearlite with an average crystal grain size of the ferrite phase of 7.0 to 15.0 ⁇ m, a structure fraction of 50% or more, and a tensile strength TS of Low strength of 500MPa or less, excellent cold workability, fine blanking processing is possible without reducing the mold life, and the desired hardness after quenching can be secured, and the hardenability is also excellent. It is a hot-rolled steel sheet. Further, in the present invention example, the tensile strength variation ⁇ TS in the width direction is 60 MPa or less, the strength variation in the sheet width direction is small, and the sheet edge can be used as a component material.
  • the tensile strength TS becomes too high, the cold workability is deteriorated, the die life in the fine blanking process is reduced, or the desired hardness after quenching. The thickness is not secured, or the strength variation in the plate width direction is large.

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Abstract

冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：0.18～0.29％とし、Ｎ：0.0050％以下、Ti：0.002～0.05％、Ｂ：0.0005～0.0050％を含有し、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを適正量に調整した組成を有する鋼素材に、仕上圧延終了温度を800～900℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、20℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度CT：500℃以上で巻き取る。これにより、フェライト相およびパーライト相からなる組織を有し、フェライト相が7.0～15.0μmの平均結晶粒径と、体積率で50％以上の組織分率を有し、引張強さが500MPa以下で、しかも、鋼板のエッジを含め引張強さの幅方向のばらつきが60MPa以下の、冷間加工性と焼入れ性を兼備した熱延鋼板となる。上記組成に加えてさらに、Nb、Ｖのうちから選ばれた１種または２種、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種、Sb、Snのうちから選ばれた１種または２種を含有できる。

Description

冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、ギア、ミッション、シートリクライナー等の自動車部品用として好適な熱延鋼板に係り、とくに球状化焼鈍を省略することが可能な、冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板に関する。なお、ここでいう「鋼板」は、鋼板、鋼帯を含むものとする。
　ギア、ミッション、シートリクライナー等の自動車部品は、通常、ＪＩＳ　Ｇ　４０５１に規定された機械構造用炭素鋼鋼材である熱延鋼板を素材として、該素材を、冷間加工により所望の部品形状に加工したのち、焼入れ処理を施して所望の硬さを付与して製造されている。このため、素材である熱延鋼板には、冷間加工性や焼入れ性に優れることが要望されている。このような要望に対し、例えば特許文献１には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０~０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．１％、Ｎ：０．０００５~０．００５０％、Ｔｉ：０．００５~０．０５％、Ｂ：０．０００３~０．００５０％を含有し、Ｂ−（１０．８／１４）Ｎ＊≧０．０００５％、Ｎ＊＝Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ、但し、右辺≦０の場合、Ｎ＊＝０、を満足し、鋼中析出物であるＴｉＮの平均粒径が０．０６~０．３０μｍであり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２~２５μｍであることを特徴とする焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、上記した熱延鋼板は、上記した組成の鋼を巻取温度７２０℃以下で熱間圧延することにより製造できるとしている。
