JP6399201B2 - 熱延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、加工性に優れた熱延鋼板に関し、特に、伸びフランジ性に優れた熱延鋼板に関する。

近年、自動車の燃費向上を目的とした各種鋼板の軽量化への要求に対して、鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の適用等が進められている。しかし、Ａｌ合金等の軽金属は、鋼等の重金属と比較して、比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点があるため、その適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲で推進するためには、鋼板の高強度化が必要とされる。

鋼板の高強度化は、一般的に成形性（加工性）等の材料特性の劣化を伴う。このため、高強度鋼板の開発においては、材料特性を劣化させずに、高強度化を図ることが重要となる。特に、内板部材、構造部材、足回り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と強度とを如何に高次元でバランス良く発揮させるかが重要である。例えば、車体重量の約２０％を占める構造部材や足回り部材等の自動車部材に用いられる鋼板には、非常に厳しい穴広げ性（λ値）が求められる。これは、せん断加工、打ち抜き加工等によりブランキング、穴開け等を行った後、伸びフランジ加工、バーリング加工等を主体としたプレス成形が施されるためである。

このような部材に対して用いられる鋼板では、せん断加工、打ち抜き加工によって形成された端面に疵や微小割れ等が発生し、これら発生した疵、微小割れ等よりき裂が進展し疲労破壊に至ることが懸念される。このため、上記鋼材の端面においては、疲労耐久性を向上させるために疵、微小割れ等を生じさせないことが必要とされている。これらの端面に発生する疵、微小割れ等として、板面と平行に発生する割れがある。この割れは、はがれとよばれることがある。従来、はがれは、特に５４０ＭＰａ級の鋼板では、約８０％程度、７８０ＭＰａ級の鋼板ではほぼ１００％発生する。また、はがれは、穴広げ率とは相関無く発生する。例えば、穴広げ率が５０％でも、１００％でも発生する。

例えば、穴広げ性（λ値）に優れる鋼板としては、Ｔｉ、Ｎｂ等の微細析出物により析出強化されたフェライト主相の鋼板とその製造方法が報告されている。

特許文献１には、高強度で伸びフランジ性の向上を目的とした熱延鋼板が記載されている。特許文献２、３には、伸び及び伸びフランジ性の向上を目的とした熱延鋼板が記載されている。

しかしながら、引用文献１〜３に記載された熱延鋼板によっても、せん断加工、打ち抜き加工等により形成された端面での疵、微小割れを十分に抑制することは困難である。例えば、特許文献２、３に記載された熱延鋼板では、打抜き後にはがれが発生する。また、引用文献１に記載に記載された熱延鋼板を製造するための巻き取り条件は非常に厳しい。さらに特許文献２、３に記載された熱延鋼板は高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上含有するため、製造コストが高い。

特開２００２−１０５５９５号公報 特開２００２−３２２５４０号公報 特開２００２−３２２５４１号公報

本発明は、優れた耐はがれ性及び優れた穴広げ性を得ることができる熱延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意検討した結果、以下の知見を得た。

１）粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒を全結晶粒に対して一定量含有させることで、穴広げ性を大きく向上させることができる。

２）Ｃｒを含有することで、穴広げ性を劣化させる粗大かつアスペクト比の大きなセメンタイトの析出を抑制できるとともに、固溶Ｃを確保でき、優れた耐はがれ性及び優れた穴広げ性を両立することができる。

３）Ｃｒを含有することで、Ｔｉを含む炭化物中へＣｒが固溶して微細な複合炭化物の析出量が増加し、析出強化できる。

４）Ｓｉ含有量を低くすることで変態温度が低下し、鋼板の強度の変動をもたらす高温域でのＴｉを含む炭化物の析出を抑制することができる。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記の熱延鋼板を要旨とする。

（１）
質量％で、
Ｃ ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｍｎ：０．４０％〜３．００％、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０１０％〜０．５００％、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．０５％〜１．００％、
Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００３％〜０．２００％、
Ｃｕ：０．０％〜１．２％、
Ｎｉ：０．０％〜０．６％、
Ｍｏ：０．００％〜１．００％、
Ｖ ：０．００％〜０．２０％、
Ｃａ：０．００００％〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００００％〜０．０２００％、
Ｂ ：０．００００％〜０．００２０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物
で表される化学組成を有し、
下記（１）式及び（２）式の関係が満たされ、
０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２．０００ ・・・（１）式
０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０．０ ・・・（２）式
（上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。）
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上であり、
セメンタイトの体積率：１．０％以下、
セメンタイトの平均粒径：２．００μｍ以下、
セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：０．５質量％〜４０．０質量％、
粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合：６０体積％以上、
Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の平均粒径：１０．０ｎｍ以下、かつ
Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の数密度：１．０×１０ ¹³ 個／ｍｍ ³ 以上
で表されるミクロ組織を有することを特徴とする熱延鋼板。

（２）
前記化学組成において、
Ｃｕ：０．２％〜１．２％、
Ｎｉ：０．１％〜０．６％、
Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、若しくは
Ｖ：０．０２％〜０．２０％
又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）に記載の熱延鋼板。

（３）
前記化学組成において、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、若しくは
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０２００％
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の熱延鋼板。

