JP5440738B2 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、成形性及び破壊特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１１年３月１８日に日本に出願された特願２０１１−０６０９０９号と、２０１１年３月２３日に日本に出願された特願２０１１−０６４６３３号とに基づき優先権を主張し、これらの内容をここに援用する。

近年、自動車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き、そして、軽量化を目的として板厚を薄くした際には疲労寿命の低下を招く。従って、自動車の軽量化を可能とする高強度鋼板を開発するためには、鋼板の高強度化とともに、穴広げ性等の成形性と疲労特性との改善を図ることが重要となる。

従来より、フェライト及びマルテンサイトからなる複合組織鋼とすることにより優れた疲労寿命を得ることができることが知られている。このような複合組織鋼を基に穴広げ性の改善を図った高強度鋼板として、特許文献１においては、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの混合組織からなる鋼のミクロ組織の分率を適正に制御した高強度熱延鋼板が開示されている。この技術によって得られる鋼板の特性値は、引張強度で５９０ＭＰａ以上、穴広げ率で５０％程度となっている。

特許文献２においては、Ｔｉ又はＮｂの炭化物により析出強化されたフェライトとマルテンサイトとの混合組織からなる高強度熱延鋼板が開示されている。この開示技術によって得られる鋼板の特性値は、引張強度で７８０ＭＰａ以上、穴広げ率で５０％程度となっている。

しかしながら、例えば自動車の足回り部材等として用いられる鋼板では、その特性値について引張強度で５９０ＭＰａ以上、穴広げ率で６０％以上と、更に引張強度と穴広げ性とのバランスに優れた鋼板の提案が望まれていた。特に、引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満である場合、穴広げ率が９０％以上であり、また、引張強度が７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下である場合、穴広げ率が６０％以上である鋼板が望まれていた。

また、この穴広げ率は、測定毎のばらつきが比較的大きいことから、穴広げ性を改善する上で、その穴広げ率の平均値λａｖｅのみならず、ばらつきを表す指標となる穴広げ率の標準偏差σを低減させることが必要となる。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、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、更に望ましくは、穴広げ率の標準偏差σが１０％以下の鋼板の提案が望まれていた。

また、自動車が縁石に乗り上げるなどして強い衝撃荷重が足回り部品に負荷された場合に、その足回り部品の打ち抜き面を起点として破壊が生じる恐れがある。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。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ついては、その破壊特性を向上させる必要がある。この破壊特性を表す指標としては、ノッチ付三点曲げ試験によって得られる特性値である亀裂発生抵抗値Ｊｃ（単位：Ｊ／ｍ^２）及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（Ｔｅａｒｉｎｇ Ｍｏｄｕｌｕｓ）（単位：Ｊ／ｍ^３）や、シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度ｖＴｒｓ（単位：℃）及びシャルピー吸収エネルギーＥ（単位：Ｊ）が挙げられる。この亀裂発生抵抗値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）に対する抵抗を表す。一方、上記亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、構造用部材を構成する鋼板の大規模な破壊（破壊の進展）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、これら両方の特性を改善することが重要である。

従来においては、これらのような特性値、特にノッチ付三点曲げ試験によって得られる特性値である亀裂発生抵抗値Ｊｃ及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．に着目して、これら特性値の改善を図ったという趣旨の技術が開示されていない。

また、自動車用足回り部品には繰り返し応力が加わる。そのため、疲労破壊が起きることが懸念され、足回り部品等の構造用部材として用いられる鋼板については疲労特性が優れていることが合わせて求められる。

日本国特開平６−１４５７９２号公報 日本国特開平９−１２５１９４号公報

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出された。本発明は、引張特性と成形性とのバランスに優れており、更に、破壊特性と疲労特性とにも優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

具体的には、引張特性として、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ｎ値（加工硬化指数）が０．１３以上であり、成形性として、穴広げ率の平均値λａｖｅが６０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下であり、破壊特性として、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度ｖＴｒｓが−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギーＥが１６Ｊ以上であり、疲労特性として、平面曲げ疲労寿命が４０万回以上である特性を有する高強度複合組織熱延鋼板を提供することを目的とする。

特に、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満である場合、上記特性の内、穴広げ率の平均値λａｖｅが９０％以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．９ＭＪ／ｍ^２以上、シャルピー吸収エネルギーＥが３５Ｊ以上となる熱延鋼板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。

（１）本発明の一実施態様に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．１％、Ｍｎ：０．５％〜３．０％、を含有し、Ｓｉ及びＡｌのうちの少なくとも１つが、０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％の条件を満たすように含有し、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下、に制限し、Ｔｉ：０．００１％〜０．３％、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％、から選択された少なくとも１つを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式１を満足し；金属組織が、主相としてフェライトと、第二相としてマルテンサイト及び残留オーステナイトのうちの少なくとも一つと、複数の介在物と、を含み、前記フェライトの平均結晶粒径が２μｍ以上１０μｍ以下であり、前記主相の面積分率が、９０％以上９９％以下であり、前記第二相である前記マルテンサイトと前記残留オーステナイトとの面積分率が、合計で、１％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向が法線となる断面を０．００２５ｍｍ^２の視野で３０回観察したとき、前記各視野での前記介在物の長径／短径比の最大値を平均した値が、１．０以上８．０以下であり、前記介在物間の圧延方向の間隔が５０μｍ以下でそれぞれの長径が３μｍ以上である前記介在物の集合体を介在物群とし、前記間隔が５０μｍ超である前記介在物を独立介在物としたとき、圧延方向の長さが３０μｍ以上である前記介在物群と、圧延方向の長さが３０μｍ以上である前記独立介在物との、圧延方向の長さの総和が、前記断面の１ｍｍ^２当たり、０ｍｍ以上０．２５ｍｍ以下であり；集合組織が、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比で１．０以上２．４以下であり；引張強度が５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下である。
１２．０≦（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５≦１５０ ・・・ （式１）
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１％〜０．１％、Ｂ：０．０００１％〜０．００４０％、Ｃｕ：０．００１％〜１．０％、Ｃｒ：０．００１％〜１．０％、Ｍｏ：０．００１％〜１．０％、Ｎｉ：０．００１％〜１．０％、Ｖ：０．００１％〜０．２％、のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の熱延鋼板では、前記化学成分が、質量％で、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％、のうちの少なくとも１つを含有するとき、前記Ｔｉの含有量を、Ｔｉ：０．００１％〜０．０８％未満、としてもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式２を満足し；前記各視野での前記介在物の前記長径／短径比の前記最大値を平均した前記値が、１．０以上３．０以下であってもよい。
０．３≦（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ／１４０）／（Ｃａ／４０） ・・・ （式２）
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記金属組織で、ベイナイト及びパーライトの面積分率が、合計で、０％以上５．０％未満であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、長径が３μｍ以上である前記介在物の合計個数に対して、長径が３μｍ以上であるＭｎＳ析出物及びＣａＳ析出物の個数が、合計で、０％以上７０％未満であってもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の熱延鋼板では、前記第二相の平均結晶粒径が０．５μｍ以上８．０μｍ以下であってもよい。
（８）本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記（１）〜（４）に記載の前記化学成分からなる鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱する加熱工程と；前記加熱工程後に前記鋼片に対して、１１５０℃超１４００℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上７０％以下となる粗圧延を行う一次粗圧延工程と；前記一次粗圧延工程後に、１０７０℃超１１５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上２５％以下となる粗圧延を行う二次粗圧延工程と；前記二次粗圧延工程後に、開始温度が１０００℃以上１０７０℃以下、終了温度がＡｒ３＋６０℃以上Ａｒ３＋２００℃以下となる仕上圧延を行って熱延鋼板を得る仕上圧延工程と；前記仕上圧延工程後に前記熱延鋼板に対して、前記終了温度から、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う一次冷却工程と；前記一次冷却工程後に、６５０℃以上７５０℃以下の温度域で、冷却速度が１℃／秒以上１５℃／秒以下、及び、冷却時間が１秒以上１０秒以下である冷却を行う二次冷却工程と；前記二次冷却工程後に、０℃以上２００℃以下の温度域まで、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う三次冷却工程と；前記三次冷却工程後に、前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程とを備える。
（９）上記（８）に記載の熱延鋼板の製造方法では、前記一次粗圧延工程で、前記累積圧下率が１０％以上６５％以下となる前記粗圧延を行ってもよい。

