JP4874333B2 - はがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２００７年３月２７日に出願された日本国特許出願第２００７−８２５６７号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車の燃費向上をはじめとした各種鋼板の軽量化を目的として、鉄合金等の鋼板の高強度化やＡｌ合金等の軽金属の適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの著しく高価であるという欠点があるため、その適用は特殊な用途に限られている。従って、各種鋼板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ため、材料特性を劣化させずに如何に高強度化を図るかが高強度鋼板の開発において重要となる。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、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、これら材料特性と高強度性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廻り部材等の自動車部材に用いられる鋼板は、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行った後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施されるために、非常に厳しい穴拡げ性（λ値）が求められる。

また、このような部材に対して用いられる鋼板では、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面に疵や微小割れが発生し、これら発生した疵や微小割れ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や微小割れ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した疵や微小割れとして、図１に示すように、端面の板厚方向に平行に割れが発生する。この割れを「はがれ」と呼んでいる。なお、図１において、円筒面が板厚方向の面であり、円筒面に平行に発生しているのが「はがれ」である。
この「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、この「はがれ」は、穴拡げ率とは相関無く発生する。例えば穴拡げ率が５０％でも、１００％でも発生する。

さらに、シートレール、シートベルトバックル、ホイールディスク等の自動車部材に対して用いられる鋼板としては、美観性、意匠性及び高成形性に優れる高強度鋼板が求められる。このため、自動車部材等に用いられる各種鋼板は、目的に応じて上記のような材料特性に加えて厳格な表面品位が求められるようになってきている。

このように高強度性と、特に成形性のような各種材料特性とを両立するために、鋼組織を、フェライトが９０％以上とし残部をベイナイトとすることで、高強度と延性、穴拡げ性とを両立する鋼板の製造方法が開示されている。（例えば、特許文献１参照。）

しかしながら、特許文献１に開示される技術を適用して製造される鋼板は、Ｓｉを０．３％以上含んでおり、赤スケール（Ｓｉスケール）と呼ばれるタイガーストライプ状のスケール模様が鋼板の表面に生成するため、厳格な表面品位が求められるような自動車部材等に用いられる各種鋼板への適用は難しい。
更に、発明者は追試してみると、引用文献１の組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。

この課題に対しては、Ｓｉの添加量を０．３％以下に抑制することで赤スケールの発生を抑え、さらに、Ｍｏを添加し析出物を微細化することで高強度でありながら優れた伸びフランジ性を達成する高張力熱延鋼板の技術が開示されている。（例えば、特許文献２，３）

しかしながら、上述した特許文献２、３に開示された技術を適用した鋼板は、Ｓｉ添加量が０．３％以下程度であるものの、赤スケールの発生を十分抑制することは難しく、また、高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上添加することを必須としているため製造コストが高いという問題点がある。
更に、発明者は追試してみると、引用文献２または３の組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。
したがって、特許文献２、３に開示されている技術においては、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面での疵や微小割れを抑制する技術について何ら開示されていない。
特開平６−２９３９１０号公報 特開２００２−３２２５４０号公報 特開２００２−３２２５４１号公報

そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、高強度でありながら厳しい加工性及び穴拡げ性が要求される部材への適用が可能であり、部材表面にＳｉスケール等による外観劣化がなく表面性状に優れ、特に、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での割れ「はがれ」に対する耐性に優れた５４０ＭＰａ級以上、更に７８０ＭＰａ級以上の鋼板グレードである表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板、及びその鋼板を安価に安定して製造できる製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明で述べる「バーリング性に優れる」とは、端面に「はがれ」を生じないで、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法で、５４０ＭＰａ級の鋼板では１３５％以上の穴拡げ率、もしくは７８０ＭＰａ以上の鋼板では９０％以上の穴拡げ率を達成できる鋼である。

上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、以下に示す表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板を発明した。
本発明のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｃ含有量を［Ｃ］としたとき、以下の式を満たし、
［Ｎｂ］×［Ｃ］≦４．３４×１０^−３
固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下であり、鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が１μｍ以下である。
本発明の熱延鋼板では、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１％〜０．０６％であり、さらにＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］としたとき、以下の式を満たし、
３×［Ｓｉ］≧［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）
引張強度が５４０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満であってもよい。
Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１≦Ｓｉ≦０．１、Ｍｎ：０．８〜２．６％、Ｎｂ：０．０１％〜０．０８％、Ｔｉ：０．０４％〜０．２％であり、さらにＴｉ含有量を［Ｔｉ］としたとき、以下の式を満たし、
０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．００５
引張強度が７８０ＭＰａ以上であってもよい。
さらに質量％で、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、のいずれか一種又は二種以上を含有してもよい。
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、のいずれか一種又は二種を含有してもよい。
さらに質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有し、固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下であってもよい。
亜鉛めっきが施されていてもよい。
本発明のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法は、本発明の熱延鋼板の成分を有する鋼片を、以下の式を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ（℃）以上１１７０℃以下に加熱し、
ＳＲＴｍｉｎ＝６６７０／｛２．２６−ｌｏｇ(［Ｎｂ］×［Ｃ］)｝−２７３
さらに粗圧延を終了温度１０８０℃以上１１５０℃以下の条件で行い、その後３０秒以上、１５０秒以内に仕上げ圧延を１０００℃以上１０８０℃未満で開始し、最終パスの圧下率が３％以上１５％以下となるように、Ａｒ_３変態点温度以上９５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を終了し、１５℃／ｓｅｃ超の冷却速度で、冷却開始から４５０℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却し、巻き取る。
本発明のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法では、巻き取り後に得られた鋼板を酸洗し、その後に亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきしてもよい。
亜鉛めっき後に得られた鋼板を合金化処理してもよい。

本発明は表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法に関し、これらの鋼板を用いることによって、厳しい加工性及び穴拡げ性が要求される部材への適用が容易であり、これら鋼板は、部材表面にＳｉスケール等による外観劣化がなく表面性状に優れ、特に、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での割れ（「はがれ」）に対する耐性に優れる。そして５４０ＭＰａ級以上、更に７８０ＭＰａ級以上の鋼板グレードであり表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板を安価に安定して製造できる。このため、本発明は工業的価値が高い発明であると言える。

図１は、打ち抜き部を斜め上から見た写真である。 図２は、固溶Ｃ、Ｂの粒界偏析密度（粒界個数密度）と巻取り温度との関係における破断面割れの有無を示す図である。 図３は、穴拡げ値と粒界セメンタイト粒径との関係を示す図である。 図４は、粒界セメンタイト粒径と巻取り温度との関係を示す図である。 図５は、Ｓｉ含有量と加熱温度との関係におけるＳｉスケールの有無を示す図である。 図６は、鋼板の引張強度と加熱温度との関係を示す図である。

以下に、本発明を実施するための最良の形態として、表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板（以下、単に熱延鋼板という。）について、詳細に説明する。なお、以下では、組成における質量％を、単に％と記載する。

先ず、本発明を完成するに至った基礎的研究結果について説明する。

本発明者は、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面に発生する微小割れ（以下、これら疵や微小割れを総称して「はがれ」（破断面割れ）という）とＳｉスケールとの発生に対して熱延鋼板の材質、成分又はミクロ組織等の冶金因子が及ぼす影響を調査するために実験を行った。得られた結果を以下に示す。

「はがれ」が出ている高強度鋼では、ナイタール腐食液で金相組織を観察すると粒界が検出されなかった。
「はがれ」が無い高強度鋼では、ナイタール腐食液で金相組織を観察すると粒界が検出されたり、されなかったりした。
しかし、極低炭素鋼（ＩＦ鋼）では、「はがれ」が発生しなかったが、この鋼はナイタール腐食液で金相組織を観察すると粒界が検出されないし、穴拡げ率も高かった。
以上により、「はがれ」は、一義的に、ナイタール腐食液による粒界の検出とは相関が無かった。
そこで、さらに実験を行い、「はがれ」の関係を詳しく追求した。
その結果、結晶粒界を詳しく調べた実験と結果は以下に詳しく述べるが、図２に示すように、結晶粒界に存在している固溶Ｃの個数密度と、「はがれ」の発生が関係していることがわかった。

