WO2019131099A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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steel sheet
rolled steel
ferrite
hot
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洋一郎 松井
友佳 宮本
横田　毅
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet excellent in cold workability and hardenability and a method of manufacturing the same.
  • Patent Document 1 C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0 in mass%. .010% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.005% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, and further containing one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in total It contains 0.002 to 0.03%, the ratio of the amount of solid solution B in the B content is 70% or more, and it consists of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite particles is 0.08 / ⁇ m 2
  • a high carbon hot rolled steel sheet is described which has the following microstructure, characterized in that the hardness is HRB 73 or less and the total elongation is 39% or more.
  • Patent Document 2 C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.001 in mass%. -0.025%, S: 0.0001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.001 to 0.010%, Furthermore, Ti: 0.01 to 0.20%, Cr: 0.01 to 1.50%, Mo: 0.01 to 0.50%, B: 0.0001 to 0.010%, Nb: 0..
  • Patent Document 1 in a steel having a carbon content of 0.20 to 0.40%, one or more of Ni, Cr, and Mo, which are alloy elements that enhance hardenability, total 0.50 It is not suitable for automobile parts and the like which are contained only in% or less and which require a thicker plate thickness and complete quenching to the center.
  • the punching property is controlled by controlling the degree of accumulation of crystal orientation in which the (110) plane of the body-centered cubic lattice of iron is within ⁇ 5 ° parallelism with respect to the steel sheet surface to 2.5 or more. It is raising.
  • hardness after quenching or short time soaking hardenability there is no description about hardness after quenching or short time soaking hardenability.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, to provide a hot rolled steel sheet which is excellent in hardenability superior to the conventional one and excellent in cold workability and a method of manufacturing the same.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist of the present invention is as follows. [1] by mass%, C: 0.10 to 0.33%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.40 to 1.25%, P: not more than 0.03%, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.01% or less, Cr: 0.50 to 1.50%, B: 0.0005 to 0.01%, the balance being Fe and unavoidable impurities It has a component composition, has a microstructure having ferrite and cementite, the amount of Mn dissolved in ferrite is 0.35 to 1.00%, and the amount of Cr dissolved in ferrite is 0.25 to 1. Hot rolled steel sheet which is 25%.
  • Rolled steel plate [3] The hot rolled steel sheet according to [1] or [2], which further contains, as a component composition, 0.5% or less in total of one or more of Ni and Mo in mass%. [4] The hot rolling according to any one of [1] to [3], further containing, in mass%, one or more of Nb, Ti, and V in total of 0.05% or less. steel sheet.
  • [5] The method for producing a hot rolled steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the steel is subjected to finish rolling at a finishing temperature: Ar 3 transformation point or higher after rough hot rolling of the steel, After cooling at a mean cooling rate of 30 ° C./s or more to a temperature range of 750 ° C., a winding temperature: 500 to 700 ° C., and annealing temperature: annealing method at a temperature lower than the Ac 1 transformation point.
  • the heat-rolled steel sheet of the present invention is obtained.
  • the heat-rolled steel sheet of the present invention is also excellent in short time soaking hardenability which is industrially important.
  • the heat-rolled steel plate of the present invention is excellent in cold-workability and hardenability, it is suitable for automotive parts such as gears, transmissions, and sheet recliners, which require cold-workability of the material steel plate.
  • % which is a unit of content of a component composition shall mean “mass%”, unless it refuses in particular.
  • Component composition C 0.10 to 0.33% C is an important element to obtain the strength after quenching. If the amount of C is less than 0.10%, the desired amount of hardness can not be obtained by heat treatment after forming into parts, so the amount of C needs to be 0.10% or more. However, if the amount of C exceeds 0.33%, it hardens and toughness and cold workability deteriorate. Therefore, the C content is 0.10 to 0.33%. In order to obtain excellent quenching hardness, the C content is preferably 0.15% or more. Furthermore, in order to obtain 430 or more in Vickers hardness (HV) after hardening stably, it is preferable to set it as 0.18% or more. When used for cold working of parts having severe workability, it is preferable to be 0.28% or less.
  • HV Vickers hardness
  • Si 0.01 to 0.50% Si is an element that raises the strength by solid solution strengthening. Since the steel hardens with the increase of the amount of Si and the cold workability deteriorates, the amount of Si is made 0.50% or less. Preferably it is 0.33% or less. On the other hand, if the amount of Si is excessively reduced, it is difficult to obtain the effect of the temper softening resistance of Si, so the amount of Si is made 0.01% or more.
  • Mn 0.40 to 1.25%
  • Mn is an element which improves the hardenability and increases the strength by solid solution strengthening.
  • the amount of Mn is made 1.25% or less.
  • it is 1.00% or less.
