JP2010090476A - 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度化を図りつつ穴広げ性に優れた熱延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ ≦０．１％、Ｓ ≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｎ ≦０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎｂ≦０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織から成り、かつ、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。

近年においては、各種鋼材の軽量化を目的として、鋼板の高強度化の適用が進められている。ここで、鋼板に求められる機械的性質は、鋼板そのものの強度のみならず、靭性、延性、穴広げ性、疲労耐久性或いは耐食性等、多岐に亘っている。一般に、鋼板の高強度化に伴い、鋼板の延性や穴広げ性といった鋼板の加工性に関する機械的性質は低減する傾向にある。このため、鋼板の高強度化を図りつつ、上記の各種機械的性質をバランスよく発揮させることが重要となる。現在自動車の足回り部品用途では引張強度７８０ＭＰａ級の熱延鋼板が適用されつつあり、この強度クラスの鋼板において引張強度と穴広げ性等の成形性とを両立させることが求められている。

例えば、自動車の車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等の自動車部材に用いられる鋼板は、打ち抜き加工や穴あけ加工等のせん断加工によって所定形状に切断された後、伸びフランジ加工を主体としたプレス成形が施されるため、優れた穴広げ性（λ）が要求される。

鋼板の高強度化を図りつつ穴広げ性を向上させる技術としては、例えば、特許文献１には、フェライト、ベイナイト等の鋼組織の分率や、フェライト組織中の析出物を最適化することにより強度と穴広げ性のバランスを改善する技術が開示されている。

特開２００４−３３９６０６号

しかしながら、特許文献１の開示技術によっては引張強度７８０ＭＰａで穴広げ値６０％以上の鋼板が得られるものの、それでは穴広げ値が十分とは言えず、十分な強度、穴広げ性バランスを有しているとは言い難いものであった。自動車の軽量化のニーズに対応するためには、更に引張強度と穴広げ性をバランスよく備えた熱延鋼板の提案が望まれていた。

そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、穴広げ性に優れた鋼板を得ることを念頭におきつつ、引張強度と穴広げ性とをバランスよく備えた穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその鋼板を製造できる高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。

第１の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板は、質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
Ｐ ≦０．１％、
Ｓ ≦０．０３％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ ≦０．００５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎｂ≦０．０１％
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
そのミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織から成り、
かつ、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．０以下であること
を特徴とする。

第２の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板は、第１の発明において、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
のうち何れか一種又は二種以上を含有すること
を特徴とする。

第３の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板は、第１又は第２の発明において、前記鋼板は、Ｓ及びＴｉの含有量が、質量％で、Ｓ ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％であり、板幅方向を法線に持つ断面において、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μm以下の間隔を空けて並んだ円相当径が３μm以上である介在物の集まりからなり、圧延方向長さが３０μｍ以上の介在物群と、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ超の間隔を空け、円相当径が３μｍ以上であり、圧延方向長さが３０μｍ以上に延伸されてなる介在物との断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であることを特徴とする。

第４の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法は、第１又は第２の発明に係る熱延鋼板の成分を有する鋳片又は鋼片を１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延を９５０℃以上の温度域で終了させ、その後、２０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却した後、５５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする。

第５の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法は、第１又は第２の発明に係る熱延鋼板の成分を有する鋳片又は鋼片を１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延を９５０℃以上の温度域で終了させ、その後、２０℃／秒以上の冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、次いで５５０℃以上６５０℃以下の温度域において１５℃／秒以下の冷却速度で１秒以上冷却し、更に２０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却した後、５５０℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする。

第６の発明に係る穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法は、第４又は第５の発明において、上記鋳片又は鋼片は、第１又は第２の発明に係る熱延鋼板の成分を有する溶鋼を溶製するに際し、二次精錬装置で脱硫用フラックス添加後に３．０回以上環流させた溶鋼から得られたものであることを特徴とする。

上述の如き構成からなる熱延鋼板は、Ｎｂの添加量を０．０１％以下としつつ、Ｖの添加量を０．０１〜０．１％とすることにより、仕上げ圧延終了温度の過剰な増大を防止しつつ、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の低減を図ることを可能としており、穴広げ性の向上が図られている。

さらに、穴広げ性を劣化させる延伸した延伸介在物や、圧延方向に直線上に並んだ複数の介在物からなる介在物群の圧延方向長さを抑制させることによって、更なる穴広げ性の向上が図られている。

鋼板の圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比と穴広げ率との関係を示す図である。 本発明者の行なった研究によって得られた熱延鋼板の穴広げ率と引張強度との関係を示す図である。 仕上げ圧延終了温度と｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 Ｌ断面について説明するための斜視図である。 介在物の圧延方向長さの総和Ｍについて説明するための模式図である。 二次精錬時における溶鋼の環流回数と介在物の圧延方向長さの総和Ｍとの関係を示す図である。 溶鋼を溶製する二次精錬工程を行うにあたって二次精錬装置として用いられるＲＨの構成を示す模式図である。 熱間圧延工程を概略的に示す図である

以下に、本発明を実施するための形態として、穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法について詳細に説明する。

まず、本発明を完成するに至った基礎的研究結果について説明する。

本発明者らは、フェライト組織及びベイナイト組織を主相とした鋼板の穴広げ性に対する支配要因について調査するため、以下のような検討を行った。

本発明者らは、下記の表1に示すような鋼成分からなる供試鋼Ａ〜Ｉについて、加熱温度を１２２０〜１２６５℃、圧延終了温度を９２５〜１０００℃、巻き取り温度を４２０〜４８０℃の範囲とした条件で熱間圧延、冷却、巻き取りを行い、得られた板厚２．９ｍｍの熱延鋼板についてのミクロ組織、集合組織、機械的特性を調べた。これらの条件で得られた熱延鋼板の引張強度は、７８０〜８２０ＭＰａの範囲に分布していた。

