JPWO2012141290A1 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、等方加工性に優れる折出強化型の高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
本発明の熱延鋼板は、しかるべき化学成分組成を有すると共に、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下であり、さらに、板厚中心部での平均結晶粒径が１０μｍ以下で、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、結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下でかつ、その単位面積あたりの個数密度が１×１０^１６個／ｃｍ^３以上のものである。

Description

本発明は、等方加工性に優れる析出強化型高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１１年０４月１３日に、日本に出願された特願２０１１−０８９５２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車の燃費向上を目的とする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。そのため、その適用は特殊な用途に限られている。したがって、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、鋼板の高強度化による薄肉化が必要とされている。

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。そのため、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、曲げ性、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（靭性）及び耐食性等が求められる。従って、これら材料特性と高強度性とを高い水準でバランス良く発揮させることが重要である。

特に、自動車部品のうちで、板材を素材として加工され、回転体として機能を発揮する部品、例えば、オートマチックトランスミッションを構成するドラムやキャリア等は、エンジン出力をアクスルシャフトへ伝達する仲介をする重要部品である。これらの部品は、フリクション等を低減するため、形状としての真円度や円周方向の板厚の均質性が求められている。さらに、このような部品の成形には、バーリング加工、絞り、シゴキ、張出し成形といった成形様式が用いられるため、局部伸びに代表されるような極限変形能が非常に重要視されている。

このような部材に用いられる鋼板は、さらに、成形後に部品として自動車に取り付けた後に、衝突等による衝撃を受けても部材が破壊し難い特性である耐衝撃性（靭性）を向上させることが望ましい。特に、寒冷地での使用を考慮した場合には、低温での耐衝撃性を確保するために、低温での靭性（低温靭性）を向上させることが好ましい。この靭性は、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、上記鋼材の耐衝撃性を高めることは重要である。

即ち、上記部品を始めとする板厚の均一性が求められる部品用の薄鋼板には、優れた加工性に加えて、塑性的な等方性と靭性とを両立させることが求められている。

高強度と、成形性のような各種材料特性とを両立させるための技術には以下のようなものがある。例えば、特許文献１には、鋼組織を、フェライトが９０％以上でかつ、残部をベイナイトとすることで、高強度と延性、穴広げ性を両立させる鋼板の製造方法が、開示されている。しかし、特許文献１に開示の技術を適用して製造される鋼板は、塑性的な等方性については何ら言及されていない。そのため、例えば歯車などの真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に適用することを前提にすると、部品の偏心による不正な振動やフリクションロスによる出力の低下が懸念される。

また、特許文献２及び３には、Ｍｏを添加して析出物を微細化することで、高強度でかつ、優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板が開示されている。しかし、特許文献２及び３に開示の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ので、製造コストが高いという問題点がある。更に、特許文献２及び３に開示の技術においては、塑性的な等方性については何ら言及されていない。そのため、真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に適用することを前提にすると、部品の偏心による不正な振動やフリクションロスによる出力の低下が懸念される。

一方、例えば特許文献４には、鋼板の塑性等方性の向上、即ち、塑性異方性の低減に関して、エンドレス圧延と潤滑圧延を組み合わせることで、表層せん断層のオーステナイトでの集合組織を適正化して、ｒ値（ランクフォード値）の面内異方性を低減する技術が開示されている。しかし、このような摩擦係数の小さい潤滑圧延をコイル全長にわたって実施するためには、圧延中のロールバイトと圧延材とのスリップによる噛み込み不良を防止するためにエンドレス圧延が必要である。そのため、この技術を適用するためには、粗バー接合装置や高速クロップシャー等の設備投資が伴うので負担が大きい。

また、例えば特許文献５には、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏを複合添加し、９５０℃以上の高温で仕上げ圧延を終了することにより、７８０ＭＰａ級以上の強度でｒ値の異方性を低減し、伸びフランジ性と深絞り性を両立させる技術が開示されている。しかし、高価な合金元素であるＭｏを０．１％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。

更に、鋼板の靭性を向上させる研究は、従来から進展しているものの、高強度で、かつ、塑性的な等方性、穴広げ性及び靭性が優れた熱延鋼板は、特許文献１〜５を以ってしても、開示されていない。

日本国特開平６−２９３９１０号公報 日本国特開２００２−３２２５４０号公報 日本国特開２００２−３２２５４１号公報 日本国特開平１０−１８３２５５号公報 日本国特開２００６−１２４７８９号公報

本発明は、上述した問題点に鑑みて発明されたものである。すなわち、引張強度で５４０ＭＰａ級以上の高強度でかつ、穴広げ性などの加工性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、靭性が要求される部材への適用が可能であり、さらに等方加工性（等方性）に優れる析出強化型高強度熱延鋼板、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。

上記の課題を解決して係る目的を達成するために、本発明は以下の手段を採用した。

（１）すなわち、本発明の一態様に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、を含有し、Ｐ含有量［Ｐ］を、０．１５％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、に制限し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ａ）、式（ｂ）を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下であり；板厚中心部での平均結晶粒径が１０μｍ以下で、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；結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下でかつ、その単位面積あたりの個数密度が１×１０^１６個／ｃｍ^３以上である。
０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）

（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の前記平均極密度が２．０以下で、かつ、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の前記極密度が３．０以下であってもよい。

（３）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記平均結晶粒径が７μｍ以下であってもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、さらに、質量％で、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］が、０．００５％以上０．０６％以下のＮｂを含有し、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ｃ）を満たしてもよい。
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｃ）

（５）上記（４）に記載の熱延鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のVと、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、の中から選択される一種又は二種以上を含有してもよい。

（６）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のVと、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、の中から選択される一種又は二種以上を含有してもよい。

（７）本発明の一態様に係る熱延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、を含有し、Ｐ含有量［Ｐ］を、０．１５％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、に制限し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ａ）、式（ｂ）を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、下記式（ｄ）で定まる温度であるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下に加熱し；１０００℃以上１２００℃以下の温度域で圧下率が４０％以上の圧下を１回以上行う第１の熱間圧延を行い；前記第１の熱間圧延完了後から１５０秒以内かつ、１０００℃以上の温度域で第２の熱間圧延を開始し、前記第２の熱間圧延では、下記式（ｅ）において鋼板成分により決定される温度をＴ１℃とした場合に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は３０％以上の圧下率の圧下を行い、かつ、圧下率の合計が５０％以上となる圧下を行い；Ａｒ３変態点温度以上Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率の合計が３０％以下である第３の熱間圧延を行い；Ａｒ３変態点温度以上で熱間圧延を終了し；Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率のパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が下式（ｆ）を満たすように、５０℃／秒以上の冷却速度で、温度変化が４０℃以上１４０℃以下、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下となる一次冷却を行い；前記一次冷却完了後から３秒以内に、１５℃／秒以上の冷却速度で、二次冷却を行い；５５０℃以上７００℃未満の温度域で巻き取る。
０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｄ）
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｅ）
ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｆ）
ここで、ｔ１は下記式（ｇ）で表される。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（ｇ）
ここで、Ｔｆは、３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率（％）である。

（８）上記（７）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記一次冷却は、圧延スタンド間において冷却を行い、前記二次冷却は、最終圧延スタンド通過後において冷却を行ってもよい。

（９）上記（７）または（８）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、更に、下記式（ｈ）を満たしてもよい。
ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｈ）

（１０）上記（７）または（８）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式（ｉ）を満たしてもよい。
ｔ＜ｔ１・・・（ｉ）

（１１）上記（７）〜（１０）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記第２の熱間圧延における各パス間の温度上昇を１８℃以下としてもよい。

（１２）上記（７）〜（１１）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］が、０．００５％以上０．０６％以下のＮｂを含有し、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ｃ）を満たしてもよい。
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｃ）

（１３）上記（１２）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のVと、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、の中から選択される一種又は二種以上を含有してもよい。

（１４）上記（７）〜（１１）のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のVと、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、
の中から選択される一種又は二種以上を含有していてもよい。

本発明の上記態様によれば、穴広げ性や曲げ性などの加工性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、靭性が要求される部材（内板部材、構造部材、足廻り部材、トランスミッション等の自動車部材や、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品用の部材等）に適用できる鋼板において、靭性が優れてかつ、引張強度で５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を、安価に安定して製造することができる。

｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と等方性（１／｜Δｒ｜）との関係を示す図である。 ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度と等方性（１／｜Δｒ｜）との関係を示す図である。 本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法を示すフローチャートである。

本発明を実施するための形態について詳細に説明する。なお、以下、成分組成に係る質量％について、単に％と記載する。

本発明者らは、穴広げ性などの加工性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温での靭性が要求される部材への適用に好適な析出強化型高強度熱延鋼板について、加工性に加えて、等方性と低温靭性とを両立させるために鋭意研究した。その結果、以下の新たな知見を得た。なお、本実施形態における高強度とは、引張強度で５４０ＭＰａ以上を示している。

