JP2012001776A - バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】バーリング性に優れる高強度熱延鋼板を提供する。
【解決手段】Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］、Ｎ含有量を［Ｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］、Ｃ含有量を［Ｃ］、Ｂ含有量を［Ｂ］としたとき、以下の式を満たし、０．０１２＜［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）、［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）≦０．０３、固溶Ｃと固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²超１２個／ｎｍ²以下であり、さらに鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が２μm以下であり、板厚中心での平均結晶粒径が９μｍ以下であり、且つ板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２以下であり、結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であるとともに、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上とする。
【選択図】図８

Description

本発明は、バーリング性に優れる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、自動車の燃費向上を目的として各種部材の軽量化のため、鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化やＡｌ合金等の軽金属の適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの著しく高価であるという欠点があるため、その適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に推進するためには、鋼板の高強度化による薄肉化が必要とされる。

鋼板の高強度化は、一般的に成形性（加工性）等の材料特性の劣化を伴うため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板の開発において重要となる。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と高強度性とを如何に高次元でバランス良く発揮させるかが重要である。

例えば、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、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行った後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施されるために良好な穴広げ性（λ値）が求められる。

また、このような部材に対して用いられる鋼板は、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面近傍に疵や微小割れが発生する場合があり、これら発生した疵や微小割れを起点に疲労亀裂が発生し、疲労耐久性が低下することが懸念される。また、成形後に部品として自動車に取り付け後に衝突等による衝撃を受けても部材が破壊しにくい、特に寒冷地での耐衝撃性確保のためには低温靭性をも向上させる必要性があった。この低温靭性は、vTrs(シャルピー破面遷移温度)等で規定されるものである。このため、上記鋼材の端面においては、疲労耐久性や耐衝撃性を向上させるために疵や微小割れを生じさせないとともに、耐衝撃性そのものを考慮することも必要とされている。

これらの端面に発生した疵や微小割れとしては、例えば特許文献１に示すように、端面の板厚方向に平行に発生する割れが知られている。以後、この割れを「はがれ」と称する。

さらに、シートレール、シートベルトバックル、ホイールディスク等の自動車部材に対して用いられる鋼板としては、意匠性及び高成形性に優れる高強度鋼板が求められる。

このように高強度性と、特に成形性のような各種材料特性とを両立するために鋼組織をフェライトが９０％以上とし、残部をベイナイトとすることで高強度と延性、穴広げ性とを両立する鋼板の製造方法が開示されている。（例えば、特許文献２参照。）

しかしながら、特許文献２に開示される技術を適用して製造される鋼板は、打ち抜き後にはがれが発生することを検証しており、疲労亀裂が進展し疲労耐久性が劣化することが懸念される。

また、Ｍｏを添加し析出物を微細化することで高強度でありながら優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板の技術が開示されている（例えば、特許文献３，４）。

しかしながら、上述した特許文献３、４に開示された技術を適用した鋼板は、高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上添加することを必須としているため製造コストが高いという問題点がある。また、特許文献３、４に開示されている技術においては、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面での疵や微小割れを抑制する技術について何ら開示されていない。

また、鋼板に対してこの低温靭性を向上させる研究は、従来から進展しているものの、あくまで高強度でありながら、はがれを抑制しつつ、穴広げ性を向上させ、しかも低温靭性をも両立させたバーリング性に優れる高強度熱延鋼板は、上述した特許文献１〜４を以ってしても特段開示されていない。

ＷＯ／２００８／１２３３６６ 特開平６−２９３９１０号公報 特開２００２−３２２５４０号公報 特開２００２−３２２５４１号公報

金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページ 「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

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、高強度でありながら厳しい加工性及び穴広げ性が要求される部材への適用が可能であり、かつ低温靭性も高く、さらに、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での疵や微小割れに対する耐性に優れた７８０ＭＰａ級以上の鋼板グレードであるバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とするものである。

上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、以下に示すバーリング性に優れる高強度熱延鋼板を発明した。

１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．７〜２．３％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０２％以下
Ａｌ：０．００１〜１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．００５％未満、
Ｔｉ：０．０２〜０．１３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有し、
Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］、Ｎ含有量を［Ｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］、Ｃ含有量を［Ｃ］、Ｂ含有量を［Ｂ］としたとき、以下の式を満たし、
０．０１２＜［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）、
［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）≦０．０３
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
固溶Ｃと固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²超１２個／ｎｍ²以下であり、さらに鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が２μm以下であり、板厚中心での平均結晶粒径が９μｍ以下であり、且つ板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２以下であり、
結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であるとともに、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であることを特徴とするバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。

２）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
のいずれか一種又は二種以上を含有することを特徴とする１）に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。

３）さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
のいずれか一種又は二種を含有することを特徴とする１）又は２）に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。

４）幅方向を法線に持つ断面上で圧延方向の直線上に並んで互いに５０μｍ以内に存在し、かつ円相当径３μｍ以上である介在物の集まりからなり、かつ長さが３０μｍ以上の介在物群の長さ、および圧延方向の直線上の５０μｍ以内に他の介在物がない位置に存在し、かつ圧延方向に３０μｍ以上に延伸した円相当径３μｍ以上の介在物の長さの断面１ｍｍ²当たりの長さの総和が０．２５ｍｍ以下であることを特徴とする１）ないし３）のうち何れか１に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。

（５） １）ないし３）のいずれか1に記載の成分を有する鋼片を、以下の式を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ（℃）以上１２６０℃以下に加熱し、
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ(［Ｔｉ］×［Ｃ］)｝−２７３
さらに粗圧延を１０８０℃以上１１５０℃以下の温度で、且つ粗圧延最終段とその前段の累積圧下率が４０％以上６５％以下で行い、
その後１５０秒以内に仕上げ圧延を１０５０℃以上で開始し、最終パスの圧下率が１５％超２５％以下となり、仕上げ圧延終了温度ＦＴが
８４８＋２１６７×［Ｎｂ］+４０３５３×［Ｂ］≦ＦＴ≦９５５＋１３８９×［Ｎｂ］
となる温度域で仕上げ圧延を終了し、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、かつ巻取温度ＣＴが仕上げ圧延終了温度ＦＴに対して、８.１２×ｅｘｐ（４８６３／（ＦＴ＋２７３））℃≦ＣＴ≦６４０℃の関係を満たし且つ５６０℃以上６４０℃以下で巻き取ることを特徴とするバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明はバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものであり、これらの鋼板を用いることにより厳しい加工性及び穴拡げ性が要求される部材への適用が容易である。また、これら鋼板は、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での疵や微小割れに対する耐性に優れ、更に優れた低温靭性をも併せ持つ７８０ＭＰａ級以上のグレードの高強度鋼板を安価に安定して製造できる。このため、本発明は工業的価値が高い発明であるといえる。

固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界偏析密度と巻取り温度との関係におけるはがれの有無を示す図である。 粒界セメンタイト粒径と穴広げ値との関係を示す図である。 巻取り温度と粒界セメンタイト粒径との関係を示す図である。 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。 平均結晶粒径と低温靭性の指標であるｖＴｒｓの関係を示す図である。 ＴｉＣを含む析出物のサイズ及び密度と引張強度との関係を示す図である。 ＴｉＣを含む析出物の平均粒径と密度において本発明範囲の仕上げ圧延終了温度および巻取り温度の範囲を示す図である。 仕上げ圧延終了温度ＦＴと｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比、平均結晶粒径との関係を示す図である。

以下に、本発明を実施するための形態として、バーリング性に優れる高強度熱延鋼板（以下、単に熱延鋼板という。）について、詳細に説明する。なお、以下では、組成における質量％を、単に％と記載する。

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。

まず表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し、熱延鋼板の製造プロセスのうち、熱延鋼板の材質への影響が大きい仕上げ圧延終了温度と巻き取り温度を変化させて熱延鋼板を製造した。具体的には、加熱温度を１２６０℃、仕上げ圧延終了温度を７５０〜１０００℃とした条件で熱間圧延した後、平均冷却速度４０℃／ｓｅｃ前後で冷却し、０〜７５０℃の温度で巻き取りを行い、板厚２．９ｍｍの熱延鋼板を製造し、各種調査を行った。

