以下に、本発明について詳細に説明する。
 まず、本発明の熱延鋼板の化学成分につい� ��説明する。
 Cは、本発明において最も重要な元素の一つ である。0.04%以上含有していると、伸びフラ� ��ジ割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡� ��値が劣化するだけでなく強度が上昇してし� ��い加工性が劣化する。このためCの含有量は 、0.040%未満とする。伸びフランジ性の観点か ら、0.035%未満が望ましい。また、0.015%未満で は、強度が不足するので、0.015%以上とする。 Cの含有量は、好ましくは0.015%以上0.035%未満� �ある。

 Siは、熱延板表面にSiスケールと呼ばれる表 面模様を形成し、成形品の表面性状を悪化さ せるだけでなく、表面粗度を荒くするため、 疲労特性も劣化させる場合がある。
 また、化成処理性が劣化し、その結果、耐� ��性も劣悪となる。したがって、Siに関して� �、極力低く含有量を抑制する必要がある。� �たがって、上限を0.05%未満とする。これによ って粗圧延後に高圧デスケーリングをせずと も、良好な化成処理性と塗装後耐食性を確保 することが可能となる。下限は特に定めない が、0.001%未満とするには大きなコストアップ を伴うので、0.001%以上が実質的な下限である 。Siの含有量は、好ましくは0.001%以上、0.01%� �満である。

 Mnは、本発明において重要な元素である� �Mnは、フェライト変態温度を低温化するため 、組織の微細化効果があり、疲労特性に好ま しい。また比較的安価に強度を高めることが 可能であるため0.9%以上添加する。過剰のMn添 加によって、伸びフランジ性や疲労特性が劣 化するので、1.8%以下を上限とする。上限は� �ましくは1.5%未満である。Mnの含有量は、さ� �に好ましくは1.0%~1.4%である。

 Pは、伸びフランジ性や溶接性、溶接部の 疲労強度を劣化させるので0.02%未満を上限と� ��る。0.01%未満がより好ましい上限である。� �限は特に指定しないが、0.001%以下とするに� �、製鋼技術上、困難であるため、0.001%超が� �質的な下限である。

 Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばか りでなく、多すぎると、穴拡げ性を劣化させ るA系介在物を生成するので、極力低減させ� �べきである。しかし0.01%未満ならば許容でき る範囲である。ただし、高い穴拡げ性を必要 とする場合は0.0040%未満が好ましく、さらに� �い穴拡げが要求される場合は、0.0025%以下が� ��に好ましい。下限は特に指定しないが、0.00 03%以下とするには、製鋼技術上、困難である ため、0.0003%超が実質的な下限である。

 Alは、溶鋼脱酸のために添加しても良い� �、コストの上昇を招くため、その上限を0.1%� ��満とする。また、あまり多量に添加すると� ��非金属介在物を増大させ、伸びや穴拡げ性� ��劣化させるので、望ましくは0.06%未満とす� �。Alの含有量は、さらに好ましくは0.01%~0.05%� ��ある。Alは無添加でも構わない。

 Nは、Tiと結合してTiNを形成し、穴拡げ性� ��疲労特性に悪影響を及ぼすため、その上限� ��0.006%未満とする。好ましくは0.004%未満であ� ��。下限は特に設けないが、0.0005%未満を安定 して得ることは困難であるので、0.0005%以上� �実質的な下限である。

 Tiは本発明において極めて重要な元素で� �る。Tiは強度を高めるために必須であるほか 、穴拡げ性も向上させる効果がある。したが って、0.05%以上の添加が必須である。しかし� ��がら添加しすぎると、強度が高くなりすぎ� ��り、穴拡げ性や疲労特性やピアス疲労特性� ��低下したりする場合がある。このため0.11%� �満を上限とする。Tiの含有量は、さらに好ま しくは0.075%以上0.10%未満である。

 熱延鋼板の表面にめっきが施され、さら� ��めっき合金化処理が施されている場合(合金 化溶融メッキ鋼板ともいう)、Tiの含有量は、 好ましくは0.05%~0.10%である。合金化溶融メッ� ��鋼板では、合金化の過程でTiC析出物を生成� ��やすいので、Tiの下限を0.05%以上とすること が好ましい。しかし、Ti-Cクラスターを更に� �定的に生成させるためには、Tiの含有量を0.0 6%超とすることがさらに好ましい。