（４）
前記化学組成において、
Ｂ：０．０００２％〜０．００２０％
が満たされることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の熱延鋼板。

（５）
表面に亜鉛めっき膜を有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の熱延鋼板。

本発明によれば、粒内方位差が５°〜１４°までの結晶粒の割合、Ｃｒ含有量、セメンタイトの体積率等を適切なものとしているため、優れた耐はがれ性及び優れた穴広げ性を得ることができる。

以下、本発明の実施形態について説明する。

先ず、本発明の実施形態に係る熱延鋼板及びその製造に用いる鋼塊又は鋼片の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る熱延鋼板は、鋼塊又は鋼片の粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻き取り等を経て製造される。従って、熱延鋼板及び鋼塊又は鋼片の化学組成は、熱延鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、熱延鋼板及びその製造に用いられる鋼塊又は鋼片に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る熱延鋼板及びその製造に用いられる鋼塊又は鋼片は、Ｃ：０．０１０％〜０．１００％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．４０％〜３．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％〜０．５００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．０５％〜１．００％、Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３％〜０．２００％、Ｃｕ：０．０％〜１．２％、Ｎｉ：０．０％〜０．６％、Ｍｏ：０．００％〜１．００％、Ｖ：０．００％〜０．２０％、Ｃａ：０．００００％〜０．００５０％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．００００％〜０．０２００％、Ｂ：０．００００％〜０．００２０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。

（Ｃ：０．０１０％〜０．１００％）
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度向上に寄与する。また固溶Ｃとして粒界に存在することで粒界を強化し、耐はがれ性の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０１０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ｃ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上とする。Ｃ含有量が０．１００％超では、穴広げ加工時の割れの起点となる鉄系炭化物が増加し、穴広げ値が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。

（Ｓｉ：０．３０％以下）
Ｓｉは、材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性及び穴広げ性の向上に寄与する効果を有するが、その含有量が過剰な場合、高温域でフェライト変態が生じやすくなり、これに伴い高温域でＴｉを含む炭化物が析出しやすくなる。高温域での炭化物の析出は、析出量のばらつきを生じやすく、結果として強度や穴広げ性等の材質変動をもたらす。また、高温域での炭化物の析出は、粒界の固溶Ｃ量を減少させ、耐はがれ性を劣化させる。このような現象は、Ｓｉ含有量が０．３０％超で顕著である。このため、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生の抑制の観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。

（Ｍｎ：０．４０％〜３．００％）
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する。また比較的低温でパラ平衡状態での変態を促進することで、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒を生成しやすくする。Ｍｎ含有量が０．４０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ｍｎ含有量は０．４０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とし、より好ましくは０．６０％以上とする。Ｍｎ含有量が３．００％超では、上記作用による効果が飽和するばかりでなく、過度に焼入れ性が高まり穴広げ性に優れる連続冷却変態組織の形成が困難となる。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とし、好ましくは２．４０％以下、より好ましくは２．００％以下とする。

（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｐは粒界に偏析し、Ｐ含有量が高いほど、靭性が低くなる。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．１００％超で、加工性及び溶接性の低下が顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。穴広げ性及び溶接性の向上の観点から、Ｐ含有量は好ましくは０．０５０％以下とし、より好ましくは０．０３０％以下とする。なお、Ｐ含有量の低減には時間及びコストがかかり、０．００５％未満まで低減しようとすると、時間及びコストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上としてもよい。

（Ｓ：０．０３０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こしたり、穴広げ性を劣化させるＡ系介在物を生成させたりする。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０３０％超で、悪影響が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。穴広げ性の向上の観点から、Ｓ含有量は好ましくは０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｓ含有量の低減には時間及びコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、時間及びコストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．００１％以上としてもよい。

（Ａｌ：０．０１０％〜０．５００％）
Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として作用する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０２５％以上とする。Ａｌ含有量が０．５００％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが高くなる。このため、Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。また、Ａｌ含有量が０．１００％超では、非金属介在物が増大し、延性及び靭性が劣化することがある。このため、Ａｌ含有量は好ましくは０．１００％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼板中に不純物として含有される。Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ等と化合して窒化物を形成する。この窒化物は、比較的高温で析出して粗大化しやすく、穴広げ加工時の割れの起点となる虞がある。また、この窒化物は、後述するように、Ｎｂ、Ｔｉを炭化物として析出させるためには少ない方が好ましい。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下とする。なお、Ｎ含有量の低減には時間及びコストがかかり、０．００１０％未満まで低減しようとすると、時間及びコストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。

（Ｃｒ：０．０５％〜１．００％）
Ｃｒは、パーライト変態を抑制し、セメンタイト中に固溶してセメンタイトのサイズ、形態を制御することで穴広げ性を向上させるとともに、Ｔｉを含む炭化物中に固溶することで析出物の数密度を増し、析出強化量を高めることができる。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．２０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。Ｃｒ含有量が１．００％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが高くなるだけでなく、化成処理性の低下が著しくなる。このため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。

（Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％）
Ｎｂは、圧延終了後の冷却中又は巻取り後に炭化物として微細析出し、析出強化により強度を向上させる。更に、Ｎｂは、炭化物を形成してＣを固定し、穴広げ性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。Ｎｂ含有量が０．００３％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ｎｂ含有量は０．００３％以上とし、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上とする。Ｎｂ含有量が０．０５０％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが高くなるばかりでなく、析出する炭化物が増すことで粒界の固溶Ｃ量を減少させ、耐はがれ性を劣化させる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。