更に、詳細を検討する為に以下の実験を行った。
まず、表１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、巻き取り温度を変化させて製造した２ｍｍ厚の熱延鋼板を準備した。本発明者は、得られた熱延鋼板について、巻き取り温度と固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界個数密度との関係における破断面割れの有無、粒界に析出している粒界セメンタイト粒径と穴拡げ値との関係、更には巻き取り温度と粒界セメンタイト粒径との関係を調査した。なお、本明細書中において、表中の１^＊は、［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）の値を示し、２^＊は、３×［Ｓｉ］−｛［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）｝の値を示す。式中の［Ｃ］はＣ含有量、［Ｔｉ］はＴｉ含有量、［Ｎｂ］はＮｂ含有量、［Ｓｉ］はＳｉ含有量をそれぞれ示す。

ここで、本調査において、穴拡げ値、破断面割れ、粒界セメンタイト粒径及び粒界偏析密度は、以下に示す方法に従って評価した。

穴拡げ値は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従い評価した。また、破断面割れの有無は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法と同様な方法でクリアランスを２０％として打ち抜き、その打ち抜き面を目視にて確認した。

粒界に析出している粒界セメンタイト粒径は、供試鋼の鋼板板幅の１／４Ｗ若しくは３／４Ｗ位置より切出した試料の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。粒界に観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることを確認した。なお、本調査において粒界セメンタイト粒径は、一視野において観察された全粒界セメンタイトの粒径を測定し、測定値より算出される平均値と定義する。

なお、粒界及び粒内に存在している固溶Ｃを測定するためには、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(position sensitive atom probe, PoSAP)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ができる装置である。この装置を用いれば試料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出来るばかりでなく、電界蒸発現象を用いて試料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ていくことにより3次元マップとして表示・分析ができる。粒界観察には、粒界部を含むＡＰ用針状試料を作製するためにＦＩＢ（収束イオンビーム）装置／日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切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走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。その試料を、ＳＩＭ（走査イオン顕微鏡）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生かし、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、測定条件は、試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料の粒界、粒内それぞれ三回測定してその平均値を代表値とした。測定値より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して定義され、これを粒界個数密度（粒界偏析密度）（個／ｎｍ^２）とした。
したがって、粒界に存在する固溶Ｃとは、まさに粒界に存在するC原子のことを言う。

本発明における固溶Ｃ粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Ｃの粒界単位面積あたりの個数（密度）と定義する。
原子マップで三次元的に原子の分布がわかるので、粒界位置にＣ原子の個数が多いことが確認できる。なお、析出物ならば、原子数、他の原子の位置関係（Ｔｉなど）で特定可能である。
更に、上記、表１の成分の鋼では、固溶Ｃとしては殆どなく、Ｔｉ，Ｎｂの析出物として存在していることを確認した。

図２は、固溶Ｃ、Ｂの粒界個数密度と巻取り温度との関係における「はがれ」（破断面割れ）の有無を示す。
図２より、巻き取り温度と固溶Ｃ、Ｂの粒界個数密度とは非常に強い相関関係があることが認められる。Ｂを添加していない鋼Ａでは巻取り温度が５５０℃以下の場合において、また、Ｂを添加している鋼Ｂでは巻き取り温度が６５０℃以下の場合において、固溶Ｃ、Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上となり、「はがれ」（破断面割れ）が回避できることが新たに知見された。

鋼種Ａでは、巻取り温度が５５０℃超であると粒界に偏析していた固溶Ｃが主に巻取り後に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１個／ｎｍ^２未満となった。その結果、粒界の強度が、粒内に比べて相対的に低下し、これにより、打ち抜き及びせん断加工時に粒界割れを起こして破断面割れが生じると推定される。
なお、Ｂは粒界に偏析することが知られているが、図２で見る限りでは、Ｂを添加したことによる、固溶Ｂの粒界個数密度の増加は１個／ｎｍ^２程度である。Ｂが存在する場合には、粒界での固溶Ｂも固溶Ｃに加えて粒界個数密度として数える必要がある。

図３は、穴拡げ値と結晶粒界に存在するセメンタイト粒径との関係を示す。図３より、穴拡げ値と粒界に存在するセメンタイト粒径とは非常に強い相関関係があることが認められた。
更に、結晶粒界に存在するセメンタイト粒径が１μｍ以下となると穴拡げ値が向上することが新たに知見された。
鋼Ａと鋼Ｂは図２に示すように粒界に固溶Ｃも存在する。そこで、粒界個数密度と結晶粒界に存在するセメンタイト粒径の関連について検討した。

図４は、粒界セメンタイト粒径と巻取り温度との関係を示す。図４より、巻取り温度と粒界に析出している粒界セメンタイト粒径とは非常に強い相関関係があることが認められる。巻き取り温度が４５０℃以上の場合、粒界セメンタイト粒径が１μｍ以下となることが新たに知見された。
すなわち、粒界個数密度が４．５個／ｎｍ^２以下ではセメンタイトの粒径が１μｍ以下になることがわかった。
このことから、粒界個数密度は１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下にすべきことが「はがれ」を発生させないで、穴拡げ率を向上させる為に、更に好ましい条件であることがわかった。

結晶粒界に存在するセメンタイトの粒径が１μｍ以下になると、穴拡げ率が更に向上する理由は、以下の理由によるものと考えられる。
まず、穴拡げ値に代表される伸びフランジ加工、バーリング加工性は、打ち抜きもしく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ける母相粒が過剰な応力を受けるため発生すると考えられる。しかし粒界セメンタイト粒径が１μｍ以下のサイズの場合は、母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくくなるため、穴拡げ値が向上すると考えられる。

次に、本発明者は、「はがれ」を発生させないで、穴拡げ率を向上させることを前提に、表２に示すようなＳｉ添加量を変化させた鋼成分の鋳片を溶製し、熱延鋼板の製造プロセスのうち、圧延前に行うスラブ加熱工程における加熱温度を変化させ、２ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。本発明者は、得られた熱延鋼板に基づいて、加熱温度とＳｉ含有量との関係におけるＳｉスケールの有無、及び加熱温度と引張強度との関係を調査した。

なお、Ｓｉスケールの有無は、酸洗後に目視にて確認した。また、引張強度は、それぞれの鋼板よりＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法に従い引張試験を行って測定された値を用いた。

図５は、Ｓｉ含有量と加熱温度との関係におけるＳｉスケールの有無を示す。図５より、鋼板は、Ｓｉを０．１％超含有すると加熱温度に関係なく、Ｓｉスケールが発生することが確認された。また、図５より、鋼板は、Ｓｉ含有量が０．１％以下の場合であっても加熱温度が１１７０℃超の場合は、Ｓｉ含有量が０．１％超の場合と同様に、Ｓｉスケールが発生することが確認された。
また、１１７０℃以下の場合は、Ｓｉ含有量が０．１％超の場合とは異なり、Ｓｉ含有量が０．１％以下ではＳｉスケールが発生しないことが確認された。

Ｓｉスケールは、熱間圧延後の鋼板表面に赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品質を著しく損ねることになる。また、Ｓｉスケールは、鋼板表面に凹凸を形成しているため、酸洗後も島状模様が残存し、これが原因で外観などの表面性状を著しく劣化させる。このＳｉ添加鋼の表面に発生する凹凸は、Ｓｉの酸化物と鉄との酸化物が反応し、化合物として生成するファイアライトＦｅ_２ＳｉＯ_２が原因であると考えられる。また、Ｓｉの含有量が少ない場合に発生する、その後のデスケーリングでの剥離を困難にさせるＳｉスケール（赤スケール）は、ファイアライトとウスタイトＦｅＯとの共晶点である１１７０℃以上の高温時に生成される液相の酸化物が原因であると考えられる。

