JP4842413B2 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形性及び破壊特性の向上を図った高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１０年３月１０日に、日本に出願された特願２０１０−０５３７８７号、及び、２０１０年３月１０日に、日本に出願された特願２０１０−０５３７７４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来、鋼板の軽量化を目的として鋼板を高強度化する試みが進められている。一般に、鋼板の高強度化は穴広げ性等の成形性の劣化を招く。このため、引張強度と穴広げ性とのバランスに優れた鋼板を如何にして得るかが重要である。

例えば、特許文献１には、フェライト及びベイナイト等の鋼中のミクロ組織の分率、並びにフェライト組織中の析出物を最適化することにより引張強度と穴広げ性とのバランスに優れた鋼板を得ることを目的とした技術が開示されている。特許文献１には、７８０ＭＰａ以上の引張強度及び６０％以上の穴広げ率が得られると記載されている。

しかしながら、近時、更に引張強度と穴広げ性とのバランスに優れた鋼板が要請されている。例えば、自動車の足回り部材等として用いられる鋼板には、引張強度を７８０ＭＰａ以上とし、穴広げ率を７０％以上とすることが要請されている。

また、穴広げ率は比較的ばらつきやすい。このため、穴広げ性の改善には、穴広げ率の平均値λaveのみならず、ばらつきを表す指標である穴広げ率の標準偏差σを低減させることも重要である。そして、上述のような自動車の足回り部材等として用いられる鋼板では、穴広げ率の平均値λaveを８０％以上とし、標準偏差σを１５％以下とすることが要請され、標準偏差σについては、１０％以下とすることが更に要請されている。

しかしながら、従来、これらの要請を満たすことは困難である。

また、自動車が縁石に乗り上げる等して強い衝撃荷重が足回り部品に負荷された場合、その足回り部品の打ち抜き面を起点として延性破壊が生じる可能性がある。特に高強度の鋼板ほど切り欠き感受性が高いため、その打ち抜き端面からの破壊がより強く懸念される。従って、強度が高い鋼板ほど、上述のような延性破壊を防ぐことが重要である。このため、このような足回り部品等の構造用部材として用いられる鋼板においては、破壊特性を向上させることも重要である。

特開２００４−３３９６０６号公報 特開２０１０−９０４７６号公報 特開２００７−２７７６６１号公報

本発明は、穴広げ性及び破壊特性を向上することができる高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の要旨は、以下の通りである。

本発明の第１の観点に係る高強度熱延鋼板は、
質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ ：０．０２％以下、
Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、及び
Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
を含有し、
更に、
Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
Ｖ ：０．０１〜０．２％、
からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記の数式１で表わされるパラメータＱが３０．０以上であり、
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、
前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が６μｍ以下であり、
圧延面における｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．４以下であり、
板幅方向を法線に持つ断面において、
長径が３．０μｍ以上の介在物について、（介在物の長径）／（介在物の短径）で表される長径／短径比の最大値が８．０以下であり、
長径が３．０μｍ以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが３０μｍ以上の所定の延伸介在物の断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であり、
前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに５０μｍ以下の間隔で集合しており、
前記所定の延伸介在物は、長径が３．０μｍ以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて５０μｍ超の間隔を空けていることを特徴とする。

（［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）を示す。）

本発明の第２の観点に係る高強度熱延鋼板は、
質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ ：０．０２％以下、
Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、
Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、及び
Ｃａ ：０．０００１％〜０．０２％、
を含有し、
更に、
Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
Ｖ ：０．０１〜０．２％、
からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記の数式１´で表わされるパラメータＱ´が３０．０以上であり、
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、
前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が６μｍ以下であり、
圧延面における｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．４以下であり、
板幅方向を法線に持つ断面において、
長径が３．０μｍ以上の介在物について、（介在物の長径）／（介在物の短径）で表される長径／短径比の最大値が８．０以下であり、
長径が３．０μｍ以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが３０μｍ以上の所定の延伸介在物の断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であり、
前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに５０μｍ以下の間隔で集合しており、
前記所定の延伸介在物は、長径が３．０μｍ以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて５０μｍ超の間隔を空けていることを特徴とする。

（［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）、［Ｃａ］はＣａ含有量（質量％）、［ＲＥＭ］はＲＥＭ含有量（質量％）を示す。）

本発明の第３の観点に係る高強度熱延鋼板は、第２の観点において、
下記の数式２を満足し、
前記長径／短径比の最大値が３．０以下であることを特徴とする。
０．３≦（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０） ・・・（数式２）

本発明の第４の観点に係る高強度熱延鋼板は、第１〜第３の観点のいずれかにおいて、
更に、質量％で、
Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする。

本発明の第５の観点に係る高強度熱延鋼板は、第４の観点において、
固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超、１２個／ｎｍ^２以下であり、
粒界に析出しているセメンタイトの粒径が２μｍ以下であることを特徴とする。

本発明の第６の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、
質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ ：０．０２％以下、
Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、及び
Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
を含有し、
更に、
Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
Ｖ ：０．０１〜０．２％、
からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
上記の数式１で表わされるパラメータＱが３０．０以上である鋼片を加熱した上で、１１５０℃超の温度域での累積圧下率が７０％以下、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％以上、２５％以下となる粗圧延を行う工程と、
続いて、仕上圧延をその開始温度を１０５０℃以上、その終了温度をＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下として行う工程と、
続いて、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上として冷却を行う工程と、
続いて、６４０℃以下の温度域において巻き取る工程と、
を有することを特徴とする。

本発明の第７の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、
質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
Ｎ ：０．０２％以下、
Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、
Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、及び
Ｃａ ：０．０００１％〜０．０２％、
を含有し、
更に、
Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
Ｖ ：０．０１〜０．２％、
からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
上記の数式１´で表わされるパラメータＱ´が３０．０以上である鋼片を加熱した上で、１１５０℃超の温度域での累積圧下率が７０％以下、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％以上、２５％以下となる粗圧延を行う工程と、
続いて、仕上圧延をその開始温度を１０５０℃以上、その終了温度をＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下として行う工程と、
続いて、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上として冷却を行う工程と、
続いて、６４０℃以下の温度域において巻き取る工程と、
を有することを特徴とする。

本発明の第８の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、第７の観点において、
前記鋼片は、上記の数式２を満足することを特徴とする。

本発明の第９の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、第６〜第８の観点のいずれかにおいて、
前記鋼片は、更に、質量％で、
Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする。

本発明によれば、組成及びミクロ組織等が適切であるため、穴広げ性及び破壊特性を向上することができる。

図１Ａは、はがれを示す模式図である。 図１Ｂは、はがれの写真を示す図である。 図１Ｃは、同じく、はがれの写真を示す図である。 図２Ａは、ノッチ付三点曲げ試験の方法を示す図である。 図２Ｂは、ノッチ付試験片を示す図である。 図２Ｃは、強制破壊後のノッチ付試験片を示す図である。 図３Ａは、荷重変位曲線を示す図である。 図３Ｂは、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．を示す図である。 図４Ａは、介在物群の例を示す図である。 図４Ｂは、延伸介在物の例を示す図である。 図４Ｃは、介在物群の他の例を示す図である。 図４Ｄは、介在物群の更に他の例を示す図である。 図４Ｅは、延伸介在物の他の例を示す図である。 図５Ａは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の平均値λaveとの関係を示す図である。 図５Ｂは、同じく、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の平均値λaveとの関係を示す図である。 図６Ａは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。 図６Ｂは、同じく、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。 図７は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．との関係を示す図である。 図８は、パラメータＱ´の数値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。 図９Ａは、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの関係の例を示す図である。 図９Ｂは、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の長径／短径比の最大値の関係の例を示す図である。 図９Ｃは、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径の関係の例を示す図である。 図９Ｄは、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、｛２１１｝面強度の関係の例を示す図である。 図１０Ａは、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの関係の他の例を示す図である。 図１０Ｂは、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の長径／短径比の最大値の関係の他の例を示す図である。 図１０Ｃは、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径の関係の他の例を示す図である。 図１０Ｄは、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、｛２１１｝面強度の関係の他の例を示す図である。 図１１Ａは、固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と巻き取り温度との関係におけるはがれの有無の例を示す図である。 図１１Ｂは、固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と巻き取り温度との関係におけるはがれの有無の他の例を示す図である。 図１２Ａは、粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係の例を示す図である。 図１２Ｂは、粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係の他の例を示す図である。 図１３Ａは、巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係の例を示す図である。 図１３Ｂは、巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係の他の例を示す図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。

まず、本発明を完成するに至った基礎的な研究について説明する。

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及び破壊特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、後述の表４及び表８に示すような鋼成分１Ａ１〜１Ｗ３、２Ａ１〜２Ｗ３からなる供試鋼について、後述の表５及び表９に示すような条件下で熱間圧延、冷却、巻き取り等を行い、厚さが２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。

そして、得られた熱延鋼板の引張強度、穴広げ率の平均値λave及び標準偏差σ等の穴広げ性、並びに破壊特性を測定した。また、得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物について調査した。

また、得られた熱延鋼板のｎ値（加工硬化指数）及びはがれに対する耐性についても併せて調査した。ここで、はがれについて説明する。鋼板の打ち抜き加工を行うと、図１Ａ〜図１Ｃに示すように、せん断面２及び破断面３を含む打ち抜き端面４、並びにダレ１が発生する。また、せん断面２及び／又は破断面３に、疵又は微小な割れ１が生じることがある。このような疵又は微小な割れ１は、端面から鋼板の表面に平行に鋼板内部まで入り込むように発生する。また、板厚方向に複数生じることがある。ここでは、これら疵及び微小な割れを総称してはがれという。はがれは、穴広げ性の良し悪しと相関無く発生する傾向があり、はがれがあると、これを起点として亀裂が伸展して疲労破壊が生じることがある。

引張強度の評価では、供試鋼の１／２板幅部から試験片の長手方向が板幅方向と平行となるようにＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を製作した。そして、得られた試験片からＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の方法に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。また、この引張試験による測定値に基づき真応力及び真歪みを算出し、算出した真応力及び真歪みに基づき、ｎ値（加工硬化指数）を求めた。

穴広げ性の評価では、供試鋼の１／２板幅部から圧延方向の長さが１５０ｍｍ、板幅方向の長さが１５０ｍｍである試験片を製作した。そして、日本鉄鋼連盟規格のＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の方法に準拠して穴広げ試験を行い、試験片の穴広げ率を測定した。穴広げ性の評価にあたっては、一つの供試鋼から複数本、例えば２０本の試験片を製作し、各試験片の穴広げ率を算術平均して穴広げ率の平均値λaveを算出し、穴広げ率の標準偏差σも算出した。一つの供試鋼から作製した試験片がＮ本である場合、標準偏差σは下記の数式３で表される。

（λｉは複数本の試験片のうちの第ｉ本目の穴広げ率を示す。）

この穴広げ試験では、直径が１０ｍｍの打ち抜きパンチを用いた。また、打ち抜きパンチとダイ穴との隙間を試験片の厚さで除して得られる打ち抜きクリアランスを１２．５％として、初期穴径（Ｄ０）が１０ｍｍの打ち抜き穴を試験片に設けた。そして、その打ち抜き穴に頂角が６０°の円錐パンチを、打ち抜きパンチと同じ方向から押し込み、打ち抜き端面に発生した亀裂が板厚方向に貫通した時点での穴内径Ｄｆを測定した。穴広げ率は、下記の数式４から求めた。ここで亀裂の板厚方向の貫通は目視で行った。
λ（％）＝［（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０］×１００ ・・・数式４

