WO2011111758A1 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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純治 土師
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet with improved formability and fracture characteristics, and a method for producing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2010-053787 filed in Japan on March 10, 2010 and Japanese Patent Application No. 2010-053774 filed on March 10, 2010 in Japan. And the contents thereof are incorporated herein.
  • Patent Document 1 obtains a steel sheet having an excellent balance between tensile strength and hole expansibility by optimizing the fraction of the microstructure in the steel such as ferrite and bainite, and precipitates in the ferrite structure. A technique for this purpose is disclosed. Patent Document 1 describes that a tensile strength of 780 MPa or more and a hole expansion ratio of 60% or more can be obtained.
  • a steel sheet having a better balance between tensile strength and hole expansibility has been demanded.
  • a steel sheet used as an undercarriage member of an automobile is required to have a tensile strength of 780 MPa or more and a hole expansion rate of 70% or more.
  • the hole expansion rate is relatively easy to vary. For this reason, in order to improve the hole expansion property, it is important to reduce not only the average value ⁇ ave of the hole expansion rate but also the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate, which is an index representing the variation. And in the steel plate used as an automobile underbody member or the like as described above, it is required that the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is 80% or more and the standard deviation ⁇ is 15% or less. It is further required to be 10% or less.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet capable of improving hole expansibility and fracture characteristics and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the first aspect of the present invention is % By mass C: 0.02% to 0.1%, Si: 0.001% to 3.0%, Mn: 0.5% to 3.0% P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 2.0%, N: 0.02% or less, Ti: 0.03% to 0.3%, and Nb: 0.001% to 0.06%, Containing Furthermore, Cu: 0.001 to 1.0%, Cr: 0.001 to 1.0%, Mo: 0.001 to 1.0%, Ni: 0.001 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.2%, Containing at least one selected from the group consisting of: The balance consists of Fe and inevitable impurities,
  • the parameter Q represented by the following formula 1 is 30.0 or more,
  • the microstructure consists of a ferrite structure, a bainite structure or a mixed structure thereof, The average grain size of the crystal grains contained in the microstructure is 6 ⁇ m or less,
  • the plurality of inclusions constituting the predetermined inclusion group are gathered at an interval of 50 ⁇ m or less from each other in both the rolling direction and the direction perpendicular thereto.
  • the predetermined stretch inclusions are characterized in that an interval of more than 50 ⁇ m is spaced from all the inclusions having a major axis of 3.0 ⁇ m or more at least in either the rolling direction or the direction orthogonal thereto.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the second aspect of the present invention is % By mass C: 0.02% to 0.1%, Si: 0.001% to 3.0%, Mn: 0.5% to 3.0% P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 2.0%, N: 0.02% or less, Ti: 0.03% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.06%, REM: 0.0001% to 0.02%, and Ca: 0.0001% to 0.02%, Containing Furthermore, Cu: 0.001 to 1.0%, Cr: 0.001 to 1.0%, Mo: 0.001 to 1.0%, Ni: 0.001 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.2%, Containing at least one selected from the group consisting of: The balance consists of Fe and inevitable impurities,
  • the parameter Q ′ represented by the following formula 1 ′ is 30.0 or more, The microstructure consists of a ferrite structure, a bainite structure or a mixed structure thereof, The average grain
  • the plurality of inclusions constituting the predetermined inclusion group are gathered at an interval of 50 ⁇ m or less from each other in both the rolling direction and the direction perpendicular thereto.
  • the predetermined stretch inclusions are characterized in that an interval of more than 50 ⁇ m is spaced from all the inclusions having a major axis of 3.0 ⁇ m or more at least in either the rolling direction or the direction orthogonal thereto.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the third aspect of the present invention is the second aspect, Satisfying Equation 2 below,
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio is 3.0 or less.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the fourth aspect of the present invention is any one of the first to third aspects. Furthermore, in mass%, B: 0.0001% to 0.005% is contained.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the fifth aspect of the present invention is the fourth aspect,
  • the total grain boundary number density of solute C and solute B is more than 4.5 particles / nm 2 and not more than 12 particles / nm 2 , It is characterized in that the particle size of cementite precipitated at the grain boundaries is 2 ⁇ m or less.
  • the method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to the sixth aspect of the present invention % By mass C: 0.02% to 0.1%, Si: 0.001% to 3.0%, Mn: 0.5% to 3.0% P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 2.0%, N: 0.02% or less, Ti: 0.03% to 0.3%, and Nb: 0.001% to 0.06%, Containing Furthermore, Cu: 0.001 to 1.0%, Cr: 0.001 to 1.0%, Mo: 0.001 to 1.0%, Ni: 0.001 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.2%, Containing at least one selected from the group consisting of: The balance consists of Fe and inevitable impurities, After heating the steel slab in which the parameter Q represented by the above mathematical formula 1 is 30.0 or more, the cumulative rolling reduction in the temperature range above 1150 ° C.
  • the method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to the seventh aspect of the present invention % By mass C: 0.02% to 0.1%, Si: 0.001% to 3.0%, Mn: 0.5% to 3.0% P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001% to 2.0%, N: 0.02% or less, Ti: 0.03% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.06%, REM: 0.0001% to 0.02%, and Ca: 0.0001% to 0.02%, Containing Furthermore, Cu: 0.001 to 1.0%, Cr: 0.001 to 1.0%, Mo: 0.001 to 1.0%, Ni: 0.001 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.2%, Containing at least one selected from the group consisting of: The balance consists of Fe and inevitable impurities, After heating the steel slab in which the parameter Q ′ represented by the above mathematical formula 1 ′ is 30.0 or more, the cumulative rolling reduction in the temperature region exceeding 1150 ° C.
  • the manufacturing method of the high-strength hot-rolled steel sheet according to the eighth aspect of the present invention is the seventh aspect,
  • the steel slab satisfies the above mathematical formula 2.
  • the method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to the ninth aspect of the present invention in any of the sixth to eighth aspects,
  • the steel slab is further in mass%, B: 0.0001% to 0.005% is contained.
  • compositions, microstructure, etc. are appropriate, hole expansibility and fracture characteristics can be improved.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing peeling.
  • FIG. 1B shows a photograph of peeling.
  • FIG. 1C is also a view showing a photograph of peeling.
  • FIG. 2A is a diagram showing a method of a three-point bending test with a notch.
  • FIG. 2B is a diagram showing a notched test piece.
  • FIG. 2C is a diagram showing a notched specimen after forced fracture.
  • FIG. 3A is a diagram showing a load displacement curve.
  • 3B shows the crack initiation resistance value Jc and the crack propagation resistance value T.I. M.M.
  • FIG. 4A is a diagram illustrating an example of the inclusion group.
  • FIG. 4B is a diagram illustrating an example of stretch inclusions.
  • FIG. 4C is a diagram illustrating another example of the inclusion group.
  • FIG. 4D is a diagram illustrating still another example of the inclusion group.
  • FIG. 4E is a diagram illustrating another example of the stretched inclusion.
  • FIG. 5A is a graph showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the long diameter / short diameter ratio of inclusions, and the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio.
  • FIG. 5B is also a diagram showing the relationship between the total sum M of the inclusions in the rolling direction, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusions, and the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio.
  • FIG. 5A is a graph showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the long diameter / short diameter ratio of inclusions, and the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio.
  • FIG. 5B is also a diagram showing the relationship between the total sum M of the inclusions
  • FIG. 6A is a diagram showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions, and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio.
  • FIG. 6B is also a diagram showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusions, and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio.
  • FIG. 7 shows the total length M of inclusions in the rolling direction and the crack propagation resistance value T.I. M.M. It is a figure which shows the relationship.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the numerical value of the parameter Q ′ and the sum M of the lengths of inclusions in the rolling direction.
  • FIG. 9A is a diagram illustrating an example of a relationship of the total sum M of the lengths in the rolling direction of inclusions with respect to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 9B is a diagram showing an example of the relationship of the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 9C is a diagram showing an example of the relationship between the average crystal grain size of the microstructure and the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1150 ° C. or lower.
  • FIG. 9A is a diagram illustrating an example of a relationship of the total sum M of the lengths in the rolling direction of inclusions with respect to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 9B is a diagram showing an example of the relationship of the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions to the cumulative rolling
  • FIG. 9D is a diagram illustrating an example of a relationship of ⁇ 211 ⁇ plane strength with respect to a cumulative rolling reduction in a temperature range of 1150 ° C. or lower.
  • FIG. 10A is a diagram illustrating another example of the relationship of the total sum M of the lengths in the rolling direction of inclusions with respect to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 10B is a diagram showing another example of the relationship of the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 10A is a diagram illustrating another example of the relationship of the total sum M of the lengths in the rolling direction of inclusions with respect to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in a temperature range exceeding 1150 ° C.
  • FIG. 10B is a diagram showing another example of the relationship of the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions to the cumulative
  • FIG. 10C is a diagram showing another example of the relationship between the average crystal grain size of the microstructure and the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1150 ° C. or lower.
  • FIG. 10D is a diagram showing another example of the relationship of ⁇ 211 ⁇ plane strength to the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1150 ° C. or lower.
  • FIG. 11A is a diagram showing an example of the presence or absence of peeling in the relationship between the total grain boundary density of solute C and solute B and the coiling temperature.
  • FIG. 11B is a diagram showing another example of the presence or absence of peeling in the relationship between the total grain boundary number density of solute C and solute B and the coiling temperature.