図６は、鋼板の引張強度と加熱温度との関係を示す。
図６の鋼板の成分は、表２のＣ〜Ｆである。
図６より、加熱温度と鋼板の引張強度との間には、非常に強い相関関係があることが認められた。即ち、本発明のスラブ加熱工程における加熱温度であるスラブ再加熱温度ＳＲＴ（Ｓｒａｂ Ｒｅｈｅａｔｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）には、１１７０℃以下の温度範囲においても、所定の引張強度を発現できうる最小の温度ＳＲＴｍｉｎ＝１０７０℃が存在することがわかった。
そして、この最小スラブ再加熱温度（ＳＲＴｍｉｎ）は下記数式（Ａ）によって算出され、最小スラブ再加熱温度（ＳＲＴｍｉｎ）以上である場合に引張強度が著しく向上することがわかった。
なお、下記数式において、Ｎｂの含有量（％）を[Ｎｂ]、Ｃの含有量（％）を[Ｃ]とし、ＳＲＴｍｉｎは、ＮｂとＣとの積よりＴｉＮｂＣＮの複合析出物の溶体化温度を求めたものである。
ＳＲＴｍｉｎ＝６６７０／｛２．２６−ｌｏｇ(［Ｎｂ］×［Ｃ］)｝−２７３ ・・・・・（Ａ）
ＴｉＮｂＣＮの複合析出物を得る為の条件は、Ｔｉの量により決まる。即ち、Ｔｉが少ないと、ＴｉＮ単独で析出することが無くなる。
例えば、Ｔｉが０．００１％以上で０．０６０％未満の鋼では、以下の式を満たす。
０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．０４０
Ｔｉが０．０４０％以上で０．２％以下の鋼では、以下の式を満たす。
０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．００５０
上記範囲で、成分を調整することにより、安定的にＴｉＮｂＣＮの複合析出物が生成する。

上記数式（Ａ）を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ以上の場合に、鋼板の引張強度が著しく向上するのは以下の理由による。
即ち、目的とする引張強度を得るためにはＮｂ、Ｔｉによる析出強化を有効に活用する必要がある。これらのＮｂ、Ｔｉは、加熱前のスラブ片においてＴｉＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＮｂＴｉ（ＣＮ）等の粗大な炭窒化物として析出している。
ＴｉＣもＮｂの溶体化温度でほぼ溶解する。
これは、ＴｉＮｂＣＮの複合析出物としてスラブ内に存在しているためであり、単独のＴｉであるときよりも溶体化温度が非常に低温になり、ファイアライトの生成を抑制しながら、溶体化が実現できることがわかった。なお、従来知見にあるＴｉ単独であると、溶体化が非常に高温になり、ファイアライト生成と両立しなくなる。
Ｎｂ、Ｔｉによる析出強化を有効に得るためには、これら粗大な炭窒化物をスラブ加熱工程において母材中に十分量固溶させる必要がある。大部分のＮｂ、Ｔｉの炭窒化物は、Ｎｂの溶体化温度で溶解する。従って、スラブ加熱工程において、目的とする引張強度を得るためには、Ｎｂの溶体化温度（＝ＳＲＴｍｉｎ）までスラブを加熱する必要があることが判明した。
通常の溶解度積の文献値は、ＴｉＮ，ＴｉＣ，ＮｂＮ，ＮｂＣのそれぞれにあり、ＴｉＮの析出は高温で起きるので、本願発明のように低温加熱では溶解が難しいとされていた。しかし、上記のようにＮｂＣの溶体化のみで殆どのＴｉＣの溶解も実質的に起こっていることを発明者は見出した。
透過型電子顕微鏡のレプリカ観察でTiNb(CN)複合析出物と思われる析出物を観察すると、高温で析出した中心部と比較的低温で析出したと思われる殻部では、Ti,Nb,C,Nの濃度割合が変化している。すなわち、中心部ではTi,Nの濃度割合が高いのに対して殻部ではNb,Cが高い。これは、TiNb(CN)はNaCl構造のMC型析出物であり、NbCであればM siteにNbが配位し、C siteにCが配位するが、温度によってNbがTiに置換されたり、CがNに置換されるためである。TiNについても同様である。Nbは、NbCが完全に溶解する温度であっても、TiNに10〜30%のSite fractionで含まれるために、厳密にはTiNが完全に溶解する温度以上で完全に固溶する。しかし、Tiの添加量が比較的少ない成分系においては、この溶体化温度を実質的なNb析出物の溶解下限温度として差し支えない。また、TiCについても同様でありM siteにTiが配位しているが、低温ではある割合でNbに置換されている。従って、ＴｉＮｂＣＮの複合析出物の溶体化温度が、実質的なTiCの溶体化温度として差し支えない。

これら実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者は、まず、鋼板の化学成分条件の検討を行い、本発明を完成するに至った。
続いて、本発明における化学成分の限定理由について説明する。

（１）Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは、結晶粒界に存在し、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面での「はがれ」（破断面割れ）を抑制する効果を持つとともに、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元素である。Ｃの含有量は、０．０１％未満では、その効果を得ることが出来ず、また、０．１％超含有しているとバーリング割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡げ値が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０１％以上０．１％以下の範囲に限定した。また、強度の向上とともに、延性の向上を考慮すると、Ｃの含有量は、０．０７％未満であることが望ましく、更に望ましくは０．０３５％以上０．０５％以下である。
尚、引張強度が５４０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲は、Ｃ：０．０１〜０．０７％であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲は、Ｃ：０．０３〜０．１％である。

（２）Ｓｉ：０．０１〜０．１％
Ｓｉはウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生を抑制する効果がある元素である。Ｓｉ含有量は、０．０１％以上添加した場合に上記効果を発揮する。しかし０．１％を超えて添加した場合、上記効果が飽和するだけでなく、タイガーストライプ状のＳｉスケールを鋼板表面に発生させ表面性状が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上０．１％以下の範囲に限定した。Ｓｉ含有量は、望ましくは０．０３１％以上０．０８９％以下である。なお、Ｓｉは、その含有量の増加に伴い、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、延性向上に寄与する効果があるが、Ｓｉスケール抑制の観点から添加量に上限がある。このため、炭化物の析出を抑制するためには後述するＮｂ、Ｔｉの添加や製造プロセスの限定が必要となる。
なお、引張強度が５４０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満の鋼板での好ましい成分範囲は、［Ｓｉ］≦０．１であり、かつ以下の式を満たす。
３×［Ｓｉ］≧［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）
Ｓｉが、上述のようにセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性向上に寄与するためには、Ti,Nb等の析出物として固定されていないＣの化学量論組成が上記式の関係を満たす必要があり、上記式の関係を満たすとき、セメンタイトとしての析出が抑制され延性の低下が抑制できる。しかし、Ｓｉが更に増加すると、粒界に存在するＣの個数密度が１個／ｎｍ^２未満になり易いので、上限を０．１％とする。
引張強度が５４０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満の鋼板では、Ｔｉ，Ｎｂ等の合金元素の量が少ないので、セメンタイト等が生成しやすく、Ｓｉと関連した上式の規制が有効である。
特に、Ｓｉが少なく、上式の範囲を満たさない場合には、セメンタイトが析出してバーリング特性が悪化する。
一方、ＴｉやＮｂが比較的多く引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲は、Ｓｉ：０．０１≦Ｓｉ≦０．１である。
Ｓｉが増加すると、粒界に存在するＣの個数密度が１個／ｎｍ^２未満になり易いので、上限を０．１％とする。

（３）Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、固溶強化及び焼入れ強化により強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満ではこの効果を得ることが出来ず、Ｍｎを３％超添加してもこの効果が飽和する。このため、Ｍｎ含有量は、０．１％以上３％以下の範囲に限定した。また、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するためにＭｎ以外の元素が十分に添加されない場合には、Ｍｎ含有量（[Ｍｎ]）とＳ含有量（[Ｓ]）が質量％で[Ｍｎ]／[Ｓ]≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、その含有量に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させて焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が、０．５％未満では発揮しにくいので、Ｍｎは、０．５％以上添加することが望ましく、更に望ましくは０．５６％以上２．４３％以下である。
尚、引張強度が５４０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲はＭｎ：０．１〜２％であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲はＭｎ：０．８〜２．６％である。

したがって、引張強度が５４０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲は、
Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：≦０．１、
Ｍｎ：０．１〜２％、
３×［Ｓｉ］≧［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）である。
引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましい成分範囲は、
Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１≦Ｓｉ≦０．１％、
Ｍｎ：０．８〜２．６％である。