以下の調査には、特に言及しない場合には、鋼板幅の１／４もしくは３／４位置より切り出した試料を用いた。

なお、本明細書中において、表中の１^*は、［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）で、２^*は［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）ある。式中では、Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］、Ｎ含有量を［Ｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］、Ｃ含有量を［Ｃ］、Ｂ含有量を［Ｂ］としている。ここで鋼ＡはＴｉ，Ｎｂ，Ｂを添加していない鋼、鋼Ｂは、Ｂを添加していない鋼であり、鋼ＤはＢを添加した鋼である。

本発明者らは、まずはがれを抑制する条件について検討した。本発明者らの研究によって、はがれの発生に対しては、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が影響することが明らかになっている。また固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度は巻取り温度が影響することがわかっている。

そこで、得られた熱延鋼板について巻き取り温度と固溶Ｃと固溶Ｂの粒界偏析密度との関係における破断面割れの有無を調査した。

ここで、本調査において、はがれ、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度は、以下に示す方法に従って評価した。

はがれの有無は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法と同様な方法でクリアランスを２０％として打ち抜き、その打ち抜き面を目視にて確認した。

粒界及び粒内に存在している固溶Ｃ、固溶Ｂを測定には、三次元アトムプローブ法を用いた。１９８８年にオックスフォード大学のA.Cerezoらにより開発された位置敏感型アトムプローブ(position sensitive atom probe,PoSAP)は、アトムプローブの検出器に位置敏感型検出器(position sensitive detector)を取り入れており、分析に際してアパーチャーを用いずに検出器に到達した原子の飛行時間と位置を同時に測定することができる装置である。この装置を用いれば試料表面に存在する合金中の全構成元素を原子レベルの空間分解能で２次元マップとして表示することが出来るばかりでなく、電界蒸発現象を用いて試料表面を一原子層ずつ蒸発させることにより、２次元マップを深さ方向に拡張していくことにより３次元マップとして表示・分析ができる。粒界観察には、粒界部を含むＰｏＳＡＰ用針状試料を作製するためにＦＩＢ(収束イオンビーム)装置/日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切出した試料を電解研磨により針形状にするために任意形状走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。その試料を、ＳＩＭ(走査イオン顕微鏡)のチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを生かし、観察しながら粒界を特定しイオンビームで切断した。三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰで、測定条件は、試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料の粒界、粒内それぞれ三回測定してその平均値を代表値とした。

測定値よりバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積あたりの原子密度として定義され、これを粒界個数密度（粒界偏析密度）(個/ｎｍ²)とした。したがって、粒界に存在する固溶Ｃとは、まさに粒界に存在するＣ原子のことであり、粒界に存在する固溶Ｂとは、まさに粒界に存在するＢ原子のことである。

本発明における固溶Ｃと固溶Ｂの合計の粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界単位面積あたりの密度と定義する。この値は、固溶Ｃ及び固溶Ｂの測定値を足し合わせた値である。

原子マップで三次元的に原子の分布がわかるので、粒界位置にＣ原子、Ｂ原子の個数が多いことが確認できる。なお、析出物ならば、原子数、他の原子（例えば、Ｔｉ等）の位置関係で特定可能である。

調査結果を図１に示す。図１は、固溶Ｃと固溶Ｂの合計の粒界個数密度と巻取り温度（ＣＴ）との関係におけるはがれの有無を示している。この図１において、塗りつぶされていないプロット（図中では“Ｏｐｅｎ“という。）は、はがれが発生しなかったものであり、塗りつぶされているプロット（図中では“Ｓｏｌｉｄ“という。）は、はがれが発生したものである。

図１より、まず固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²超の場合に、はがれを抑制できることがわかった。４．５個／ｎｍ²以下ではがれを生じたのは、粒界の強度が粒内に比べて相対的に低下したためと推定される。

次に、巻き取り温度との関係では、Ｔｉ、Ｎｂを添加してない鋼Ａは何れの巻取り温度でも固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²超であり、はがれが発生しないが、Ｔｉ,Ｎｂと添加した鋼Ｂ，Ｄでは巻取り温度が高くなると固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²以下となりはがれが発生した。

これは、鋼Ａでは、Ｔｉ，Ｎｂを添加していないため巻取り温度が高くなってもＴｉＣ等の析出が起きず、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度は高いままであるのに対し、鋼Ｂ、Ｄでは、巻取り温度が高くなると粒界に偏析していた固溶Ｃが主に巻取り後にＴｉＣとして粒内に析出してしまい、固溶Ｃの粒界個数密度が減少したと推定される。

鋼Ｄで鋼Ｂよりも高い巻取り温度まで４．５個／ｎｍ²超の粒界個数密度が得られるのは、Ｂを添加しているため、ＣがＴｉＣとして粒内に析出しても、固溶Ｂが粒界に偏析することで、固溶Ｃの粒界における減少を補填することが可能となるためである。

次に本発明者らは、穴広げ性を向上させる条件について検討した。得られた鋼板について各種調査を行った結果、穴広げ性に対しては粒界セメンタイト粒径と集合組織の影響が特に大きいことが判明した。

ここで、本調査において、穴広げ値、粒界セメンタイト粒径及び集合組織は、以下に示す方法に従って評価した。

穴広げ値は、供試鋼より圧延方向長さが１５０ｍｍ、板幅方向長さが１５０ｍｍである試験片を製作し、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。穴広げ性の評価にあたっては、一の供試鋼から１０枚の試験片を製作し、製作した各試験片に穴広げ試験を行なって得られた測定値を算術平均して穴広げ値とした。

粒界に析出している粒界セメンタイト粒径は、供試鋼の鋼板板幅の１／４Ｗ若しくは３／４Ｗ位置より切出した試料の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。粒界に観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることを確認した。なお、本調査において粒界セメンタイト粒径は、一視野において観察された全粒界セメンタイトの画像処理等により円相当粒径として測定し、測定値より算出される平均値と定義する。

集合組織は、Ｘ線回折により調査した。板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より３０ｍｍφに切り取った試片に三山仕上の研削を行い、次いで化学研磨または電解研磨によって歪みを除去してＸ線回折に供する試料を作製した。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。Ｘ線による結晶方位の測定は、例えば新版カリティＸ線回折要論（１９８６年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ）２７４〜２９６頁に記載の方法に従う。

調査結果を以下に示す。

まず、図２は、粒界セメンタイト粒径と穴広げ値との関係を示す。

また図２より、穴広げ値と粒界セメンタイト粒径とは相関関係があることが認められ、粒界セメンタイト粒径が小さいほど穴広げ値が向上し、粒界セメンタイト粒径が２μｍ以下になると穴広げ値８０％以上が得られることが新たに知見された。

結晶粒界に存在するセメンタイトの粒径が小さいほど穴広げ率が向上するのは、以下の理由によるものと考えられる。

まず、穴広げ値に代表される伸びフランジ加工、バーリング加工性は、打ち抜きもしくはせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受けると考えられる。

このボイドは、母相粒界に析出するセメンタイト相が母相粒に対してある程度大きい場合に、母相粒の界面近傍における母相粒が過剰な応力を受けるため発生すると考えられる。

しかし粒界セメンタイト粒径が小さい場合は、母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくくなるため、穴広げ値が向上すると考えられる。

図３は、巻取り温度と粒界セメンタイト粒径との関係を示す。

いずれも巻取り温度が高くなるにつれて粒界セメンタイト粒径は大きくなるが、ある温度以上になると粒界セメンタイト粒径が急激に小さくなる傾向を示す。特にＴｉ，Ｎｂを含有する鋼Ｂ，Ｄでは粒界セメンタイト粒径の減少が顕著であり、巻取り温度が５６０℃以上であれば２μｍ以下となる。これは次のように考えられる。