はがれに対する耐性の評価では、上述の日本鉄鋼連盟規格のＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の方法に準拠して、１枚の試験片に対して打ち抜き加工を行い、その打ち抜き端面を目視により観察した。打ち抜き加工を行う際のクリアランスは、打ち抜き条件の変動を考慮して２５％とした。また、打ち抜き穴の直径は１０ｍｍとした。端面の円周上ではがれが発生した領域が、円の中心から見て角度で２０度以上であれば「発生」、角度で０度超２０度未満であれば「軽微な発生」、発生していなければ「無し」とした。ここで「発生」は実用上問題となるが「軽微な発生」は実用上許容範囲内である。

破壊特性は、ノッチ付三点曲げ試験によって得られる亀裂発生抵抗値Ｊｃ（Ｊ／ｍ^２）及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（テアリングモジュラス）（Ｊ／ｍ^３）と、シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度（℃）及びシャルピー吸収エネルギ（Ｊ）によって評価した。亀裂発生抵抗値Ｊｃは、衝撃荷重が加わった際の構造用部材を構成する鋼板からの亀裂の発生（破壊の開始）に対する抵抗を表し、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、構造用部材を構成する鋼板の大規模な破壊に対する抵抗を表す。衝撃荷重が加わった際に構造用部材の安全性を損なわないためには、これらを改善することが重要である。しかし、従来、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．の改善を意図した技術は提案されていない。

ノッチ付三点曲げ試験では、長手方向が板幅方向と平行となるように、図２Ａ及び図２Ｂに示すような、ノッチ１２が設けられたノッチ付試験片１１を一つの供試鋼から５本以上製作した。ここで、ノッチ１２の深さａは２．６ｍｍ、ノッチ１２の幅は０．１ｍｍとした。また、ノッチ付試験片１１の圧延方向の寸法は５．２ｍｍ、厚さＢは２．６ｍｍとした。そして、ノッチ付試験片１１に対して、図２Ａに示すように、その長手方向の両端部を支持点１３、その中央部を荷重点１４として、荷重点の変位量（ストローク）を様々に変化させた条件下でノッチ付三点曲げ試験を行った。支持点１３の直径は５ｍｍ、支持点１３の間隔は２０．８ｍｍとした。その後、ノッチ付三点曲げ試験を行ったノッチ付試験片１１に対し、大気中で２５０℃、３０分保持した後に空冷にかけるという熱処理を行うことにより、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面１６に酸化着色を行った。続いて、ノッチ付試験片１１を液体窒素により液体窒素温度まで冷却した後、その温度でノッチ付試験片１１のノッチ１２からノッチ深さ方向に亀裂が伸展するようにノッチ付試験片１１を強制破壊した。図２Ｃに示すように、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面１７は、酸化着色により明確となっており、ノッチ表面１６と強制破壊により生じた破面１８との間に位置する。そこで、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面１７を、強制破壊の後に観察し、下記の数式５に基づき、亀裂伝搬量Δａ（ｍ）を求めた。
Δａ＝（Ｌ１＋Ｌ２＋Ｌ３）／３ ・・・数式５

図３Ａは、所定ストロークの条件下で行ったノッチ付三点曲げ試験により得られる荷重変位曲線である。この荷重変位曲線から、試験により試験片に対して加えたエネルギに相当する加工エネルギＡ（Ｊ）を求め、この加工エネルギＡ並びに試験片の厚さＢ（ｍ）及びリガメントｂ（ｍ）から、下記の数式６に基づき、パラメータＪ（Ｊ／ｍ^２）を求めた。ここでいうリガメントｂとは、ノッチ付試験片１１におけるノッチ１２を含む断面のノッチ以外の部分のノッチ深さ方向の長さを意味する。
Ｊ＝２×加工エネルギＡ／｛厚さＢ×リガメントｂ｝ ・・・数式６

また、図３Ｂに示すように、ノッチ付試験片１１の亀裂伝搬量Δａ（ｍ）とパラメータＪ（Ｊ／ｍ^２）との関係をグラフに表した。そして、傾きが「３×（ＹＰ＋ＴＳ）／２」であり原点を通る直線Ｌａと、亀裂伝搬量Δａ及びパラメータＪに対する一次回帰直線Ｌｂとの交点の縦軸値（パラメータＪの値）を求め、これを供試鋼の亀裂発生抵抗を表す値である亀裂発生抵抗値Ｊｃ（Ｊ／ｍ^２）とした。また、一次回帰直線Ｌｂの勾配も求め、これを供試鋼の亀裂伝搬抵抗を表す亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（Ｊ／ｍ^３）とした。亀裂発生抵抗値Ｊｃは、亀裂を発生させるために必要な単位面積当たりの加工エネルギに相当する値であり、衝撃荷重が加わった際の構造用部材を構成する鋼板からの亀裂の発生（破壊の開始）に対する抵抗を表す。亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、亀裂を伸展させるために必要な加工エネルギの程度を示す指標となる値であり、構造用部材を構成する鋼板の大規模な破壊に対する抵抗を表す。

シャルピー衝撃試験では、供試鋼から長手方向が板幅方向と平行となるように、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載のＶノッチ試験片を製作した。そして、Ｖノッチ試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４２に記載の方法に準拠して試験を行った。試験片は、厚さが２．５ｍｍのサブサイズ試験片とした。破面遷移温度及びシャルピー吸収エネルギはＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して求めた。そして、延性破面率が５０％となる破面遷移温度、及び、試験温度を室温（２３℃±５℃）としたときに得られたシャルピー吸収エネルギを評価に用いた。

ミクロ組織及び介在物の調査では、鋼板の１／４板幅位置を観察した。この観察にあたっては、板幅方向が法線となる断面（以下、Ｌ断面という。）が露出するように試料を切り出し、この断面を研磨し、その後、ナイタール試薬により断面を腐食した。そして、光学顕微鏡を用いて２００倍〜５００倍の倍率で観察を行った。また、ミクロ組織の調査では、これと同様の手法で修正レペラー液により腐食を行い、島状マルテンサイトの観察を行った。

集合組織の調査では、Ｘ線ランダム強度比を測定した。ここでいうＸ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積がないランダムな方位分布をもつ標準試料のＸ線回折強度と、測定対象である供試鋼のＸ線回折強度とをＸ線回折測定により測定し、得られた供試鋼のＸ線回折強度を標準試料のＸ線回折強度で除して得られる数値のことを意味する。特定方位のＸ線ランダム強度比が大きいほど、鋼板中にその特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。

Ｘ線回折測定は、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行った。Ｘ線回折測定用の試料を作製では、鋼板の１／２板幅位置から板幅方向に２０ｍｍ、圧延方向に２０ｍｍの大きさで試験片を切り出し、機械研磨によって板厚方向に１／２板厚位置まで研磨した後、電解研磨等により歪みを除去した。そして、得られた試料の１／２板厚位置についてのＸ線回折測定を行った。

破面遷移温度にミクロ組織の平均結晶粒径が影響していることが知られている。そこで、ミクロ組織を調査する際には、ミクロ組織の平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径の測定では、まず、測定対象となる鋼板の１／４板幅位置のＬ断面の板厚中心の部分であって、板厚方向に５００μｍ、圧延方向に５００μｍの部分について、その結晶方位分布を２μｍステップでＥＢＳＤ法にて調査した。次いで、方位差が１５°以上である点を線分で結び、当該線分を粒界とみなした。そして、粒界により囲まれた結晶粒の円相当径の数平均値を求め、これを平均結晶粒径とした。

また、介在物の調査では、以下のような考えに基づき、後述のように定義される介在物の圧延方向長さの総和Ｍ（ｍｍ／ｍｍ^２）を測定した。

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し、穴広げ性を劣化させる要因となる。また、介在物の形状が圧延方向に長く延伸された形状であるほど介在物近傍の応力集中が増大し、これに応じて介在物が穴広げ性を劣化させる影響が大きくなる。従来、単一の介在物の圧延方向の長さが大きいほど、穴広げ性を大きく劣化させることが知られている。

本発明者らは、延伸した介在物及び球状の介在物が、亀裂伝搬方向である圧延方向に所定の間隔の範囲内で分布して構成される介在物の集まりからなる介在物群も、単一の延伸した介在物と同じように、穴広げ性の劣化に影響していることを見出した。これは、鋼板の変形時に介在物群を構成する各介在物の近傍に導入される歪みの相乗効果により、介在物群の近傍に大きな応力集中を生じさせるためと考えられる。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単一の介在物と同程度、穴広げ性に対して影響を及ぼすことを見出した。ここでいう圧延方向の直線とは、圧延方向に延長した仮想的な直線のことを意味する。

そこで、穴広げ性を評価するうえでは、以下に説明するような形状、位置の介在物を測定対象とすることとした。

まず、測定対象とする介在物は、長径が３．０μｍ以上のもののみに限定した。これは、長径が３．０μｍ未満の介在物の穴広げ性の劣化に対する影響は小さいと考えられるためである。また、ここでいう長径とは、観察される介在物の断面形状において最も長い径のことを意味しており、多くの場合、圧延方向の径である。

そして、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でいる介在物の集まりを１個の介在物群とみなしてその圧延方向長さＬ１を測定し、当該圧延方向長さＬ１が３０μｍ以上の介在物群を評価対象とした。つまり、複数の介在物が圧延方向の直線上に並んでいる場合、互いの圧延方向の間隔が５０μｍ以下の介在物が２個あれば、これらが１つの介在物群に含まれるとし、更に、これら２個の介在物の少なくとも一方との間隔が５０μｍ以下の他の介在物も存在すれば、この介在物も介在物群に含まれるとする。介そして、本発明では、このような介在物同士の位置関係の繰り返しにより介在物群を定義する。在物群に含まれる介在物の数は２個以上であればよい。例えば、図４Ａに示すように、長径が３．０μｍ以上の５個の介在物２１ａ〜２１ｅが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物２１ａと介在物２１ｂとの間隔Ｘは５０μｍ超、介在物２１ｂと介在物２１ｃとの間隔Ｘは５０μｍ以下、介在物２１ｃと介在物２１ｄとの間隔Ｘは５０μｍ以下、介在物２１ｃと介在物２１ｄとの間隔Ｘは５０μｍ超であるとする。この場合、介在物２１ｂ〜２１ｄの集まりを介在物群とみなし、この介在物群の圧延方向長さＬ１が３０μｍ以上であれば、この介在物群を評価対象とする。

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、その圧延方向長さＬ２を測定し、当該圧延方向長さＬ２が３０μｍ以上の介在物を評価対象とした。例えば、図４Ｂに示すように、長径が３．０μｍ以上の３個の介在物２１ｆ〜２１ｈが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物２１ｆと介在物２１ｇとの間隔Ｘは５０μｍ超、介在物２１ｇと介在物２１ｈとの間隔Ｘは５０μｍ超であるとする。更に、介在物２１ｆ及び２１ｈの圧延方向長さＬ２は３０μｍ未満、介在物２１ｇの圧延方向長さＬ２は３０μｍ以上であるとする。この場合、介在物２１ｇを評価対象とする。ただし、後述のように、圧延方向に直交する方向に５０μｍ以下の間隔で他の介在物が存在する場合には、当該介在物と介在物群を構成するとする。