（４）Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。特に、穴拡げ性や溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０２％以下であることが望ましく、更に望ましくは０．００８％以上０．０１２％以下である。

（５）Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３％以下とする。ただし、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００２％以上０．００８％以下であり、最も好ましくは０．００３％以下である。

（６）Ａｌ：０．００１〜１％
Ａｌの含有量は、鋼板の製鋼工程における溶鋼脱酸のために０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を１％とする。また、Ａｌをあまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化させるので、Ａｌの含有量は０．０６％以下であることが望ましく、更に望ましくは０．０１６％以上０．０４％以下である。

（７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ等と化合して窒化物を形成する元素である。Ｎの含有量が０．０１％超の場合、この窒化物は、比較的高温で析出するため粗大化しやすく、粗大化した結晶粒がバーリング割れの起点となる恐れがある。また、この窒化物は、後述するようにＮｂ、Ｔｉを有効活用するためには少ない方が好ましい。従ってＮの含有量は、その上限を０．０１％とする。なお、時効劣化が問題となる部材に対して本発明を適用する場合、Ｎ含有量は、０．００６％超添加すると時効劣化が激しくなるので０．００６％以下であることが望ましい。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする部材に対して本発明を適用する場合、Ｎ含有量は、時効劣化対策の観点から０．００５％以下添加することが望ましく、更に望ましくは０．００２８％以上０．００４１％以下である。また、夏季の高温環境下での放置、又は赤道を越えるような地域への船舶等による輸出を伴う環境下における使用を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００３％未満であることが望ましい。

（８）Ｎｂ：０．００５〜０．０８％
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは圧延終了後の冷却中もしく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。さらに、Ｎｂは、炭化物としてＣを固定し、バーリング性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。これらの効果を得るためには、少なくとも０．００５％以上のＮｂ添加が必要であり、より望ましい添加量は０．０１％超である。一方、０．０８％超添加してもこれらの効果が飽和する。このため、Ｎｂの含有量は、０．００５％以上０．０８％以下に限定した。Ｎｂの含有量は、より望ましくは０．０１５％以上０．０４７％以下である。
なお、引張強度が５４０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼板での好ましいＮｂの範囲は０．００５％〜０．０５％であり、この範囲でよりＴＳとバーリング性を安定して確保できる。
また、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましいＮｂの範囲は０．０１％〜０．０８％であり、この範囲でよりＴＳとバーリング性を安定して確保出来る。

（９）Ｔｉ：０．００１〜０．２％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂと同様に圧延終了後の冷却中もしく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。さらに、Ｔｉは、炭化物としてＣを固定し、バーリング性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する。これらの効果を得るためには、少なくとも０．００１％以上のＴｉ添加が必要であり、より望ましい添加量は０．００５％以上である。一方、０．２％超添加してもこれらの効果が飽和する。このため、Ｔｉの含有量は、０．００１％以上０．２％以下に限定した。Ｔｉの含有量は、より望ましくは０．０３６％以上０．１５６％以下である。
なお、引張強度が５４０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満の鋼板での好ましいＴｉの範囲は０．００１％〜０．０６％であり、この範囲でＴＳとバーリング性を安定して確保できる。
また、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板での好ましいＴｉの範囲は０．０４％〜０．２％であり、この範囲でＴＳとバーリング性を安定して確保できる。

（１０）［Ｎｂ］×［Ｃ］≦４．３４×１０^−３ ・・・・・（Ｂ）
また、Ｎｂの十分な析出強化を得るためには、熱延鋼板の製造プロセスのスラブ加熱工程においてスラブ中に十分量のＮｂが固溶状態にあることが必要である。そのためスラブ加熱工程においてスラブは、前述した数式（Ａ）によって算出される最小スラブ再加熱温度（＝ＳＲＴｍｉｎ）以上に加熱する必要があるが、ファイアライトＦｅ_２ＳｉＯ_２とウスタイトＦｅＯとの共晶点である１１７０℃より溶体化温度が超えても表面性状が悪化する。数式（Ａ）によって算出されるＳＲＴｍｉｎは、Ｎｂ含有量（［Ｎｂ］）と、Ｃ含有量（［Ｃ］）との積が４．３４×１０^−３を超えた場合に１１７０℃を超えるため、Ｎｂ含有量（［Ｎｂ］）とＣ含有量（［Ｃ］）との積は、上記数式（Ｂ）を満たす必要がある。Ｎｂ含有量（［Ｎｂ］）とＣ含有量（［Ｃ］）との積は、望ましくは０．０００５３以上０．００２４以下である。
TiNb(CN)はNaCl構造のMC型析出物であり、NbCであればM siteにNbが配位し、C siteにCが配位するが、温度によってNbがTiに置換されたり、CがNに置換されるためである。TiNについても同様である。Nbは、NbCが完全に溶解する温度であっても、TiNに10〜30%のSite fractionで含まれるために、厳密にはTiNが完全に溶解する温度以上で完全に固溶する。しかし、Tiの添加量が比較的少ない成分系においては、この溶体化温度を実質的なNb析出物の溶解下限温度として差し支えない。また、TiCについても同様であり、M siteにTiが配位しているが、低温ではある割合でNbに置換されている。従って、ＴｉＮｂＣＮの複合析出物の溶体化温度が、実質的なTiCの溶体化温度として差し支えない。

引張強度が540MPa級（540MPa以上780MPa未満）の鋼板においては、Siは上述のようにセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性向上に寄与するためにはTi,Nb等の析出物として固定されていないCの化学量論組成に対して上記式の関係を満たせばセメンタイトとしての析出が抑制され延性の低下が抑制できる。さらに、粒内でセメンタイトとしての析出を抑制するCは過飽和で粒内にとどまるが、格子の乱れが存在し、低温でより安定的にCが存在できる粒界へと拡散し、粒界での量を本発明の意図する個数密度に制御できる。この効果は、特にＣが粒界に排出されないで粒内に固溶Ｃを含んだまま変態する連続変態組織の時に発揮する。
一方、引張強度が780MPa級（780MPa以上）の鋼板においては、その強度を得るためにTi,Nb等の添加量が必然的に増加する。従って、上記式が0.005％未満であれば粒内にセメンタイトとして析出することはないが、0.0005％以上でないと粒界においても固溶Cの個数密度が本発明で規定する範囲を逸脱してしまうので上記範囲とする。
即ち、以下のように成分を調整することにより、粒界の個数密度を１〜４．５個／ｎｍ^２に制御できる。
Ｔｉが０．００１％〜０．０６％、Ｎｂが０．００５％〜０．０５％の引張強度が540MPa級の鋼では、以下の式を満たす。
０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．０４０
Ｔｉが０．０４％〜０．２％、Ｎｂが０．０１％〜０．０８％の引張強度が780MPa級の鋼では、以下の式を満たす。
０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．００５０

以上が、本発明の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｂを含有していてもよい。以下に、各元素の成分限定理由について述べる。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、これらのいずれか一種又は二種以上を添加してもよい。
しかし、Ｃｕ含有量が０．２％未満、Ｎｉ含有量が０．１％未満、Ｍｏ含有量が０．０５％未満、Ｖ含有量が０．０２％未満、Ｃｒ含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。また、Ｃｕ含有量が１．２％超、Ｎｉ含有量が０．６％超、Ｍｏ含有量が１％超、Ｖ含有量が０．２％超、Ｃｒ含有量が１％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．２％以上１．２％以下、Ｎｉ含有量は０．１％以上０．６％以下、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１％以下、Ｖ含有量は０．０２％以上０．２％以下、Ｃｒ含有量は０．０１％以上１％以下であることが望ましい。

Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）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。Ｃａ及びＲＥＭの含有量は、０．０００５％未満添加しても上記効果を発揮しない。また、Ｃａの含有量を０．００５％超、ＲＥＭの含有量を０．０２％超添加しても上記効果が飽和して経済性が低下する。従ってＣａ含有量は０．０００５％以上０．００５％以下、ＲＥＭ含有量は、０．０００５以上０．０２％以下の量を添加することが望ましい。