ここで、鋼Ａ、Ｇ及びＩは、Ｎｂを他の鋼より多く添加した成分であり、鋼Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆ及びＨは、Ｎｂの添加が無く、Ｖを添加した成分であり、鋼ＣはＮｂを０．００９％の微量添加し、Ｖを添加した成分である。以下、鋼Ａ、Ｇ及びＩについてはＮｂ添加鋼といい、鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ及びＨをＶ添加鋼という。

なお、ここでいうミクロ組織とは光学顕微鏡等によって観察されるフェライト組織、ベイナイト組織等のことをいい、集合組織とは、鋼板中の所定位置の鋼組織を代表する、その位置の各結晶粒の結晶方位の平均的な配向である。ここでは、集合組織は、板厚中心部で測定した値とする。

この結果、図１に示すように、供試鋼から得られた熱延鋼板の穴広げ性に対しては、所定の結晶方位を有する集合組織が影響していることが判明した。即ち、熱延鋼板中においては、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（α｛２１１｝面強度）が大きいほど穴広げ性が劣化することが判明した。なお、ここで、供試鋼のミクロ組織は全て、フェライト組織、またはベイナイト組織を主相とするものであった。

なお、ここでいうＸ線ランダム強度比とは、後述するように、Ｘ線回折測定において、ランダムな方位分布をもつ粉末試料のＸ線強度に対する、測定対象である熱延鋼板試料のＸ線強度の強度比のことを意味し、ランダム強度比が大きいほど、鋼板中に板面と平行な所定方位の結晶面を有する集合組織の量が多いことを意味している。

α｛２１１｝面強度が高い場合に穴広げ率が劣化するメカニズムは必ずしも明らかではないが、以下のように説明される。熱延鋼板においてはα｛２１１｝面が多いことにより鋼材の異方性が大きくなる。特に、圧延方向、圧延方向に対して４５°方向並びに９０°方向（板幅方向）の塑性歪比（ｒ値）をそれぞれｒ_０、ｒ_４５、ｒ_９０と定義すると、この場合においてはｒ_０とｒ_４５及びｒ_９０との差が大きくなるうえ、ｒ_９０が大きく低下することになる。これにより穴広げ成形時に、板幅方向に引張歪を受ける圧延方向端面において板厚減少が大きくなり、端面に高い応力が発生して亀裂が発生、伝播しやすくなるためと考えられる。

図２は、所定の製造条件のもと供試鋼Ａ〜Ｉから得られた熱延鋼板の強度と穴広げ率の関係を示すものである。この図に示すように、Ｖ添加鋼は、Ｎｂ添加鋼よりも優れた穴広げ率が得られており、また強度も同等レベル以上が得られている。これは、再結晶を遅らせて特定の集合組織面強度を高めるＮｂの添加量を低減し、強度を補うために変わりにＶを添加したことによるものと考えられる。

また、本発明者らが行なった研究によって、この｛２１１｝面のX線ランダム強度比は、図３に示すように、熱間圧延工程における仕上げ圧延終了温度（ＦＴ７）が高温であるほど、低減することが発見された。また、図から分かるようにＮｂ添加量を低減しＶ添加することでα｛２１１｝面強度が低下することも判明した。

これらの理由は以下のように考えられる。｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比は、熱間圧延後において、再結晶を発生させずに鋼板中に圧延歪みが蓄積された場合に増大することが知られている。このことから、仕上げ圧延終了温度が高温である場合、仕上げ圧延終了後における再結晶を促進することになり、これによって、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が低減されると考えられる。また、Ｖ添加鋼では、再結晶を遅らせる効果の大きいＮｂ添加量が少ないため、再結晶が促進され、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が低減すると考えられる。

仕上げ圧延終了温度を高めることにより穴広げ率を劣化させるα｛２１１｝面強度を低下させることができるが、仕上げ圧延終了温度を高くしすぎるのは熱延鋼板表面のスケール疵も著しくなるため好ましくない。この観点から、比較的低い仕上げ圧延終了温度でもα｛２１１｝面強度を高くせずに十分な強度を得ることができるＶ添加が穴広げ率の高い高強度鋼を得る上で必須である。

また、本発明者らは、これらの供試鋼Ａ〜Ｉから得られた熱延鋼板について、以下の方法により介在物の調査を行った。

板幅方向中央部の３００ｍｍの部分から試験片を採取し、図４に示す板幅方向を法線に持つ断面（以下、Ｌ断面という。）を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて、×４００の倍率でＬ断面の観察を行い、Ｌ断面上（板厚×１０ｍｍ）にある介在物のサイズ、分布の調査を行った。

穴広げ率に及ぼす介在物の影響を整理した結果、介在物の円相当径が３．０μｍ以上で、圧延方向の長さが３０μｍ以上の介在物や、一つの介在物の圧延方向の長さが３０μｍ以下でも圧延方向の直線上にある間隔で並んでいる介在物の集まりが穴広げ率へ大きく影響していることがわかった。この直線上に並んだ複数の介在物について更に調査をおこなった結果、図５（ａ）に示すように圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ以下の間隔を空けて並んでいる介在物の集まりが穴広げ率に影響することが判明した。なお、ここでいう円相当径とは、介在物の形状と同じ面積に換算した場合の直径のことを意味し、圧延方向の直線とは圧延方向に延長されてなる仮想的な直線のことを意味する。