等方性を向上させる（異方性を低減する）ためには、異方性の原因である未再結晶オーステナイトからの変態集合組織の形成を回避することが有効である。このためには、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶を促進することが必要である。そして、その手段としては、仕上げ圧延での最適な圧延パススケジュールと圧延温度の高温化が有効である。

一方、靭性を向上させるためには、脆性破面の破面単位の微細化、即ち、ミクロ組織単位の細粒化が効果的である。そのためには、γ（オーステナイト）→α（フェライト）変態時のαの核生成サイトを増加させることが有効である。従って、その核生成サイトとなり得るオーステナイトの結晶粒界や転位密度の増加させることが望ましい。

結晶粒界や転位密度を増加させるためには、γ→α変態点温度以上で、できる限り低温で圧延することが望ましい。言いかえると、オーステナイトを未再結晶とし、未再結晶率が高い状態でγ→α変態をさせることが望ましい。なぜなら、再結晶後のオーステナイト粒は、再結晶温度で粒成長が早いため、非常に短時間で粗大化し、粗大化したオーステナイト粒は、γ→α変態後のα相でも粗大粒となるためである。

上記のように、通常の熱間圧延手段では望ましい条件が相反する条件となる。そのため、等方性と靭性の両立は難しいと考えられていた。これに対して、本発明者らは、等方性と靭性を高い水準でバランスさせることができる、全く新しい熱間圧延方法を発明するに至った。

本発明者らは、等方性と集合組織の関係について、以下の知見を得た。

鋼板を真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に加工する際、トリミングや切削の工程を省略し、加工ままで部品特性を満足する板厚均一性及び真円度を得るためには、等方性の指標である等方性指標１／｜Δｒ｜が３．５以上であることが求められる。図１に示すように、等方性指標を３．５以上とするために、鋼板の集合組織で、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を１．０以上４．０以下とする。この平均極密度が４．０超となると異方性が極めて強くなる。一方、この平均極密度が１．０未満になると局部変形能の劣化による穴広げ性の劣化が懸念される。さらに優れた等方性指標が６．０以上を得るためには、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を、２．０とすることがより望ましい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群とは、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で表わされる方位群である。そのため、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を相加平均することで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を得ることができる。等方性指標が６．０以上の場合、コイル内でのバラツキを考慮した場合でも、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度を得られる。

上記の等方性指標は、鋼板を、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行って求めた。等方性指標である１／｜Δｒ｜におけるΔｒは、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び、圧延方向に対して９０°の方向（板幅方向）の塑性歪比（ｒ値）を、それぞれ、ｒ０、ｒ４５、及び、ｒ９０と定義した場合に、Δｒ＝（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）／２と定義される。なお、｜Δｒ｜は、Δｒの絶対値を示す。

これら各方位の極密度は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法などの方法を用いて測定する。具体的には、｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、及び、｛３１０｝の極点図のうち、複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求める。

同様に、図２に示すように、等方性指標が３．５以上とするために、鋼板の集合組織で、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を１．０以上４．８以下とする。この極密度が４．８超となると異方性が極めて強くなる。一方、この極密度が１．０未満になると局部変形能の劣化による穴広げ性の劣化が懸念される。より優れた等方性指標６．０以上を満足させるためには、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度を３．０以下とすることがより望ましい。等方性指標が６．０以上の場合、コイル内でのバラツキを考慮しても、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度が得られるため、さらに望ましい。
なお、上記の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度及び｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、意図的にある結晶方位に向いた結晶粒の割合を他の方位よりも高めるようにした場合には、値が高くなる。
また、上記の極密度は小さい方が、穴広げ性が向上する。

上述の極密度とは、Ｘ線ランダム強度比と同義である。Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。この極密度は、Ｘ線回折、ＥＢＳＰ法、またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法のいずれでも測定が可能である。例えば、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の極密度は、これらの方法によって測定された｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織（ＯＤＦ）から｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を求め、これらの極密度を相加平均することで求められる。Ｘ線回折、ＥＢＳＰ法、ＥＣＰ法に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。板幅方向については、鋼板の端部から１／４もしくは、３／４の位置で採取することが望ましい。

当然のことであるが、上述の極密度の限定が板厚中央部だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層局部変形能が良好になる。しかしながら、鋼板の表面から３／８〜５／８の板厚における方位集積が、もっとも強く製品の異方性に影響を与えるため、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表できる。そのため、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度とを規定するものとする。

ここで、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは、上述の方法で試料を採取した時、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。なお結晶の方位は通常、板面に垂直な方位を［ｈｋｌ］又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を（ｕｖｗ）または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は等価な面の総称であり、［ｈｋｌ］、（ｕｖｗ）は個々の結晶面を指す。すなわち、本実施形態においては体心立方構造を対象としているため、例えば（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。ＯＤＦ表示では他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、個々の方位を［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）で表示するのが一般的であるが、本実施形態においては［ｈｋｌ］（ｕｖｗ）と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。

次に、本発明者らは、靭性について調査した。

ｖＴｒｓは、平均結晶粒径が細粒であるほど低温化する、すなわち靭性が向上する。本実施形態に係る熱延鋼板では、板厚中心部でのｖＴｒｓを、寒冷地での使用に耐え得る−２０℃以下とするため、板厚中心部での平均結晶粒径を１０μｍ以下とする。さらに、厳しい環境での使用を想定してｖＴｒｓを−６０℃以下とする場合、板厚中心部での平均結晶粒径を７μｍ以下とすることがより望ましい。

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。Ｖノッチシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に基づいて試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２で規定する内容に従って行った。

上記の通り靭性には、組織の板厚中心部での平均結晶粒径の影響が大きい。板厚中心部での平均結晶粒径の測定は以下のように行った。鋼板の板厚方向における中央部付近からミクロサンプルを切り出し、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、結晶粒径とミクロ組織を測定した。ミクロサンプルは、コロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨して作製し、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（登録商標）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、コンピュータで画像処理することにより、照射点の結晶方位を短待間で測定する。

ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができ、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、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。

本実施形態では、結晶粒の方位差において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°を結晶粒界と定義して、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。すなわち、「平均結晶粒径」とは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）にて得られる値である。

上述したように、本発明者らは、等方性及び靭性を向上させるための鋼板に必要な各々の要件を明らかにした。

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であるほど細粒になる。しかし、等方性の支配因子の一つである鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度は、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す。そのため、等方性と低温靭性を両立させる技術は、これまで全く開示されていなかった。

本発明者らは、等方性を確保するために、仕上げ圧延後のオーステナイトを十分に再結晶させて、かつ、再結晶粒の粒成長を極力抑制することで、等方性と靭性を同時に向上させる熱間圧延方法及び条件を探索した。

圧延により加工組織となったオーステナイト粒を再結晶させるためには、最適な温度域で、かつ、５０％以上の合計圧下率で仕上げ圧延を行うことが望ましい。一方、製品板のミクロ組織を細粒化するためには、仕上げ圧延終了後に、所定時間以内に冷却を開始して、オーステナイト粒の再結晶後の粒成長を極力抑制することが望ましい。

そこで、前述の式（ｅ）で表される温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率Ｒの熱間圧延を行い、この熱間圧延終了から５０℃／秒以上の冷却速度で温度変化が４０℃以上１４０℃以下、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下となる冷却を行うまでの待ち時間ｔと、冷却温度変化との関係において、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度と、板厚中心での平均結晶粒径とが、それぞれどのようになるかを調査した。なお、Ｒは５０％以上である。本実施形態における合計圧下率（圧下率の合計）とは、合計圧下率（圧下率の合計）とは、いわゆる累積圧下率と同義であり、上記各温度範囲での圧延における、最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する累積圧下量（上記各温度範囲での圧延における最初のパス前の入口板厚と上記各温度範囲での圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。

その結果、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域における合計圧下率Ｒの熱間圧延が終了してから５０℃／秒以上の冷却速度で温度変化が４０℃以上１４０℃以下、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下となる一次冷却を行うまでの待ち時間時間ｔが前述の式（ｇ）で表されるｔ１×２．５秒以内の場合に、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下」であり、さらに「板厚中心での平均結晶粒径が１０μｍ以下」であった。すなわち、本実施形態で目的とする等方性及び耐衝撃性を満足すると想定される。

これは、等方性と靭性の両方を向上させ得る範囲、即ち、十分なオーステナイトの再結晶と細粒化が両立する範囲が、後程詳細に述べる本実施形態で規定する熱間圧延方法で達成可能であることを示している。
さらに、平均結晶粒径を７μｍ以下にする場合、待ち時間ｔ秒をｔ１未満とすることが望ましいことが分かった。また、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を２．０以下にする場合、待ち時間ｔをｔ１以上とすることが望ましいことが分かった。