　また、特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．１５~０．４０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６~１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５~０．１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１~０．２０％、Ｎ：０．００２０~０．０１２％、Ｂ：０．０００３~０．００３０％を含有する鋼組成の鋼を圧下率３０~８０％の冷間圧延と箱焼鈍により板厚４ｍｍ以下でＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ％以上の鋼板とする、焼き戻し省略型高炭素薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、焼鈍後の成形性が良好で、かつ熱処理（焼入れ）後の靭性にも優れ、焼入れ後の焼戻しを省略し得るとしている。
　また、特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．０５~０．２０％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．８~２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３~０．００４％、Ａｌ：０．０１~０．１０％で、かつｓｏｌ．Ａｌ（％）≧９．６×Ｎ（％）であり、ＴｉをＴｉ（％）≦３．４×Ｎ（％）の範囲で含有する組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、巻取り温度６００℃以上で熱延コイルとする成形性と焼入れ性に優れた薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、かつ成形後の焼入れにより容易に高強度化できる鋼板を得ることができるとしている。
特開２００２−３０９３４５号公報 特開平０５−９８３５６号公報 特開２０００−１４４３１９号公報
　しかしながら、特許文献１、２，３に記載された技術では、フェライト粒径が微細化しすぎたり、パーライト分率が高くなりすぎるなどにより、鋼板が硬質化して、冷間加工性が低下し、ファインブランキングや冷間鍛造などの厳しい冷間加工が施されるということまでは考慮されておらず、冷間での厳しい加工性に耐えられるほど優れた冷間加工性を、優れた焼入れ性とともに具備するまでに至っていないという問題を残していた。また、このような技術で製造された鋼板にファインブランキングなどの冷間加工を施すと、金型の損耗が激しくなり、金型交換などのメンテナンス回数が増加し、部品製造コストが増大するという問題もあった。さらに、特許文献１、２，３に記載された技術では、焼入れ特性が向上するほど鋼板エッジが極端に硬質化し、板幅方向の材質が不均一化し、鋼板の歩留が著しく低下するという問題があった。
　本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、優れた冷間加工性と優れた焼入れ性とを兼備する、冷間加工性と焼入れ性に優れた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。また、本発明は、エッジ端部を含め幅方向のほぼ全域にわたり強度が均一で、かつ冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板を提供することをも目的とする。
　なお、本発明で対象とする「熱延鋼板」は、板厚：２．０~９．０ｍｍの薄鋼板とする。また、ここでいう「冷間加工性に優れた」とは、冷間加工前の素材（鋼板）の硬さが、ＨＲＢで８０以下であるか、あるいは冷間加工前の素材（鋼板）の引張強さＴＳが５００ＭＰａ以下である場合をいうものとする。
　また、ここでいう「焼入れ性に優れた」とは、焼入れ後の硬さが４２０ＨＶ以上（高周波焼入れの場合）、３５０ＨＶ以上（雰囲気焼入れの場合）となる場合をいうものとする。また、「エッジ端部を含め幅方向のほぼ全域にわたり強度が均一」とは、鋼板幅方向の両エッジを含め幅方向ほぼ全域（両エッジ端５ｍｍから内側の領域）における引張強さＴＳの最高値と最低値の差が６０ＭＰａ以下である場合をいうものとする。
　なお、ここで「雰囲気焼入れ」とは、脱炭防止や浸炭のために、カーボンポテンシャルを制御した雰囲気中で加熱後、油焼入れ等の焼入れを施す焼入れ方法をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、冷間加工性に及ぼす各種要因の影響について鋭意研究した。その結果、Ｃ：０．１８~０．２９質量％に限定したうえ、Ｍｎ、Ａｌ，Ｔｉ、Ｂを適正範囲内に調整し、さらに組織をフェライト相とパーライト相からなり、該フェライト相を７．０~１５．０μｍの平均結晶粒径と、体積率で５０％以上の組織分率を有する相とすることにより、焼入れ性に優れるうえ、ファインブランキングや冷間鍛造などの厳しい冷間加工時に割れ等の発生を低減でき、冷間加工性に優れた鋼板とすることができ、部品製造時の金型損耗も低減できることを見出した。また、熱間圧延における仕上圧延終了温度と、仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度、さらに巻取温度を併せて適正範囲に調整することにより、上記した鋼板組織に調整できるうえ、さらに、鋼板幅方向におけるほぼ全域の引張強さを６０ＭＰａ以下のばらつきに抑えることができることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１８~０．２９％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００２~０．０５％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相およびパーライトの体積率の合計が組織全体に対する組織分率で９５％以上である組織とを有し、前記フェライト相が７．０~１５．０μｍの平均結晶粒径と、組織全体に対する体積率で５０％以上の組織分率を有することを特徴とする引張強さが５００ＭＰａ以下である、冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板。
