WO2012036308A1 - 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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勇人 齋藤
船川　義正
永明 森安
貴幸 村田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet suitable as a material for automobile undercarriage parts, structural parts, frameworks, truck frame parts, and the like, and more particularly to improvement of punching workability.
  • “high strength” refers to the case where the tensile strength TS is 780 MPa or more.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.035% or less, Al: 0.020 to 0.15%, Ti: 0.05 to 0.2%, 60 to 95% by volume of bainite, and further solid solution strengthening or precipitation strengthening
  • a high strength hot rolled steel sheet having a structure including ferrite or ferrite and martensite and excellent in hole expansion workability with a fracture surface transition temperature of 0 ° C. or lower is described.
  • cooling at a cooling rate of 50 ° C./h or higher to 300 ° C. or lower can prevent P from diffusing into the grain boundary, and the fracture surface transition temperature. Is 0 ° C. or lower, and the toughness is improved and the hole expandability is improved.
  • Patent Document 2 C: 0.01 to 0.07%, N: 0.005% or less, S: 0.005% or less, Ti: 0.03 to 0.2%, B: 0.0.
  • a hot rolled steel sheet is described.
  • the ferrite or bainitic ferrite phase is the maximum area phase, and the hard second phase that adversely affects hole expansibility is limited to 3% or less.
  • Patent Document 1 it is said that the grain boundary segregation of P is prevented and the hole expansion processability is improved.
  • Patent Document 1 does not mention punching processability, and P It cannot be said that preventing segregation to grain boundaries immediately improves the properties of the punching end face and contributes to the improvement of punching workability.
  • B is essentially contained to improve the punching workability.
  • Patent Document 2 relates to improving the punching workability without containing B. There is no mention.
  • the technique described in Patent Document 2 the presence or absence of cracks in the punched end surface is visually observed after the punching process.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art and to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in punching workability without containing B and a method for producing the same.
  • the present inventors changed the punching clearance in the range of 5 to 25% and evaluated the properties of the punching end face for a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more.
  • the present inventors have found from the detailed observation of the punched end surface properties such as the punched fracture surface and the vicinity of the burr generation part, that the fine bainite phase tends to increase the number of microvoid generation sites uniformly during the punching process.
  • the inventors have thought that it is effective to have a fine bainite structure as the steel sheet structure that improves the punching end face properties and improves the punching workability.
  • the punching process is a process of concentric circles, it is important to adjust both the structures of the steel sheet in the rolling direction (L direction) cross section and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) to a fine structure. It was found that the average particle size of the bainite phase in the L direction cross section and the C direction cross section needs to be adjusted to an appropriate range of 5 ⁇ m or less and 4 ⁇ m or less, respectively.
  • the present inventors found that the vicinity of the center of the plate thickness is a region where the fracture mode changes from shear to ductility, and if there are extended grains and further segregated portions in the center of the plate thickness, the portion is brittle. It has been found that the punching processability is reduced by causing fracture or generating a secondary shear section. Therefore, the present inventors have determined that the structure of the central part of the plate thickness is a structure having few stretched grains, that is, an area in which the width in the plate thickness direction is 1/10 of the plate thickness around the plate thickness central position. It has been found that it is necessary to obtain a structure in which the number of crystal grains extended in the rolling direction with a ratio of 5 or more is 7 or less.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, C: 0.050 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: A composition comprising 0.0030% or less, Al: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.05 to 0.15%, N: 0.005% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, The average grain size of the bainite phase in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness in the plate thickness direction is parallel to the rolling direction.
  • the plate thickness cross section In the region where the plate thickness cross section is 5 ⁇ m or less, the plate thickness cross section perpendicular to the rolling direction is 4 ⁇ m or less, and the width in the plate thickness direction is 1/10 of the plate thickness around the center of the plate thickness.
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent punching characteristics characterized by performing two-stage cooling comprising: a winding process at a coiling temperature of 300 to 500 ° C.
  • the steel material is further selected by mass% from Nb: 0.005 to 0.1% and V: 0.005 to 0.2%.
  • the steel material is further in mass%, Cu: 0.005 to 0.3%, Ni: 0.005 to 0.3%, Cr : A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet, comprising one or more selected from 0.005 to 0.3% and Mo: 0.005 to 0.3%.
  • the steel material in addition to the composition, further includes, in mass%, Ca: 0.0005 to 0.03%, REM: 0.0005 to 0.03. %, 1 type or 2 types selected from among them.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more, markedly improved punching workability, and excellent in punching workability can be easily and inexpensively manufactured.
  • C 0.050 to 0.15%
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet mainly through transformation strengthening and contributes to refinement of the bainite phase.
  • the content of 0.050% or more is required.
  • the content exceeding 0.15% reduces weldability. Therefore, C is limited to the range of 0.050 to 0.15%.
  • Si 0.1 to 1.5%
  • Si is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and contributes to the improvement of the ductility of the steel sheet.
  • the content 0.1% or more is required.
  • Si along the crystal grain boundary of the surface layer in the heating stage of the steel material.
  • the generation of the composite oxide becomes remarkable, and it becomes difficult to remove even if a large amount of descaling is used during hot rolling, and the punching end face properties are deteriorated during the punching processing of the steel sheet.
  • Si was limited to the range of 0.1 to 1.5%.
  • the content is preferably 0.4 to 1.2%.
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Mn is an element that increases the strength of the steel sheet through solid solution strengthening and transformation strengthening. In order to exhibit such an effect, the content of 1.0% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the center segregation becomes remarkable and various characteristics are remarkably deteriorated. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 2.0%. Note that the content is preferably 1.3 to 2.0%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution, but it is easy to form an internal oxide layer on the surface of the steel sheet during the production of the hot-rolled steel sheet, adversely affecting the punched end face properties.
