JP6519011B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強さを有しつつ、降伏比（ＹＲ）が８０％以上、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上、穴拡げ率（λ）が６０％以上の機械特性を併せ持つ熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、ＣＯ_２排出量の削減を目的とした車体軽量化による燃費向上や衝突安全基準の厳格化の観点から、自動車の車体部品の高強度化が推進されている。また、省資源の観点から、車体部品の素材である鋼板には少ない合金添加量で高強度を得ることが望まれている。

このような背景の中、車体部品の形状は多様化している。このため、高強度だけでなくプレス成形性や溶接性、さらには耐衝突特性等の諸特性を併せ持つ熱延鋼板への要求が増加している。特に足回り部品や構造部材には優れた耐衝突特性が不可欠であり、このような用途に供される場合には所望の延性や穴拡げ性に加え、引張強さと０．２％耐力の比である降伏比（ＹＲ）が高いことが求められる。

一般に、高強度を有しつつ高ＹＲを示す鋼板としては、鋼組織をフェライト，ベイニティックフェライト，ベイナイト，マルテンサイトなどの単相組織とし、ＭｎやＳｉ等の固溶強化および／またはＴｉ，Ｎｂ，Ｖ等の合金炭化物あるいはＣｕによる析出強化により強化する手法が知られている。

例えば特許文献１には、面積比率で９５％以上のフェライトからなる鋼組織に、ＭｏおよびＶ、Ｔｉを含む複合炭化物あるいはＶ炭化物を分散析出させた高降伏比高強度熱延鋼板が開示され、特許文献２には、フェライトを面積率で９５％以上としてＶ炭化物を均一分散させることにより高ＹＲを確保した熱延鋼板が開示されている。

しかしながら、特許文献１，２により開示された熱延鋼板は、高ＹＲを確保するためにＭｏやＶという極めて高価な合金元素を必須とするため、経済的な観点から量産には適さない。

特許文献３には、鋼組織を全板厚にわたって均一なベイニティックフェライト単相組織とすることにより延性、伸びフランジ性と強度を兼ね備えた熱延鋼板が開示されている。しかし、特許文献３の実施例における全伸び（Ｅｌ）はいずれも３０％を下回る値であることから、張出しや絞りといった延性の厳しい用途に対しては割れを生ずるおそれがある。

特許文献４には、鋼組織の９０％以上をマルテンサイトとし、ＴｉＣの析出強化を利用することにより、降伏強度と靭性を両立させる高強度熱延鋼板が開示されている。しかし、この発明はＴＳ９００ＭＰａ以上の超高強度を有し、全伸び（Ｅｌ）が３０％を下回ることから、張出しや絞りでは割れを生ずるおそれがある。

さらに、特許文献５には、熱間圧延を終了した後の鋼板に一次水冷、空冷および二次水冷を順次行うことにより、組織全体に占めるフェライト相の面積率８５％以上、ベイナイト相の面積率１０％以下、フェライト相とベイナイト相以外の他の相の面積率５％以下であり、かつフェライト相全体に占めるアシキュラーフェライト相の面積率が３０％以上８０％未満である鋼組織を有する高強度熱延鋼板が開示されている。この熱延鋼板は、１２５％以上の穴拡げ率λが確実に得られ、ＴＳが４９０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であって加工性に優れる。しかし、特許文献５により開示された熱延鋼板は、Ｍｎ含有量が０．８〜１．８質量％と高目である。このため、オーステナイトが安定化するために充分なフェライト量を確保できなくなり、優れた延性を確保できない場合がある。また、合金コストの増加を招くため、省資源の観点からも望ましくない。

特許第４８９９８８１号明細書 特開２０１３−２２７５９７公報 特許第５０４０１９７号明細書 特開２０１４−４７４１４公報 国際公開第２０１２／０２０８４７号パンフレット（特開２０１２−５７２５０号公報）

本発明は、このような現状に鑑みてなされたものであり、自動車の足回り部品や自動車車体の構造部材に求められるプレス成形性や耐衝突特性に適した、優れた延性および高い降伏比を有する熱延鋼板を安価に安定して提供することを目的とする。