（Ｔｉ：０．００３％〜０．２００％）
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、圧延終了後の冷却中又は巻取り後に炭化物として微細析出し、析出強化により強度を向上させる。更に、Ｔｉは、炭化物を形成してＣを固定し、穴広げ性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。Ｔｉ含有量が０．００３％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。このため、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とし、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０５０％以上とする。Ｔｉ含有量が０．２００％超では、上記作用による効果が飽和し、徒にコストが高くなるばかりでなく、析出する炭化物が増すことで粒界の固溶Ｃ量を減少させ、耐はがれ性を劣化させる場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１７０％以下、より好ましくは０．１５０％以下とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ及びＢは、必須元素ではなく、熱延鋼板及び鋼塊又は鋼片に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。

（Ｃｕ：０．０％〜１．２％、Ｎｉ：０．０％〜０．６％、Ｍｏ：０．００％〜１．００％、Ｖ：０．００％〜０．２０％）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＶは、析出強化又は固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果を有する。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．２％以上とし、Ｎｉ含有量は好ましくは０．１％以上とし、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０５％以上とし、Ｖ含有量は好ましくは０．０２％以上とする。しかし、Ｃｕ含有量が１．２％超、Ｎｉ含有量が０．６％超、Ｍｏ含有量が１．００％超又はＶ含有量が０．２０％超では、上記作用による効果が飽和して徒にコストが高くなる。このため、Ｃｕ含有量は１．２％以下とし、Ｎｉ含有量は０．６％以下とし、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。このように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＶは任意元素であり、「Ｃｕ：０．２％〜１．２％」、「Ｎｉ：０．１％〜０．６％」、「Ｍｏ：０．０５％〜１．００％」、若しくは「Ｖ：０．０２％〜０．２０％」又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。

（Ｃａ：０．００００％〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００００％〜０．０２００％）
Ｃａ及びＲＥＭは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。従って、Ｃａ若しくはＲＥＭ又はこれらの両方が含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量は好ましくは０．０００５％以上とし、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．０００５％以上とする。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％超又はＲＥＭ含有量が０．０２００％超では、上記作用による効果が飽和して徒にコストが高くなる。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とする。このように、Ｃａ及びＲＥＭは任意元素であり、「Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％」、若しくは「ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０２００％」又はこれらの両方が満たされることが好ましい。ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイド系列に属する元素の合計１７元素の総称であり、「ＲＥＭ含有量」はこれら元素の合計の含有量を意味する。

（Ｂ：０．００００％〜０．００２０％）
Ｂは、粒界に偏析し、固溶Ｃとともに存在する場合、粒界強度を高める効果を有する。Ｂは、焼き入れ性を向上させ、穴広げ性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする効果も有する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％超では、スラブ割れが生じる。このため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。このように、Ｂは任意元素であり、「Ｂ：０．０００２％〜０．００２０％」が満たされることが好ましい。

本実施形態においては、下記の（１）式及び（２）式の関係が満たされる。
０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２．０００ ・・・（１）式
０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０．０ ・・・（２）式
（上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。）

本実施形態において、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物のサイズ及び析出量、並びに、セメンタイトのサイズ及び形態を制御することが極めて重要である。Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物とセメンタイトの析出挙動は、Ｓｉ及びＣｒの含有量のバランスによって変化する。含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃｒ］）が０．００５未満では、過度に焼入れ性が高まり、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が減少したり、低温域でＴｉ及びＣｒの複合炭化物が析出しにくくなる。このため、［Ｓｉ］／［Ｃｒ］は０．００５以上とし、好ましくは０．０１０以上、より好ましくは０．０３０以上とする。含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃｒ］）が２．０００超では、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が減少したり、高温域でＴｉ及びＣｒの複合炭化物が析出するため材質変動が生じるとともに、固溶Ｃ量が減少し耐はがれ性が劣化する。更に、含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｃｒ］）が２．０００超では、粗大なセメンタイトが析出し、穴広げ性が劣化する。このため、［Ｓｉ］／［Ｃｒ］は２．０００以下とし、好ましくは１．０００以下、より好ましくは０．８００以下とする。

Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高め、高温でのフェライト変態を抑制することで、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒を生成しやすくするとともに、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の析出を抑制し、材質の安定化に寄与する。その一方で、ＭｎとＣｒとでは、セメンタイトの析出制御と焼入れ性を高める効果が異なる。含有量の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）が０．５未満では、過度に焼入れ性が高まり、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が減少したり、低温域でＴｉ及びＣｒの複合炭化物の析出が生じにくくなる。このため、［Ｍｎ］／［Ｃｒ］は０．５以上とし、好ましくは１．０以上、より好ましくは３．０以上とする。含有量の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）が２０．０超では、所望のセメンタイトのサイズ、形態に制御することが困難となる。このため、［Ｍｎ］／［Ｃｒ］は２０．０以下とし、好ましくは１０．０以下、より好ましくは８．０以下とする。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板における結晶粒の特徴について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板においては、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上である。

粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合は、以下の方法で測定することができる。先ず、圧延方向に平行な断面内の、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）を中心とする、圧延方向（rolling direction：ＲＤ）の長さが２００μｍ、圧延面法線方向（normal direction：ＮＤ）の長さが１００μｍの矩形領域の結晶方位を０．２μｍの間隔で電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法により解析し、この矩形領域の結晶方位情報を取得する。ＥＢＳＤ法では、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）内で高角度傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することで、バルク試料の表面の微細構造及び結晶方位の定量的解析ができる。このＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（日本電子株式会社（ＪＥＯＬ）製ＪＳＭ−７００１Ｆ）及びＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ社製ＨＩＫＡＲＩ検出器）を備えたＥＢＳＤ解析装置を用い、２００点／秒〜３００点／秒の速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差が１５°以上である粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義し、粒内方位差を計算し、この粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を求める。このようにして求まる割合は面積分率であるが、体積分率とも等価である。「粒内方位差」は、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」を意味する。粒内方位差は、文献「木村英彦，王いん，秋庭義明，田中啓介「ＥＢＳＤ法およびＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」日本機械学会論文集（Ａ 編），７１ 巻，７１２ 号，２００５年，ｐ．１７２２−１７２８．」にも記載されているように、その結晶粒内における、基準となる結晶方位と全ての測定点における結晶方位との間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。また、「基準となる結晶方位」として、その結晶粒内の全ての測定点における結晶方位を平均化した方位を用いる。粒内方位差は、例えば、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ^ＴＭ Ｖｅｒｓｉｏｎ ７．０．１」を用いて算出することができる。

粒内の結晶方位は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度の増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。しかし、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、粒内方位差が５°〜１４°の結晶粒の割合を２０％以上とする。粒内方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難であり、粒内方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。また、粒内方位差が５°〜１４°の結晶粒の割合が面積率で２０％未満であると、伸びフランジ性及び強度が低下し、優れた伸びフランジ性及び強度が得られない。従って、この割合は２０％以上とする。粒内方位差が５°〜１４°の結晶粒は特に伸びフランジ性の向上に効果的であるため、この割合の上限は特に限定されない。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましいミクロ組織について説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、好ましくは、セメンタイトの体積率：１．０%以下、セメンタイトの平均粒径：２．００μｍ以下、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：０．５質量％〜４０．０質量％、粒径が０．５μｍ以下かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合：６０体積％以上、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の平均粒径：１０．０ｎｍ以下、かつＴｉ及びＣｒの複合炭化物の数密度：１．０×１０^１３個／ｍｍ^３以上で表されるミクロ組織を有する。

（セメンタイトの体積率：１．０％以下、セメンタイトの平均粒径：２．００μｍ以下）
穴広げ値に代表される伸びフランジ加工性及びバーリング加工性は、打ち抜き加工時又はせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受ける。ボイドは金属組織中の硬度差の大きな場所で発生しやすく、特にセメンタイトが含まれる場合、セメンタイトと母相との界面で母相粒が過剰な応力集中を受けボイドが発生する。セメンタイトの体積率が１．０％超の場合、穴広げ性が劣化しやすい。セメンタイトの平均粒径が２．００μｍ超の場合も、穴広げ性が劣化しやすい。このため、セメンタイトの体積率は好ましくは１．０％以下とし、セメンタイトの平均粒径は好ましくは２．００μｍ以下とする。セメンタイトの体積率及び平均粒径の下限は特に限定されない。

（セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：０．５質量％〜４０．０質量％）
Ｃｒはセメンタイト中に固溶してセメンタイトのサイズ及び形態を制御する。セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が０．５質量％以上であると、セメンタイトは母相粒に対して相対的に小さなものとなり、変形に対する異方性が小さい。従って、力学的に応力が集中しにくく、応力集中に伴うボイドが発生しにくいため、穴広げ性が向上する。このため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度は好ましくは０．５質量％以上とする。セメンタイトに含まれるＣｒの濃度が４０．０質量％超では、穴広げ性及び耐はがれ性を劣化させる場合がある。このため、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度は好ましくは４０．０質量％以下とする。

（粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合：６０体積％以上）
粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合が６０体積％以上であると、セメンタイトは母相粒に対して相対的に小さなものとなり、変形に対する異方性が小さい。従って、力学的に応力が集中しにくく、応力集中に伴うボイドが発生しにくいため、穴広げ性が向上する。このため、この割合は好ましくは６０体積％以上とする。この割合は、全セメンタイトの総体積に対する粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの総体積の割合とみることもできる。

ここで、セメンタイトの体積率、粒径及びアスペクト比、並びにセメンタイトに含まれるＣｒの濃度の測定方法について説明する。先ず、供試材の鋼板板幅の１／４Ｗ位置又は３／４Ｗ位置から切出した試料の鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）のところから透過型電子顕微鏡用サンプルを採取する。次いで、透過型電子顕微鏡を用いて２００ｋＶの加速電圧で透過型電子顕微鏡用サンプルを観察し、そのディフラクションパターンからセメンタイトを特定する。その後、透過型電子顕微鏡に付設されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（energy dispersive X-ray spectrometry）を用いて、セメンタイトに含まれるＣｒの濃度を測定する。また、５０００倍の倍率にて任意の１０視野の観察を行い、その画像を取得する。そして、画像解析ソフトウェアを用いて、この画像から、各セメンタイトの体積率、粒径及びアスペクト比を取得し、更に、粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合を取得する。この方法で得られる割合は観察面における面積上の割合（面積分率）であるが、面積上の割合は体積上の割合と等価である。この方法でセメンタイトの体積率及び粒径を測定する場合、体積率の測定限界は０．０１％程度であり、粒径の測定限界は０．０２μｍ程度である。画像処理ソフトウェアとしては、例えば米国 Media Cybernetics社製の「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いることができる。

（Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の平均粒径：１０．０ｎｍ以下、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の数密度：１．０×１０^１３個／ｍｍ^３以上）
Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物は析出強化に寄与する。しかし、この複合炭化物の平均粒径が１０．０ｎｍ超では、析出強化の効果を十分に得られないことがある。このため、この複合炭化物の平均粒径は好ましくは１０．０ｎｍ以下とし、より好ましくは７．０ｎｍ以下とする。この複合炭化物の平均粒径の下限は特に限定されないが、平均粒径が０．５ｎｍ未満であると、析出強化の機構がＯｒｏｗａｎ機構からＣｕｔｔｉｎｇ機構に変わり、所望の析出強化の効果が得られない可能性がある。このため、この複合炭化物の平均粒径は好ましくは０．５ｎｍ以上とする。また、この複合炭化物の数密度が１．０×１０^１３個／ｍｍ^３未満では、十分な析出強化の効果が得られず、延性、穴広げ性、耐はがれ性を確保しながら所望の引張強度（ＴＳ）を得ることができないことがある。このため、この複合炭化物の数密度は好ましくは１．０×１０^１３個／ｍｍ^３以上とし、より好ましくは５．０×１０^１３個／ｍｍ^３以上とする。

Ｃｒは、ＴｉＣ中に固溶して、複合炭化物の形態を制御し、数密度を増加させる効果を有する。複合炭化物中のＣｒの固溶量が２．０質量％未満では、この効果を十分に得られないことがある。このため、この固溶量は好ましくは２．０質量％以上とする。この固溶量が３０．０質量％超では、粗大な複合炭化物が生成し、十分な析出強化が得られない場合がある。このため、この固溶量は好ましくは３０．０質量％以下とする。

ここで、複合炭化物の粒径及び数密度並びに複合炭化物に含まれるＣｒの濃度（固溶量）の測定方法について説明する。先ず、供試材から、切断及び電解研磨法により針状の試料を作製する。このとき、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用してもよい。次いで、この針状の試料から、三次元アトムプローブ測定法により複合炭化物の立体分布像を取得する。三次元アトムプローブ測定法によれば、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の立体分布像として取得することができる。複合炭化物の粒径の測定では、観察対象の複合炭化物の構成原子数及びその格子定数から、当該複合炭化物を球体とみなしたときの直径を求め、これを当該複合炭化物の粒径とする。そして、粒径が０．５ｎｍ以上の複合炭化物のみを、平均粒径及び数密度の測定の対象とする。次いで、複合炭化物の立体分布像の体積及び複合炭化物の数から複合炭化物の数密度を取得する。任意の３０個以上の複合炭化物の直径を測定し、その平均値を複合炭化物の平均粒径とする。複合炭化物におけるＴｉ及びＣｒの各原子数を測定し、両者の比から複合炭化物に含まれるＣｒの濃度を取得する。Ｃｒの濃度の取得にあたっては、任意の３０個以上の複合炭化物の平均値を求めてもよい。

本実施形態に係る熱延鋼板の母相のミクロ組織は特に限定されないが、より優れた穴広げ性を得るために連続冷却変態組織（Ｚｗ）となっていることが好ましい。また、母相のミクロ組織に、体積率で２０％以下のポリゴナルフェライト（polygonal ferrite：ＰＦ）が含まれてもよい。体積率で２０％以下のポリゴナルフェライトが含まれている場合、穴広げ性等の加工性と、一様伸びに代表される延性とをより確実に両立させることができる。ミクロ組織の体積率は、測定視野における面積分率と等価である。

ここで、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）（以下、参考文献ということがある。）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライト又はパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある変態組織をいう。連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、光学顕微鏡観察組織として参考文献の第１２５頁〜第１２７頁に記載されているように、主にベイニティックフェライト（bainitic ferrite（α°Ｂ）と、粒状ベイニティックフェライト（granular bainitic ferrite（αＢ））と、擬ポリゴナルフェライト（quasi-polygonal ferrite（αｑ））とから構成され、更に少量の残留オーステナイト（γｒ）と、マルテンサイト−オーステナイト（martensite-austenite（ＭＡ））とを含む。擬ポリゴナルフェライトは、ポリゴナルフェライトと同様にエッチングによっては内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーであり、ポリゴナルフェライトとは明確に区別される組織である。対象とする結晶粒の周囲長さをｌｑ、その円相当径をｄｑとしたときに、それらの比（ｌｑ／ｄｑ）が３．５以上である粒を擬ポリゴナルフェライトとみなすことができる。連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ベイニティックフェライト、粒状ベイニティックフェライト、擬ポリゴナルフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト−オーステナイトのうちの一種又は二種以上を含む。残留オーステナイト及びマルテンサイト−オーステナイトの総量は好ましくは３体積％以下とする。