α相でのセメンタイトの析出温度にはノーズ域があると考えられている。これは、α相中のＣの過飽和度を駆動力とする核生成とＣおよびＦｅの拡散に律速されるＦｅ₃Ｃの粒成長のバランスにより表現されることが知られている。巻取り温度がこのノーズよりも低温であると、Ｃの過飽和度は大きく核生成の駆動力は大きいが、低温のため殆ど拡散できず、粒界、粒内に限らずセメンタイトの析出は抑制され、析出したとしてもサイズは小さい。一方、巻取り温度がノーズ域温度よりも高温になると、Ｃの溶解度が上がり、核生成の駆動力は減少するなるものの、拡散距離は大きくなり、密度は少なくなるもののサイズは粗大化する傾向を示す。しかしながら、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物を形成する元素を含む場合は、Ｔｉ，Ｎｂのα相での析出ノーズがセメンタイトのそれよりも高温側にあるためにその析出のためにＣが奪われ、セメンタイトの析出量、サイズともに減少する。

次に集合組織の影響について調査した結果を示す。各鋼番の供試鋼で各巻取り温度一定でＦＴを変化させたものについて、穴広げ値と集合組織の関係を整理した。その結果、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、図４に示すように、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、ここでいう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。

図４に示すように、｛２１１｝面Ｘ線ランダム強度比が小さいほど穴広げ値が向上することが分かる。α｛２１１｝面強度が高い場合に穴広げ率が劣化する理由は、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ｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀と定義すると、この場合においてはｒ₀とｒ₄₅及びｒ₉₀との差が大きくなるうえ、ｒ₉₀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。

なお、Ａ鋼で、｛２１１｝面Ｘ線ランダム強度比が２以下であるにもかかわらず穴広げ値が低いのは、粒界セメンタイト粒径が大きいためである。

このα｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比は、図８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（ＦＴ）が高温であるほど、低減することが発見された。

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、未再結晶オーステナイトからの変態集合組織の集積度を表してい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オーステナイトの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。

次に本発明者らは、低温靭性について調査した。低温靭性は、Ｖノッチシャルピー衝撃試験で得られるｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）にて評価した。ここで、Ｖノッチシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２０２に基づいて試験片を作製し、これについてＪＩＳＺ２２４２で規定される内容でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＴｒｓを測定した。

また、低温靭性には組織の平均結晶粒径の影響が大きいため、板厚中心での平均結晶粒径の測定も行った。切出したミクロサンプルよりまず、結晶粒径とミクロ組織を測定するためにＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。サンプルはコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨し、倍率４００倍、１６０μｍ×２５６μｍエリア、測定ステップ０．５μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。

ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域で、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。解析は数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明においては、その結晶粒の方位差を一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である１５°と定義してマッピングした画像より粒を可視化し、平均結晶粒径を求めた。ここで「平均結晶粒径」とはＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TMにて得られる値である。

図５は、平均結晶粒径とｖＴｒｓの関係を示している。ｖＴｒｓは、平均結晶粒径が細粒であるほど低温化し靭性が向上する。本発明では平均結晶粒径が９μｍ以下でｖＴｒｓが目標である−２０℃以下となり寒冷地での使用に耐えうることが分かる。

また、低温靭性に直接係わる平均結晶粒径は仕上げ圧延終了温度が低温ほど細粒になり低温靭性が向上するが、上述した穴広げ値の支配因子の一つである｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比は仕上げ圧延温度に対して平均結晶粒径とは逆の相関を示しており、この穴広げ値と低温靭性を両立する技術はこれまで全く示されていなかった。

本発明者らはさらに詳細な検討で、平均結晶粒径と｛２１１｝面Ｘ線ランダム強度比をそれぞれ適正な値とし、低温靭性と穴広げ値の双方をバランスよく両立させるためには、後述するようにＮｂ量、粗圧延温度、粗圧延の最終段とその前段の圧下率、仕上げ圧延終了温度、および仕上げ圧延最終パス圧下率を制御すればよいことを新たに知見した。

次に本発明者らは、高強度を得るための条件について調査した。熱延鋼板の場合、析出強化で高強度化することが一般的であり、Ｔｉを含有した鋼板の場合、ＴｉＣを含む析出物の影響が大きい。

この調査では、上述した表１に示す鋼成分のうち、供試鋼Ｄについて、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径、密度と、引張り強度との関係を調査した。なお、製造条件は前述した通りである。

ここで、ＴｉＣ析出物サイズ及びＴｉＣ析出物密度の測定は、三次元アトムプローブ測定法により、以下のようにして行った。

まず、測定対象の試料から、切断および電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製する。三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。ＴｉＣ析出物の立体分布像の体積とＴｉＣ析出物の数からＴｉＣ析出物の個数密度が求まる。

また、上記ＴｉＣ析出物のサイズは、観察されたＴｉＣ析出物の構成原子数とＴｉＣの格子定数から、析出物を球状と仮定し算出した直径をサイズとする。任意に３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定し、その平均値を求める。

また、熱延板の引張試験は、供試材を、まず、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って行った。

図６にＴｉＣを含む析出物の平均粒径、密度と引張強度の関係を示す。成分が一定であれば、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径と密度はほぼ逆相関の関係がある。プロットの中の数字が引張強度（ＭＰａ）を示すが、引張強度７８０ＭＰａ以上を得るためには、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であり且つその密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であることが必要であることがわかる。即ち、先行技術と比較して、引張強度を高く維持しつつ、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径を小さくすることができ、しかも析出物密度を高くすることができる範囲に制御することが可能となる。

なお、図６の左下のプロットは、仕上げ圧延終了温度、巻取り温度がともに低い場合であり、ＴｉＣを含む析出物はほとんど観察されず、強度も低かった。

図７は、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径と密度において本発明範囲の仕上げ圧延終了温度および巻取り温度の範囲を示している。

この図７では、“○”がＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であり且つその密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であり、本発明範囲を意味するものである。また“◆”は、３ｎｍ超もしくは１×１０¹⁶個／ｃｍ³未満を意味するものである。更に“■”は、ＴｉＣを含む析出物が観察されなかった場合を示している。

図７から、ＣＴ≧８.１２×ｅｘｐ（４８６３／（ＦＴ＋２７３））且つＣＴ≦６５０℃の範囲でＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下且つその密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上となることが明らかとなった。また、この範囲であれば後述する本発明の成分で、強度が７８０ＭＰａ以上となり析出強化能が十分発揮されていることを確認した。この強度向上のメカニズムは、ＴｉＣの析出強化に基づくものである。

本発明者らは、上述のような基礎的研究によっ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。

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。

Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、結晶粒界に偏析し、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面でのはがれを抑制する効果を持つとともに、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度向上に寄与する。また、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる元素である。Ｃの含有量は、０．０２％未満では、析出強化による強度向上とはがれ抑制の効果を得ることが出来ず、０．０６％超含有していると穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、穴広げ値が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０２％以上０．０６％以下の範囲に限定した。また、強度の向上とともに、延性の向上を考慮すると、Ｃの含有量は、０．０３〜０．０５％であることが望ましい。

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有する。Ｓｉ含有量は、０．０１％以上添加した場合に上記効果を発揮するが、２．０％を超えて添加しても強度上昇に寄与する効果が飽和してしまう。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上２．０％以下の範囲に限定した。また、Ｓｉは、０．１超％添加することでその含有量の増加に伴い、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、Ｎｂ，Ｔｉの炭化微細析出物の析出を促進する効果があり、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。またこのＳｉが１．０％を超えてしまうと鉄系炭化物の析出抑制の効果は飽和してしまう。従って、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は、０．１超〜１．０％である。