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がある。そこで、必要に応じて添加する。
ただし、Ｂの含有量は、０．０００２％未満では上記効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れを起こす。従って、Ｂ含有量は、０．０００２％以上０．００２％以下であることが望ましい。
また、Ｂは、添加量の増加に伴い、焼き入れ性を向上させ、バーリング性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする効果があるので、０．０００５％以上添加することが望ましく、更に望ましくは０．００１以上０．００２％以下である。
ただし、固溶Ｂのみが粒界に存在して、固溶Ｃが粒界に存在しない場合には、固溶Ｃほどの粒界強化効果が無いので、「はがれ」を起こしやすい。
また、Ｂを添加していない場合、巻き取り温度が６５０℃以下までは、粒界偏析元素であるＢの幾らかが固溶Ｃに置換して粒界の強度向上に寄与するが、巻き取り温度が６５０℃超では、やはり固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２未満となるため、破断面割れが生じると推定される。
なお、これらを主成分とする熱延鋼板には、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。

次に本発明を適用した熱延鋼板におけるミクロ組織等の冶金的因子について詳細に説明する。

打ち抜き又はせん断加工時に発生する破断面割れを抑制するためには粒界強度を向上させる必要があるため、上述のように粒界強度の向上に寄与する粒界近傍の固溶Ｃ、Ｂの量を制限する。固溶Ｃ、Ｂの粒界個数密度は、１個／ｎｍ^２未満である場合に、上述する効果を十分に発揮せず、一方、４．５個／ｎｍ^２超では、１μｍ以上のセメンタイトが析出する。従って、固溶Ｃ（及び固溶Ｂ）の粒界個数密度は、１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下とする。なお、本発明における固溶Ｃ、Ｂの粒界個数密度とは固溶Ｃ、Ｂのそれぞれの粒界個数密度の足し合わせたものをいう。
この１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下の値は、ｐｐｍに換算するとほぼ０．０２ｐｐｍ〜４．３ｐｐｍ程度になる。

穴拡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、打ち抜きもしくはせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受ける。ボイドは、母相粒界に析出するセメンタイト相が母相粒に対してある程度大きい場合に、母相粒の界面近傍における母相粒が過剰な応力集中を受けるため発生する。しかしセメンタイト粒径が１μｍ以下のサイズの場合は、母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中とならず、ボイドが発生しにくいことから穴拡げ性が向上する。従って、粒界セメンタイト粒径は、１μｍ以下に制限する。

なお、本発明を適用した熱延鋼板の母相のミクロ組織は特に限定しないが、より優れた伸びフランジ加工、バーリング加工性を得るためには連続冷却変態組織（Ｚｗ）が望ましい。また、本発明を適用した熱延鋼板の母相のミクロ組織は、これら加工性と一様伸びに代表される延性を両立させるために、体積率で２０％以下のポリゴナルフェライト（ＰＦ）が含まれてもよい。因みに、ミクロ組織の体積率とは、測定視野における面積分率をいう。
連続冷却変態組織の場合には、結晶粒内の固溶Ｃが粒内に留まりながら変態する。したがって、粒界に固溶Ｃが存在する確率が低い。
しかし、本願発明のように、はがれを防止する目的に対しては、粒界の個数密度を１〜４．５個／ｎｍ^２の範囲に制御する必要がある。
一方、引張強度が５４０ＭＰａ級の鋼板成分は、７８０ＭＰａ級の鋼板の成分よりも、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂが比較的低めに設定されるので、ポリゴナルフェライトが出易い。従って、ポリゴナルフェライトの生成を抑制して連続冷却変態組織にするためには、冷却速度を大きめに設定する必要がある。冷却速度が速い分、粒内に残留する固溶Ｃ量が増える。
したがって、引張強度が５４０ＭＰａ〜６５０ＭＰａ未満の鋼では、０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．０４００にすると、粒界に存在する個数密度を１〜４．５個／ｎｍ^２に調整できる。
更に、合金成分が増加する、引張強度が６５０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満（６５０ＭＰａ級）の鋼では、比較的にポリゴナルフェライトが出にくい成分組成になるので、冷却速度を比較的下げても連続冷却変態組織に調整できるので、０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．０１００の範囲に調整することで安定的に個数密度を１〜４．５個／ｎｍ^２に調整できる。
更に、合金成分が増加する、引張強度が７８０ＭＰａ級（７８０ＭＰａ以上）の鋼では、更ににポリゴナルフェライトが出にくい成分組成になるので、冷却速度を更に下げても連続冷却変態組織に調整できるので、０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．００５０の範囲に調整することで安定的に個数密度を１〜４．５個／ｎｍ^２に調整できる。

ここで、本発明おける連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織をいう。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７頁にあるように、主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）（写真集内ではα°_Ｂ）と、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）と、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）とから構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γ_ｒ）と、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）とを含むミクロ組織であると定義される。なお、α_ｑとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がα_ｑである。本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°_Ｂ、α_Ｂ、α_ｑ、γ_ｒ、ＭＡのうちいずれか一種又は二種以上を含むミクロ組織と定義される。なお、少量のγ_ｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とする。

この連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では判別しにくい。そこで、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭを用いて判別する。

ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法では、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｉｎｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する。ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ法による解析は、数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明おいては、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良い。

次に、本発明を適用した熱延鋼板の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。

本発明において、熱間圧延工程に先行して行う、上述した成分を有する鋼片の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、上述した成分を有する鋼片の製造方法としては、高炉、転炉や電炉等による溶製工程に引き続き、各種の２次精練工程で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、又はインゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造工程を行うようにしてもよい。なお、原料には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、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。

上述した製造方法により得られたスラブは、熱間圧延工程前にスラブ加熱工程において、上述した数式（Ａ）に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度（＝ＳＲＴｍｉｎ）以上で加熱炉内で加熱する。この温度未満であるとＮｂ、Ｔｉの炭窒化物が十分に母材中に溶解しない。この場合は、圧延終了後の冷却中もしくは巻取り後にＮｂ、Ｔｉが炭化物として微細析出することにより析出強化を利用した強度を向上させる効果や、炭化物としてＣを固定してバーリング性にとって有害であるセメンタイトの生成を抑制する効果が得られない。従って、スラブ加熱工程における加熱温度は上記式にて算出される最小スラブ再加熱温度（＝ＳＲＴｍｉｎ）以上とする。

また、スラブ加熱工程における加熱温度は、１１７０℃超であると、ファイアライトＦｅ_２ＳｉＯ_２とウスタイトＦｅＯとの共晶点を超え、液相の酸化物が生成し、Ｓｉスケールを発生させ表面性状を悪化させるので、加熱温度は１１７０℃以下とする。従ってこのスラブ加熱工程における加熱温度は、上記数式に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度以上１１７０℃以下と制限する。なお、１０００℃未満の加熱温度では、スケジュール上操業効率を著しく損なうため、加熱温度は１０００℃以上が望ましい。

また、スラブ加熱工程における加熱時間については特に定めないが、Ｎｂの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、上述した加熱温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合はこの限りではない。

スラブ加熱工程の後は、特に待つことなく加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延を行う粗圧延工程を開始し粗バーを得る。この粗圧延工程は、以下に説明する理由により１０８０℃以上１１５０℃以下の温度で行った後終了する。即ち、粗圧延終了温度が１０８０℃未満では、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恐れがあり、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や仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となる恐れがあるためである。

なお、粗圧延工程終了後に得られた粗バーについては、粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間で各粗バーを接合し、連続的に仕上げ圧延工程を行うようなエンドレス圧延を行うようにしてもよい。その際に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。

また、熱間圧延工程の際に、粗バーの圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御するように望む場合がある。この場合は、必要に応じて、粗圧延工程の粗圧延機と仕上げ圧延工程の仕上げ圧延機との間、又は仕上げ圧延工程中の各スタンド間において、粗バーの圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度のバラツキを制御できる加熱装置で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加熱手段が考えられるが、粗バーの圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度のバラツキを小さく制御可能であれば、いかなる公知の手段を用いてもよい。
なお、加熱装置の方式としては、工業的に温度の制御応答性が良い誘導加熱方式が好ましく、誘導加熱方式でも板幅方向でシフト可能な複数のトランスバース型誘導加熱装置を設置すれば、板幅に応じて板幅方向の温度分布を任意にコントロールできるのでより好ましい。さらに、加熱装置の方式としては、トランスバース型誘導加熱装置と共に板幅全体加熱に優れるソレノイド型誘導加熱装置との組み合わせにより構成される装置が最も好ましい。