　（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．１％以下含有することを特徴とする熱延鋼板。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１．５％以下含有することを特徴とする熱延鋼板。
　（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに質量％で、Ｓｂ、Ｓｎのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下含有することを特徴とする熱延鋼板。
　（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、鋼板の両エッジ端５ｍｍから内側の領域における引張強さの幅方向のばらつきΔＴＳが６０ＭＰａ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
　（６）質量％で、Ｃ：０．１８~０．２９％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５０％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００２~０．０５％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％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に、仕上圧延終了温度を８００~９００℃とする熱間圧延を施し熱延板とし、該熱間圧延終了後、前記熱延板を、２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度ＣＴ：５００℃以上で巻き取る、熱延工程を施すことを特徴とする冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
　（７）（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．１％以下含有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１．５％以下含有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下含有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　なお、（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記熱間圧延が、エッジヒータによるエッジ加熱を施す圧延であること、および／または、前記熱間圧延終了後の冷却が、前記熱延板にエッジカバーを施す冷却であること、および／または、前記コイル状に巻き取ったのちの冷却が、コイルカバーを施した冷却であること、が好ましい。
　本発明によれば、優れた冷間加工性と優れた焼入れ性とを兼備する、冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる熱延鋼板は、冷間加工性と焼入れ性に優れるうえ、鋼板のエッジ端部を含め幅方向のほぼ全域にわたり引張強さが均一な鋼板であり、部品用素材を歩留り高く採取できるという、顕著な経済的効果もある。
　まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．１８~０．２９％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させ、所望の焼入れ後強度（硬さ）を確保するために重要な元素である。このような効果を得るためには、０．１８％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が０．１８％未満の場合には、所望の焼入れ後強度（硬さ）を確保することが困難となる。一方、０．２９％を超える含有は、フェライト相の組織分率が低下するため、球状化焼鈍を省略した場合、延性が低下して所望の優れた冷間加工性を確保できなくなる。このため、Ｃは０．１８~０．２９％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２０~０．２６％である。
　Ｓｉ：１％以下