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、さらに、穴広げ性などの加工性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温での靭性が要求される部材への適用に好適な析出強化型高強度熱延鋼板とその製造方法について鋭意検討した。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。

本実施形態に係る熱延鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。

Ｃ含有量［Ｃ］：０．０２％以上０．０７％以下
Ｃは、結晶粒界に偏析し、せん断や打抜き加工で形成された端面での破断面割れを抑制する。また、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して析出物を形成して、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（Ｆｅ_３Ｃ）等の鉄系炭化物を生成させる。

Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％未満では、析出強化による強度向上と破断面割れ抑制の効果を得ることができない。一方、０．０７％を超えると、穴広げ時の割れの起点となるセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）等の鉄系炭化物が増加し、穴広げ値や靭性が劣化する。それ故、Ｃ含有量［Ｃ］は、０．０２％以上、０．０７％以下とする。強度の向上とともに、延性の向上を考慮する場合、［Ｃ］は、０．０３％以上０．０５％以下が望ましい。

Ｓｉ含有量［Ｓｉ］：０．００１％以上２．５％以下
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素である。また、溶鋼の脱酸材としての役割も有する元素である。０．００１％以上の添加で添加効果が発現するが、添加量が２．５％を超えると、強度上昇効果が飽和してしまう。それ故、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］は、０．００１％以上２．５％以下とする。

なお、強度向上と穴広げ性の観点からは、Ｓｉは、０．１％超含有量することで、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して、強度向上と穴広げ性の向上に寄与する。一方、１％を超えると、鉄系炭化物の析出抑制の効果が飽和してしまう。そのため、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］の望ましい範囲は、０．１％超１％以下である。

Ｍｎ含有量［Ｍｎ］：０．０１％以上４％以下
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。しかし、０．０１％未満では、添加効果が得らない。一方、４％を超えると、添加効果が飽和する。それ故、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、０．０１％以上４％以下とする。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ていない場合には、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＳ含有量［Ｓ］が、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧２０となるＭｎ（質量％）を添加することが望ましい。

Ｍｎは、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（バーリング加工性）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、１％未満の添加では発現し難いので、１％以上の添加が望ましい。一方、３．０％超添加すると、オーステナイト域温度が低温になりすぎて、フェライト変態で微細に析出するＮｂ、Ｔｉの炭化物が生成し難くなる。したがって、連続冷却変態組織を形成する場合には、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、１．０％以上３．０％以下とすることが望ましい。より望ましくは、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、１．０％以上２．５％以下である。

Ｐ含有量［Ｐ］：０％超０．１５％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は、低いほど望ましい。Ｐ含有量［Ｐ］が０．１５％を超えると、加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１５％以下に制限する。特に、穴広げ性や溶接性を考慮する場合には、０．０２％以下が望ましい。Ｐを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。

Ｓ含有量［Ｓ］：０％超０．０３％以下
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、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系介在物を生成する元素である。このため、Ｓは、極力低減するべきである。しかしながら、０．０３％以下であれば許容範囲であるので、０．０３％以下に制限する。より穴広げ性を必要とする場合には、Ｓ含有量［Ｓ］は、０．０１％以下が好ましく、０．００５％以下がより好ましい。Ｓを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。

Ｎ含有量［Ｎ］：０％超０．０１％以下
Ｎは、Ｃより高温域で、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を減少させる元素である。また、これにより、引張強度の低下を招く。そのため、Ｎは、極力低減すべきであるが、０．０１％以下ならば許容範囲である。しかしながら、高温で析出するＴｉ、Ｎｂの窒化物は粗大化し易く、脆性破壊の起点となり低温靭性を低下させる。そのため、より靭性を向上させるためには、０．００６％以下が望ましい。耐時効性の観点からは、０．００５％以下がより望ましい。Ｎを０％にするのは、操業上、困難であるので、０％は含まない。

Ａｌ含有量［Ａｌ］：０．００１％以上２％以下
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。しかし、多量の添加はコストの上昇を招くので、上限を２％とする。Ａｌを多量に添加すると、非金属介在物の量が増大し、延性及び靭性が劣化する。そのため、延性及び靭性の観点からは、０．０６％以下が望ましい。さらに望ましくは０．０４％以下である。

Ａｌは、Ｓｉと同様に、組織中にセメンタイト等の鉄系炭化物が析出するのを抑制する元素である。この作用効果を得るためには、０．０１６％以上の添加が望ましい。そのため、Ａｌ含有量［Ａｌ］は、さらに望ましくは、０．０１６％以上、０．０４％以下である。

Ｔｉ含有量［Ｔｉ］：０．０１５％以上０．２％以下
Ｔｉは、本実施形態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、又は、巻き取り後の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元素である。また、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なセメンタイトの生成を抑制する元素である。

さらに、Ｔｉは、熱間圧延工程での鋼片の加熱時に、ＴｉＳとして析出して、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。これらの添加効果を得るためには、少なくとも０．０１５％添加する。望ましくは０．１％以上である。

一方、０．２％を超えて添加して、添加効果が飽和するばかりか、再結晶抑制効果が顕著になり、等方性が劣化する。それ故、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］は、０．０１５以上０．２％以下とする。より望ましくは０．１％以上０．１６％以下である。

０％≦［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２・・・（ａ）
Ｓ及びＮは、Ｃよりも高温域で、Ｔｉと、ＴｉＮやＴｉＳ等の析出物を形成する。そのため、穴広げ性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の基となるＣを固定し、さらに、析出強化に寄与するＴｉＣを確保するために、Ｓの含有量［Ｓ］及びＮの含有量［Ｎ］は、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］との関係で、上記式（ａ）を満たすようにする。

０％＜［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）
上記式（ｂ）において、［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、及び、［Ｓ］は、それぞれ、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量、及び、Ｓ含有量である。本実施形態における熱延鋼板がＮｂを含有しない場合、上記式（ｂ）の右辺は、ＴｉＣの析出後、固溶Ｃとして残り得るＣ量を示す式である。上記式（ｂ）の右辺が０％以下であることは、粒界に存在する固溶Ｃがないことを意味する。固溶Ｃがなければ、粒界強度が粒内強度に対して相対的に低下して、破断面割れが発生する。それ故、上記式（ｂ）の右辺は０％超とする。

上記式（ｂ）の上限は特に定めないが、残存するＣを適量とし、セメンタイトの粒径を２μｍ以下とするため、０．０４５％以下とすることが望ましい。セメンタイト粒径を１．６μｍ以下とする場合、０．０１２％以下がより望ましい。一方で、０．０４５％を超えると、セメンタイトの粒径が粗大化し、穴広げ性が低下する虞がある。それ故、上記式（ｂ）は０．０４５％以下が望ましい。

以上の化学元素は、本実施形態における鋼の基本成分（基本元素）であり、この基本元素が制御（含有または制限）され、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態では、さらに必要に応じて以下の化学元素（選択元素）を鋼中に含有させてもよい。これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。

Ｎｂ含有量［Ｎｂ］：０．００５％以上０．０６％以下
Ｎｂは、圧延終了後の冷却中、又は、巻き取り後に、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元素である。また、炭化物としてＣを固定し、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。

さらに、Ｎｂは、鋼板の平均結晶粒径を微細化する機能を発揮し、低温靭性の向上にも寄与する元素である。これらの添加効果を得るには、少なくともＮｂ含有量［Ｎｂ］で０．００５％以上添加する。望ましくは０．０１％超である。Ｎｂ含有量［Ｎｂ］の下限を０．００５％と設定することにより、結晶粒径の微細化を実現できる。その結果、低温靭性に悪影響を及ぼすことなく、圧延温度設定の自由度が向上する。

一方、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］が０．０６％を超えると、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終了後に多く残存して、等方性が損なわれる。このため、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］は、０．００５％以上０．０６％以下とした。望ましくは、０．０１％以上０．０２％以下である。

０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｃ）
本実施形態における熱延鋼板がＮｂを含有する場合、［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］（Ｎｂ含有量）、［Ｎ］、及び、［Ｓ］は、上記式（ｂ）の代わりに上記式（ｃ）を満たす必要がある。上記式（ｃ）は、上記式（ｂ）の括弧内に、［Ｎｂ］×４８／９３の項が加わった式である。上記式（ｃ）の技術的意味は、上記式（ｂ）の技術的意味と同じである。

本実施形態に係る熱延鋼板においては、必要に応じ、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）及び、Ｂの一種又二種以上を含有してもよい。
以下に、各元素の組成を限定する理由について説明する。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｃｒは、析出強化又は固溶強化により、熱延鋼板の強度を向上させる元素である。

Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が０．０２％未満、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が０．０１％未満、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％未満、Ｖ含有量［Ｖ］が０．０１％未満、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が０．０１％未満であると、添加効果を十分に得ることができない。一方、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が１．２％超、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が０．６％超、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が１％超、Ｖ含有量［Ｖ］が０．２％超、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が２％超であると、添加効果は飽和して経済性が低下する。

それ故、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｃｒの一種又は二種以上を添加する場合、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］は０．０２％以上１．２％以下、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は０．０１％以上０．６％以下、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］は０．０１％以上１％以下、Ｖ含有量［Ｖ］は０．０１％以上０．２％以下、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］は０．０１％以上２％以下が望ましい。

Ｍｇ、Ｃａ、及び、ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となってかつ、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。Ｍｇ含有量［Ｍｇ］、Ｃａ含有量［Ｃａ］、及び、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］は、いずれも０．０００５％未満であると。添加効果が発現しない。一方、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が０．０１％超、Ｃａ含有量［Ｃａ］が０．０１％超、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が０．１％超であると、添加効果が飽和して経済性が低下する。それ故、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］は０．０００５％以上０．０１％以下、Ｃａ含有量［Ｃａ］は０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］は０．０００５％以上０．１％以下が望ましい。

Ｂ含有量［Ｂ］：０．０００２％以上０．００２％以下
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。即ち、固溶Ｃとともに、固溶Ｂとして粒界に偏析して、破断面割れの防止を実現する上で有効に作用する。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。

Ｃの粒界における減少を補填するために、Ｂを、少なくとも０．０００２％添加する。０．０００２％以上のＢと、固溶Ｃが、破断面割れ防止の機能を発揮する。Ｂ含有量［Ｂ］が０．００２％を超えると、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し、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、等方性を劣化させる恐れがある。それ故、Ｂ含有量［Ｂ］は０．０００２％以上０．００２％以下とした。

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元素である。その効果を得るためにはＢ含有量［Ｂ］は０．００１％以上が望ましい。一方、Ｂは、連続鋳造後の冷却工程で、スラブ割れを引き起こす元素でもあり、この観点から、Ｂ含有量［Ｂ］は、０．００１５％以下が望ましい。望ましくは０．００１％以上０．００１５％以下である。

本実施形態に係る発明熱延鋼板は、不可避的不純物として、特性を損なわない範囲で、さらにＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、及び、Ｗの一種又は二種以上を、合計で１％以下含有してもよい。ただし、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、本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織等に係る冶金的因子について説明する。

穴広げ性に影響する粒界セメンタイトについて説明する。穴広げ性は、打抜き時、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。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と発生する。

セメンタイト粒径が２μｍ以下の場合は、母相粒に対しセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中は起きないため、ボイドは発生し難い。その結果、穴広げ性や靭性が向上する。したがって、粒界セメンタイト粒径（粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径）は、２μｍ以下とする。なお、望ましくは、１．６μｍ以下である。
本実施形態において、粒界に析出している粒界セメンタイトの平均粒径は、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粒径を測定し、測定値より算出される平均値と定義する。

一般に、粒界セメンタイトの粒径は、鋼板の巻き取り温度が上昇すると大きくなる。しかし、巻き取り温度が、所定の温度以上になると、粒界セメンタイトの粒径が急激に小さくなる傾向を示す。特に、Ｔｉ，Ｎｂの少なくとも一方を含有する鋼板では、その温度域での粒界セメンタイトの粒径の減少が顕著である。粒界セメンタイトの粒径を、２μｍ以下とするため、巻き取り温度を５５０℃以上にする。巻き取り温度の上昇によってセメンタイト粒径が減少する原因は、次のように考えられる。

α相（フェライト相）でのセメンタイトの析出温度にはノーズ域がある。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の拡散で律速されるＦｅ_３Ｃの粒成長とのバランスで説明できる。
巻き取り温度がノーズ域温度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、低温であるため殆ど拡散できない。そのため、粒界、粒内に限らず、セメンタイトの析出が抑制される。また、セメンタイトが析出したとしても、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ものの、拡散距離が大きくなる。そのため、密度は少なくなるが、セメンタイトのサイズは粗大化する。

Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物形成元素を含む場合は、Ｔｉ、Ｎｂのα相での析出ノーズ域が、セメンタイトの析出ノーズ域よりも高温側にある。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭化物の析出によりＣが奪われ、セメンタイトの析出量及びサイズとも、ともに減少する。

次に、析出強化に関して説明する。本実施形態においては、析出強化元素して、主に、Ｔｉを活用する。本発明者らは、Ｔｉを含む鋼において、ＴｉＣを含む析出物（以下ＴｉＣ析出物と呼ぶ）の平均粒径及び密度と、引張強度との関係を調査した。

ＴｉＣ析出物のサイズ及び密度の測定は、三次元アトムプローブ測定法により行った。測定対象の試料から、切断及び電解研磨法により、必要に応じて、電解研磨法と併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を求めることができる。すなわち、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。

ＴｉＣ析出物のサイズについては、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て算出した直径を、ＴｉＣ析出物のサイズとした。任意に３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定し、平均値を求めた。

熱延板の引張試験は、供試材を、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。

成分組成が一定であれば、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径と密度の間には、ほぼ、逆相関の関係がある。析出強化により、引張強度で１００ＭＰａの強度向上代を得るためには、ＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下であり、かつ、その密度が１×１０^１６個／ｃｍ^３以上とする。ＴｉＣを含む析出物が粗大になると、靭性の劣化を招いたり、破断面の割れが発生しやすくなる。

本実施形態に係る熱延鋼板の母相のミクロ組織は、特に限定しないが、引張強度が７８０ＭＰａ級以上の場合は、連続冷却変態組織（Ｚｗ）が望ましい。その場合でも、熱延鋼板の母相のミクロ組織は、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）を含んでいてもよい。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。

本実施形態に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。

即ち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献の１２５〜１２７項に記載されているように、主に、Ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｆｅｒｒｉｔｅ（α°Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ Ｆｅｒｒｉｔｅ（αＢ）、及び、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ（αｑ）から構成され、さらに、少量の残留オーステナイト（γｒ）と、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義される。

なお、αｑ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をｌｑ、円相当径をｄｑとすると、これらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。

本実施形態に係る熱延鋼板の連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、α°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、及び、ＭＡの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γｒ、及び／又は、ＭＡは、合計量を３％以下とする。

組織の判定は、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行ってよいが、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難い場合がある。その場合は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）を用いて判別する。その場合、例えば、ｂｃｃ構造のフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法にて識別することができる。ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個である第一近似、もしくはさらにその外側１２個である第二近似、もしくはさらにその外側の１８個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行うことにより算出される値である。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。
さらに、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）において隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が５°以下とし、上記の方位差第三近似において、１°超が連続冷却変態組織（Ｚｗ）、１°以下がフェライトと定義することができる。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるフェライト体積分率とＫＡＭ法にて測定した方位差第三近似１°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。

ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）法では、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ 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する。そして撮影された画像を、コンピュータで画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定することができる。

ＥＢＳＰ法は、バルク試料表面の微細構造及び結晶方位を定量的に解析することができる。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（登録商標）法による解析は、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。本実施形態に係る熱鋼板においては、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よい。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法（以下「本実施形態に係る製造方法」という。）の条件を限定する理由について説明する。

本実施形態に係る製造方法において、熱間圧延工程に先行して行う鋼片の製造方法は特に限定されるものではない。即ち、鋼片の製造方法においては、高炉、転炉、電炉等による溶製工程に引き続き、各種の二次精練工程で、目的の成分組成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。

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接送ってもよく、一度室温まで冷却した後に加熱炉にて再加熱し、その後に熱間圧延をしてもよい。原料にはスクラップを使用してもよい。

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加熱する。その際、下記式（ｄ）に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度であるＳＲＴｍｉｎ℃以上で、加熱炉内にて加熱する。
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｄ）

上記式（ｄ）は、Ｔｉの含有量［Ｔｉ］（％）と、Ｃの含有量［Ｃ］（％）との積よりＴｉの炭窒化物の溶体化温度を求める式である。ＴｉＮｂＣＮの複合祈出物を得るための条件は、Ｔｉ量で決まる。即ち、Ｔｉ量が少ないと、ＴｉＮ単独で析出することがなくなる。

スラブ加熱温度が上記式（ｄ）を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ℃以上の場合に、鋼板の引張強度が著しく向上する。これは、以下の理由によると考える。

目的の引張強度を得るためには、Ｔｉ及び／又はＮｂによる析出強化を有効に活用することが有効である。加熱前のスラブにおいては、ＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＮｂＴｉ（ＣＮ）等の粗大な炭窒化物が析出している。Ｎｂ及び／又はＴｉによる析出強化を有効に得るためには、これらの粗大な炭窒化物を、スラブ加熱工程において、一旦母材中に、十分、固溶させる必要がある。