ここで、連続冷却変態組織（Ｚｗ）の判別方法について説明する。一般に、連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察により判別することができる。ただし、光学顕微鏡観察による判別が困難な場合は、ＥＢＳＤ法により判別してもよい。連続冷却変態組織（Ｚｗ）の判別では、その各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚｗ）と便宜的に定義してもよい。

本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば以下のような熱間圧延工程及び冷却工程を含む製造方法によって得ることができる。

鋼塊又は鋼片はどのような方法で準備してもよい。例えば、高炉、転炉又は電炉等を用いた溶製を行い、各種の２次精練で上記化学組成が得られるように成分の調整を行い、鋳造を行う。鋳造としては、通常の連続鋳造又はインゴット法による鋳造のほか、薄スラブ鋳造等を行ってもよい。原料にスクラップを使用しても構わない。また、連続鋳造によってスラブを得た場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却した後に加熱炉にて再加熱して熱間圧延してもよい。

＜熱間圧延工程について＞
熱間圧延工程では、上述した化学成分を有する鋼塊又は鋼片を加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする。鋼塊又は鋼片の加熱温度（スラブ加熱温度）は、下記式（３）で表される温度ＳＲＴ_ｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。
ＳＲＴ_ｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（３）
ここで、（３）式中の［Ｔｉ］、［Ｃ］は、質量％での各元素の含有量を示す。

本実施形態に係る熱延鋼板はＴｉを含有する。スラブ加熱温度がＳＲＴ_ｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉが溶体化しないと、Ｔｉを炭化物として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、Ｔｉ炭化物の生成に伴うＣを固定して穴広げ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制するという効果を得ることが困難となる。一方、スラブ加熱工程における加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。そのため、加熱温度はＳＲＴ_ｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。

スラブをＳＲＴ_ｍｉｎ℃以上１２６０℃以下に加熱した後には、特に待機することなく粗圧延を行う。粗圧延の終了温度が１０５０℃未満では、Ｎｂ炭化物並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物がオーステナイト中に粗大に析出して、鋼板の加工性を劣化させる。また、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたす虞がある。このため、粗圧延の終了温度は１０５０℃以上とする。終了温度の上限は特に限定されないが、好ましくは１１５０℃とする。終了温度が１１５０℃超では、粗圧延中に生成する二次スケールが成長しすぎて、後に実施するデスケーリング又は仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となることがあるからである。また、粗圧延の累積圧下率が４０％未満では、鋳造時の凝固組織を十分に破壊して結晶組織を等軸化することができず、鋼板の加工性を阻害する。このため、粗圧延の累積圧下率は４０％以上とする。

粗圧延により得られた複数の粗バーを仕上げ圧延の前に接合し、連続的に仕上げ圧延を行うようなエンドレス圧延を行ってもよい。この場合、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

粗圧延に用いる粗圧延機と仕上げ圧延に用いる仕上げ圧延機との間、又は、仕上げ圧延機の各スタンド間において、粗バーの圧延方向、板幅方向及び板厚方向における温度のばらつきを制御できる加熱装置を使用して粗バーを加熱してもよい。加熱装置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々なものが挙げられる。このような加熱を行うことにより、熱間圧延の際に、粗バーの圧延方向、板幅方向及び板厚方向における温度のばらつきを小さく制御することが可能となる。

粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合を２０％以上にするためには、仕上げ圧延の最終３段での累積ひずみを０．５〜０．６とした上で、後述の条件で冷却を行うことが好ましい。これは、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒は比較的低温でパラ平衡状態で変態することにより生成するので、変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともにその後の冷却速度をある範囲に限定することによって、この結晶粒の生成を促進することができるためである。すなわち、仕上げ圧延の最終３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の核生成頻度及びその後の成長速度を制御できるので、結果としてこの結晶粒の割合も制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が成長速度に関わる。

仕上げ圧延の最終３段の累積ひずみが０．５未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。従って、この累積ひずみは０．５以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延の最終３段の累積ひずみが０．６超であると、仕上げ圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この場合も粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。従って、この累積ひずみは０．６以下とすることが好ましい。

ここでいう仕上げ圧延の最終３段の累積ひずみ（ε_ｅｆｆ）は、以下の式（４）によって求めることができる。
ε_ｅｆｆ＝Σε_ｉ（ｔ，Ｔ）・・・（４）
ここで、
ε_ｉ（ｔ，Ｔ）＝ε_ｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τ_Ｒ）^２／３｝、
τ_Ｒ＝τ_０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
τ_０＝８．４６×１０^−６、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
ε_ｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該段での冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該段での圧延温度を示す。

仕上げ圧延の終了温度（圧延終了温度）はＡｒ３点以上とすることが好ましい。圧延終了温度をＡｒ３点未満とすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒を２０％以上とすることが困難となる。

仕上げ圧延は、複数の圧延機を直線的に配置し１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却（スタンド間冷却）を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がＡｒ３以上〜Ａｒ３＋１５０℃以下の範囲となるように制御することが好ましい。仕上げ圧延時の鋼板の温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。上記のような条件のスタンド間冷却を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒を２０％以上とすることが容易となる。

