JP2014043631A - 細粒鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱的安定性と機械特性に優れた微細組織を有する熱延鋼板および冷延鋼板を、合金元素の添加に頼らずに低コスト、高生産性、高安定製造性で製造する。
【解決手段】(A)Ｃ含有量が0.8質量％以下の鋼材を、1000℃超1350℃以下として熱間圧延に供し、Ar₃点以上かつ815℃以上の温度域で熱間圧延を施す熱間圧延工程；(B)前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延完了後0.15秒間以内に（熱間圧延完了温度−50℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷工程；(C)前記第１水冷工程により得られた熱延鋼板について、760℃超の温度域で0.3秒間以上1.0秒間未満連続して水冷を停止する水冷停止工程；および(D)前記水冷停止工程により得られた熱延鋼板について、再度水冷を施して熱間圧延完了後3.0秒間以内に750℃以下の温度域まで冷却する第２水冷工程を含む方法で熱延鋼板を製造する。
【選択図】 なし

Description

本発明は、熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法に関する。詳しくは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の用途に用いられる素材として好適な、機械的強度、加工性および熱的安定性に優れる熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法に関する。

自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材として供される鋼板には、強度、加工性、靱性などの機械的特性のみならず、部品組み立て時の溶接性や、使用時の耐食性が求められる場合がある。鋼板の機械特性を総合的に高めるには、鋼板の組織を微細化することが有効である。そのため、鋼板の組織を微細するための方法が数多く提案されてきている。

従来技術における組織微細化の手段を総括すると、（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法、（iii）合金元素添加法、（iv）急速冷却法、またはこれらの組み合わせである。

（i）大圧下圧延法は、圧下率を５０％程度以上と大きくして、１パスの圧延で大きな歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、または大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる手法である。かかる手法によれば、１０００℃近傍以下の温度に加熱した後、７００℃近傍の低温域で大圧下圧延を行うことによって、１〜３μｍの超微細フェライト組織が得られる。しかし、この方法は、工業的に実現し難いばかりか、微細フェライト組織が熱処理によって粒成長し易いので、溶接を行うと溶接部が軟化する、あるいは溶融Ｚｎめっきを施すと所期の機械特性を失うなどの問題を有している。

（ii）制御圧延法は、一般的に８００℃近傍以上の温度で、圧延１パス当たりの圧下率を２０〜４０％以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温度をＡｒ_３点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、また、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの方法が開示されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われていない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧延後０.２秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は５μｍ程度にしかならない。したがって、機械特性を十分に高めることができない。

（iii）合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の微量の添加によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。Ｎｂ、Ｔｉ等の合金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏析したりして、オーステナイトの回復と再結晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトからの変態で得られるフェライト結晶粒も微細化する。この（iii）の合金元素添加法は、上記（i）の大圧下圧延法や（ii）の制御圧延法と組み合わせて用いる場合が多い。この（iii）の合金元素添加法は、熱処理の際にもフェライトの粒成長を抑制する効果を示す。しかし、フェライトの結晶粒径を小さくはするものの、フェライトの体積率を低下させるという問題があり、また、超微細フェライト結晶粒の溶接や溶融Ｚｎめっき工程での粒成長を抑制するには不十分である。したがって、適用できる鋼種が限定される。また、添加する合金元素の分だけ、原料コストが嵩む。

（iv）急速冷却法は、γ域での熱間圧延の直後に、圧延仕上げ温度から７００℃程度以下の温度まで数百℃／ｓ以上という速い冷却速度で冷却し、圧延歪みの解放を抑制すことでγ→α変態の核生成を促進して、微細粒化を図る方法である。（i）の大圧下圧延法と組み合わせることが効果的であることが開示されている。しかし、この方法は、(1)多量の冷却水を圧延機の直後に噴射する必要があり、圧延機から数メーター以上に亘る区間が水冷域となるため、板厚や板形状、板温の計測が圧延直後に行えない、(2)数百℃／ｓ以上の急速冷却を７００℃近傍の低温まで続けるため板温の制御が困難で、圧延途中から圧延速度を増加させる加速圧延が困難となり、生産性が低下する、(3)多量の冷却水の排水が困難である、(4)冷却設備設置および稼働費用が嵩む、等の問題を有している。

これらの（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法および（iii）合金元素を添加する方法に言及した先行文献として、特許文献１がある。この文献には、（Ａｒ_１＋５０℃）から（Ａｒ_３＋１００℃）の温度域で１秒以内に１回または２回以上の合計圧下率が５０％以上の加工を加え、加工終了後の６００℃以上の温度域で２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却を行う方法が開示されている。

特許文献２には、動的再結晶温度域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行い、かつ、この動的再結晶温度域で圧下を加える最初のスタンド入り側と最後のスタンド出側の温度差を６０℃以下にする方法が開示されている。

（iv）急速冷却法に言及した先行文献として、特許文献３、４がある。特許文献３では、微細粒化には言及していないものの、圧延後０.３〜１秒程度の時間の後に４００℃／ｓ以上の冷却速度で７００℃程度以下の温度まで冷却する方法、特許文献４では、圧延後から０.４秒以内に７２０℃以下の温度まで４００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷して微細粒化する方法が開示されている。