大部分のＮｂ及び／又はＴｉの炭窒化物は、Ｔｉの溶体化温度で溶解する。本発明者らは、目的の引張強度を得るためには、スラブ加熱工程において、Ｔｉの溶体化温度であるＳＲＴｍｉｎ℃まで、スラブを加熱することが必要であることを見いだした。

ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＮｂＮ−ＮｂＣには、溶解度積の文献値がある。特に、ＴｉＮの析出は高温で起きるので、本実施形態のような低温加熱では溶解が難しいとされていた。しかし、本発明者らは、ＴｉＮが完全に溶解しなくても、ＴｉＣの溶体化のみで、殆どのＴｉＣの溶解が実質的に起こっていることを見いだした。

透過型電子顕微鏡のレプリカ観察で、ＴｉＮｂ（ＣＮ）複合析出物と思われる析出物を観察すると、高温で析出した中心部と、比較的低温で析出したと思われる殻部では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃ、及び、Ｎの濃度が変化している。即ち、中心部では、Ｔｉ及びＮの濃度が高いのに対して、殻部では、Ｎｂ及びＣの濃度が高い。

この理由は、ＴｉＮｂ（ＣＮ）は、ＮａＣｌ構造のＭＣ型析出物であり、ＴｉＣであれば、ＭサイトにＴｉが配位し、ＣサイトにＣが配位するが、温度によっては、ＴｉがＮｂに置換されたり、ＣがＮに置換されたりするからである。

ＴｉＮについても同様である。Ｔｉは、ＴｉＣが完全に溶解する温度であっても、ＴｉＮに１０〜３０％のｓｉｔｅ ｆｒａｃｔｉｏｎで含まれるので、厳密には、ＴｉＮは、ＴｉＮが完全に溶解する温度以上の温度で完全に固溶する。しかし、Ｔｉ量が比較的少ない成分系においては、溶体化温度を、ＴｉＣ析出物の実質的な溶解下限温度としてよい。

加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｎｂ及び／又はＴｉの炭窒化物が十分に母材中に溶解しない。この場合、圧延終了後の冷却中、又は、巻き取り後に、Ｎｂ及び／又はＴｉが炭化物として微細析出することによって強度向上効果を得る析出強化を利用できない。したがって、スラブ加熱工程における加熱温度は、上記式（ｄ）にて算出されるＳＲＴｍｉｎ℃以上とする。

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。したがって、スラブ加熱工程における加熱温度は、上記式（ｄ）に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度ＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とする。加熱温度が１１５０℃未満であると、スケジュール上、操業効率が著しく損なわれるので、加熱温度は１１５０℃以上が望ましい。

スラブ加熱工程における加熱時間は特に定めないが、Ｎｂ及び／又はＴｉの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、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（例えば５分以内、望ましくは１分以内）加熱炉より抽出したスラブに対し粗圧延（第１の熱間圧延）を施す粗圧延工程を開始して、粗バーを得る。

粗圧延（第１の熱間圧延）は、１０００℃以上１２００℃以下の温度で終了するように行う。粗圧延終了温度が１０００℃未満では、粗圧延での熱間変形抵抗が増大して、粗圧延の操業に障害をきたす恐れがある。

一方、粗圧延終了温度が１２００℃超では、平均結晶粒径が大きくなって、靭性を低下させる要因となる。さらに、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、仕上げ圧延でのスケール除去が困難となる恐れがある。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ので、粗圧延終了温度は、１１５０℃以下が好ましい。

粗圧延の圧下率が小さいと、平均結晶粒径が大きくなって靭性が低下する。上記圧下率が４０％以上であると、結晶粒径がより均一かつ細粒となる。一方、上記圧下率が６５％を超えると、介在物が延伸し穴広げ性が劣化する原因となる場合があるので、上記圧下率は６５％以下が望ましい。

熱延鋼板の平均結晶粒径を細粒化する意味では、粗圧延後の、即ち、仕上げ圧延（第２の熱間圧延）前のオーステナイト粒径が重要である。仕上げ圧延前のオーステナイト粒径は小さいことが望ましく、細粒化及び均質化の観点から、２００μｍ以下とすることが望ましい。オーステナイト粒径を２００μｍ以下にするため、粗圧延（第１の熱間圧延）において４０％以上の圧下を１回以上行う。

この細粒化及び均質化の効果をより効率的に得るためには、オーステナイト粒径は、１００μｍ以下にすることがより望ましい。このためには、粗圧延（第１の熱間圧延）において４０％以上の圧下を２回以上行うことが望ましい。ただし、１０回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。

このように，仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進に有効である。

これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして、粗圧延後の（即ち仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が機能することによると推測される。従って、粗圧延でオーステナイト粒径を細粒化した上で、後述のように仕上げ圧延、冷却開始までの待ち時間、冷却条件等を制御することで、鋼板の平均結晶粒径を細粒化することができる。粗圧延後のオーステナイト粒径は、仕上げ圧延に入る前の鋼板片を可能な限り急冷、例えば、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、鋼板片の断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせ、光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて、２０視野以上を観察し、画像解析や切断法にて測定する。

粗圧延の後に行う圧延（第２の熱間圧延及び第３の熱間圧延）では、粗圧延で得た粗バーを、粗圧延工程（第１の熱間圧延）と仕上げ圧延（第２の熱間圧延）の工程との間で接合し、連続的に圧延を行うエンドレス圧延を行ってもよい。その際、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してもよい。

また、仕上げ圧延（第２の熱間圧延）を行うにあたって、粗バーの圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御することが望ましい場合がある。この場合は、必要に応じて、粗圧延機と仕上げ圧延機の間、又は、仕上げ圧延の各スタンド間に、粗バーの圧延方向、板幅方向、及び、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を配置して、粗バーを加熱してもよい。

加熱手段としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々な加熱手段があるが、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することが可能であれば、いかなる公知の手段を用いてもよい。

加熱手段としては、工業的に温度の制御応答性が良い誘導加熱が好ましい。特に、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は、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。加熱手段としては、トランスバース型誘導加熱装置と、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で構成される加熱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をする場合、加熱量の制御が必要となる。この場合、粗バー内部の温度は実測できないので、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に基づいて、粗バーが加熱装置に到着する時の圧延方向、板幅方向、及び、板厚方向における温度分布を推定する。そしてその推定値に基づいて、加熱装置による加熱量を制御することが望ましい。

誘導加熱装置による加熱量の制御は、例えば、以下のようにして行う。誘導加熱装置（トランスバース型誘導加熱装置）においては、コイルに交流電流を通じると、その内側に磁場を生ずる。コイル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、コイル電流と反対方向の渦電流が生じ、そのジュール熱によって導電体が加熱される。

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）。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る。逆に、周波数が大きいほど、電流浸透深さが小さくなり、厚み方向において、表層をピークとする過加熱の小さな加熱パターンが得られる。

よって、トランスバース型誘導加熱装置で、粗バーの圧延方向、及び、板幅方向の加熱を、従来と同様に行なうことができる。

板厚方向の加熱においては、トランスバース型誘導加熱装置の周波数を変更することで浸透深さを変え、板厚方向の加熱パターンを操作することによって、温度分布の均一化を行なうことができる。この場合は、周波数可変型の誘導加熱装置を用いることが好ましいが、コンデンサーを調整して周波数を変更してもよい。

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、厚み方向において必要な加熱パターンが得られるように、夫々の加熱量を変更して行ってもよい。誘導加熱においては、被加熱材とのエアーギャップを変更すれば、周波数が変動する。そのため、誘導加熱装置による加熱量の制御においては、被加熱材とのエアーギャップを変更して周波数を変え、所望の加熱パターンを得てもよい。

例えば、金属材料疲労設計便覧（日本材料学会編）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（ＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１に規定されたＲｚに相当）と相関する。そのため、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。

デスケーリング後の仕上げ圧延は、デスケーリング後に再びスケールが生成するのを防ぐため、５秒以内に行うのが望ましい。粗圧延が終了した後は、仕上げ圧延（第２の熱間圧延）を開始する。粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間は１５０秒以下とする。粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間が１５０秒超であると、鋼板中の平均結晶粒径が大きくなって、靭性が低下する。下限は、特に限定しないが、粗圧延後に完全に再結晶を完了させる場合には、１０秒以上であることが望ましい。

仕上げ圧延においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする。仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満であると、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し、未再結晶温度域での圧下となって集合組織が発達し、等方性が劣化する。

仕上げ圧延開始温度の上限は特に規定しない。しかし、１１５０℃以上であると、仕上げ圧延前、及び、パス間において、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。そのため、仕上げ圧延開始温度は、１１５０℃未満が望ましい。