Ａｒ３点は鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した、下記式（５）で算出することとする。
Ａｒ３点（℃）＝９７０−３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］−９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）−４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（５）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの含有量（質量％）を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。

また、仕上げ圧延では、下記の（６）式が満たされることが好ましい。

・・・（６）式

ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉの質量％での含有量を示し、ｔは最終段の１つ前の段での圧延完了から最終段での圧延開始までの時間（秒）、Ｔは最終段の１つ前の段での圧延完了温度（℃）を示す。

上記式が満たされる場合、最終段の１つ前の段での圧延完了から最終段での圧延開始までの間に、オーステナイトの再結晶が促進されるとともにオーステナイトの粒成長が抑制される。このため、圧延中の再結晶オーステナイト粒の微細化が図られ、これにより延性及び穴広げ性に好適なミクロ組織を得ることが一層容易となる。

＜冷却工程について＞
熱間圧延後の熱延鋼板に対して、冷却を行う。冷却工程では熱間圧延が完了した熱延鋼板に対して、１５℃／秒超の平均冷却速度で５００℃〜６５０℃の温度域までの冷却（第１の冷却）を行い、次に、前記鋼板を４５０℃までの平均冷却速度が０．００８℃／秒〜１．０００℃／秒となる条件での冷却（第２の冷却）を行うことが望ましい。

（第１の冷却）
第１の冷却中に、オーステナイトからの相変態や、セメンタイトの析出核生成とＮｂ炭化物並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物析出核生成との競合が起こる。そして、第１の冷却での平均冷却速度が１５℃／秒以下では、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合を２０％以上とすることが困難になるとともに、セメンタイトの析出核の生成が優先されるため、後の第２の冷却の際にセメンタイトが成長し、穴広げ性が劣化してしまう。このため、平均冷却速度は１５℃／秒超とする。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、熱ひずみによる板そりを抑制する観点から、平均冷却速度は好ましくは３００℃／秒以下とする。また、１５℃／秒超での冷却を６５０℃超で停止すると、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合を２０％以上とすることが困難になるとともに、冷却が不足してセメンタイトが生じやすく、所望のミクロ組織が得られなくなる。このため、この冷却は６５０℃以下まで行う。１５℃／秒超での冷却を５００℃未満まで行うと、その後の第２の冷却中に十分な析出が生じず、析出強化の効果が得難くなる。このため、この冷却は５００℃以上の温度で停止する。

（第２の冷却）
第１の冷却の後に、４５０℃までの平均冷却速度が０．００８℃／秒〜１．０００℃／秒となる条件で鋼板を冷却する。この第２の冷却中に鋼板の温度が低下し、４５０℃まで達する間に粒内の方位差が５°〜１４°である結晶粒の生成が促進するとともに、セメンタイト、Ｎｂ炭化物並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物が析出し、成長する。４５０℃までの平均冷却速度が０．００８℃／秒未満では、粒内の方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が減少したり、Ｎｂ炭化物並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物が過度に成長し、析出強化の効果が得難くなる。このため、この平均冷却速度は０．００８℃／秒以上とする。この平均冷却速度が１．０００℃／秒超では、粒内の方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合が減少したり、Ｎｂ炭化物並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物の析出が不足し、析出強化の効果が得難くなる。このため、この平均冷却速度は１．０００℃／秒以下とする。第２の冷却の後は自由に冷却してよい。すなわち、所望のミクロ組織及び化学組成を有することができるのであれば、第２の冷却の後は、水冷や空冷で室温まで冷却してもよく、亜鉛めっき等の表面処理を施した後に室温まで冷却してもよい。

このようにして本実施形態に係る熱延鋼板を得ることができる。

得られた熱延鋼板に対して、０．１％〜２．０％の圧下率でスキンパス圧延を行うことが好ましい。これは、スキンパス圧延により、熱延鋼板の形状の矯正や可動転位の導入により延性を向上することができるからである。また、得られた熱延鋼板の酸洗を行うことが好ましい。これは、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することができるからである。酸洗後に、圧下率が１０．０％以下のスキンパス圧延を行ってもよく、圧下率が４０．０％程度までの冷間圧延を行ってもよい。これらスキンパス圧延又は冷間圧延は、インライン又はオフラインで行うことができる。

本実施形態に係る熱延鋼板は、更に、熱間圧延後又は冷却後に、溶融めっきラインにて熱処理を施してもよく、更にこれらの熱延鋼板に対して別途表面処理を施すようにしてもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性が向上する。

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

熱延鋼板の厚さは、例えば１２ｍｍ以下とする。また、熱延鋼板は５００ＭＰａ以上の引張強度を有していることが好ましく、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有していることがより好ましい。また、穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験方法において、５００ＭＰａ級の鋼板では１５０％以上の穴広げ率が得られることが好ましく、７８０ＭＰａ以上の鋼板では８０％以上の穴広げ率が得られることが好ましい。

本実施形態によれば、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の割合、Ｃｒ含有量、セメンタイトの体積率等を適切なものとしているため、優れた耐はがれ性及び優れた穴広げ性を得ることができる。

なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。例えば、他の方法によって製造された熱延鋼板であっても、それが上記の条件を満たす結晶粒及び化学組成を有していれば、実施形態の範囲内にあるといえる。