これらの加熱装置を用いて温度制御する場合には、加熱装置による加熱量の制御が必要となる場合がある。この場合は、粗バー内部の温度は実測できないため、装入スラブ温度、スラブ在炉時間、加熱炉雰囲気温度、加熱炉抽出温度、さらにテーブルローラーの搬送時間等の予め測定された実績データを用いて、粗バーが加熱装置に到着時の圧延方向、板幅方向、板厚方向における温度分布を推定してこれらの加熱装置による加熱量を制御することが望ましい。

なお、誘導加熱装置による加熱量の制御は、例えば、以下のようにして制御する。誘導加熱装置（トランスバース型誘導加熱装置）の特性として、コイルに交流電流を通じると、その内側に磁場を生ずる。そして、この中に置かれている導電体には、電磁誘導作用により磁束と直角の円周方向にコイル電流と反対の向きの渦電流が起こり、そのジュール熱によって導電体は加熱される。渦電流は、コイル内側の表面に最も強く発生し、内側に向かって指数関数的に低減する（この現象を表皮効果という）。したがって、周波数が小さいほど電流浸透深さが大きくなり、厚み方向に均一な加熱パターンが得られ、逆に、周波数が大きいほど電流浸透深さが小さくなり、厚み方向に表層をピークとした過加熱の小さな加熱パターンが得られることが知られている。よって、トランスバース型誘導加熱装置によって、粗バーの圧延方向、板幅方向の加熱は従来と同様に行なうことができる。また、板厚方向の加熱は、トランスバース型誘導加熱装置の周波数変更によって浸透深さを可変化して板厚方向の加熱温度パターンを操作することでその温度分布の均一化を行なうことができる。なお、この場合は、周波数変更可変型の誘導加熱装置を用いることが好ましいが、コンデンサーの調整によって周波数変更を行ってもよい。また、誘導加熱装置による加熱量の制御は、周波数の異なるインダクターを複数配置して必要な厚み方向加熱パターンが得られるようにそれぞれの加熱量の配分を変更してもよい。さらに、誘導加熱装置による加熱量の制御は、被加熱材とのエアーギャップを変更すると周波数が変動するため、エアーギャップを変更して所望の周波数及び加熱パターンを得るようにしてもよい。

また、必要に応じて赤スケールをはじめとするスケール起因の欠陥を除去するために、粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間に、得られた粗バーに対して高圧水を用いたデスケーリングを行ってもよい。この場合は、粗バー表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）と流量Ｌ（リットル／ｃｍ^２）とが以下の条件を満たすことが望ましい。
Ｐ×Ｌ≧０．００２５

ここで、Ｐは以下のように記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７ Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照）
Ｐ＝５．６４×Ｐ_０×Ｖ／Ｈ^２
ただし、
Ｐ_０（ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離

また、流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度

なお、衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。

また、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さＲｙは、１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り、熱延又は酸洗したままの鋼板の疲労強度は、鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。この表面粗度を得るためには、デスケーリングにおいて、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ×流量Ｌ≧０．００３の条件を満たすことが望ましい。また、その後の仕上げ圧延は、デスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。

粗圧延工程が終了した後、仕上げ圧延工程を開始する。ここで、粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間が３０秒以上１５０秒以下が好ましい。
３０秒未満であると特別な冷却装置を用いない限り仕上げ圧延華氏温度が１０８０℃未満とならず仕上げ圧延前及びパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生するため、これらスケール欠陥が生成し易くなる恐れがある。
１５０秒超であると、粗バー内のオーステナイト中においてＴｉ及びＮｂが粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの炭化物として析出する。
この為に、粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの析出により、熱延鋼板の最終製品としての一形態であるホットコイルにおいて固溶Ｃの絶対量が不足するため、固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２未満となり「はがれ」が発生し易くなる。
更に、Ｔｉ及びＮｂは、後の冷却中もしくは巻取り後にフェライト中で微細に析出し、析出強化により強度に寄与する元素であるため、この段階において炭化物として析出させて固溶Ｔｉ、Ｎｂを減少させると、熱延鋼板の強度向上が望めない。
従って、粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間は、３０秒以上１５０秒以下とし、望ましくは９０秒以下が更に好ましい。

仕上げ圧延工程においては、仕上げ圧延開始温度が１０８０℃以上であると、仕上げ圧延前及びパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生するため、これらスケール欠陥が生成し易くなる恐れがある。一方、仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満である場合は、各仕上げ圧延パスにおいて圧延対象の粗バーに与えられる圧延温度が低温化する傾向がある。この温度域では、Ｎｂ、Ｔｉの固溶限の低下に伴い、仕上げ圧延中にオーステナイト中に粗大なＴｉＣ、ＮｂＣが析出し易くなる。粗大なＴｉＣ、ＮｂＣの析出により、熱延鋼板の最終製品としての一形態であるホットコイルにおいて固溶Ｃの絶対量が不足するため、固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２未満となり「はがれ」が発生し易くなる。
このように仕上げ圧延工程において固溶Ｎｂ、Ｔｉが減少した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、「はがれ」が発生しやすくなる。従って、仕上げ圧延工程においては、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上１０８０℃未満とする。

また、仕上げ圧延工程においては、最終パスの圧下率が３％未満であると通板形状が劣化し、ホットコイル形成時におけるコイルの巻き形状や、製品板厚精度に悪影響を及ぼす懸念がある。一方、最終パスの圧下率が１５％超では、過度のひずみの導入により熱延鋼板内部の転位密度が必要以上に増加する。仕上げ圧延工程終了後において、転位密度の高い領域は、ひずみエネルギーが高いため、フェライト組織に変態し易い。このような変態により形成されたフェライトは、あまり炭素を固溶せずに析出するため、母層中に含まれていた炭素がオーステナイトとフェライトとの界面に集中しやすく、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加するのに加えて、界面において粗大なＮｂ、Ｔｉの炭化物が析出し易くなる。
このように仕上げ圧延工程において固溶Ｎ、Ｔｉが減少した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、「はがれ」が発生しやすくなる。
従って、仕上げ圧延工程における最終パスの圧下率は、３％以上１５％以下に制限する。

さらに、仕上げ圧延終了温度がＡｒ_３変態点温度未満の場合は、圧延前もしくは圧延中にフェライトが析出する。析出したフェライトは、圧延されて加工組織となったまま圧延後においても残留するため、圧延後に得られた鋼板の延性が低下するとともに加工性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超である場合は、圧延終了後の冷却開始までにγ粒が成長粗大化し、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加するのに加えて、延性を得るためのフェライトが析出可能な領域が減少してしまい、結果として延性が劣化する恐れがある。従って、仕上げ圧延工程における仕上げ圧延終了温度は、Ａｒ_３変態点温度以上９５０℃以下の温度域とする。また、同様な理由で、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加するのを防止する為には、仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間は１０秒以内が望ましい。

なお、本発明において圧延速度については特に限定しないが、仕上げ最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であるとやはりγ粒が成長粗大化し、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加するのに加えて、延性を得るためのフェライトの析出可能な領域が減少してしまい延性が劣化する恐れがある。また、上限については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上１８００ｍｐｍ以下が現実的である。従って、仕上げ圧延工程において圧延速度は、必要に応じて４００ｍｐｍ以上１８００ｍｐｍ以下とすることが望ましい。