Ｍｎ：０．７〜２．３％
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量は、０．７％未満ではこの効果を得ることが出来ず、２．３％超添加してもこの効果が飽和する。このため、Ｍｎ含有量は、０．７％以上２．３％以下の範囲に限定した。また、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するためにＭｎ以外の元素が十分に添加されない場合には、Ｍｎ含有量（[Ｍｎ]）とＳ含有量（[Ｓ]）が質量％で[Ｍｎ]／[Ｓ]≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、その含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させて焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が、１．０％未満では発揮しにくいので、１．０％以上添加することが望ましい。また、１．６％超添加するとオーステナイト域温度が低温に成りすぎてフェライト変態で微細に析出するＮｂ，Ｔｉの炭化物を得にくくなる。したがって、望ましくは１．０％以上１．６％以下である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。特に、穴広げ性や溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０２％以下であることが望ましい。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＡ系介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００３％以下が望ましい。

Ａｌ：０．００１〜１％
Ａｌは、鋼の精錬工程における溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％とする。また、Ａｌをあまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化させるので０．０６％以下であることが望ましい。更に望ましくは０．０４％以下である。また、Ｓｉと同様に材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制する効果を得るためには、０．０１６％以上含有させることが望ましい。従って、さらに望ましくは０．０１６％以上０．０４％以下である。

Ｎｂ：０．００１〜０．００５％未満
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制する元素である。すなわち、Ｎｂの添加は、未再結晶オーステナイトからのγ→α変態集合組織を強める。この集合組織の指標で｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が増加すると穴広げ性が劣化する。しかしながら、Ｎｂ含有量を０．００５％未満とし、後述する仕上げ圧延の終了温度の下限を規定とすることで未再結晶オーステナイトからのγ→α変態集合組織を弱め、穴広げ性の劣化を回避できる。一方、Ｎｂは鋼板の平均結晶粒径を微細化させる機能も発揮し、これにより低温靭性の向上にも寄与する。これらの効果を最低限得るためにＮｂの添加は必須であり、その下限は０．００１％である。そこで、Ｎｂの含有量は、０．００１％以上０．００５％未満に限定した。

Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定し析出強化に有効なＴｉ及びＮｂを減少させ、これにより引張強度の低下を招く。従って、Ｎの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容できる範囲である。また、高温で析出するＴｉ、Ｎｂの窒化物は粗大になりやすく、脆性破壊の起点となり低温靭性を低下させるので、０．００６％以下とすることが望ましい。また、耐時効性の観点からは０．００５％以下とすることが更に望ましい。

Ｔｉ：０．０２〜０．１３％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。圧延終了後の冷却中もしくは巻取り後のγ→α変態時に炭化物として微細析出し、析出強化により強度を向上させる。さらに、Ｔｉは、炭化物としてＣを固定してＴｉＣとし、バーリング性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。これに加えて、Ｔｉは、熱間圧延工程での鋼片の加熱時にＴｉＳとして析出することにより延伸介在物を形成するＭｎＳの析出を抑制し、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを低減させる元素である。これらの効果を得るためには、少なくとも０．０２％以上のＴｉ添加が必要であり、より望ましい含有量は０．０９％以上である。一方、０．１３％超添加してもこれらの効果が飽和する。このため、Ｔｉの含有量は、０．０２％以上０．１３％以下に限定した。Ｔｉの含有量は、より望ましくは０．０９％以上０．１１％以下である。

Ｂ：０．０００２〜０．００２％
Ｂは、Ｃと同様に粒界に偏析し、粒界強度を高めるのに有効な元素である。すなわち、固溶Ｃとともに固溶Ｂとして粒界に偏析させることにより、はがれの防止を実現する上で有効に作用する。かかる効果を発揮させるためには、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度を４．５個／ｎｍ²超で１２個／ｎｍ²以下の範囲に設定する必要があるが、ＣがＴｉＣとして粒内に析出しても、Ｂが粒界に偏析することで、Ｃの粒界における減少を補填することが可能となる。このＣの粒界における減少を補填するためには、Ｂを少なくとも０．０００２％添加しなければ、固溶Ｃとともにはがれ（破断面割れ）の防止の機能を発揮しえない。またＢが０．００２％を超えて添加した場合には、Ｎｂと同様に熱間圧延でのオーステナイトの再結晶を抑制する元素であり、未再結晶オーステナイトからのγ→α変態集合組織を強める。この集合組織の指標で｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が増加すると穴広げ性が劣化する。このため、Ｂの含有量は、０．０００２％以上０．００２％以下としている。また、Ｂは焼入れ性を向上させ、バーリング性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする効果がある。その効果を得るためには０．００１％以上を含有することが望ましい。一方、Ｂは、連続鋳造後の冷却工程でスラブ割れが懸念される元素であり、この観点からはその含有量は０．００１５％以下が望ましい。すなわち、望ましくは０．００１％以上０．００１５％以下である。

０．０１２＜［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）・・・・・・・・・（１）
上記数式（１）の右辺は、はがれの発生に影響する固溶Ｃ，固溶Ｂと成り得るＣ量とＢ量の指標であり、［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］と定義される前段部と、負の値として１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）と定義される後段部とに分けることができる。

前段部分は、Ｂ含有量をＢとＣの原子量を考慮してＣ当量化したものをＣ含有量に加えたものである。一方後段部分は、ＴｉＣとして析出し得るＣ量を表すものであり、Ｃと結合してＴｉＣを析出させ得るＴｉ量をＣとＴｉの原子量比である１２／４８倍したものである。前段部分から後段部分を引いたものが固溶Ｃ、固溶Ｂと成り得るＣ量、Ｂ量となる。

ＴｉはＣと結合してＴｉＣとして析出する前にＮやＳと結合してＴｉＮやＴｉＳとして消費される。また、Ｎｂを含有しているとＮｂはＴｉと置換してＣやＮと結合しＴｉＮｂ（ＣＮ）として析出する。以上の考え方を基に各元素の原子量を考慮して整理したものが後段の式であり、Ｃと結合してＴｉＣとなり得る固溶Ｔｉ量を表す。

本発明で規定する巻取り温度範囲においては上記数式（１）の右辺がＢの添加を必須とした条件で０．０１２以下では、Ｔｉと結合しない、残存した固溶Ｃが少なすぎてしまい、打ち抜き後にはがれが発生するのを防止することができないことが分かったため、数式（１）を規定する。

［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）≦０．０３・・・・・・・・・（２）
上記数式（２）の左辺はＴｉＣ析出後固溶Ｃとして残り得るＣ量を示すが、これが０．０３以下の場合には、残存するＣが適量であることから、セメンタイト粒径を２μm以下とすることが可能となるが、０．０３を超えるとセメンタイト粒径が２μm超となってしまい、穴広げ性を低下させてしまうことが分かったため、数式（２）を規定する。

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、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭを含有していてもよい。以下に、各元素の成分限定理由について述べる。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、析出強化も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り、これらのいずれか一種又は二種以上を添加してもよい。しかし、Ｃｕ含有量が０．０２％未満、Ｎｉ含有量が０．０１％未満、Ｍｏ含有量が０．０１％未満、Ｖ含有量が０．０１％未満、Ｃｒ含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。また、Ｃｕ含有量が１．２％超、Ｎｉ含有量が０．６％超、Ｍｏ含有量が１％超、Ｖ含有量が０．２％超、Ｃｒ含有量が１％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０２％以上１．２％以下、Ｎｉ含有量は０．０１％以上０．６％以下、Ｍｏ含有量は０．０１％以上１％以下、Ｖ含有量は０．０１％以上０．２％以下、Ｃｒ含有量は０．０１％以上１％以下であることが望ましい。 Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ及びＲＥＭの含有量は、０．０００５％未満添加しても上記効果を発揮しない。また、Ｃａの含有量を０．００５％超、ＲＥＭの含有量を０．０２％超添加しても上記効果が飽和して経済性が低下する。従ってＣａ含有量は０．０００５％以上０．００５％以下、ＲＥＭ含有量は、０．０００５以上０．０２％以下の量を添加することが望ましい。

なお、これらを主成分とする熱延鋼板には、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇ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があるので０．０５％以下が望ましい。