ここで、本発明における具体的な機械特性の目標は、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の高強度を有し、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上、穴拡げ率（λ）が６０％以上である優れた延性と伸びフランジ性を有するとともに、引張強さと０．２％耐力の比で表わされる降伏比（ＹＲ）が８０％以上である優れた耐衝突特性を有することである。

本発明者らは上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
本発明者らは、優れた全伸び（Ｅｌ）と穴拡げ率（λ）を具備させるため、まず鋼組織をフェライト主体組織とすることを前提とした。また、同時に高い降伏比（ＹＲ）を発現させるために、フェライトの粒径や形態を制御することを志向した。

具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程の仕上圧延後の冷却開始時間および冷却停止温度を制御することにより、フェライト粒径の微細化による結晶粒微細化強化を図るとともに、フェライトをアシキュラー形態に制御することによる組織強化を併用することにより高い全伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）かつ高降伏比（ＹＲ）の特性を併せ持つことができることを知見した。

上記の組織制御について、例えば特許文献５に開示されるように、ＭｎやＣｒ等の合金元素の多量添加により同様の効果が得られることが一般的に知られている。本発明は、従来の手法とは異なり、これら合金元素を多量に添加することなく組織制御が可能である。

上記知見に基づいて完成した本発明は、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成と、面積率でフェライト９０％以上、残部が５％以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも１種からなるとともに、前記フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が１０％以上であり、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下を有する鋼組織と、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であり、引張強さと０．２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）が８０％以上であり、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上であるとともに、穴拡げ率（λ）が６０％以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下およびＶ：０．０２％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する１項に記載の熱延鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する１項または２項に記載の熱延鋼板。

（４）前記鋼組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する１項から３項までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。

（５）鋼片を仕上熱間圧延に供し、Ａｒ３−１０℃以上で圧延を完了した後、０．２秒以内に冷却を開始し、１００℃／秒以上の冷却速度で６００℃以上７４０℃以下の温度域に冷却し、冷却停止温度から２０℃以上４０℃以下の温度に低下するまで放冷し、さらに４５℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻取ることを特徴とする１項から４項のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法。

ただし、Ar₃(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]であり、［％Ｃ］，［％Ｓｉ］，［％Ｍｎ］，［％Ｐ］は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。

本発明により、４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強さを有しつつ全伸び（Ｅｌ）３０％以上と穴拡げ率（λ）６０％以上の優れたプレス成形性を示すとともに降伏比（ＹＲ）８０％以上の優れた耐衝突性能を有する熱延鋼板と製造方法とが提供される。

本発明に係る熱延鋼板は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車の足廻り部品や車体補強部材の素材として最適である。

以下に、本発明に係る熱延鋼板およびその製造方法を説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は質量％である。

１．鋼板の化学組成
（１−１）Ｃ：０．０６％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有する元素であり、本発明においては４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の引張強さを確保するのに重要な元素である。Ｃ含有量が０．０６％未満では４４０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難となるばかりか、脱炭工程での処理時間が長くなることから製造コストが上昇し、工業的に望ましくない。したがって、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では延性や穴拡げ性、降伏比の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。好ましくは０．１３％以下である。

（１−２）Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下
Ｓｉは、フェライト生成元素であり、仕上げ圧延後のフェライト生成を促すとともに、固溶強化によりフェライトを強化させる作用を有するため、良好な延性および高い降伏比を確保するために有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、フェライト生成能が低下し、所定のフェライト量が得られないために延性が劣化するのに加え、４４０ＭＰａ以上の強度確保が困難になる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。

一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、ファイアライトの融点の上昇が著しくなり、熱間圧延工程におけるスケール剥離性が著しく低下し、島状スケール模様として製品表面に多量に残存する場合があり、表面外観の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下である。さらに好ましくは０．２％以下である。

（１−３）Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、仕上げ圧延工程でのオーステナイトを安定化させる作用を有する。また、ＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳの生成による鋼の赤熱脆性を抑制する作用を有する。この効果を得るに、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。好ましくは０．１４％以上である。一方、Ｍｎ含有量が０．５％を超えるとオーステナイトが安定化するために充分なフェライト量を確保できなくなり、優れた延性や穴拡げ性を確保ができない。また、合金コストの増加を招くため、省資源の観点から望ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下である。