そこで、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ以下の間隔を空けて並んでいる円相当径が３．０μｍ以上の介在物の集まりを1個の「介在物群」とみなし、その介在物群のうち圧延方向の長さが３０μｍ以上のものの、図５（ａ）に示すような圧延方向の長さＬ１をＬ断面内で求めた。また、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ超の間隔が空いている介在物であっても、その形状が図５（ｂ）に示すように、円相当径が３．０μｍ以上であり、圧延方向の長さが３０μｍ以上の介在物については、その圧延方向の長さＬ２をＬ断面内で測定した。なお、測定対象として、圧延方向長さが３０μｍ以上のものに限定したのは、圧延方向長さがこれ未満の介在物群等は穴広げ性の劣化に対する影響が小さいと考えられるためである。また、円相当径が３．０μｍ以上のものに限定したのは、円相当径がこれ未満の介在物では穴広げ性の劣化に対する影響が小さいと考えられるためである。

なお、図５（ｃ）に示すように、円相当径が３．０μｍ以上であり、圧延方向長さが３０μｍ以上の介在物であっても、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ以下の間隔が空いている介在物については、介在物群の一部であるとして扱うこととした。以下においては、この介在物群に含まれず、円相当径が３．０μｍ以上であり、圧延方向の長さが３０μｍ以上の介在物については、「延伸介在物」と記載する。

得られた介在物郡の圧延方向長さＬ１や延伸介在物の圧延方向長さＬ２は、下記の式（１）に従い、１視野ごとの各介在物群、延伸介在物についてのＬ１（ｍｍ）及びＬ２（ｍｍ）を総和してＬ（ｍｍ）を求め、得られたＬに基づき下記の式（２）に従い数値Ｍ（ｍｍ／ｍｍ^２）を求め、得られたＭを単位面積（１ｍｍ^２）当たりの介在物の圧延方向長さの総和Ｍとして定義した。なお、下記の式（１）におけるＬ１_ｉ、Ｌ２_ｉは、それぞれ１視野中の各介在物群及び各延伸介在物の圧延方向長さのことであり、Ｓは、観察した視野の面積（ｍｍ^２）のことである。

ここで、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを求めた理由は、以下の通りである。

介在物は、鋼板の変形時にボイドを鋼中に形成して延性破壊を促進するため、穴広げ性を劣化させる要因となる。介在物が穴広げ性を劣化させる影響は、その形状が延伸形状であるほど介在物近傍の応力集中が増大するため大きくなる。本発明者らは、延伸した１個の介在物のみならず、延伸した介在物や球状の介在物が、亀裂伝播方向である圧延方向にある間隔の範囲内で分布している介在物群も、１個の延伸した介在物と同じように、鋼板の変形時に介在物近傍に導入される歪の相乗効果により介在物群近傍に応力集中を生じさせることを見いだした。定量的には、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ以下の間隔を空けて並んでいる円相当径が３．０μｍ以上の介在物の集まりからなる介在物群が、その介在物群の圧延方向長さと同程度の長さに延伸した１個の介在物と同じ影響があることを見出した。

また、今回の試験においては、得られた介在物群、延伸介在物の圧延方向長さＬ１、Ｌ２から、これらの算術平均である平均値についても求めたが、この平均値は、これが３０μｍ以上である場合、穴広げ値に対して大きな相関関係が見られず、その平均値によって穴広げ値の程度を表すことが困難であることが判明した。

これは次のような理由に基づくものと考えられる。即ち、鋼板の変形時においては、介在物群、延伸介在物の個数が少ないと、これら介在物群等の周囲で生じたボイドが途切れながら亀裂が伝搬するのに対し、これら介在物群等の個数が多いと、介在物群等の周囲のボイドが途切れることなく連結して、長く連続的なボイドを形成し、延性破壊を促進するものと考えられる。このような介在物群等の個数の影響は、介在物群等の圧延方向長さの平均値では表せないが、介在物群等の圧延方向長さの総和Ｍでは表せるので、この点から上述のような結果が得られたと考えられる。

以上の観点から、単位面積当たりの介在物の圧延方向長さの総和Ｍを評価することとした。

また、今般の調査により、図１に示すように、同じα｛２１１｝面強度でも、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが小さいと穴広げ性が向上することも判明した。延伸介在物の圧延方向長さの総和Ｍが小さい場合に穴広げ性が向上するメカニズムは、上述のように、介在物群や延伸介在物により延性破壊が促進され穴広げ成形での端面の亀裂の発生、伝播が促進されるためである。

また、本発明者らは、穴広げ性を劣化させる要因となる圧延方向の直線上に並んだ介在物を調査したところ、これらは圧延により延伸したＭｎＳや、製鋼段階で脱硫のために投入する脱硫フラックスの残存物であることを明らかにした。これらを抑制するための製造方法について検討した結果、以下が重要であることが判明した。

即ち、ＭｎＳを抑制するには鋼中に含まれるＳ量の低減が重要である。この観点から、本発明においては好ましいＳ上限（≦０．００５０％）について設定することとした。また、Ｔｉ添加鋼ではＭｎＳ生成温度域より高温でＴｉＳが生成することによりＭｎＳ生成が抑制されることから、ＭｎＳを抑制するためにはより多量のＴｉ添加が好ましく、この観点から、本発明においては、好ましいＴｉ量下限（Ｔｉ≧０．０５％）について設定することとした。

また、脱硫フラックスの残存による介在物の抑制のためには、溶鋼の二次精錬の工程において、脱硫フラックスの添加後、生産性を著しく劣化させない範囲の時間内で溶鋼環流を行い、脱硫フラックスの除去を図ることが重要であることが判明した。以下に、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを所定以下とするために必要な溶鋼環流条件について述べる。

製鋼工程において、溶鋼を二次精錬で溶製するに際しては、脱硫フラックスを除去して介在物の圧延方向長さの総和Ｍを低減するために、ＲＨ（Ruhrstahl-Heraeus）等の二次精練装置を用いた溶鋼脱硫時に、脱硫フラックス添加後に溶鋼を３．０回以上、２次精練装置内で環流させることが重要となる。この理由について説明する。