次に本発明を適用した熱延鋼板におけるミクロ組織等の冶金的因子について詳細に説明する。

打ち抜き又はせん断加工時に発生するはがれを抑制するためには粒界強度を向上させる必要があるため、上述のように粒界強度の向上に寄与する粒界近傍の固溶Ｃ、固溶Ｂの量を制限する。固溶Ｃ、Ｂの粒界偏析密度は、４．５個／ｎｍ²以下である場合に、上述する効果を十分に発揮せず、一方、１２個／ｎｍ²超では効果が飽和する。従って、固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界偏析密度は、４．５個／ｎｍ²超１２個／ｎｍ²以下とする。なお、粒界強度を向上させ、打ち抜き又はせん断加工時に発生するはがれをより効果的に抑制するためには、この固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度の下限を５個／ｎｍ²以上とすることが望ましく、さらに望ましい範囲としては６個／ｎｍ²以上である。

なお、本発明における固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界偏析密度とは固溶Ｃ、固溶Ｂのそれぞれの粒界偏析密度の足し合わせたものをいう。

穴広げ値に代表される伸びフランジ加工性及びバーリング加工性は、打ち抜きもしくはせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受ける。ボイドは、母相粒界に析出するセメンタイト相が母相粒に対してある程度の大きさがある場合に、母相粒の界面近傍における母相粒が過剰な応力集中を受けるため発生する。しかしセメンタイト粒径が２μm以下のサイズの場合は、母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくいことから穴広げ性が向上する。従って、粒界セメンタイト粒径は、２μm以下に制限する。

圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の限定については前述のように｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が大きいほど穴広げ性が劣化することが知見され、引張強度７８０ＭＰａ級の鋼板グレードにおいて目標とする８０％以上の穴広げ値を得るためには、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２以下であることが必要であることが判明した。

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前述したようにα｛２１１｝面が多いことにより圧延方向に対して９０°方向（板幅方向）の塑性歪比（ｒ値）ｒ₉₀が大きく低下することになり、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。

平均結晶粒径の限定については、ＪＩＳＺ２２０２に基づく試験片を用いてＪＩＳＺ２２４２で規定されるＶノッチシャルピー衝撃試験法にて評価する低温靭性で少なくとも−２０℃の延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）を得るためには、その平均結晶粒径が９μｍ以下であることが必要である。これは、平均結晶粒径が９μｍ超となるとへき開破壊の障害となる粒界が減少しｖＴｒｓが寒冷地での使用で問題となる−２０℃超となる恐れがあるので平均結晶粒径は９μｍ以下とする。

なお、本発明を適用した熱延鋼板の母相のミクロ組織は連続冷却変態組織（Ｚｗ）が望ましい。また、本発明を適用した熱延鋼板の母相のミクロ組織は、これら加工性と一様伸びに代表される延性を両立させるために、体積率で２０％以下のポリゴナルフェライト（ＰＦ）が含まれてもよい。因みに、ミクロ組織の体積率とは、測定視野における面積分率をいう。

ここで、本発明おける連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織をいう。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚ_w）とは、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項にあるように、主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_B）と、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_B）と、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_q）とから構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γ_r）と、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）とを含むミクロ組織であると定義される。なお、α_qとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦ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とするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がα_qである。本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°_B、α_B、α_q、γ_r、ＭＡのうちいずれか一種又は二種以上を含むミクロ組織と定義される。なお、少量のγ_r、ＭＡはその合計量を３％以下とする。
この連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では判別しにくい場合がある。その場合は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TMを用いて判別する。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法とは、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｉｎｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短時間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TM法による解析は、数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明おいては、その各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚｗ）と便宜的に定義しても良い。

さらに、圧延方向の長さが３０μｍ以上に延伸した介在物（以下、延伸介在物という）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５０μｍ以下の間隔で３０μｍ以上の長さに並んでいる介在物の集まり（以下、介在物群という）が存在すると穴広げ値が低下する可能性があることがわかった。したがって、延伸介在物と介在物群の単位面積当たりの圧延方向長さの総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ２であることが好ましい。

ここで、介在物群の圧延方向長さＬ１や延伸介在物の圧延方向長さＬ２は、下記の式（３）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（４）に従い数値Ｍ（ｍｍ／ｍｍ²）を求め、得られたＭを単位面積（１ｍｍ²）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（３）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（ｍｍ²）のことである。

なお、上述の介在物の調査は、板幅方向中央部の３００ｍｍの部分から試験片を採取し、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断面の観察を行う。

次に、本発明を適用した熱延鋼板の製造方法の限定理由について、以下に詳細に説明する。

本発明において、熱間圧延工程に先行して行う、上述した成分を有する鋼片の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、上述した成分を有する鋼片の製造方法としては、高炉、転炉や電炉等による溶製工程に引き続き、各種の２次精練工程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、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工程を行うようにしてもよい。なお、原料にはスクラップを使用しても構わない。また、連続鋳造によってスラブを得た場合には、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熱間圧延してもよい。

上述した製造方法により得られたスラブは、熱間圧延工程前にスラブ加熱工程において、下記数式（５）に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度（＝ＳＲＴｍｉｎ）以上で加熱炉内にて加熱する。

ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ(［Ｔｉ］×［Ｃ］)｝−２７３・・・・・・（５）

ここで、Ｔｉの含有量（％）を[Ｔｉ]、Ｃの含有量（％）を[Ｃ]とし、ＳＲＴｍｉｎは、ＴｉとＣとの積よりＮｂ，Ｔｉの炭窒化物の溶体化温度を求めたものである。なお、本来はＮｂとＮも影響するが、本発明範囲であるＮｂが０．００５％未満の範囲においてはＴｉとＣに比較して含有量が少なく影響も小さいため、数式（５）からは省略している。

加熱温度がＳＲＴｍｉｎ未満であるとＮｂ、Ｔｉの炭窒化物が十分に母材中に溶解しない。この場合は、圧延終了後の冷却中もしくは巻取り後にＮｂ、Ｔｉが炭化物として微細析出することにより、析出強化を利用した強度を向上させる効果が得られない。従って、スラブ加熱工程における加熱温度は上記式（５）にて算出されるＳＲＴｍｉｎ以上とする。

また、スラブ加熱工程における加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は１２６０℃以下とする。従ってこのスラブ加熱工程における加熱温度は、上記数式（５）に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度以上１２６０℃以下と制限する。なお、１０８０℃未満の加熱温度では、スケジュール上操業効率を著しく損なうため、加熱温度は１０８０℃以上が望ましい。

また、スラブ加熱工程における加熱時間については特に定めないが、Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、上述した加熱温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合はこの限りではない。

スラブ加熱工程の後は、特に待つことなく加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延を行う粗圧延工程を開始し粗バーを得る。この粗圧延工程は、以下に説明する理由により１０８０℃以上１１５０℃以下の温度で行う。即ち、粗圧延終了温度が１０８０℃未満では、Ｘ線ランダム強度比が大きくなり、穴広げ性が低下してしまう。また、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたす恐れがある。一方、この粗圧延終了温度が１１５０℃超では、平均結晶粒径が大きくなってｖＴｒｓを低下させる要因となるばかりでなく、粗圧延中に生成する二次スケールが成長しすぎて、後に実施するデスケーリングや仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となる恐れがある。さらにこの粗圧延終了温度が１１５０℃超では、介在物が延伸し穴広げ性を劣化させる原因となる場合がある。またさらに、粗圧延の最終段とその前段の圧下率が４０％未満であると、やはり、平均結晶粒径が大きくなってｖＴｒｓを低下させる要因となる。一方、６５％超では、Ｘ線ランダム強度比が大きくなり、穴広げ性が低下してしまう。さらに６５％超では、介在物が延伸し穴広げ性を劣化させる原因となる場合がある。

なお、粗圧延工程終了後に得られた粗バーについては、粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間で各粗バーを接合し、連続的に仕上げ圧延工程を行うようなエンドレス圧延を行うようにしてもよい。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納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