仕上げ圧延は、鋼板の成分組成により定まる温度をＴ１として、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域において、少なくとも１回は３０％以上の圧下率の圧下を行い、かつ、圧下率の合計を５０％以上として、Ｔ１＋３０℃以上で、熱間圧延を終了する。ここで、Ｔ１は、各元素の含有量を用いて下記式（ｅ）で算出される温度である。

Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｅ）
上記（ｅ）において、含まれない化学元素（化学成分）の量は、０％として計算する。

Ｔ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、オーステナイト域での再結晶が促進されることを、本発明者らは経験的に知見した。ただし、上記式（ｅ）において含まれない化学元素（化学成分）の量は、０％として計算する。

Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での合計圧下率が５０％未満であると、熱間圧延中に蓄積される圧延歪みが十分でなく、オーステナイトの再結晶が十分に進行せず、集合組織が発達して等方性が劣化するとともに、十分な細粒化効果が得られない虞がある。そのため、仕上げ圧延での合計圧下率を５０％以上とする。合計圧下率が７０％以上であると、温度変動等に起因するバラツキを考慮しても、十分な等方性が得られるため、より望ましい。

一方、合計圧下率が９０％を超えると、加工発熱等により、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲を維持することが難しくなる。また、圧延荷重が増加して圧延が困難となる。

さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での合計圧下率５０％以上の圧延中、少なくとも１回は、１パスの圧下率が３０％以上の圧下を行う。

第２の熱間圧延終了後、均一な再結晶を促すためには、Ａｒ３変態点温度以上Ｔ１＋３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが望ましい。そのため、Ａｒ３変態点温度以上Ｔ１＋３０℃未満での圧延（第３の熱間圧延）における圧下率の合計を３０％以下に制限する。板厚精度や板形状の観点からは、１０％以下の圧下率が望ましいが、より等方性を求める場合には、圧下率は０％が望ましい。

第１から第３の熱間圧延はいずれも、Ａｒ３変態点温度以上で終了する。Ａｒ３変態点温度未満での熱間圧延では、二相域圧延となり、加工フェライト組織残留により延性が低下する。なお、望ましくは、圧延終了温度は、Ｔ１℃以上である。

Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率のパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が下記式（ｆ）を満たすように、５０℃／秒以上の冷却速度で、温度変化が４０℃以上１４０℃以下と、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下なる一次冷却を行う。冷却開始までの待ち時間ｔが２．５×ｔ１秒超であると、再結晶したオーステナイト粒が高温で保持されることになり、粒成長して、靭性が劣化する。上記の一次冷却は、圧延後に可能な限り迅速に鋼板を水冷するためには、圧延スタンド間で冷却を行うことが望ましい。なお、最終圧延スタンド後面には温度計、板厚計等の計装機器が設置されていること場合には、冷却水をかける際に発生するスチーム等で計測が困難となるため、最終圧延スタンド直後に冷却装置を設置することが難しい。なお、二次冷却は、析出物の析出状態やミクロ組織の組織分率を精度良く狭い範囲で制御するためには、最終圧延スタンド通過後に設置されたランナウトテーブルで行うことが望ましい。ランナウトテーブルの冷却装置は電磁弁によりコントロールされた多数の水冷バルブにより構成され制御装置からの電気信号によりソフトウエアを介してフィードバック、フィードフォワード制御を行うことができるため、上記のようなミクロ組織を制御に適している。
ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｆ）
ここで、ｔ１は下記式（ｇ）で表される。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（ｇ）
ここで、Ｔｆは、３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率（％）である。
なお、上記の待ち時間ｔは、熱間圧延終了からの時間ではなく、大圧下パスの最終パス完了後からの時間とする方が、実質的に望ましい再結晶率と再結晶粒径を得られるため、より望ましいことが分かった。なお、一次冷却は、冷却開始までの待ち時間が上記の通りであれば、第３の熱間圧延とどちらを先に行っても構わない。

冷却温度変化を４０℃以上１４０℃以下に制限することにより、再結晶したオーステナイト粒の粒成長をより抑制することができる。さらにバリアント選択（バリアント制限の回避）をより効果的に制御することで、集合組織の発達をさらに抑制することもできる。上記一次冷却の際の温度変化が４０℃未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長して、低温靭性が劣化する。一方、上記温度変化が１４０℃超であると、Ａｒ３変態点温度以下までオーバーシュートする恐れがある。その場合、再結晶オーステナイトからの変態であっても、バリアント選択の先鋭化の結果、集合組織が形成されて、等方性が低下する。また、冷却終了時の鋼板温度が、Ｔ１＋１００℃超では、冷却の効果が十分得られない。これは、例え最終パス後に適正な条件で一次冷却を実施したとしても一次冷却終了後の鋼板温度がＴ１＋１００℃超では、結晶粒成長が起こる恐れがあり著しくオーステナイト粒径が粗大化する懸念があるためである。

一次冷却の際の冷却速度が５０℃／秒未満であると、再結晶したオーステナイト粒が粒成長し、低温靭性が劣化する。一方、冷却速度の上限は特に定めないが、鋼板形状の観点から、２００℃／秒以下が妥当と思われる。

なお、冷却開始までの待ち時間ｔをｔ１未満にさらに限定した場合、より粒成長を抑え、さらに優れた靭性を得ることができる。

一方、冷却開始までの待ち時間ｔをｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１にさらに限定した場合、結晶粒のランダム化を十分に促進し、安定してさらに優れた極密度を得ることができる。

上記の一次冷却を行った後に、さらに、３秒以内に、１５℃／秒以上の冷却速度で、二次冷却を行う。
二次冷却工程は、セメンタイトのサイズ及び炭化物の析出に大きな影響を与える。

冷却速度が１５℃／秒未満であると、仕上げ圧延終了から巻き取りまでの冷却中に、セメンタイトの析出核生成と、ＴｉＣ、ＮｂＣ等の析出核生成の競合が起こる。その結果、セメンタイトの析出核の生成が優先して起き、巻き取り工程において、粒界に２μｍ超のセメンタイトが生成し、穴広げ性が劣化する。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て、強度が低下する。

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、本実施形態の効果を得ることができる。しかし、熱歪みによる鋼板のそりを考慮すると、３００℃／秒以下が望ましい。

一次冷却完了後から二次冷却開始までの時間が３秒超であると、結晶粒が粗大化するとともに、セメンタイトの析出核の生成が優先して起きる。その結果、巻き取り工程において、粒界に２μｍ超のセメンタイトが生成し、穴広げ性が劣化する。さらに、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て、強度が低下する。そのため、二次冷却開始までの時間は、３秒以内とする。ただし、設備上可能な範囲で短い方が望ましい。

鋼板の組織は特に限定しないが、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。このミクロ組織を得るための冷却速度は、１５℃／秒以上であれば、十分である。即ち、１５℃／秒以上５０℃／秒以下程度が安定した連続冷却変態組織を得られる冷却速度であり、さらに、実施例に示すように、３０℃／秒以下が、さらに安定して連続冷却変態組織を得られる冷却速度である。

さらに粒成長を抑え、さらに優れた低温靭性を得るためには、パス間の冷却装置等を使用し、仕上げ圧延における各パス間（タンデム圧延の場合各スタンド間）の温度上昇を１８℃以下とすることが望ましい。

上述の規定した圧延が行われているか否は、圧延率については、圧延荷重、板厚測定などの実績から計算により求めることができる。また、温度についても、スタンド間温度計があれば実測可能であり、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であるため、いずれか或いはその両方によって得ることができる。

本実施形態に係る製造方法において、圧延速度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、γ粒が成長して粗大化する傾向がある。従って、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、延性が劣化する虞がある。圧延速度の上限は特に限定しなくとも、本実施形態の効果を得ることができるが、設備制約上、１８００ｍｐｍ以下が現実的である。それ故、仕上げ圧延における圧延速度は、４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下が望ましい。

ミクロ組織の主相を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とする場合は、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、体積率で２０％以下のポリゴナルフェライトを、上記組織に含ませてもよい。この場合、一次冷却完了後、かつ巻き取り工程前に行う二次冷却工程の途中（二次冷却開始から二次冷却完了までの間）または、二次冷却完了後から巻き取り開始までの間において、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）に１〜２０秒滞留させてもよい。
滞留させる場合は、例えば、二次冷却が最終圧延スタンド通過後のランナウトテーブルで行われる場合などにおいて、二次冷却中の冷却帯の中間ゾーンの水冷バルブをオフにすることで、一旦冷却を中断し、所定の温度域に滞留させることができる。また、例えば、二次冷却が圧延スタンド間や圧延スタンド通過直後に行われる場合などにおいては、二次冷却完了後、巻き取り開始までの間を空冷することで所定の温度範囲に滞留させることができる。

この滞留は、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で、十分な延性が得られない。一方、２０秒を超えると、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む析出物は、粗大化し、析出強化による強度向上に寄与しなくなる。それ故、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ことを目的に滞留を行う場合の時間は、１〜２０秒が望ましい。