  • it is desirable to reduce it as much as possible, but a content of up to 0.03% is acceptable.
  • P was limited to 0.03% or less.
  • Preferably it is 0.015% or less.
  • S 0.0030% or less Since S forms sulfides and lowers the ductility and workability of the steel sheet, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.0030% is acceptable. For this reason, S was limited to 0.0030% or less. In addition, Preferably it is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.0012% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and produces fine precipitates (AlN and the like).
  • the fine precipitates act as a starting point for the generation of microvoids, contributing to improved punchability.
  • the content of 0.01% or more is required.
  • the content exceeds 0.08%, the oxide is remarkably increased, which causes a reduction in various properties of the steel sheet.
  • Al was limited to the range of 0.01 to 0.08%. Note that the content is preferably 0.025 to 0.06%.
  • Ti 0.05 to 0.15% Ti is an element that forms carbonitrides and contributes to strength increase through grain refinement and precipitation strengthening, and also contributes to improvement of hardenability and plays a major role in the formation of bainite phase. . Ti also produces fine Ti precipitates, which increases the starting point of microvoids at the time of punching and contributes to the improvement of punchability. In order to exhibit such an effect, the content of 0.05% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.15%, the deformation resistance increases, the rolling load of hot rolling increases remarkably, the load on the rolling mill becomes too large, and the rolling operation itself becomes difficult.
  • Ti was limited to the range of 0.05 to 0.15%. Note that the content is preferably 0.08 to 0.14%.
  • N 0.005% or less N combines with a nitride-forming element, precipitates as a nitride, and contributes to refinement of crystal grains.
  • N content increases, coarse nitrides are formed, which causes a decrease in workability. For this reason, it is desirable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.005%. For this reason, N was limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
  • Nb 0.005 to 0.1% and V: 0.005 to 0.2% are further selected as selective elements.
  • Nb and V both form carbonitrides in the same manner as Ti. Contributes to increased strength through grain refinement and precipitation strengthening, and also contributes to improved hardenability, plays a major role in the formation of the bainite phase, and produces fine precipitates during punching.
  • Nb is 0.08% or less
  • V is 0.15% or less.
  • Cu 0.005-0.3%, Ni: 0.005-0.3%, Cr: 0.005-0.3%, Mo: 0.005-0.3%
  • Species or two or more Cu, Ni, Cr and Mo are all elements that have an effect of improving the hardenability, particularly lower the bainite transformation temperature and contribute to the refinement of the bainite phase. Can be selected and contained. In order to express such effects, it is necessary to contain Cu: 0.005% or more, Ni: 0.005% or more, Cr: 0.005% or more, Mo: 0.005% or more, respectively. .
  • the contents exceeding Cu: 0.3% and Ni: 0.3% respectively cause surface flaws during hot rolling, or a concentrated layer of Cu or Ni remains on the steel sheet surface, It tends to be the starting point of cracking during punching.
  • the content exceeding Cr: 0.3% reduces corrosion resistance.
  • Mo more than 0.3%, an effect is saturated and the effect corresponding to content cannot be expected, but it becomes economically disadvantageous.
  • Ca 0.0005 to 0.03% and REM: 0.0005 to 0.03%. Both Ca and REM effectively act to control the form of sulfide. It is an element and can be selected and contained as necessary. Such effects are manifested when Ca: 0.0005% or more and REM: 0.0005% or more, respectively, but Ca: 0.03% or REM: 0.03% or more may be contained. , The effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to the range of Ca: 0.0005-0.03% and REM: 0.0005-0.03%, respectively. More preferably, Ca: 0.0005 to 0.005%, REM: 0.0005 to 0.005%. The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has a bainite phase with an area ratio of more than 95% in the entire region in the thickness direction.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has a bainite phase with an area ratio of more than 95% in the entire region in the thickness direction.
  • the structure in the region from the surface to the 1 ⁇ 4 position of the plate thickness in the plate thickness direction is important for improving the punching processability.
  • the structure is a fine bainite phase.
  • the average grain size of the bainite phase in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness is 5 ⁇ m or less in the plate thickness cross section (L direction cross section) parallel to the rolling direction, and perpendicular to the rolling direction.
  • the plate thickness cross section (C direction cross section) in the direction is 4 ⁇ m or less.
  • the punched fracture surface becomes a ductile fracture surface composed of fine dimples, and the punching processability is improved.
  • the average particle size of the bainite phase in this region becomes larger than 5 ⁇ m in the L-direction cross section and 4 ⁇ m in the C-direction cross section, the microvoid generation starting points tend to be sparsely distributed, resulting in rough or uneven punching end faces. Will increase.
  • the average particle size of the bainite phase in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness in the plate thickness direction was limited to 5 ⁇ m or less in the L direction cross section and 4 ⁇ m or less in the C direction cross section.
  • it is 4 micrometers or less in a L direction cross section, and is 3 micrometers or less in a C direction cross section.
  • the structure in order to ensure the desired punching workability, is adjusted to a structure having few crystal grains (stretched grains) elongated in the rolling direction in the vicinity of the center of the plate thickness.
  • the vicinity of the center of the plate thickness is an area where the fracture mode changes from shearing to ductility.
  • brittle fracture occurs at that portion. It causes or a secondary shear section is produced, and the punching workability is lowered.
  • the number of crystal grains extended in the rolling direction with an aspect ratio of 5 or more is 7 or less. Adjust to the organization.