本発明の上記態様によれば、引張特性と成形性とのバランスに優れており、更に、破壊特性と疲労特性とにも優れた鋼板を得ることが可能となる。

疲労特性評価のための試験片寸法を示す平面図である。 ノッチ付三点曲げ試験についての説明図である。 ノッチ付三点曲げ試験前のノッチ付試験片であって、鋼板の板幅方向が法線となるノッチを含む断面図である。 ノッチ付三点曲げ試験後に強制破壊をしたノッチ付試験片であって、ノッチを含む破面である。 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。 亀裂伝搬量Δａと１ｍ^２当たりの加工エネルギーＪとの関係を示すグラフである。 介在物の集合体である介在物群の模式図である。 単独で存在する独立介在物の模式図である。 圧延方向長さが３０μｍ以上である介在物が含まれる介在物群の模式図である。 介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値と穴広げ率の平均値λａｖｅとの関係を示す図である。 介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値と穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。 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。 Ｓ含有量、Ｔｉ含有量、ＲＥＭ含有量、及び、Ｃａ含有量と、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。 一次粗圧延工程での累積圧下率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。 一次粗圧延工程での累積圧下率と介在物の長径／短径比の最大値の平均値との関係を示す図である。 二次粗圧延工程での累積圧下率と｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比との関係を示す図である。 二次粗圧延工程での累積圧下率とフェライトの平均結晶粒径との関係を示す図である。

以下、本発明の好適な実施形態について説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに限定されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲に置いて種々の変更が可能である。

まず、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。初めに、本実施形態に係る熱延鋼板に要求される特性値の測定方法について説明する。

引張特性は、以下の条件の引張試験から求めた。供試鋼板の板幅が１／２の部分より、引張方向が供試鋼板の板幅方向と平行となるように試験片を製作した。この試験片を用いて、引張試験を行なった。そして、引張強度（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と降伏点（ＹＰ：Ｙｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ）とを求めた。なお、明確な降伏点が観察されない場合は、０．２％耐力を降伏点とした。また、ｎ値（加工硬化指数）は、この引張試験から算出した真応力及び真歪みに基づきｎ乗硬化則近似値として求めた。ここでｎ値を求める際の歪の範囲は、公称歪で、３％〜１２％の範囲とした。

穴広げ性は、以下の条件の穴広げ試験から評価した。供試鋼板の板幅が１／２の部分より、圧延方向長さが１５０ｍｍ、板幅方向長さが１５０ｍｍである試験片を、ひとつの供試鋼板につき２０本製作した。これらの試験片を用いて、下記の条件の穴広げ試験を行なった。穴広げ性の評価は、２０回の試験結果を算術平均して求めた穴広げ率の平均値λａｖｅ（単位：％）と、下記の式１から求めた標準偏差σ（単位：％）とで行った。なお、下記式１におけるλｉは、合計２０回の試験でのｉ回目の穴広げ率を表す。

上記穴広げ試験の条件は、以下である。試験片に、直径１０ｍｍの打ち抜きパンチを用い、打ち抜きパンチとダイ穴との隙間を試験片の板厚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となる打ち抜き穴を設けた。次に、この試験片の打ち抜き穴に、頂角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試験片の板厚方向に貫通した時点での穴内径Ｄｆを測定した。そして、穴広げ率λｉ（単位：％）を下記の式２から求めた。ここで、亀裂の板厚貫通は目視で行った。
λｉ＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００・・・（式２）

疲労特性は、以下の条件の疲労試験から評価した。熱延ままの供試鋼板より図１に示す寸法の試験片を製作した。図１中、１１は疲労試験用の試験片、ＲＤ（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）は圧延方向、ＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）は板幅方向を表す。この試験片の中央のくびれ部に、平面曲げの繰り返し応力を加え、試験片が疲労破壊するまでの繰り返し数である平面曲げ疲労寿命を測定した。上記疲労試験で試験片に加える繰り返し応力の条件は、完全両振りである。具体的には、応力振幅＝σ_０とした場合に、時間に伴う応力変化が、最大応力＝σ_０、最小応力＝−σ_０、応力の平均値＝０の正弦波となるような疲労試験の条件とした。この応力振幅σ_０は、供試鋼板の引張強度ＴＳに対して、４５％±１０ＭＰａの範囲内とした。また、疲労試験は、同じ応力振幅σ_０の条件で、少なくとも３回の試験を行い、各試験結果を算術平均して平面曲げ疲労寿命の平均値を求めた。この平面曲げ疲労寿命の平均値により、疲労特性を評価した。

破壊特性は、後述の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（単位：Ｊ／ｍ^２）及び亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（単位：Ｊ／ｍ^３）と、シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度ｖＴｒｓ（単位：℃）及びシャルピー吸収エネルギーＥ（単位：Ｊ）とによって評価した。

上記ノッチ付三点曲げ試験の条件は、以下である。試験片の長手方向が供試鋼板の板幅方向と平行となり、ノッチ付三点曲げ試験の変位方向が供試鋼板の圧延方向となるように、図２Ａ及び図２Ｂに示すノッチ付試験片を、ひとつの供試鋼板から５本以上製作した。図２Ａは、ノッチ付三点曲げ試験についての説明図である。図２Ａ中、２１はノッチ付三点曲げ試験用の試験片、２１ａはノッチ、２２は荷重点、２３は支持点、２４は変位方向を表す。図２Ｂは、ノッチ付三点曲げ試験前のノッチ付試験片２１であって、供試鋼板の板幅方向ＴＤが法線となるノッチ２１ａを含む断面図である。図２Ｂ中、ＮＤ（Ｎｏｒｍａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）は板厚方向を表す。これらの図に示すように、試験片２１の長手方向が２０．８ｍｍ、試験片２１の変位方向２４の厚さが５．２ｍｍ、ノッチ２１ａの変位方向２４の深さが２．６ｍｍ、リガメントの変位方向２４の厚さＣ（試験片２１の変位方向２４の厚さからノッチ２１ａの変位方向２４の深さを引いた値）が２．６ｍｍ、そして、供試鋼板の板厚Ｂが２．９ｍｍである。

上記試験片２１を用いて、図２Ａに示すように、試験片２１の長手方向の両端部を支持点２３、その中央部を荷重点２２として、荷重点の変位方向２４への変位量（ストローク）を様々に変化させて、ノッチ付三点曲げ試験を行なった。ノッチ付三点曲げ試験後の試験片２１を、大気中で２５０℃−３０分保持し、そして、空冷する熱処理を施した。この熱処理により、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面が酸化着色される。上記熱処理後の試験片２１を、液体窒素温度まで液体窒素により冷却し、そして、その温度で試験片２１のノッチ２１ａから変位方向２４に沿って亀裂が伸展するように試験片２１を強制破壊した。図２Ｃに、ノッチ付三点曲げ試験後に強制破壊をしたノッチ付試験片２１のノッチを含む破面を例示する。この破面では、上記酸化着色の結果、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面と、強制破壊により生じた破面とが明確に識別できる。図２Ｃ中、２１ｂはノッチ付三点曲げ試験により生じた破面、２１ｃは強制破壊により生じた破面、Ｌ１は供試鋼板の板厚が１／４の位置での破面２１ｂの深さ、Ｌ２は供試鋼板の板厚が１／２の位置での破面２１ｂの深さ、Ｌ３は供試鋼板の板厚が３／４の位置での破面２１ｂの深さを表す。破面２１ｂを観察し、Ｌ１、Ｌ２及びＬ３を計測し、そして、下記の式３から亀裂伝搬量Δａ（単位：ｍ）を求めた。
Δａ＝（Ｌ１＋Ｌ２＋Ｌ３）／３ ・・・（式３）

図３Ａに、ノッチ付三点曲げ試験により得られる荷重変位曲線を例示する。図３Ａに示すように、荷重変位曲線を積分することで、試験により試験片２１に対して加えたエネルギーに相当する加工エネルギーＡ（単位：Ｊ）を求めた。そして、この加工エネルギーＡと、ノッチ付三点曲げ試験前の供試鋼板の板厚Ｂ及びリガメントの変位方向２４の厚さＣとを用いて、下記の式４から、１ｍ^２当たりの加工エネルギーＪ（単位：Ｊ／ｍ^２）を求めた。
Ｊ＝（２×Ａ）／（Ｂ×Ｃ） ・・・（式４）