（１−４）Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として含有され、鋼の靱性を劣化させる作用を有するとともに、化成処理液の密着性を低下させる。Ｐ含有量が０．０３％を超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。

（１−５）Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して延性や伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０．０２％超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。

（１−６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有するとともにフェライトの生成を促進する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。

一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５％を超えても上記作用による効果は飽和してしまい、コストの増加を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下である。

（１−７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として含有され、その含有量が過剰になると曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００８％以下である。

（１−８）Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下およびＶ：０．０２％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、Ｃと結合して炭化物として微細析出し、熱間仕上げ圧延におけるオーステナイト粒の粗大化や再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱延鋼板を高強度化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。

他方、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのそれぞれを０．０２％超えて含有させると高強度化に寄与する微細炭化物を得るための溶体化処理として、１２５０℃超の高温加熱が必要となるため、燃料原単位の上昇を招くおそれがある。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの含有量は０．０２％以下とする。

上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎｂ：０．００１％以上およびＶ：０．００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

（１−９）Ｃｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂは、いずれも任意元素であり、いずれも鋼の焼入性を高める作用を有し、高強度化に有用な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。

しかしながら、これらの元素のいずれかを上記範囲を超えて含有させると、延性の低下が著しくなるとともにコスト上昇を招くため省資源の観点から望ましくない。したがって、これら各元素の含有量は上記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ：０．０２％以上、Ｍｏ：０．０１％以上およびＢ：０．０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。

（１−１０）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上
ＲＥＭ（希土類元素），Ｍｇ，Ｃａは、任意元素であり、いずれも、酸化物や硫化物を微細に球状化することにより延性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。

しかしながら、ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｃａのいずれかを上記範囲を超えて含有させると、鋼中に酸化物や硫化物を多量に形成され、延性の低下が著しくなる。したがって各元素の含有量は上記範囲とする。

上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素のいずれかを０．０００１％以上含有させることが好ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。

２．鋼板の鋼組織
次に本発明の熱延鋼板に関する鋼板組織の限定理由について説明する。ここでいう鋼板組織とは鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における組織であり、鋼板の平均的組織を示している。

（２−１）フェライト：面積率で９０％以上
本発明におけるフェライトは、軟質なポリゴナルフェライトならびに比較的硬質なアシキュラーフェライトの双方を意味する。これらを組織中に９０％以上含有させることにより、鋼板の加工硬化能を高め、高い全伸び（Ｅｌ）を発現させることができる他、均一組織となり異相界面が減ることにより穴拡げ率（λ）を高めることが可能となる。

アシキュラーフェライトとは、フェライト粒の長軸と単軸の比（アスペクト比）が３以上のフェライトを意味するのに対し、ポリゴナルフェライトとは、アスペクト比が３未満のフェライトを意味する。

フェライトの面積率が９０％未満になると必要な加工硬化能が得られず全伸び（Ｅｌ）および穴拡げ率（λ）が劣化する。全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ率（λ）に重点を置く場合には、フェライトの面積率は好ましくは９５％以上である。

（２−２）残部：５％以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも１種からなる
フェライト以外の第二相としては、セメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも１種が存在する。これらは、フェライトとともに存在し、複合組織強化として作用し、鋼板の強度を高める作用がある。残部が５％超になると、全伸び（Ｅｌ）を得るためのフェライト量が不足するとともに穴拡げ率（λ）が劣化し、降伏比（ＹＲ）の低下を招く。したがって、本発明では鋼組織内に占めるセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも１種を面積率で５％以下と定める。全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ率（λ）に重点的を置く場合には、残部の面積率は２％以下であることが好ましい。

（２−３）フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合：１０％以上
アシキュラーフェライトは、仕上げ圧延後の冷却過程で生成するが、ポリゴナルフェライトよりも変態温度が低いことが知られている。したがって、導入される転位密度がポリゴナルフェライトよりも高いため、フェライト自身が強化されることにより材料の高強度化に寄与する。

フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が１０％未満になると、本発明で規定する降伏比（ＹＲ）を下回るため、充分な耐衝突特性が得られない。したがって、鋼板組織のフェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合を１０％以上とする。降伏比（ＹＲ）に重点を置く場合には、フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合は２０％以上であることが好ましい。