  • the content is less than 0.40%, the hardenability starts to decrease, so the amount of Mn is made 0.40% or more.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that raises the strength by solid solution strengthening. However, if the amount of P exceeds 0.03%, grain boundary embrittlement is caused, and the toughness after quenching is deteriorated. Therefore, the amount of P is made 0.03% or less. In order to obtain excellent toughness after quenching, the amount of P is preferably 0.02% or less. Since P reduces the cold workability and the toughness after quenching, the smaller the amount of P, the better. However, if the amount of P is excessively reduced, the refining cost increases, so the amount of P is preferably 0.005% or more.
  • S 0.01% or less S forms sulfides and is an element that must be reduced in order to reduce the cold workability and toughness after quenching of a hot rolled steel sheet. If the S content exceeds 0.01%, the cold workability and toughness after quenching of the hot rolled steel sheet will be significantly degraded. Therefore, the amount of S is 0.01% or less. In order to obtain excellent cold workability and toughness after quenching, the amount of S is preferably 0.005% or less. S reduces the cold workability and toughness after quenching, so the smaller the amount of S, the better. However, if S is excessively reduced, the refining cost increases, so the amount of S is preferably 0.0005% or more.
  • sol. Al 0.10% or less sol. If the amount of Al exceeds 0.10%, AlN is formed during heating in the quenching process and the austenite grains become too fine, the formation of ferrite phase is promoted during cooling, the structure becomes ferrite and martensite, and the hardness after quenching Decrease. Therefore, the amount of sol.Al is 0.10% or less, preferably 0.06% or less. Meanwhile, sol. Al has an effect of deoxidation, and in order to fully deoxidize, Al is preferably made 0.005% or more.
  • N 0.01% or less
  • the amount of N exceeds 0.01%, the formation of AlN causes the austenite grains to be too fine during heating in the quenching process, the formation of ferrite phase is promoted during cooling, and the hardness after quenching is descend. Therefore, the N content is 0.01% or less.
  • the lower limit is not particularly defined, N forms AlN, Cr-based nitride and Mo-based nitride, thereby appropriately suppressing the growth of austenite grains at the time of heating in quenching treatment and improving the toughness after quenching.
  • the amount of N is preferably 0.0005% or more.
  • Cr 0.50 to 1.50% Cr is an important element to enhance hardenability, and if less than 0.50%, sufficient effect is not recognized, so Cr needs to be 0.50% or more. On the other hand, if Cr exceeds 1.50%, the steel plate before hardening becomes hard and the cold workability is impaired, so the content is made 1.50% or less. In addition, when processing the parts which require the high processing which is difficult to press-mold, in order to require the further outstanding workability, 1.20% or less is preferable.
  • B 0.0005 to 0.01% B is an important element that enhances the hardenability.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.01%, recrystallization of austenite after finish rolling is delayed.
  • the rolling texture of the hot-rolled steel sheet develops, and the in-plane anisotropy of the mechanical property value of the steel sheet after annealing increases.
  • the ears are likely to be generated in the draw forming, and the roundness is reduced, which tends to cause a defect during the forming. Therefore, the B content needs to be 0.01% or less.
  • Total of 0.002 to 0.03% of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te and Se Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se are elements important for the inhibition of nitrous oxide from the surface layer. If the total amount of one or more of these elements is less than 0.002%, a sufficient effect can not be observed. Therefore, when it is contained, the total content is made 0.002% or more. On the other hand, even if the total content of these elements exceeds 0.03%, the anti-nitridation effect is saturated. In addition, these elements tend to segregate at grain boundaries, and if the total content of these elements exceeds 0.03%, the content becomes too high, which may cause intergranular embrittlement.
  • the sum of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se is preferably 0.03% or less. More preferably, it is 0.005 to 0.02% in total.
  • the nitrogenation can be suppressed as described above, even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, the amount of solid solution B can be secured in the steel sheet after annealing, and higher hardenability can be obtained. .
  • Ni and Mo Ni and Mo are important elements for enhancing the hardenability, and the hardenability is improved when the hardenability is insufficient only with the Cr content. Moreover, it has an effect which suppresses temper softening resistance. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain one or more of Ni and Mo in a total amount of 0.01% or more. On the other hand, if one or more of Ni and Mo is contained in total in excess of 0.5%, the steel sheet before hardening becomes hard and the cold workability is impaired. % Or less. In addition, in the case of processing a part that requires high processing, which is difficult to press-mold, in order to require further excellent workability, 0.3% or less in total is preferable.
  • the total content is preferably 0.05% or less. More preferably, it is 0.03% or less.
  • the balance other than the above components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities O: 0.005% or less and Mg: 0.003% or less are acceptable.
  • Cu 0.04% or less can be contained as a component which does not impair the effect of this invention.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention has ferrite and cementite.