図６に、表１に示す成分系の鋼を溶製する際の二次精錬工程における溶鋼環流回数と介在物の圧延方向長さの総和Ｍとの関係を示す。この図６に示すように、環流回数が３．０回以上の場合に介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下に低減しており、環流回数が４．０回以上の場合に介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．０３ｍｍ／ｍｍ_２以下に低減していることが分かる。

ここで、溶鋼の環流回数については、単位時間当たりに二次精錬装置内で循環させる溶鋼量のことを意味する溶鋼の環流速度Ｑ（ｔｏｎ／ｍｉｎ）と、脱硫フラックス添加後の溶鋼環流時間（ｍｉｎ）と二次精錬工程において処理すべき対象の溶鋼量（ｔｏｎ）とから、以下の式（３）、（４）に基づき求めることができる。

上述の溶鋼の環流速度Ｑについては、種々の算出式があるが、例えば「大量生産規模における不純物元素の精練限界」（（株）日本鉄鋼協会高温精練プロセス部会精練フォーラム 日本学術振興会製鋼第１９委員会反応プロセス研究会，平成８年３月，１８４頁〜１８７頁）に開示されている下記式（５）に基づき求めればよい。なお、下記式（５）における環流ガス流量は、０℃、１ａｔｍの条件下での１分間当たりの還流ガスの流量を意味する。

Ｑ ：環流速度（ｔｏｎ／ｍｉｎ）、
Ｖ ：環流ガス流量（Ｌ／ｍｉｎ）
Ｄ ：浸漬管内径（ｍ） 、
Ｐ０：真空槽内圧力（Ｐａ）
Ｐ１：環流ガス吹込位置圧力（Ｐａ）、
ｋ ：定数（二次精練装置による定数）

本発明者らは、上述のようにして得られた知見に基づき、引張強度並びに穴広げ性をバランスよく備えた熱延鋼板及びその製造方法について鋭意検討を行い、その結果、下記の条件からなる熱延鋼板及びその製造方法を想到するに至った。

以下、本発明の構成要素を詳細に説明する。

まず、本発明における化学成分の限定理由について説明する。なお、以下では、組成における質量％を、単に％と記載する。

Ｃ ：０．０１〜０．１％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して析出強化等によって強度向上に寄与する元素であるが、Ｃの含有量が０．０１％未満であると強度向上の効果が得られない。また、Ｃの含有量が、０．１％超であると、加工性及び溶接性が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１％以上、０．１％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、予備脱酸に必要な元素であると共に固溶強化元素として強度向上に寄与する元素である。Ｓｉは、所望の強度を得るために０．０１％以上含有する必要がある。また、Ｓｉの含有量は、２．０％超であると、加工性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上、２．０％以下とする。

Ｍｎ：０．０５〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｍｎは、所望の強度を得るためには０．０５％以上含有する必要がある。また、Ｍｎの含有量は、３．０％超であると、熱間圧延時のスラブ割れが生じやすくなる。このため、Ｍｎの含有量は、０．０５〜３．０％とする。

Ｐ ：０．１％以下
Ｐは、溶鋼の精錬時において不可避的に混入する不純物であり、含有量の増加に伴い靭性等の加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに疲労特性を低下させる元素である。このため、Ｐの含有量は、低いほど望ましく、Ｐの含有量が０．１％超の場合、上述のような加工性等への悪影響、疲労特性の低下が著しいものとなる。このため、Ｐの含有量は、０．１％以下とする。

Ｓ ：０．０３％以下
Ｓは、溶鋼の精錬時において不可避的に混入する不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時のスラブ割れを引き起こす。このため、Ｓの含有量は、極力低減させるべきであり、０．０３％を上限とする。また、Ｓは、その含有量が０．０３％以下でも０．００５％超であると、鋼中で延伸したＭｎＳを形成し、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが増大することによって穴広げ性を劣化させることが懸念される。このため、Ｓは、その含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために必要な元素である。Ａｌの含有量は、溶鋼を脱酸させる効果を十分に得るために０．００５％以上添加する必要がある。一方、Ａｌの含有量は、過剰に添加するとその効果が飽和するため、その上限を０．０５％とする。このため、Ａｌの含有量は、０．００５％以上、０．０５％以下とする。

Ｎ ：０．００５％以下
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉ及びＮｂを減少させるばかりでなく、穴広げ値のバラツキを増大させる大きなサイズのＴｉ窒化物を形成する。従って、Ｎの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために必要な元素であるとともに、溶鋼の脱硫のために、あるいは鋼中Ｓを球形のＣａＳとして固定し延伸ＭｎＳの生成を抑制して穴広げ性を向上させるためにも添加することが必須である。これらの効果を有するために、Ｃａはその下限を０．０００５％とする。一方、Ｃａは、これが過多に鋼中に含まれてもその効果が飽和するうえ、製造コストの増加を招くので上限を０．００３％とする。

Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは、析出強化や、組織細細化により強度を向上させる元素として有効であるが、多量に添加すると、未再結晶域の温度が拡大されて、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を増大させる未再結晶状態の圧延集合組織を熱間圧延工程終了後に多く残存させてしまうので好ましくない。Ｎｂの含有量が０．０１％以下であれば、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が過剰に増大せず、許容できる範囲である。このため、Ｎｂの含有量は、その上限を０．０１％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｔｉは、ＴｉＮとして微細に析出して析出強化による鋼板の強度上昇に寄与する元素である。このような効果は、Ｔｉの含有量が０．００５％未満では不十分であるので、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上とする必要がある。また、Ｔｉは、炭化物（ＴｉＣ）を形成し、穴広げ性を劣化させる粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の形成を抑制する元素である。このためにも、Ｔｉは０．００５％以上の添加が必要である。Ｔｉの含有量が０．３％超であるとその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は０．３％以下とする。