（２−４）フェライトの平均粒径：１０μｍ以下
フェライトの平均粒径が１０μｍを超えると、結晶粒微細化の寄与が減少し、本発明で規定する強度を下回るとともに高い降伏比（ＹＲ）を発現させることができない。したがって、フェライトの平均粒径を１０μｍ以下とする。耐衝突特性に重点を置く場合には、フェライトの平均粒径は７μｍ以下であることが好ましい。

フェライト平均粒径の下限は特に限定しないが、フェライトの平均粒径が１μｍ未満では、材料の降伏強度と引張強さが一致する場合があり、充分な加工硬化能が得られず全伸び（Ｅｌ）が劣化する場合がある。したがって、フェライトの平均粒径は１μｍ以上であることが好ましい。

３．鋼板の機械特性
次に本発明の熱延鋼板に関する機械特性の限定理由について説明する。

（３−１）引張強さ：４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満、引張強さと０．２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）：８０％以上、全伸び（Ｅｌ）：３０％以上、穴拡げ率（λ）：６０％以上
引張強さが４４０ＭＰａを下回る場合には、そもそも、上記機械特性を満たすことが容易である他、衝突性能が要求されるような車体補強部材には望ましくない。また、引張強さが５９０ＭＰａ以上になると全伸び（Ｅｌ）が劣化するため、プレス成形性確保の観点から適用できる部品用途が限定されるため好ましくない。本発明では、全伸び（Ｅｌ）３０％以上、穴拡げ率（λ）６０％以上の特性を有しプレス成形性が良好であり、８０％以上の高い降伏比（ＹＲ）を示すことから衝突特性が要求されるような部材でも部品の設計の自由度が増すという利点がある。

４．鋼片の製造方法
本発明に係る熱延鋼板は次に述べる方法により製造することができる。

上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造方法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分解圧延すること等により鋼片とされる。

連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁撹拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。

５．鋼板の製造方法
（５−１）鋼片を仕上熱間圧延に供し、Ａｒ_３−１０℃以上で圧延を完了する。

鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分解圧延後の高温状態の鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。

熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましく、特に工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数パスはタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。

熱間圧延に供する鋼片の温度は、オーステナイト単相となる温度であればよく、特に限定はしないが、圧延温度確保の観点からは１０６０℃以上とすることが好ましく、スケールロス抑制の観点からは１３００℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延を行うに際し、その圧延温度はＡｒ_３−１０℃以上とする。ここでいうＡｒ_３とは、下記式に示される鋼中の成分から計算される温度であり、［％Ｃ］，［％Ｓｉ］，［％Ｍｎ］，［％Ｐ］は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。

Ar₃(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]
Ａｒ_３−１０℃未満で圧延を完了する場合、圧延中のフェライト変態が生じ、加工フェライトが混在した組織が著しくなるため、全伸びが劣化する。また、熱延鋼板の圧延集合組織が過度に発達するため、穴拡げ率が劣化する場合がある。したがって、仕上熱間圧延はＡｒ_３−１０℃以上とする。穴拡げ性を重視する場合には、圧延温度はＡｒ_３点以上であることが好ましい。

（５−２）０．２秒間以内に冷却を開始し、１００℃／秒以上の冷却速度で６００〜７４０℃の温度域に冷却し、冷却停止温度から２０〜４０℃の温度に低下するまで放冷する。

熱間圧延された鋼板について、熱間圧延完了後０．２秒間以内に冷却を開始し、１００℃／秒以上の冷却速度で６００℃以上７４０℃以下の温度域に冷却し、冷却停止温度から２０℃以上４０℃以下の温度に低下するまで放冷する。

上記のように冷却を行うことにより、熱間圧延により導入された歪の開放が抑制され、その後放冷することにより上記歪を駆動力としたフェライト変態が生じ、本発明で目的とする鋼組織を得ることができる。

圧延後の冷却開始時間が０．２秒間超となったり、冷却速度が１００℃／秒を下回る場合には加工歪の開放が促進され、高温域でのフェライト変態が促進されてしまうため鋼板組織が粗大化する。加工歪の開放は、冷却速度が大きくなるほど抑制されるため、上記効果をより発現させるために、より好ましくは６００℃／秒以上、さらに好ましくは８００℃／秒以上である。