１〜２０秒の滞留を行う温度域は、フェライト変態を促進するために、Ａｒ１変態点温度以上８６０℃以下が望ましい。鋼板成分によるばらつきを抑えるためには、より望ましくは、Ａｒ３変態点温度以下である。滞留時間は、生産性を低下させないために、１〜１０秒が望ましい。

二次冷却中に滞留を行う場合、第３の熱間圧延終了後は、２０℃／秒以上の冷却速度で、Ａｒ３変態点温度からＡｒ１変態点温度までの温度域に迅速に到達することが望ましい。

この場合の冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上、３００℃／秒以下が妥当である。冷却速度が速すぎると、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してしまう可能性がある。Ａｒ１変態点温度以下まで過冷却してしまうと、延性改善の効果が失われるので、冷却速度は１５０℃／秒以下が望ましい。

Ａｒ３変態点温度は、例えば、以下の計算式（成分組成との関係式）で簡易的に算出できる。Ｓｉ含有量（質量％）［Ｓｉ］、Ｃｒ含有量（質量％）［Ｃｒ］、Ｃｕ含有量（質量％）［Ｃｕ］、Ｍｏ含有量（質量％）［Ｍｏ］、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］を用いて、下記式（ｊ）で定義できる。

Ａｒ３＝９１０−３１０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−８０×［Ｍｎｅｑ］・・・（ｊ）
［Ｍｎｅｑ］は、Ｂが添加されていない場合、下記式（ｋ）で定義する。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０×（［Ｎｂ］−０．０２）・・・（ｋ）
［Ｍｎｅｑ］は、Ｂが添加されている場合、下記式（ｌ）で定義する。
［Ｍｎｅｑ］＝［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｃｕ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］／２＋１０×（［Ｎｂ］−０．０２）＋１・・・（ｌ）
また、Ａｒ１変態点温度は、成分ごとに加工フォーマスタ試験により実験的に得られた値を用いることができる。

上述の二次冷却工程とともに、二次冷却後の巻き取り工程は、ＴｉＣを含む析出物のサイズ及び個数密度に大きな影響を与える。巻き取り温度が７００℃以上では、析出物が粗大でかつ疎な過時効状態となり、目的とする析出強化量が得られなかったり、靭性が低下したりする。巻き取り温度が７００℃未満であると、コイル長手方向に安定した析出強化の効果が得られる。
一方、巻き取り温度が５５０℃未満であると、亜時効となり、目的とするＴｉＣの析出が得られない。そのため、巻き取り温度を、５５０℃以上７００℃未満とする。さらに安定した析出強化の効果を得るためには、５５０℃以上６５０℃以下であることが望ましい。

なお、参考のため、図３に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の概略を示すフローチャートを示す。

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、さらに、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施してもよい。

上記の圧延、冷却の工程終了後は、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、酸洗をしてもよい。酸洗後に、熱延鋼板に対して、インライン又はオフラインで、さらに、圧下率１０％以下のスキンパス又は冷間圧延を施してもよい。

本実施形態に係る熱延鋼板には、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、さらに、熱処理後の熱延鋼板に対して、別途、表面処理を施してもよい。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。

酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、熱延鋼板を亜鉛めっき浴に浸積し、引き上げた後、必要に応じ合金化処理を施してもよい。合金化処理を施すことにより、耐食性の向上に加え、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。

次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

表１に示す成分組成を有するＡ〜Ｗの鋳片を、転炉、二次精錬工程にて溶製して、連続鋳造し、その後、直送して又は再加熱して、粗圧延（第１の熱間圧延）を行った。続いて仕上げ圧延（第２の熱間圧延）、第３の熱間圧延、圧延スタンド間で一次冷却を行い２．０〜３．６ｍｍの板厚とした。さらに、ランナウトテーブルで二次冷却を行った後、巻き取り、熱延鋼板を作製した。製造条件を表２〜表９に示す。

なお、表１に示す成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であり、表中における下線は、本発明の範囲外であることを示す。

表１において、式（ａ）は、［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２であり、式（ｂ）は、［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）であり、式（ｃ）は、［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）である。

表２〜表９において、「成分」は、表１に示した鋼の記号を意味し、「溶体化温度」は、前記式（ｄ）で算出される最小スラブ再加熱温度をいい、「Ａｒ３変態点温度」は、前記式（ｊ）と、前記式（ｋ）又は（ｌ）で算出される温度をいい、「Ｔ１」は、前記式（ｅ）にて算出される温度をいい、「ｔ１」は、前記式（ｇ）にて算出される時間をいう。

「加熱温度」は、加熱工程における加熱温度をいい、「保持時間」は、加熱工程における所定の加熱温度での保持時間をいう。

「１０００℃以上４０％以上の圧下回数」は、粗圧延における１０００℃以上での４０％以上の圧下回数をいい、「１０００℃以上４０％以上の圧下率」は、粗圧延での１０００℃以上での４０％以上の圧下の圧下率を示し、「仕上げ圧延開始までの時間」は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間をいい、第２の熱間圧延、第３の熱間圧延のそれぞれの「合計圧下率」は、各熱間圧延工程における合計圧下率をいう。

「Ｔｆ」は、３０％以上の大圧下の最終圧下後の温度をいい、「Ｐ１」は、３０％以上の大圧下の最終パスの圧下率をいい、「パス間最大温度上昇」は、第２の熱間圧延工程の各パス間で加工発熱等により上昇した最大温度をいう。

「一次冷却開始までの時間」は、大圧下パスのうちの最終パスの完了から一次冷却を開始するまでの時間をいい、「一次冷却速度」は、仕上げ圧延終了後から一次冷却温度変化分の冷却を完了するまでの平均冷却速度をいい、「一次冷却温度変化」は、一次冷却開始温度と終了温度の差をいう。

「二次冷却開始までの時間」は、一次冷却が完了してから二次冷却を開始するまでの時間をいい、「二次冷却速度」は、二次冷却開始から二次冷却完了までの平均冷却速度をいう。ただし、途中で滞留させる場合には、その滞留時間は除く。「空冷温度域」は、二次冷却中、または二次冷却完了後に滞留させる場合の温度域をいい、「空冷保持時間」は、滞留させる場合の保持時間をいい、「巻き取り温度」は、巻き取り工程において鋼板をコイラーにて巻取る温度をいう。なお、二次冷却をランナウトテーブルで行った場合、巻き取り温度は、二次冷却の停止温度と同程度となる。

得られた鋼板の評価方法は、前述の方法と同一である。評価結果を、表１０〜表１３に示す。表中における下線は、本発明の範囲外であることを示す。なお、表中ミクロ組織におけるＦはフェライト、Ｐはパーライト、Ｚｗは、連続冷却変態組織を示す。

「ミクロ組織」は、光学顕微鏡組織をいい、「平均結晶粒径」は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（登録商標）で測定した平均結晶粒径をいい、「セメンタイト粒径」は、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径をいう。

「｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度」及び、「｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度」は、それぞれ前述の極密度を言う。

「ＴｉＣサイズ」は、３Ｄ‐ＡＰ（３次元アトムプローブ：３Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ）で測定したＴｉＣ（Ｎｂと若干のＮを含んでいてもよい）の平均析出物サイズをいい、「ＴｉＣ密度」は、３Ｄ‐ＡＰで測定したＴｉＣの単位体積当たりの平均個数をいう。

「引張試験」は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片で引張試験を行った結果を示す。「ＹＰ」は降伏点、「ＴＳ」は引張強度、「Ｅｌ」は伸びである。

「等方性」は、｜Δｒ｜の逆数を指標として示す。「穴広げ」は、ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法で得られた結果を示す。「破断面割れ」は、目視で有無を確認した結果を示す。破断面割れがない場合を「無」とし、破断面割れがある場合を「有」として示した。「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（ｖＴｒｓ）を示している。

発明例においては、所要の成分組成の鋼板の集合組織で、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下で、さらに、板厚中心での平均結晶粒径が１０μｍ以下で、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、かつ、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１×１０^１６個／ｃｍ^３以上あることを特徴とする５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板が得られている。また、これらにより穴広げ性も７０％以上と良好な値を示している。

上記以外の鋼板の比較例は、表１〜９に示すように、成分または製造条件が本発明の範囲外である。そのため、表１０〜１３に示すように「ミクロ組織が本発明の範囲外となり、十分な機械的特性が得られていない。なお、表中セメンタイト粒径、ＴｉＣサイズにおける「‐」は、セメンタイトまたは、ＴｉＣが観察されなかったことを示している。