図３Ｂは、ノッチ付三点曲げ試験でストローク条件を様々に変化させたときの、亀裂伝搬量Δａと、１ｍ^２当たりの加工エネルギーＪとの関係を表すグラフである。この図３Ｂに示すように、Δａ及びＪに対する一次回帰直線と、原点を通り傾きが３×（ＹＰ＋ＴＳ）／２である直線との交点を求めた。この交点における１ｍ^２当たりの加工エネルギーＪの値を、供試鋼板の亀裂発生抵抗を表す値である亀裂発生抵抗値Ｊｃ（単位：Ｊ／ｍ^２）とした。また、上記一次回帰直線の勾配を、供試鋼板の亀裂伝搬抵抗を表す亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．（単位：Ｊ／ｍ^３）とした。この亀裂発生抵抗値Ｊｃは、亀裂を発生させるために必要な加工エネルギーの程度を示す指標値となる。つまり、この亀裂発生抵抗値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）に対する抵抗を表す。上記亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、亀裂を伸展させるために必要な加工エネルギーの程度を示す指標値となる。つまり、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（破壊の進展）に対する抵抗を表す。これらの亀裂発生抵抗値Ｊｃと亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．とによって鋼板の破壊特性を評価した。

上記シャルピー衝撃試験の条件は、以下である。試験片の長手方向が供試鋼板の板幅方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片を製作した。試験片サイズは、試験片の長手方向の長さが５５ｍｍ、試験片の衝撃が加えられる方向の厚さが１０ｍｍ、試験片の長手方向及び衝撃方向と直交する方向の厚さが２．５ｍｍ、Ｖノッチが深さ２ｍｍで角度４５°である。この試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度ｖＴｒｓ（単位：℃）及びシャルピー吸収エネルギーＥ（単位：Ｊ）を求めた。ここで、破面遷移温度ｖＴｒｓは延性破面率が５０％となる温度とし、シャルピー吸収エネルギーＥは試験温度を室温（２３℃±５℃）としたときに得られた値とした。これらの破面遷移温度ｖＴｒｓとシャルピー吸収エネルギーＥとによっても鋼板の破壊特性を評価した。

本実施形態に係る熱延鋼板は、上記説明した特性値として、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、穴広げ率の平均値λａｖｅが６０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、平面曲げ疲労寿命が４０万回以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度ｖＴｒｓが−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギーＥが１６Ｊ以上を満足する。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分の測定方法及び金属組織の観察方法などについて説明する。

鋼板の化学成分は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子プローブＸ線マイクロ解析）、ＡＡＳ（Ａｔｏｍｉｃ Ａｂｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：原子吸光分析）、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：誘導結合プラズマ発光分光分析）、又はＩＣＰ−ＭＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ−Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：誘導結合プラズマ質量分析）を用いて定量分析した。

鋼板の金属組織の観察は、以下の方法で行った。鋼板の板幅が１／４の部分から、板幅方向を法線に持つ断面（以下、Ｌ断面）が観察面となるように金属組織観察用の試料を切り出した。そして、この試料を鏡面研磨した。鏡面研磨後の試料を用いて、上記Ｌ断面中の板厚中心部近傍を観察位置として、光学顕微鏡で４００倍の倍率にて、金属組織に含まれる介在物を観察した。また、鏡面研磨後の試料に、ナイタール腐食、又はレペラー腐食を施して、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、及び、パーライト等の金属相の観察を行った。

フェライトの平均結晶粒径は以下のように求めた。上記Ｌ断面中の板厚中心部を観察位置として、板厚方向が５００μｍ、圧延方向が５００μｍの部分について、その結晶方位分布を１μｍステップでＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｅｒｎ）法にて測定した。そして、方位差が１５°以上である点を結んで高傾角粒界とし、この高傾角粒界により囲まれた各結晶粒の円相当径の算術平均値を求めて、フェライトの平均結晶粒径とした。このとき、ＥＢＳＤ法にて測定した各測定点のうち、ＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ）値が１００以上の結晶粒をフェライトとみなし、ＩＱ値が１００以下の結晶粒をフェライト以外の金属相であるとみなした。

フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、及び、パーライト等の面積分率は、金属組織写真を画像解析することで求めた。

また、上記介在物を調査するうえで、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（単位：ｍｍ／ｍｍ^２）を測定した。

介在物の存在は、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するので、穴広げ性を劣化させる要因となる。さらに言えば、介在物の形状が鋼板の圧延方向に長く延伸された形状であるほど、鋼板の塑性変形時に介在物近傍の応力集中が増大する。つまり、穴広げ性は、介在物の存在に加えて、介在物の形状にも大きく影響を受ける。従来より、単一の介在物の圧延方向長さが大きいほど、穴広げ性を大きく劣化させることが知られている。

本発明者は、延伸した介在物や球状の介在物などの複数の介在物が、亀裂伝搬方向である鋼板の圧延方向に、所定の間隔で分布して集合体を形成すると、単一で延伸した介在物と同じように、穴広げ性を劣化させることを見出した。これは、鋼板の変形時に上記集合体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、上記集合体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、鋼板の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長径が３μｍ以上の介在物の集合体が、単独で存在する延伸した介在物と同じように、穴広げ性を劣化させることを見出した。以後、介在物間の圧延方向の間隔が５０μｍ以下で、それぞれの長径が３μｍ以上である介在物の集合体を介在物群と呼ぶ。また、この介在物群に対して、介在物間の圧延方向の間隔が５０μｍ超となって単独に存在する介在物を独立介在物と呼ぶ。上記の長径とは、観察される介在物の断面形状において最も長い直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。

上述のように、鋼板の穴広げ性を向上させるためには、以下に説明するような形状及び配置の介在物を制御することが重要である。

図４Ａは、介在物の集合体である介在物群の模式図である。図４Ａ中、４１ａ〜４１ｅはそれぞれが長径３μｍ以上である介在物、Ｆは介在物間の圧延方向の間隔、Ｇは介在物群、ＧＬは介在物群の圧延方向の長さを表す。図４Ａに示すように、鋼板の圧延方向ＲＤに沿って、間隔Ｆが５０μｍ以下となる介在物の集合体、具体的には、介在物４１ｂと介在物４１ｃと介在物４１ｄとを一つの集合体とみなして介在物群Ｇとする。この介在物群Ｇの圧延方向長さＧＬを測定する。この長さＧＬが３０μｍ以上である介在物群Ｇが、鋼板の穴広げ性に影響を与える。圧延方向長さＧＬが３０μｍ未満の介在物群Ｇは、穴広げ性に与える影響が小さい。また、長径が３μｍ未満である介在物は、たとえ間隔Ｆが５０μｍ以下であっても、穴広げ性に与える影響が小さいので、介在物群Ｇの構成に含めない。なお、図４Ａ中で、介在物４１ａ及び介在物４１ｅは、それぞれ独立介在物となる。

図４Ｂは、独立介在物の模式図である。図４Ｂ中、４１ｆ〜４１ｈはそれぞれが長径３μｍ以上である介在物、Ｈは独立介在物、ＨＬは独立介在物の圧延方向の長さを表す。図４Ｂに示すように、鋼板の圧延方向ＲＤに沿って、間隔Ｆが５０μｍ超となる介在物、具体的には、介在物４１ｆと介在物４１ｇと介在物４１ｈとがそれぞれ独立介在物Ｈとなる。これらの独立介在物Ｈの圧延方向長さＨＬを測定する。この長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈが、鋼板の穴広げ性に影響を与える。圧延方向長さＨＬが３０μｍ未満の独立介在物Ｈは、穴広げ性に与える影響が小さい。

図４Ｃは、圧延方向長さが３０μｍ以上である介在物が含まれる介在物群Ｇの模式図である。図４Ｃ中、４１ｉ〜４１ｌはそれぞれが長径３μｍ以上である介在物を表す。また、図４Ｃ中、介在物４１ｊは圧延方向の長さ（長径）が３０μｍ以上である。図４Ｃでは、鋼板の圧延方向ＲＤに沿って、間隔Ｆが５０μｍ以下となる介在物である介在物４１ｊと介在物４１ｋとが一つの集合体である介在物群Ｇとなり、介在物４１ｉと介在物４１ｌとがそれぞれ独立介在物Ｈとなる。このように、介在物４１ｊの長径が３０μｍ以上であっても、介在物４１ｊと間隔Ｆが５０μｍ以下となる介在物４１ｋが存在するので、介在物４１ｊは介在物群Ｇの一部であるとした。また、以後、介在物群Ｇに含まれず、かつ、圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈを、延伸介在物と呼ぶ。