仕上げ圧延工程終了後は、仕上げ圧延終了温度から後述する巻き取り工程における巻取り開始温度まで、得られた鋼板を以下に示す理由により冷却速度１５℃／ｓｅｃ超で冷却する冷却工程を行う。即ち、仕上げ圧延工程終了後から巻き取り工程までの冷却中に、セメンタイトとＴｉＣ、ＮｂＣ等の析出核生成の競合が起こり、この冷却速度が１５℃／ｓｅｃ以下であると、セメンタイトの析出核の生成が優先されてしまい、後の巻取り工程において粒界に１μｍ超のセメンタイトへ成長し、穴拡げ性が劣化してしまう。また、セメンタイトの成長によりＴｉＣ、ＮｂＣ等の炭化物の微細析出が抑制され強度が低下する懸念がある。さらに、後述するように例え巻取り温度が６５０℃以下もしくは５５０℃以下であっても、冷却速度が１５℃／ｓｅｃ以下であるとセメンタイトへの成長が助長され、固溶Ｃ及び／又はＢの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２未満となり破断面割れが発生する恐れがある。このため、冷却速度の下限を１５℃／ｓｅｃ超とした。なお、冷却工程における冷却速度の上限は、特に限定しなくとも本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりを考慮すると、３００℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。

また、冷却工程においては、より優れた伸びフランジ加工、バーリング加工性を得るためにミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とすることが望ましいが、このミクロ組織を得るための冷却速度は１５℃／ｓｅｃ超であれば十分である。
即ち、１５℃／ｓ超、５０℃／ｓ以下程度が、安定した製造ができる領域であり、更に実施例に示すように、２０℃／ｓ以下の領域が更に安定して製造できる領域である。
また、引張強度が５４０ＭＰａ級の鋼板において、連続冷却変態組織を得るためには、冷却速度を若干大きくする必要がある。５４０ＭＰａ級の鋼板では冷却速度の下限は３０℃／ｓがより好ましい。

ミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とする場合においては、バーリング性をそれほど劣化させずに延性を向上させることを目的として、必要に応じて体積率で２０％以下のポリゴナルフェライトを含ませるようにしてもよい。この場合は、仕上げ圧延工程終了後から巻き取り工程を開始するまでの冷却工程において、Ａｒ_３変態点温度からＡｒ_１変態点温度までの温度域（フェライトとオーステナイトの二相域）で１〜２０秒間滞留させてもよい。ここでの滞留は、二相域でフェライト変態を促進させるために行うが、１秒未満では、二相域におけるフェライト変態が不十分なため、十分な延性が得られず、２０秒超では、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し析出強化による強度に寄与しなくなる恐れがある。これより、冷却工程において連続冷却変態組織中にポリゴナルフェライトを含ませることを目的として行う滞留時間は、必要に応じて１秒以上２０秒以下とすることが望ましい。また、１〜２０秒間の滞留をさせる温度域は、フェライト変態を容易に促進させるためにＡｒ_１変態点温度以上８６０℃以下が望ましい。さらに、滞留時間は、生産性を極端に低下させないために１〜１０秒間とすることがより望ましい。また、これらの条件を満たすためには、仕上げ圧延終了後２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で当該温度域に迅速に到達させることが必要である。冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上、３００℃／ｓｅｃ以下が妥当な冷却速度である。さらに、あまりにもこの冷却速度が早いと冷却終了温度を制御できずオーバーシュートしてＡｒ_１変態点温度以下まで過冷却されてしまう可能性があり、延性改善の効果が失われるので、ここでの冷却速度は１５０℃／ｓｅｃ以下が望ましい。
なお、引張強度が５４０ＭＰａ級の鋼板の鋼板成分で、連続冷却変態組織を得るためには、冷却速度の下限は２０℃／ｓが好ましい。
一方、引張強度が７８０ＭＰａ級の鋼板の鋼板成分で、連続冷却変態組織を得るためには、冷却速度の下限は１５℃／ｓ超である。

なお、Ａｒ_３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち、Ｓｉの含有量（％）を[Ｓｉ]、Ｃｒの含有量（％）を[Ｃｒ]、Ｃｕの含有量（％）を[Ｃｕ]、Ｍｏの含有量（％）を[Ｍｏ]、Ｎｉの含有量を[Ｎｉ]とすると、下記数式（Ｄ）のように記述される。
Ａｒ_３＝９１０−３１０×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]−８０×[Ｍｎｅｑ]・・・（Ｄ）
ただしＢが添加されていない場合、[Ｍｎｅｑ]は下記数式（Ｅ）によって示される。
[Ｍｎｅｑ]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋[Ｎｉ]／２＋１０（[Ｎｂ]−０．０２）・・・・・（Ｅ）
または、Ｂが添加されている場合、[Ｍｎｅｑ]は下記数式（Ｆ）によって示される。
[Ｍｎｅｑ]＝[Ｍｎ]＋[Ｃｒ]＋[Ｃｕ]＋[Ｍｏ]＋[Ｎｉ]／２＋１０（[Ｎｂ]−０．０２）＋１・・・・・（Ｆ）
また、Ａｒ_１変態点とは冷却する途中で、オーステナイト相が消失し、γ→α変態が完了する温度を言い、Ａｒ_１は上記Ａｒ_３のような簡易算出式がないので、熱サイクル試験等により測定した値を採用する。

巻き取り工程においては、巻取り温度が４５０℃未満であると粒界に析出しているセメンタイトの粒径が１μｍ超となり穴拡げ値が劣化する。一方、巻き取り温度が６５０℃超であると固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２未満となり破断面割れが発生する。従って、巻き取り工程における巻取り温度は、４５０℃以上６５０℃以下と制限する。なお、Ｂを添加しない場合は、巻取り温度が５５０℃を超えると固溶Ｃの粒界偏析密度が１個／ｎｍ^２未満となり、やはり破断面割れが発生する。このため、Ｂを添加しない場合の巻き取り工程における巻き取り温度は、４５０℃以上５５０℃以下と制限する。
本発明では、固溶Ｃの粒界個数密度を精密に制御することが必要である。
そのために、以下の事項を調整して、最終的に、固溶Ｃの粒界個数密度を調整する。
１）スラブ成分
２）加熱温度
３）粗圧延〜仕上げ圧延までの時間
４）仕上げ圧延開始温度
５）仕上げ圧延最終圧下率
６）冷却開始までの時間
７）冷却速度
８）巻取り温度

なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後においては、圧下率０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。また、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して酸洗してもよい。更に、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインライン又はオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。

更に、本発明を適用した熱延鋼板は、鋳造後、熱間圧延後、冷却後の何れかの場合において、溶融めっきラインにて熱処理を施してもよく、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。

なお、酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて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。

以下に、実施例に基づいて本発明をさらに説明する。
表３に示す化学成分を有するａ〜ｍの鋳片を、転炉にて溶製して、連続鋳造後直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で２．０〜３．６ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取り、熱延鋼板を作製した。より詳細には、表４〜表７に示す製造条件に従って熱延鋼板を作製した。なお、表中の化学組成についての表示は、全て質量％である。また、表３における成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物をいい、更に表３、表４〜表７における下線は、本発明の範囲外であることをいう。

ここで、「成分」とは表３に示した各記号に対応した成分を有する鋼を示し、「溶体化温度」とは数式（Ａ）にて算出される最小スラブ再加熱温度を示し、「Ａｒ_３変態点温度」とは数式（Ｄ）にて算出される温度を示す。また、「加熱温度」とは加熱工程における加熱温度を示し、「保持時間」とは加熱工程における所定の加熱温度での保持時間を示し、「粗圧延終了温度」とは粗圧延工程において粗圧延を終了する温度を示し、「粗／仕上パス間時間」とは粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間を示し、「粗バー加熱」とは粗圧延工程と仕上げ圧延工程との間に設置された加熱装置の適用の有無を示し、「デスケ圧」とは粗圧延工程と仕上げ圧延との間に設置された比較的高圧なデスケーリング装置によるデスケーリング圧力を示し、「仕上げ圧延開始温度」とは仕上げ圧延工程を開始する温度を示す。更に、「仕上最終パス圧下率」とは、仕上げ圧延工程における最終パスでの圧下率を示し、「仕上げ圧延終了温度」とは、仕上げ圧延工程を終了する温度を示し、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延工程を終了した後、冷却工程において冷却を開始するまでの時間を示し、「仕上げ出側圧延速度」とは、仕上げ最終スタンド出側での通板速度を示し、「冷却速度」とは、滞留時間を除いた、ランナウトテーブルにおける冷却工程の開始から巻き取り工程までの平均冷却速度を示し、「滞留温度」とは、ランナウトテーブルおける冷却工程の途中に冷却水で冷却しない空冷ゾーンを設ける場合のその開始温度を示し、「滞留時間」とは、滞留温度域における空冷時間を示し、「巻取り温度」とは、巻き取り工程においてコイラーにて巻取る温度を示し、「酸洗」とは得られた熱延鋼板に対する酸洗処理の有無を示し、「めっき浴浸漬」とは得られた熱延鋼板に対するめっき浴への浸漬の有無を示し、「合金化処理」とはめっき浴への浸漬を施した後の合金化処理の有無を示している。
なお、表６，７中の「めっき浴浸漬」は、Ｚｎ浴温度４３０〜４６０℃で行った。また「合金化処理」は合金化温度５００〜６００℃で行った。