  • the ferrite is preferably 90% or more in area ratio in order to secure high workability.
  • the cementite is preferably 10% or less in area ratio in order to secure high workability.
  • Amount of Mn dissolved in ferrite is 0.35 to 1.00% Since Mn is an element easily soluble in cementite, if Mn is concentrated in cementite and the concentration in ferrite becomes less than 0.35%, the time required for heating for quenching becomes long, and industrial application becomes difficult Become. Moreover, Mn is an element which contributes to the strengthening of steel, and if it is contained in more than 1.00% in ferrite, the steel sheet becomes hard and the cold workability is impaired. Therefore, the amount of Mn dissolved in ferrite is set to 0.35 to 1.00%. Preferably, it is 0.45% or more. Moreover, Preferably, it is 0.80% or less.
  • the amount of Cr dissolved in ferrite is 0.25 to 1.25% Cr, like Mn, is an element that is easily soluble in cementite, so Cr is concentrated in cementite, and if the concentration in ferrite is less than 0.25%, the time required for heating for quenching becomes longer, and Application becomes difficult. Further, Cr is an element that contributes to the strengthening of steel, and if it is contained in more than 1.25% in ferrite, the steel sheet becomes hard and the cold workability is impaired. Therefore, Cr in solid solution in ferrite is set to 0.25 to 1.25%. Preferably, it is 0.75% or less.
  • the heat-rolled steel plate of the present invention is required to have excellent cold-workability because it is formed by cold pressing as a material for automobile parts such as gears, transmissions and sheet recliners.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention has excellent cold workability by setting the Vickers hardness, which is an index of the load at the time of cold working, to 220 or less, and the butting elongation at the time of tensile test to 30% or more.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is made of steel having the above composition, and after rough rough rolling, finish rolling is performed at a finishing temperature: Ar 3 transformation point or higher, and a temperature range of 700 to 750 ° C. after cooling at an average cooling rate of more than 30 ° C. / s, coiling temperature: winding the steel plate in 500 ⁇ 700 ° C., annealing temperature: Ac it is produced by annealing at less than 1 transformation point.
  • a finishing temperature Ar 3 transformation point or higher
  • coiling temperature winding the steel plate in 500 ⁇ 700 ° C.
  • annealing temperature Ac it is produced by annealing at less than 1 transformation point.
  • the method of producing the steel material does not need to be particularly limited. Both converter and electric furnace can be used to melt the steel of the present invention.
  • the steel thus melted is made into a slab by ingot-slab rolling or continuous casting.
  • the slab is usually heated and then hot rolled (hot rough rolling, finish rolling).
  • hot rough rolling, finish rolling in the case of the slab manufactured by continuous casting.
  • the material to be rolled may be heated by a heating means such as a sheet bar heater during hot rolling.
  • Finishing temperature Ar 3 transformation point or more
  • the upper limit of the finishing temperature is not particularly limited, but is preferably 1000 ° C. or less in order to smoothly perform cooling after finish rolling.
  • Cooling rate cooling at an average cooling rate of 30 ° C./s or more to a temperature range of 700 to 750 ° C.
  • Mn and Cr easily diffuse at 750 ° C. or more, concentration in cementite progresses, and solid in ferrite
  • the amount of dissolution decreases.
  • the average cooling rate to a temperature range of 700 to 750 ° C. after finish rolling is set to 30 ° C./s or more.
  • it is 40 degreeC / s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, but if the cooling rate is too high, the steel sheet becomes hard and the cold workability is impaired. Therefore, the cooling rate after finish rolling is preferably 70 ° C./s or less.
  • Winding temperature 500 to 700 ° C.
  • the hot rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. If the coiling temperature is too high, the strength of the heat-rolled steel plate becomes too low, and when wound into a coil shape, the coil may deform due to its own weight, which is not preferable for operation. Therefore, the upper limit of the winding temperature is set to 700.degree. On the other hand, if the coiling temperature is too low, the heat-rolled steel plate becomes hard, which is not preferable. Therefore, the lower limit is set to 500 ° C. Preferably it is 550 degreeC or more.
  • the winding temperature is the surface temperature of the steel plate.
  • Annealing temperature less than Ac 1 transformation point Annealing (spheroidizing annealing of cementite) is performed on the hot-rolled steel sheet obtained as described above.
  • the annealing temperature is above the Ac 1 transformation point, austenite is generated, and a coarse pearlite structure is formed in the cooling process after annealing, resulting in an uneven structure. Therefore, the annealing temperature is less than the Ac 1 transformation point.
  • the lower limit is not particularly limited, but the annealing temperature is preferably 600 ° C. or more in order to set the number density of cementite particles in the ferrite particles to a desired value.
  • the atmosphere gas any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used.