 Ti/Cは、質量比で2.5以上、3.5未満とする。C� �含有量が0.015以上0.040%未満、Ti/Cが2.5以上3.5� �満であり、かつ仕上げ圧延終了から700℃に� �する時間が5~20秒の条件で製造すると、Ti-Cク ラスターが形成されやすい。
 ここで、Ti-Cクラスターとは、TiCとしての析 出物が生成しにくいがTiがCを捕獲した状態で あることを言う。TiがCを捕捉した状態である ので、通常、440℃~560℃で析出するセンメン� �イトの析出を抑制できる。更にベイナイト� �抑制できる。

 図4は、鋼板温度と仕上げ圧延終了からの経 過時間との関係において、Ti-Cクラスター及� �TiC析出物が生成する領域を模式的に示す図� �ある。なお、図中、線分(左上から右下へ傾� ��し500℃近傍で水平になっている線分)は、鋼 板温度の仕上げ圧延終了からの経時変化(冷� �過程での鋼板温度の経時変化、冷却曲線と� �言う)を示し、Ti/C=3.5のときのTi-Cクラスター� ��びTiC析出物の生成領域の境界線に前記線分� ��接する場合を示す。
 Tiの原子量は48であり、Cの原子量は12である ので、Ti/C=4の場合には、TiとCの原子比率(モ� �比率)が1:1になる。また、Nと結合するTiはお� ��そ0.02%である。したがって、Ti/Cが2.5以上、3 .5未満では、Cが余っていることになるが、本 発明のCの含有量で、本発明の冷却速度では� �セメンタイトの析出は起きない。
 Ti/Cの析出ノーズと鋼板の冷却曲線を交差さ せるためには、700℃で5秒~20秒の経過時間の� �点を鋼板の冷却曲線が通過するようにする� �すなわち、仕上げ圧延終了からの経過時間� �5秒~20秒の間に鋼板温度が700℃となるように� ��却する。この鋼板温度が700℃になるまでの� ��過時間は更に10秒~15秒が好ましい。

 Ti-Cクラスターが生成する場合には、この線 分は、Ti-Cクラスターの生成領域(斜線の部分) を通過する必要がある。
 図4に示されたようにTiC析出物が生成するTi/ Cの値と鋼板温度-経過時間の領域は、Ti-Cクラ スターが生成するTi/Cの値と鋼板温度-経過時� ��の領域とは異なるので、Ti-Cクラスターが生 成すると、TiC析出物の生成が抑制される。
 Ti/Cが2.5未満では、高強度を安定して得るこ とができない。またTiC析出物量およびTi-Cク� �スター量が共に少ないため、強度確保がで� �ない。一方、Ti/Cが3.5以上では、後述する本� ��明において非常に重要な固溶Cの確保が困難 となり、その結果、穴拡げ性や疲労特性が劣 化する。またTiC析出物の析出が起こりやすく 、Ti-Cクラスターが生成しにくい。

 熱延鋼板中のTiN(析出物)及びTiC析出物の量� �、鋼板から抽出残渣を採取して、Ti成分を測 定することによって、Ti換算での量として測� ��することができる。このため、Ti-Cクラスタ ーの量は、(添加Ti量)-(Ti as TiC析出物)-(Ti as� �TiN)の計算式によって計算できる。この計算� ��で計算したTi as Ti-Cクラスターの量は、0.02 %~0.07%程度である。
 また、Ti換算での(Ti as TiC析出物)の量は0.02 %程度、(Ti as TiN)量は0.02%程度である。
 なお、電解抽出残渣分析に用いるフィルタ� ��は0.2μmである。しかし、これ以下の析出物� ��全部通過することは無く、微細析出物の凝� ��効果やフィルター目詰まりの影響で、実際� ��は数nmオーダーの析出物もかなり抽出され� �ことを電子顕微鏡の観察で確認している。� �たがって、(Ti as TiC析出物)または(Ti as TiN) で抽出される析出物は5nm程度以上であると考 えられる。
 また、本発明では、Ti換算でのTiC析出物の� �が0.02%程度、TiNの量が0.02%程度の場合には、� ��断面の脆性破面には影響しないことがわか� ��た。これは後述するミクロ組織において、� ��リゴナルフェライトおよびクアジーポリゴ� ��ルフェライトの組織の割合と密接に影響し� ��いる。