また、冷却開始時間および冷却速度が本発明の規定する範囲であっても、冷却する温度域が７４０℃を超えると、高温でのポリゴナルフェライト変態が促進し、本発明で規定するアシキュラーフェライトの量やフェライト粒径を確保することができない。その結果、本発明で規定する４４０ＭＰａ以上の引張強さや８０％以上の降伏比（ＹＲ）を満足できなくなる。よって、冷却する温度域の上限は７４０℃とする。好ましい温度域の上限は７３０℃である。

一方、冷却する温度域が６００℃を下回ると、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量を確保できず全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ率（λ）が劣化する。また、放冷による温度低下が２０℃未満または４０℃超であると、フェライト変態が不十分になるか、またはフェライト変態が促進され過ぎ、本発明で規定するアシキュラーフェライトの量やフェライト粒径を確保することができない。よって、冷却する温度域の下限は６００℃とする。好ましい温度域の下限は６４０℃である。

（５−３）４５℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却し、巻取る。
放冷後、５５０℃以下の温度域までの冷却速度が４５℃／秒を下回るとフェライト粒の粗大化が生じるため、８０％以上の降伏比（ＹＲ）を満足できなくなる。したがって、放冷後、５５０℃以下の温度域まで冷却速度を４５℃／秒以上として冷却を行う。

なお、フェライト粒の粗大化に伴う引張強度の低下が生じない冷却速度であればよいため、冷却速度の上限は規定しない。実質上は使用する冷却装置で冷却できる最大冷却速度が冷却速度の上限となる。

以上のプロセスを取ることから、巻取温度は５５０℃以下となる。引張強さをより高めたい場合、冷却停止温度をより低くすればよい。この場合、巻取り前の冷却停止温度を５００℃以下、好ましくは２００℃以下とすればよい。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇの高周波真空溶解炉で溶解した後、粗圧延を１０００℃以上の温度域で行い、厚さ３０ｍｍ、幅１８０ｍｍのスラブとした。

このスラブを１２５０℃の温度に加熱し、１時間の均質熱処理を行った。試験用熱間圧延装置を用いて総圧下率が９１％となるように熱間圧延を行い、板厚を２．６ｍｍとした。一部の比較例を除いて、圧延完了温度がＡｒ_３点−１０℃以上となる条件で５パスの多パス熱間圧延を行った。

圧延後、一部の比較例を除いて、表２に示す冷却速度で所定の温度域まで１次冷却を行い、その温度域で約５秒間放冷して約２５℃の温度に低下させた後、２次冷却を行い巻取温度まで冷却した。これらの熱間圧延条件により熱延鋼板を得た。

得られた熱延鋼板に対して下記の試験を実施した。
１）鋼組織の評価
鋼板の鋼組織の種類は、ナイタール試薬により鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食して、ＳＥＭを用いて、観察した。観察は、倍率×１０００の観察を１０か所の視野数で行った。各相の種類をＳＥＭ画像で特定した後、各相の面積率、フェライト粒径、フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合を粒子解析ソフトで導出した。

２）機械特性の評価
得られた熱延鋼板に対して、塩酸酸洗により表面のスケール除去を行った後に、次に示す引張試験および穴拡げ試験を行った。

２−１）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。上記引張試験により０．２％耐力、引張強さＴＳ、全伸びＥｌを測定した。ＹＲは０．２％耐力を引張強さＴＳで除した値とした。

２−２）穴拡げ試験
各鋼板より１００ｍｍ角の素板を切り出し、万能試験機によって素板中央部に１０ｍｍφの打抜き加工を施した。打抜きのクリアランスは日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠し、約１２％とした。該素板に対し、穴広げ試験を実施した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準じた方法で実施し、各試料ともに同一条件で３回の測定を行い、その平均値をλとした。

試験結果を表３にまとめて示す。

本発明である供試材Ｎｏ．１〜１１は、本発明で規定する鋼組成および鋼組織の要件を満たすとともに、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の高強度を有し、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上、穴拡げ率（λ）が６０％以上である優れたプレス成形性を有し、さらに降伏比（ＹＲ）が８０％以上という優れた耐衝突特性を有する。