なお、測定対象を、圧延方向長さＬ１が３０μｍ以上の介在物群、及び圧延方向長さＬ２が３０μｍ以上の介在物に限定したのは、圧延方向長さＬ１が３０μｍ未満の介在物群、及び圧延方向長さＬ２が３０μｍ未満の介在物の穴広げ性の劣化に対する影響は小さいと考えられるためである。

上記の説明から明らかであるが、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との間隔が５０μｍ以下のものは、介在物群の一部である。例えば、図４Ｃに示すように、長径が３．０μｍ以上の４個の介在物２１ｉ〜２１ｌが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物２１ｉと介在物２１ｊとの間隔Ｘは５０μｍ超、介在物２１ｊと介在物２１ｋとの間隔Ｘは５０μｍ以下、介在物２１ｋと介在物２１ｌとの間隔Ｘは５０μｍ超であるとする。更に、介在物２１ｉ、２１ｋ及び２１ｌの圧延方向長さＬ２は３０μｍ未満、介在物２１ｊの圧延方向長さＬ２は３０μｍ以上であるとする。この場合、介在物２１ｊ及び２１ｋの集まりを介在物群とみなし、この介在物群を評価対象とする。以下、どの介在物群に含まれず、圧延方向長さＬ２が３０μｍ以上の介在物は、「延伸介在物」ということがある。

また、厳密には圧延方向の直線上にあるとはいえない、長径が３．０μｍ以上の２個の介在物の間でも、圧延方向に直交する方向の間隔が５０μｍ以下であれば、これらの近傍に大きな応力集中が生じることがある。そこで、圧延方向の直線上には並んでいない複数の介在物の集まりであっても、それらの圧延方向の間隔、及び圧延方向に直交する方向の間隔がいずれも５０μｍ以下であれば、介在物群を構成するとみなす。

例えば、図４Ｄに示すように、長径が３．０μｍ以上の６個の介在物２１ｍ〜２１ｒが鋼板中に分散しているとする。また、介在物２１ｏと介在物２１ｐとの圧延方向の間隔Ｘ及びこれに直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ以下、介在物２１ｐと介在物２１ｑとの圧延方向の間隔Ｘ及びこれに直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ以下であるとする。また、介在物２１ｍと介在物２１ｏとの圧延方向に直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ超、介在物２１ｎと介在物２１ｐとの圧延方向に直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ超、介在物２１ｑと介在物２１ｒとの圧延方向の間隔Ｘが５０μｍ超であるとする。この場合、介在物２１ｏ〜２１ｑの集まりを介在物群とみなし、この介在物群の圧延方向長さＬ１が３０μｍ以上であれば、この介在物群を評価対象とする。

また、例えば、図４Ｅに示すように、長径が３．０μｍ以上の４個の介在物２１ｓ〜２１ｖが鋼板中に分散しているとする。また、介在物２１ｓと介在物２１ｕとの圧延方向の間隔Ｘ及びこれに直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ超、介在物２１ｔと介在物２１ｕとの圧延方向に直交する方向の間隔Ｙが５０μｍ超、介在物２１ｖと介在物２１ｕとの圧延方向の間隔Ｘが５０μｍ超であるとする。更に、介在物２１ｕの圧延方向長さＬ２は３０μｍ以上であるとする。この場合、介在物２１ｕを延伸介在物とみなして評価対象とする。ただし、例えば、介在物２１ｔと介在物２１ｕとの圧延方向の間隔Ｘ及びこれに直交する方向の間隔Ｙがいずれも５０μｍ以下であれば、これらが圧延方向の直線上に並んでいない場合でも、介在物２１ｔ及び介在物２１ｕの集まりを介在物群とみなす。

穴広げ性の評価では、まず、１視野中に観察されるすべての介在物群についての圧延方向長さＬ１、及び同視野に観察されるすべての延伸介在物についての圧延方向長さＬ２を測定し、これらの総和Ｌ（ｍｍ）を求めた。次いで、得られた総和Ｌから、下記の数式７に基づき数値Ｍ（ｍｍ／ｍｍ^２）を求め、得られた数値Ｍを単位面積（１ｍｍ^２）当たりの介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和Ｍ（以下、介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和Ｍを「介在物の圧延方向長さの総和Ｍ」ということがある。）として定義した。そして、この総和Ｍと穴広げ性との関連性について調査した。なお、数式７におけるＳは、観察した視野の面積（ｍｍ^２）である。
Ｍ＝Ｌ／Ｓ ・・・数式７

ここで、介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和Ｌから、これの平均値ではなく、単位面積当たりの総和Ｍを求めることとしたのは以下の理由による。

鋼板の変形時においては、介在物群及び延伸介在物（介在物群等）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、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によっては表せないが、単位面積当たりの総和Ｍによっては表せる。このような観点から、介在物群等の圧延方向長さの単位面積当たりの総和Ｍを求めることとした。

そして、詳細は後述するが、本発明者らが行った試験によれば、圧延方向の長さが３０μｍ以上の介在物群及び延伸介在物に関し、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと穴広げ率の平均値λaveとの間に明確な相関関係が存在した。これに対し、圧延方向の長さが３０μｍ以上の介在物群及び延伸介在物に関し、介在物群等の圧延方向長さの平均値と穴広げ率の平均値λaveとの間には大きな相関関係が見られなかった。つまり、介在物群等の圧延方向長さの平均値によって穴広げ性の程度を表すことが困難であることが判明した。

また、鋼板の変形時においては、変形による応力集中部で、介在物群及び延伸介在物を基点として亀裂の発生及び伝播が起きる。特に介在物の圧延方向長さの総和Ｍが大きい場合、この傾向が強くなるため、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．が低下する。また、延性破壊する温度域での試験片の破壊に要するエネルギであるシャルピー吸収エネルギは、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．の双方が影響する指標である。このため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが大きい場合、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．が低下し、シャルピー吸収エネルギも低下する。

以上の観点から、基礎的研究では、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギ等を用いて穴広げ性及び破壊特性を評価した。

また、介在物の調査では、介在物の長径／介在物の短径で表される介在物の長径／短径比を、視野中の各介在物について測定し、視野中の介在物の長径／短径比のうち最大値となるものを測定した。これは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが等しい場合でも、一つ一つの介在物の形状が丸く長径／短径比が小さいときには、鋼板の変形時において介在物の近傍での応力集中が低下し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが更に良好なものになるためである。また、実験により、介在物の長径／短径比の最大値と穴広げ率の標準偏差σとの間に相関関係があることが見出されたので、穴広げ率の標準偏差σを評価する観点からも介在物の長径／短径比の最大値を測定した。

上述のような熱間圧延の条件下で得られた鋼板は、その引張強度が７８０〜８３０ＭＰａの範囲に分布しており、そのミクロ組織はフェライト組織又はベイナイト組織を主相とするものであった。

図５Ａ及び図５Ｂは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の平均値λaveとの関係を示す図である。図６Ａ及び図６Ｂは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値と、穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。図７は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．との関係を示す図である。図５Ａ及び図６Ａは、表４に示す鋼成分１Ａ１〜１Ｗ３を用いた場合の関係を示し、図５Ｂ及び図６Ｂは、表８に示す鋼成分２Ａ１〜２Ｗ３を用いた場合の関係を示している。図７は、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．０４％、Ｓｉ：０．０１％〜１．０５％、Ｍｎ：０．７％〜１．９％、Ｐ：０．０００８％〜０．０１％、Ｓ：０．００１％〜０．００５％、Ａｌ：０．０２％〜０．０４％、Ｔｉ：０．１２％〜０．１８％、ＲＥＭ：０％〜０．００４％、Ｃａ：０％〜０．００４％、Ｎｂ：０％〜０．０４％、及びＶ：０％〜０．０２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を用いた場合の関係を示している。

鋼板の穴広げ率の平均値λaveは、図５Ａ及び図５Ｂに示すように、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが小さいほど、また長径／短径比の最大値が小さいほど、良好であることが分かる。また、穴広げ率の標準偏差σは、図６Ａ及び図６Ｂに示すように、介在物の長径／短径比の最大値が小さいほど、良好であることが分かる。なお、図５Ａ、図５Ｂ、図６Ａ、及び図６Ｂに示されている実験結果は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍに関する条件、及び、長径／短径比の最大値に関する条件を除き、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（以下、｛２１１｝面強度ともいう。）等について、本発明に係る熱延鋼板の条件を満足している。

図５Ａ、図５Ｂ、図６Ａ、及び図６Ｂから、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下、長径／短径比の最大値が８．０以下であれば、穴広げ率の平均値λaveを８０％以上、標準偏差σを１５％以下とすることができることがわかる。更に、長径／短径比の最大値が３．０以下であれば、穴広げ率の平均値λaveを８５％以上、標準偏差σを１０％以下とすることができることもわかる。従って、本発明では、長径が３．０μｍ以上の介在物について、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下とし、介在物の長径／短径比の最大値を８．０以下とする。また、介在物の長径／短径比の最大値は３．０以下であることが好ましい。

また、構造用部材を構成する鋼板の破壊を防ぐためには亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．を改善することが重要である。亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、図７に示すように、介在物の圧延方向長さの総和Ｍに依存しており、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが大きくなるほど、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が低下することが判明した。

また、本発明者らは、介在物群及び延伸介在物が、圧延により延伸したＭｎＳ及び製鋼段階で脱硫のために投入した脱硫材の残存物であることを見出した。上述のように、介在物群及び延伸介在物は、圧延方向長さの総和Ｍ及び介在物の長径／短径比の最大値を増大させて、穴広げ性及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．等を劣化させる要因となる。本発明者らは、ＲＥＭ、Ｃａを添加した場合に、ＲＥＭの酸化物や硫化物を核とせずに析出するＣａＳや、ＣａＯとアルミナとの混合物であるカルシウムアルミネート等の析出物の形状も、圧延方向に若干延伸していることを見出した。本発明者らは、これら介在物も、圧延方向長さの総和Ｍ及び介在物の長径／短径比の最大値を増大させて、穴広げ性等を劣化させる要因となることを見出した。

そして、穴広げ性及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．等の向上を図るため、これら介在物を抑制するための製造方法について検討した結果、以下の条件が重要であることが判明した。

まず、ＭｎＳを抑制するためには、Ｍｎと結合するＳの量を低減することが重要である。このため、本発明では、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。また、Ｔｉ添加鋼ではＭｎＳが生成する温度域より高温でＴｉＳが生成されるため、Ｍｎと結合するＳの量を低減させることができる。ＲＥＭやＣａが添加された鋼でも同様に、ＲＥＭ、Ｃａの硫化物を析出させることにより、Ｍｎと結合するＳの量を低減させることができる。従って、ＭｎＳを抑制するためには、化学量論的にＳの全量より多い割合でＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａを含有させることが重要である。