上記した介在物群Ｇの圧延方向長さＧＬ及び延伸介在物（圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈ）の圧延方向長さＨＬを１観察視野中ですべて測定し、そして、この測定を複数視野について実施してＧＬとＨＬとの総和Ｉ（単位：ｍｍ）を求めた。この総和Ｉから下記の式５に基づいて、１ｍｍ^２面積当たりに換算した値である総和Ｍ（単位：ｍｍ／ｍｍ^２）を求めた。この総和Ｍが、鋼板の穴広げ性に影響を与える。なお、Ｓは、観察した視野の総面積（単位：ｍｍ^２）である。
Ｍ＝Ｉ／Ｓ ・・・（式５）

上記した介在物の圧延方向長さの総和Ｉの平均値でなく、総和Ｉを１ｍｍ^２面積当たりに換算した値である総和Ｍを求めることとした理由は以下である。

鋼板の金属組織中の介在物群Ｇ及び延伸介在物（圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈ）の個数が少ないと、鋼板の変形時に、上記介在物の周囲で生じたボイドが途切れながら亀裂が伝搬する。一方、上記介在物の個数が多いと、鋼板の変形時に、上記介在物の周囲で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と考えられる。このような介在物の個数の影響は、上記の総和Ｉの平均値によって表せないが、上記の総和Ｍによって表せる。従って、この点から介在物群Ｇの圧延方向長さＧＬ及び延伸介在物の圧延方向長さＨＬの１ｍｍ^２面積当たりの総和Ｍを求めた。このように、この総和Ｍが、鋼板の穴広げ性に影響を与える。

上記総和Ｍは、上記の鋼板の穴広げ性に加えて、鋼板の破壊特性にも影響を与える。鋼板の変形時、介在物郡Ｇ及び延伸介在物（圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈ）に応力集中し、これら介在物を基点として亀裂の発生と伝播とが起きる。よって、上記総和Ｍの値が大きい場合、亀裂発生抵抗値Ｊｃと亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．とが低下する。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ーであるシャルピー吸収エネルギーＥは、亀裂発生抵抗値Ｊｃと亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．との双方が影響する指標である。上記総和Ｍの値が大きい場合、同様に、シャルピー吸収エネルギーＥも低下する。

さらに、上記総和Ｍは、鋼板の疲労特性にも影響を与える。この総和Ｍの値が大きくなるほど、疲労寿命が低下する傾向があることが判明した。これは、総和Ｍの値が大きくなるほど、疲労破壊の起点となる介在物群Ｇや延伸介在物の個数が多くなり、その結果、疲労寿命の低下を招くと考えられる。

以上の観点から、上記した介在物の圧延方向長さの総和Ｍを測定し、これに基づき穴広げ率の平均値λａｖｅ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．、シャルピー吸収エネルギーＥ、疲労寿命などを評価した。

また、上記総和Ｍに加えて、介在物の調査として、介在物の長径／介在物の短径で表される介在物の長径／短径比について測定した。１観察視野中のすべての介在物についてそれぞれの長径／短径比を測定して、その中の最大値を求めた。この測定を異なる視野で３０回実施した。そして、各視野で求めたそれぞれの長径／短径比の最大値を平均した値を求めた。具体的には、鋼板の板幅が１／４の部分の板幅方向を法線に持つ断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後、電子顕微鏡を用いて、Ｌ断面内の板厚中心部近傍の任意の３０箇所で、１箇所が０．００２５ｍｍ^２（５０μｍ×５０μｍ）の視野内の介在物を観察し、各々の視野内の介在物の長径／短径比の最大値を求め、その３０視野分の平均値を求めた。

介在物の長径／短径比を求めたのは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが同じ値である場合でも、一つ一つの介在物の形状が丸く長径／短径比の最大値の上記平均値が小さい場合、鋼板変形時に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、シャルピー吸収エネルギーＥ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／短径比の最大値の上記平均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この長径／短径比の上記平均値を測定した。

上述した鋼板の化学成分及び金属組織に加えて、鋼板の集合組織を測定した。集合組織の測定は、Ｘ線回折測定により行った。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なった。Ｘ線回折測定用の試料として、鋼板の板幅が１／２の部分より、板幅方向に長さが２０ｍｍ、圧延方向に長さが２０ｍｍである試験片を切り出した。この試験片を機械研磨によって、鋼板の板厚の１／２の位置が測定面となるように研磨した後、電解研磨等により歪みを除去した。このＸ線回折測定用試料と、特定の方位への集積を持たない標準試料とを同条件でＸ線回折法等により測定し、鋼板のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値をＸ線ランダム強度比とした。なお、Ｘ線ランダム強度比は、極密度と同義である。また、上記Ｘ線回折測定に代わって、ＥＢＳＤ法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて、集合組織を測定してもよい。また、鋼板の集合組織として、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（｛２１１｝面の極密度、又は｛２１１｝面強度と同義）を測定した。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の特性が、例えば、穴広げ率の平均値λａｖｅが６０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、そして、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上を満足するための、上記総和Ｍ、及び、長径／短径比の上記平均値に関する数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。

図５は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値の平均値と、穴広げ率の平均値λａｖｅとの関係を示す図である。図６は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと、介在物の長径／短径比の最大値の平均値と、穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。

図５に示すように、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの値が小さいほど、また、長径／短径比の最大値の平均値が小さいほど、鋼板の穴広げ率の平均値λａｖｅが向上することが分かる。また、図６に示すように、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が小さいほど、穴広げ率の標準偏差σが向上することが分かる。なお、図５及び図６にプロットされている各データは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと長径／短径比の最大値の平均値とに関する構成以外、本実施形態に係る熱延鋼板の構成を満足するものを示している。

これら図５及び図６から、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下、長径／短径比の最大値の平均値を１．０以上８．０以下とすることにより、穴広げ率の平均値λａｖｅで６０％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。この理由は、上述したように、上記総和Ｍの値と、長径／短径比の上記平均値とが小さくなることで、鋼板の塑性変形中の介在物近傍への応力集中が緩和されたためであると考えられる。好ましくは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２０ｍｍ／ｍｍ^２以下とし、さらに好ましくは、介在物の圧延方向長さの総和Ｍを０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．１５ｍｍ／ｍｍ^２以下とする。また、好ましくは、長径／短径比の最大値の平均値を１．０以上３．０以下とすることにより、穴広げ率の平均値λａｖｅで６５％以上、標準偏差σで１０％以下とすることができることがわかる。さらに好ましくは、長径／短径比の最大値の平均値を１．０以上２．０以下とする。

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。この図より、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下である場合、上記の穴広げ率の平均値λａｖｅと標準偏差σとに加えて、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．も６００ＭＪ／ｍ^３以上を満足することが分かる。一般に、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。上述のように、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍに依存する傾向があり、その総和Ｍを上記範囲内に制御することが重要であることが判明した。

このように、介在物の圧延方向長さの総和Ｍ、及び、介在物の長径／短径比の最大値の平均値を制御することで、穴広げ率の平均値λａｖｅ、穴広げ率の標準偏差σ、及び、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．などの特性を満足させることができる。また、上述したように、上記総和Ｍは、疲労特性も向上させる。以下に、これらの総和Ｍ、及び、長径／短径比の上記平均値を上記範囲内に制御する方法を説明する。

本発明者は、介在物の圧延方向長さの総和Ｍや介在物の長径／短径比の最大値の平均値を増大させる要因となる介在物群Ｇや延伸介在物（圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈ）が、圧延により延伸したＭｎＳ析出物や、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。また、上記のＭｎＳ析出物や脱硫材の残存物ほど影響は大きくないが、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）の酸化物や硫化物を核とせずに析出するＣａＳや、ＣａＯとアルミナの混合物であるカルシウムアルミネート等の析出物も、上記総和Ｍや長径／短径比の上記平均値を増大させる虞があることを見出した。これらのＣａＳやカルシウムアルミネート等の析出物は、圧延によって圧延方向に延伸した形状となる可能性があるため、鋼板の穴広げ性や破壊特性等を劣化させる虞がある。穴広げ率の平均値λａｖｅ、穴広げ率の標準偏差σ、及び、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．等の特性を向上させるために、これら介在物を抑制する方法について検討した結果、以下が重要であることが判明した。