　Ｓｉは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、鋼中に固溶して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０．０１％以上含有することが望ましいが、１％を超える含有は、鋼板が顕著に硬質化し所望の優れた冷間加工性を確保できなくなる。このため、Ｓｉは１％以下に限定した。なお、好ましくは０．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．５％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により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０．２％以上含有することが望ましいが、１．５％を超える含有は、硬質化しすぎて冷間加工性が低下する。このため、Ｍｎは１．５％以下に限定した。なお、好ましくは０．２~１．０％である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼中では粒界に偏析しやすく、延性、靭性に悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。とくに、０．１％を超える含有は、粒界脆化を招き、延性、靭性が低下するため、優れた冷間加工性、優れた焼入れ後の靭性を確保できにくくなる。このため、Ｐは０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、鋼中では硫化物を形成し、延性、靭性に悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。とくに０．０３％を超える含有は、鋼板の冷間加工性、焼入れ後の靭性を著しく低下させる。このため、Ｓは０．０３％以下に限定した。なお、好ましくは０．０２％以下である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るためには０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．１％を超えて含有すると、焼入れ加熱時に過度のオーステナイト粒の微細化が進み、また焼入れ冷却時にフェライト相の生成が促進され、所望の焼入れ後硬さを確保できなくなるとともに、焼入れ後の靭性が低下する。このため、ｓｏｌ．Ａｌは０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０７％以下である。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、Ｔｉ、Ｂと結合して窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制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０．０００５％以上含有することが望ましいが、０．００５０％を超える含有は、ＴｉＮ、ＢＮに加えてＡｌＮの形成も顕著となり、焼入れ加熱時に過度のオーステナイト粒の微細化が進み、焼入れ冷却時にフェライト相の生成を促進するため、焼入れ後に所望の硬さが確保できにくくなるとともに、焼入れ後の靭性が低下する。このため、Ｎは０．００５０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｔｉ：０．００２~０．０５％
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成しＮを固定し、ＢＮの形成を抑制し所望の固溶Ｂ量を確保して、焼入れ性の向上に寄与するとともに、オーステナイト粒の粗大化を防止し焼入れ後の衝撃特性（靭性）を向上させる元素である。このような効果を得るためには０．００２％以上の含有を必要とする。一方、０．０５％を超える過剰の含有は、ＴｉＣの形成が促進され、硬質化して冷間加工性を低下させるとともに、オーステナイト粒が微細化しすぎて、焼入れ性が低下し、所望の焼入れ後硬さを確保できなくなる場合がある。このため、Ｔｉは０．００２~０．０５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００５~０．０３％である。
　Ｂ：０．０００５~０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して少量の含有で鋼の焼入れ性を著しく向上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、０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、０．００５０％を超える多量の含有は、熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下するとともに、焼入れ性向上の効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｂは０．０００５~０．００５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００１０~０．００４０％である。
　上記した成分が基本の成分であるが、本発明ではこの基本の組成に加えてさらに、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１．５％以下、Ｓｂ、Ｓｎのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下、のいずれかあるいはそれらを複合して含有してもよい。
　Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種：合計で０．１％以下
　Ｎｂ、Ｖはいずれも、焼入れ加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素で、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには合計で０．００５％以上含有することが好ましいが、合計で０．１％を超える含有は、鋼板が硬質化しすぎて延性が低下し、冷間加工性が著しく低下するため、合計で０．１％を上限とした。
　Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上：合計で１．５％以下
　Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも、焼入れ性を向上させる元素であり、さらなる焼入れ性を向上させる必要のある場合に、選択して含有できる。このような効果を得るためには合計で０．１％以上含有することが好ましいが、合計で１．５％を超える含有は、鋼板が硬質化しすぎて延性が低下し、冷間加工性が著しく低下するため、合計で１．５％を上限とした。
　Ｓｂ、Ｓｎのうちの１種または２種を合計：０．１％以下
　Ｓｂ、Ｓｎはいずれも、粒界に偏析して、雰囲気中焼入れや、浸炭窒化処理の際に脱炭や窒化による焼入れ性低下の防止に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ｓｂ、Ｓｎの合計で０．００５％以上を、含有させることが好ましいが、Ｓｂ、Ｓｎの合計で０．１％を超える過剰な含有は、焼入れ後の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｓｂ、Ｓｎのうちの１種または２種を合計で０．１％以下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。
　つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
　本発明鋼板は、フェライト相およびパーライトの体積率の合計が組織全体に対する組織分率で９５％以上である組織を有する。ここで、フェライト相は、７．０~１５．０μｍの平均結晶粒径を有し、組織全体に対する体積率で５０％以上の組織分率を占める相とする。フェライト相の平均結晶粒径が７．０μｍ未満と微細化すると、鋼板の硬質化が著しく、冷間加工性が低下する。一方、１５．０μｍ超えてフェライト相が粗大化すると、フェライト相とパーライトの分布が不均一となり、冷間加工性が低下する。このため、フェライト相の平均結晶粒径を７．０~１５．０μｍの範囲に限定した。なお、好ましくは７．５~１２．５μｍである。パーライトの粒径はフェライト相のそれと同程度となる。なお、フェライト相の平均結晶粒径は、光学顕微鏡で組織を観察し、組織を同定したのち、ＪＩＳ法に準拠した切断法や画像解析により算出する値を用いるものとする。
　また、フェライト相の組織分率が５０％未満では、パーライトの分率が多くなりすぎて延性が低下し、冷間加工性が低下する。なお、フェライト相の組織分率の上限はとくに限定しないが、７０％を超えて大きくなると、ファインブランキング時にバリが発生しやすくなるため、フェライト相の組織分率は７０％以下とすることが好ましい。このようなことから、フェライト相の組織分率は、体積率で５０％以上の範囲に限定した。なお、好ましくは５０~６５％である。
　本発明鋼板は、基本的にはフェライト相とパーライトからなる組織を有するが、特性を阻害しない範囲である、組織全体に対する体積率で５％以下であれば、ベイナイト、マルテンサイト、その他の組織が存在しても許容される。すなわち、本発明鋼板は、上記したフェライト相とパーライトの体積率の合計が組織全体に対する組織分率で９５％以上の組織を有する。
　つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、上記した組成の鋼素材に、熱延工程を施して、熱延鋼板とする。
　鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法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ことが好ましい。鋼素材の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく違続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
　得られた鋼素材はついで、熱間圧延と、その後の冷却と巻取りからなる熱延工程を施される。熱間圧延のための加熱は、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加えて、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。なお、再加熱する場合は、加熱温度は、好ましくは１０００℃以上、１２８０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が１２８０℃を超えて高温となると、鋼素材の表面が酸化され、スケールの形成が著しくなる。また、１０００℃未満では、熱間圧延における圧延負荷が増大しすぎて、圧延が困難になる場合がある。
　本発明における熱延工程は、上記した組成の鋼素材を、加熱しあるいは加熱することなく、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、所定の寸法形状の熱延板とし、ついで該熱延板を所定の冷却速度で所定の巻取温度まで冷却し、該巻取温度で巻き取る工程とする。
　熱間圧延における粗圧延は、所定寸法のシートバーが得られればよく、とくにその条件を限定する必要はない。なお、シートバーヒータ等の加熱手段により、シートバーを加熱し、所望の仕上圧延終了温度に調整してもよい。また、圧延中にエッジヒータ等のエッジ部加熱手段を適用して、エッジ端部の温度低下を抑制してもよい。
　一方、仕上圧延は、仕上圧延終了温度ＦＴが８００~９００℃となる圧延とする。そして熱間圧延（仕上圧延）終了後、熱延板は２０℃／ｓ以下の冷却速度で巻取温度ＣＴまで冷却され、巻取温度ＣＴ：５００℃以上として巻き取られる。
　仕上圧延終了温度ＦＴ：８００~９００℃