このようにして得られた鋼板の材質を表８，９に示す。得られた鋼板の評価方法は、前述の方法と同一である。ここで、「セメンタイト径」とは、粒界に析出しているセメンタイト粒径を示し、「粒界個数密度」とは、粒界における固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの偏析密度を示し、「ミクロ組織」とは、鋼板板厚の１／４ｔにおけるミクロ組織を示す。なお、「ＰＦ」は、ポリゴナルフェライトを示し、「Ｐ」は、パーライトを示し、「Ｂ」は、ベイナイトを示し、「加工Ｆ」は、加工ひずみが残留したフェライトを示す。また、「引張試験」結果は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片の結果を示す。表中、「ＹＰ」は降伏点、「ＴＳ」は引張強さ、「ＥＩ」は伸びをそれぞれ示す。「穴拡げ」結果は、ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法で得られた結果を示す。「破断面割れ」結果は、その有無を目視にて確認した結果を示し、破断面割れが無い場合をＯＫと示し、破断面割れがある場合をＮＧと示した。「表面性状」のうち、「スケール欠陥有無」はＳｉスケール、ウロコ、紡錘等のスケール欠陥の有無を目視にて確認した結果を示し、スケール欠陥が無い場合をＯＫと示し、スケール欠陥がある場合をＮＧと示した。「表面粗度Ｒｙ」はＪＩＳ Ｂ ０６０１−１９９４記載の測定方法により得られた値を示している。なお、表６における下線は、本発明の範囲外であることをいう。

本発明に沿うものは、鋼No.１、２、６、１５、１７、１８、１９、２０、２１、２２、２３、２４、３１，３２，３３，３４，３７の１７鋼である。これらの鋼板は、所定の量の鋼成分を含有し、粒界に析出しているセメンタイト粒径が１μｍ以下であり、固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下であることを特徴とし、Ｓｉスケール等による外観劣化がなく表面性状に優れ、せん断や打ち抜き加工された端面からの疲労耐久性に優れた５４０ＭＰａ級以上のグレードの高強度鋼板が得られている。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼No.３は、加熱温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、Ｓｉスケールが生成し表面性状が悪い。鋼No.４は、加熱温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、十分な引張強度が得られていない。鋼No.５は、仕上げ圧延開始温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼No.７は、粗／仕上げパス間時間が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界偏析密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼No.８は、仕上げ圧延開始温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼No.９は、仕上げ最終パス圧下率が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼No.１０は、仕上げ圧延終了温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、期待される延性が得られていない。鋼No.１１は、仕上げ圧延終了温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、加工組織が残留し、十分な延性が得られていない。鋼No.１２は、冷却工程における冷却速度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とするセメンタイト粒径及び粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生しているとともに十分な穴拡げ値が得られていない。鋼No.１３は、巻取り温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とするセメンタイト粒径が得らないので、十分な穴拡げ値が得られていない。鋼No.１４は、巻取り温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼No.１６は、巻取り温度が本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲外であるので、本発明の熱延鋼板の目的とする粒界個数密度が得られず、破断面割れが発生している。鋼２５は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であり目的とするセメンタイト粒径が得らないので、十分な穴拡げ値が得られていない。鋼No.２６は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であり目的とするセメンタイト粒径が得らないので、十分な穴拡げ値が得られていない。さらに表面性状が悪い。鋼No.２７は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であるので、目的とするセメンタイト粒径が得らないので、十分な穴拡げ値が得られていない。鋼No.２８は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であるので、十分な引張強度が得られていない。鋼No.２９は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であり目的とするセメンタイト粒径が得らないので、十分な穴拡げ値が得られていない。さらに表面性状が悪い。鋼No.３０は、鋼成分が本発明の熱延鋼板の範囲外であるので、表面性状が悪い。鋼No.３５は冷却速度が１５℃／ｓと低く、破断面割れ（はがれ）が発生した。鋼No.３６は更に冷却速度が５℃／ｓと低く、穴広げ率が低下すると共に破断面割れ（はがれ）が発生した。

本発明で製造した鋼板は、高強度性及び穴拡げ性が厳しく要求される、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材をはじめとして、造船、建築、橋梁、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプ、機械部品などあらゆる用途に用いることができる。
ただし、厚板製造工程ではなくて、巻取り工程のある熱延工程で製造される熱延鋼板であるので、板厚の上限は１２ｍｍである。

Claims (10)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．１％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
   Ｍｎ：０．１〜３％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０３％以下、
   Ａｌ：０．００１〜１％、
   Ｎ：０．０１％以下、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．２％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   Ｎｂ含有量を［Ｎｂ］、Ｃ含有量を［Ｃ］としたとき、以下の式を満たし、
   ［Ｎｂ］×［Ｃ］≦４．３４×１０^−３
   固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下であり、
   鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が１μｍ以下であることを特徴とするはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
2. Ｃ：０．０１〜０．０７％、
   Ｍｎ：０．１〜２％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．００１％〜０．０６％であり、
   さらにＳｉ含有量を［Ｓｉ］、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］としたとき、以下の式を満たし、
   ３×［Ｓｉ］≧［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）
   引張強度が５４０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ未満である請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
3. Ｃ：０．０３〜０．１％、
   Ｓｉ：０．０１≦Ｓｉ≦０．１、
   Ｍｎ：０．８〜２．６％、
   Ｎｂ：０．０１％〜０．０８％、
   Ｔｉ：０．０４％〜０．２％であり、
   さらにＴｉ含有量を［Ｔｉ］としたとき、以下の式を満たし、
   ０．０００５≦［Ｃ］−（１２／４８［Ｔｉ］＋１２／９３［Ｎｂ］）≦０．００５
   引張強度が７８０ＭＰａ以上である請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
4. さらに質量％で、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％、のいずれか一種又は二種以上を含有する請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
5. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、のいずれか一種又は二種を含有する請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
6. さらに質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有し、固溶Ｃ及び／又は固溶Ｂの粒界個数密度が１個／ｎｍ^２以上４．５個／ｎｍ^２以下である請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
7. 亜鉛めっきが施されている請求項１に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板。
8. 請求項１に記載の成分を有する鋼片を、以下の式を満足する温度ＳＲＴｍｉｎ（℃）以上１１７０℃以下に加熱し、
   ＳＲＴｍｉｎ＝６６７０／｛２．２６−ｌｏｇ(［Ｎｂ］×［Ｃ］)｝−２７３
   さらに粗圧延を終了温度１０８０℃以上１１５０℃以下の条件で行い、
   その後３０秒以上、１５０秒以内に仕上げ圧延を１０００℃以上１０８０℃未満で開始し、
   最終パスの圧下率が３％以上１５％以下となるように、Ａｒ_３変態点温度以上９５０℃以下の温度域で仕上げ圧延を終了し、
   １５℃／ｓｅｃ超の冷却速度で、冷却開始から４５０℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却し、巻き取ることを特徴とするはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法。
9. 巻き取り後に得られた鋼板を酸洗し、その後に亜鉛めっき浴中に浸積させて鋼板表面を亜鉛めっきする請求項８に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法。
10. 亜鉛めっき後に得られた鋼板を合金化処理する請求項９に記載のはがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法。