まず、ＭｎＳ析出物を抑制するうえで、Ｍｎと結合するＳ含有量を低減することが重要となる。この観点から、本実施形態に係る熱延鋼板では、鋼中の全体のＳ含有量を低減するために、その上限値を、質量％で、０．０１％とする。

また、Ｔｉを添加すると、ＭｎＳ生成温度域より高温でＴｉＳ析出物が生成されるので、ＭｎＳ析出物の析出量を低減させることができる。同様に、ＲＥＭ、Ｃａを添加すると、ＲＥＭ、Ｃａの硫化物が生成されるので、ＭｎＳ析出物の析出量を低減させることができる。このため、本実施形態に係る熱延鋼板では、質量％で、Ｔｉ：０．００１％〜０．３％、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％、から選択された少なくとも１つを含有させる。Ｃａを選択することで、ＭｎＳ析出物の析出量を低減させることができるが、ＣａＳやカルシウムアルミネート等の析出を抑制するため、Ｃａ含有量の上限は、質量％で、０．０１％とする。なお、熱延鋼板の化学成分の数値限定範囲とその限定理由とについては、詳しく後述する。

さらに、ＭｎＳ析出物を抑制するうえでは、化学量論的にＳ含有量より多い割合で、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａを含有させる必要がある。そこで、Ｓ含有量、Ｔｉ含有量、ＲＥＭ含有量、及び、Ｃａ含有量と、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。図８は、Ｓ含有量、Ｔｉ含有量、ＲＥＭ含有量、及び、Ｃａ含有量と、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。（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（ＲＥＭ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５の値が１２．０以上１５０以下であれば、上記総和Ｍが０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下となることが判明した。つまり、本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式６を満足することが必要である。この式６を満足することにより、延伸したＭｎＳ析出物の生成が抑制されると考えられる。また、図示はしないが、下記の式６を満足する場合に、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が１．０以上８．０以下となることが判明した。さらに、Ｔｉ、ＲＥＭ、及び、Ｃａがすべて鋼中に同時に含有される場合でも、又は、Ｔｉ、ＲＥＭ、及び、Ｃａから選択された少なくとも１つが鋼中に含有される場合でも、下記の式６を満足するとき、総和Ｍが０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下となり、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が１．０以上８．０以下となることが判明した。
１２．０≦（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（ＲＥＭ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５≦１５０ ・・・（式６）

なお、上記総和Ｍを０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下とし、長径／短径比の上記平均値を１．０以上８．０以下とするためには、上記の式６を満たすと同時に、後述するように、一次粗圧延工程にて、１１５０℃超１４００℃以下の温度域で累積圧下率を１０％以上７０％以下とする。なお、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法については、詳しく後述する。

上述の構成により、上記総和Ｍと長径／短径比の上記平均値とを制御することが可能である。しかし、鋼板の特性をさらに向上させるには、上述したＲＥＭの酸化物や硫化物を核とせずに析出するＣａＳやカルシウムアルミネート等の析出物を低減させることが好ましい。これらの析出物を低減させるためには、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式７を満足すればよい。下記の式７を満足するとき、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が、１．０以上３．０以下となり好ましくなることが判明した。なお、Ｔｉ又はＲＥＭが鋼に添加される場合、Ｃａ含有量を極力低減してもよいので、下記の式７に上限値はない。
０．３≦（ＲＥＭ／１４０）／（Ｃａ／４０） ・・・（式７）

上記の式７を満足するようにＲＥＭをＣａより十分多く添加した場合、球形のＲＥＭ酸化物やＲＥＭ硫化物を核としてＣａＳ等が、晶出又は析出する。一方、Ｃａに対するＲＥＭの割合が減少して上記の式７を満足しないと、核となるＲＥＭ酸化物やＲＥＭ硫化物が減少するので、ＲＥＭ酸化物やＲＥＭ硫化物を核としないＣａＳ等が多く析出する。これらの介在物は圧延によって圧延方向に延伸した形状となる虞がある。このように、上記の式７を満足するとき、介在物の長径／短径比が好適に制御される。

なお、介在物の長径／短径比の最大値の平均値を１．０以上３．０以下とするためには、上記の式７を満たすと同時に、後述するように、一次粗圧延工程にて、１１５０℃超１４００℃以下の温度域で累積圧下率を１０％以上６５％以下とすることが好ましい。本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法については、詳しく後述する。

続いて、本実施形態に係る熱延鋼板の基本成分について、数値限定範囲とその限定理由とについて説明する。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｃ：０．０３％〜０．１％
Ｃ（炭素）は、引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が少ないと、金属組織の粗大化により、破面遷移温度ｖＴｒｓの上昇を招いてしまう。また、Ｃ含有量が少ないと、目的の面積分率のマルテンサイト及び残留オーステナイトを得にくくなる。一方、Ｃ含有量が多いと、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ーＥの低下を招く。このため、Ｃ含有量は、０．０３％以上０．１％以下とする。好ましくは、０．０４％以上０．０８％以下とする。さらに好ましくは、０．０４％以上０．０７％以下とする。

Ｍｎ：０．５％〜３．０％
Ｍｎ（マンガン）は、固溶強化元素として鋼板の引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。目的とする引張強度ＴＳを得るために、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％超であると、熱間圧延時の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、Ｍｎ含有量が３．０％超であると、フェライト変態を抑制して、マルテンサイト及び残留オーステナイトの面積分率が高くなる。主相であるフェライトと第二相であるマルテンサイト及び残留オーステナイトとの面積分率を好ましく制御するには、Ｍｎ含有量を０．８％以上２．０％以下とする。さらに好ましくは、１．０％以上１．５％以下とする。

０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％
目的とする引張強度ＴＳ、フェライト面積分率を得るために、Ｓｉ（シリコン）及びＡｌ（アルミニウム）のうちの少なくとも１つを含有させる。上記効果を得るために、Ｓｉ及びＡｌのうちの少なくとも１つを含有させて、Ｓｉ＋Ａｌの含有量を０．５％以上とする。しかし、Ｓｉ及びＡｌのうちの少なくとも１つを含有させて、Ｓｉ＋Ａｌの含有量を４．０％超としても、穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く。好ましくは、１．５％以上３．０％以下とする。さらに好ましくは、１．８％以上２．６％以下とする。

Ｓｉ：０．５％〜２．０％
Ｓｉ（シリコン）は、鋼の引張強度ＴＳの向上と、フェライト変態の促進とに寄与する元素である。目的とする引張強度ＴＳ、フェライトの面積分率を得るために、Ｓｉ含有量を０．５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量を２．０％超としても、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｓｉ含有量は、０．５％以上２．０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５％〜２．０％
Ａｌ（アルミニウム）は、溶鋼の脱酸に必要な元素であり、引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。この効果を十分に得るためにＡｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｌ含有量を２．０％超としても、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上２．０％以下とすることが好ましい。

本実施形態に係る熱延鋼板は、更に、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａから選択された少なくとも１つを下記する含有量で含有する。

Ｔｉ：０．００１％〜０．３％
Ｔｉ（チタニウム）は、ＴｉＣとして微細に析出することにより、鋼板の引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは、ＴｉＳとして析出することにより、圧延時に延伸するＭｎＳの析出を抑制する元素である。そのため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが低減する。上記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とする。しかし、Ｔｉ含有量が０．３％超であると、強度が過度に高くなり、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ーＥの低下を招く。このため、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上０．３％以下とする。好ましくは、０．０１％以上０．３％以下とする。さらに好ましくは、０．０５％以上０．１８％以下とする。最も好ましくは、０．０８％以上０．１５％以下とする。

ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、鋼中のＳと結合することにより、ＭｎＳの生成を抑制する元素である。また、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／短径比の最大値の平均値や、圧延方向長さの総和Ｍを低減させる元素である。ＲＥＭ含有量が０．０００１％未満であると、ＭｎＳの生成を抑制する効果や、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。また、ＲＥＭ含有量が０．０２％超であると、ＲＥＭ酸化物を含む介在物を過多に生じ、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ーＥの低下を招く可能性がある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上０．０２％以下とする。好ましくは、０．０００５％以上０．００５％以下とする。さらに好ましくは、０．００１％以上０．００４％以下とする。
なお、ＲＥＭとは原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。