  • FIG. 12A is a diagram illustrating an example of the relationship between the grain size of grain boundary cementite and the hole expansion rate.
  • FIG. 12B is a diagram illustrating another example of the relationship between the grain size of grain boundary cementite and the hole expansion rate.
  • FIG. 13A is a diagram illustrating an example of a relationship between a coiling temperature and a cementite particle size at a grain boundary.
  • FIG. 13B is a diagram showing another example of the relationship between the coiling temperature and the cementite grain size at the grain boundary.
  • the present inventors conducted the following investigations in order to investigate the controlling factors for the hole expandability and fracture characteristics of a steel sheet mainly composed of a ferrite structure and a bainite structure.
  • the inventors conducted hot rolling on test steels composed of steel components 1A1 to 1W3 and 2A1 to 2W3 as shown in Tables 4 and 8 below, under the conditions shown in Tables 5 and 9 below. Then, cooling, winding and the like were performed to produce a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.9 mm.
  • the tensile strength of the obtained hot-rolled steel sheet, the hole expandability such as the average value ⁇ ave and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio, and the fracture characteristics were measured.
  • the microstructure, texture, and inclusions of the obtained hot-rolled steel sheet were investigated.
  • n value (work hardening index) of the obtained hot-rolled steel sheet and the resistance to peeling were also investigated.
  • peeling will be described.
  • a punched end surface 4 including a shear surface 2 and a fracture surface 3 and a sag 1 are generated as shown in FIGS. 1A to 1C.
  • wrinkles or minute cracks 1 may occur on the shear surface 2 and / or the fracture surface 3.
  • Such wrinkles or minute cracks 1 occur so as to enter the steel plate from the end face in parallel to the surface of the steel plate.
  • a plurality may occur in the thickness direction.
  • these wrinkles and minute cracks are collectively referred to as peeling. Peeling tends to occur without correlation with whether the hole expandability is good or bad. If peeling occurs, cracks may extend from this point and fatigue fracture may occur.
  • the fracture characteristics are the crack initiation resistance value Jc (J / m 2 ) and the crack propagation resistance value T.C. M.M. (Tearing modulus) (J / m 3 ), fracture surface transition temperature (° C.) and Charpy absorbed energy (J) obtained by Charpy impact test.
  • the crack initiation resistance value Jc represents the resistance against the occurrence of cracks (start of fracture) from the steel sheet constituting the structural member when an impact load is applied.
  • M.M. Represents the resistance against large-scale destruction of the steel sheet constituting the structural member. In order not to impair the safety of the structural member when an impact load is applied, it is important to improve them.
  • the test piece 11 with notches provided with the notches 12 as shown in FIG. 2A and FIG. I made more books.
  • the depth a of the notch 12 was 2.6 mm
  • the width of the notch 12 was 0.1 mm.
  • the dimension of the rolling direction of the test piece 11 with a notch was 5.2 mm
  • thickness B was 2.6 mm.
  • the both ends of the longitudinal direction are made into the support point 13 and the center part is made into the load point 14, and the displacement amount (stroke) of a load point changes variously.
  • a three-point bending test with a notch was conducted under the conditions described above.
  • the diameter of the support points 13 was 5 mm, and the distance between the support points 13 was 20.8 mm.
  • the notched specimen 11 subjected to the notched three-point bending test was subjected to a heat treatment in which it was kept in the atmosphere at 250 ° C. for 30 minutes and then air-cooled, thereby causing a fracture caused by the notched three-point bending test.
  • Surface 16 was oxidatively colored.
  • the notched test piece 11 is cooled to the liquid nitrogen temperature with liquid nitrogen, the notched test piece 11 is forced so that the crack extends from the notch 12 of the notched test piece 11 in the notch depth direction at that temperature. Destroyed. As shown in FIG.
  • FIG. 3A is a load displacement curve obtained by a notched three-point bending test performed under conditions of a predetermined stroke. From this load displacement curve, a processing energy A (J) corresponding to the energy applied to the test piece by the test is obtained, and from this processing energy A, the thickness B (m) of the test piece and the ligament b (m), Based on Equation 6 below, parameter J (J / m 2 ) was determined.
  • the crack propagation resistance value T.sub.D representing the crack propagation resistance of the test steel. M.M. (J / m 3 ).
  • the crack generation resistance value Jc is a value corresponding to the processing energy per unit area necessary for generating a crack, and generation of cracks (breakage of fracture) from the steel sheet constituting the structural member when an impact load is applied. Represents the resistance to (onset).
  • a V-notch specimen described in JIS Z2242 was manufactured so that the longitudinal direction of the test steel was parallel to the plate width direction. And it tested based on the method of JISZ2242 with respect to the V notch test piece.
  • the test piece was a subsize test piece having a thickness of 2.5 mm.
  • the fracture surface transition temperature and Charpy absorbed energy were determined according to JIS Z2242. The Charpy absorbed energy obtained when the fracture surface transition temperature at which the ductile fracture surface ratio was 50% and the test temperature was room temperature (23 ° C. ⁇ 5 ° C.) was used for evaluation.
  • the 1 ⁇ 4 plate width position of the steel plate was observed.
  • a sample was cut out so that a cross section in which the plate width direction was a normal line (hereinafter referred to as an L cross section) was exposed, the cross section was polished, and then the cross section was corroded with a nital reagent. Then, observation was performed at a magnification of 200 to 500 times using an optical microscope.
  • the same method was used to corrode with the modified repeller liquid, and the island martensite was observed.
  • the X-ray random intensity ratio here refers to the X-ray diffraction intensity of a standard sample having a random orientation distribution without accumulation in a specific orientation and the X-ray diffraction intensity of the test steel to be measured. It means a numerical value obtained by dividing the X-ray diffraction intensity of the obtained test steel by the diffraction measurement by the X-ray diffraction intensity of the standard sample. It means that the larger the X-ray random intensity ratio in a specific orientation, the greater the amount of texture having crystal planes in that specific orientation in the steel sheet.
  • X-ray diffraction measurement was performed using a diffractometer method using an appropriate X-ray tube.
  • a test piece was cut out from a half plate width position of a steel plate in a plate width direction of 20 mm and in a rolling direction of 20 mm, and 1 ⁇ 2 plate in a plate thickness direction by mechanical polishing. After polishing to a thick position, the strain was removed by electrolytic polishing or the like. And the X-ray-diffraction measurement about the 1/2 plate
  • the average crystal grain size of the microstructure influences the fracture surface transition temperature. Therefore, when investigating the microstructure, the average crystal grain size of the microstructure was measured.
  • the portion at the center of the thickness of the L cross section at the 1/4 plate width position of the steel plate to be measured which is 500 ⁇ m in the plate thickness direction and 500 ⁇ m in the rolling direction.
  • the crystal orientation distribution was investigated by the EBSD method in 2 ⁇ m steps. Next, points having an orientation difference of 15 ° or more were connected by line segments, and the line segments were regarded as grain boundaries. And the number average value of the circle equivalent diameter of the crystal grain enclosed by the grain boundary was calculated
  • the total length M (mm / mm 2 ) of the inclusions in the rolling direction length defined as described later was measured.
  • Inclusions cause voids to form in the steel during deformation of the steel sheet, promote ductile fracture, and deteriorate the hole expansibility.
  • the stress concentration in the vicinity of the inclusion increases as the shape of the inclusion is elongated in the rolling direction, and the influence of the inclusion on the hole expanding property is increased accordingly.
  • an inclusion group consisting of a collection of inclusions in which stretched inclusions and spherical inclusions are distributed within a predetermined interval in the rolling direction, which is the crack propagation direction. It has been found that, as with one elongated inclusion, it affects the hole expandability deterioration. This is presumably because a large stress concentration is generated in the vicinity of the inclusion group due to a synergistic effect of strain introduced in the vicinity of each inclusion constituting the inclusion group when the steel plate is deformed.
  • an inclusion group consisting of a collection of inclusions arranged at an interval of 50 ⁇ m or less with respect to other inclusions adjacent on a straight line in the rolling direction is the length in the rolling direction of the inclusion group. It has been found that it affects the hole expandability to the same extent as a single inclusion stretched to the same length.
  • the straight line in the rolling direction here means a virtual straight line extending in the rolling direction.
  • inclusions to be measured were limited to those having a major axis of 3.0 ⁇ m or more. This is because it is thought that the influence with respect to the deterioration of the hole expansibility of the inclusion whose major axis is less than 3.0 micrometers is small.
  • the long diameter here means the longest diameter in the cross-sectional shape of the observed inclusions, and in many cases, the diameter in the rolling direction.
  • the length L1 in the rolling direction is measured by regarding a group of inclusions arranged at an interval of 50 ⁇ m or less with respect to other inclusions adjacent on the straight line in the rolling direction as one inclusion group.
  • the inclusion group having a rolling direction length L1 of 30 ⁇ m or more was evaluated. That is, when a plurality of inclusions are arranged on a straight line in the rolling direction, if there are two inclusions having an interval in the rolling direction of 50 ⁇ m or less, these are included in one inclusion group, If there is another inclusion having an interval of at least one of these two inclusions of 50 ⁇ m or less, this inclusion is also included in the inclusion group.
  • the inclusion group is defined by repeating the positional relationship between the inclusions.
  • the number of inclusions included in the entity group may be two or more.