  • the annealing time is preferably 0.5 to 40 hours. By setting the annealing time to 0.5 hours or more, the target structure can be stably obtained, and the hardness of the steel plate can be set to a predetermined value or less, so the annealing time is 0.5 hours or more. desirable. More preferably, it is 8 hours or more. In addition, if the annealing time exceeds 40 hours, the productivity is lowered and the manufacturing cost tends to be excessive, so the annealing time is preferably set to 40 hours or less. In addition, let the annealing temperature be the surface temperature of a steel plate. The annealing time is a time during which a predetermined temperature is maintained.
  • Ar 3 transformation point and Ac 1 transformation point can be determined by measurement of thermal expansion at the time of heating by a Fourmaster test or the like or actual measurement by measurement of electrical resistance.
  • the Ac 1 transformation point and the Ar 3 transformation point shown in Table 1 were determined as follows. Using a four-master test machine, measure the linear expansion curve during heating using a cylindrical test piece (3 mm in diameter x 10 mm in height), and use the temperature at which transformation of ferrite to austenite starts (Ac 1 transformation point) I asked. Moreover, after heating to the austenite single phase region using the same test piece, the linear expansion curve when cooling from the austenite single phase region to room temperature is measured, and the temperature at which the transformation from austenite to ferrite starts (Ar 3 transformation I asked for a point).
  • Microstructure A sample collected by cutting from the central portion of the width of the hot-rolled and annealed sheet was polished and subjected to nital corrosion, and the structure of the cross section in the rolling direction was observed using a scanning electron microscope. With respect to the obtained scanning electron microscope image, graphic software GIMP ver. Perform perwlight and non-perwright binarization processing using 2.8.18 (free software, GNU General Public License), measure the proportion of perlite in the total area, and use a scanning electron microscope with three or more different fields of view The area ratio of perlite was determined by calculating the arithmetic mean of the area ratio of the remaining tissue such as perlite in the image.
  • Hardenability (hardness after hardening) With respect to a hot-rolled annealed sheet of steel having a chemical composition of steel numbers A to O shown in Table 1, water cooling was performed after isothermal holding at 925 ° C. for 30 minutes in a salt bath. After polishing the sample collected by cutting from the steel sheet subjected to this heat treatment, the Vickers hardness is measured at a load of 1.0 kgf against the cross section in the rolling direction, and the hardenability of the sample having a Vickers hardness of 430 or more is excellent It had the Moreover, the following experiment was conducted as an evaluation index of short-time soaking hardenability.
  • Solid solution Mn concentration and solid solution Cr concentration A constant current at a current density of 20 mA / cm 2 in a 10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethyl ammonium chloride electrolytic solution for a sample collected by cutting from a hot rolled annealed sheet Electrolyzed. Subsequently, the sample was taken out of the electrolytic solution, transferred to a beaker containing methanol, the precipitate adhering to the sample surface was completely removed by ultrasonic agitation, and collected using a filter with a hole diameter of 0.2 ⁇ m.
  • the concentration of Mn and Cr contained in the precipitate is determined by performing inductively coupled plasma emission spectrometry on this extraction residue, and the concentration in the precipitate is reduced from the addition amount of Mn and Cr to obtain ferrite.
  • concentrations of Mn and Cr (mass%) in solid solution were determined.
  • Comparative Example No. No. 1 was inferior in hardenability because the amount of Mn and the solid solution Mn concentration in the ferrite were insufficient.
  • Comparative example No. No. 4 was inferior in short-time soaking hardenability because the amount of Cr and the solid solution Cr concentration in the ferrite were insufficient.
  • Comparative example No. No. 10 was inferior in cold workability due to the high C content. Comparative example No. No. 15 was inferior in cold workability because the amount of Mn and the solid solution Mn concentration in the ferrite were excessive. Comparative example No. No. 16 was inferior in cold workability because the amount of Cr and the solid solution Cr concentration in the ferrite were excessive.