Ｃａ：０．０００１％〜０．０１％
Ｃａ（カルシウム）は、鋼中のＳと結合することにより、ＭｎＳの生成を抑制する元素である。また、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／短径比の最大値の平均値や、圧延方向長さの総和Ｍを低減させる元素である。Ｃａ含有量が０．０００１％未満であると、ＭｎＳの生成を抑制する効果や、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。また、Ｃａ含有量が０．０１％超であると、延伸した形状の介在物となりやすいＣａＳやカルシウムアルミネートが多量に生じ、上記総和Ｍ及び長径／短径比の上記平均値を増大させてしまう恐れがある。このため、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上０．０１％以下とする。好ましくは、０．０００１％以上０．００５％以下とする。さらに好ましくは、０．００１％以上０．００３％以下とする。さらに好ましくは、０．００１５％以上０．００２５％以下とする。

本実施形態に係る熱延鋼板は、上記したＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａから選択された少なくとも１つを含有すると同時に、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式８を満足する。なお、不純物Ｓについては、詳しく後述する。下記の式８を満たすことにより、鋼中のＭｎＳ析出物の析出量が低減して、介在物の長径／短径比の最大値の平均値と、介在物の圧延方向長さの総和Ｍとを低減する効果が得られる。これにより、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下となり、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が１．０以上８．０以下となる。その結果、鋼板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．、シャルピー吸収エネルギーＥ、疲労寿命を改善する効果が得られる。下記の式８の値が１２．０未満であると、上記効果が得られない恐れがある。好ましくは、３０．０以上とする。また、不純物であるＳは含有量を低減することが好ましいので、下記の式８に上限値はない。しかし、下記の式８が１５０以下である場合、好ましく上記効果を得ることができる。
１２．０≦（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（ＲＥＭ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５≦１５０ ・・・（式８）

なお、Ｔｉを上記範囲内で高含有量とすると、鋼板の引張強度ＴＳが向上する。例えば、Ｔｉ含有量を０．０８以上０．３％以下とすると、鋼板の引張強度ＴＳを７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下とすることが可能であり、このとき、平面曲げ疲労寿命が５０万回以上となる。これは、ＴｉＣの析出強化に起因する。一方、Ｔｉを添加しないか、または上記範囲内で低含有量とすると、鋼板の成形性と破壊特性とが向上する。例えば、Ｔｉを添加しないか、またはＴｉ含有量を０．００１以上０．０８％未満とすると、鋼板の引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満となるが、穴広げ率の平均値λａｖｅが９０％以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．９ＭＪ／ｍ^２以上、シャルピー吸収エネルギーＥが３５Ｊ以上とすることが可能である。これは、ＴｉＣの析出量が低減することに起因する。このように鋼板の目的に応じて、Ｔｉ含有量を制御することが好ましい。Ｔｉを添加しない際には、上記総和Ｍ及び長径／短径比の上記平均値を制御するために、ＲＥＭ、Ｃａのうちの少なくとも１つを含有させることが好ましい。また、Ｔｉを上記範囲内で低含有量とする際には、上記総和Ｍ及び長径／短径比の上記平均値を制御するために、ＲＥＭ、Ｃａのうちの少なくとも１つを含有させることが好ましい。具体的には、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、Ｃａ ：０．０００１％〜０．０１％、のうちの少なくとも１つを含有するとき、Ｔｉの含有量を、Ｔｉ ：０．００１％〜０．０８％未満とすることが好ましい。さらに好ましくは、ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０２％、Ｃａ ：０．０００１％〜０．００５％、のうちの少なくとも１つを含有するとき、Ｔｉの含有量を、Ｔｉ ：０．０１％〜０．０８％未満とする。

また、Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の長径／短径比の最大値の平均値を抑える観点から、下記の式９を満足するような含有量とすることが好ましい。下記の式９を満足するとき、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が、１．０以上３．０以下となるので好ましい。つまり、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式９を満足し、介在物の長径／短径比の最大値を平均した前記値が、１．０以上３．０以下となることが好ましい。さらに好ましくは、１．０以上２．０以下とする。その結果、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、シャルピー吸収エネルギーＥなどについて、更に優れた効果を得られる。これは、下記の式９を満足するようにＲＥＭをＣａより十分多く添加した場合、球形のＲＥＭ酸化物やＲＥＭ硫化物を核としてＣａＳ等が、晶出又は析出することに起因する。
０．３≦（ＲＥＭ／１４０）／（Ｃａ／４０） ・・・（式９）

本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した基本成分の他に、不可避的不純物を含有する。ここで、不可避的不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から不可避的に混入する、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｐｂ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｓｂ等の元素を意味する。この中で、Ｐ、Ｓ、及びＮは、上記効果を好ましく発揮させるために、以下のように制限する。また、Ｐ、Ｓ、及びＮ以外の上記不可避的不純物は、それぞれ０．０２％以下に制限することが好ましい。これらが、０．０２％以下含まれても、上記効果を失するものではない。これらの不純物含有量の制限範囲には０％が含まれるが、工業的に安定して０％にすることが難しい。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｐ ：０．１％以下
Ｐ（リン）は、不可避的に混入する不純物である。Ｐ含有量が０．１％超では、粒界でのＰ偏析量が増大し、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ーＥの劣化を招く。このため、Ｐ含有量を０．１％以下に制限する。Ｐ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００１％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｐ含有量の制限範囲は、０．０００１％以上０．１％以下であることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１％以上０．０３％以下とする。

Ｓ ：０．０１％以下
Ｓ（硫黄）は、不可避的に混入する不純物である。Ｓ含有量が０．０１％超では、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る。そのため、介在物の圧延方向長さの総和Ｍや介在物の長径／短径比の最大値の平均値の増大を招き、目的とする穴広げ率の平均値λａｖｅ、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、亀裂伝播抵抗値Ｔ．Ｍ．、シャルピー吸収エネルギーＥ、疲労寿命等の特性が得られない。このため、Ｓ含有量を０．０１％以下に制限する。Ｓ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００１％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｓ含有量の制限範囲は、０．０００１％以上０．０１％以下であることが好ましい。また、二次精錬時に脱硫材を用いた脱硫を行なわない場合、Ｓ含有量を０．００３％未満にすることが困難である。この場合のＳの含有量は０．００３％以上０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｎ ：０．０２％以下
Ｎ（窒素）は、不可避的に混入する不純物である。Ｎ含有量が０．０２％超では、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成して、ＴｉＣの析出量を減少させる。その結果、鋼板の引張強度ＴＳが低下する。このため、Ｎ含有量を０．０２％以下に制限する。Ｎ含有量は少ないほど望ましいので、上記制限範囲に０％が含まれる。しかし、Ｎ含有量を０％にするのは、技術的に容易でなく、また、安定的に０．０００１％未満とするにも、製鋼コストが高くなる。よって、Ｎ含有量の制限範囲は、０．０００１％以上０．０２％以下であることが好ましい。また、引張強度ＴＳの低下をより有効に抑えるためには、Ｎの含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。

本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した基本成分及び不純物元素の他に、更に、選択成分として、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖのうちの少なくとも１つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。