  • the distance X between the inclusion 21a and the inclusion 21b is more than 50 ⁇ m
  • the distance X between the inclusion 21b and the inclusion 21c is 50 ⁇ m or less
  • the distance X between the inclusion 21c and the inclusion 21d is 50 ⁇ m or less
  • the inclusion 21c is assumed to be more than 50 ⁇ m.
  • the group of inclusions 21b to 21d is regarded as an inclusion group, and if the length L1 in the rolling direction of the inclusion group is 30 ⁇ m or more, this inclusion group is evaluated.
  • the length L2 in the rolling direction is measured, and the length L2 in the rolling direction is 30 ⁇ m.
  • the above inclusions were evaluated. For example, as shown in FIG. 4B, it is assumed that three inclusions 21f to 21h having a major axis of 3.0 ⁇ m or more are arranged on a straight line in the rolling direction. In addition, it is assumed that the interval X between the inclusion 21f and the inclusion 21g exceeds 50 ⁇ m, and the interval X between the inclusion 21g and the inclusion 21h exceeds 50 ⁇ m.
  • the rolling direction length L2 of the inclusions 21f and 21h is less than 30 ⁇ m
  • the rolling direction length L2 of the inclusion 21g is 30 ⁇ m or more.
  • the inclusion 21g is an evaluation target.
  • the inclusions and inclusion group are configured.
  • the measurement object was limited to inclusions having a rolling direction length L1 of 30 ⁇ m or more, and inclusions having a rolling direction length L2 of 30 ⁇ m or more. Inclusions having a rolling direction length L1 of less than 30 ⁇ m, This is because the influence on the deterioration of the hole expanding property of inclusions having a rolling direction length L2 of less than 30 ⁇ m is considered to be small.
  • the inclusion group is the inclusion group. It is a part.
  • FIG. 4C it is assumed that four inclusions 21i to 21l having a major axis of 3.0 ⁇ m or more are arranged on a straight line in the rolling direction.
  • the interval X between the inclusion 21i and the inclusion 21j is more than 50 ⁇ m
  • the interval X between the inclusion 21j and the inclusion 21k is 50 ⁇ m or less
  • the interval X between the inclusion 21k and the inclusion 21l is more than 50 ⁇ m. .
  • the rolling direction length L2 of the inclusions 21i, 21k, and 21l is less than 30 ⁇ m, and the rolling direction length L2 of the inclusion 21j is 30 ⁇ m or more.
  • the collection of inclusions 21j and 21k is regarded as an inclusion group, and this inclusion group is an evaluation target.
  • inclusions that are not included in any inclusion group and have a rolling direction length L2 of 30 ⁇ m or more may be referred to as “stretched inclusions”.
  • the interval X in the rolling direction between the inclusion 21o and the inclusion 21p and the interval Y in the direction perpendicular to the rolling direction are 50 ⁇ m or less
  • the interval X in the rolling direction between the inclusion 21p and the inclusion 21q and the direction orthogonal to the rolling direction is 50 ⁇ m or less.
  • the interval Y in the direction perpendicular to the rolling direction between the inclusions 21m and the inclusions 21o exceeds 50 ⁇ m
  • the interval Y in the direction perpendicular to the rolling direction between the inclusions 21n and the inclusions 21p exceeds 50 ⁇ m
  • the inclusions 21q It is assumed that the distance X in the rolling direction with the inclusion 21r is greater than 50 ⁇ m.
  • a group of inclusions 21o to 21q is regarded as an inclusion group, and if the length L1 in the rolling direction of the inclusion group is 30 ⁇ m or more, this inclusion group is evaluated.
  • the distance X in the rolling direction between the inclusions 21s and the inclusions 21u and the distance Y in the direction perpendicular to the rolling direction are more than 50 ⁇ m
  • the distance Y in the direction perpendicular to the rolling direction between the inclusions 21t and the inclusions 21u is more than 50 ⁇ m.
  • the interval X in the rolling direction between the inclusion 21v and the inclusion 21u is more than 50 ⁇ m.
  • the length L2 in the rolling direction of the inclusions 21u is 30 ⁇ m or more.
  • the inclusion 21u is regarded as an object to be evaluated as an extension inclusion.
  • both the interval X in the rolling direction between the inclusions 21t and the inclusions 21u and the interval Y in the direction perpendicular to the rolling direction are 50 ⁇ m or less, even if they are not aligned on a straight line in the rolling direction, A group of inclusions 21t and inclusions 21u is regarded as an inclusion group.
  • the rolling direction length L1 for all the inclusion groups observed in one visual field and the rolling direction length L2 for all the stretched inclusions observed in the same visual field are measured.
  • the total L (mm) of these was obtained.
  • a numerical value M (mm / mm 2 ) is obtained based on the following mathematical formula 7, and the obtained numerical value M is determined based on the rolling direction of the inclusion group and stretched inclusion per unit area (1 mm 2 ).
  • the total length M (hereinafter, the total length M in the rolling direction of the inclusion group and the stretched inclusions is sometimes referred to as “the total length M in the rolling direction of the inclusions”).
  • S in Formula 7 is the area (mm ⁇ 2 >) of the observed visual field.
  • M L / S Expression 7
  • the sum M per unit area was determined from the sum L of the inclusion group and the length in the rolling direction of the stretched inclusions instead of the average value for the following reason.
  • inclusions group, etc. When the number of inclusions and stretched inclusions (inclusions group, etc.) is small at the time of deformation of the steel plate, the cracks propagate while the voids generated around these inclusions are interrupted. When the number of groups is large, surrounding voids such as inclusion groups are connected without interruption to form long and continuous voids, thereby promoting ductile fracture. Such an influence of the number of inclusion groups or the like cannot be expressed by the average value of the length in the rolling direction of the inclusion groups or the like, but can be expressed by the total M per unit area. From such a viewpoint, the sum M per unit area of the length in the rolling direction of the inclusion group or the like was determined.
  • the total length M and the holes in the rolling direction length of the inclusions are related to the inclusion group and the extending inclusion having a length in the rolling direction of 30 ⁇ m or more. There was a clear correlation with the average value ⁇ ave of the spreading rate. On the other hand, for inclusion groups and elongated inclusions with a length in the rolling direction of 30 ⁇ m or more, there is a large correlation between the average value in the rolling direction of the inclusion group and the average value ⁇ ave of the hole expansion rate. was not seen. That is, it has been found that it is difficult to express the degree of hole expansion by the average value of the length in the rolling direction of the inclusion group or the like.
  • the total length M of inclusions in the rolling direction the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, the crack initiation resistance value Jc, the crack propagation resistance value T. M.M. , And Charpy absorbed energy were used to evaluate hole expansibility and fracture characteristics.
  • the ratio of major axis / minor axis of inclusions expressed by the major axis of inclusions / minor axis of inclusions was measured for each inclusion in the field of view, Among the minor axis ratios, the maximum value was measured. This is because, even when the total length M in the rolling direction of inclusions is equal, when the shape of each inclusion is round and the ratio of major axis / minor axis is small, the stress concentration near the inclusion during deformation of the steel sheet This is because the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, the crack initiation resistance value Jc, and the Charpy absorbed energy are further improved.
  • the experiment found that there is a correlation between the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio, so the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio is evaluated. From the viewpoint, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion was measured.
  • the steel sheet obtained under the hot rolling conditions as described above has a tensile strength distributed in the range of 780 to 830 MPa, and the microstructure is mainly composed of a ferrite structure or a bainite structure. .
  • 5A and 5B are diagrams showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the long diameter / short diameter ratio of inclusions, and the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio.
  • 6A and 6B are diagrams showing the relationship between the total length M of inclusions in the rolling direction, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusions, and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio.
  • FIG. 7 shows the total length M of inclusions in the rolling direction and the crack propagation resistance value T.I. M.M. It is a figure which shows the relationship.
  • 5A and 6A show the relationship when the steel components 1A1 to 1W3 shown in Table 4 are used, and FIGS.
  • FIG. 7 shows, in mass%, C: 0.03% to 0.04%, Si: 0.01% to 1.05%, Mn: 0.7% to 1.9%, P: 0.0008% 0.01%, S: 0.001% to 0.005%, Al: 0.02% to 0.04%, Ti: 0.12% to 0.18%, REM: 0% to 0.004 %, Ca: 0% to 0.004%, Nb: 0% to 0.04%, and V: 0% to 0.02%, with the balance being Fe and inevitable impurities. Showing the relationship.
  • the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio of the steel sheet is better as the total length M in the rolling direction of the inclusion is smaller and as the maximum value of the major axis / minor axis ratio is smaller.
  • the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate is better as the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion is smaller, as shown in FIGS. 6A and 6B.
  • the experimental results shown in FIGS. 5A, 5B, 6A, and 6B exclude the conditions regarding the total sum M of the lengths in the rolling direction of inclusions and the conditions regarding the maximum value of the major axis / minor axis ratio.
  • ⁇ 211 ⁇ plane X-ray random intensity ratio hereinafter also referred to as ⁇ 211 ⁇ plane strength
  • the sum M of the inclusions in the rolling direction is set to 0.25 mm / mm 2 or less, and the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion is 8 0.0 or less.
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions is preferably 3.0 or less.
  • the crack propagation resistance value T.I. M.M. 7 depends on the total sum M of the inclusions in the rolling direction, and the larger the total sum M of the inclusions in the rolling direction, the greater the crack propagation resistance value T.I. M.M. Turned out to be lower.
  • the inclusion group and the drawn inclusions are MnS drawn by rolling and the residue of the desulfurized material introduced for desulfurization at the steel making stage.