Abstract

従来よりも優れた焼入れ性が得られ、かつ、冷間加工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。　質量％で、Ｃ：０．１０～０．３３％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．４０～１．２５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、フェライト中に固溶するＭｎ量が０．３５～１．００％、フェライト中に固溶するＣｒ量が０．２５～１．２５％である熱延鋼板。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、冷間加工性および焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車用駆動系部品等の多くの機械構造部品は、機械構造用炭素鋼鋼材または機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板を、冷間加工によって製品形状とした後、所望の硬さを確保するために熱処理を施して製造されることが多い。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が必要とされ、これまでに種々の鋼板が提案されている。また、工業的には、焼入れの際の加熱を低温短時間化し、コスト低減を図る動きもある。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％含有し、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が０．０８個／μｍ２以下であるミクロ組織を有し、硬さがＨＲＢで７３以下、全伸びが３９％以上であることを特徴とする高炭素熱延鋼板が記載されている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．００１～０．０２５％、Ｓ：０．０００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％を含有し、
さらに、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１０％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．２％、Ｃｕ：０．００１～０．４％、Ｗ：０．００１～０．５％、Ｔａ：０．００１～０．５％、Ｎｉ：０．００１～０．５％、Ｍｇ：０．００１～０．０３％、Ｃａ：０．００１～０．０３％、Ｙ：０．００１～０．０３％、Ｚｒ：０．００１～０．０３％、Ｌａ：０．００１～０．０３％、Ｃｅ：０．００１～０．０３０％の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板であり、鋼板表層から板厚方向２００μｍまでの領域において、（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度が２．５以上であることを特徴とする打抜き性に優れる高炭素熱延鋼板が提案されている。
ＷＯ２０１５／１４６１７３号公報 特開２０１５－１１７４０６号公報
　特許文献１に記載される技術では、炭素含有量が０．２０～０．４０％の鋼において、焼入れ性を高める合金元素であるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種以上が合計で０．５０％以下しか含有されておらず、板厚がより厚く中心部までの完全な焼入れを要する自動車用部品等には不適である。
　特許文献２では、鉄の体心立方格子の（１１０）面が鋼板表面に対して±５°以内の平行度におさまる結晶方位の集積度を２．５以上に制御することにより、打ち抜き性を高めている。しかしながら、焼入れ後の硬さや、短時間均熱焼入れ性に関しての記載はされていない。
　本発明は、上記問題を解決し、従来よりも優れた焼入れ性が得られ、かつ、冷間加工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。
　本発明者らは鋭意検討した結果、焼鈍後のミクロ組織をフェライトとセメンタイトとすることによって優れた冷間加工性が得られ、また、焼入れ性と冷間加工性にはフェライト中に固溶するＭｎおよびＣｒの量が重要であるという知見を得た。
　本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０～０．３３％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．４０～１．２５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．５０～１．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、フェライト中に固溶するＭｎ量が０．３５～１．００％、フェライト中に固溶するＣｒ量が０．２５～１．２５％である熱延鋼板。
［２］成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％を含有する［１］に記載の熱延鋼板。
［３］成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％以下を含有する［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．０５％以下を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の熱延鋼板。
［５］［１］～［４］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、７００～７５０℃の温度域まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後、巻取温度：５００～７００℃で巻き取り、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で焼鈍する熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、冷間加工性および焼入れ性に優れた熱延鋼板が得られる。また、本発明の熱延鋼板は、工業的に重要である短時間均熱焼入性にも優れている。また、本発明の熱延鋼板は、冷間加工性および焼入れ性に優れるため、素材鋼板に冷間加工性が必要とされる、ギア、ミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品に好適である。
　以下に、本発明の熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　１）成分組成
　Ｃ：０．１０～０．３３％
　Ｃは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満の場合、部品に成形した後の熱処理によって所望の硬さが得られないため、Ｃ量は０．１０％以上にする必要がある。しかし、Ｃ量が０．３３％を超えると硬質化し、靭性や冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０～０．３３％とする。優れた焼入れ硬さを得るには、Ｃ量は０．１５％以上とすることが好ましい。さらには安定して焼入れ後のビッカース硬さ（ＨＶ）で４３０以上を得るためには０．１８％以上とすることが好ましい。加工性の厳しい部品の冷間加工に用いられる場合には、０．２８％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｓｉ量の増加とともに硬質化し、冷間加工性が劣化するため、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３３％以下である。一方、過度にＳｉ量を低減すると、Ｓｉの焼き戻し軟化抵抗の効果が得にくくなるため、Ｓｉ量は０．０１％以上とする。