　仕上圧延の圧延終了温度（仕上圧延終了温度ＦＴ）が８００℃未満では、オーステナイト粒が過度に微細化され、その後の冷却で生成するフェライト相の粒径が微細化される。このため、鋼板が硬質化し、冷間加工性が低下する。一方、仕上圧延終了温度ＦＴが９００℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が増大するため、その後の冷却でフェライト相の生成が抑制されパーライト相の組織分率が増加しすぎて、冷間加工性が低下する。このため、仕上圧延の圧延終了温度（仕上圧延終了温度ＦＴ）を８００~９００℃の範囲に限定した。
　なお、仕上圧延中の熱延板に、エッジヒータ等のエッジ部加熱手段を適用して、エッジ端部の温度低下を抑制してもよい。
　熱間圧延後の平均冷却速度ＣＲ：２０℃／ｓ以下
　熱間圧延（仕上圧延）終了から巻取温度ＣＴまでの、平均の冷却速度ＣＲが、２０℃／ｓを超えて速くなると、フェライト相の生成が抑制されるため、所望のフェライト相分率を確保できなくなり、所望の優れた冷間加工性を確保できなくなる。また、熱間圧延後の平均冷却速度ＣＲが２０℃／ｓを超えると、組織への影響が大きくなり、鋼板幅方向の組織の均一性が低下し、とくにエッジ端部の組織を所望の組織分率を有するフェライト相を含む組織とすることが難しくなり、鋼板幅方向の強度および硬さのばらつきが大きくなる。このため、熱間圧延後の平均冷却速度ＣＲを２０℃／ｓ以下に限定した。なお、冷間加工性向上の観点や、幅方向の強度バラツキを抑制する観点からは、熱間圧延後の平均冷却速度は遅ければ遅いほどよいが、生産性の観点からは５~１５℃／ｓ程度とすることが好ましい。このような冷却は、水スプレー等の冷却手段を利用して達成することが好ましい。水スプレー等の冷却手段を利用することにより、表面スケールの形成を抑制できる。
　なお、仕上圧延終了後の冷却中に、熱延板に、エッジカバー等のエッジ部保温手段を利用して冷却し、エッジ端部の温度低下を抑制してもよい。
　巻取温度ＣＴ：５００℃以上
　巻取温度ＣＴが５００℃未満では、フェライト相、パーライトが微細化し、パーライトラメラ間隔が狭くなるとともに、ベイナイトやマルテンサイトが生成して硬質化するため、冷間加工性が低下する。このため、巻取温度ＣＴは５００℃以上に限定した。巻取温度の上限はとくに限定する必要がないが、７５０℃以下とすることが好ましい。巻取温度ＣＴが７５０℃を超えて高温となると、鋼板表面のスケールの生成が著しくなり鋼板表面の性状が低下するとともに、鋼板表面の脱炭が生じ、焼入れ後に所望の硬さ（強度）を確保できにくくなる。このため、巻取温度ＣＴは７５０℃以下とすることが好ましく、さらには７００℃以下とすることが好ましい。なお、コイル状に巻き取られた熱延板の冷却は、コイルカバーを利用した冷却としてもよい。
　表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。ついで、スラブ（鋼素材）に、１２５０℃に加熱し、仕上圧延終了温度ＦＴを表２に示す温度とする熱間圧延と、熱間圧延終了後、表２に示す平均冷却速度ＣＲで、巻取温度まで冷却する冷却と、表２に示す巻取温度ＣＴで巻取る熱延工程を施し、板厚：４．０ｍｍの熱延鋼板（熱延鋼帯）を得た。なお、仕上圧延終了温度ＦＴ、平均冷却速度ＣＲ、巻取温度ＣＴは、鋼板表面の温度を用いた。
　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、金型摩耗試験、焼入れ性試験を実施した。試験方法は次のとおりである。
　（１）組織観察
　得られた熱延鋼板の板幅中央部から組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食して、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、板厚中央部の１０箇所について組織を撮像し、画像解析装置を用いて、組織の同定と、フェライト相の平均結晶粒径、および組織分率（体積％）を求めた。なお、フェライト相の平均結晶粒径は、各粒の面積を求め、該各粒の面積から各粒の円相当直径を算出し、それらを算術平均して求めた。
　（２）引張試験
　得られた熱延鋼板の幅方向各位置から、引張方向が圧延方向となるように、ＪＩＳ　５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、幅方向各位置における引張強さＴＳを求めた。幅方向各位置は、試験片の中央部が幅方向中央部、幅方向１／４部、幅方向１／８部、幅方向　３／８部、エッジ端から１５ｍｍ位置とした。得られた幅方向各位置のＴＳから、最高値と最低値の差ΔＴＳを求め、各鋼板の幅方向の強度ばらつきとした。なお、エッジ部から採取した引張試験片については、エッジ端５ｍｍから内側の領域が試験片平行部に含まれるように採取した。
　（３）金型摩耗試験
　得られた熱延鋼板の幅方向中央部から平板試験材（大きさ：幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍ）を採取し、ファインブランキング試験を実施し、ポンチの歯が欠けるまでの試験回数（打抜き回数）を求め、金型寿命への影響を評価した。打抜き回数が１０００回以上である場合を、金型寿命への影響が少ないとして合格（○）、それ以外の場合を不合格（×）とした。なお、ファインブランキングは、ポンチ径：１０ｍｍφ、片側クリアランス：０．０２ｍｍで行った。
　（４）焼入れ性試験
　得られた熱延鋼板から平板試験片を採取し、焼入れ性試験を実施した。焼入れ性試験は、雰囲気焼入れと高周波焼入れの２種について行った。焼入れ処理後、試験片断面についてビッカース硬さ試験機（荷重：２００ｇｆ（試験力：１．９７Ｎ））を用いて、表層（表面から０．１ｍｍ）の硬さを各１０点測定し、算術平均して、その鋼板の焼入れ後硬さＨＶとした。焼入れ後硬さＨＶが、３５０ＨＶ以上（雰囲気焼入れ）、４２０ＨＶ以上（高周波焼入れ）となる場合を、焼入れ性に優れ、合格（○）とし、それ以外の場合を不合格（×）として評価した。