  • the inclusion group and the elongated inclusion increase the total length M in the rolling direction and the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion, thereby increasing the hole expandability and the crack propagation resistance value T.I. M.M. It becomes a factor which degrades etc.
  • the inventors of the present invention when REM and Ca are added, also form precipitates such as CaS that precipitates without using REM oxides and sulfides as nuclei and calcium aluminate that is a mixture of CaO and alumina.
  • S content shall be 0.01% or less.
  • TiS is produced at a temperature higher than the temperature range in which MnS is produced in Ti-added steel, the amount of S combined with Mn can be reduced.
  • the amount of S bonded to Mn can be reduced by precipitating sulfides of REM and Ca in steel added with REM and Ca. Therefore, in order to suppress MnS, it is important to contain Ti, REM, and Ca in a proportion higher than the total amount of S stoichiometrically.
  • the numerical value of the parameter Q ′ was as shown in FIG. If it is 30.0 or more, it turned out that the total M of 0.25 mm / mm ⁇ 2 > or less prescribed
  • FIG. 8 shows the relationship when the same steel as in FIG. 7 is used. Although not shown, it is also found that if the value of the parameter Q ′ is 30.0 or more, the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion defined in the present invention is 8.0 or less. did.
  • the value of the parameter Q ′ is set to 30.0 or more.
  • the parameter Q represented by Formula 1 may be used instead of the parameter Q ′.
  • the inventors of the present invention have a numerical value of ([REM] / 140) / ([Ca] / 40) from the viewpoint of reducing precipitates such as CaS that are deposited without using REM oxides and sulfides as nuclei. And the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions were investigated. As a result, although not shown, if the numerical value of ([REM] / 140) / ([Ca] / 40) is 0.3 or more, the major axis / minor axis of 3.0 or less, which is a preferable condition of the present invention. It was found that the maximum ratio was obtained.
  • Expression 8 is satisfied as a condition for setting the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions to 3.0 or less. 0.3 ⁇ ([REM] / 140) / ([Ca] / 40) (Formula 8)
  • the Ca content is set to 0.02% or less in order to reduce calcium aluminate.
  • FIG. 9A and FIG. 9B respectively show the total length of inclusions in the rolling direction with respect to the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in the temperature range exceeding 1150 ° C. for the test steel composed of steel component a shown in Table 1 below.
  • the relationship between M and the maximum value of the major axis / minor axis ratio is shown.
  • 9C and 9D show the relationship between the average crystal grain size of the microstructure and the ⁇ 211 ⁇ plane strength with respect to the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1150 ° C. or lower, respectively.
  • FIG. 10A and FIG. 10B are the rolling direction length of the inclusion with respect to the cumulative reduction of rough rolling in the temperature range over 1150 degreeC about the test steel which consists of the steel component b shown in following Table 2, respectively.
  • FIG. 10C and FIG. 10D show the relationship between the average crystal grain size of the microstructure and the ⁇ 211 ⁇ plane strength with respect to the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1150 ° C. or lower, respectively.
  • the cumulative rolling reduction ratio here refers to the ratio of the steel slab being reduced in each temperature range based on the thickness of the steel slab before rough rolling.
  • the cumulative rolling reduction ratio R1 (%) of rough rolling in the temperature range exceeding 1150 ° C. is defined by the following formula 9.
  • the cumulative rolling reduction R2 (%) of rough rolling in the temperature range of 1150 ° C. or lower is defined by the following formula 10.
  • the start temperature of finish rolling was 1075 ° C.
  • the end temperature was 940 ° C.
  • the cooling rate at a run-out table (ROT) was 30 ° C./second
  • the winding temperature was 480 ° C.
  • T 0 is the thickness of the steel slab before rough rolling
  • t a1 is the thickness of the steel slab before the first reduction in the temperature range above 1150 ° C.
  • t b1 is the final reduction in the temperature range above 1150 ° C.
  • the thickness of the previous slab is the thickness of the slab before the first reduction in the temperature range of 1150 ° C. or less
  • t b2 is the thickness of the slab before the last reduction in the temperature range of 1150 ° C. or less. Is shown.
  • both the total length M in the rolling direction and the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions are both increased to 0.25 mm / It can be seen that the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions with a sum M of mm 2 or less and inclusions of 8.0 or less cannot be obtained. This is considered to be because inclusions tend to be stretched by rolling as the cumulative rolling reduction of rough rolling performed in a high temperature range such as a temperature range exceeding 1150 ° C. increases.
  • the average crystal grain size of the microstructure becomes as large as more than 6 ⁇ m. This is because the austenite grain size after recrystallization increases as the cumulative rolling reduction of rough rolling performed in a low temperature range, such as a temperature range of 1150 ° C. or lower, increases the average grain size of the microstructure in the final product. This is thought to be due to the increase.
  • the ⁇ 211 ⁇ plane strength is increased to more than 2.4.
  • the cumulative rolling reduction of rough rolling performed in a relatively low temperature range such as a temperature range of 1150 ° C. or lower is too large, recrystallization will not proceed substantially completely after rough rolling, increasing the ⁇ 211 ⁇ plane strength.
  • the non-recrystallized structure that causes the residual material remains even after finish rolling, and as a result, the ⁇ 211 ⁇ plane strength in the final product is increased.
  • the present inventors melted the slabs of the steel components shown in Table 3 and changed the finishing temperature and the winding temperature of finish rolling, which have a great influence on the material of the hot-rolled steel sheet, in the manufacturing process of the hot-rolled steel sheet.
  • To produce a hot-rolled steel sheet Specifically, after hot rolling under the conditions of a heating temperature of 1260 ° C. and a finish rolling finish temperature of 750 ° C. to 1000 ° C., cooling is performed at an average cooling rate of about 40 ° C./sec, and 0 ° C. to 750 ° C.
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.9 mm was manufactured.
  • Various surveys were conducted. In the following investigation, unless otherwise specified, a sample cut out from a 1/4 position (1/4 plate width portion) or 3/4 position (3/4 plate width portion) of the steel plate width was used.
  • Steel component c in Table 3 contains Ti, Nb and B, and steel component d contains Ti and Nb, but does not contain B. Moreover, the steel component e contains Ti, Nb and B, and the steel component f contains Ti and B and a very small amount of Nb.
  • the present inventors examined conditions for suppressing peeling. According to the study by the present inventors, it has been clarified that the number density of grain boundaries of solute C and solute B influences the occurrence of peeling. Further, it is known that the coiling temperature affects the grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was examined for the presence or absence of fracture surface cracks in the relationship between the coiling temperature and the grain boundary segregation density of solute C and solute B.
  • evaluation of peeling and measurement of the grain boundary number density of solute C and solute B were performed according to the following methods.
  • a three-dimensional atom probe method was used to measure the grain boundary number density of solute C and solute B.
  • Position-sensitive atom probe (PoSAP) developed by A. Cerezo et al.
  • the sensitive atom probe is a position sensitive detector (position). It is a device that can measure the time of flight and the position of atoms that have reached the detector without using an aperture during analysis. If this apparatus is used, all the constituent elements in the alloy existing on the surface of the sample can be displayed as a two-dimensional map with a spatial resolution at the atomic level. Further, by evaporating the surface of the sample one atomic layer at a time using the field evaporation phenomenon, the two-dimensional map can be expanded in the depth direction and displayed and analyzed as a three-dimensional map.
  • an FB2000A manufactured by Hitachi, Ltd. is used as a focused ion beam (FIB) device.
  • the grain boundary portion is formed with an arbitrarily shaped scanning beam. To be the tip of the needle.
  • a PoSAP needle-like sample including a grain boundary part was produced.
  • SIM scanning ion microscope
  • the measurement conditions were a sample position temperature of about 70 K, a total probe voltage of 10 kV to 15 kV, and a pulse ratio of 25%. And the grain boundary of each sample and the inside of a grain were measured 3 times, respectively, and the average value was made into the representative value. Thus, the solid solution C and the solid solution B which exist in a grain boundary and a grain were measured.
  • the value obtained by removing background noise and the like from the measured value was defined as the atomic density per unit grain interface area, and this was defined as the grain boundary number density (pieces / nm 2 ). Therefore, the solid solution C existing at the grain boundary is a C atom existing at the grain boundary, and the solid solution B existing at the grain boundary is a B atom existing at the grain boundary.
  • the grain boundary number density is also the grain boundary segregation density.
  • the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B in the present invention is a density per unit area of the grain boundary of the total of the solid solution C and the solid solution B existing at the grain boundary. This value is a value obtained by adding the measured values of solute C and solute B together.
  • the atomic map shows the three-dimensional distribution of atoms, it can be confirmed that the number of C atoms and B atoms is large at the grain boundary positions.
  • FIGS. 11A and 11B show the results of such investigation.
  • FIG. 11A shows the presence or absence of peeling in the relationship between the total grain boundary number density of solute C and solute B in steel components c, d, and e and the coiling temperature (CT).
  • FIG. 11B shows the presence or absence of peeling in the relationship between the total grain boundary density of solid solution C and solid solution B in steel components c, d, and f and the coiling temperature (CT).
  • white marks ⁇ , ⁇ , ⁇ , ⁇
  • black marks ⁇ , ⁇ , ⁇
  • the steel component c that does not substantially contain Ti and Nb has a grain boundary number density of solute C and solute B of 4.5 at any coiling temperature. / Nm 2 and peeling did not occur.