また、Ｔｉは、鋳片の再加熱段階でＴｉＳとして析出することにより延伸介在物を形成するＭｎＳの析出を抑制する元素である。以上の効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｔｉの含有量が０．３％超であるとこれらの効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は、０．０５％以上、０．３％以下とすることが好ましい。

Ｖ ：０．０１〜０．１％
Ｖは、本発明において必須な元素の一つである。Ｖは、その添加によって、未再結晶域の温度を拡大させることなく、析出強化により熱延鋼板の強度を著しく増加させる元素である。Ｖの含有量は、０．０１％未満であると、このような強度と穴広げ性とをバランスよく備えるという効果が発揮されない。また、Ｖは、炭化物（ＶＣ）を形成し、穴広げ性を劣化させる粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の形成を抑制する元素である。このためにもＶは、０．０１％以上の添加が必要である。また、Ｖの含有量が０．１％超であると、熱延鋼板の製造時の製鋼工程において鋳片の割れを生じやすくなる。このため、Ｖの含有量は、０．０１％以上、０．１％以下とする。

以上が、本発明の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＲＥＭの成分を含有していてもよい。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。これらの元素は、必要に応じて一種又は二種以上添加してもよい。

Ｃｕの含有量は、０．１％未満であると強度向上の効果が得られず、１．０％超であると強度向上の効果が飽和するため、０．１％以上１．０％以下とするのが望ましい。

また、Ｎｉの含有量は、０．１％未満であると強度向上の効果が得られず、１．０％超であると強度向上の効果が飽和するため、０．１％以上１．０％以下とするのが望ましい。

Ｃｒの含有量は、０．１％未満であると強度向上の効果が得られず、１．０％超であると強度向上の効果が飽和するため、０．１％以上１．０％以下とするのが望ましい。

また、ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ＲＥＭの含有量は、０．０００５％未満であるとその効果が発揮されず、また、０．０２％超添加してもその効果が飽和して経済性が低下する。このため、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上、０．０２％以下とする。

また、本発明においては、必要に応じてＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを添加してもかまわない。

次に本発明を適用した熱延鋼板における集合組織、ミクロ組織の限定理由について説明する。

本発明においては、十分な強度と穴広げ率のバランスを得るために、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を２．０以下とする必要がある。Ｘ線ランダム強度比とは、Ｘ線回折測定において、ランダムな方位分布をもつ粉末試料のＸ線強度に対する、測定対象である熱延鋼板試料のＸ線強度の強度比のことである。Ｘ線ランダム強度比は、適切なＸ線管球を用いたディフラクトメーター法等を用いてα{２１１}面のＸ線回折強度の測定を行い、ランダムサンプルの回折強度との比較により測定するものとする。本発明において必須の化学成分並びに後述のミクロ組織の条件を満たしつつ、この｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．０以下とされていれば、熱延鋼板の高強度化を図りつつ穴広げ性を向上させることが可能となる。

本発明における鋼板のミクロ組織は、優れた穴広げ性（バーリング加工性）を確保するために、フェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織であればよい。これは、それらの組織の場合に、組織の硬さが比較的均一となり、延性破壊が抑制されて穴広げ性の向上を図ることが可能となるためである。

また、本発明における鋼板のミクロ組織は、不可避的なマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトを含むことを許容するものであるが、これらが過剰に含まれている場合、それらは硬質であるため延性破壊を助長し穴広げ性に悪影響を及ぼすため、これらを合わせたミクロ組織の体積分率は、５％以下とすることが望ましい。

なお、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト等のミクロ組織の調査は、鋼板の板幅をW、鋼板の板厚をｔとした場合において、鋼板の１／４W若しくは３／４W位置より切り出した試料のＬ断面を研磨し、ナイタール試薬を用いてこれをエッチングし、光学顕微鏡を用いて２００〜５００倍の倍率で観察された１／４ｔにおける視野の写真にて行った。

ここでいうフェライトとは、比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成する、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、結晶中にＴｉＣを初めとした諸々の析出物や多少の転位を含む組織も含むものとする。ここでは、ナイタール腐食写真で確認される、円相当径３μｍ以上の比較的等軸形状の結晶粒からなる組織をフェライトとした。

また、ベイナイトとは、フェライトよりも低温で生成するより微細でかつ伸張した組織よりなる組織である。ここでは、ナイタール腐食写真で確認される、円相当径が３μｍ以下の伸張した小さい結晶粒からなる組織をベイナイトとした。

また、パーライトとは、フェライトと層状のセメンタイトとからなる組織である。ここでは、ナイタール腐食写真で層状組織が確認された場合に、これをパーライトと同定した。

マルテンサイトとは、大よそ３５０℃以下の低温での変態により生ずる硬質の組織である。ここでは、ナイタール腐食写真で灰色の部分が確認された場合に、これをマルテンサイトとして同定した。

また、本発明において、より良好な引張強度、穴広げ性のバランスを得るためには、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下とすることが望ましい。ここでいう介在物の圧延方向長さの総和Mの意味は、上述した通りである。本発明では、従来より穴広げ性を劣化させる影響があることを知られている延伸介在物のみならず、所定の配列をした介在物群の圧延方向長さを抑制している点に特徴がある。また、更に優れた穴広げ性を得るうえためには、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０．０３ｍｍ／ｍｍ^２以下とすることが更に望ましい。因みに、介在物の圧延方向長さの総和Ｍは零であってもよい。

次に、本発明を適用した熱延鋼板を得るための好ましい製造方法について説明する。以下、各製造条件の限定理由について、詳細に述べる。

製鋼工程においては、高炉等によって溶銑を得た後に、これを転炉にて溶鋼としたうえで、得られた溶鋼を各種の二次精錬で溶製して上述の所定範囲の成分含有量となるよう成分調整を行なうことになる。