このような考えに基づき、数式１´で表わされるパラメータＱ´の数値と介在物の圧延方向長さの総和Ｍとの関係について調査したところ、図８に示すように、パラメータＱ´の数値が３０．０以上であれば、本発明で規定している０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下の総和Ｍが得られることが判明した。図８は、図７と同様の鋼を用いた場合の関係を示している。また、図示はしないが、パラメータＱ´の数値が３０．０以上であれば、本発明で規定している８．０以下の介在物の長径／短径比の最大値が得られることも判明した。そこで、本発明では、パラメータＱ´の値を３０．０以上とする。なお、鋼にＲＥＭ及びＣａが含有されていない場合には、パラメータＱ´に代えて数式１で表わされるパラメータＱを用いればよい。ここで、ＭｎＳの量を抑制するためには、単純にＳの含有量を低減することも考えられるが、この場合、脱硫工程での製造負荷が増大するうえ、それに用いた脱硫材が残存してかえって延伸した介在物量が増大してしまう。このため、Ｓの含有量の低減ではなく、Ｃａ及びＲＥＭの含有量の増大によりＭｎＳの量を抑制できるように、パラメータＱ´の数値を３０．０とすることが特に有効である。

また、本発明者らは、ＲＥＭの酸化物や硫化物を核とせずに析出するＣａＳ等の析出物を低減させる観点から、（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０）の数値と介在物の長径／短径比の最大値との関係について調査した。この結果、図示はしないが、（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０）の数値が０．３以上であれば、本発明の好ましい条件である３．０以下の長径／短径比の最大値が得られることが判明した。従って、介在物の長径／短径比の最大値を３．０以下にするための条件として、下記数式８が満たされることが好ましい。
０．３≦（［ＲＥＭ］／１４０）／(［Ｃａ］／４０） ・・・（数式８）

（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０）の数値が０．３以上であれば、３．０以下の長径／短径比の最大値が得られるのは、以下の理由によると考えられる。ＲＥＭをＣａより十分多く添加した場合、球形のＲＥＭの酸化物や硫化物を核としてＣａＳ等が晶出、または析出して、全体的に球形の析出物が析出する。その一方で、ＲＥＭのＣａに対する割合が減少すると、核となるＲＥＭの酸化物や硫化物が減少することにより、ＣａＳ等の延伸形状の析出物がＲＥＭの酸化物や硫化物を核とせずに多く析出する。そして、これらの結果、介在物の長径／短径比に影響が及ぶと考えられる。

また、本発明では、カルシウムアルミネートを低減させるために、Ｃａ含有量を０．０２％以下とする。

図９Ａ及び図９Ｂは、それぞれ、下記表１に示す鋼成分ａからなる供試鋼についての、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、及び長径／短径比の最大値の関係を示している。図９Ｃ及び図９Ｄは、それぞれ、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径、及び｛２１１｝面強度の関係を示している。また、図１０Ａ及び図１０Ｂは、それぞれ、下記表２に示す鋼成分ｂからなる供試鋼についての、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、及び長径／短径比の最大値の関係を示している。図１０Ｃ及び図１０Ｄは、それぞれ、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径、及び｛２１１｝面強度の関係を示している。ここでいう粗圧延の累積圧下率とは、粗圧延前の鋼片の厚さを基準とした各温度域での鋼片の圧下される割合を意味している。１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率Ｒ１（％）は下記の数式９で定義される。また、１１５０℃以下の温度域での粗圧延の累積圧下率Ｒ２（％）は下記の数式１０で定義される。また、ここでは仕上げ圧延の開始温度は１０７５℃、終了温度は９４０℃、ランアウトテーブル（ＲＯＴ：run-out-table）での冷却速度は３０℃／秒、巻き取り温度は４８０℃とした。

（ｔ_０は粗圧延前の鋼片の厚さ、ｔ_ａ１は１１５０℃超の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、ｔ_ｂ１は１１５０℃超の温度域での最後の圧下前の鋼片の厚さ、ｔ_ａ２は１１５０℃以下の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、ｔ_ｂ２は１１５０℃以下の温度域での最後の圧下前の鋼片の厚さを示している。）

これらより、１１５０℃超の温度域での累積圧下率が７０％超の場合、圧延方向長さの総和Ｍ、及び介在物の長径／短径比の最大値が共に大きくなり、０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下の総和Ｍ、８．０以下の介在物の長径／短径比の最大値が得られないことが分かる。これは、１１５０℃超の温度域のような高温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が大きくなるほど、介在物が圧延により延伸しやすいためであると考えられる。

また、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％未満の場合、ミクロ組織の平均結晶粒径が６μｍ超と大きくなることが分かる。これは、１１５０℃以下の温度域のような低温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が小さくなるほど、再結晶後のオーステナイト粒径が大きくなり、最終製品でのミクロ組織の平均結晶粒径も大きくなったためであると考えられる。

また、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が２５％超の場合、｛２１１｝面強度が２．４超と大きくなることが分かる。これは、１１５０℃以下の温度域のような比較的低温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が大きすぎると、粗圧延後に再結晶がほぼ完全に進まなくなり、｛２１１｝面強度を増大させる原因となる未再結晶組織が仕上圧延後にも残存し、その結果、最終製品での｛２１１｝面強度が高められるためであると考えられる。

次に、本発明を完成するに至った他の基礎的な研究について説明する。

本発明者らは、表３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圧延の終了温度及び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℃、仕上圧延の終了温度を７５０℃〜１０００℃とした条件で熱間圧延した後、４０℃／ｓｅｃ前後の平均冷却速度で冷却し、０℃〜７５０℃の温度で巻き取りを行い、厚さが２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。そして、各種調査を行った。以下の調査では、特に言及しない場合には、鋼板幅の１／４位置（１／４板幅部）又は３／４位置（３／４板幅部）から切り出した試料を用いた。

表３中の鋼成分ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢを含んでおり、鋼成分ｄは、Ｔｉ及びＮｂを含む、Ｂを含まない。また、鋼成分ｅは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＢを含み、鋼成分ｆは、Ｔｉ及びＢ並びに極微量のＮｂを含む。

本発明者らは、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及び固溶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及び固溶Ｂの粒界個数密度には、巻き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及び固溶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。この調査では、はがれの評価、並びに固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度の測定を以下に示す方法に従って行った。

はがれの評価では、日本鉄鋼連盟規格のＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の方法と同様の方法で、クリアランスを２０％として打ち抜きを行い、その打ち抜き面のはがれの有無を目視にて確認した。

固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度の測定では、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（ＰｏＳＡＰ：position
sensitive atom probe）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、試料の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できる。また、電界蒸発現象を用いて試料の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、３次元マップとして表示及び分析することもできる。粒界の観察には、収束イオンビーム（ＦＩＢ：focused ion beam）装置として日立製作所製のＦＢ２０００Ａを用い、切り出した試料を電解研磨により針形状にするために、任意形状の走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。このようにして、粒界部を含むＰｏＳＡＰ用針状試料を作製した。そして、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ：scanning ion microscope）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利用して、ＰｏＳＡＰ用針状試料を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であり、測定条件としては、試料位置の温度を約７０Ｋ、プローブ全電圧を１０ｋＶ〜１５ｋＶ、パルス比を２５％とした。そして、各試料の粒界及び粒内を、それぞれ三回測定してその平均値を代表値とした。このようにして、粒界及び粒内に存在している固溶Ｃ及び固溶Ｂを測定した。

測定値から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定義され、これを粒界個数密度（個／ｎｍ^２）とした。従って、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。粒界個数密度は粒界偏析密度でもある。

本発明における固溶Ｃ及び固溶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である。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、粒界の位置にＣ原子及びＢ原子の個数が多いことが確認できる。

このような調査の結果を図１１Ａ及び図１１Ｂに示す。図１１Ａは、鋼成分ｃ、ｄ及びｅにおける固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と巻き取り温度（ＣＴ）との関係におけるはがれの有無を示している。図１１Ｂは、鋼成分ｃ、ｄ及びｆにおける固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と巻き取り温度（ＣＴ）との関係におけるはがれの有無を示している。図１１Ａ及び図１１Ｂ中の白抜きの印（□、○、◇、△）は、はがれが発生しなかったことを示し、黒塗りの印（●、◆、▲）は、軽微なはがれが発生したことを示す。

図１１Ａ及び図１１Ｂから、固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超の場合に、はがれを効果的に抑制できることがわかった。４．５個／ｎｍ^２以下で軽微なはがれが生じたのは、粒界の強度が粒内に比べて相対的に低下したためであると推定される。

はがれの有無と巻き取り温度との関係に関しては、Ｔｉ及びＮｂを実質的に含まない鋼成分ｃでは、何れの巻き取り温度でも固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超であり、はがれが発生しなかった。これに対し、Ｔｉ及びＮｂを含む鋼成分ｄ〜ｆでは、巻き取り温度が高くなると固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２以下となり、はがれが発生した。

これは、鋼成分ｃでは、Ｔｉ及びＮｂを実質的に含まないため、巻き取り温度が高くなっても、ＴｉＣ等の析出が起きず、固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が高いままであるのに対し、鋼成分ｄ〜ｆでは、巻き取り温度が高くなると、粒界に偏析していた固溶Ｃが主に巻き取り後に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ためであると推定される。

また、鋼成分ｅ及びｆで鋼ｄよりも高い巻き取り温度まで４．５個／ｎｍ^２超の粒界個数密度が得られるのは、Ｂを含んでいるため、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が補填されたためである。

本発明者らは、穴広げ性をより向上させる条件を見出すべく、得られた鋼板について更に各種調査を行った結果、粒界セメンタイトの粒径の穴広げ性への影響が特に大きいことが判明した。この調査では、上記の方法と同様にして、一つの供試鋼から複数本、例えば１０本の試験片を製作し、日本鉄鋼連盟規格のＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の方法に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ率の平均値λaveを算出した。また、粒界セメンタイトの粒径を以下に示す方法に従って測定した。

まず、供試鋼の１／４板幅部又は３／４板幅部から切り出した試料の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡用のサンプルを採取した。そして、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（ＦＥＧ：field emission gun）を搭載した透過型電子顕微鏡によってサンプルを観察した。この結果、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が確認できた。なお、本発明では、粒界セメンタイトの粒径は、一視野において観察された全粒界セメンタイトについて画像処理等により測定される円相当粒径の平均値であると定義する。

図１２Ａは、鋼成分ｃ、ｄ及びｅにおける粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係を示している。図１２Ｂは、鋼成分ｃ、ｄ及びｆにおける粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係を示している。

図１２Ａ及び図１２Ｂから、穴広げ率と粒界セメンタイトの粒径との間に相関関係があることがわかる。すなわち、粒界セメンタイトの粒径が小さいほど穴広げ率が向上し、粒界セメンタイトの粒径が２μｍ以下になると、穴広げ率が８０％以上にな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、穴広げ率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、打ち抜き又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、母相の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いて母相粒が過剰な応力を受けるために」発生すると考えられる。これに対し、粒界セメンタイトの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、力学的に応力集中が生じず、ボイドが発生しにくくなるため、穴広げ率が向上すると考えられる。

図１３Ａは、鋼成分ｃ、ｄ及びｅにおける巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係を示している。図１３Ｂは、鋼成分ｃ、ｄ及びｆにおける巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係を示している。