 本発明では、Ti-Cクラスターによる強化を行 う。Ti-Cクラスターが生成すると、この周囲� �結晶には歪み場が形成するので、転位を固� �して強度を向上させることができる。
 TiNは粗大化するので、強化要素としては用� ��ることができない。
 TiC析出物は端面の割れや、疲労限を低下さ� ��るので、析出量は少ない方が良く、強化要� ��としては用いることができない。
 本発明では、Nbを含まないので、NbCやTiNbCN� �ような複合析出物も強化要素としては用い� �ことはしない。NbCやTiNbCNのような複合析出� �も切断面の脆性破面を生成しやすいので避� �るべきである。

 本発明では、Ti-Cクラスターを使用するの で、Nbを添加してはならない。Nbを添加する� �、NbCが析出するので、Ti-Cクラスターの生成� ��阻害する。さらにTi-Cクラスターを分解する 。Ti-Cクラスターの生成が抑制されると、強� �の低下、端面の割れの発生の抑制、疲労限� �低下を引き起こす。また、Nbを添加すると、 再結晶温度が上がるので、伸長したフェライ ト結晶粒が発生しやすい。したがって、この 観点からもNbは入れてはいけないことを見出� ��た。

 更に、本発明の熱延鋼板は、Zr,V、Cr、Mo� �B、及びWも含有しない。Zr,V、Cr、Mo、B、及び Wは炭化物を生成するが、これら元素もTi-Cク� ��スターの生成を阻害したり、Ti-Cクラスター を分解したりする。このため、これらZr,V、Cr 、Mo、B、及びWも含有しない。

 Oは特に限定しないが、多すぎると粗大な 酸化物が増えて穴拡げ性を損なうので、0.012% が実質的な上限である。より好ましくは、0.0 06%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。

 次に、本発明においては、必要に応じて� ��Cu、Ni、Ca、及びREM(希土類元素)のうちいず� �か1種以上を含有してもよい。以下に、各元� ��の成分について述べる。

 さらに強度を付与するために析出強化も� ��くは固溶強化元素であるCu及びNiのうちのい ずれか一種または二種を添加してもよい。た だし、それぞれ、Cu:0.01%未満、又はNi:0.01%未� �では、その効果を得ることができない。ま� �、それぞれ、Cu:1.5%超、又はNi:0.8%超の範囲で 添加しても、その効果は飽和するばかりか成 形性の劣化を招き、またコストアップとなる 。

 CaおよびREMは、破壊の起点となったり加� �性を劣化させる非金属介在物の形態を変化� �せて無害化したりする元素である。ただし� �0.0005%未満添加してもその効果がない。またC aならば0.005%超、REMならば0.05%超添加してもそ の効果が飽和する。このため、Ca=0.0005%~0.005%� ��REM=0.0005%~0.05%添加することが望ましい。な� �、REMとは、希土類金属であり、Sc,Yおよびラ� ��タノイドのLa,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,L uから選択される1種以上である。

 なお、これらを主成分とする鋼にSn、Co、 Zn、及びMgのうちのいずれか一種または二種� �上を合計で1%以下含有しても構わない。しか しながらSnは熱間圧延時に疵が発生する恐れ� ��あるので0.05%以下が望ましい。

 次に、本発明の熱延鋼板のミクロ組織に� ��いて説明する。ミクロ組織は、フェライト� ��主相とする。フェライトとは、ポリゴナル� ��ェライト(PF)及び擬ポリゴナルフェライト(Qu asi-Polygonal Ferrite、以下αqとする)の混合組織� ��ある。クアジーポリゴナルフェライトとポ� ��ゴナルフェライトの合計は96%超であり、好� ��しくは98%以上である。