特開昭５９−２０５４４７号公報 特開平１１−１５２５４４号公報 特開２００１−１６４３２２号公報 特開２００５−２１３５９５号公報

しかし、前述した従来技術の方法では、十分に微細な結晶組織が得られないため十分な延性や加工性、溶接性を持った高強度鋼板を得られなかったり、特定の合金元素を添加する必要があり鋼種が限定されて原料コストが嵩んだり、過大な冷却設備のため生産性が低下して生産コストが増加したりする問題があった。

本発明は、特定の合金元素も含まずとも超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めっき工程の熱に耐えることができる熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を得るための、低コスト、高生産性、高安定製造性を兼ね備えた製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、（iv）の急速冷却法の問題点を解決すべく鋭意検討した結果、Ａｒ_３点以上かつ８１５℃以上の温度域で熱間圧延を施した後に、上記熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷することが重要であることを見出した。これを満足する条件下であれば、７６０℃超の温度で０.３秒間超１.０秒間未満の連続する水冷停止期間を設けても、十分に微細な組織が得られ、延性や加工性を具備した高強度鋼板を得ることができる。また、これによって、冷却の温度ばらつきを軽減させることが可能になり、材質安定性を向上させることができるとともに、急速冷却に必要な水量を大幅に削減することが可能となり、設備費用の軽減が可能である。また、この水冷停止期間を利用して、圧延直後に板厚や板形状や板温の計測を行うことが可能となり、加速圧延も可能となるので、生産性を高めることが可能になる。この水冷停止の後、７５０℃以下の温度域までの冷却を熱間圧延完了後３.０秒間以内に行うことにより、組織の微細化を図ることが可能となる。熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで行う水冷は、分割して実施することが好ましく、これにより、冷却水の排水を効率よく行うことが可能となり、冷却能力を大幅に向上させるとともに冷却に要する水量を軽減させることが可能となる。

このような新知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）Ｃ含有量が０.８質量％以下である鋼材を、１０００℃超１３５０℃以下としてから熱間圧延に供し、Ａｒ_３点以上かつ８１５℃以上の温度域で熱間圧延を施す熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷工程；
（Ｃ）前記第１水冷工程により得られた熱延鋼板について、７６０℃超の温度域で０.３秒間以上１.０秒間未満連続して水冷を停止する水冷停止工程；および
（Ｄ）前記水冷停止工程により得られた熱延鋼板について、再度水冷を施して熱間圧延完了後３.０秒間以内に７５０℃以下の温度域まで冷却する第２水冷工程。

（２）前記第２水冷工程における水冷が、１００℃／ｓ以上の冷却速度で７２０℃以下の温度域まで冷却するものである、上記（１）に記載の熱延鋼板の製造方法。

（３）前記第１水冷工程における水冷が、０.０５秒間以上の間隔を隔てた２以上の水冷からなり、前記２以上の各々の水冷が、４６０℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の温度区間を冷却するものである、上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板の製造方法。

（４）前記熱間圧延を施す最終の圧延機が複数の圧延スタンドを備えるタンデム式圧延機であって、前記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて前記熱間圧延を完了する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。

（５）前記第２水冷工程の後、６００℃以上７２０℃以下の温度域に１秒間以上滞留させることをさらに含む、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。

（６）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の製造方法により得られた熱延鋼板に、酸洗処理、総圧下率３５％以上の冷間圧延処理および１０００℃以下の焼鈍処理を施す、冷延鋼板の製造方法。

ここで、熱間圧延とは、１パス当たりの圧下率が１０％超の圧延をいい、水切りのために鋼板との接触を目的とした数％程度の圧下率の圧延や１０％以下の軽圧下圧延は熱間圧延には含まれない。

本発明の方法により、急速冷却法による冷却を、特定条件を満たすように２以上に分割して実施することにより、過大な冷却設備を使用せずに、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めっき工程の熱に耐えることができる熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を、特定の合金元素の添加を必要とせずに、低コストで高い生産性および製造安定性で製造することが可能となる。

以下に、本発明に係る熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成に関する「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：０.８％以下
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延温度を低下させることを可能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、強度を確保するためにも有効な元素である。このため、Ｃ含有量は０.００１％以上とすることが好ましい。また、フェライト結晶粒の微細化をより促進するためには、Ｃを０.０３％以上含有させるのが好ましい。ただし、Ｃを過度に含有させると、熱延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するためＣ含有量は０.８％以下とする。好ましくは０.５％以下であり、さらに好ましくは０.３％以下である。

本発明では、鋼の化学組成は炭素含有量以外の点では制限されないが、鋼の製造時に一般に添加される各種元素および不純物として含有される元素、さらには鋼の高強度化のために添加される元素を含有させてもよい。以下には、そのような任意添加元素とその好ましい含有量について説明する。

Ｓｉ：
Ｓｉは、強度向上を目的として含有させることが好ましい。ただし、過剰に含有させると、延性の劣化が著しくなるうえに、熱間圧延時の表面酸化の問題が生じるので、含有量を３％以下とすることが好ましい。好ましくは２％以下、より好ましくは１.８％以下である。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。