　（イ）雰囲気焼入れ性試験
平板試験片（大きさ：幅５０×長さ５０ｍｍ）を用いて焼入れ処理を実施した。焼入れ処理は、試験片を、ＲＸガスに空気を混合してカーボンポテンシャルが鋼中のＣ量と等しくなるように調整した雰囲気ガス中に装入し、９００℃×１ｈの加熱保持を行ったのち、５０℃の油中に投入（浸漬）し、撹拌する処理とした。
　（ロ）高周波焼入れ性試験
　平板試験片（大きさ：幅３０×長さ１００ｍｍ）を用いて焼入れ処理を実施した。焼入れ処理は、１００ｋＨｚの高周波を使用し、高周波コイルを移動させながら、９００℃までを４ｓで加熱し、保持０ｓで、水冷する処理とした。なお、保持０ｓとは９００℃に到着した後、直ちに冷却することを意味する。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、フェライト相の平均結晶粒径が７．０~１５．０μｍで、組織分率が５０％以上となる、フェライト相とパーライトからなる組織を有し、引張強さＴＳが５００ＭＰａ以下と低強度で、冷間加工性に優れ、かつ金型寿命を低下させることなくファインブランキング加工が可能であり、さらに所望の焼入れ後の硬さを確保でき、焼入れ性にも優れた熱延鋼板となっている。また、本発明例は、引張強さの幅方向のばらつきΔＴＳが６０ＭＰａ以下で、板幅方向の強度ばらつきが少なく、板エッジまで部品用素材として使用が可能となり、本発明鋼板は部品用素材として歩留り高く使用できることがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さＴＳが高くなりすぎ、冷間加工性が低下しているか、ファインブランキング加工における金型寿命が低下するか、所望の焼入れ後の硬さを確保できていないか、あるいは板幅方向の強度ばらつきが大きくなっている。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．１８~０．２９％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：１％以下、
    Ｍｎ：１．５％以下、　　　　　　　　　　　　　　Ｐ　：０．１％以下、
    Ｓ　：０．０３％以下、　　　　　　　　　　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
    Ｎ　：０．００５０％以下を含み、さらに、
    Ｔｉ：０．００２~０．０５％、　Ｂ　：０．０００５~０．００５０％
    を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相およびパーライトの体積率の合計が組織全体に対する組織分率で９５％以上である組織とを有し、前記フェライト相が７．０~１５．０μｍの平均結晶粒径と、組織全体に対する体積率で５０％以上の組織分率を有することを特徴とする、引張強さが５００ＭＰａ以下である、冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１．５％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記組成に加えてさらに質量％で、Ｓｂ、Ｓｎのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の熱延鋼板。
  5. 　鋼板の両エッジ端５ｍｍから内側の領域における引張強さの幅方向のばらつきΔＴＳが６０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の熱延鋼板。
  6. 　質量％で、
    Ｃ　：０．１８~０．２９％、　　　　　　　　　　Ｓｉ：１％以下、
    Ｍｎ：１．５％以下、　　　　　　　　　　　　　　Ｐ　：０．１％以下、
    Ｓ　：０．０３％以下、　　　　　　　　　　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、
    Ｎ　：０．００５０％以下を含み、さらに、
    Ｔｉ：０．００２~０．０５％、　Ｂ　：０．０００５~０．００５０％
    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に、仕上圧延終了温度を８００~９００℃とする熱間圧延を施し熱延板とし、該熱間圧延終了後、前記熱延板を、２０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却し、巻取温度ＣＴ：５００℃以上で巻き取る、熱延工程を施すことを特徴とする冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  7. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．１％以下含有することを特徴とする請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
  8. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で１．５％以下含有することを特徴とする請求項６または７に記載の熱延鋼板の製造方法。
  9. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎのうちから選ばれた１種または２種を合計で０．１％以下含有することを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
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