これに対して、供試材Ｎｏ．１２〜１４については、鋼組成および鋼組織は本発明の規定を満たすものの、圧延完了温度が本発明で規定するＡｒ_３−１０℃を下回ったために、圧延時の加工ひずみが残存したフェライトが発達しており、全伸び、穴拡げ率が著しく劣化した。

供試材Ｎｏ．１５，１６は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間が本発明で規定する０．２秒間を超えたため、フェライト粒径が過度に粗大化して本発明で規定するフェライト粒径を超え、またアシキュラーフェライトの割合も少なくなり、供試材Ｎｏ．１５では引張強さが４４０ＭＰａを下回り、本発明で規定する強度範囲を満たすことができず、また、供試材Ｎｏ．１６では、降伏比（ＹＲ）が本規定の範囲を下回っており、耐衝突性能に劣る結果となった。

供試材Ｎｏ．１７は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却停止温度までの冷却速度が本発明の規定範囲を下回ったために、フェライトが急速に粗大化したため、引張強さが４４０ＭＰａを下回り、本発明の規定範囲を満たすことができなかった。

供試材Ｎｏ．１８，１９は、ともに熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間および冷却停止温度までの冷却速度が本発明の規定範囲に入っておらず、フェライト粒径およびアシキュラーフェライト割合が本発明の規定範囲を満たさなかったために、４４０ＭＰａ以上の引張強さと８０％以上の降伏比（ＹＲ）を満たすことができなかった。

供試材Ｎｏ．２０は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間が本発明で規定する０．２秒間を超え、また冷却停止温度が本発明の規定範囲より高いために、フェライト粒径が粗大化するとともにアシキュラーフェライトの割合が低いために、降伏比（ＹＲ）が本発明の規定範囲に満たなかった。

供試材Ｎｏ．２１は、熱間圧延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲より高いために、フェライト粒径が粗大化するとともにアシキュラーフェライトの割合が低いために、引張強さおよび降伏比（ＹＲ）が本発明の規定範囲に満たなかった。

供試材Ｎｏ．２２は、熱間圧延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲より低いために、ベイナイトが過度に発達し、本発明で規定するフェライト量を確保できないために、全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ率（λ）が著しく劣化し、本発明の規定範囲内の機械特性が得られなかった。

供試材Ｎｏ．２３は、熱間圧延工程における巻取温度が本発明で規定する温度を超えたために、フェライト粒が粗大化したために、引張強さが本発明の規定する範囲を下回った。

供試材Ｎｏ．２４は、本発明で規定したＭｎ含有量の範囲を超えており、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量が得られなかったために、本発明で規定する４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の範囲を超える引張強さとなり、全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ（λ）も本発明で規定する値を下回る結果となり、延性が不芳であった。また、降伏比（ＹＲ）が本発明の規定範囲に満たなかった。

供試材Ｎｏ．２５は、本発明で規定したＭｎ含有量の範囲を超えており、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量が得られなかったために、全伸び（Ｅｌ）や穴拡げ（λ）も本発明で規定する値を下回る結果となり、延性が不芳であった。

さらに、供試材Ｎｏ．２６は、本発明で規定したＣ含有量の範囲を下回っており、引張強さが本発明で規定する４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満の範囲を下回る結果となった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下およびＮ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成と、
   面積率でフェライト９０％以上、残部が５％以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも１種からなるとともに、前記フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が１０％以上であり、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下を有する鋼組織と、
   引張強さが４４０ＭＰａ以上５９０ＭＰａ未満であり、引張強さと０．２％耐力との比である降伏比（ＹＲ）が８０％以上であり、全伸び（Ｅｌ）が３０％以上であるとともに、穴拡げ率（λ）が６０％以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下およびＶ：０．０２％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．０３％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板。
4. 前記鋼組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。
5. 鋼片を仕上熱間圧延に供し、Ａｒ３−１０℃以上で圧延を完了した後、０．２秒間以内に冷却を開始し、１００℃／秒以上の冷却速度で６００℃以上７４０℃以下の温度域に冷却し、冷却停止温度から２０℃以上４０℃以下の温度に低下するまで放冷し、さらに４５℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却し、その後巻取ることを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法。
   ただし、Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]であり、［％Ｃ］，［％Ｓｉ］，［％Ｍｎ］，［％Ｐ］は、それぞれ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐの含有量（質量％）を示す。