図１３Ａ及び図１３Ｂに示すように、鋼成分ｃ〜ｆのいずれにおいても、巻き取り温度が高くなるにつれて粒界セメンタイトの粒径が大きくなるが、ある温度以上になると粒界セメンタイトの粒径が急激に小さくなる傾向がある。特にＴｉ及びＮｂを含む鋼成分ｄ〜ｆでは、粒界セメンタイトの粒径の減少が顕著であった。特に、鋼成分ｅでは、巻き取り温度が４８０℃以上の場合に２μｍ以下となり、鋼成分ｆでは、巻き取り温度が５６０℃以上の場合に２μｍ以下となった。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。このノーズ域は、α相中のＣの過飽和度を駆動力とする核生成と、Ｃ及びＦｅの拡散に律速されるＦｅ_３Ｃの粒成長とのバランスにより表現されることが知られている。巻き取り温度がこのノーズ域よりも低温であると、Ｃの過飽和度が大きく核生成の駆動力は大きいが、低温のためほとんど拡散できず、粒界及び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、巻き取り温度がノーズ域の温度よりも高温であると、Ｃの溶解度が上がり、核生成の駆動力が減少するものの、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、当該元素（Ｔｉ、Ｎｂ等）のα相での析出ノーズ域がセメンタイトのそれよりも高温側にあり、その析出のためにＣが奪われる。このため、セメンタイトの析出量及びサイズが減少する。このような理由で、鋼成分ｅでは、巻き取り温度が４８０℃以上の場合に２μｍ以下となり、鋼成分ｆでは、巻き取り温度が５６０℃以上の場合に２μｍ以下となったと考えられる。

本発明は、以上のように、乗用車等の軽量化に資するべく、高強度、高成形性及び高破壊特性を有する鋼板の開発を目的として、介在物、特に硫化物の量、形態の制御及びミクロ組織、集合組織の制御を行うことによりなされたものである。

（第１の実施形態）
次に、本発明の第１の実施形態に係る高強度熱延鋼板における組成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：０．０２％〜０．１％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して析出強化によって引張強度の向上に寄与する元素である。また、Ｃは、ミクロ組織の微細化により破面遷移温度を低下させる。更に、Ｃは、結晶粒界に固溶Ｃとして偏析することにより、打ち抜き加工時の粒界の剥離を抑えてはがれの発生を抑制する効果をもつ。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、これらの効果を十分に得ることができず、所望の穴広げ性及び破壊特性が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１％超であると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギにとって好ましくない鉄炭化物（Ｆｅ_３Ｃ）が過多に生成する可能性がある。このため、Ｃ含有量は、０．０２％以上、０．１％以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Ｃ含有量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。更に、Ｃ含有量が低いほど、鉄炭化物（Ｆｅ_３Ｃ）の生成が有効に抑えられるため、更に優れた穴広げ率の平均値λave等を得るために、Ｃ含有量は０．０６％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。

Ｓｉ：０．００１％〜３．０％
Ｓｉは、予備脱酸に必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．００１％未満であると、十分な予備脱酸が困難となる。また、Ｓｉは、固溶強化元素として引張強度の向上に寄与するとともに、鉄炭化物（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を抑えて、Ｎｂ、Ｔｉの炭化微細析出物の析出を促進する。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが良好なものとなる。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、０．００１％以上、３．０％以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Ｓｉ含有量は０．５％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ｓｉ含有量は２．０％以下であることが好ましく、１．３％以下であることがより好ましい。

Ｍｎ：０．５％〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化元素として鋼板の引張強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。一方、Ｍｎ含有量が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含有量は、０．５％以上、３．０％以下とする。また、より高い引張強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．７５％以上であることが好ましく、１．０％以上であることがより好ましい。更に、スラブ割れをより確実に抑制するために、Ｍｎ含有量は２．０％以下であることが好ましく、１．５％以下であることがより好ましい。

Ｐ：０．１％以下（０％は含まず）
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、その含有量の増加に伴い粒界での偏析量が増大し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギの劣化を招く元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、Ｐの含有量が０．１％以下の場合、これら穴広げ率の平均値λave等の特性値について許容できる範囲となる。このため、Ｐ含有量は、０．１％以下とする。また、Ｐの含有に伴う特性の劣化をより抑制するために、Ｐ含有量は０．０２％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。

Ｓ：０．０１％以下（０％は含まず）
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、Ｓ含有量が０．０１％超であると、鋼片加熱時に鋼中でＭｎＳを多量に生成し、これが熱間圧延により延伸されて介在物の圧延方向長さの総和Ｍ及び介在物の長径／短径比が増大する。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが得られない。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。また、Ｓの含有に伴う特性の劣化をより抑制するために、Ｓ含有量は０．００３％以下であることが好ましく、０．００２％以下であることがより好ましい。その一方で、脱硫材を用いた脱硫を行わない場合、Ｓ含有量を０．００１％未満にすることは困難である。

Ａｌ：０．００１％〜２．０％
Ａｌは、溶鋼の脱酸に必要な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満であると、溶鋼を十分に脱酸させることが困難となる。また、Ａｌは、引張強度の向上に寄与する元素でもある。一方、Ａｌ含有量が２．０％超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ａｌの含有量は、０．００１％以上、２．０％以下とする。また、脱酸をより確実なものとするために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ａｌ含有量は０．５％以下であることが好ましく、０．１％以下であることがより好ましい。

Ｎ：０．０２％以下（０％は含まず）
Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる。つまり、Ｎは、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。また、引張強度の低下をより有効に抑えるために、Ｎの含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３以下であることがより好ましい。

Ｔｉ：０．０３％〜０．３％
Ｔｉは、ＴｉＣとして微細に析出して析出強化による鋼板の引張強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．０３％未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。また、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。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、シャルピー吸収エネルギが良好なものとなる。一方、Ｔｉの含有量が０．３％超であると、これらの効果が飽和して経済性の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は、０．０３％以上、０．３％以下とする。また、より高い引張強度を得るために、Ｔｉ含有量は０．０８％以上であることが好ましく、０．１２％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ｔｉ含有量は０．２％以下であることが好ましく、０．１５％以下であることがより好ましい。

Ｎｂ：０．００１％〜０．０６％
Ｎｂは、析出強化及びミクロ組織の微細化により引張強度を向上させたり、ミクロ組織の平均結晶粒径を微細にしたりする元素である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満であると、十分な引張強度及び破面遷移温度が得られなくなる可能性がある。一方、Ｎｂ含有量が０．０６％超であると、熱間圧延工程での未再結晶域の温度が拡大して、｛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が熱間圧延工程終了後に多く残存してしまう。｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が過度に増大すると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上、０．０６％以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０１５％以上であることがより好ましい。更に、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の増大を抑制するために、Ｎｂ含有量は０．０４％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。

以上が、第１の実施形態における基本成分の限定理由であるが、ＲＥＭ又はＣａの何れか一種又は両方を下記のような含有量で含有していてもよい。

ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）は、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギを劣化させる原因となるＭｎＳ等の硫化物の形態を球形化させて、介在物の長径／短径比の最大値及び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。従って、ＲＥＭは、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギを良好なものとすることができる。ただし、ＲＥＭを含有する場合でも、ＲＥＭ含有量が０．０００１％未満であると、ＭｎＳ等の硫化物の形態を球形化させる効果が十分得られないことがある。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２％超であると、このような効果が飽和して経済性の低下を招く。このため、ＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上、０．０２％以下とする。また、上記の効果をより向上するために、ＲＥＭ含有量は０．００２％以上であることが好ましく、０．００３％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であることがより好ましい。

Ｃａ：０．０００１％〜０．０２％
Ｃａは、鋼中のＳを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳの生成を抑制するとともに、ＭｎＳ等の硫化物の形態を球形化させることにより、介在物の長径／短径比の最大値及び介在物その圧延方向長さの総和Ｍを低減させる元素である。従って、Ｃａも、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギを良好なものとすることができる。ただし、Ｃａを含有する場合でも、Ｃａ含有量が０．０００１％未満であると、ＭｎＳ等の硫化物の形態を球形化させる効果が十分得られない。一方、Ｃａ含有量が０．０２％超であると、延伸した形状の介在物となりやすいカルシウムアルミネートが多量に生じ、かえって介在物の圧延方向長さの総和Ｍを増大させてしまう可能性がある。このため、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、０．０２％以下とする。また、上記の効果をより向上するために、Ｃａ含有量は０．００２％以上であることが好ましく、０．００３％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であることがより好ましい。

また、穴広げ性の劣化の原因となるＭｎＳを可能な限り低減させるため、Ｔｉ、Ｓ、ＲＥＭ、及びＣａの含有量に関し、前述のパラメータＱ又はＱ´は３０．０以上とする。パラメータＱ又はＱ´が３０．０以上であれば、鋼中のＭｎＳの量が低減して、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが十分に低減される。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが改善される。パラメータＱ又はＱ´が３０．０未満であると、これら特性値が十分なものにならない可能性がある。

本実施形態に係る鋼板の、これら基本成分の他の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ等が挙げられ、これらをそれぞれ０．０２％以下の範囲で含んでいても、本発明の効果を失するものではない。

また、Ｃａ及びＲＥＭの含有量に関し、介在物の長径／短径比の最大値を抑える観点から、上述のように、数式２が成り立つことが好ましい。数式２が成り立たない場合、介在物の長径／短径比の最大値が３．０超となり、８５％以上の穴広げ率の平均値λave、及び１０％以下の穴広げ率の標準偏差σという好ましい値が得られない。また、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギについて更に優れたものを得られない可能性がある。
０．３≦（［ＲＥＭ］／１４０）／(［Ｃａ］／４０） ・・・（数式２）

また、鋼板に、必要に応じて、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの成分を一種又は二種以上が下記の範囲で含有されていてもよい。

Ｂ：０．０００１％〜０．００５％
Ｂは、固溶Ｃとともに固溶Ｂとして粒界に偏析することにより、打ち抜き加工時の粒界の剥離を抑えて、はがれの発生を抑制する元素である。また、このような効果に伴って、Ｂが含有されている場合には、熱間圧延工程における巻き取りを比較的高温で行うことが可能となる。Ｂ含有量が０．０００１％未満では、これらの効果が十分に得られない可能性がある。一方、Ｂ含有量が０．００５％超であると、熱間圧延工程での未再結晶域の温度が拡大して、未再結晶状態の圧延集合組織が熱間圧延工程終了後に多く残存する。未再結晶状態の圧延集合組織は、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を増大させる。そして、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が過度に増大すると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上、０．００５％以下であることが好ましい。また、はがれの発生をより抑制するために、Ｂ含有量は０．００１％以上であることがより好ましく、０．００２％以上であることがより一層好ましい。更に、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比をより抑制するために、Ｂ含有量は０．００４％以下であることがより好ましく、０．００３％以下であることがより一層好ましい。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＶは、析出強化又は固溶強化により熱延鋼板の引張強度を向上させる効果がある元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．００１％未満、Ｃｒ含有量が０．００１％未満、Ｍｏ含有量が０．００１％未満、Ｎｉ含有量が０．００１％未満、Ｖ含有量が０．００１％未満であると、十分な引張強度向上の効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％超、Ｃｒ含有量が１．０％超、Ｍｏ含有量が１．０％超、Ｎｉ含有量が１．０％超、Ｖ含有量が０．２％超であると、引張強度向上の効果が飽和して経済性の低下を招く。従って、Ｃｕ含有量は０．００１％以上、１．０％以下であることが好ましく、Ｃｒ含有量は０．００１％以上、１．０％以下であることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．００１％以上、１．０％以下であることが好ましく、Ｎｉ含有量は０．００１％以上、１．０％以下であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００１％以上、０．２％以下であることが好ましい。また、引張強度をより向上するために、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、Ｍｏ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、Ｎｉ含有量は０．１％以上であることがより好ましく、Ｖ含有量は０．０５％以上であることがより好ましい。更に、Ｃｕ含有量は０．３％以上であることがより一層好ましく、Ｃｒ含有量は０．３％以上であることがより一層好ましく、Ｍｏ含有量は０．３％以上であることがより一層好ましく、Ｎｉ含有量は０．３％以上であることがより一層好ましく、Ｖ含有量は０．０７％以上であることがより一層好ましい。一方、経済性を考慮して、Ｃｕ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、Ｃｒ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、Ｍｏ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、Ｎｉ含有量は０．７％以下であることがより好ましく、Ｖ含有量は０．１％以下であることがより好ましい。更に、Ｃｕ含有量は０．５％以下であることがより一層好ましく、Ｃｒ含有量は０．５％以下であることがより一層好ましく、Ｍｏ含有量は０．５％以下であることがより一層好ましく、Ｎｉ含有量は０．５％以下であることがより一層好ましく、Ｖ含有量は０．０９％以下であることがより一層好ましい。