  • the “aspect ratio” is a ratio of the length in the rolling direction (L direction) and the length perpendicular to the rolling direction (C direction), measured for each crystal grain. If there are more than 7 extended grains having an aspect ratio of 5 or more in this region, a brittle fracture surface and a secondary shear fracture surface are formed at the time of the punching process, and the desired punching end face properties cannot be obtained, and punching is performed. Workability is reduced.
  • the number of crystal grains extending in the rolling direction with an aspect ratio of 5 or more is limited to 7 or less.
  • the number of extended grains is preferably 6 or less.
  • the steel material having the above composition is heated and subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and there is a conventional method in which molten steel having the above composition is melted in a converter or the like and is made into a steel material such as a slab by a casting method such as a continuous casting method. Either can be applied. It should be noted that there is no problem even if the ingot-making / bundling method is used.
  • Heating temperature 1200 ⁇ 1350 °C While avoiding as much as possible the generation of crystal grains extended near the center of the plate thickness, the anisotropy of crystal grains in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness in the plate thickness direction, that is, L of the crystal grain size, In order to reduce the C-direction difference, it is necessary to increase the heating temperature to 1200 ° C. or higher and to process at as high a temperature as possible, and the heating temperature of the steel material is limited to 1200 ° C. or higher. It should be noted that heating at 1200 ° C. or higher is required in order to dissolve the coarse precipitates precipitated at the steel material stage. Presence of coarse and non-uniform precipitates deteriorates the punch end face properties during punching.
  • the heating temperature was limited to a range of 1200 to 1350 ° C.
  • the temperature is preferably 1220 to 1300 ° C.
  • the steel material heated to the above temperature is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling.
  • Rough rolling only needs to secure a desired sheet bar size, and the conditions are not particularly limited.
  • finish rolling is performed.
  • Finishing rolling end temperature Ar 3 transformation point + 30 ° C. or more, Ar 3 transformation point + 150 ° C. or less
  • the finishing rolling end temperature is less than Ar 3 transformation point + 30 ° C.
  • many crystal grains extending in the rolling direction appear, and the desired L , It becomes difficult to secure a structure having fine crystal grains in the C direction.
  • the temperature becomes higher than the Ar 3 transformation point + 150 ° C. a desired fine bainite phase cannot be obtained.
  • the rolling finishing temperature of finish rolling was limited to the range of Ar 3 transformation point + 30 ° C. or higher and Ar 3 transformation point + 150 ° C. or lower.
  • it is preferably Ar 3 transformation point + 120 ° C. or less.
  • finish rolling finish temperature shall be represented by surface temperature.
  • Ar 3 transformation point 910 ⁇ 203 ⁇ ⁇ C ⁇ 15.2 ⁇ Ni + 44.7 ⁇ Si + 104 ⁇ V + 31.5 ⁇ Mo-30 ⁇ Mn-11 ⁇ Cr-20 ⁇ Cu + 700 ⁇ P + 400 ⁇ Ti ⁇ 0.35 ⁇ CR
  • the element symbol indicates the content (% by mass) of each element, and CR indicates the cooling rate (° C./s).
  • the element described in the above formula is not included, it is calculated as zero.
  • cooling is preferably started within 2 s, and two-stage cooling consisting of first-stage cooling and second-stage cooling is performed.
  • the first stage cooling is performed by setting the cooling stop temperature to 520 to 580 ° C. and cooling from the finish rolling end temperature to the cooling stop temperature at an average cooling rate of 35 ° C./s or more.
  • the cooling stop temperature and the cooling rate are expressed by the surface temperature.
  • the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature is less than 35 ° C./s, pro-eutectoid ferrite is precipitated, and a desired structure having a bainite phase with an area ratio of more than 95% in the entire plate thickness direction is obtained. It becomes difficult to ensure. For this reason, in the first stage cooling, the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature is limited to 35 ° C./s or more. The upper limit of the average cooling rate in the first stage cooling does not need to be specified in particular. However, if it is attempted to increase the average cooling rate beyond 300 ° C./s, the manufacturing cost becomes very high, so that it is about 300 ° C./s. It is preferable.
  • the cooling stop temperature for the first stage cooling is 520 to 580 ° C.
  • the second stage cooling is a process of cooling from the cooling stop temperature of the first stage cooling to the coiling temperature at an average cooling rate of 80 ° C./s or more.
  • the second stage cooling is important in order to secure a fine bainite structure.
  • the average cooling rate is set to 80 ° C./s or more, and the bainite transformation is induced during cooling, so that the thickness of the plate increases from the surface to the plate thickness direction.
  • a fine bainite structure is obtained in the region up to 1/4 position.
  • the average cooling rate is less than 80 ° C./s, the structure becomes coarse, and a desired fine bainite structure cannot be obtained, and excellent punching processability cannot be ensured.
  • the upper limit of the cooling rate in the second stage cooling does not need to be specified, but if it is attempted to increase beyond 350 ° C./s, the manufacturing cost becomes very high, so that it should be about 350 ° C./s. Is preferred. After cooling is completed, the coil is wound up.
  • Winding temperature 300 ⁇ 500 °C
  • the coiling temperature is less than 300 ° C.
  • a hard martensite phase or a retained austenite phase is formed, and a desired structure cannot be secured, and therefore a desired punching processability cannot be secured.
  • the coiling temperature is higher than 500 ° C., a pearlite phase may be formed, and desired punching processability cannot be ensured. Therefore, the coiling temperature is limited to the range of 300 to 500 ° C. In addition, Preferably it is less than 450 degreeC.
  • the scale formed on the surface may be removed by pickling according to a conventional method.