　Ｍｎ：０．４０～１．２５％
　Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化により強度を上昇させる元素である。Ｍｎ量が１．２５％を超えると、Ｍｎの偏析に起因したバンド組織が発達し、組織が不均一になるため、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．２５％以下とする。好ましくは１．００％以下である。一方、０．４０％未満になると焼入れ性が低下し始めるため、Ｍｎ量は０．４０％以上とする。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは固溶強化により強度を上昇させる元素である。しかし、Ｐ量が０．０３％を超えて増加すると粒界脆化を招き、焼入れ後の靭性が劣化する。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とする。優れた焼入れ後の靭性を得るには、Ｐ量は０．０２％以下が好ましい。Ｐは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｐ量は少ないほど好ましい。しかしながら、過度にＰ量を低減すると精錬コストが増大するため、Ｐ量は０．００５％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは硫化物を形成し、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。Ｓ量が０．０１％を超えると、熱延鋼板の冷間加工性および焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓ量は０．０１％以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、Ｓ量は０．００５％以下が好ましい。Ｓは冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、Ｓ量は少ないほど好ましいが、過度にＳを低減すると精錬コストが増大するため、Ｓ量は０．０００５％以上が好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
　ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１０％を超えると、焼入れ処理の加熱時にＡｌＮが生成してオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０６％以下とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌは脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ量が０．０１％を超えると、ＡｌＮの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、Ｎ量は０．０１％以下とする。なお、下限はとくに規定しないが、ＮはＡｌＮ、Ｃｒ系窒化物およびＭｏ系窒化物を形成し、これにより焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制し、焼入れ後の靭性を向上させる元素であるため、Ｎ量は０．０００５％以上が好ましい。
　Ｃｒ：０．５０～１．５０％
　Ｃｒは焼入れ性を高める重要な元素であり、０．５０％未満の場合、十分な効果が認められないため、Ｃｒを０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｃｒが１．５０％を超えると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、１．５０％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、１．２０％以下が好ましい。
　Ｂ：０．０００５～０．０１％
　Ｂは焼入れ性を高める重要な元素である。本発明の熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度の条件のもとでは、Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合、フェライト変態を遅延させる固溶Ｂ量が不足するため、十分な焼入れ性向上効果が得られない。よって、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。Ｂ量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１％超えの場合、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶化が遅延する。この結果、熱延鋼板の圧延集合組織が発達し、焼鈍後の鋼板の機械特性値の面内異方性が大きくなる。これにより、絞り成形において耳が発生しやすくなり、また真円度が低下して、成形時に不具合を生じやすくなる。このため、Ｂ含有量を０．０１％以下とする必要がある。
　上記成分が本発明の必須成分である。なお、本発明において、必要に応じて以下の元素を含有しても良い。
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅは表層からの浸窒抑制に重要な元素である。これら元素のうち１種以上の合計の量が０．００２％未満の場合、十分な効果が認められない。このため、含有する場合は合計で０．００２％以上とする。一方、これらの元素を合計で０．０３％を超えて含有しても、浸窒防止効果は飽和する。また、これらの元素は粒界に偏析する傾向があり、これらの元素の含有量を合計で０．０３％超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上の合計は０．０３％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、合計で０．００５～０．０２％である。また、このように浸窒を抑制できるため、窒素雰囲気で焼鈍した場合であっても、焼鈍後の鋼板中に固溶Ｂ量を確保することができ、より一層高い焼入れ性を得ることができる。
　Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％以下
　Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を高める重要な元素であり、Ｃｒ含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に焼入れ性を向上させる。また、焼戻し軟化抵抗を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．０１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、含有する場合は合計で０．５％以下とする。なお、プレス成形の難しい高加工を必要とする部品を加工する際にはより一層優れた加工性を必要とするため、合計で０．３％以下が好ましい。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．０５％以下