前述したように、本発明によれば、穴広げ性や曲げ性などの加工性、加工後の厳しい板厚均一性及び真円度、及び、低温靭性が要求される部材（内板部材、構造部材、足廻り部材、トランスミッション等の自動車部材や、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品用の部材等）に適用できる鋼板を容易に提供することができる。また、本発明によれば、低温靭性に優れた５４０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を、安価に安定して製造することができる。よって、本発明は、工業的価値が高い。

（１）すなわち、本発明の一態様に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、を含有し、Ｐ含有量［Ｐ］を、０．１５％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、に制限し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ａ）、式（ｂ）を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下であり；板厚中心部での平均結晶粒径が１０μｍ以下で、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；三次元アトムプローブ測定法によって測定された結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下でかつ、その単位面積あたりの個数密度が１×１０^１６個／ｃｍ^３以上である。
０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）

（７）本発明の一態様に係る熱延鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の熱延鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、を含有し、Ｐ含有量［Ｐ］を、０．１５％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、に制限し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式（ａ）、式（ｂ）を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、下記式（ｄ）で定まる温度であるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下に加熱し；１０００℃以上１２００℃以下の温度域で圧下率が４０％以上の圧下を１回以上行う第１の熱間圧延を行い；前記第１の熱間圧延完了後から１５０秒以内かつ、１０００℃以上の温度域で第２の熱間圧延を開始し、前記第２の熱間圧延では、下記式（ｅ）において鋼板成分により決定される温度をＴ１℃とした場合に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は３０％以上の圧下率の圧下を行い、かつ、圧下率の合計が５０％以上となる圧下を行い；Ａｒ３変態点温度以上Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率の合計が３０％以下である第３の熱間圧延を行い；Ａｒ３変態点温度以上で熱間圧延を終了し；Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率のパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が下式（ｆ）を満たすように、５０℃／秒以上の冷却速度で、温度変化が４０℃以上１４０℃以下、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下となる一次冷却を行い；前記一次冷却完了後から３秒以内に、１５℃／秒以上の冷却速度で、二次冷却を行い；５５０℃以上７００℃未満の温度域で巻き取る。
０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｄ）
Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｅ）
ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｆ）
ここで、ｔ１は下記式（ｇ）で表される。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（ｇ）
ここで、Ｔｆは、３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率（％）である。

鋼板を真円度や円周方向の板厚の均質性が求められる部品に加工する際、トリミングや切削の工程を省略し、加工ままで部品特性を満足する板厚均一性及び真円度を得るためには、等方性の指標である等方性指標１／｜Δｒ｜が３．５以上であることが求められる。図１に示すように、等方性指標を３．５以上とするために、鋼板の集合組織で、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を１．０以上４．０以下とする。この平均極密度が４．０超となると異方性が極めて強くなる。一方、この平均極密度が１．０未満になると局部変形能の劣化による穴広げ性の劣化が懸念される。さらに優れた等方性指標が６．０以上を得るためには、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を、２．０以下とすることがより望ましい。｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群とは、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で表わされる方位群である。そのため、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度を相加平均することで、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度を得ることができる。等方性指標が６．０以上の場合、コイル内でのバラツキを考慮した場合でも、加工ままで部品特性を充分に満足する板厚均一性と真円度を得られる。

Claims (14)

1. 質量％で、
   Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、
   Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、
   Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、
   Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、
   Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、
   を含有し、
   Ｐ含有量［Ｐ］を０．１５％以下、
   Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、
   Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、
   に制限し、
   ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式ａ、式ｂを満たし、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚範囲である板厚中央部における｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の極密度の相加平均で表わされる｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均極密度が１．０以上４．０以下で、かつ、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の極密度が１．０以上４．８以下であり；
   板厚中心部での平均結晶粒径が１０μｍ以下で、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；
   結晶粒内におけるＴｉＣを含む析出物の平均粒径が３ｎｍ以下でかつ、その単位面積あたりの個数密度が１×１０^１６個／ｃｍ^３以上である；
   ことを特徴とする熱延鋼板。
   ０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
   ０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）
2. 前記｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の前記平均極密度が２．０以下で、かつ、前記｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位の前記極密度が３．０以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記平均結晶粒径が７μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｎｂ含有量［Ｎｂ］が、０．００５％以上０．０６％以下のＮｂを含有し、
   ［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式ｃを満たすことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
   ０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｃ）
5. さらに、質量％で、
   Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、
   Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、
   Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、
   Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のＶと、
   Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、
   Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、
   Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、
   ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、
   Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、
   の中から選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の熱延鋼板。
6. さらに、質量％で、
   Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、
   Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、
   Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、
   Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のＶと、
   Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、
   Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、
   Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、
   ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、
   Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、
   の中から選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
7. 質量％で、
   Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０２％以上０．０７％以下のＣと、
   Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．００１％以上２．５％以下のＳｉと、
   Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、０．０１％以上４％以下のＭｎと、
   Ａｌ含有量［Ａｌ］が、０．００１％以上２％以下のＡｌと、
   Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．０１５％以上０．２％以下のＴｉと、
   を含有し、
   Ｐ含有量［Ｐ］を０．１５％以下、
   Ｓ含有量［Ｓ］を０．０３％以下、
   Ｎ含有量［Ｎ］を０．０１％以下、
   に制限し、
   ［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式ａ、式ｂを満たし、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、
   下記式ｄで定まる温度であるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下に加熱し；
   １０００℃以上１２００℃以下の温度域で圧下率が４０％以上の圧下を１回以上行う第１の熱間圧延を行い；
   前記第１の熱間圧延完了後から１５０秒以内かつ、１０００℃以上の温度域で第２の熱間圧延を開始し、
   前記第２の熱間圧延では、下記式ｅにおいて鋼板成分により決定される温度をＴ１℃とした場合に、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域で、少なくとも１回は３０％以上の圧下率の圧下を行い、かつ、圧下率の合計が５０％以上となる圧下を行い；
   Ａｒ３変態点温度以上Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲で、圧下率の合計が３０％以下である第３の熱間圧延を行い；
   Ａｒ３変態点温度以上で熱間圧延を終了し；
   Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における３０％以上の圧下率のパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスの完了から冷却開始までの待ち時間ｔ秒が下式ｆを満たすように、５０℃／秒以上の冷却速度で、温度変化が４０℃以上１４０℃以下、かつ冷却終了温度がＴ１＋１００℃以下となる一次冷却を行い；
   前記一次冷却完了後から３秒以内に、１５℃／秒以上の冷却速度で、二次冷却を行い；
   ５５０℃以上７００℃未満の温度域で巻き取る
   ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
   ０％≦（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ａ）
   ０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｂ）
   ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ｄ）
   Ｔ１＝８５０＋１０×（［Ｃ］＋［Ｎ］）×［Ｍｎ］＋３５０×［Ｎｂ］＋２５０×［Ｔｉ］＋４０×［Ｂ］＋１０×［Ｃｒ］＋１００×［Ｍｏ］＋１００×［Ｖ］・・・（ｅ）
   ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｆ）
   ここで、ｔ１は下記式ｇで表される。
   ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−Ｔ１）×Ｐ１／１００）＋３．１・・・（ｇ）
   ここで、Ｔｆは、３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は、３０％以上の最終圧下の圧下率（％）である。
8. 前記一次冷却は、圧延スタンド間において冷却を行い、前記二次冷却は、最終圧延スタンド通過後において冷却を行うことを特徴とする請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法。
9. 前記待ち時間ｔ秒が、更に、下記式ｈを満たすことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
   ｔ１≦ｔ≦２．５×ｔ１・・・（ｈ）
10. 前記待ち時間ｔ秒が、さらに、下記式ｉを満たすことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
    ｔ＜ｔ１・・・（ｉ）
11. 前記第２の熱間圧延における各パス間の温度上昇を１８℃以下とすることを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
12. 前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］が、０．００５％以上０．０６％以下のＮｂを含有し、
    ［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］が、下記式ｃを満たすことを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。
    ０％≦［Ｃ］−１２／４８×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］×４８／９３−［Ｎ］×４８／１４−［Ｓ］×４８／３２）・・・（ｃ）
13. 前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、
    Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、
    Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、
    Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、
    Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のＶと、
    Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、
    Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、
    Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、
    ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、
    Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、
    の中から選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１２に記載の熱延鋼板の製造方法。
14. 前記鋼塊または前記スラブが、さらに、質量％で、
    Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０２％以上１．２％以下のＣｕと、
    Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．０１％以上０．６％以下のＮｉと、
    Ｍｏ含有量［Ｍｏ］が０．０１％以上１％以下のＭｏと、
    Ｖ含有量［Ｖ］が、０．０１％以上０．２％以下のＶと、
    Ｃｒ含有量［Ｃｒ］が、０．０１％以上２％以下のＣｒと、
    Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＭｇと、
    Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００５％以上０．０１％以下のＣａと、
    ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］が、０．０００５％以上０．１％以下のＲＥＭと、
    Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００２％以上０．００２％以下のＢと、
    の中から選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の熱延鋼板の製造方法。

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