  • the hot-rolled sheet may be subjected to temper rolling, plating treatment such as hot dip galvanization, electroplating, chemical conversion treatment, and the like after the pickling treatment.
  • the present invention can be expected to have a further effect when applied to a hot-rolled steel sheet having a thickness of more than 4 mm.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and a steel slab (steel material) was produced by a continuous casting method. These steel slabs were heated under the conditions shown in Table 2, and subjected to rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2. And after finishing rolling, it cooled on the conditions shown in Table 2, and wound up by the winding temperature shown in Table 2, and obtained the hot-rolled steel plate of the board thickness shown in Table 2. After finishing rolling, cooling was started within 2 seconds. Here, in the first stage cooling, the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the cooling stop temperature is shown. In the second stage cooling, the average cooling rate from the cooling stop temperature of the first stage cooling to the coiling temperature is shown.
  • test method is as follows.
  • the structure was observed with a scanning electron microscope (magnification: 3000 times) for the L direction cross section and the C direction cross section in the region from the surface to 1/4 position of the plate thickness.
  • the first image was taken at a position excluding the depth range of 50 ⁇ m from the outermost surface, taken at 50 ⁇ m intervals from that position, and the average particle size of the bainite phase was measured.
  • the average grain size is drawn on the photographed tissue photograph at 45 ° in the plate thickness direction so as to intersect a straight line with a length of 80 mm at right angles, and the length of each slice is measured for each grain.
  • the arithmetic average of the section length was calculated, and the obtained average value was taken as the average grain size of the bainite phase of the steel sheet.
  • the plate thickness central position the positions separated by 1/20 of the plate thickness in the plate thickness direction across the plate thickness central position, and their intermediate positions (plate thickness central portion and 1 /
  • the tissue was observed with a scanning electron microscope (magnification: 3000 times), and three fields of view were respectively captured.
  • the aspect ratio of the crystal grains was measured, and the number of crystal grains (stretched grains) extended in the rolling direction was measured.
  • the aspect ratio is a ratio between the length in the L direction and the length in the C direction of each crystal grain.
  • the punching clearance was changed in a range of 5 to 25% at a 2.5% pitch.
  • the clearance is a ratio (%) to the plate thickness.
  • the test piece after the punching was divided into four equal parts along the diagonal so that the end face in the L direction and the end face in the C direction of the punched hole could be observed. Then, the punched hole end faces of the test pieces divided into four parts were observed with a stereomicroscope of 10 times throughout the thickness direction to check for brittle fracture surfaces, secondary shear surfaces, cracks due to segregation, and the like. investigated. When these fracture surfaces existed, the punching workability was evaluated as x.
  • Ra was measured in the region from the steel plate surface to the 1/4 position of the plate thickness for the end face of the test piece where these fracture surfaces did not exist.
  • Ra is an arithmetic average roughness defined in JIS B0601 (2001).
  • the measurement position is 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the outermost surface on the burr generation side and the arc direction (circumferential direction) at a total of four positions, equally spaced from that position to 1 ⁇ 4 position of the plate thickness.
  • a 1 mm long roughness curve was measured.
  • the surface roughness Ra was calculated from each of the obtained four roughness curves, and the arithmetic average value of these Ras was defined as the average Ra of the test piece.