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．０５％を超えて含有すると、炭化物等の析出物を生成し、焼入れ前の鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれるため、合計で０．０５％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０３％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｏ：０.００５％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、が許容できる。また、本発明の効果を損なわない成分として、Ｃｕ：０.０４％以下を含有することができる。
　２）ミクロ組織
　本発明の熱延鋼板は、フェライトとセメンタイトを有する。フェライトは高加工性の確保の理由から面積率で９０％以上が好ましい。セメンタイトは高加工性の確保の理由から面積率で１０％以下が好ましい。フェライトとセメンタイト以外に、パーライトなどの残部組織が生成しても、残部組織の合計の面積率が５％程度以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。
　２－１）フェライト中に固溶するＭｎ量が０．３５～１．００％
　Ｍｎはセメンタイトに溶解しやすい元素であるため、Ｍｎがセメンタイト中に濃化し、フェライト中の濃度が０．３５％未満となると、焼入れの加熱に要する時間が長くなり、工業への応用が困難になる。また、Ｍｎは鋼の強化に寄与する元素であり、フェライト中に１．００％を超えて含有すると、鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる。そのため、フェライト中に固溶するＭｎ量は０．３５～１．００％とする。好ましくは、０．４５％以上である。また、好ましくは、０．８０％以下である。
　２－２）フェライト中に固溶するＣｒ量が０．２５～１．２５％
　ＣｒはＭｎと同様にセメンタイトに溶解しやすい元素であるため、Ｃｒはセメンタイト中に濃化し、フェライト中の濃度が０．２５％未満となると、焼入れの加熱に要する時間が長くなり、工業への応用が困難になる。また、Ｃｒは鋼の強化に寄与する元素であり、フェライト中に１．２５％を超えて含有すると、鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる。そのため、フェライト中に固溶するＣｒは０．２５～１．２５％とする。好ましくは、０．７５％以下である。
　３）機械的特性
　本発明の熱延鋼板は、ギア、トランスミッション、シートリクライナーなどの自動車用部品素材として冷間プレスで成形されるため、優れた冷間加工性が必要である。本発明の熱延鋼板は、冷間加工時の荷重の指標であるビッカース硬さを２２０以下、および引張試験時の突合せ伸びを３０％以上とすることで、優れた冷間加工性を有する。
　４）製造条件
　本発明の熱延鋼板は、上記の成分組成の鋼を素材とし、熱間粗圧延後、仕上温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、７００～７５０℃の温度域まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後、巻取温度：５００～７００℃で鋼板を巻き取り、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で焼鈍することにより製造される。以下、本発明の熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。
　なお、本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。本発明の鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。また、こうして溶製された鋼は、造塊－分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延（熱間粗圧延、仕上げ圧延）される。なお、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保持して、圧延する直送圧延を適用してもよい。また、スラブを加熱して熱間圧延する場合は、スケールによる表面状態の劣化を避けるためにスラブ加熱温度を１２８０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延では、所定の温度で仕上げ圧延を行うため、熱間圧延中にシートバーヒーター等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
　仕上温度：Ａｒ３変態点以上
　仕上温度がＡｒ３変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上温度はＡｒ３変態点以上とする。なお、仕上温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、１０００℃以下とすることが好ましい。
　冷却速度：７００～７５０℃の温度域まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
　ＭｎおよびＣｒは、７５０℃以上で容易に拡散し、セメンタイト中への濃化が進行し、フェライト中の固溶量が小さくなる。７００℃未満の温度域の冷却では、ＭｎおよびＣｒはセメンタイト中へ容易には拡散せず、フェライト中の固溶Ｍｎ量および固溶Ｃｒ量に大きな影響を及ぼさない。したがって、仕上圧延後の７００～７５０℃の温度域までの平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。好ましくは４０℃／ｓ以上である。冷却速度の上限は特に規定しないが、冷却速度が大きすぎると鋼板が硬質化して冷間加工性が損なわれる。したがって、仕上圧延後の冷却速度は７０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　巻取温度：５００～７００℃
　仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると熱延鋼板の強度が低くなり過ぎて、コイル形状に巻き取られた際、コイルの自重で変形する場合があるため、操業上好ましくない。したがって、巻取温度の上限を７００℃とする。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため好ましくない。したがって下限を５００℃とする。好ましくは５５０℃以上である。なお、巻取温度は鋼板の表面温度である。
　焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満
　上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍（セメンタイトの球状化焼鈍）を施す。焼鈍温度がＡｃ１変態点以上であると、オーステナイトが生成し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度はＡｃ１変態点未満とする。なお、下限はとくに定めないが、フェライト粒内のセメンタイト粒の個数密度を所望の値とする上で、焼鈍温度は６００℃以上が好ましい。なお、雰囲気ガスは窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用でき、これらのガスを使用することが望ましいが、Ａｒを使用してもよく、特に限定されない。また、焼鈍時間は０．５～４０時間とすることが好ましい。焼鈍時間を０．５時間以上とすることで、目標とする組織を安定して得ることができ、鋼板の硬度を所定の値以下とすることができるため、焼鈍時間は０．５時間以上が望ましい。さらに好ましくは、８時間以上である。また、焼鈍時間が４０時間を超えると、生産性が低下し、製造コストが過大となりやすいため、焼鈍時間は４０時間以下とすることが好ましい。なお、焼鈍温度は鋼板の表面温度とする。また焼鈍時間は、所定の温度を維持している時間とする。