Ｍｎ：
Ｍｎは、強度確保のため、含有させることが好ましい。また、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上温度を低下させることを可能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進する目的でも含有させることが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、含有量を４％以下とすることが好ましい。より好ましくは３.０％以下である。下限は不純物レベルでもよいが、強度向上を目的として添加する場合には０.２％以上含有させることが好ましい。また、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、０.５％以上含有させることが好ましく、１.０％以上含有させることがより好ましい。また、フェライト組織中にマルテンサイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ｍｎの総量で１％以上含有させることが好ましく、１.５％以上含有させることがより好ましい。

ｓｏｌ.Ａｌ：
Ａｌは、延性を向上させるために含有させてもよい。しかし、過度に含有させると、高温でのオーステナイトが不安定化し熱間圧延における仕上温度を過度に上昇させる必要が生じること、また、安定した連続鋳造を困難にすることから、含有量を３％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。

Ｐ：
Ｐは、強度を増加させるために含有させても良い。しかし、過度に含有させると、粒界偏析による脆化が生じるので、含有させる場合には、含有量を０.５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.２％以下、さらに好ましくは、０.１％以下である。下限は不純物レベルでもよい。通常、製鋼段階で０.０１％程度のＰは混入してくる。

Ｔｉ：
Ｔｉは、炭化物又は窒化物として析出して強度を増加させるために、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するので、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＴｉ炭化物又は窒化物が多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、炭素含有量が０.０１％以上の場合、Ｔｉ含有量を０.３％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくはＴｉ＋Ｎｂの総量で０.１％以下、より好ましくは０.０３％以下、よりより好ましくは０.０１％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.００１％程度のＴｉは混入する。

Ｎｂ：
Ｎｂは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるために、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するので、含有させても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＮｂＣが多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、炭素含有量が０.０１％以上の場合、Ｎｂ含有量を０.１％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくはＴｉ＋Ｎｂの総量で０.１％以下、より好ましくは０.０３％以下、さらに好ましくは０.０１％である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.００１％程度のＮｂは混入する。

Ｖ：
Ｖは、炭化物として析出し強度を増加させるために、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するので、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.５％以下であり、さらに好ましくは０.３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.００１％程度のＶは混入する。

Ｃｒ：
Ｃｒは、焼き入れ性を増加させ、フェライト組織中にマルテンサイトやベイナイトを生成させる作用を有するため、これらの作用を目的として含有させても良い。ただし、多量に含有させるとフェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.０２％程度のＶは混入する。

Ｃｕ：
Ｃｕは、低温で析出して強度を増加させる作用を有するため、これらの作用を目的として含有させても良い。ただし、スラブの粒界割れなどを引き起こすおそれがあるため、含有量を３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下である。上記目的で添加する場合は、含有量を０.１％以上とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.０２％程度のＣｕは混入する。

Ｎｉ：
Ｎｉは、高温でのオーステナイトの安定度を増加する目的で含有させても良い。また、Ｃｕを含有させる場合はスラブの粒界脆化を防止するために含有させても良い。ただし、過度に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.０２％程度のＮｉは混入する。

Ｍｏ：
Ｍｏは、ＭｏＣを析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、含有させても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.５％以下であり、さらに好ましくは０.３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０.００１％程度のＭｏは混入する。

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ:
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）、およびＢは凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を保つため、その１種又は２種以上を含有させても良い。ただし、高価であるため、総含有量で０.００５％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。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、鋼中に混入する「不純物」としてはＳ、Ｎ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｓ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。

Ｓ：
Ｓは、硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０.０５％以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保したい場合には０.００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０.００３％以下である。

Ｎ：
Ｎは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は０.０１％以下に抑えることが望ましい。より好ましくは、０.００６％以下である。

（Ｂ）熱延鋼板の組織
本発明に係る方法により製造される熱延鋼板の組織は限定しない。しかし、本方法により製造される熱延鋼板は、体積率で３０％以上の微細なフェライトまたはベイナイトまたはその双方を主相とし、第２相として、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイト、その他炭化物を含有する組織を有するようになる。ここで「主相」とは組織を構成する相のうち該組織に占める割合が最大となる相であるという意味である。このような組織を有することによって、加工性が向上する。

フェライトの結晶粒径（直径）は、熱延鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に大きく影響するので、次に述べるようにすることが好ましい。

Ｃ含有量が０.０１％超である場合、本発明に係る熱延鋼板の鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）は、十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性が確保されることから、下記の式(1)および式(2)を満足することが好ましい：
１.２≦Ｄ≦７ ・・・・・ (1)式
Ｄ≦３.０＋５０００／(５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ)² ・・・ (2)式
(2)式におけるＣおよびＭｎは鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）である。

すなわち、板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄは、１.２μｍを下限とし、３.０＋５０００／(５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ)²μｍおよび７μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲であることが好ましい。

フェライトの平均結晶粒径Ｄが１.２μｍ未満では、加工硬化係数が極端に減少して延性や加工性が劣化するだけでなく、微細フェライト組織の熱的安定性も劣化して、高温下で容易に粒成長する。一方、フェライトの平均結晶粒径Ｄが３.０＋５０００／(５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ)²μｍおよび７μｍのいずれかの値を超えると、十分な強度が得られなくなる。なお、ここでは１５°以上の結晶方位差を持つ大角粒界で囲まれた領域を一つの結晶粒と定義し、１５°未満の小角の粒界は粒界とは見なさない。

ただし、Ｃ含有量が０.０１％以下の極低炭素鋼では、Ｄ≦２０とする。すなわち、このような極低炭素鋼の場合には、上記(2)式は適用されず、Ｄは、１.２≦Ｄ≦２０を満たせばよい。

（Ｃ）冷延鋼板の組織
本発明に係る方法により製造される冷延鋼板の組織は限定しない。しかし、本方法による冷延鋼板は、体積率で３０％以上の微細なフェライトもしくはベイナイトもしくはその双方を主相とし、第２相として、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイト、その他の炭化物を含有する組織を有するようになる。ここで「主相」とは組織を構成する相のうち該組織に占める割合が最大となる相であるという意味である。このような組織とすることによって、加工性が向上する。

フェライトの結晶粒径（直径）は、冷延鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に大きく影響するので、次に述べるようにすることが好ましい。

本発明に係る冷延鋼板は、Ｃ含有量が０.０３％以上であれば、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記式(3)式および式(4)を満足する一定の範囲に入ることが好ましく、これによって十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性が確保される。

１.２≦Ｄ≦９.３ ・・・・・ （3)式
Ｄ≦５.０−２.０・Ｃｒ＋５０００／(５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ)²・・・(4)式
(4)式におけるＣｒ、Ｃ、Ｍｎは鋼中のそれぞれの元素の含有量（質量％）である。

すなわち、板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄは、１.２μｍを下限とし、そして、Ｄ≦５.０−２.０・Ｃｒ＋５０００／(５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ)²μｍおよび9.3μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲内であることが好ましい。

ただし、Ｃ含有量が０.０３％未満の低炭素鋼では、Ｄ≦２０とする。すなわち、このような低炭素鋼の場合には、上記(3)式は適用されず、Ｄは、１.２≦Ｄ≦２０を満たせばよい。

（Ｄ）熱間圧延工程
熱間圧延工程における熱間圧延は、レバースミルまたはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも圧延パスの最終数パスはタンデムミルを用いることが好ましい。熱間圧延に供する鋼材は、連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板、必要によってはそれらに一度、熱間または冷間加工を加えたものを用い、それらが冷片であれば次に述べる温度に加熱して熱間圧延に供する。

（熱間圧延に供する鋼材の温度：１０００℃超１３５０℃以下）
熱間圧延に供する鋼材の温度が１０００℃以下では、圧延荷重が過大になり、十分な圧下率による圧延が困難になるばかりか、十分な圧下率の圧延をＡｒ₃点以上の温度で完了することも困難となり、所望の機械特性や熱的安定性を得ることが困難となる。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１０００℃超とする。好ましくは１０２５℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。

一方、熱間圧延に供する鋼材の温度が１３５０℃超では、オーステナイト粒が粗大化してしまい、目的とする微細な組織を得ることが困難となる。また、鋼材を加熱してから熱間圧延に供する場合には、設備費用や加熱燃料費が嵩む。したがって、熱間圧延に供する鋼材の温度は１３５０℃以下とする。好ましくは１２５０℃以下である。

ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に固溶させる必要がない鋼種を用いる場合には、上記温度域の中でも比較的低温域である１０５０℃以上１１５０℃以下の温度域に再加熱することが好ましい。初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、最終のフェライト結晶粒も微細化し易くなるからである。

（熱間圧延温度：Ａｒ₃点以上かつ８１５℃以上）
熱間圧延温度がＡｒ₃点未満では、熱間圧延中にフェライト変態が生じてしまい、熱間圧延後常温迄の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへと一気に変態させることで組織の微細化を図ることが困難となる。したがって、熱間圧延温度はＡｒ₃点以上とする。

また、熱間圧延温度が８１５℃未満では、圧延荷重が増大して十分な圧下を加えることが困難となるばかりか、圧延パス間におけるオーステナイトの再結晶が抑制されてしまい、オーステナイトの集合組織が発達し、最終製品である鋼板の異方性が増大し、さらには、圧延中に鋼材の表層部においてフェライト変態が生じる場合がある。したがって、熱間圧延温度は８１５℃以上とする。好ましくは８３０℃以上である。

なお、０.０１％以上のＮｂ、０.０３％以上のＴｉ、または０.１％以上のＶもしくはＭｏを含有する鋼材では、これらの元素の影響により、オーステナイトの再結晶が一層抑制されてしまうので、さらに高い温度である８８０℃以上で熱間圧延を施すことが好ましい。

すなわち、熱間圧延温度の下限は、Ａｒ₃点と８１５℃のいずれか高い方になる。通常は熱間圧延完了温度がこの下限を満たすように熱間圧延を実施すればよい。熱間圧延温度の上限は上に述べた熱間圧延に供する鋼材の温度となる。必要であれば、熱間圧延の途中で鋼材を再加熱することもできる。また、熱間圧延の途中で高圧水デスケーリングを実施してもよい。