また、熱間圧延工程の際に、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望む場合がある。この場合は、必要に応じて、粗圧延工程の粗圧延機と仕上げ圧延工程の仕上げ圧延機との間、又は仕上げ圧延工程中の各スタンド間において、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制御できる加熱装置で粗バーを加熱してもよい。加熱装置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々な加熱手段が考えられるが、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可能であれば、いかなる公知の手段を用いてもよい。なお、加熱装置の方式としては、工業的に温度の制御応答性が良い誘導加熱方式が好ましく、誘導加熱方式でも板幅方向でシフト可能な複数のトランスバース型誘導加熱装置を設置すれば、板幅に応じて板幅方向の温度分布を任意にコントロールできるのでより好ましい。さらに、加熱装置の方式としては、トランスバース型誘導加熱装置と共に板幅全体加熱に優れるソレノイド型誘導加熱装置との組み合わせにより構成される装置が最も好ましい。

これらの加熱装置を用いて温度制御する場合には、加熱装置による加熱量の制御が必要となる場合がある。この場合は、粗バー内部の温度は実測できないため、装入スラブ温度、スラブ在炉時間、加熱炉雰囲気温度、加熱炉抽出温度、さらにテーブルローラーの搬送時間等の予め測定された実績データを用いて、粗バーが加熱装置に到着時の圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度分布を推定してこれらの加熱装置による加熱量を制御することが望ましい。

なお、誘導加熱装置による加熱量の制御は、例えば、以下のようにして制御する。誘導加熱装置（トランスバース型誘導加熱装置）の特性として、コイルに交流電流を通じると、その内側に磁場を生ずる。そして、この中に置かれている導電体には、電磁誘導作用により磁束と直角の円周方向にコイル電流と反対の向きの渦電流が起こり、そのジュール熱によって導電体は加熱される。渦電流は、コイル内側の表面に最も強く発生し、内側に向かって指数関数的に低減する（この現象を表皮効果という）。したがって、周波数が小さいほど電流浸透深さが大きくなり、厚み方向に均一な加熱パターンが得られ、逆に、周波数が大きいほど電流浸透深さが小さくなり、厚み方向に表層をピークとした過加熱の小さな加熱パターンが得られることが知られている。よって、トランスバース型誘導加熱装置によって、粗バーの圧延方向、板幅方向の加熱は従来と同様に行なうことができ、また、板厚方向の加熱は、トランスバース型誘導加熱装置の周波数変更によって浸透深さを可変化して板厚方向の加熱温度パターンを操作することでその温度分布の均一化を行なうことができる。なお、この場合は、周波数変更可変型の誘導加熱装置を用いることが好ましいが、コンデンサーの調整によって周波数変更を行ってもよい。また、誘導加熱装置による加熱量の制御は、周波数の異なるインダクターを複数配置して必要な厚み方向加熱パターンが得られるように夫々の加熱量の配分を変更してもよい。さらに、誘導加熱装置による加熱量の制御は、被加熱材とのエアーギャップを変更すると周波数が変動するため、エアーギャップを変更して所望の周波数及び加熱パターンを得るようにしてもよい。

また、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さＲｙは、１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば、非特許文献１に記載されている通り熱延又は酸洗ままの鋼板の疲労強度は、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。この表面粗度を得るためには、デスケーリングにおいて、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ×流量Ｌ≧０．００３の条件を満たすことが望ましい。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秒以内に行うのが望ましい。

粗圧延工程が終了した後、仕上げ圧延工程を開始する。ここで、粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は１５０秒以下とする。

粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間が１５０秒超であると、粗バー内のオーステナイト中においてＴｉ及びＮｂが粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの炭化物として析出する。Ｔｉ及びＮｂは、後の冷却中もしくは巻取り後にフェライト中で微細に析出し、析出強化により強度に寄与する元素であるため、この段階において炭化物として析出させ、固溶Ｔｉ、Ｎｂを減少させると、熱延鋼板の強度向上が望めない。また、粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの析出により、熱延鋼板の最終製品としての一形態であるホットコイルにおいて固溶Ｃの絶対量が不足するため、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界偏析密度が４．５個／ｎｍ²以下となりはがれが発生し易くなる。

仕上げ圧延工程においては、仕上げ圧延開始温度を１０５０℃以上とする。仕上げ圧延開始温度が１０５０℃未満である場合は、各仕上げ圧延パスにおいて圧延対象の粗バーに与えられる圧延温度が低温化する傾向がある。また、仕上げ圧延開始温度が１０５０℃未満である場合、所定の結晶方位からなる集合組織に影響を及ぼす。即ち、仕上げ圧延開始温度が１０５０℃未満である場合には、Ｘ線ランダム強度比が大きくなり、穴広げ性が低下してしまう。この温度域では、Ｎｂ、Ｔｉの固溶限の低下に伴い、仕上げ圧延中にオーステナイト中に粗大なＴｉＣ、ＮｂＣが析出し易くなる。粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの析出により、熱延鋼板の最終製品としての一形態であるホットコイルにおいて固溶Ｃの絶対量が不足するため、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界偏析密度が４．５個／ｎｍ²以下となりはがれが発生し易くなる。

このように仕上げ圧延工程において粗大なＴｉＣ、ＮｂＣが析出した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、はがれが発生しやすくなる。従って、仕上げ圧延工程においては、仕上げ圧延開始温度を１０５０℃以上とする。

なお、仕上げ圧延開始温度の上限は特に規定しないが、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で鋼板地鉄と表面スケールの間にウロコ状の紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生する恐れがあるため、１１５０℃未満であることが望ましい。

また、仕上げ圧延工程においては、最終パスの圧下率が１５％以下であるとオーステナイトを再結晶によって細粒化することができず、最終的な製品板での平均結晶粒径が９μｍ以下とならず目的とする低温靭性が得られない。

一方、最終パスの圧下率が２５％超では、過度のひずみの導入により熱延鋼板内部の転位密度が必要以上に増加する。また、最終パスの圧下率が２５％超では、所定の結晶方位からなる集合組織に影響を及ぼし、Ｘ線ランダム強度比が大きくなり、穴広げ性が低下してしまう。仕上げ圧延工程終了後において、転位密度の高い領域は、ひずみエネルギーが高いため、フェライト組織に変態し易く、フェライト分率が２０％超となる。このような変態により形成されたフェライトは、あまり炭素を固溶せずに析出するため、母層中に含まれていた炭素がオーステナイトとフェライトとの界面に集中しやすく、界面において粗大なＮｂＣ、ＴｉＣが析出し易くなる。

このように仕上げ圧延工程において粗大なＴｉＣ、ＮｂＣが析出した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、はがれが発生しやすくなる。従って、仕上げ圧延工程における最終パスの圧下率は、１５％超２５％以下に制限する。

さらに、仕上げ圧延終了温度は集合組織や平均結晶粒径に影響を及ぼすが、その影響する温度範囲はＮｂとＢの含有量によって変化し、以下の数式（６）で表わされることを明らかにした。

８４８＋２１６７×［Ｎｂ］+４０３５３×［Ｂ］≦ＦＴ≦９５５＋１３８９×［Ｎｂ］ ・・・（６）

仕上げ圧延終了温度がＮｂとＢの含有量の関数であるＦＴの式（６）の下限値未満の場合は、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２超となり、穴広げ性が劣化してしまう。その根拠としては、図８に示すように、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が、熱間圧延工程における仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が高温であるほど、低減することからも示唆されている。このＦＴ下限の式（６）がＮｂ、Ｂに依存する理由は何れもオーステナイトでの再結晶抑制元素であり、その未再結晶圧延温度域がこれら元素の含有量に依存するからである。一方、仕上げ圧延終了温度がＮｂの含有量の関数であるＦＴの式（６）の上限値超である場合は、変態後の平均粒径が粗大化し、９μｍ超となり靭性が劣化する。

このＦＴ上限に式がＮｂに依存する理由は、Ｎｂがオーステナイト再結晶温度域において再結晶粒の粒成長を抑制する元素であるためである。また、同様な理由で仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間は１０秒以内が望ましい。