  • the grain boundary number density of solute C and solute B became 4.5 pieces / nm 2 or less when the coiling temperature was increased, and peeling occurred.
  • the steel component c does not substantially contain Ti and Nb, so even if the coiling temperature is high, precipitation of TiC or the like does not occur, and the number density of grain boundaries of solute C and solute B is high.
  • the solid solution C segregated at the grain boundaries mainly precipitates in the grains as TiC after the coiling. This is presumed to be due to a decrease in the number density of grain boundaries.
  • the present inventors have found that the influence of the grain size of grain boundary cementite on the hole expandability is particularly large. did.
  • a plurality of specimens for example, ten specimens were manufactured from one specimen steel, and holes were formed in accordance with the method described in the Japan Iron and Steel Federation standard JFS T 1001-1996. An expansion test was performed, and an average value ⁇ ave of the hole expansion ratio was calculated.
  • the particle size of the grain boundary cementite was measured according to the method shown below.
  • a sample for a transmission electron microscope was taken from a 1/4 thickness portion of a sample cut out from a 1 ⁇ 4 plate width portion or a 3 ⁇ 4 plate width portion of the test steel.
  • the sample was observed with a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (FEG) having an acceleration voltage of 200 kV.
  • FEG field emission electron gun
  • the grain size of grain boundary cementite is defined as an average value of equivalent grain diameters measured by image processing or the like for all grain boundary cementite observed in one field of view.
  • FIG. 12A shows the relationship between the grain boundary cementite grain size and the hole expansion ratio in steel components c, d, and e.
  • FIG. 12B shows the relationship between the grain size of grain boundary cementite and the hole expansion rate in steel components c, d, and f.
  • 12A and 12B show that there is a correlation between the hole expansion rate and the grain boundary cementite particle size. That is, it has been newly found that the hole expansion rate is improved as the particle size of the grain boundary cementite is smaller, and the hole expansion rate is 80% or more when the particle size of the grain boundary cementite is 2 ⁇ m or less.
  • stretch flangeability and burring workability represented by the hole expansion ratio are affected by voids that are the starting points of cracks that occur during punching or shearing.
  • This void is considered to occur because the parent phase grains are subjected to excessive stress in the vicinity of the interface of the parent phase grains when the cementite phase precipitated at the grain boundaries of the parent phase is somewhat larger than the parent phase grains.
  • the grain size of the grain boundary cementite is small, the cementite grains are relatively small with respect to the parent phase grains, and the stress concentration does not occur mechanically, making it difficult for voids to occur. It is thought to improve.
  • FIG. 13A shows the relationship between the coiling temperature in the steel components c, d, and e and the cementite grain size at the grain boundaries.
  • FIG. 13B shows the relationship between the coiling temperature in the steel components c, d, and f and the cementite grain size at the grain boundaries.
  • the grain size of the grain boundary cementite increases as the coiling temperature increases, but when the temperature exceeds a certain temperature, the grain size of the grain boundary cementite increases. There is a tendency to decrease rapidly.
  • the grain size of grain boundary cementite was significantly reduced.
  • the steel component e was 2 ⁇ m or less when the winding temperature was 480 ° C. or more, and the steel component f was 2 ⁇ m or less when the winding temperature was 560 ° C. or more. This is considered as follows.
  • the present invention aims to develop a steel sheet having high strength, high formability, and high fracture characteristics in order to contribute to weight reduction of passenger cars and the like. This is achieved by controlling the microstructure and texture.
  • C 0.02% to 0.1% C is an element that combines with Nb, Ti, etc. and contributes to the improvement of tensile strength by precipitation strengthening.
  • C lowers the fracture surface transition temperature by making the microstructure finer. Further, C segregates as a solid solution C at the crystal grain boundary, thereby suppressing the separation of the grain boundary during the punching process and suppressing the occurrence of peeling. If the C content is less than 0.02%, these effects cannot be sufficiently obtained, and desired hole expandability and fracture characteristics cannot be obtained. On the other hand, if the C content is more than 0.1%, iron carbide (Fe 3 C) that is undesirable for the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy may be generated excessively.
  • Fe 3 C iron carbide
  • C content shall be 0.02% or more and 0.1% or less.
  • the C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • the lower the C content the more effectively the generation of iron carbide (Fe 3 C) is suppressed. Therefore, in order to obtain a better average value ⁇ ave of the hole expansion rate, the C content is 0.06% or less. It is preferable that it is 0.05% or less.
  • Si 0.001% to 3.0% Si is an element necessary for preliminary deoxidation. If the Si content is less than 0.001%, sufficient preliminary deoxidation becomes difficult. Moreover, Si contributes to the improvement of tensile strength as a solid solution strengthening element, suppresses the formation of iron carbide (Fe 3 C), and promotes the precipitation of Nb and Ti carbonized fine precipitates. As a result, the average value ⁇ ave of the hole expansion rate, the crack generation resistance value Jc, and the Charpy absorbed energy become favorable. On the other hand, if the Si content is more than 3.0%, these effects are saturated and the economic efficiency is lowered. For this reason, Si content shall be 0.001% or more and 3.0% or less.
  • the Si content is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more. Furthermore, considering the economy, the Si content is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.3% or less.
  • Mn 0.5% to 3.0%
  • Mn is an element that contributes to improving the tensile strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element. If the Mn content is less than 0.5%, it is difficult to obtain sufficient tensile strength. On the other hand, if the Mn content is more than 3.0%, slab cracking during hot rolling tends to occur. For this reason, Mn content shall be 0.5% or more and 3.0% or less. In order to obtain higher tensile strength, the Mn content is preferably 0.75% or more, and more preferably 1.0% or more. Furthermore, in order to suppress slab cracking more reliably, the Mn content is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • P 0.1% or less (excluding 0%)
  • P is an impurity inevitably mixed in, and as the content thereof increases, the amount of segregation at the grain boundary increases, and the average value of the hole expansion rate ⁇ ave, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy are deteriorated. It is an inviting element. For this reason, it is desirable that the P content is as low as possible.
  • the P content is 0.1% or less, the characteristic values such as the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio are acceptable. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • the P content is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • S 0.01% or less (excluding 0%)
  • S is an impurity that is inevitably mixed, and if the S content exceeds 0.01%, a large amount of MnS is produced in the steel when the steel piece is heated, and this is stretched by hot rolling so that the inclusions are contained.
  • the total length M in the rolling direction and the major axis / minor axis ratio of the inclusion increase.
  • S content shall be 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • Al 0.001% to 2.0%
  • Al is an element necessary for deoxidation of molten steel.
  • Al content is less than 0.001%, it is difficult to sufficiently deoxidize molten steel.
  • Al is also an element that contributes to the improvement of tensile strength.
  • content of Al shall be 0.001% or more and 2.0% or less.
  • the Al content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Al content is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.1% or less.
  • N 0.02% or less (excluding 0%) N forms precipitates with Ti and Nb at a higher temperature than C, and decreases Ti and Nb effective for fixing C. That is, N causes a decrease in tensile strength. Therefore, the N content should be reduced as much as possible, but is acceptable if it is 0.02% or less. Further, in order to more effectively suppress the decrease in tensile strength, the N content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003 or less.
  • Ti 0.03% to 0.3%
  • Ti is an element that precipitates finely as TiC and contributes to the improvement of the tensile strength of the steel sheet by precipitation strengthening. If the Ti content is less than 0.03%, it is difficult to obtain sufficient tensile strength.
  • Ti suppresses precipitation of MnS which forms a stretched inclusion by being precipitated as TiS during heating of the steel slab in the hot rolling process, and reduces the total length M of inclusions in the rolling direction. As a result, the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, the crack initiation resistance value Jc, the crack propagation resistance value T.I. M.M. , Charpy absorbed energy is good.
  • the Ti content is set to 0.03% or more and 0.3% or less.
  • the Ti content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.12% or more. Further, in consideration of economy, the Ti content is preferably 0.2% or less, and more preferably 0.15% or less.
  • Nb 0.001% to 0.06%
  • Nb is an element that improves the tensile strength by precipitation strengthening and refinement of the microstructure or refines the average crystal grain size of the microstructure. If the Nb content is less than 0.001%, sufficient tensile strength and fracture surface transition temperature may not be obtained. On the other hand, when the Nb content is more than 0.06%, the temperature of the non-recrystallized region in the hot rolling process is expanded, and the non-recrystallized state increases the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane. Many rolling textures remain after the hot rolling process.
  • Nb content shall be 0.001% or more and 0.06% or less.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the Nb content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • REM 0.0001% to 0.02% REM (rare earth element) has an average value ⁇ ave of hole expansion rate, crack initiation resistance value Jc, crack propagation resistance value T.I. M.M. , And elements that reduce the sum M of the major axis / minor axis ratio of inclusions and the total length M in the rolling direction of inclusions by spheroidizing the form of sulfides such as MnS that cause Charpy absorbed energy to deteriorate It is. Therefore, the REM has an average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, crack initiation resistance value Jc, crack propagation resistance value T.P. M.M. , And Charpy absorbed energy can be improved.
  • the REM content is set to 0.0001% or more and 0.02% or less.