  • the tensile strength TS high strength of 780 MPa or more and the punching workability are evaluated as “good”, and the steel sheet is a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in punching workability.
  • the strength is insufficient or the punching processability is evaluated as x, and the punching processability is lowered.

Abstract

打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。Ｃ：0.050～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：1.0～2.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0030％以下、Al：0.01～0.08％、Ti：0.05～0.15％、Ｎ：0.005％以下を含む組成を有し、面積率で95％超のベイナイト相を有する組織とする。そしてさらに、表面から板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイトの平均粒径が、Ｌ方向断面で５μm以下、C方向断面で４μm以下とし、さらに、板厚中央部が、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織とする。これにより、引張強さTSが780MPa以上の高強度で、かつ打抜き端面が微細で均一な延性破面となり、打抜き端面性状に優れ、打抜き加工性に優れた熱延鋼板となる。

Description

打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の足回り部品、構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム部品等の素材として好適な、高強度熱延鋼板に係り、とくに打抜き加工性の向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上である場合をいうものとする。
　近年、地球環境の保全という観点から、排気ガス規制が強化されている。このような趨勢から、とくに自動車の燃費向上が強く要望されている。このような要望に対し、自動車車体の軽量化が指向され、素材の高強度化による部品の薄肉化が急速に進められている。一般に、高強度化に伴い、伸びや穴拡げ性といった加工性が低下する傾向となる。このため、このような素材の高強度化に際しては、加工性の向上が必須の条件となる。このようなことから、穴拡げ加工が必須となる自動車の足回り部品、トラックのフレーム等では、打抜き加工時に、打抜き端面にマクロなクラックが発生するとその後の穴拡げ加工が困難となるため、とくに、打抜き加工性の向上が強く要望されている。
　このような要望に対して、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０３５％以下、さらにＡｌ：０．０２０~０．１５％、Ｔｉ：０．０５~０．２％を含み、６０~９５体積％のベイナイトと、さらに固溶強化あるいは析出強化されたフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織を有し、破面遷移温度が０℃以下となる穴拡げ加工性に優れた高強度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、コイルに巻き取った後、３００℃以下まで５０℃／ｈ以上の冷却速度で冷却することにより、粒界へのＰの拡散を防止でき、破面遷移温度が０℃以下となり靭性が向上し、穴拡げ性が向上するとしている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．０１~０．０７％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０３~０．２％、Ｂ：０．０００２~０．００２％を含み、フェライト又はベイニティックフェライト相を主相とし、硬質第二相及びセメンタイトが面積率で３％以下である組織を有する、穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術では、Ｂを含有し、Ｂを固溶状態に保持することにより、打抜き端面の欠陥が防止できるとしている。なお、特許文献２に記載された技術では、フェライト又はベイニティックフェライト相を最大面積の相とし、穴拡げ性に悪影響を及ぼす硬質第二相を３％以下と制限している。
特許第３８８９７６６号公報 特開２００４−３１５８５７号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術では、Ｐの粒界偏析を防止して、穴拡げ加工性を向上するとしているが、特許文献１には打抜き加工性についての言及はなく、また、Ｐの粒界への偏析防止が、直ちに打抜き端面の性状を改善し、打抜き加工性の向上に寄与するとは、必ずしも言えない。
　また、特許文献２に記載された技術では、Ｂを必須含有させて打抜き加工性を向上させているが、特許文献２には、Ｂを含有することなく、打抜き加工性を向上させることについての言及はない。さらに、特許文献２に記載された技術では、打抜き加工後、目視で、打抜き端面の割れ発生の有無を観察している。しかし、穴拡げ加工性は、打抜き端面直下の材料損傷程度により大きく左右され、目視程度の観察では、穴拡げ加工性に対する打抜き端面性状の評価としては十分とは言えず、また、この程度の観察から、打抜き端面性状向上のための指針やその支配因子を推定することはできないという問題がある。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、Ｂを含有することなく、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板について、打抜きクリアランスを５~２５％の範囲で変化し、打抜き端面の性状を評価し、打抜き加工性に及ぼす各種要因について鋭意研究を行った。その結果、まず、打抜き加工性を向上させるためには、マイクロボイドの発生起点を均一に分散させた鋼板組織としたうえで、さらに打抜き過程を局部延性が支配する状況とすることが肝要であることに想到した。そして、そのためには、降伏点が高く、一様伸びが少なく、局部伸びが高い組織とすることが重要であることに思い至り、鋼板全体の組織を、ベイナイト相主体の組織とし、ベイナイト相の組織分率を面積率で９５％超とすることが必要であること、を見出した。
　さらに、本発明者らは、打抜き破断面、バリ発生部近傍等の打抜き端面性状の詳細な観察から、微細なベイナイト相が打抜き加工時にマイクロボイド発生サイトを均一に増加させる傾向があることを見出し、打抜き端面性状を良好とし、打抜き加工性を向上させる鋼板の組織は、微細なベイナイト組織とすることが有効であることに思い至った。
　そして、打抜き加工は同心円の加工であることから、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）断面および圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）断面の両方の組織をともに微細な組織に調整することが重要であり、Ｌ方向断面およびＣ方向断面のベイナイト相の平均粒径を、それぞれ、５μｍ以下、４μｍ以下の、適正範囲に調整する必要があることを見出した。
　さらに、本発明者らは、板厚中央部近傍は、破壊形態が剪断から延性に変化する領域であり、板厚中央部に、伸展粒が、さらには偏析部が存在すると、その部分で脆性破壊を引き起こしたり、二次剪断断面を生じさせたりして、打抜き加工性が低下することを知見した。そこで、本発明者らは、板厚中央部の組織を、伸展粒の少ない組織、すなわち、板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域で、アスペクト比が５以上である圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織とする必要があることを知見した。
　本発明は、上記した知見に基づいて、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、つぎのとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５０~０．１５％、Ｓｉ：０．１~１．５％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．０５~０．１５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、板厚方向の全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有し、かつ表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、圧延方向に平行な板厚断面で５μｍ以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μｍ以下であり、さらに板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上を有することを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