熱間圧延における総圧下量は、フェライトの微細化を促進するため板厚減少率で９０％以上とすることが好ましい。さらに、好ましくは９２％、特に好ましくは９４％以上である。同様の観点から、圧延完了温度以上（圧延完了温度＋１００℃）以下の温度域における板厚減少率は４０％以上とすることが好ましく、圧延完了温度以上（圧延完了温度＋８０℃）以下の温度域における板厚減少率を６０％以上とすることがさらに好ましい。

熱間圧延を多パス圧延により実施する場合、１パス当たりの圧下率を１５％以上とすることにより、オーステナイトへの歪みを効率的に蓄積させることができ、熱間圧延後常温迄の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへと変態させることで組織の微細化を図ることが容易になる。したがって、１パス当たりの圧下率は１５%以上とすることが好ましい。また、１パス当たりの圧下率を６０％以下とすることにより、圧延荷重の過度な増大が抑制されるので、圧延設備の大型化を避けることが可能になるばかりでなく、板形状の制御も容易になる。したがって、１パス当たりの圧下率は６０%以下とすることが好ましい。本発明によれば、１パス当たりの圧下率を４０％以下とした複数パスの圧延でも微細なフェライト結晶粒を得ることができる。したがって、特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の２パスの圧下率を４０％／パス以下とすることが好ましい。

（Ｇ）第１水冷工程
上記熱間圧延工程においてＡｒ₃点以上かつ８１５℃以上の温度域で熱間圧延を完了した後、第１水冷工程として、熱間圧延完了後０.１５秒間以内に、（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する。このように熱間圧延完了後、極めて短時間で水冷を行うのは、熱間圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みの解放が抑制されている間に、この歪みを駆動力として熱間圧延後常温迄の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへと一気に変態させることで組織の微細化を図るためである。

熱間圧延完了後（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する時間が０.１５秒間を超えると、熱間圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みが解放されてしまい、組織の微細化を図ることが困難になる。したがって、熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する。熱間圧延完了後０.１秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷することが好ましい。

上記水冷は、０.０５秒間以上の間隔を隔てた２以上の水冷からなるものとし、かつこの２以上の水冷の各々の水冷を、４６０℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の温度区間を冷却するものとすることが好ましい。このように第１水冷工程における水冷を分割することにより、冷却水の排水を効率よく行うことが可能となり、冷却能力を大幅に向上させるとともに、冷却に要する水量を軽減させることが可能となる。また、各々の水冷を４６０℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の温度区間を冷却するものとすることにより、熱間圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みの解放をさらに抑制することができ、組織の微細化を一層図ることが可能となる。

上記熱間圧延を施す最終の圧延機が複数の圧延スタンドを備えるタンデム式圧延機である場合には、上記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて上記熱間圧延を完了し、熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する水冷の一部または全部を、上記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドから最終スタンドまでのパス間において行ってもよい。このとき最終圧延スタンドは、水切りのために鋼板との接触を目的としたダミー圧延機として用いてもよく、１０％以下の軽圧下圧延機として用いてもよい。最終圧延スタンドにおける圧下率は５％以下とすることが好ましく、２％以下とすることがさらに好ましい。

最終圧延スタンドを軽圧下圧延機として用いると、上記水冷開始直前の圧延パスの圧下率を高めることが容易になり、オーステナイトへの歪みを効率的に蓄積させることができ、熱間圧延後常温迄の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへと変態させることで組織の微細化を図ることが一層容易になる。なぜなら、最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて高圧下圧延により板の形状が悪化しても、最終圧延スタンドの軽圧下圧延により再度形状制御を行うことが可能となるからである。また、熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する水冷の一部を、上記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドから最終スタンドまでのパス間において行うことにより、第１水冷工程における水冷を分割することが容易になる。

（Ｈ）水冷停止工程
上記第１水冷工程の後、７６０℃超の温度域で０.３秒間以上１.０秒間未満連続して水冷を停止する。水冷を停止している間は、大気放冷としてもよく、または空冷としてもよい。このように水冷を停止するにことよって、冷却の温度ばらつきを軽減させることができ、材料の特性の均一性が向上する。また、この水冷停止区間を利用して、板厚、板形状、板温等の計測を行うことにより、加速圧延を行うことが可能になり、生産性が飛躍的に高まる。

上記水冷停止の時間が０.３秒間未満では、冷却の温度ばらつきを十分に軽減することが困難となり、材料の特性の均一性を向上させることが困難となる。また、この水冷停止区間を利用して、板厚、板形状、板温等の計測を行うことが困難となり、加速圧延による生産性の向上を望むことが困難となる。したがって、上記水冷停止の時間が０.３秒間以上とする。好ましくは０.４秒以上である。

一方、上記水冷停止の時間が１.０秒間以上では、熱間圧延によりオーステナイトに導入された加工歪みが解放されてしまい、組織の微細化を図ることが困難になる。したがって、上記水冷停止の時間は１.０秒間未満とする。好ましくは０.８秒間未満である。また、上記水冷停止の温度が７６０℃以下の場合は、フェライト変態が高温域において進行してしまうため、組織の微細化を図ることが困難になる。したがって、上記水冷停止の温度は７６０℃超とする。