なお、本発明において圧延速度については特に限定しないが、仕上げ最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であるとやはりγ粒が成長粗大化し、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少してしまい延性が劣化する恐れがある。また、上限については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上１８００ｍｐｍ以下が現実的である。従って、仕上げ圧延工程において圧延速度は、必要に応じて４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下とすることが望ましい。

仕上げ圧延工程終了後は、仕上げ圧延終了温度から後述する巻き取り工程における巻取り開始温度まで、得られた鋼板を以下に示す理由により冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で冷却する冷却工程を行う。即ち、仕上げ圧延工程終了後から巻き取り工程までの冷却中に、セメンタイトとＴｉＣ、ＮｂＣ等の析出核生成の競合が起こりこの冷却速度は、１５℃／ｓｅｃ未満であるとセメンタイトの析出核の生成が優先されてしまい、後の巻取り工程において粒界に２μm超のセメンタイトへ成長し、穴広げ性が劣化してしまう。また、この冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満である場合、平均結晶粒径が増大してｖＴｒｓが大きくなってしまう。また、セメンタイトの成長によりＴｉＣ、ＮｂＣ等の炭化物の微細析出が抑制され強度が低下する懸念がある。さらに、後述するように例え巻取り温度が６５０℃以下もしくは５５０℃以下であっても、冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満であるとセメンタイトへの成長が助長され、固溶Ｃ及び／又はＢの粒界偏析密度が４．５個／ｎｍ²以下となりはがれが発生する恐れがある。このため、冷却速度を１５℃／ｓｅｃとした。なお、冷却工程における冷却速度の上限は、特に限定しなくとも本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりを考慮すると、３００℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。

また、冷却工程においては、より優れた伸びフランジ加工、バーリング加工性を得るためにミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とすることが望ましいが、このミクロ組織を得るための冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上であれば十分である。
即ち、１５℃／ｓｅｃ以上、５０℃／ｓｅｃ以下程度が安定した製造ができる領域であり、更に実施例に示すように、３０℃／ｓｅｃ以下の領域が更に安定して製造できる領域である。

ミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とする場合においては、バーリング性をそれほど劣化させずに延性を向上させることを目的として、必要に応じて体積率で２０％以下のポリゴナルフェライトを含ませるようにしてもよい。この場合は、仕上げ圧延工程終了後から巻き取り工程を開始するまでの冷却工程において、Ａｒ₃変態点温度からＡｒ₁変態点温度までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留させてもよい。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度に寄与しなくなる恐れがある。これより、冷却工程において連続冷却変態組織中にポリゴナルフェライトを含ませる事を目的として行う滞留時間は、必要に応じて１秒以上２０秒以下とすることが望ましい。また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるためにＡｒ₁変態点温度以上８６０℃以下が望ましい。さらに、１〜２０秒間の滞留時間は、生産性を極端に低下させないために１〜１０秒間とすることがより望ましい。また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓｅｃ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ₁変態点温度以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓｅｃ以下が望ましい。

なお、Ａｒ₃変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、Ｓｉの含有量（％）を[Ｓｉ]、Ｃｒの含有量（％）を[Ｃｒ]、Ｃｕの含有量（％）を[Ｃｕ]、Ｍｏの含有量（％）を[Ｍｏ]、Ｎｉの含有量を[Ｎｉ]とすると、下記数式（７）のように記述される。

Ａｒ₃＝９１０−３１０×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]−８０×[Ｍｎｅｑ]・・・（７）

ただしＢが添加されていない場合、[Ｍｎｅｑ]は下記数式（８）によって示される。
[Ｍｎｅｑ]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋[Ｎｉ]／２＋１０（[Ｎｂ]−０．０２）・・・・・（８）

または、Ｂが添加されている場合、[Ｍｎｅｑ]は下記数式（９）によって示される。
[Ｍｎｅｑ]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋[Ｎｉ]／２＋１０（[Ｎｂ]−０．０２）＋１・・・・・（９）
巻き取り工程においては、巻取り温度がＦＴの関数として式（１０）で表わされる下限温度よりも低いと、引張強度７８０ＭＰａ以上を得るために必要な平均粒径が３ｎｍ以下であり且つその密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であるＴｉＣを含む析出物を得られない。

８.１２×ｅｘｐ（４８６３／（ＦＴ＋２７３））℃≦ＣＴ ・・・（１０）

また、巻取り温度が５６０℃未満であると粒界に析出しているセメンタイトの粒径が２μm超となり穴広げ値が劣化する。

一方、巻き取り温度が６４０℃超であると固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界偏析密度が４．５個／ｎｍ²以下となり破断面割れが発生する。従って、巻き取り工程における巻取り温度ＣＴは、８.１２×ｅｘｐ（４８６３／（ＦＴ＋２７３））℃≦ＣＴ≦６４０℃の関係を満たし且つ５６０℃以上６４０℃以下と制限する。

なお、本発明では、この巻取り温度を５６０℃以上６４０℃以下の温度領域に設定している。これにより、ＴｉＣが析出しにくくなり、固溶Ｃ、固溶Ｂが粒界において残存しやすい状態を作り出すことにより、固溶Ｃ、固溶Ｂの粒界個数密度を４．５個／ｎｍ²超とすることが可能となる。これに伴って、式（１）の下限を０．０１２超としたものである。

なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、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、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施しても構わない。

更に、本発明を適用した熱延鋼板は、鋳造後、熱間圧延後、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してもよく、更にこれらの熱延鋼板に対して別途表面処理を施すようにしてもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性が向上する。

なお、酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。合金化処理を施すことにより、熱延鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接等の各種溶接に対する溶接抵抗性が向上する。

以下に、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。

表２に示す化学成分を有するａ〜ｘの鋳片を転炉、二次精錬工程にて溶製して、連続鋳造後直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で２．０〜３．６ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取り、熱延鋼板を作製した。より詳細には、表３に示す製造条件に従って、熱延鋼板を作製した。なお、表中の化学組成についての表示は、全て質量％である。

更に表中の１^*は、 ［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）、表中の２^*は、 ［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）を表す。また、表２における成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物をいい、更に表２、表３及び表４における下線は、本発明の範囲外であることをいう。

ここで、「成分」とは表２に示した各記号に対応した成分を有する鋼を、「溶体化温度」とは数式（１）にて算出される最小スラブ再加熱温度を、「ＦＴ下限」とは数式（６）にて算出される仕上げ圧延終了温度の下限値を、「ＦＴ上限」とは数式（６）にて算出される仕上げ圧延終了温度の上限値を、「Ａｒ₃変態点温度」とは数式（７）にて算出される温度を、「ＣＴ下限」とは数式（１０）にて算出される巻取り温度の下限値をいう。また「加熱温度」とは加熱工程における加熱温度を、「保持時間」とは加熱工程における所定の加熱温度での保持時間を、「粗圧延終了温度」とは粗圧延が終了する温度を、「粗累積圧下率」とは粗圧延の最終段とその前段の累積圧下率を、「粗／仕上パス間時間」とは粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間を、「仕上げ圧延開始温度」とは仕上げ圧延工程を開始する温度をいう。更に、「仕上最終パス圧下率」とは、仕上げ圧延工程における最終パスでの圧下率を、「仕上げ圧延終了温度」とは、仕上げ圧延工程を終了する温度を、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延工程を終了した後、冷却工程において冷却を開始するまでの時間を、「冷却速度」とは、滞留時間を除いた、ランナウトテーブルにおける冷却工程の開始から巻き取り工程までの平均冷却速度を、「巻取り温度」とは、巻き取り工程においてコイラーにて巻取る温度を示している。