 クアジーポリゴナルフェライトとは、ポリ� ��ナルフェライト(PF)と同様にエッチングによ り内部構造が現出しないが、形状が分断され たアシュキュラーでありポリゴナルフェライ トとは明確に区別される。ここでは、対象と する結晶粒の周囲長さlq、その円相当径をdq� �すると、それらの比(lq/dq)がlq/dq≧3.5を満た� �結晶粒がクアジーポリゴナルフェライトで� �る。
 クアジーポリゴナルフェライトは上記の定� ��のように、完全に丸くはなく、粒界がギザ� ��ザした形状のフェライトであるので、ポリ� ��ナルフェライトと混合されると、切断面の� ��性破壊を起こし難い。

 この混合組織は、およそ750℃~650℃で生成す るので、Ti-Cクラスターが生成する温度域と� �ぼ同じであり、Ti-Cクラスターは、ポリゴナ� ��フェライトおよびクアジーポリゴナルフェ� ��イトの生成と関連し、特にクアジーポリゴ� ��ルフェライトの生成と密接に関係している� ��
 即ち、Ti-Cクラスターが形成する条件では、 ミクロ組織としてポリゴナルフェライトおよ びクアジーポリゴナルフェライトの混合組織 が生成しやすいことがわかった。

 この混合組織であるフェライト組織内での� ��合割合は、ポリゴナルフェライトが30~70%で� ��り、それ以外がクアジーポリゴナルフェラ� ��トであることが好ましい。
 ポリゴナルフェライトの粒界は直線的であ� ��のに対して、クアジーポリゴナルフェライ� ��の粒界は入り組んでいる。本発明では、TiC� ��出物の析出量は極めて少ないが、TiC析出物� ��ポリゴナルフェライトの粒界に並ぶと、脆� ��破面を生成する原因になりやすい。これに� ��して、ポリゴナルフェライトが30%~70%、それ 以外がクアジーポリゴナルフェライトであり 、両方のミクロ組織が互いに並ぶように存在 すると、脆性破面の生成が起こらない。

 一方、フェライト組織内での混合割合とし� ��ポリゴナルフェライトが30%未満の場合、本� ��明では析出物が殆ど無いために、本発明の� ��度の520MPa以上を確保することが難しくなる� ��で、好ましくない。ただし、ポリゴナルフ� ��ライトが30%未満ということは、低温域で変� ��が生じており、同時に、ベイネティックフ� ��ライトやベイナイトが生成しやすくなる。� ��のため、実際には、ポリゴナルフェライト� ��クアジーポリゴナルフェライトのみのミク� ��組織であり、かつポリゴナルフェライトが3 0%未満となるように制御することは極めて難� ��い。
 ベイネティックフェライトまたはベイナイ� ��を含有する場合、本発明では析出物が殆ど� ��いために、本発明の強度の520MPa以上を確保� ��ることが難しくなるので、好ましくない。
 フェライト組織内での混合割合としてポリ� ��ナルフェライトが70%よりも多い場合、脆性� ��面が発生しやすいので好ましくない。

 ポリゴナルフェライトとクアジーポリゴ� ��ルフェライトの混合組織(フェライト)とベ� �ナイトが混在したミクロ組織や、フェライ� �とベイネティックフェライトが混在したミ� �ロ組織は、ミクロ組織の中に硬度差があり� �その硬度差が大きいので、穴広げ率が120%以� ��、更には140%以上になる場合、もしくは穴広 げ率と全伸びの積が2350以上になる場合では� �穴広げ性の劣化を起こしやすい。このため� �本発明の熱延鋼板のミクロ組織としては好� �しくない。

 ベイネティックフェライト、ベイナイト� ��又はパーライトの含有量が、面積率で4%以� �である場合、打ち抜き端面にこれらのミク� �組織が出現する確率は非常に低くなる。こ� �ため、穴広げ性の劣化を起こしにくくなる� �で、許容できる場合もある。しかし前記ベ� �ネティックフェライト、ベイナイト、又は� �ーライトの含有量は、好ましくは2%以下であ り、この場合、穴広げ性の劣化をより効果的 に抑制できる。これらのミクロ組織は無いこ とが最も好ましい。