図７は、溶鋼を溶製する二次精錬工程を行うにあたって二次精錬装置としてＲＨを用いた場合のそのＲＨの構成を示す模式図である。二次精錬装置１は、溶鋼鍋２中に脱ガス槽３内に連通された二本の浸漬管４ａ、４ｂが浸漬をされて構成されている。また、この二次精錬装置１は、環流ガス吹込管５から溶鋼鍋２内の溶鋼６に供給されているＡｒ等の環流ガスが一方の浸漬管４ａ内に下方から吹き込まれるよう構成されている。二次精錬装置１における溶鋼鍋２内の溶鋼６は、溶鋼鍋２から一方の浸漬管４ａを介して上昇して脱ガス槽３に入り、脱ガス処理後に脱ガス槽３から他方の浸漬管４ｂを介して溶鋼鍋２に下降して戻るよう構成されている。溶鋼鍋２内の溶鋼６中には、環流ガス吹込管５又は別途設けた管から脱硫フラックスが吹き込まれており、溶鋼６が環流ガスによって攪拌されることによって溶鋼６の脱硫が行なわれることになる。

ここで、本発明においては、溶鋼を溶製するに際して、上述のように延伸介在物の圧延方向長さの総和Ｍが小さくなるように溶鋼環流の制御を行うことが好ましい。即ち、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下にするうえでは、溶鋼を溶製するに際し、ＲＨ等の二次精練装置を用いた溶鋼脱硫時に、脱硫フラックス添加後に溶鋼を３．０回以上、二次精練装置内で環流させることが好ましい。また、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０．０３ｍｍ／ｍｍ^２以下にするうえでは、溶鋼を４．０回以上環流させることが好ましい。溶鋼の環流回数については、上述の式（３）、（４）を用いるものとする。

なお、ここでは二次精錬装置としてＲＨを用いた例を示したが、他のＤＨ（Dortmund Horde）、ＬＦ（Ladle Furnace）等の二次精練装置を用いても構わないことは言うまでもない。

以上の点を除けば、製鋼工程中の他の工程について、特にその条件を限定するものではない。二次精錬後においては、二次精錬によって得られた溶鋼から、通常の連続鋳造、又は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して鋳片を得るようにすればよい。得られた鋳片は、通常ガス切断機等によって所定長さに切断された鋼片となる。なお、高炉にて溶銑を得る代わりに、原料として鉄スクラップを使用して、これを電炉にて溶解して溶鋼を得るようにしてもかまわない。また、連続鋳造によって鋳片等を得た場合には、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これを熱間圧延するようにしてもよい。

次に続いて、本発明における、熱間圧延工程での条件について説明する。図８は、熱間圧延工程における各工程での温度の条件を概略的に示す図である。

鋳片や鋼片を加熱するスラブ加熱工程Ｓ１におけるスラブ加熱温度は、目的とするランダム強度比、ミクロ組織を得るうえで、例えば、１１９０℃以上とする必要がある。また、このスラブ加熱温度は、目的とする引張強度と穴広げ性とを得るうえでは１２００℃以上であることが好ましい。これは、１２００℃未満で鋳片等を加熱した場合に、ＴｉやＮｂを含む析出物がスラブ中に十分に溶解せずに粗大化し、ＴｉやＮｂの析出物による析出強化能が得られなくなることに加え、これらが鋼材中に粗大な析出物として最後まで残留するため穴広げ性を劣化させるためである。なお、スラブ加熱温度の上限値は特に問わないが、スラブ加熱温度が１４００℃超であると、スケール欠陥の量が多量になり歩留まりが低下するので、スラブ加熱温度は１４００℃以下であることが望ましい。なお、スラブ加熱工程Ｓ１における加熱時間については特に問うものではない。

スラブ加熱工程Ｓ１の後は、加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延を行なう粗圧延工程Ｓ２に移行する。この粗圧延工程Ｓ２における粗圧延終了温度は特に問うものではないが、動的な再結晶を促進し結晶方位のランダム化を促進する観点から１１５０℃以上であることが望ましい。

粗圧延工程Ｓ２によって得られる粗バーの厚みは、特に問うものではないが、後述の仕上げ圧延工程において圧延歪みを軽減させる観点から小さいことが望ましく、２５ｍｍ以下であることが好ましい。

また、粗圧延工程Ｓ２終了から後述の仕上げ圧延工程Ｓ３開始までの時間は、特に問うものではないが、その間において３０秒以上保持することが望ましい。これは、保持時間が３０秒未満であると、オーステナイト粒の再結晶が促進されず、未再結晶状態の圧延集合組織が多く残存してしまうためである。

粗圧延工程Ｓ２の後は、粗圧延工程Ｓ２によって得られた粗バーに対して更に圧延を施す仕上げ圧延工程Ｓ３に移行する。この仕上げ圧延工程Ｓ３における仕上げ圧延終了温度は、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を増加させる原因となる未再結晶状態の圧延集合組織が残存するのを避けるため９５０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが好ましい。

なお、仕上げ圧延工程Ｓ３における仕上げ圧延開始温度は、圧延後において再結晶を促進させる観点からは、高温である方が好ましく、１０５０℃以上とすることが望ましい。また、仕上げ圧延工程Ｓ３における最終パスの圧下率は特に問うものではないし、圧延速度等についても特に問わない。

また、粗圧延工程Ｓ２と仕上げ圧延工程Ｓ３とにおいては、粗バーの圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御するように、各圧延機内又は圧延機間において加熱装置を設置し、熱間圧延中の温度のバラツキを低減させるように制御してもよい。