次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（第１の実験）
第１の実験では、先ず、表１に示す化学組成を有する質量が３００ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、試験用圧延機にて厚さが７０ｍｍの鋼片を得た。鋼塊の残部はＦｅ及び不純物である。次いで、この鋼片を所定の温度まで加熱し、試験用小型タンデムミルにて熱間圧延して厚さが２．０ｍｍ〜３．６ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延の完了後には、鋼板を、巻き取り温度を模した所定の温度まで冷却し、この温度に設定した炉内に装入し、所定の冷却速度にて４５０℃まで冷却した。その後、炉冷して、熱延鋼板を得た。これらの条件を表２に示す。また、一部の熱延鋼板については、その後に酸洗を行い、めっき浴浸漬を行ったり、更に合金化処理を行ったりした。めっき浴浸漬の有無、合金化処理の有無も表２に示す。めっき浴浸漬では、４３０℃〜４６０℃のＺｎ浴への浸漬を行い、合金化処理の温度は５００℃〜６００℃とした。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中又は表２中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。表２中の「最終１パス前の圧延温度」は最終段の１つ前の段における圧延完了温度であり、「パス間時間」は最終段の１つ前の段での圧延完了から最終段での圧延開始までの時間であり、「終了温度」は最終段での圧延完了温度である。

その後、各熱延鋼板について、ＥＢＳＤ解析による粒内方位差が５°〜１４°の結晶粒の割合の測定、ミクロ組織の観察、機械的特性の測定及び破断面割れの有無の確認を行った。これらの結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲又は好ましい範囲から外れていることを示す。

ミクロ組織の観察では、熱延鋼板の１／４板厚における連続冷却変態組織（Ｚｗ）の面積率（Ｚｗ）及びポリゴナルフェライト（ＰＦ）の面積率を測定した。ミクロ組織の観察では、セメンタイトの面積率及び平均粒径、粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合ｒ、並びにセメンタイトに含まれるＣｒの濃度の測定も行った。ミクロ組織の観察では、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の平均粒径、Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物中のＣｒの濃度、並びにＴｉ及びＣｒの複合炭化物の数密度の測定も行った。これらの測定方法は上述の通りである。

機械的特性の測定では、板幅方向（Ｃ方向）ＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験及びＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴広げ試験を行い、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）及び穴広げ率（λ）を求めた。破断面割れの有無の確認は、目視にて行った。

表３に示すように、試験番号１〜２５では、本発明範囲内にあるため、高い引張強度が得られ、優れた強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）及び優れた強度−穴広げバランス（ＴＳ×λ）が得られ、優れた耐はがれ性が得られた。

一方、試験番号２６〜４３では、本発明範囲から外れるため、引張強度、強度−延性バランス、強度−穴広げバランス及び耐はがれ性のうちのいずれかが劣っていた。

本発明は、例えば、自動車の内板部材、構造部材、足回り部材等、種々の鉄鋼製品に用いられる熱延鋼板の製造産業及び利用産業に利用することができる。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１０％〜０．１００％、
   Ｓｉ：０．３０％以下、
   Ｍｎ：０．４０％〜３．００％、
   Ｐ ：０．１００％以下、
   Ｓ ：０．０３０％以下、
   Ａｌ：０．０１０％〜０．５００％、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｃｒ：０．０５％〜１．００％、
   Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％、
   Ｔｉ：０．００３％〜０．２００％、
   Ｃｕ：０．０％〜１．２％、
   Ｎｉ：０．０％〜０．６％、
   Ｍｏ：０．００％〜１．００％、
   Ｖ ：０．００％〜０．２０％、
   Ｃａ：０．００００％〜０．００５０％、
   ＲＥＭ：０．００００％〜０．０２００％、
   Ｂ ：０．００００％〜０．００２０％、かつ
   残部：Ｆｅ及び不純物
   で表される化学組成を有し、
   下記（１）式及び（２）式の関係が満たされ、
   ０．００５≦［Ｓｉ］／［Ｃｒ］≦２．０００ ・・・（１）式
   ０．５≦［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦２０．０ ・・・（２）式
   （上記式中の［Ｓｉ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｎ］は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。）
   方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５°〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上であり、
   セメンタイトの体積率：１．０％以下、
   セメンタイトの平均粒径：２．００μｍ以下、
   セメンタイトに含まれるＣｒの濃度：０．５質量％〜４０．０質量％、
   粒径が０．５μｍ以下、かつアスペクト比が５以下のセメンタイトの全セメンタイトに占める割合：６０体積％以上、
   Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の平均粒径：１０．０ｎｍ以下、かつ
   Ｔｉ及びＣｒの複合炭化物の数密度：１．０×１０ ¹³ 個／ｍｍ ³ 以上
   で表されるミクロ組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
2. 前記化学組成において、
   Ｃｕ：０．２％〜１．２％、
   Ｎｉ：０．１％〜０．６％、
   Ｍｏ：０．０５％〜１．００％、若しくは
   Ｖ：０．０２％〜０．２０％
   又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記化学組成において、
   Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、若しくは
   ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０２００％
   又はこれらの両方が満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
4. 前記化学組成において、
   Ｂ：０．０００２％〜０．００２０％
   が満たされることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
5. 表面に亜鉛めっき膜を有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱延鋼板。