 さらに硬質なミクロ組織であるマルテン� ��イト及び残留オーステナイトは含有されて� ��ならない。

 更に、TiC析出物は粒界に多く形成される傾� ��があるため、TiC析出物が多く析出すると、T i-Cクラスターの生成を抑制すると共に打ち抜 き時に粒界に沿った脆化割れ、すなわち異常 破面の形成を促進する。このため、粒界の強 化が弱くなる。更にTiC析出物は、伸びフラン ジ成形時に亀裂発生やフランジ割れの起点に なりやすい。このため、穴広げ率が120%以上� �更には140%以上になる場合、もしくは穴広げ� ��と全伸びの積が2350以上になる場合、切断面 の脆性破壊を起こしやすいので抑制する必要 がある。TiC析出物の量はTi換算で、好ましく� ��0.03%以下であり、さらに好ましくは0.02%以下 である。
 TiNもTiC析出物と同様に、割れの起点となる� ��能性があるので、TiN,TiC析出物の量はTi換算( 抽出残渣法で測定する値)で0.02%以下にするこ とが好ましい。

 ミクロ組織の分率には、セメンタイトやTiC� ��出物などの炭化物、MnSなどの硫化物、TiNな� ��の窒化物、及びTi ₄ C ₂ S ₂ などの炭硫化物などのような析出粒子や酸化 物などの晶出粒子は含まない。

 次に、本発明の熱延鋼板の引張最高強度、� ��効指数AI、穴拡げ率(λ)%と全伸び(El)%の積、� ��び疲労限について説明する。
 本発明の熱延鋼板の引張最高強度は、520MPa� ��上、720MPa未満である。520MPa未満では、高強� ��化のメリットが小さく、720MPa以上では、成� ��性が劣化する。一方、高意匠性ホイール等� ��厳しい成形性や形状凍結性が求められる場� ��には、670MPa未満であることがより望ましい� ��なお、引張最高強度は、JIS Z 2241の方法に� ��たがって行う引張試験により測定される。

 時効指数AI(Aging Index)は、本発明において極 めて重要である。
 通常、TiC析出物としてTiに固定されていな� �C量は、固溶Cとして定義されて、内部摩擦法 を用いて推定するのが通常である。しかし、 本発明の熱延鋼板では、Ti-Cクラスターが生� �しているので、通常の固溶Cを測定する手段� ��ある内部摩擦法では、Ti-Cクラスターとして 生成するC量を評価できない。すなわち、Ti-C� ��ラスターは固溶Cではない。

 そこで、本発明では、Ti-Cクラスターを評 価するのに、AIの値を用いている。AIの評価� �法では、100℃に昇温するので、Ti-Cクラスタ� ��のうち、Tiと結合している一部のCは、Tiの� �捉から離れて可動転位を固着する作用を持� �。したがって、AIで評価した値は、Ti-Cクラ� �ターの量と或る相関がある。逆にAIの値が低 いということは、TiC析出物の生成が多いとい うことでもあるので、AIの値が低いと脆性破� ��を発生しやすい傾向もある。したがって、� ��のAIの値には、実施例に示したように、切� �面の脆性破壊挙動と密接な関係があること� �わかった。

 AIは15MPa超である。15MPa以下では、良好な穴� ��げ性と疲労特性とを確保することができな� ��。AIの上限は特に設けないが、80MPaを超える と、固溶Cが多すぎて成形性が低下する場合� �あるので、80MPa以下を上限とすることが好ま しい。
 なお、AIは本発明の鋼板の場合には以下の� �うにして測定する。まず、6.5~8.5%の引張歪を 付与する。このときの流動応力をσ1とする。 一旦除荷して試験片を引張試験機から取り外 し、100℃にて1時間保持する熱処理を施す。� �の後、再度引張試験を行う。そこで得られ� �上部降伏応力をσ2とする。AI(MPa)=σ2-σ1で定� �される。なお、引張試験はJIS Z 2241の方法� �したがって行う。