得られた鋼板の評価方法は、前述の方法と同一である。ここで、「粒界偏析密度」とは、粒界近傍の固溶Ｃ、固溶Ｂの量の粒界面積当たりの原子個数を、「セメンタイト径」とは、粒界に析出しているセメンタイト粒径を、「平均結晶粒径」とは、ＥＢＳＰ-ＯＩＭ^TMで測定した平均結晶粒径を、「｛２１１｝面Ｘ線ランダム強度比」とは圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（α｛２１１｝面強度）を、「ＴｉＣサイズ」とは３Ｄ-ＡＰにより測定したＴｉＣ（Ｎｂと若干のＮを含んでも良い）の平均析出物サイズを、「ＴｉＣ密度」とはＤ-ＡＰにより測定したＴｉＣの単位体積当たりの平均個数を、「フェライト分率」とはＥＢＳＰ-ＯＩＭ^TMで測定したＫＡＭ≦１°の分率を、「介在物」とは延伸介在物と介在物群の単位面積当たりの圧延方向長さの総和Ｍを示している。

また、「引張試験」結果は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片の結果を示す。表中、「ＹＰ」は降伏点、「ＴＳ」は引張強さ、「ＥＩ」は伸びをそれぞれ示す。「穴広げ」結果は、ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法で得られた結果を、「破断面割れ」結果は、その有無を目視にて確認した結果を示し、はがれが無い場合を「無」と示し、はがれがある場合を「有」と示した。「靭性」はサブサイズのＶノッチシャルピー試験で得られた遷移温度を示している。

本発明に沿うものは、鋼番１、２、４、１６、１７、１８，１９，２０、２１、２２の１０鋼である。これらの鋼板は、所定の量の鋼成分を含有し、粒界に析出しているセメンタイト粒径が２μm以下であり、固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界偏析密度が４．５個／ｎｍ²超１２個／ｎｍ²以下であり、板厚中心の平均結晶粒径が９μｍ以下であり、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２以下であり、さらに結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であるとともに、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であることを特徴した７８０ＭＰａ級以上のグレードの高強度鋼板が得られている。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼番３は、加熱温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、ＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり十分な引張強度が得られていない。

鋼番５は、粗圧延温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番６は、粗圧延の累積圧下率が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり低温靭性が悪い。

鋼番７は、粗／仕上げパス間時間が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であので、ＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり十分な引張強度が得られていない。また、粒界偏析密度がともに本発明の範囲外でありはがれが起きる。

鋼番８は、仕上げ圧延開始温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、ＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり十分な引張強度が得られていない。

鋼番９は、仕上げ最終パス圧下率が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり低温靭性が悪い。

鋼番１０は、仕上げ最終パス圧下率が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限範囲外であるので、粒界偏析密度、ＴｉＣのサイズがともに本発明の範囲外でありはがれが起き、十分な引張強度が得られていない。

鋼番１１は、仕上げ圧延終了温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり低温靭性が悪い。

鋼番１２は、仕上げ圧延終了温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番１３は、冷却工程における冷却速度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度、セメンタイト粒径およびＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり、はがれが起き、穴広げ値と引張強度が低い。

鋼番１４は、巻取り温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限範囲外であるので、粒界偏析密度およびＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり、はがれが起き、引張強度が低い。

鋼番１５は、巻取り温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、セメンタイト粒径およびＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり、穴広げ値と引張強度が低い。

鋼番２３は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２４は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２５は、Ｎｂ、の含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２６は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２７は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２８は、Ｎｂの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番２９は、Ｎｂの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番３０は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量と式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起き、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番３１は、Ｃ、Ｎｂの含有量および式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こり、また、ＴｉＣの密度が本発明の範囲外であり、強度も低く、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、穴広げ値も低い。

鋼番３２は、Ｃの含有量および式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こり、また、ＴｉＣ密度が本発明の範囲外であり、強度も低い。

鋼番３３は、Ｎｂ、Ｃの含有量および２^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり、且つ、セメンタイト粒径が本発明範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番３４は、Ｃの含有量および２^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、セメンタイト粒径が本発明範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番３５は、Ｎｂの含有量が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番３６は、Ｎｂの含有量が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、平均結晶粒径が本発明の範囲外であり低温靭性が悪い。

鋼番３７は、Ｔｉの含有量および式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こる。

鋼番３８は、Ｎｂ、Ｔｉの含有量および式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こり、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番３９は、Ｔｉの含有量および２^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、ＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり、強度が低く、セメンタイト粒径が本発明範囲外であり穴広げ値も低い。

鋼番４０は、ＮｂおよびＴｉの含有量が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低く、また、ＴｉＣのサイズ、密度が本発明の範囲外であり、強度も低い。

鋼番４１は、Ｂの含有量が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こる。

鋼番４２は、Ｎｂ、Ｂの含有量および式１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こり、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番４３は、１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の下限範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こる。

鋼番４４は、Ｎｂ含有量および１^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、粒界偏析密度が本発明範囲外でありはがれが起こり、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番４５は、２^*の値が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限範囲外であるので、セメンタイト粒径が本発明範囲外であり穴広げ値が低い。

鋼番４６は、Ｎｂ含有量が本発明の熱延鋼板の製造方法の上限限範囲外であるので、｛２１１｝Ｘランダム強度比が本発明の範囲外であり穴広げ値が低い。

本発明で製造した鋼板は、高強度性及び穴広げ性が厳しく要求される、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材をはじめとして、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品などあらゆる用途に用いることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．０６％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．７〜２．３％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   Ｎ：０．０２％以下、
   Ａｌ：０．００１〜１％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．００５％未満、
   Ｔｉ：０．０２〜０．１３％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有し、
   Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］、Ｎ含有量を［Ｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］、Ｃ含有量を［Ｃ］、Ｂ含有量を［Ｂ］としたとき、以下の式を満たし、
   ０．０１２＜［Ｃ］＋１２／１１［Ｂ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）、
   ［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］+４８／９３［Ｎｂ］−４８／１４［Ｎ］−４８／３２［Ｓ］）≦０．０３
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   固溶Ｃと固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ²超１２個／ｎｍ²以下であり、さらに鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が２μm以下であり、板厚中心での平均結晶粒径が９μｍ以下であり、且つ板厚中心での｛２１１｝ランダム強度比が２以下であり、
   結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であるとともに、その密度が１×１０¹⁶個／ｃｍ³以上であることを特徴とするバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
2. さらに質量％で、
   Ｃｕ：０．０２〜１．２％、
   Ｎｉ：０．０１〜０．６％、
   Ｍｏ：０．０１〜１％、
   Ｖ：０．０１〜０．２％、
   Ｃｒ：０．０１〜１％、
   のいず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に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
3. さらに質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
   のいずれか一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
4. 幅方向を法線に持つ断面上で圧延方向の直線上に並んで互いに５０μｍ以内に存在し、かつ円相当径３μｍ以上である介在物の集まりからなり、かつ長さが３０μｍ以上の介在物群の長さ、および圧延方向の直線上の５０μｍ以内に他の介在物がない位置に存在し、かつ圧延方向に３０μｍ以上に延伸した円相当径３μｍ以上の介在物の長さの断面１ｍｍ²当たりの長さの総和が０．２５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし請求項３のうち何れか１項に記載のバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
5. 請求項１ないし請求項３のいずれか1項に記載の成分を有する鋼片を、以下の式を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ（℃）以上１２６０℃以下に加熱し、
   ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ(［Ｔｉ］×［Ｃ］)｝−２７３
   さらに粗圧延を１０８０℃以上１１５０℃以下の温度で、且つ粗圧延最終段とその前段の累積圧下率が４０％以上６５％以下で行い、
   その後１５０秒以内に仕上げ圧延を１０５０℃以上で開始し、最終パスの圧下率が１５％超２５％以下となり、仕上げ圧延終了温度ＦＴが
   ８４８＋２１６７×［Ｎｂ］+４０３５３×［Ｂ］≦ＦＴ≦９５５＋１３８９×［Ｎｂ］
   となる温度域で仕上げ圧延を終了し、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、かつ巻取温度ＣＴが仕上げ圧延終了温度ＦＴに対して、８.１２×ｅｘｐ（４８６３／（ＦＴ＋２７３））℃≦ＣＴ≦６４０℃の関係を満たし且つ５６０℃以上６４０℃以下で巻き取ることを特徴とするバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法。

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