　（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（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、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（５）質量％で、Ｃ：０．０５０~０．１５％、Ｓｉ：０．１~１．５％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１~０．０８％、Ｔｉ：０．０５~０．１５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、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を、１２００~１３５０℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度をＡｒ３変態点＋３０℃以上、Ａｒ３変態点＋１５０℃以下の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却の冷却停止温度を５２０~５８０℃とし、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：３５℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却終了後、該第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：８０℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：３００~５００℃で巻き取ることを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　（６）（５）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（７）（５）または（６）において、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上を有し、打抜き加工性が格段に向上した、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車車体の軽量化、さらには、各種産業機械部品の薄肉化、軽量化に大きく寄与するという効果もある。
　まず本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断わらないかぎり、質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０５０~０．１５％
　Ｃは、主に変態強化を介して、鋼板強度を増加させるとともに、ベイナイト相の微細化にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには０．０５０％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｃは０．０５０~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０７０％超０．１１％以下である。
　Ｓｉ：０．１~１．５％
　Ｓｉは、固溶強化により鋼板強度を増加させるとともに、鋼板の延性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、０．１％以上の含有を必要とする、一方、１．５％を超えて含有すると、鋼素材の加熱段階で、表層の結晶粒界に沿うＳｉ系複合酸化物の生成が顕著となり、熱間圧延時にデスケーリングを多用しても除去することが困難となり、鋼板の打抜き加工時に打抜き端面性状を低下させる。このため、Ｓｉは０．１~１．５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．４~１．２％である。
　Ｍｎ：１．０~２．０％
　Ｍｎは、固溶強化および変態強化を介して、鋼板強度を増加させる元素である。このような効果を発現させるためには１．０％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、中心偏析が著しくなり、各種特性が著しく低下する。このため、Ｍｎは１．０~２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．３~２．０％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、固溶して鋼板の強度を増加させる作用を有する元素であるが、熱延鋼板製造時に鋼板表層に内部酸化層を形成しやすく、打抜き端面性状に悪影響を及ぼすことが懸念され、できるだけ低減することが望ましいが、０．０３％までの含有は許容できる。このため、Ｐは０．０３％以下に限定した。なお、好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．００３０％以下
　Ｓは、硫化物を形成し、鋼板の延性、加工性を低下させるため、極力低減することが望ましいが、０．００３０％までは許容できる。このため、Ｓは０．００３０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１２％以下である。
　Ａｌ：０．０１~０．０８％
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、微細な析出物（ＡｌＮなど）を生成し、この微細な析出物がマイクロボイドの発生起点として作用し、打抜き性向上にも寄与する。このような効果を発現するためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．０８％を超えて含有すると、酸化物が著しく増加し、鋼板の各種特性を低下させる要因となる。このため、Ａｌは０．０１~０．０８％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２５~０．０６％である。
　Ｔｉ：０．０５~０．１５％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成し結晶粒の微細化、さらには析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼入れ性の向上にも寄与し、ベイナイト相の形成に大きな役割を果す元素である。また、Ｔｉは、微細なＴｉ析出物を生成し、打抜き時に、マイクロボイドの発生起点を増加させ、打抜き性向上にも寄与する。このような効果を発現させるためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える含有は、変形抵抗が増加し、熱間圧延の圧延荷重が著しく増大し、圧延機への負荷が大きくなりすぎて圧延操業そのものが困難になる。また、上記した値を超える多量の含有は、粗大な析出物を形成し、鋼板の各種特性を低下させるという弊害がある。このため、Ｔｉは０．０５~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０８~０．１４％である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が多くなると、粗大な窒化物を形成し、加工性低下の原因となる。このため、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、０．００５％までは許容できる。このため、Ｎは０．００５％以下に限定した。なお、好ましくは０．００４％以下である。
　上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。
　Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｎｂ、Ｖはいずれも、Ｔｉと同様に、炭窒化物を形成し結晶粒の微細化、さらには析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、焼入れ性の向上にも寄与し、ベイナイト相の形成に大きな役割を果すとともに、微細な析出物を生成し、打抜き時に、マイクロボイドの発生起点を増加させ、打抜き性向上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。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｎｂ：０．１％、Ｖ：０．２％を、それぞれ超える含有は、粗大な析出物を生成し、打抜き時に、粗大なマイクロボイドの生成を誘発する。このため、含有する場合には、それぞれ、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下である。
　Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有し、とくにベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を発現させるためには、それぞれ、Ｃｕ：０．００５％以上、Ｎｉ：０．００５％以上、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｕ：０．３％、Ｎｉ：０．３％をそれぞれ超える含有は、熱間圧延中に表面疵を発生させたり、鋼板表面にＣｕやＮｉの濃化層が残存するようになり、打抜き加工時に割れの起点になりやすい。また、Ｃｒ：０．３％を超える含有は耐食性を低下させる。また、Ｍｏ：０．３％を超えて含有しても、効果が飽和して含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。このようなことから、含有する場合にはそれぞれ、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％に限定することが好ましい。
　Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも、硫化物の形態制御に有効に作用する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、それぞれＣａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上の含有で発現するが、Ｃａ：０．０３％、ＲＥＭ：０．０３％をそれぞれ超えて含有しても、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、含有する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣａ：０．０００５~０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５~０．００５％である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。
　本発明熱延鋼板は、板厚方向の全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有する。鋼板組織を、上記したようなほぼベイナイト単相の組織とすることにより、打抜き時にマイクロボイドが均一に形成され、しかも、降伏点が高く、打抜き加工時に局部延性過程が支配的な状況とすることができ、打抜き加工性が向上する。このような状況は、面積率で９５％以下のベイナイト相分率では達成できない。このように、良好な打抜き端面性状を安定して確保し、優れた打抜き加工性を確保するためには、所望の高降伏点と、所望の組織分率のベイナイト相を確保することがもっとも重要となる。
　また、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域における組織は、打抜き加工性向上のために重要であり、更なる打抜き加工性向上のために、本発明では、この領域の組織を、微細なベイナイト相とする。
　本発明では、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径を、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ方向断面）で５μｍ以下、圧延方向に直角方向の板厚断面（Ｃ方向断面）で４μｍ以下とする。この領域における組織を、上記したような微細なベイナイト相とすることにより、打抜き破断面が、微細なディンプルから構成される延性破面となり、打抜き加工性が向上する。この領域におけるベイナイト相の平均粒径が、Ｌ方向断面で５μｍ、Ｃ方向断面で４μｍ、を超えて粗大となると、マイクロボイド発生起点が疎に分散する傾向となり、打抜き端面の荒れや不均一性が増加する。このため、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径を、Ｌ方向断面で５μｍ以下、Ｃ方向断面で４μｍ以下に限定した。なお、好ましくは、Ｌ方向断面で４μｍ以下、Ｃ方向断面で３μｍ以下である。
　また、本発明では、所望の打抜き加工性を確保するために、板厚中央近傍で圧延方向に長く伸びた結晶粒（伸展粒）が少ない組織に調整する。板厚中央部近傍は、破壊形態が剪断から延性に変化する領域であり、とくに高強度鋼板では、板厚中央部に、伸展粒が、さらには偏析部が存在すると、その部分で脆性破壊を引き起こしたり、二次剪断断面を生じさせたりして、打抜き加工性が低下する。このため、本発明では、板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下となる組織に調整する。ここで「アスペクト比」は、各結晶粒について測定した、圧延方向（Ｌ方向）長さと圧延方向に直角方向（Ｃ方向）長さとの比、である。この領域に、アスペクト比が５以上の伸展粒が、７個を超えて存在すると、打抜き加工時に、脆性破面、二次剪断破面が形成され、所望の打抜き端面性状が得られず、打抜き加工性が低下する。このため、板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒を７個以下に限定した。なお、伸展粒は、好ましくは６個以下である。
　つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　上記した組成の鋼素材を、加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法によりスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもなんら問題はない。
　加熱温度：１２００~１３５０℃
　板厚中央部近傍で伸展した結晶粒の生成をできるだけ回避するとともに、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域における結晶粒の異方性、すなわち、結晶粒径のＬ、Ｃ方向差を低減するためには、加熱温度を１２００℃以上と高くし、できるだけ高温で加工することが必要であり、鋼素材の加熱温度を１２００℃以上に限定した。なお、鋼素材段階で析出している粗大な析出物を固溶させるためにも、１２００℃以上の加熱を必要とする。粗大で不均一な析出物の存在は、打抜き時に打抜き端面性状を低下させる。一方、１３５０℃を超える温度に加熱すると、とくに鋼素材表層の結晶粒が粗大化し、最終的に、鋼板におけるベイナイト粒を粗大化させる。このため、加熱温度は１２００~１３５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは１２２０~１３００℃である。
　上記した温度に加熱された鋼素材は、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は、とくに限定する必要はない。粗圧延に引続き、仕上圧延を施す。
　仕上圧延終了温度：Ａｒ３変態点＋３０℃以上、Ａｒ３変態点＋１５０℃以下
　仕上圧延終了温度がＡｒ３変態点＋３０℃未満では、圧延方向に伸展した結晶粒が多く現出し、所望の、Ｌ，Ｃ方向とも微細な結晶粒を有する組織を確保することが困難となる。一方、Ａｒ３変態点＋１５０℃を超えて高温となると、所望の微細なベイナイト相を得ることができなくなる。このため、仕上圧延の圧延終了温度はＡｒ３変態点＋３０℃以上、Ａｒ３変態点＋１５０℃以下の範囲に限定した。なお、好ましくはＡｒ３変態点＋１２０℃以下である。ここでは、仕上圧延終了温度は、表面温度で表すものとする。
　なお、Ａｒ３変態点は、次式で計算した値を用いるものとする。
　Ａｒ３変態点＝９１０−２０３×√Ｃ−１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ−３０×Ｍｎ−１１×Ｃｒ−２０×Ｃｕ＋７００×Ｐ＋４００×Ｔｉ−０．３５×ＣＲ
　ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）、ＣＲは冷却速度（℃／ｓ）を示す。なお、上記した式に記載された元素が、含まれない場合には零として計算する。
　上記した仕上圧延を終了したのち、直ちに、好ましくは２ｓ以内に冷却を開始し、第一段冷却と第二段冷却からなる二段階の冷却を施す。
　第一段の冷却は、冷却停止温度を５２０~５８０℃とし、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までを、平均冷却速度：３５℃／ｓ以上で冷却する処理とする。なお、冷却停止温度、冷却速度は、表面温度で表すものとする。
　仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が３５℃／ｓ未満では、初析フェライトが析出して、板厚方向全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有する所望の組織を確保することが困難となる。このため、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度を３５℃／ｓ以上に限定した。なお、第一段の冷却における平均冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、３００℃／ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため３００℃／ｓ程度とすることが好ましい。
　また、第一段の冷却の冷却停止温度は５２０~５８０℃とする。冷却停止温度が５２０℃未満あるいは５８０℃超えとなると、メカニズムは必ずしも明確ではないが、加工性のバラツキが徐々に大きくなる。このため、第一段の冷却停止温度は５２０~５８０℃に限定した。
　また、第二段の冷却は、第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：８０℃／ｓ以上で冷却する処理とする。
　第二段の冷却は、微細なベイナイト組織を確保するために重要であり、平均冷却速度で８０℃／ｓ以上とし、冷却中にベイナイト変態を誘起させて、表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域で、微細なベイナイト組織を得る。平均冷却速度が８０℃／ｓ未満では、組織が粗大化し、所望の微細なベイナイト組織を得ることができず、優れた打抜き加工性を確保できなくなる。
　なお、第二段の冷却における冷却速度の上限は、特に規定する必要は無いが、３５０℃／ｓを超えて大きくしようとすると、製造コストが非常に大きくなるため３５０℃／ｓ程度とすることが好ましい。冷却終了後、コイル状に巻き取る。
　巻取温度：３００~５００℃
　巻取温度が３００℃未満では、硬質なマルテンサイト相や、残留オーステナイト相が形成され、所望の組織を確保できなくなり、したがって、所望の打抜き加工性を確保できなくなる。また、巻取温度が５００℃を超える高温では、パーライト相が形成される場合があり、所望の打抜き加工性を確保できなくなる。このようなことから、巻取温度は３００~５００℃の範囲に限定した。なお、好ましくは４５０℃未満である。