 伸びフランジ性は、穴拡げ値と全伸びのバ� ��ンスが良いほど優れる。穴拡げ率(%)と全伸� ��(%)の積が2350未満であると、成形中に伸びフ ランジ割れが発生する頻度が高くなる。この ため、穴拡げ率(%)と全伸び(%)の積の最適な範 囲は2350以上に制限される。より厳しい成形� �形状でも割れが発生しない条件として、穴� �げ率(%)と全伸び(%)の積は、好ましくは3400以� ��である。
 なお、本発明の鋼板を意匠性の高いホイー� ��部材に適用する場合には、穴拡げ率が140%未 満では、フランジ端面に割れが発生する場合 がある。このため穴拡げ率は140%以上である� �とが望ましい。更に好ましくは160%以上であ� ��。なお、穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格JFS� �T 1001-1996に記載の穴拡げ試験方法に従って� �定される。

 疲労特性はJIS Z 2275に従う。試験形状はJIS� �Z 2275に従う。応力振幅一定の完全両振り曲� ��疲労試験(応力比R=-1)によって評価し、繰り� ��し数1×10 ⁷ 回での疲労強度の上限を疲労限とする。疲労 限が200MPa未満であると、成形品が使用中に疲 労破壊する場合がある。このため、適切な疲 労限の範囲を200MPa以上に制限した。220MPa以上 がより好ましい範囲である。
 疲労試験は、試験時間の都合上、繰り返し� ��1×10 ⁶ 回や2×10 ⁶ 回で打ち切る場合もあるが、この場合には、 繰り返し数1×10 ⁷ 回の場合よりも疲労限は高くなる。

 本発明の熱延鋼板では、ピアス穴疲労限が2 00MPa以上であることが好ましい。
 ピアス穴疲労限は以下のように測定される� ��である。試験方法は、上記の疲労試験と同� ��に、JIS Z 2275に従う。試験形状はJIS Z 2275� ��従う。しかし、疲労試験片の真ん中にポン� ��径φ10mm、クリアランス12%で打ち抜き穴を開� ��ることが、上記の疲労試験とは異なる。そ� ��て、上記疲労特性と同様に応力振幅一定の� ��全両振り曲げ疲労試験(応力比R=-1)を行い、� ��り返し数1×10 ⁷ 回での疲労強度の上限をピアス疲労限として 求める。
 へき開破壊破面、粒界破壊破面、又は界面� ��壊破面からなる脆性破面が穴の打ち抜き端� ��に存在すると、疲労破壊が打ち抜き穴の周� ��から発生しやすいことを発明者は見出した� ��このピアス穴打抜材の疲労試験特性(ピアス 穴疲労限)は、疲労破壊の発生のしやすさを� �映しており、ピアス穴疲労限が200MPa以上の� �き、特に優れたピアス疲労特性が達成でき� �。

 本発明の熱延鋼板にはめっきが施されて� ��てもよい。めっきの主成分は、亜鉛、アル� ��、錫、あるいは他のあらゆるめっきで構わ� ��い。まためっきは、溶融めっき、合金化溶� ��めっきのほか、電気めっきであっても良い� ��めっきの化学成分は、主成分の他に、Fe、Mg 、Al、Cr、Mn、Sn、Sb、Znなどの元素を1種類以� �含有しても構わない。

 次に本発明の熱延鋼板の製造方法について� ��明する。
 本発明の熱延鋼板の製造方法は、鋼片(スラ ブ)を熱間圧延することによって熱延鋼板と� �る方法であり、鋼片を圧延し粗バー(シート� ��ーとも言う。)とする粗圧延工程と、粗バー を圧延して圧延材とする仕上げ圧延工程と、 圧延材を冷却し熱延鋼板とする冷却工程と、 熱延鋼板を巻き取る工程とを有する。

 本発明において熱間圧延に先行する製造� ��法は特に限定するものではない。すなわち� ��高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き� ��各種の2次精練で目的の成分含有量になるよ うに成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造 、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳 造などの方法で鋳造すればよい。原料にはス クラップを使用しても構わない。連続鋳造に よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま 熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷 却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延し てもよい。鋼片の成分は、前述した本発明の 熱延鋼板の成分と同様である。