Ｎｂ：０．００１％〜０．１％
Ｎｂ（ニオブ）は、細粒化を通じて鋼の引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％超であると、熱間圧延時に動的再結晶が生じる温度範囲が狭くなる虞がある。そのため、｛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後に多く残存してしまう。なお、集合組織については、詳しく後述する。集合組織として、｛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、シャルピー吸収エネルギーＥの劣化を招いてしまう。このため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．１％以下にすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００２％以上０．０７％以下とする。最も好ましくは、０．００２％以上０．０２％未満とする。なお、Ｎｂ含有量が、０％〜０．１％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｂ：０．０００１％〜０．００４０％
Ｂ（ホウ素）は、細粒化を通じて鋼の引張強度ＴＳの向上に寄与する元素である。この効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．００４０％超であると、熱間圧延時に動的再結晶が生じる温度範囲が狭くなる虞がある。そのため、｛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後に多く残存してしまう。集合組織として、｛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、シャルピー吸収エネルギーＥの劣化を招いてしまう。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上０．００４０％以下にすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０００１％以上０．００２０％以下とする。最も好ましくは、０．０００５％以上０．００１５％以下とする。なお、Ｂ含有量が、０％〜０．００４０％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｃｕ：０．００１％〜１．０％
Ｃｕは、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の引張強度ＴＳ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％未満であると、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が１．０％超であると、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｃｕ含有量は０．００１％以上１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．２％以上０．５％以下とする。なお、Ｃｕ含有量が、０％〜１．０％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｃｒ：０．００１％〜１．０％
Ｃｒは、同様に、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の引張強度ＴＳを向上させる効果がある元素である。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．００１％未満であると、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超であると、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｃｒ含有量は０．００１％以上１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．２％以上０．５％以下とする。なお、Ｃｒ含有量が、０％〜１．０％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｍｏ：０．００１％〜１．０％
Ｍｏは、同様に、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の引張強度ＴＳを向上させる効果がある元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．００１％未満であると、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超であると、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｍｏ含有量は０．００１％以上１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１％以上０．０３％以下とする。さらに好ましくは、０．０２％以上０．２％以下とする。なお、Ｍｏ含有量が、０％〜１．０％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｎｉ：０．００１％〜１．０％
Ｎｉは、同様に、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の引張強度ＴＳを向上させる効果がある元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．００１％未満であると、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が１．０％超であると、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｎｉ含有量は０．００１％以上１．０％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０５％以上０．２％以下とする。なお、Ｎｉ含有量が、０％〜１．０％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

Ｖ：０．００１％〜０．２％
Ｖは、同様に、析出強化若しくは固溶強化により熱延鋼板の引張強度ＴＳを向上させる効果がある元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．００１％未満であると、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が０．２％超であると、強度が過度に高くなり穴広げ率の平均値λａｖｅの低下を招く虞がある。このため、Ｖ含有量は０．００１％以上０．２％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００５％以上０．２％以下とする。さらに好ましくは、０．０１％以上０．２％以下とする。最も好ましくは、０．０１％以上０．１５％以下とする。なお、Ｖ含有量が、０％〜０．２％であれば、熱延鋼板の各特性値に悪影響を与えることはない。

また、本実施形態に係る熱延鋼板は、必要に応じて、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｇを、合計０％以上１％以下含有していてもかまわない。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織と集合組織とについて説明する。

本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、主相としてフェライトと、第二相としてマルテンサイト及び残留オーステナイトのうちの少なくとも一つと、複数の介在物と、を含む。このような混合組織とすることで、高い引張強度ＴＳと伸び（ｎ値）の両立を図ることが可能となる。この理由は、比較的軟質な主相であるフェライトにより延性が確保され、硬質の第二相により引張強度ＴＳが得られるためと考えられる。また、上記混合組織とすることにより良好な疲労特性が得られる。この理由は、比較的硬質な第二相であるマルテンサイト及び残留オーステナイトにより疲労亀裂の成長が遅くなるためと推定される。上記効果を得るために、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、上記主相の面積分率が、９０％以上９９％以下とし、かつ、上記第二相であるマルテンサイトと残留オーステナイトとの面積分率が、合計で、１％以上１０％以下とする。上記主相の面積分率が９０％未満であると、金属組織が目的とする混合組織とならないため、上記効果を得ることができない。一方、上記主相の面積分率を９９％超とすることは、技術的に困難である。また、第二相の面積分率が、合計で、１０％超であると、延性破壊を促進し、穴広げ値の平均値λａｖｅ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギーＥを劣化させる。一方、第二相の面積分率が、合計で、１％未満であると、金属組織が目的とする混合組織とならないため、上記効果を得ることができない。好ましくは、上記主相の面積分率が、９５％以上９９％以下とし、かつ、上記第二相であるマルテンサイトと残留オーステナイトとの面積分率が、合計で、１％以上５％以下とする。

また、上記金属組織には、主相であるフェライト、上記第二相であるマルテンサイト又は残留オーステナイト、そして、複数の介在物の他に、ベイナイト、パーライト、又はセメンタイトなどが僅かながら含まれる。上記金属組織で、ベイナイト及びパーライトの面積分率を、合計で、０％以上５．０％未満とすることが好ましい。この結果、金属組織が目的とする上記混合組織となり、上記効果が得られるので好ましい。

主相である上記フェライトは、その平均結晶粒径を２μｍ以上１０μｍ以下とする。これは、主相であるフェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下の場合に、目的とする破面遷移温度ｖＴｒｓが得られるためである。また、主相であるフェライトの平均結晶粒径を２μｍ未満とするには、厳しい製造条件を選択する必要があり、製造設備への負荷が大きい。このため、主相であるフェライトの平均結晶粒径を２μｍ以上１０μｍ以下とする。好ましくは、２μｍ以上７μｍ以下とする。さらに好ましくは、２μｍ以上６μｍ以下とする。

第二相である上記マルテンサイト及び上記残留オーステナイトは、平均結晶粒径が０．５μｍ以上８．０μｍ以下であることが好ましい。第二相の平均結晶粒径が８．０μｍ超であると、第二相近傍で発生する応力集中が大きくなり、穴広げ率の平均値λａｖｅなどの特性を低下させる虞がある。また、第二相の平均結晶粒径を０．５μｍ未満とするには、厳しい製造条件を選択する必要があり、製造設備への負荷が大きい。このため、第二相の平均結晶粒径を０．５μｍ以上８．０μｍ以下とする。

金属組織に含まれる上記介在物は、鋼板の板幅方向が法線となるＬ断面を０．００２５ｍｍ^２の視野で３０回観察したとき、各視野での介在物の長径／短径比の最大値を平均した値を、１．０以上８．０以下とする。これは、この長径／短径比の上記平均値が８．０超である場合、鋼板変形時に介在物の近傍での応力集中が増大し、目的とする穴広げ率の平均値λａｖｅ、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギーＥが得られなくなるためである。一方、長径／短径比の上記平均値の下限値は、特に限定されるものでないが、技術的に１．０未満とすることは困難である。このため、長径／短径比の上記平均値は、１．０以上８．０以下とする。また、この長径／短径比の上記平均値は、１．０以上３．０以下であることが好ましい。長径／短径比の上記平均値が１．０以上３．０以下となるとき、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、シャルピー吸収エネルギーＥについて、更に優れた効果が得られる。

また、金属組織に含まれる上記介在物は、介在物間の圧延方向の間隔Ｆが５０μｍ以下でそれぞれの長径が３μｍ以上である介在物の集合体を介在物群Ｇとし、上記間隔Ｆが５０μｍ超である介在物を独立介在物Ｈとしたとき、圧延方向長さＧＬが３０μｍ以上である介在物群Ｇと、圧延方向長さＨＬが３０μｍ以上である独立介在物Ｈとの、圧延方向の長さの総和Ｍが、鋼板の板幅方向が法線となるＬ断面の１ｍｍ^２当たり、０ｍｍ以上０．２５ｍｍ以下とする。介在物が上記条件を満足するとき、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．、シャルピー吸収エネルギーＥ、疲労特性について優れた効果が得られるためである。なお、この総和Ｍは、零であってもよい。好ましくは、上記総和Ｍが、鋼板の板幅方向が法線となるＬ断面の１ｍｍ^２当たり、０ｍｍ以上０．１５ｍｍ以下とする。

また、金属組織に含まれる上記介在物中、長径が３μｍ以上である介在物の合計個数に対して、長径が３μｍ以上であるＭｎＳ析出物及びＣａＳ析出物の個数が、合計で、０％以上７０％未満であることが好ましい。上記介在物中に含まれるＭｎＳ析出物及びＣａＳ析出物の個数が、合計で、０％以上７０％未満であると、上記総和Ｍ及び長径／短径比の上記平均値を好ましく制御することができる。なお、長径が３μｍ未満である介在物は、穴広げ率の平均値λａｖｅなどの特性に与える影響が小さいので、考慮に含めない。

なお、ここでいう上記介在物は、主に、鋼中のＭｎＳ、ＣａＳ等の硫化物、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３系化合物（カルシウムアルミネート）等の酸化物、及び、ＣａＦ_２等の脱硫材の残存物等のことをいう。