　また、巻取り後に、常法にしたがい、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。また酸洗処理後に、熱延板には調質圧延や、溶融亜鉛めっき、電気めっき等のめっき処理、化成処理等を施してもよいことは言うまでもない。また、本発明は、板厚４ｍｍ超の熱延鋼板に適用することにより、一層の効果が期待できる。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブ（鋼素材）を作製した。これら鋼スラブに、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と、表２に示す条件の仕上圧延を施した。そして、仕上圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板を得た。なお仕上圧延終了後は、２秒以内に冷却を開始した。ここで、第一段の冷却では、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度で示す。また、第二段の冷却では、第一段冷却の冷却停止温度から巻取温度までの平均冷却速度で示す。
　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、打抜き加工試験を実施し、強度および打抜き加工性を評価した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
　得られた熱延鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ方向断面）、さらには圧延方向に直角方向の板厚断面（Ｃ方向断面）を研磨し、３％ナイタール液で腐食して組織を現出した。そして、Ｌ方向断面について、走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）で組織を観察し、板厚方向に５視野で撮像して、画像処理により、各相の組織分率を算出した。
　また、表面から板厚の１／４位置までの領域で、Ｌ方向断面およびＣ方向断面について、走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）で組織を観察した。最表面から５０μｍの深さの範囲を除いた位置で一枚目を撮像し、その位置から５０μｍ間隔で撮像し、ベイナイト相の平均粒径を測定した。なお、平均粒径は、撮像した組織写真に、板厚方向に４５°傾いた、長さ８０ｍｍの直線を直角に交差するように２本引き、各粒についてその切片長さを測定し、それら切片長さの算術平均を算出し、得られた平均値を、その鋼板のベイナイト相の平均粒径とした。
　また、Ｌ方向断面で、板厚中央位置と、板厚中央位置を挟んで板厚方向にそれぞれ板厚の１／２０だけ離れた各位置、およびそれらの中間位置（板厚中央部と１／２０ｔ位置の中間位置）で、それぞれ、走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）で組織を観察し、それぞれ、各３視野撮像した。得られた組織写真を用いて、結晶粒のアスペクト比を測定し、圧延方向に伸展した結晶粒（伸展粒）の数を測定した。なお、アスペクト比は、各結晶粒のＬ方向長さとＣ方向長さとの比である。
（２）引張試験
　得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ　５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
（３）打抜き加工試験
　得られた熱延鋼板から、黒皮付きの試験片（大きさ：５０×５０ｍｍ）を採取し、試験片中央に打抜きで穴（１０ｍｍφ）を加工した。なお、一部では、酸洗によりスケール（黒皮）を除去し、酸洗肌の試験片を用いた。
　打抜き加工試験は、打抜きクリアランスを、２．５％ピッチで、５~２５％の範囲で変化させて試験した。なお、ここでクリアランスは板厚に対する割合（％）である。打抜き加工後の試験片は、打抜き穴のＬ方向端面およびＣ方向端面がそれぞれ観察できるように、対角線に沿って４等分した。そして、それら４等分された試験片の打抜き穴端面について、厚さ方向全域にわたり、１０倍の実体顕微鏡で観察し、脆性的破面、二次剪断面、偏析に起因する割れ等の有無を調査した。これらの破面が存在する場合は、打抜き加工性は×と評価した。
　ついで、これらの破面が存在しない試験片の端面については、鋼板表面から板厚の１／４位置までの領域で、Ｒａを測定した。ここで、Ｒａとは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１）にて規定される算術平均粗さである。
　測定位置は、バリ発生側の最表面から板厚方向に５０μｍの位置と、その位置から板厚の１／４位置までの間を等間隔に、計４位置で、円弧方向（円周方向）に１ｍｍ長さ粗さ曲線を測定した。得られた４本の粗さ曲線から、それぞれ表面粗さＲａを算出し、それらＲａの算術平均値を、その試験片の平均Ｒａとした。このような表面粗さの測定を、４等分された試験片（Ｌ方向端面およびＣ方向端面各２個、計４個）すべてについて実施し、得られた平均のＲａを、その鋼板の打抜き破断端面のＲａとした。
　得られたこの打抜き破断端面のＲａが、打抜きクリアランス：１０~２０％で、１８μｍ未満となる場合を、優れた打抜き加工性を有する鋼板であるとして、○と評価した。Ｒａが、１８μｍ以上となる場合は、打抜き加工性が不良であるとして、×として評価した。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、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度と、打抜き加工性が○と評価され、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、打抜き加工性が×と評価され、打抜き加工性が低下している。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０~０．１５％、　　　　Ｓｉ：０．１~１．５％、
    Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．０８％、
    Ｔｉ：０．０５~０．１５％、　　　　　　Ｎ：０．００５％以下
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
    板厚方向の全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有し、かつ表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、圧延方向に平行な板厚断面で５μｍ以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μｍ以下であり、さらに板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上を有することを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  5. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０~０．１５％、　　　　Ｓｉ：０．１~１．５％、
    Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　Ｐ：０．０３％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、　　　　　　Ａｌ：０．０１~０．０８％、
    Ｔｉ：０．０５~０．１５％、　　　　　　Ｎ：０．００５％以下
    を含み、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を、１２００~１３５０℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とするに当たり、前記仕上圧延の仕上圧延終了温度をＡｒ３変態点＋３０℃以上、Ａｒ３変態点＋１５０℃以下の範囲の温度として、該仕上圧延を終了した後、直ちに冷却を開始し、第一段の冷却として、第一段の冷却の冷却停止温度を５２０~５８０℃とし、仕上圧延終了温度から第一段の冷却の冷却停止温度までを、平均冷却速度：３５℃／ｓ以上で冷却する処理と、ついで、第二段の冷却として、前記第一段の冷却終了後、該第一段の冷却の冷却停止温度から巻取温度までを、平均冷却速度：８０℃／ｓ以上で冷却する処理と、からなる二段階の冷却を施し、巻取温度：３００~５００℃で巻き取ることを特徴とする打抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  6. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、鋼素材質量％で、Ｎｂ：０．００５~０．１％、Ｖ：０．００５~０．２％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５~０．３％、Ｎｉ：０．００５~０．３％、Ｃｒ：０．００５~０．３％、Ｍｏ：０．００５~０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５~０．０３％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０３％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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