また、粗圧延工程Ｓ２と仕上げ圧延工程Ｓ３との間において、必要に応じて高水圧を用いたデスケーリングを行なうようにしてもよい。

仕上げ圧延工程Ｓ３の後は、仕上げ圧延によって得られた熱延鋼板をランアウトテーブルで冷却する冷却工程Ｓ４に移行する。冷却工程Ｓ４においては、２０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却する必要がある。これは、冷却速度が２０℃／秒未満であると、パーライト相が生成されたり、ＴｉＣの析出物が粗大化してしまうことにより、強度が得られなくなり、かつ穴広げ性も劣化するためである。また、これは、６００℃超で冷却を停止すると、ＴｉＣの析出物が粗大化してしまうことにより、強度が得られなくなり、かつ穴広げ性も劣化するためである。この冷却は、巻き取り温度〜巻き取り温度＋２０℃の温度域まで行なう。

また、冷却工程Ｓ４においては、熱間圧延の後、初めに冷却速度を２０℃／秒以上とした強冷却を行ない、強冷却の後、５５０℃以上６５０℃以下の温度域で、１５℃／秒以下の冷却速度で緩冷却を行うことが望ましい。この場合、緩冷却を行なう時間は、１秒以上５秒以下とすることが望ましい。これにより、微細な析出物の析出が促進され、得られる熱延鋼板の強度が向上する。緩冷却の開始温度を６５０℃以下としたのは、緩冷却の開始温度が６５０℃超であると、ＴｉＣなどの鋼材の強度向上に寄与する析出物が粗大に析出しやすく、かえって強度低下を招きやすいためである。緩冷却の終了温度を５５０℃以上としたのは、それ以下の温度では短時間で微細にＴｉＣを析出させる効果が小さく、強度増加に対する寄与が小さいためである。

緩冷却の冷却速度を１５℃／秒以下としたのは、緩冷却速度が１５℃／秒超であると、微細な析出物が十分に析出しないためである。なお、緩冷却の冷却速度の下限値は特に限定しない。

また、緩冷却の時間を１秒以上としたのは、これが１秒未満であると、微細な析出物が十分に析出されないためである。また、緩冷却の時間を５秒以下としたのは、これが５秒超であると、かえって析出物が粗大に析出するため、強度低下を招くためである。

緩冷却の後は、再び、冷却速度を２０℃／秒以上とした強冷却を行う必要がある。緩冷却の後に強冷却を行わないと析出物が粗大に析出し、強度低下を招く可能性があるためである。この強冷却は、６００℃以下の温度域まで行い、具体的には、巻き取り温度〜巻き取り温度＋２０℃の温度域まで行う。

なお、ランアウトテーブルにおいての強冷却は、例えば、水冷、又はミスト等による冷却で行なわれ、緩冷却は、例えば、空冷によって行なわれる。

冷却工程Ｓ４の後は、冷却工程Ｓ４を経て得られた熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程Ｓ５に移行する。巻き取り工程Ｓ５においては、５５０℃以下の温度域で熱延鋼板を巻き取る必要がある。巻き取り温度が５５０℃超であると、加工性に好ましくないパーライト等の粗大炭化物を含む相が生成し、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を増大させる恐れがあるうえ、析出物が粗大に析出し穴広げ性を劣化させるため好ましくない。従って、巻き取り工程Ｓ５における巻き取り温度は、５５０℃以下とする。なお、巻き取り工程Ｓ５における巻き取り温度は、４００℃未満ではＴｉ等の炭化物が粒界に析出しにくくなり、炭化物による析出強化能が十分に得られない恐れがあるので、巻き取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。また、巻き取り工程の後は、巻き取り温度から室温や所定の温度域にまで徐冷することになる。

なお、可動転位の導入による延性の向上や鋼板形状の矯正を図ることを目的として、全工程終了後において圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すようにしてもよい。また、全工程終了後において、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、得られた熱延鋼板を酸洗するようにしてもよい。また、熱間圧延終了後又は酸洗後に、得られた熱延鋼板に対してインライン若しくはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス、又は圧下率４０％以下の冷汗圧延を施してもよい。

また、本発明を適用した熱延鋼板は、鋳造後、各圧延工程後、冷却後の何れかの場合において、溶融めっきラインにて熱処理を施す、若しくは全工程終了後の熱延鋼板に対して溶融めっき法による表面処理を施すようにして、熱延鋼板の耐食性を向上させてもよい。また、溶融めっきに加えて合金化処理を施すようにしてもよいのは勿論である。

次に、本発明を適用した高強度熱延鋼板の実施例について詳細に説明する。

まず、下記の表２に示す化学成分を有する鋼番Ａ〜Ｋの鋼片を転炉の溶製後、二次精錬によって得たうえで、得られた鋼片を連続鋳造後に直接、又は再加熱した後に、表３に示す製造条件を経て、板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。このようにして得られた熱延鋼板の機械的性質並びにミクロ組織等を表４に示す。

なお、表３、表４における下線を付した数値、文字は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを示すものである。また、表３における溶鋼環流回数を求めるにあたって、上述の式（５）における定数ｋは４とした。また、表３における「緩冷却の有無」とは、冷却工程Ｓ４において冷却速度１５℃／秒以下の緩冷却を行なったか否かを示しており、「強冷却速度」とは、冷却速度２０℃／秒以上で行なう強冷却での実際の冷却速度を示しており、「緩冷却速度」とは、冷却速度１５℃／秒以下の緩冷却での実際の冷却速度を示している。また、「保持時間」とは、冷却速度１５℃／秒以下の緩冷却を行なう時間のことを示している。表３の、「強冷却１」、「強冷却２」は、緩冷却を行なう場合は図８で示される「強冷却1」、「強冷却２」の冷却条件を示すこととし、緩冷却を行わない場合はその冷却条件を「強冷却１」にのみ示すこととした。

穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法に従い評価したものである。表４におけるλは穴広げ率のことである。また、引張試験は、得られた熱延鋼板をＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従い評価したものである。表４におけるＴＳは引張強度、Ｅｌは破断伸びのことである。また、各X線ランダム強度比は、対象サンプルのＸ線回折試験片にて測定される所定の結晶面からのＸ線回折強度と、ランダムサンプルにおいて同様に測定したＸ線回折強度の比である。ここで、Ｘ線回折試験片は、板厚方向中心部まで研削、化学研磨された２０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルにより測定した。また、ミクロ組織は、ナイタール腐食写真を確認することにより測定することとし、例えば、フェライトのみが確認された場合は単に「フェライト」とのみ記載し、フェライトとベイナイトの何れもが確認された場合は「フェライト＋ベイナイト」と記載することとした。得られた熱延鋼板の機械的性質の評価においては、穴広げ率が９０％以上の条件を満たすものを本発明の範囲内である本発明例とし、穴広げ率がこの条件を満たさないものを本発明の範囲外である比較例とした。表４において、機械的性質の評価が上記の条件を満たすものを「○」で記載し、上記の条件を満たさないものを「×」で記載した。

本発明に沿うものは、鋼番１〜１１、２１〜２３である。これらの熱延鋼板は、所定量の鋼成分を含有し、ミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織からなり、更に{２１１}面のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴としている。これらの熱延鋼板は、穴広げ率が９０％以上とされている。鋼番１〜１０は、引張強度が７８０ＭＰａ以上、穴広げ率が９０％以上とされており、強度と穴広げ率とがバランスよく得られている。鋼番８〜１０、２３は、溶鋼環流回数Ｍが多く、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが特に少ないため、穴広げ率が何れも１００％以上と特に良好である。

鋼番１１は、スラブ加熱温度が１２００℃未満とされていることにより、析出物が粗大化してしまい、引張強度が７８０ＭＰａ以上、穴広げ率９０％以上の強度と穴広げ率とのバランスのよい熱延鋼板が得られていない。

鋼番２１は、Ｔｉが０．０５未満と好ましい範囲外とされていることにより、延伸したＭｎＳが鋼板中に多く含まれてしまい、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２超と好ましい範囲外とされている。鋼番２２は、Ｓが０，００５超と好ましい範囲外とされていることにより、延伸したＭｎＳが鋼板中に多く含まれてしまい、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２超と好ましい範囲外とされている。

鋼番１２は、組成、ミクロ組織が本発明の範囲内であるものの、｛２１１｝面Ｘ線ランダム強度比が本発明の範囲外とされているため、目的とする穴広げ率が得られていない。これは、仕上げ圧延終了温度が９５０℃未満とされることによって、｛２１１｝面の集合組織が多く残存してしまうためである。

鋼番１３は、組成、集合組織が本発明の範囲内であるが、ミクロ組織が本発明の範囲外とされているため、目的とする穴広げ率が得られていない。これは、強冷却での冷却速度が２０℃／秒未満とされることにより、パーライト等の粗大な析出物が生成したためと考えられる。

鋼番１４は、組成、集合組織が本発明の範囲内であるが、ミクロ組織が本発明の範囲外とされているため、目的とする穴広げ率が得られていない。これは、巻き取り温度が５５０℃超とされることによって、パーライト等の粗大な析出物が生成したためと考えられる。

鋼番１５〜１８は、集合組織、ミクロ組織、製造工程が本発明の範囲内であるが、Ｎｂが過多に含有されているため、集合組織が発達しており、目的とする穴広げ率が得られていない。

鋼番１９は、集合組織、ミクロ組織、製造工程が本発明の範囲内であるが、Ｖが含有されておらず、組成が本発明の範囲外であるため、目的とする穴広げ率が得られていない。

鋼番２０は、集合組織、ミクロ組織、製造工程が本発明の範囲内であるが、Ｖが含有されておらず、組成が本発明の範囲外であるため、目的とする強度、穴広げ率のバランスが得られていない。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．１％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．０５〜３．０％、
   Ｐ ≦０．１％、
   Ｓ ≦０．０３％、
   Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
   Ｎ ≦０．００５％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
   Ｎｂ≦０．０１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
   Ｖ：０．０１〜０．１％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
   そのミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織から成り、
   かつ、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．０以下であること
   を特徴とする穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板。
2. さらに質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜１．０％、
   Ｎｉ：０．１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．１〜１．０％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
   のうち何れか一種又は二種以上を含有すること
   を特徴とする請求項１に記載の穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板。
3. 前記鋼板は、Ｓ及びＴｉの含有量が、質量％で、
   Ｓ ≦０．００５％
   Ｔｉ：０．０５〜０．３％
   であり、
   板幅方向を法線に持つ断面において、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μm以下の間隔を空けて並んだ円相当径が３μｍ以上である介在物の集まりからなり、圧延方向長さが３０μｍ以上の介在物群と、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して５０μｍ超の間隔を空け、円相当径が３μｍ以上であり、圧延方向長さが３０μｍ以上に延伸されてなる介在物との断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であること
   を特徴とする請求項１又は２記載の穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を有する鋳片又は鋼片を１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延を９５０℃以上の温度域で終了させ、その後、２０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却した後、５５０℃以下の温度で巻き取ること
   を特徴とする穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を有する鋳片又は鋼片を１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延を９５０℃以上の温度域で終了させ、その後、２０℃／秒以上の冷却速度で６５０℃以下まで冷却し、次いで５５０℃以上６５０℃以下の温度域において１５℃／秒以下の冷却速度で１秒以上冷却し、更に２０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却した後、５５０℃以下の温度で巻き取ること
   特徴とする穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
6. 上記鋳片又は鋼片は、請求項３に記載の成分を有する溶鋼を溶製するに際し、二次精錬装置で脱硫用フラックス添加後に３．０回以上環流させた溶鋼から得られたものであること
   を特徴とする請求項４又は５に記載の穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

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