　なお、上述したＡｒ３変態点およびＡｃ１変態点は、フォーマスター試験などによる加熱時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
　表１に示す鋼番ＡからＯの化学成分組成を有する鋼を溶製した。次いで、これらの鋼に対して、表２に示す条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板とした。次いで、熱間圧延時に生じた表面スケールを除去し、窒素雰囲気中にて表２に示す条件の焼鈍（球状化焼鈍）を施して、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板（熱延焼鈍板）を製造した。このようにして製造した熱延焼鈍板について、下記に示す方法で、ミクロ組織、加工性、焼入れ性、固溶Ｍｎ濃度および固溶Ｃｒ濃度を調査し、表２にまとめた。
　なお、表１に示すＡｃ１変態点およびＡｒ３変態点は、次のようにして求めた。フォーマスター試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、加熱時の線膨張曲線を測定し、フェライトからオーステナイトに変態を開始する温度（Ａｃ１変態点）を求めた。また、同様の試験片を用いて、オーステナイト単相域に加熱したのち、オーステナイト単相域から室温まで冷却したときの線膨張曲線を測定し、オーステナイトからフェライトに変態を開始する温度（Ａｒ３変態点）を求めた。
　ミクロ組織
　熱延焼鈍板の板幅中央部から切断して採取した試料を研磨後、ナイタール腐食を施し、走査型電子顕微鏡を用いて圧延方向断面の組織を観察した。得られた走査型電子顕微鏡画像に対して、グラフィックソフトＧＩＭＰ　ｖｅｒ．２．８．１８（フリーソフト、ＧＮＵ　Ｇｅｎｅｒａｌ　Ｐｕｂｌｉｃ　Ｌｉｃｅｎｓｅ）を用いてパーライトとパーライト以外の二値化処理を行い、パーライトが全体の面積に占める割合を測定し、異なる３視野以上の走査型電子顕微鏡画像におけるパーライトなどの残部組織の面積率の算術平均を計算することにより、パーライトの面積率を求めた。
　冷間加工性
　冷間加工性を評価するため、熱延焼鈍板から切断して採取した試料を研磨後、圧延方向断面に対して、荷重０．３ｋｇｆでビッカース硬さを測定し、２２０以下のビッカース硬さを有する試料を優れた冷間加工性を有するものとした。また、熱延焼鈍板から、圧延方向と引張方向が平行となるようにＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、島津製作所社製　ＡＧ－ＩＳ２５０ｋＮを用いて、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、突合せ伸びを求め、３０％以上の突合せ伸びを有する試料を優れた冷間加工性を有するものとした。
　焼入れ性（焼入れ後硬さ）
　表１に示す鋼番ＡからＯの化学成分組成を有する鋼の熱延焼鈍板に対して、ソルトバスにて９２５℃で３０ｍｉｎの等温保持後、水冷を行った。この熱処理を行った鋼板から切断して採取した試料を研磨後、圧延方向断面に対して、荷重１．０ｋｇｆでビッカース硬さを測定し、４３０以上のビッカース硬さを有する試料を優れた焼入れ性を有するものとした。また、短時間均熱焼入れ性の評価指標として、次の実験を行った。表１に示す鋼番ＡからＯの化学成分組成を有する鋼の熱延焼鈍板に対して、ソルトバスにて９００℃で１８０ｓの等温保持後、水冷を行った。この熱処理を行った鋼板から切断して採取した試料を研磨後、圧延方向断面に対して、荷重１．０ｋｇｆでビッカース硬さを測定し、４２０以上のビッカース硬さを有する試料を優れた短時間均熱焼入れ性を有するものとした。
　固溶Ｍｎ濃度および固溶Ｃｒ濃度
　熱延焼鈍板から切断して採取した試料に対して、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール電解液中で、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解した。続いて、電解液から試料を取り出してメタノールを入れたビーカーに移し、超音波撹拌により試料表面に付着した析出物を完全に除去し、穴径０．２μｍのフィルターを用いて捕集した。この抽出残渣に対して誘導結合プラズマ発光分光分析を行うことにより、析出物中に含有されるＭｎ、Ｃｒの濃度を求め、Ｍｎ、Ｃｒの添加量から析出物中の濃度を減じて、フェライト中に固溶するＭｎおよびＣｒ濃度（質量％）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２に示すように、発明例Ｎｏ．２、３、５、７、８、９、１１、１２、１３、１４、１７は、いずれも優れた加工性および優れた焼入れ性を示した。
　これに対して、比較例Ｎｏ．１は、Ｍｎ量およびフェライト中の固溶Ｍｎ濃度が不十分であったため、焼入れ性に劣っていた。比較例Ｎｏ．４は、Ｃｒ量およびフェライト中の固溶Ｃｒ濃度が不十分であったため、短時間均熱焼入れ性に劣っていた。比較例Ｎｏ．６は、仕上圧延後の平均冷却速度が小さいことによりフェライト中に固溶するＣｒ濃度が小さくなり、短時間均熱焼入れ性に劣っていた。
　比較例Ｎｏ．１０は、Ｃ量が高いことにより、冷間加工性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１５は、Ｍｎ量およびフェライト中の固溶Ｍｎ濃度が過多であったため、冷間加工性に劣っていた。比較例Ｎｏ．１６は、Ｃｒ量およびフェライト中の固溶Ｃｒ濃度が過多であったため、冷間加工性に劣っていた。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０～０．３３％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．４０～１．２５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：０．５０～１．５０％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトとセメンタイトを有するミクロ組織を有し、フェライト中に固溶するＭｎ量が０．３５～１．００％、フェライト中に固溶するＣｒ量が０．２５～１．２５％である熱延鋼板。
  2. 　成分組成として、さらに、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３％を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｍｏのうちの１種以上を合計で０．５％以下を含有する請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種以上を合計で０．０５％以下を含有する請求項１～３のいずれかに記載の熱延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼を熱間粗圧延後、仕上温度：Ａｒ３変態点以上で仕上圧延を行い、７００～７５０℃の温度域まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却した後、巻取温度：５００～７００℃で巻き取り、焼鈍温度：Ａｃ１変態点未満で焼鈍する熱延鋼板の製造方法。
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