（Ｉ）第２水冷工程
上記水冷停止工程の後、再度水冷を施して、熱間圧延完了後３.０秒間以内に７５０℃以下の温度域まで冷却する。

熱間圧延完了後７５０℃以下の温度域まで冷却するのに要する時間が３.０秒間超の場合も、フェライト変態が高温域において進行してしまうため、組織の微細化を図ることが困難になる。したがって、熱間圧延完了後７５０℃以下の温度域まで冷却するのに要する時間は３.０秒間以下とする。この時間は好ましくは２.５秒間以下、さらに好ましくは２.０秒間以下である。

高温域におけるフェライト変態をさらに抑制し、一層の組織の微細化を図る観点からは、上記水冷停止工程の後に施す水冷は、１００℃／ｓ以上の冷却速度で７２０℃以下の温度域まで冷却するものであることが好ましい。上記冷却速度は１５０℃／ｓ以上であることがさらに好ましく、２００℃／ｓ以上であることが特に好ましい。

温度が７２０℃以下に達すると、フェライト変態が特に活発化する変態温度域に入る。上記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この７２０℃から６００℃までの間の温度域である。したがって、７２０℃以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させて、この温度域で１秒間以上保持することによって、上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織をより確実に得ることができる。この温度域での保持時間が短いと上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれがある。より好ましくは、６２０℃以上７００℃以下の温度域で２秒間以上滞留させるのがよい。微細なベイナイト組織とするには６２０℃以下まで冷却した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させることが好ましい。

微細なフェライト結晶粒組織を主相とし、その中に体積率で５％以上のマルテンサイトを分散させた複相組織鋼とする場合は、上述の６００℃以上７２０℃以下、好ましくは６２０℃以上７００℃以下の温度域での保持の後、３５０℃以下の温度域まで冷却することが好ましい。４０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下の温度まで冷却するのが、より好ましい。なお、３５０℃以下の温度までの冷却を２０℃／ｓ以下の冷却速度で行うと、ベイナイトが発生し易くなって、マルテンサイト生成を阻害するおそれがある。

一方、微細なフェライト結晶粒組織を主相とし、体積率で３〜３０％の残留オーステナイトが分散した複相組織鋼とする場合は、上述の６００℃以上７２０℃以下、好ましくは６２０℃以上７００℃以下の温度域での保持の後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以上５００℃以下の温度域まで冷却し、その後、６０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。４００℃以上５００℃以下の温度域までの冷却速度は５０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。

（Ｊ）冷却設備
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。

（Ｋ）冷延鋼板の製造方法
上記製造方法により得られた熱延鋼板は、微細な組織を有するとともに熱的安定性に優れているので、斯かる熱延鋼板に、酸洗処理、冷間圧延処理および焼鈍処理を施すことにより得られる冷延鋼板もまた、微細な組織を有するとともに熱的安定性に優れている。ここで、酸洗処理は常法で構わないが、冷間圧延処理の圧下率は３５％以上とし、焼鈍処理の焼鈍温度は１０００℃以下とする。冷間圧延の圧下率が３５％未満であったり、焼鈍処理の焼鈍温度が１０００℃超であったりすると、粒成長が過度に促進され、組織が粗大化する場合があるからである。

（Ｌ）その他
本発明に係る方法で製造された熱延鋼板および冷延鋼板は、めっきを施してめっき鋼板とすることができる。適用されるめっき種に制限はないが、典型的には亜鉛または亜鉛合金めっきであり、電気めっきと溶融めっきのいずれのめっきであってもよい。また、裸の熱延鋼板もしくは冷延鋼板またはめっき鋼板に、化成処理、潤滑処理、塗装処理などを常法に従って施すこともできる。

表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳造した後、熱間鍛造によって３０〜４０ｍｍ厚さの鋼片とした。得られた鋼片を１１００〜１２５０℃に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表２に示す条件で熱間圧延を施して、１.７〜２.０ｍｍの板厚に仕上げた。このとき、［圧延完了温度＋１００℃］から圧延完了温度までの温度域における圧下率は、板厚減少率で６０〜８０％とした。

表２に示す熱延条件からかわかるように、すべての圧延において、圧延完了温度は、各鋼種のＡｒ₃点よりも高い温度とし、さらに、圧延完了温度以上（圧延完了温度＋１００℃）以下の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行なった。表２には、総圧下率および最終３パスの圧下率を示す。

圧延完了後の水冷による冷却は、表２に示すように、第一次冷却、第二次冷却、および第三次冷却により行い、場合により第三次冷却を省略するか、或いは第三次冷却後の第四次冷却を実施した。第一次冷却が本方法における第１水冷工程に相当し、第二次冷却以降が本方法における第２水冷工程に相当する。