  • the REM content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • Ca 0.0001% to 0.02% Ca fixes S in steel as spherical CaS, suppresses the formation of MnS, and spheroidizes the form of sulfides such as MnS, thereby increasing the maximum value of the long diameter / short diameter ratio of inclusions and the inclusion. It is an element that reduces the total length M in the rolling direction. Therefore, Ca also has an average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, crack initiation resistance value Jc, crack propagation resistance value T.P. M.M. , And Charpy absorbed energy can be improved. However, even when Ca is contained, if the Ca content is less than 0.0001%, the effect of spheroidizing the form of sulfide such as MnS cannot be obtained sufficiently.
  • Ca content shall be 0.0001% or more and 0.02% or less.
  • Ca content is 0.002% or more, and it is more preferable that it is 0.003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the aforementioned parameter Q or Q ′ is set to 30.0 or more. If the parameter Q or Q ′ is 30.0 or more, the amount of MnS in the steel is reduced, and the total sum M of the inclusions in the rolling direction is sufficiently reduced. As a result, the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, the crack initiation resistance value Jc, the crack propagation resistance value T.I. M.M. , And Charpy absorbed energy is improved. If the parameter Q or Q ′ is less than 30.0, these characteristic values may not be sufficient.
  • the other balance of these basic components of the steel sheet according to the present embodiment is composed of Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include O, Zn, Pb, As, Sb and the like, and even if these are included in the range of 0.02% or less, the effect of the present invention is not lost.
  • Formula 2 is satisfied as described above.
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions exceeds 3.0, the average value ⁇ ave of the hole expansion rate of 85% or more, and the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate of 10% or less. A preferred value cannot be obtained. Further, there is a possibility that even better crack generation resistance value Jc and Charpy absorbed energy cannot be obtained. 0.3 ⁇ ([REM] / 140) / ([Ca] / 40) (Formula 2)
  • the steel plate may contain one or two or more of B, Cu, Cr, Mo, and Ni in the following range, if necessary.
  • B 0.0001% to 0.005%
  • B is an element that suppresses the occurrence of peeling by suppressing segregation of the grain boundary during the punching process by segregating at the grain boundary as the solid solution B together with the solid solution C.
  • the winding in the hot rolling process can be performed at a relatively high temperature. If the B content is less than 0.0001%, these effects may not be sufficiently obtained.
  • the B content is more than 0.005%, the temperature of the non-recrystallized region in the hot rolling process is expanded, and a lot of unrecrystallized rolled texture remains after the hot rolling process is finished. .
  • the non-recrystallized rolled texture increases the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane. If the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane is excessively increased, the average value ⁇ ave of the hole expansion rate, the crack generation resistance value Jc, and the Charpy absorbed energy are deteriorated. For this reason, it is preferable that B content is 0.0001% or more and 0.005% or less. In order to further suppress the occurrence of peeling, the B content is more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.002% or more. Furthermore, in order to further suppress the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane, the B content is more preferably 0.004% or less, and even more preferably 0.003% or less.
  • Cu, Cr, Mo, Ni, and V are elements that have an effect of improving the tensile strength of the hot-rolled steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening.
  • Cu content is less than 0.001%
  • Cr content is less than 0.001%
  • Mo content is less than 0.001%
  • Ni content is less than 0.001%
  • V content is 0.001%. If it is less than 1, a sufficient effect of improving the tensile strength cannot be obtained.
  • Cu content is over 1.0%, Cr content is over 1.0%, Mo content is over 1.0%, Ni content is over 1.0%, V content is 0.2% If it is over, the effect of improving the tensile strength is saturated and the economic efficiency is lowered.
  • the Cu content is preferably 0.001% or more and 1.0% or less, the Cr content is preferably 0.001% or more and 1.0% or less, and the Mo content is 0.00. It is preferably 001% or more and 1.0% or less, the Ni content is preferably 0.001% or more and 1.0% or less, and the V content is 0.001% or more and 0.2%. The following is preferable.
  • the Cu content is more preferably 0.1% or more, the Cr content is more preferably 0.1% or more, and the Mo content is 0.1% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.3% or more, the Cr content is more preferably 0.3% or more, and the Mo content is more preferably 0.3% or more. More preferably, the Ni content is more preferably 0.3% or more, and the V content is more preferably 0.07% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.7% or less, the Cr content is more preferably 0.7% or less, and the Mo content is 0.7% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.7% or less, and the V content is more preferably 0.1% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.5% or less, the Cr content is more preferably 0.5% or less, and the Mo content is more preferably 0.5% or less. More preferably, the Ni content is more preferably 0.5% or less, and the V content is more preferably 0.09% or less.
  • the steel plate may contain a total of 1% or less of Zr, Sn, Co, W, and Mg as required.
  • the total grain boundary number density of the solute C and the solute B is preferably 4.5 / nm 2 or more and 12 / nm 2 or less. This can suppress the occurrence of peeling particularly when the grain boundary number density is 4.5 / nm 2 or more, but this effect is saturated when the grain boundary number density exceeds 12 / nm 2. Because it does.
  • the grain boundary number density is more preferably 5 / nm 2 or more, and 6 / nm 2. The above is even more preferable.
  • the grain boundary cementite preferably has a particle size of 2 ⁇ m or less. This is because if the grain boundary cementite has a particle size of 2 ⁇ m or less, voids are unlikely to occur, and the hole expandability can be further improved.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet according to the first embodiment is a ferrite structure, a bainite structure, or a mixed structure thereof. This is because if the microstructure is a ferrite structure, a bainite structure, or a mixed structure thereof, the hardness of the entire microstructure becomes relatively uniform, ductile fracture is suppressed, the average value of the hole expansion rate ⁇ ave, and the occurrence of cracks This is because the resistance value Jc and Charpy absorbed energy are good, and sufficient hole expansibility and fracture characteristics can be obtained. Further, in the microstructure, a structure called island martensite (MA) which is a mixture of martensite and retained austenite may remain slightly. Island-like martensite (MA) promotes ductile fracture and degrades the average value .lamda.ave of the hole expansion rate. Therefore, it is preferable that it does not remain, but an area fraction of 3% or less is acceptable.
  • the average crystal grain size in the microstructure is 6 ⁇ m or less. This is because a sufficient fracture surface transition temperature cannot be obtained when the average crystal grain size exceeds 6 ⁇ m. That is, if the average crystal grain size is more than 6 ⁇ m, sufficient fracture characteristics cannot be obtained. Moreover, in order to make a fracture characteristic more favorable, it is preferable that an average crystal grain diameter is 5 micrometers or less.
  • the ⁇ 211 ⁇ plane strength in the texture is 2.4 or less. This is because when the ⁇ 211 ⁇ plane strength is greater than 2.4, the anisotropy of the steel sheet increases, and the thickness decreases greatly at the end face in the rolling direction that undergoes tensile strain in the sheet width direction during hole expansion. This is because high stress is generated on the end face, and cracks are easily generated and propagated, and the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is deteriorated. Also, if the ⁇ 211 ⁇ plane strength exceeds 2.4, the crack initiation resistance value Jc and the Charpy absorbed energy also deteriorate. That is, if the ⁇ 211 ⁇ plane strength is greater than 2.4, desired hole expandability and fracture characteristics cannot be obtained. Moreover, in order to make hole expansibility and a fracture
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio represented by the major axis of inclusions / the minor axis of inclusions is 8.0 or less. This is because when the major axis / minor axis ratio is more than 8.0, the stress concentration near the inclusion increases when the steel sheet is deformed, and the desired average hole expansion ratio ⁇ ave, standard deviation ⁇ , crack generation This is because the resistance value Jc and Charpy absorbed energy may not be obtained. That is, when the maximum value of the major axis / minor axis ratio is more than 8.0, there is a possibility that sufficient hole expandability and fracture characteristics cannot be obtained.
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio of inclusions is preferably 3.0 or less.
  • the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusion is 3.0 or less, the average value ⁇ ave of the hole expansion ratio is 85% or more, and the standard deviation ⁇ of the hole expansion ratio is 10% or less.
  • the crack initiation resistance value Jc and the Charpy absorbed energy can be further improved.
  • the sum M of the lengths of inclusions in the rolling direction is 0.25 mm / mm 2 or less. This is because when the sum M exceeds 0.25 mm / mm 2 , ductile fracture is easily promoted during deformation of the steel sheet, and the desired average value ⁇ ave of the hole expansion ratio, crack initiation resistance value Jc, crack propagation resistance value T . This is because M and Charpy absorbed energy may not be obtained. That is, if the total M is more than 0.25 mm / mm 2 , there is a possibility that desired hole expandability and fracture characteristics cannot be obtained. This is also apparent from FIGS. 5A, 5B, 6A, and 6B.
  • the total M of the inclusions in the rolling direction is preferably 0.05 mm / mm 2 or less. If the total length M in the rolling direction of the inclusions is 0.05 mm / mm 2 or less, the crack propagation resistance value T.I. M.M. Can be made 900 MJ / m 3 or better, and the average value ⁇ ave of the hole expansion rate, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy can be further improved. From such a viewpoint, the total M of the inclusions in the rolling direction is more preferably 0.01 mm / mm 2 or less, and the total M may be zero.
  • sulfides such as MnS and CaS in steel
  • oxides such as CaO—Al 2 O 3 -based compounds (calcium aluminate)
  • residual desulfurized materials such as CaF 2. It means things.
  • the measurement method of these microstructures, textures, and inclusions the X-ray random intensity ratio, the total M in the rolling direction length of the inclusions, and the definition of the major axis / minor axis ratio of the inclusions are as described above.
  • the n value (work hardening index) is preferably 0.08 or more, and the fracture surface transition temperature is preferably ⁇ 15 ° C. or less.