また、鋼板に、必要に応じて、合計で１％以下のＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｇが含有されていてもかまわない。

また、固溶Ｃ及び固溶Ｂの総計の粒界個数密度は４．５個／ｎｍ^２以上、１２個／ｎｍ^２以下であることが好ましい。これは、粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２以上である場合に、特にはがれの発生を抑制することができるが、粒界個数密度が１２個／ｎｍ^２超では、この効果が飽和するからである。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、粒界個数密度は５個／ｎｍ^２以上であることがより好ましく、６個／ｎｍ^２以上であることがより一層好ましい。

更に、粒界セメンタイトの粒径は２μｍ以下であることが好ましい。これは、粒界セメンタイトの粒径が２μｍ以下であれば、ボイドが発生しにくく、穴広げ性をより向上することができるからである。

次に、第１の実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の限定理由について説明する。

第１の実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織は、フェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織とする。これは、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であれば、ミクロ組織全体の硬さが比較的均一となり、延性破壊が抑制されて、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが良好なものとなり、十分な穴広げ性及び破壊特性を得ることが可能となるからである。また、ミクロ組織中には、マルテンサイト及び残留オーステナイトの混合物である島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる組織が若干残存する場合がある。島状マルテンサイト（ＭＡ）は、延性破壊を促進して穴広げ率の平均値λave等を劣化させるので、残存しない方が好ましいが、面積分率で３％以下であれば許容される。

また、ミクロ組織における平均結晶粒径は６μｍ以下とする。これは、平均結晶粒径が６μｍ超の場合、十分な破面遷移温度が得られなくなるからである。つまり、平均結晶粒径が６μｍ超であると、十分な破壊特性を得ることができない。また、破壊特性をより良好なものとするために、平均結晶粒径は５μｍ以下であることが好ましい。

集合組織における、｛２１１｝面強度は２．４以下とする。これは、｛２１１｝面強度が２．４超であると、鋼板の異方性が大きくなり、穴広げ加工時に、板幅方向に引張歪みを受ける圧延方向の端面において厚さの減少が大きくなり、端面に高い応力が発生して亀裂が発生及び伝搬しやすくなり、穴広げ率の平均値λaveを劣化させるためである。また、｛２１１｝面強度が２．４超であると、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギも劣化するからでもある。つまり、｛２１１｝面強度が２．４超であると、所望の穴広げ性及び破壊特性を得ることができない。また、穴広げ性及び破壊特性をより良好なものとするために、｛２１１｝面強度は２．３５以下であることが好ましく、２．２以下であることがより好ましい。

上述のように、介在物の長径／介在物の短径で表される長径／短径比の最大値は８．０以下とする。これは、長径／短径比が８．０超である場合、鋼板の変形時において介在物の近傍での応力集中が増大し、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られない可能性があるためである。つまり、長径／短径比の最大値が８．０超であると、十分な穴広げ性及び破壊特性が得られない可能性がある。また、介在物の長径／短径比の最大値は、３．０以下であることが好ましい。介在物の長径／短径比の最大値が３．０以下であれば、穴広げ率の平均値λaveをより良好な８５％以上とし、穴広げ率の標準偏差σをより良好な１０％以下とすることができ、また、亀裂発生抵抗値Ｊｃ及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものにすることができる。これらは、図５Ａ、図５Ｂ、図６Ａ、及び図６Ｂからも明らかである。

また、上述のように、介在物の圧延方向長さの総和Ｍは０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下とする。これは、総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２超である場合、鋼板の変形時において延性破壊が促進されやすく、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなくなる可能性があるためである。つまり、総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ^２超であると、所望の穴広げ性及び破壊特性が得られない可能性がある。これは、図５Ａ、図５Ｂ、図６Ａ、及び図６Ｂからも明らかである。また、介在物の圧延方向長さの総和Ｍは、０．０５ｍｍ／ｍｍ^２以下であることが好ましい。介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．０５ｍｍ／ｍｍ^２以下であれば、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．をより良好な９００ＭＪ／ｍ^３以上とすることができ、また、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものにすることができる。このような観点から、介在物の圧延方向長さの総和Ｍは０．０１ｍｍ／ｍｍ^２以下であることがより好ましく、総和Ｍが零であってもよい。

なお、ここでいう介在物は、例えば、鋼中のＭｎＳ及びＣａＳ等の硫化物、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系化合物（カルシウムアルミネート）等の酸化物、並びにＣａＦ_２等からなる脱硫材の残存物等のことをいう。

また、これらミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、Ｘ線ランダム強度比、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、介在物の長径／短径比の定義は上述の通りである。

なお、特に限定はしないが、ｎ値（加工硬化指数）は０．０８以上であることが好ましく、破面遷移温度は−１５℃以下であることが好ましい。

次に、第１の実施形態に係る熱延鋼板を製造するための方法について説明する。

まず、製鋼工程において、例えば、高炉等によって溶銑を得た後、転炉にて脱炭処理及び合金添加を行う。その後、出鋼した溶鋼に各種の二次精錬装置で脱硫処理、脱酸処理等を行う。このようにして、所定の成分を含有する溶鋼を溶製する。

二次精錬工程において、Ｃａ、ＲＥＭ及び／又はＴｉを、パラメータＱ又はＰ´が３０．０以上となるように添加し、延伸ＭｎＳを抑制することが好ましい。この際、Ｃａを多量に添加すると、延伸したカルシウムアルミネートを生成するので、ＲＥＭを添加して、Ｃａは添加しないか、又はＣａの添加は微量とすることが好ましい。このような処理により、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを、より良好な０．０１ｍｍ／ｍｍ^２以下とすることができ、また、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．をより良好な９００ＭＪ／ｍ^３以上とすることができる。また、更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものとすることができる。なお、コスト上、脱硫材を用いた脱硫は行わないことが好ましい。

ただし、コスト上の制約が小さい場合、Ｓ含有量をより一層抑制するために脱硫材を用いた脱硫を行ってもよい。その場合、延伸した介在物となりやすい脱硫材自体が最終製品中まで残存する可能性があるので、二次精錬工程中で脱硫材の投入後に十分な溶鋼の環流を行い、脱硫材を除去することが好ましい。また、脱硫材を用いる場合は、二次精錬工程後に残存する脱硫材が圧延により延伸するのを防止するため、高温での圧延で延伸しにくい組成とすることが好ましい。

以上の点を除けば、熱間圧延工程に先行する製鋼工程については特に限定するものではない。二次精錬により所定の成分を含有する溶鋼を溶製した後は、通常の連続鋳造又はインゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造等の方法で鋳造して鋼片を得る。連続鋳造によって鋼片を得た場合は、高温鋼片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却した後に加熱炉によって再加熱し、その後に鋼片を熱間圧延するようにしてもよい。また、高炉によって溶銑を得る代替の方法として、原料として鉄スクラップを使用し、これを電炉にて溶解した後、各種の二次精錬を行い、所定の成分を含有する溶鋼を得るようにしてもよい。

次に、連続鋳造等により得られた鋼片を熱間圧延する際の製造条件について説明する。

まず、連続鋳造等により得られた鋼片を加熱炉にて加熱する。この際の加熱温度は、所望の引張強度を得るために、１２００℃以上とすることが好ましい。加熱温度が１２００℃未満であると、Ｔｉ又はＮｂを含む析出物が鋼片（スラブ）中に十分に溶解せずに粗大化し、Ｔｉ又はＮｂの析出物による析出強化能が得られず、所望の引張強度が得られないことがある。また、加熱温度が１２００℃未満であると、再加熱によりＭｎＳが十分に溶解せず、ＳをＴｉＳとして析出させることを促進することができず、所望の穴広げ性が得られなくなる可能性がある。

続いて、加熱炉より抽出した鋼片に対して粗圧延を行う。粗圧延では、１１５０℃超の高温の温度域で累積圧下率が７０％以下となる圧延を行う。これは、この温度域での累積圧下率が７０％超であると、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ及び介在物の長径／短径比の最大値が共に大きくなり、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が得られなくなる可能性があるためである。このような観点から、１１５０℃超の高温の温度域で累積圧下率は６５％以下であることが好ましく、６０％以下であることがより好ましい。

また、粗圧延では、１１５０℃以下の低温の温度域で累積圧下率が１０％以上、２５％以下となる圧延も行う。この温度域での累積圧下率が１０％未満の場合、ミクロ組織の平均結晶粒径が大きくなり、本発明で規定する平均結晶粒径（６μｍ以下）が得られなくなる。この結果、所望の破面遷移温度が得られなくなる可能性がある。一方、この温度域での累積圧下率が２５％超の場合、｛２１１｝面強度が大きくなり、本発明で規定する｛２１１｝面強度（２．４以下）が得られなくなる。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなくなる可能性がある。このため、１１５０℃以下の低温の温度域での圧延の累積圧下率は、１０％以上、２５％以下とする。なお、より良好な破面遷移温度を得るために、１１５０℃以下の低温の温度域での累積圧下率は１３％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。また、より良好な穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギを得るために、１１５０℃以下の低温の温度域での累積圧下率は２０％以下であることが好ましく、１７％以下であることがより好ましい。

続いて、粗圧延を行って得られた鋼片に対して仕上圧延を行う。この仕上圧延工程では、その開始温度を１０５０℃以上とする。これは、仕上圧延の開始温度をより高温にするほど、圧延中の動的再結晶が促進され、未再結晶状態のまま圧下を重ねるために生じる｛２１１｝面強度を大きくする集合組織を低減させて、本発明で規定する｛２１１｝面強度（２．４以下）を得ることができるためである。｛２１１｝面強度をより抑制するために、仕上圧延の開始温度は１１００℃以上とすることが好ましい。

また、この仕上圧延工程では、その終了温度をＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下とする。仕上圧延の終了温度がＡｒ３＋１３０℃未満であると、｛２１１｝強度を増大させる原因となる未再結晶状態の圧延集合組織が残存しやすくなり、本発明で規定する｛２１１｝面強度（２．４以下）を得にくくなる。一方、仕上圧延の終了温度がＡｒ３＋２３０℃超であると、結晶粒が過度に粗大化して、本発明で規定する平均結晶粒径（６μｍ以下）を得にくくなる。このため、仕上圧延の終了温度はＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下とする。｛２１１｝面強度をより抑制するために、仕上圧延の終了温度はＡｒ３＋１５０℃以上であることが好ましく、Ａｒ３＋１６０℃以上であることがより好ましい。また、ミクロ組織の平均結晶粒径をより小さくするために、仕上圧延の終了温度はＡｒ３＋２００℃以下であることが好ましく、Ａｒ３＋１７５℃以下であることがより好ましい。