 まず鋼片を1100℃以上に加熱する必要がある 。この温度(スラブ抽出温度)が1100℃未満では 、十分な強度を得ることが困難となる。これ はTi系炭化物が1100℃未満では十分に溶解せず 、結果として析出物が粗大となるためと考え られる。スラブ抽出温度は1140℃以上がより� �ましい。上限は特に設けないが、1300℃超と� ��ても特段の効果はなく、コストアップとな� ��ので1300℃以下が実質的な上限である。
 そして加熱した鋼片を粗圧延して粗バーと� ��る。粗圧延の終了温度は本発明において極� ��て重要である。すなわち、粗圧延は1000℃以 上で完了する必要がある。終了温度が1000℃� �満では穴拡げ性が劣化するためである。し� �がって、1000℃以上を下限とする。より好ま� ��くは1060℃以上である。終了温度の上限は特 に設けないが、コストアップとならない温度 として、スラブ抽出温度が実質的な上限であ る。

 次いで粗バーを仕上げ圧延して圧延材と� ��る。仕上げ圧延の仕上げ温度は、830~980℃と する。この温度が830℃未満では、熱延鋼板の 強度が熱間圧延(粗圧延及び仕上げ圧延)後の� ��却や巻取り条件によって大きく変動したり� ��引張特性の面内異方性が大きくなったりす� ��。また穴拡げ性も劣化するので、830℃以上� ��下限とする。一方、仕上げ温度を980℃超と� ��ると、熱延鋼板が硬質となり延性が劣化す� ��ことがある。また熱延ロールが損耗しやす� ��ので好ましくない。したがって980℃を仕上� ��温度の上限とする。仕上げ圧延の仕上げ温� ��は850℃~960℃が好ましく、870℃~930℃がより� �ましい範囲である。

 仕上げ圧延の終了後は、圧延材を0.5秒以� ��空冷する。これが0.5秒未満では良好な穴拡� ��特性を得ることができない。この理由は必� ��しも明らかではないが、0.5秒未満では、オ� ��ステナイトの再結晶が進まず、結果として� ��械的特性の異方性が大きくなり、穴拡げ性� ��低下する傾向になるためであると思われる� ��1.0秒超の空冷時間を設けることが更に好ま� ��い。

 引き続いて、圧延材を冷却して熱延鋼板� ��する。この冷却過程において、750℃~600℃の 温度域での平均冷却速度は10℃/sec~40℃/secの� �囲とする。冷却速度は15℃/sec~40℃/secが好ま� ��く、20℃/sec超、35℃/sec以下がさらに好まし� ��範囲である。

 Ti/Cが2.5以上、3.5未満であり、かつ冷却速度 が10℃/sec~40℃/secの範囲である場合、Ti-Cクラ� ��ターが生成されやすい。
 Ti/Cが上記範囲で、冷却速度が10℃/sec未満の 場合、TiC析出物の析出が起こり、脆性破面が 発生する。
 反対に、冷却速度が40℃/sec超の場合、ミク� ��組織がベイナイトになる。本発明ではTiCの� ��出を極力抑えているので、ベイナイト組織� ��は強度が520MPa未満になり、本発明で目的と� ��る特性を満足しない。逆に、TiC析出物を析� ��させて強度を520MPa以上にすると、脆性破面� ��生成してピアス疲労限が低下する。

 また、冷却速度が10℃/sec~40℃/secの範囲内で はあるが、Ti/Cが2.5未満の場合、TiC析出物の� �出が無いので、ポリゴナルフェライトのみ� �組織になり、クアジーポリゴナルフェライ� �が生成しない。この場合には、強度は520MPa� �満になり本発明で目的とする特性を満足し� �い。
 冷却速度が10℃/sec~40℃/secの範囲内ではある が、Ti/Cが3.5以上の場合、TiC析出物の析出が� �り、脆性破面が生成してピアス疲労限が低� �する。

 更に、有効にTi-Cクラスターを生成させるた めには、仕上げ圧延後のTiC析出物の析出を抑 制するために、仕上げ圧延前のオーステナイ ト粒径を60~150μm程度に大きくする必要がある 。このようにすることで、TiC析出物の析出サ イトを抑制できるので、仕上げ圧延後の冷却 中にTiC析出物の微細析出をより減少させるこ とができる。
 このためには、粗圧延終了から仕上げ圧延� ��始までの時間を60秒~200秒に調整することが� ��ましい。なお、本発明ではNbを含まないが� �Nbを含む場合、Nb自体がオーステナイトの再� ��晶を抑制するので、同じ時間保持してもオ� ��ステナイト粒径は60μm以上にはならない。� �たがって、Nbを含有する場合には、同じ時間 保持しても仕上げ圧延後のTiC析出物の析出サ イトが多くなり、TiC析出物の微細化が促進さ れる。本発明ではNbを含まないのでこのよう� ��ことは生じない。