  • the steelmaking process for example, after obtaining hot metal with a blast furnace or the like, decarburization treatment and alloy addition are performed in a converter. Thereafter, desulfurization treatment, deoxidation treatment, and the like are performed on the molten steel with various secondary refining apparatuses. Thus, the molten steel containing a predetermined component is produced.
  • the secondary refining process it is preferable to add Ca, REM and / or Ti so that the parameter Q or P ′ is 30.0 or more to suppress the stretched MnS.
  • the parameter Q or P ′ is 30.0 or more to suppress the stretched MnS.
  • REM is added and Ca is not added, or Ca is added in a very small amount.
  • the total sum M in the rolling direction length of inclusions can be made 0.01 mm / mm 2 or less, and the crack propagation resistance value T.I. M.M. Can be made 900 MJ / m 3 or more better.
  • the average value ⁇ ave of the hole expansion rate, the crack generation resistance value Jc, and the Charpy absorbed energy can be further improved.
  • desulfurization using a desulfurization material may be performed in order to further suppress the S content. In that case, there is a possibility that the desulfurized material itself, which tends to become stretched inclusions, may remain in the final product. Is preferred.
  • the steelmaking process preceding the hot rolling process is not particularly limited.
  • a steel piece is obtained by casting by a method such as thin slab casting in addition to normal continuous casting or casting by an ingot method.
  • steel slabs When steel slabs are obtained by continuous casting, they may be sent directly to a hot rolling mill with high-temperature steel slabs, or after being cooled to room temperature, reheated in a heating furnace, and then the steel slabs are hot rolled. It may be.
  • iron scrap is used as a raw material, and after melting this in an electric furnace, various secondary refining is performed to obtain molten steel containing a predetermined component. Good.
  • a steel piece obtained by continuous casting or the like is heated in a heating furnace.
  • the heating temperature at this time is preferably 1200 ° C. or higher in order to obtain a desired tensile strength.
  • the heating temperature is less than 1200 ° C.
  • the precipitate containing Ti or Nb is not sufficiently dissolved in the steel slab (slab) and becomes coarse, and the precipitation strengthening ability due to the Ti or Nb precipitate cannot be obtained.
  • the tensile strength of may not be obtained.
  • the heating temperature is less than 1200 ° C., MnS is not sufficiently dissolved by reheating, it is not possible to promote precipitation of S as TiS, and the desired hole expanding property may not be obtained. is there.
  • rough rolling is performed on the steel pieces extracted from the heating furnace.
  • rolling is performed such that the cumulative rolling reduction is 70% or less in a high temperature range exceeding 1150 ° C. This is because when the cumulative rolling reduction in this temperature range is more than 70%, both the total length M of the inclusions in the rolling direction and the maximum value of the major axis / minor axis ratio of the inclusions are increased, and the desired hole expansion is achieved. Average value ⁇ ave, crack initiation resistance value Jc, and crack propagation resistance value T.I. M.M. This is because there is a possibility that cannot be obtained. From such a viewpoint, the cumulative rolling reduction is preferably 65% or less and more preferably 60% or less in a high temperature range exceeding 1150 ° C.
  • the cumulative reduction ratio is 10% or more and 25% or less in a low temperature range of 1150 ° C. or less.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is less than 10%, the average crystal grain size of the microstructure becomes large, and the average crystal grain size (6 ⁇ m or less) defined in the present invention cannot be obtained. As a result, the desired fracture surface transition temperature may not be obtained.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range exceeds 25%, the ⁇ 211 ⁇ plane strength increases, and the ⁇ 211 ⁇ plane strength (2.4 or less) defined in the present invention cannot be obtained.
  • the rolling reduction ratio of rolling in a low temperature range of 1150 ° C. or lower is set to 10% or more and 25% or less.
  • the cumulative rolling reduction in a low temperature range of 1150 ° C. or lower is preferably 13% or more, and more preferably 15% or more.
  • the cumulative rolling reduction in a low temperature range of 1150 ° C. or lower is preferably 20% or lower. 17% or less is more preferable.
  • finish rolling is performed on the steel slab obtained by rough rolling.
  • the start temperature is set to 1050 ° C. or higher. This is because the higher the finish rolling start temperature is, the more dynamic recrystallization during the rolling is promoted, and the texture that increases the ⁇ 211 ⁇ plane strength generated due to repeated reduction in the unrecrystallized state is reduced. This is because the ⁇ 211 ⁇ plane strength (2.4 or less) defined in the present invention can be obtained.
  • the finish rolling start temperature is preferably 1100 ° C. or higher.
  • the end temperature is Ar3 + 130 ° C. or higher and Ar3 + 230 ° C. or lower. If the finish temperature of finish rolling is less than Ar3 + 130 ° C., the unrecrystallized rolled texture that increases the ⁇ 211 ⁇ strength is likely to remain, and the ⁇ 211 ⁇ plane strength (2. 4 or less). On the other hand, if the finish rolling finish temperature is more than Ar3 + 230 ° C., the crystal grains become excessively coarse, and it becomes difficult to obtain the average crystal grain size (6 ⁇ m or less) defined in the present invention. For this reason, the finish temperature of finish rolling shall be Ar3 + 130 degreeC or more and Ar3 + 230 degreeC or less.
  • the finish rolling finish temperature is preferably Ar3 + 150 ° C. or higher, and more preferably Ar3 + 160 ° C. or higher.
  • the finish rolling finish temperature is preferably Ar3 + 200 ° C. or lower, and more preferably Ar3 + 175 ° C. or lower.
  • the finish rolling end temperature FT satisfies the following Expression 12 according to the Nb content and the B content. This is because the ⁇ 211 ⁇ plane strength and the average crystal grain size are particularly suppressed when Expression 12 is satisfied.
  • the steel plate obtained by the finish rolling process is cooled by a run-out table or the like.
  • the cooling rate is set to 15 ° C./sec or more. This is because when the cooling rate is less than 15 ° C./sec, pearlite that causes deterioration such as the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is generated, and the average crystal grain size of the microstructure increases, resulting in a fracture surface transition. It will degrade the temperature. As a result, sufficient hole expansibility and fracture characteristics may not be obtained. For this reason, a cooling rate shall be 15 degrees C / sec or more, and it is preferable to set it as 20 degrees C / sec or more.
  • this cooling step it is preferable to perform a three-stage cooling step as described below in order to refine precipitates such as TiC and obtain a hot-rolled steel sheet having more excellent tensile strength.
  • first stage cooling is performed at a cooling rate of 20 ° C./sec or higher, and then the cooling rate is 15 ° C./sec or lower in a temperature range of 550 ° C. to 650 ° C.
  • the second stage cooling is performed, and then the third stage cooling is performed at a cooling rate of 20 ° C./sec or more.
  • the cooling rate is set to 20 ° C./sec or more. If the cooling rate is lower than this, the pearlite causes deterioration of the average value ⁇ ave of the hole expansion value. This is because may be generated.
  • the reason why the cooling rate was set to 15 ° C./sec or less in the second-stage cooling in the three-stage cooling process is that fine precipitates may not be sufficiently precipitated if the cooling rate is higher than this. is there.
  • the reason why the temperature range for cooling is 550 ° C. or higher is that if the temperature range is lower than this, the effect of finely depositing TiC in a short time is reduced.
  • the temperature range for this cooling is set to 650 ° C. or lower, if it is a temperature range higher than this, precipitates such as TiC are coarsely precipitated, and there is a possibility that sufficient tensile strength cannot be obtained. Because.
  • This cooling is desirably performed for 1 second or more and 5 seconds or less. This is because fine precipitates are not sufficiently deposited when the time is less than 1 second. This is because, if it exceeds 5 seconds, the precipitates are rather coarsely deposited and the tensile strength is lowered. Further, when this cooling is over 5 seconds, pearlite is generated, which may deteriorate the hole expanding property.
  • the reason why the cooling rate was set to 20 ° C./sec or higher in the third stage cooling in the three-stage cooling process is that if the cooling is not performed immediately after the second stage cooling, the precipitates are coarsely deposited and the tensile strength is lowered. This is because there is a possibility of inviting. Further, if the cooling rate is less than 20 ° C./sec, pearlite is generated, and the hole expandability may be deteriorated.
  • a cooling rate of 20 ° C./sec or more can be realized by, for example, water cooling or cooling by mist, and a cooling rate of 15 ° C./sec or less can be realized by, for example, air cooling. it can.
  • the steel sheet cooled in the cooling process or the three-stage cooling process is wound up by a winding device or the like.
  • the steel sheet is wound in a temperature range of 640 ° C. or lower. This is because, when the steel sheet is wound in a temperature range exceeding 640 ° C., pearlite that causes deterioration such as the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is generated. In addition, excessive TiC precipitates and solid solution C decreases, and peeling due to punching is likely to occur.
  • the coiling temperature CT is preferably adjusted according to the B content and the Nb content.
  • the winding temperature CT is preferably 540 ° C. or lower.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more and 0.06% or less. If content is 0.001% or more and less than 0.005%, it is preferable to set it as 640 degrees C or less. This is because the grain boundary number density of the solid solution B varies depending on the B content and the Nb content.
  • the winding temperature CT preferably satisfies the following formula 13. This is because a higher tensile strength can be obtained when Expression 13 is satisfied.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the first embodiment can be manufactured.
  • skin pass rolling for example, ductility can be improved by introducing movable dislocations, and the shape of the steel sheet can be corrected.