なお、Ａｒ３は、下記数式１１から求められる。

（［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）、［Ｎｉ］はＮｉ含有量（質量％）、［Ｃｕ］はＣｕ含有量（質量％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（質量％）、［Ｍｏ］は、Ｍｏ含有量（質量％）を示している。）

また、仕上圧延の終了温度ＦＴは、Ｎｂ含有量及びＢ含有量に応じて、下記数式１２を満たしていることが好ましい。数式１２が満たされている場合に、｛２１１｝面強度及び平均結晶粒径が特に抑制されるからである。

（［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）を示している。）

続いて、仕上圧延工程により得られた鋼板をランアウトテーブル等で冷却する。この冷却工程では、冷却速度を１５℃／sec以上とする。これは、冷却速度が１５℃／sec未満であると、穴広げ率の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されてしまううえ、ミクロ組織の平均結晶粒径が大きくなり破面遷移温度を劣化させてしまう。この結果、十分な穴広げ性及び破壊特性が得られなくなる可能性がある。このため、冷却速度は１５℃／sec以上とし、２０℃／sec以上とすることが好ましい。

また、この冷却工程では、ＴｉＣ等の析出物を微細化させて、より引張強度の優れた熱延鋼板を得るために、次に説明するような三段冷却工程を行うことが好ましい。この三段冷却工程では、例えば、初めに冷却速度を２０℃／sec以上とした一段階目の冷却を行い、続いて、５５０℃以上６５０℃以下の温度域で冷却速度を１５℃／sec以下とした二段階目の冷却を行い、続いて、冷却速度を２０℃／sec以上とした三段階目の冷却を行う。

三段冷却工程での一段階目の冷却で冷却速度を２０℃／sec以上としたのは、これよりも小さい冷却速度であると、穴広げ値の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されてしまう可能性があるためである。

三段冷却工程での二段階目の冷却で冷却速度を１５℃／sec以下としたのは、これよりも大きい冷却速度であると、微細な析出物が十分に析出しない可能性があるためである。また、この冷却を行う温度域を５５０℃以上としたのは、これよりも低い温度域であると、短時間で微細にＴｉＣを析出させる効果が小さくなるためである。また、この冷却を行う温度域を６５０℃以下としたのは、これよりも高い温度域であると、ＴｉＣ等の析出物が粗大に析出し、十分な引張強度が得られない可能性があるためである。また、６５０℃超の温度域ではパーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。この冷却は、１秒間以上、５秒間以下とすることが望ましい。１秒間未満であると、微細な析出物が十分に析出されないためである。５秒間超であると、かえって析出物が粗大に析出し、引張強度の低下を招くためである。また、この冷却が５秒間超の場合、パーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。

三段冷却工程での三段階目の冷却で冷却速度を２０℃／sec以上としたのは、二段階目の冷却の後に速やかに冷却を行わないと析出物が粗大に析出し、引張強度低下を招く可能性があるためである。また、この冷却速度が２０℃／sec未満であると、パーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。

なお、各冷却工程において、２０℃／sec以上の冷却速度は、例えば、水冷、ミストによる冷却等で実現することができ、１５℃／sec以下の冷却速度は、例えば、空冷により実現することができる。

続いて、冷却工程又は三段冷却工程により冷却された鋼板を巻き取り装置等により巻き取る。この巻き取り工程では、６４０℃以下の温度域において鋼板を巻き取る。これは、６４０℃超の温度域において鋼板を巻き取ると、穴広げ率の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されるためである。また、過多にＴｉＣが析出し固溶Ｃが減少することにより、打ち抜きによるはがれが発生しやすくなる。

なお、巻き取り温度ＣＴは、Ｂ含有量及びＮｂ含有量に応じて調整することが好ましく、Ｂ含有量が０．０００２％未満の場合は、５４０℃以下とすることが好ましい。また、Ｂ含有量が０．０００２％以上、０．００２％以下の場合は、Ｎｂ含有量が０．００５％以上、０．０６％以下であれば、５６０℃以下とすることが好ましく、Ｎｂ含有量が０．００１％以上、０．００５％未満であれば、６４０℃以下とすることが好ましい。Ｂ含有量及びＮｂ含有量に応じて固溶Ｂの粒界個数密度等が変化するからである。また、巻き取り温度ＣＴは、下記数式１３を満たしていることが好ましい。数式１３が満たされている場合に、より高い引張強度を得ることができるからである。

（ＦＴは仕上圧延の終了温度（℃）を示している。）

このようにして、第１の実施形態に係る高強度熱延鋼板を製造することができる。

なお、熱間圧延工程の終了後に、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延を行うことにより、例えば、可動転位の導入により延性を向上したり、鋼板の形状を矯正したりすることができる。また、熱間圧延工程の終了後に、酸洗により熱延鋼板の表面に付着しているスケールを除去してもよい。また、熱間圧延終了後又は酸洗後に、得られた鋼板に対してインライン又はオフラインでスキンパス圧延、又は、冷間圧延を行ってもよい。

また、熱間圧延工程終了後に溶融めっき法によりめっき処理をして、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してもよい。

（第２の実施形態）
次に、本発明の第２の実施形態について説明する。第２の実施形態に係る高強度熱延鋼板は、所定量のＶが含有されており、Ｎｂがほとんど含有されていない点で第１の実施形態と相違している。他の点は第１の実施形態と同様である。

Ｖ：０．００１％〜０．２％
ＶはＶＣとして微細に析出して析出強化による鋼板の引張強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量が０．００１％未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。また、Ｖは、成形性の指標の一つであるｎ値（加工硬化指数）を高める効果を有している。一方、Ｖ含有量が０．２％超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。従って、Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．２％以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Ｖ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．０７％以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ｖ含有量は０．１％以下であることが好ましく、０．０９％以下であることがより好ましい。

Ｎｂ：０．０１％未満（０％は含まず）
第１の実施形態において説明したように、Ｎｂは引張強度の向上に寄与する。しかし、本実施形態では、Ｖが含有されているため、Ｎｂ含有量が０．０１％以上であると、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が過度に増大して、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する可能性がある。このため、Ｎｂ含有量は０．０１％未満とする。

なお、第２の実施形態に係る高強度熱延鋼板は、第１の実施形態と同様の方法により製造することができる。

次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。

（第１の実験）
まず、表４に示すような鋼成分１Ａ１〜３Ｃ１１の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はＲＨ（Ruhrstahl-Heraeus）で行い、適宜ＣａＯ−ＣａＦ_２−ＭｇＯ系の脱硫材を添加し、脱硫を行った。一部の鋼成分では、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Ｓの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表５に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表６に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表７に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から２０本の試験片を作製した。表４〜表７における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。

鋼番１−１−１〜１−１−８、１−２〜１−１９、１−２３−１〜１−２３−３、１−２８−１、１−２８−３、及び１−２８−４は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が７８０ＭＰａ以上、穴広げ率の平均値λaveが８０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、ｎ値が０．０８以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．７５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度が−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギが３０Ｊ以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。鋼番１−２７でも、本発明の要件を満たしているため、概ね所望の特性値が得られた。また、鋼番１−１−１〜１−１−４、１−１−７、１−１−８、１−２〜１−８、１−１５〜１−１９、１−２３−１〜１−２３−３、１−２７、及び１−２８−３は、本発明の要件を満たしつつ、介在物の長径／短径比の最大値が３．０以下となっている。このため、穴広げ率の平均値λaveが８５％以上、標準偏差σが１０％以下と、好ましい特性値が得られた。また、鋼番１−１−３、１−１−５、１−１−７、１−１−８、及び１−８は、本発明の要件を満たしつつ、Ｃａが添加されていないか、又はＣａの添加が微量であり、かつ、脱硫材を用いた脱硫が行われていない。このため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．０１ｍｍ／ｍｍ^２以下、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が９００ＭＪ／ｍ^３以上と、好ましい特性値が得られた。更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギもより良好なものとなっていた。

特に、鋼番１−１−３〜１−１−６は、Ｃａ及びＲＥＭをほとんど添加しておらず、実質的にＴｉのみで硫化物の形態の制御を行った例である。その中で鋼番１−１−３及び１−１−５は脱硫材を用いなかった例であり、各々良好な特性値が得られた。

鋼番１−１−７及び１−１−８ではＳｉ含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトも観察されなかった。また、Ｃａをほとんど添加することなく硫化物の形態が制御され、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が生じておらず、特に良好な特性値が得られた。

鋼番１−２では、Ｎｂ含有量が高めなので、｛２１１｝面強度が高めであった。鋼番１−３では、Ｎｂ含有量が低めなので、引張強度が低めであった。鋼番１−４では、Ｔｉ含有量が低めなので、引張強度が低めであった。鋼番１−５では、Ｃ含有量が低めなので、穴広げ率の平均値λave及び亀裂発生抵抗値Ｊｃが低めである、破面遷移温度が高めであった。鋼番１−６では、Ｂ含有量が高めなので、｛２１１｝面強度が高めであった。また、はがれが全く発生していなかった。

鋼番１−７は本発明例であり、好ましい量のＢが含まれているため、はがれが全く発生していなかった。

鋼番１−８は本発明例であり、Ｃａを添加することなく硫化物の形態の制御がなされており、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が極めて少なく、特に良好な特性値が得られた。

鋼番１−９〜１−１４は本発明例であるが、ＲＥＭが添加されていないか、又はＲＥＭの添加が微量であるので、（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０）の値が０．３未満であり、介在物の長径／短径比の最大値がやや高く、穴広げ率の標準偏差σがやや大きかった。

鋼番１−２３−１〜１−２３−３ではＳｉ含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトが観察されず、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが特に良好であった。

鋼番１−２７は本発明例であるが、加熱温度が１２００℃未満であったため、引張強度が若干低かった。

鋼番１−２０、及び１−２１は、パラメータＱが３０．０未満であり、かつ（数式２）が満たされないため、本発明で規定する介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、及び長径／短径比の最大値が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番１−２２では、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の長径／短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。

鋼番１−２８−０は、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、介在物の長径／短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。

鋼番１−２８−２は、１１５０℃以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、本発明で規定する｛２１１｝面強度が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番１−２８−５は、１１５０℃以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より小さいため、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。このため、破面遷移温度が所望の値より高かった。

鋼番１−３０は、仕上圧延の開始温度が本発明範囲より低いため、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番１−３１は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より低いため、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番１−３２は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より高く、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明範囲より大きかったため、破面遷移温度が所望の値より高かった。

鋼番１−３３は、冷却速度が本発明範囲より小さいため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番１−３４は、巻き取り温度が本発明範囲より高いため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−１では、Ｃ含有量が本発明範囲より低いので、平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。この結果、破面遷移温度が極めて高く、はがれが発生した。鋼番３−２では、Ｃ含有量が本発明範囲より高いので、粒径が２μｍ超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−３では、Ｓｉ含有量が本発明範囲より低いので、粒径が２μｍ超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−４では、Ｍｎ含有量が本発明範囲より低いので、粒径が２μｍ超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−５では、Ｐ含有量が本発明範囲より高いので、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−６では、Ｓ含有量が本発明範囲より高いので、介在物の長径／短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きかった。この結果、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。