得られた熱延鋼板について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）およびＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いて、鋼板板厚の断面を観察し、第二相の組織を調査するとともに、それぞれ鋼板表面から１００μｍ深さ位置、１／４深さ位置および板厚中心位置におけるフェライトの平均粒径Ｄs、Ｄ、Ｄcを求めるとともに、１／４深さ位置におけるフェライト相およびベイナイト相の面積率を測定した。ＳＥＭによる金属組織観察は、実施例４に述べる方法で実施した。ＥＢＳＤ観察では、１５゜以上の結晶方位差で囲まれた領域を一つの結晶粒と定義して算出した。

機械的性質については、圧延方向と直交する方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて常温引張試験を行い、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳおよび全伸びＥｌを評価した。

表３に、鋼組織および機械特性の調査結果を示す。第二相の種類を示す残部組織の欄において、Ｍはマルテンサイト、θはセメンタイト、Ｐはパーライトをそれぞれ意味する。

表２、３からわかるように、試験番号２および１０は熱間圧延完了から(熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する時間が０.１５秒超のため、試験番号３、４および１０は第一次冷却停止後の水冷停止時間が１.０秒超のため、主相組織が十分に細粒化しておらず、フェライト平均粒径Ｄは(2)式を満たしていなかった。そのため、これら比較例の熱延鋼板は、本発明に従って製造された発明例の熱延鋼板と比較して、特に降伏強度（ＹＳ）および引張強度×全伸び（ＴＳ×Ｅｌ）が低く、機械特性に劣っていた。

実施例１の試験番号４、６、９、１０の熱延鋼板を母材とし、この母材に表４に記載する条件で冷間圧延および焼鈍を施して冷延鋼板を作成した。その鋼板の組織について、実施例１記載の方法で調査した。また、機械的性質については、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて常温引張試験を行い、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳおよび全伸びＥｌを評価した。その結果を表４に併記する。本発明の方法によって、冷延鋼板についても微細組織が得られることがわかる。比較例の冷延鋼板は、特に降伏強度が低くなった。

表５に示す化学組成の鋼片を、１２５０℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表６に示す条件で熱間圧延および冷却制御を行った。第三次冷却（試験番号８と１５は第二次冷却）終了後、冷却停止温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／時で冷却することで熱延巻取りをシミュレーションした。

得られた熱延鋼板の組織は、走査型電子顕微鏡を用いて板厚の断面を観察することにより調べた。フェライトの平均粒径Ｄについては、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置をＥＢＳＤ法で評価し、１５゜以上の結晶方位差で囲まれた領域を一つの結晶粒と定義して算出した。

残留オーステナイトの体積率は、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置についてＸ線回折測定により求めた。

機械的性質については、引張り特性および穴拡げ性を以下の方法で調査した。引張り特性は、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて常温引張り試験を行うことにより、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。穴拡げ性は、熱延鋼板から縦横１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチにて直径１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を拡げて、穴の縁にクラックが貫通した時の穴直径から計算される限界穴拡げ率（λ）で評価した。表７に製造された各熱延鋼板の組織と機械特性の評価結果を示す。

本発明に従って製造された試験番号１〜７、１２、１４、１６の熱延鋼板は、フェライト平均粒径が２.８μｍ以下の微細粒組織を有しており、その結果としてＴＳ×Ｅｌ＞２４０００ＭＰａ％の強度−延性バランスおよびＴＳ^1.7×λ＞５００００００ＭＰａ^1.7％の強度−穴拡げ性バランスを有し、延性と伸びフランジ性の両方に優れていた。

これに対し、比較例の熱延鋼板は、フェライト平均粒径が４.１μｍ以上と本発明に比べて粗粒であり、ＴＳ×ＥｌまたはＴＳ^1.7×λの特性が低く、強度と延性および／または伸びフランジ性とのバランスが劣っていた。

表８に示す化学組成の鋼片を、１２５０℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表９に示す条件で熱間圧延および冷却制御を行った。第三次冷却（試験番号８は第二次冷却）終了後、冷却停止温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／ｈで冷却することで熱延巻取りをシミュレーションした。熱延鋼板の板厚は２ｍｍとした。

得られた熱延鋼板の組織は、走査型電子顕微鏡を用いて板厚の断面を観察することにより調べた。ｂｃｃ粒の平均粒径については、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置をＥＢＳＰ法で評価し、１５゜以上の結晶方位差で囲まれた領域を一つの結晶粒と定義して算出した。表９に熱延板のｂｃｃ粒の平均粒径を併記する。

得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率５０％で冷間圧延を施し、厚さ１.０ｍｍの冷延鋼板を得た。連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた冷延鋼板を、１０℃／ｓの加熱速度で５５０℃まで加熱した後、２℃／ｓの加熱速度で表１０に示す種々の均熱温度まで加熱し、この温度で９５秒間均熱した。その後、７００℃まで２℃／ｓで一次冷却し、さらに平均冷却速度を６０℃／ｓとして、表３に示す種々の冷却停止温度まで二次冷却し、その温度に３３０秒間保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。

焼鈍鋼板からＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、ナイタールで腐食処理し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、ベイナイト、マルテンサイト、ポリゴナルフェライトの面積率を測定した。また、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置についてＸ線回折測定を行い、残留オーステナイトの体積率を求めた。