 次いで熱延鋼板を巻き取る。巻取り温度� ��、440℃~560℃とする。巻取り温度が440℃未満 とすると、ベイナイトやマルテンサイトとい った硬質組織が出現し、穴拡げ性が劣化する 。また、560℃超では、本発明で最も重要な要 件の一つである、固溶Cの確保が困難となり� �結果として穴拡げ性が劣悪となる場合があ� �。巻取り温度のより好ましい範囲は、460℃~5 40℃である。

 粗圧延後の粗バーは、仕上げ圧延が完了� ��での間(仕上圧延中)に加熱処理を施しても� �い。また、加熱処理は、粗圧延終了した後� �粗バーに対して仕上げ圧延を開始までの間� �も行なうことができる。これによって鋼板� �幅方向や長手方向の温度が均一となり、製� �のコイル内における材質ばらつきも小さく� �る。加熱方法は、特に指定するものではな� �。炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加� �などの方法で行えばよい。

 粗圧延の終了時点から仕上げ圧延の開始� ��点までの間にデスケーリングを行ってもよ� ��。これによって表面粗さが小さくなり疲労� ��性や穴拡げ性が向上する場合がある。デス� ��ーリングの方法も特に指定しないが、高圧� ��水流によって行うのが最も一般的である。

 得られた熱延鋼板を再加熱(焼鈍)しても� �わない。この場合、再加熱の温度が780℃を� �えると、鋼板の引張強度と疲労限が低下す� �ので、その適正範囲を780℃以下に制限した� �伸びフランジ性の観点からは、680℃以下が� �り好ましい範囲である。加熱方法は特に指� �するものではなく、炉加熱、誘導加熱、通� �加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい� �加熱時間については特に定めないが、550℃� �上の加熱保持時間が30分を越える場合には、 520MPa以上の強度を得るために最高加熱温度は 720℃以下であることが望ましい。

 熱延鋼板は、目的に応じて酸洗してもよ� ��、またスキンパスを施してもよい。スキン� ��ス圧延は、形状矯正や時効性、さらには疲� ��特性の改善に奏効するので、酸洗後、また� ��酸洗前に行ってもよい。行う場合には圧下� ��3%を上限とすることが望ましい。3%を超える と鋼板の成形性が損なわれるからである。

 得られた熱延鋼板を酸洗後、連続亜鉛めっ� ��設備あるいは連続焼鈍亜鉛めっき設備を用� ��て、熱延鋼板を加熱し、溶融めっきを施し� ��も構わない。鋼板の加熱温度が780℃を超え� ��と、鋼板の引張強度と疲労限が低下するの� ��、加熱温度の適正範囲を780℃以下に制限し� ��。
 さらに、溶融めっきを施した後に、めっき� ��金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっきと� ��てもよい。
 なお、加熱温度は、伸びフランジ性の観点� ��ら、680℃以下がより好ましい範囲である。

 さらに、粗圧延終了と仕上げ圧延開始の� ��にデスケーリングを行ってもよい。デスケ� ��リングによって、仕上げ圧延後の鋼板表面� ��最大高さRyが15μm(15μmRy,l(基準長さ:sampling le ngth)2.5mm,ln(評価長さ:travelling length)12.5mm)以下� ��なるように、表面のスケールを除去するこ� ��が望ましい。これは、例えば金属材料疲労� ��計便覧、日本材料学会編、84ページに記載� �れている通り熱延または酸洗ままの鋼板の� �労強度は鋼板表面の最大高さRyと相関がある ことから明らかである。また、その後の仕上 げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが 生成してしまうのを防ぐために5秒以内に行� �のが望ましい。JIS B 0601で定義されるRaは1.4 0μm未満が好ましく、より好ましくは1.20μm未� ��である。

 また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシート� ��ーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしても� ��い。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き� ��必要に応じて保温機能を有するカバーに格� ��し、再度巻き戻してから接合を行ってもよ� ��。