鋼番３−７では、Ａｌ含有量が本発明範囲より低いので、粒径が２μｍ超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−８では、Ｎ含有量が本発明範囲より高いので、粒径が２μｍ超の粗大なＴｉＮが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−９では、Ｔｉ含有量が本発明範囲より低いので、所望の引張強度が得られなかった。また、ＭｎＳが析出し、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが本発明で規定する値より高かった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番３−１０では、Ｎｂ含有量が本発明範囲より低いので、平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。この結果、引張強度及び靱性が低かった。鋼番３−１１では、Ｎｂ含有量が本発明範囲より高いので、未再結晶の圧延集合組織が存在し、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

（第２の実験）
まず、表８に示すような鋼成分２Ａ１〜２Ｗ３の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はＲＨで行い、適宜ＣａＯ−ＣａＦ_２−ＭｇＯ系の脱硫材を添加し、脱硫を行った。一部の鋼成分では、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Ｓの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表９に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表１０に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表１１に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から２０本の試験片を作製した。表８〜表１１における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。

鋼番２−１−１〜２−１−８、２−２〜２−１９、２−２３−１〜２−２３−３、２−２８−１、２−２８−３、及び２−２８−４は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が７８０ＭＰａ以上、穴広げ率の平均値λaveが８０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、ｎ値が０．０８以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．７５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度が−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギが３０Ｊ以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。鋼番２−２７でも、本発明の要件を満たしているため、概ね所望の特性値が得られた。また、鋼番２−１−１〜２−１−４、２−１−７、２−１−８、２−２〜２−８、２−１５〜２−１９、２−２３−１〜２−２３−３、２−２７、及び２−２８−３は、本発明の要件を満たしつつ、介在物の長径／短径比の最大値が３．０以下となっている。このため、穴広げ率の平均値λaveが８４％以上、標準偏差σが８％以下と、好ましい特性値が得られた。また、鋼番２−１−３、２−１−５、２−１−７、２−１−８、及び２−８は、本発明の要件を満たしつつ、Ｃａが添加されていないか、又はＣａの添加が微量であり、かつ、脱硫材を用いた脱硫が行われていない。このため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０．０１ｍｍ／ｍｍ^２以下、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が９００ＭＪ／ｍ^３以上と、好ましい特性値が得られた。更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギもより良好なものとなっていた。

特に、鋼番２−１−３〜２−１−６は、Ｃａ及びＲＥＭをほとんど添加しておらず、実質的にＴｉのみで硫化物の形態の制御を行った例である。その中で鋼番２−１−３及び２−１−５は脱硫材を用いなかった例であり、各々良好な特性値が得られた。

鋼番２−１−７及び２−１−８ではＳｉ含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトも観察されなかった。また、Ｃａをほとんど添加することなく硫化物の形態が制御され、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が生じておらず、特に良好な特性値が得られた。

鋼番２−２では、Ｎｂ含有量が高めなので、｛２１１｝面強度が高めであった。鋼番２−５では、Ｃ含有量が低めなので、穴広げ率の平均値λave及び亀裂発生抵抗値Ｊｃが低めである、破面遷移温度が高めであった。鋼番２−６では、Ｂ含有量が高めなので、｛２１１｝面強度が高めであった。また、はがれが全く発生していなかった。

鋼番２−７は本発明例であり、好ましい量のＢが含まれているため、はがれが全く発生していなかった。

鋼番２−８は本発明例であり、Ｃａを添加することなく硫化物の形態の制御がなされており、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が極めて少なく、特に良好な特性値が得られた。

鋼番２−９〜２−１４は本発明例であるが、ＲＥＭが添加されていないか、又はＲＥＭの添加が微量であるので、（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０）の値が０．３未満であり、介在物の長径／短径比の最大値がやや高く、穴広げ率の標準偏差σがやや大きかった。

鋼番２−２３−１〜２−２３−３ではＳｉ含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトが観察されず、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが特に良好であった。

鋼番２−２７は本発明例であるが、加熱温度が１２００℃未満であったため、引張強度が若干低かった。

鋼番２−２０、及び２−２１は、パラメータＱが３０．０未満であり、かつ（数式２）が満たされないため、本発明で規定する介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、及び長径／短径比の最大値が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番２−２２では、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の長径／短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。

鋼番２−２８−０は、１１５０℃超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、介在物の長径／短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。

鋼番２−２８−２は、１１５０℃以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、本発明で規定する｛２１１｝面強度が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番２−２８−５は、１１５０℃以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より小さいため、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。このため、破面遷移温度が所望の値より高かった。

鋼番２−３０は、仕上圧延の開始温度が本発明範囲より低いため、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番２−３１は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より低いため、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かった。また、｛２１１｝面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番２−３２は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より高く、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明範囲より大きかっため、破面遷移温度が所望の値より高かった。

鋼番２−３３は、冷却速度が本発明範囲より小さいため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

鋼番２−３４は、巻き取り温度が本発明範囲より高いため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。

（第３の実験）
まず、表１２に示すような鋼成分Ｚ１〜Ｚ４の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はＲＨで行った。なお、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Ｓの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表１３に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが２．９ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表１４に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表１５に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から２０本の試験片を作製した。表１２〜表１５における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。

鋼番３５〜３８は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が７８０ＭＰａ以上、穴広げ率の平均値λaveが８０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、ｎ値が０．０８以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．７５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度が−４０℃以下、シャルピー吸収エネルギが３０Ｊ以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。また、固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２以上、かつ粒界に位置するセメンタイトの粒径が２μｍ以下の鋼番３６では、はがれが生じなかった。

本発明は、例えば、高強度、高成形性、及び高破壊特性が要求される鋼板に関連する産業において利用することができる。

Claims (15)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
   Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
   Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
   Ｎ ：０．０２％以下、
   Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、及び
   Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
   を含有し、
   更に、
   Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
   Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
   Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
   Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
   Ｖ ：０．０１〜０．２％、
   からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   下記の数式１で表わされるパラメータＱが３０．０以上であり、
   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、
   前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が６μｍ以下であり、
   圧延面における｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．４以下であり、
   板幅方向を法線に持つ断面において、
   長径が３．０μｍ以上の介在物について、（介在物の長径）／（介在物の短径）で表される長径／短径比の最大値が８．０以下であり、
   長径が３．０μｍ以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが３０μｍ以上の所定の延伸介在物の断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であり、
   前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに５０μｍ以下の間隔で集合しており、
   前記所定の延伸介在物は、長径が３．０μｍ以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて５０μｍ超の間隔を空けていることを特徴とする高強度熱延鋼板。
   

   

   （［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）を示す。）
2. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
   Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
   Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
   Ｎ ：０．０２％以下、
   Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、
   Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
   ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、及び
   Ｃａ ：０．０００１％〜０．０２％、
   を含有し、
   更に、
   Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
   Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
   Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
   Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
   Ｖ ：０．０１〜０．２％、
   からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   下記の数式１´で表わされるパラメータＱ´が３０．０以上であり、
   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、
   前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が６μｍ以下であり、
   圧延面における｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が２．４以下であり、
   板幅方向を法線に持つ断面において、
   長径が３．０μｍ以上の介在物について、（介在物の長径）／（介在物の短径）で表される長径／短径比の最大値が８．０以下であり、
   長径が３．０μｍ以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが３０μｍ以上の所定の延伸介在物の断面１ｍｍ^２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下であり、
   前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに５０μｍ以下の間隔で集合しており、
   前記所定の延伸介在物は、長径が３．０μｍ以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて５０μｍ超の間隔を空けていることを特徴とする高強度熱延鋼板。
   

   

   （［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）、［Ｃａ］はＣａ含有量（質量％）、［ＲＥＭ］はＲＥＭ含有量（質量％）を示す。）
3. 下記の数式２を満足し、
   前記長径／短径比の最大値が３．０以下であることを特徴とする請求項２に記載の高強度熱延鋼板。
   ０．３≦（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０） ・・・（数式２）
4. 更に、質量％で、
   Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
5. 更に、質量％で、
   Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度熱延鋼板。
6. 更に、質量％で、
   Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度熱延鋼板。
7. 固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超、１２個／ｎｍ^２以下であり、
   粒界に析出しているセメンタイトの粒径が２μｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
8. 固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超、１２個／ｎｍ^２以下であり、
   粒界に析出しているセメンタイトの粒径が２μｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板。
9. 固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２超、１２個／ｎｍ^２以下であり、
   粒界に析出しているセメンタイトの粒径が２μｍ以下であることを特徴とする請求項６に記載の高強度熱延鋼板。
10. 質量％で、
    Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
    Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
    Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
    Ｐ ：０．１％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
    Ｎ ：０．０２％以下、
    Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、及び
    Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
    を含有し、
    更に、
    Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
    Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
    Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
    Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
    Ｖ ：０．０１〜０．２％、
    からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    下記の数式１で表わされるパラメータＱが３０．０以上である鋼片を加熱した上で、１１５０℃超の温度域での累積圧下率が７０％以下、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％以上、２５％以下となる粗圧延を行う工程と、
    続いて、仕上圧延をその開始温度を１０５０℃以上、その終了温度をＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下として行う工程と、
    続いて、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上として冷却を行う工程と、
    続いて、６４０℃以下の温度域において巻き取る工程と、
    を有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
    

    

    （［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）を示す。）
11. 質量％で、
    Ｃ ：０．０２％〜０．１％、
    Ｓｉ ：０．００１％〜３．０％、
    Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
    Ｐ ：０．１％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ ：０．００１％〜２．０％、
    Ｎ ：０．０２％以下、
    Ｔｉ ：０．０３％〜０．３％、
    Ｎｂ ：０．００１％〜０．０６％、
    ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、及び
    Ｃａ ：０．０００１％〜０．０２％、
    を含有し、
    更に、
    Ｃｕ ：０．００１〜１．０％、
    Ｃｒ ：０．００１〜１．０％、
    Ｍｏ ：０．００１〜１．０％、
    Ｎｉ ：０．００１〜１．０％、及び
    Ｖ ：０．０１〜０．２％、
    からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    下記の数式１´で表わされるパラメータＱ´が３０．０以上である鋼片を加熱した上で、１１５０℃超の温度域での累積圧下率が７０％以下、１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％以上、２５％以下となる粗圧延を行う工程と、
    続いて、仕上圧延をその開始温度を１０５０℃以上、その終了温度をＡｒ３＋１３０℃以上、Ａｒ３＋２３０℃以下として行う工程と、
    続いて、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上として冷却を行う工程と、
    続いて、６４０℃以下の温度域において巻き取る工程と、
    を有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
    

    

    （［Ｔｉ］はＴｉ含有量（質量％）、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）、［Ｃａ］はＣａ含有量（質量％）、［ＲＥＭ］はＲＥＭ含有量（質量％）を示す。）
12. 前記鋼片は、下記の数式２を満足することを特徴とする請求項１１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
    ０．３≦（［ＲＥＭ］／１４０）／（［Ｃａ］／４０） ・・・（数式２）
13. 前記鋼片は、更に、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１０に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
14. 前記鋼片は、更に、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
15. 前記鋼片は、更に、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１％〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。

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