焼鈍鋼板の機械的性質については、以下のように評価した。引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）は、焼鈍鋼板から圧延方向と直交する方向に沿ってＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験により求めた。穴拡げ率（λ）は、実施例４に記載したのと同じ方法で測定した。表１０に、焼鈍鋼板の金属組織観察結果および性能評価結果を示す。

本発明に従って製造された試験番号１〜３、５、６、１０〜１５の熱延鋼板は、ｂｃｃ粒の平均粒径が４.５μｍ以下の微細粒組織を有していた。その結果として、この熱延鋼板を母材として冷間圧延および焼鈍後にえられた焼鈍鋼板も、機械特性に優れ、ＴＳ×Ｅｌ＞１９５００ＭＰａ％の強度−延性バランスおよびＴＳ^1.7×λ＞５５０００００ＭＰａ^1.7％の強度−穴拡げ性バランスを有し、延性と伸びフランジ性の両方に優れていた。

これに対し、比較例の熱延鋼板は、フェライト平均粒径Ｄが５.８μｍ以上と本発明に比べて粗粒であり、焼鈍鋼板のＴＳ×ＥｌまたはＴＳ^1.7×λが低く、延性と伸びフランジ性とのバランスが劣っていた。

表１１に示す化学組成の鋼片を、１２００℃に加熱した後、実験圧延機を使用して、表１２に示す条件で熱間圧延、冷却制御および巻取りシミュレーションを行い、板厚３.５ｍｍの熱延鋼板を得た。ここで、冷却停止後の温度から、巻取りシミュレーションの温度までは放冷を行った。得られた熱延鋼板について、実施例３に記載したのと同様の方法で、板厚１／４深さ位置でのフェライト平均粒径Ｄを求めた。

一部の熱延鋼板について、表面のスケールを酸洗により除去した後、圧下率８０％の冷間圧延をして板厚０.７ｍｍとした。得られた冷延鋼板に焼鈍温度８２０℃、均熱時間３０秒の焼鈍を施した後、１％の調質圧延を行って、焼鈍鋼板を得た。

巻取りシミュレーションとは、巻取り温度まで冷却した鋼板を、巻取り温度に相当する温度に保持した電気炉に装入し、その温度で３０分保持した後、２０℃／時で冷却することにより行うものであり、巻取り後の温度履歴を模擬したものである。

上記の焼鈍ずみ冷延鋼板について、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験を行い、圧延方向に対して０°、４５°および９０°方向のｒ値（それぞれ、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０と表記する）を求めた。これらの値より、次式で平均ｒ値を求めた：
平均ｒ値＝（ｒ０＋ｒ９０＋ｒ４５×２)／４
試験結果を表１２に併せて示す。表１２において、平均ｒ値の欄に記載がない試験番号は、引張試験を実施しなかったことを意味する。

表１２から明らかなように、本発明に従って製造された試験番号２〜３、５〜７および９では、比較例である試験番号１、４および８に比べ、熱延鋼板において、顕著な細粒化効果が得られた。また、本発明の条件を満たす試験番号２〜３および９の熱延鋼板に、冷間圧延と焼鈍を施した冷延鋼板では、本発明の条件を外れる試験番号１および８の熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍を施した冷延鋼板に比べ、平均ｒ値が顕著に向上した。従って、深絞り加工性が向上していた。

Claims (6)

1. 下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法：
   （Ａ）Ｃ含有量が０.８質量％以下である鋼材を、１０００℃超１３５０℃以下としてから熱間圧延に供し、Ａｒ₃点以上かつ８１５℃以上の温度域で熱間圧延を施す熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を、前記熱間圧延完了後０.１５秒間以内に（熱間圧延完了温度−５０℃）以下の温度域まで水冷する第１水冷工程；
   （Ｃ）前記第１水冷工程により得られた熱延鋼板について、７６０℃超の温度域で０.３秒間以上１.０秒間未満連続して水冷を停止する水冷停止工程；および
   （Ｄ）前記水冷停止工程により得られた熱延鋼板について、再度水冷を施して熱間圧延完了後３.０秒間以内に７５０℃以下の温度域まで冷却する第２水冷工程。
2. 前記第２水冷工程における水冷が、１００℃／ｓ以上の冷却速度で７２０℃以下の温度域まで冷却するものである、請求項１記載の熱延鋼板の製造方法。
3. 前記第１水冷工程における水冷が、０.０５秒間以上の間隔を隔てた２以上の水冷からなり、前記２以上の各々の水冷が、４６０℃／ｓ超の冷却速度で２０℃以上６０℃以下の温度区間を冷却するものである、請求項１または請求項２に記載の熱延鋼板の製造方法。
4. 前記熱間圧延を施す最終の圧延機が複数の圧延スタンドを備えるタンデム式圧延機であって、前記タンデム式圧延機の最終圧延スタンドの一つ前の圧延スタンドにおいて前記熱間圧延を完了する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
5. 前記第２水冷工程の後、６００℃以上７２０℃以下の温度域に１秒間以上滞留させることをさらに含む、請求項１から請求項４までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
6. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の製造方法により得られた熱延鋼板に、酸洗処理、総圧下率３５％以上の冷間圧延処理および１０００℃以下の焼鈍処理を施す、冷延鋼板の製造方法。