  • the corrosion resistance of the steel sheet may be improved by performing a plating process by a hot dipping method.
  • an alloying treatment may be performed.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the second embodiment is different from the first embodiment in that a predetermined amount of V is contained and Nb is hardly contained.
  • the other points are the same as in the first embodiment.
  • V 0.001% to 0.2%
  • V is an element that precipitates finely as VC and contributes to the improvement of the tensile strength of the steel sheet by precipitation strengthening. If the V content is less than 0.001%, it is difficult to obtain sufficient tensile strength. V has the effect of increasing the n value (work hardening index), which is one of the indexes of moldability. On the other hand, when the V content is more than 0.2%, these effects are saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the V content is set to 0.001% or more and 0.2% or less. Further, in order to further enhance the effects such as improvement of the tensile strength, the V content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.07% or more. Furthermore, in view of economy, the V content is preferably 0.1% or less, and more preferably 0.09% or less.
  • Nb less than 0.01% (excluding 0%)
  • Nb contributes to an improvement in tensile strength.
  • V since V is contained, if the Nb content is 0.01% or more, the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 211 ⁇ plane increases excessively, and the average of the hole expansion ratio The value ⁇ ave, the crack initiation resistance value Jc, and the Charpy absorbed energy may be deteriorated. For this reason, Nb content shall be less than 0.01%.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the second embodiment can be manufactured by the same method as in the first embodiment.
  • Table 6 shows the microstructure, texture, and inclusion characteristic values of the obtained hot-rolled steel sheet
  • Table 7 shows the mechanical properties of the obtained hot-rolled steel sheet.
  • the method for measuring the microstructure, texture, and inclusions, and the method for measuring the mechanical properties are as described above. In the evaluation of hole expansibility, 20 test pieces were produced from one test steel.
  • the underline in Tables 4 to 7 is outside the scope of the present invention or indicates that a desired characteristic value is not obtained.
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is 80% or more
  • the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate is 15% or less
  • the n value is 0.08 or more
  • the crack initiation resistance value Jc is 0.75 MJ. / M 2 or more
  • crack propagation resistance value T.I. M.M. was 600 MJ / m 3 or more
  • the fracture surface transition temperature was ⁇ 13 ° C. or less
  • the Charpy absorbed energy was 30 J or more.
  • Steel Nos. 1-1-3 to 1-1-6 are examples in which Ca and REM are hardly added, and the form of sulfide is controlled substantially only by Ti.
  • steel numbers 1-1-3 and 1-1-5 are examples in which no desulfurizing material was used, and good characteristic values were obtained.
  • the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling in the temperature range exceeding 1150 ° C. is larger than the range of the present invention, so that the total length M of inclusions in the rolling direction, the major axis / minor axis of the inclusions
  • the maximum value is larger than the value specified in the present invention.
  • Steel No. 1-28-5 had an average grain size of the microstructure larger than the value specified in the present invention because the cumulative rolling reduction of rough rolling in the temperature range of 1150 ° C. or lower was smaller than the range of the present invention. For this reason, the fracture surface transition temperature was higher than the desired value.
  • Steel No. 1-30 had a ⁇ 211 ⁇ plane strength higher than the value specified in the present invention because the finish rolling start temperature was lower than the range of the present invention. Further, since the ⁇ 211 ⁇ plane strength was higher than the value specified in the present invention, the desired average hole expansion ratio ⁇ ave, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy could not be obtained.
  • Steel No. 1-32 had a finish rolling end temperature higher than the range of the present invention, and the average crystal grain size of the microstructure was larger than the range of the present invention, so the fracture surface transition temperature was higher than the desired value.
  • the coiling temperature was higher than the range of the present invention, so that pearlite was generated, and the desired hole expansion rate average value ⁇ ave, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy were not obtained.
  • molten steels having steel components 2A1 to 2W3 as shown in Table 8 were obtained. Each molten steel was smelted by melting in a converter and secondary refining. Secondary refining was performed with RH, and a CaO—CaF 2 —MgO-based desulfurization material was added as appropriate to perform desulfurization. In some steel components, in order to suppress the remaining desulfurized material that became the stretched inclusions, the desulfurization was not performed, and the processing was proceeded with the S content remaining after the primary refining in the converter.
  • Table 10 shows the microstructure, texture, and inclusion characteristic values of the obtained hot-rolled steel sheet
  • Table 11 shows the mechanical properties of the obtained hot-rolled steel sheet.
  • the method for measuring the microstructure, texture, and inclusions, and the method for measuring the mechanical properties are as described above. In the evaluation of hole expansibility, 20 test pieces were produced from one test steel.
  • the underline in Table 8 to Table 11 is outside the scope of the present invention or indicates that a desired characteristic value is not obtained.
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is 80% or more
  • the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate is 15% or less
  • the n value is 0.08 or more
  • the crack initiation resistance value Jc is 0.75 MJ. / M 2 or more
  • crack propagation resistance value T.I. M.M. was 600 MJ / m 3 or more
  • the fracture surface transition temperature was ⁇ 13 ° C. or less
  • the Charpy absorbed energy was 30 J or more.
  • Steel Nos. 2-1-3 to 2-1-6 are examples in which Ca and REM are hardly added, and the form of sulfide is controlled substantially only by Ti.
  • steel numbers 2-1-3 and 2-1-5 are examples in which no desulfurizing material was used, and good characteristic values were obtained.
  • Steel No. 2-32 had a finish rolling end temperature higher than the range of the present invention, and the average crystal grain size of the microstructure was larger than the range of the present invention, so the fracture surface transition temperature was higher than the desired value.
  • the coiling temperature was higher than the range of the present invention, so that pearlite was generated, and the desired hole expansion rate average value ⁇ ave, crack initiation resistance value Jc, and Charpy absorbed energy were not obtained.
  • molten steels having steel components Z1 to Z4 as shown in Table 12 were obtained. Each molten steel was smelted by melting in a converter and secondary refining. Secondary refining was done with RH. In order to suppress the remaining desulfurized material that becomes the stretched inclusions, the desulfurization was not performed, and the processing was advanced with the S content remaining after the primary refining in the converter. Steel slabs were obtained from each molten steel through continuous casting, and then hot rolled under the production conditions shown in Table 13 to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.9 mm. Table 14 shows the microstructure, texture, and inclusion characteristic values of the obtained hot-rolled steel sheet, and Table 15 shows the mechanical properties of the obtained hot-rolled steel sheet.
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the average value ⁇ ave of the hole expansion rate is 80% or more
  • the standard deviation ⁇ of the hole expansion rate is 15% or less
  • the n value is 0.08 or more
  • the crack initiation resistance value Jc is 0.75 MJ. / M 2 or more
  • crack propagation resistance value T.I. M.M. was 600 MJ / m 3 or more
  • the fracture surface transition temperature was ⁇ 40 ° C. or less
  • the Charpy absorbed energy was 30 J or more. That is, a desired characteristic value was obtained.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel sheets that require high strength, high formability, and high fracture characteristics.

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Abstract

　高強度熱延鋼板の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１ｍｍ２当たりの圧延方向長さの総和が０．２５ｍｍ以下である。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いる。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。

Description

高強度熱延鋼板及びその製造方法
　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１ｍｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 （［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１ｍｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 （［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／ｎｍ２超、１２個／ｎｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 （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／ｍ２）及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（テアリングモジュラス）（Ｊ／ｍ３）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／ｍ２）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／ｍ２）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／ｍ２）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／ｍ３）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／ｍｍ２）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／ｍｍ２）を求め、得られた数値Ｍを単位面積（１ｍｍ２）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（ｍｍ２）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／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
 （ｔ０は粗圧延前の鋼片の厚さ、ｔａ１は１１５０℃超の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、ｔｂ１は１１５０℃超の温度域での最後の圧下前の鋼片の厚さ、ｔａ２は１１５０℃以下の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、ｔｂ２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。）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　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／ｍｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　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／ｎｍ２）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／ｎｍ２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／ｎｍ２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／ｎｍ２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／ｎｍ２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／ｎｍ２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Ｆｅ３Ｃ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（Ｆｅ３Ｃ）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（Ｆｅ３Ｃ）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（Ｆｅ３Ｃ）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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000013
　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／ｎｍ２以上、１２個／ｎｍ２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／ｎｍ２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／ｎｍ２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／ｎｍ２以上であることがより好ましく、６個／ｎｍ２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／ｍｍ２以下とする。これは、総和Ｍが０．２５ｍｍ／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２以下であれば、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．をより良好な９００ＭＪ／ｍ３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／ｍｍ２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－Ａｌ２Ｏ３系化合物（カルシウムアルミネート）等の酸化物、並びにＣａＦ２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／ｍｍ２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／ｍ３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000014
 （［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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000015
 （［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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000016
 （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－ＣａＦ２－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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
　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／ｍ２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ３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／ｍｍ２以下、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が９００ＭＪ／ｍ３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－ＣａＦ２－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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
　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／ｍ２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ３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／ｍｍ２以下、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が９００ＭＪ／ｍ３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
　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／ｍ２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ３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／ｎｍ２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１ｍｍ２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。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     （［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１ｍｍ２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。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     （［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／ｎｍ２超、１２個／ｎｍ２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／ｎｍ２超、１２個／ｎｍ２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／ｎｍ２超、１２個／ｎｍ２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。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     （［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。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
     （［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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