本実施形態に係る熱延鋼板の集合組織は、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（｛２１１｝面強度）が１．０以上２．４以下とする。｛２１１｝面強度が２．４超であると、鋼板の異方性が大きくなる。そして、穴広げ加工時に、板幅方向に引張歪みを受ける圧延方向端面において板厚減少が大きくなり、端面に高い応力が発生して亀裂が発生及び伝搬し易くなる。その結果、穴広げ率の平均値λａｖｅを劣化させる。また、｛２１１｝面強度が２．４超であると、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギーＥも劣化させる。一方、｛２１１｝面強度を１．０未満とすることは、技術的に困難である。このため、｛２１１｝面強度を１．０以上２．４以下とする。好ましくは、１．０以上２．０以下とする。なお、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比と、｛２１１｝面強度と、｛２１１｝面の極密度とは、同義である。なお、｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折法によって測定することを基本とするが、ＥＢＳＤ法又はＥＣＰ法によって測定しても測定結果に差が生じないので、ＥＢＳＤ法やＥＣＰ法で測定してもよい。

なお、上記した化学成分、金属組織、集合組織の測定方法や、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／短径比の最大値の平均値などの定義は上述の通りである。

本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した化学成分、金属組織、及び集合組織を満足することで、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下となる。また、本実施形態に係る熱延鋼板は、上記した化学成分、金属組織、及び集合組織を満足することで、穴広げ率の平均値λａｖｅが６０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下、平面曲げ疲労寿命が４０万回以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度ｖＴｒｓが−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギーＥが１６Ｊ以上を満足する。

本実施形態に係る熱延鋼板は、上述のように、鋼板の使用目的に応じて、Ｔｉ含有量を制御することで、引張強度ＴＳを制御することが好ましい。例えば、Ｔｉ含有量を０．００１以上０．０８％未満とすると、鋼板の引張強度ＴＳは５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満となるが、上記特性の内、穴広げ率の平均値λａｖｅが９０％以上、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．９ＭＪ／ｍ^２以上、シャルピー吸収エネルギーＥが３５Ｊ以上とすることが可能である。例えば、Ｔｉ含有量を０．０８以上０．３％以下とすると、鋼板の引張強度ＴＳを７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下とすることが可能であり、上記特性の内、平面曲げ疲労寿命を５０万回以上とすることが可能である。このように、鋼板の使用目的に応じて、Ｔｉ含有量を制御するときは、上記総和Ｍ及び長径／短径比の上記平均値を目的の数値範囲とするために、上述のように、必要に応じて、ＲＥＭ及びＣａの含有量を制御すればよい。

次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。

本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、上記化学成分からなる鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱する加熱工程と、加熱工程後にこの鋼片に対して、１１５０℃超１４００℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上７０％以下となる粗圧延を行う一次粗圧延工程と、一次粗圧延工程後に、１０７０℃超１１５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上２５％以下となる粗圧延を行う二次粗圧延工程と、二次粗圧延工程後に、開始温度が１０００℃以上１０７０℃以下、終了温度がＡｒ３＋６０℃以上Ａｒ３＋２００℃以下となる仕上圧延を行って熱延鋼板を得る仕上圧延工程と、仕上圧延工程後にこの熱延鋼板に対して、上記終了温度から、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う一次冷却工程と、一次冷却工程後に、６５０℃以上７５０℃以下の温度域で、冷却速度が１℃／秒以上１５℃／秒以下、及び、冷却時間が１秒以上１０秒以下である冷却を行う二次冷却工程と、二次冷却工程後に、０℃以上２００℃以下の温度域まで、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う三次冷却工程と、三次冷却工程後に、上記熱延鋼板を巻き取る巻取工程と、を備える。ここで、Ａｒ３とは、冷却時にフェライト変態が始まる温度である。

まず、加熱工程では、連続鋳造等により得られた上記化学成分からなる鋼片を加熱炉にて加熱する。この際の加熱温度は、目的とする引張強度ＴＳを得るうえで、１２００℃以上１４００℃以下に加熱する。１２００℃未満であると、ＴｉやＮｂを含む析出物が鋼片中に十分に溶解せずに粗大化し、ＴｉやＮｂの析出物による析出強化能が得られない可能性がある。そのため、目的とする引張強度ＴＳが得られなくなる虞がある。加えて、１２００℃未満であると、鋼片中のＭｎＳが十分に溶解せず、ＳをＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａの硫化物として析出させることができない可能性がある。そのため、目的とする穴広げ値の平均値λａｖｅ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギーＥが得られなくなる虞がある。一方、１４００℃超に加熱しても、上記効果が飽和し、また、加熱コストが増大する。

続いて、一次粗圧延工程では、加熱炉より取り出した鋼片に対して、粗圧延を行う。一次粗圧延では、１１５０℃超１４００℃以下の高温の温度域で、累積圧下率が１０％以上７０％以下となるように粗圧延を行う。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と介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが共に大きくなる可能性があるからである。そのため、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．、シャルピー吸収エネルギーＥ、疲労寿命等の特性が劣化する。一方、一次粗圧延工程での累積圧下率の下限値は、特に限定されないが、次工程での生産効率等を考慮して１０％以上とする。また、一次粗圧延工程での累積圧下率は１０％以上６５％以下とすることが好ましい。これにより、鋼片の組成が０．３≦（ＲＥＭ／１４０）／（Ｃａ／４０）を満足する条件の下で、長径／短径比の上記平均値を１．０以上３．０以下とすることが可能となる。また、１１５０℃超１４００℃以下の温度範囲とすることで、上記効果を得ることができる。

続いて、二次粗圧延工程では、１０７０℃超１１５０℃以下の低温の温度域で、累積圧下率が１０％以上２５％以下となるように粗圧延を行う。累積圧下率が１０％未満の場合、金属組織の平均結晶粒径が大きくなり、目的とする２μｍ以上１０μｍ以下であるフェライトの平均結晶粒径が得られなくなる可能性がある。その結果、目的とする破面遷移温度ｖＴｒｓが得られなくなる。一方、累積圧下率が２５％超の場合、集合組織として｛２１１｝面強度が大きくなる可能性がある。その結果、目的とする穴広げ率の平均値λａｖｅ、亀裂発生抵抗値Ｊｃ、シャルピー吸収エネルギーＥ等の特性が得られなくなる。また、１０７０℃超１１５０℃以下の温度範囲とすることで、上記効果を得ることができる。

ここで、一次粗圧延工程と、二次粗圧延工程とに関する、基礎的研究結果について説明する。下記の表１に示すような鋼成分ａからなる供試鋼について、一次粗圧延と二次粗圧延とでの累積圧下率を様々に変化させて鋼板を製造し、その鋼板の特性を調査した。なお、一次粗圧延及び二次粗圧延の累積圧下率以外は、本実施形態に係る熱延鋼板の製造条件を満足している。

図９Ａは、一次粗圧延工程での累積圧下率と介在物の圧延方向長さの総和Ｍとの関係を示すグラフである。図９Ｂは、一次粗圧延工程での累積圧下率と介在物の長径／短径比の最大値の平均値と関係を示すグラフである。図９Ｃは、二次粗圧延工程での累積圧下率と｛２１１｝面強度との関係を示すグラフである。図９Ｄは、二次粗圧延工程での累積圧下率とフェライトの平均結晶粒径との関係を示すグラフである。なお、ここでいう累積圧下率とは、加熱工程後の鋼片の厚みを基準とした、一次粗圧延工程及び二次粗圧延工程での鋼片の圧下される割合を意味している。即ち、一次粗圧延工程での粗圧延の累積圧下率は、｛（１１５０℃超１４００℃以下の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚み−１１５０℃超１４００℃以下の温度域での最終の圧下後の鋼片の厚み）／加熱工程後の鋼片の厚み×１００％｝で定義される。二次粗圧延工程での粗圧延の累積圧下率は、｛（１０７０℃超１１５０℃以下の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚み−１０７０℃超１１５０℃以下の温度域での最終の圧下後の鋼片の厚み）／加熱工程後の鋼片の厚み×１００％｝で定義される。

図９Ａより、１１５０℃超１４００℃以下の温度域での累積圧下率が７０％超の場合、介在物の圧延方向長さの総和Ｍが大きくなり、目的とする範囲である０ｍｍ／ｍｍ^２以上０．２５ｍｍ／ｍｍ^２以下の総和Ｍが得られないことが分かる。また、図９Ｂより、１１５０℃超１４００℃以下の温度域での累積圧下率が７０％超の場合、介在物の長径／短径比の最大値の平均値が大きくなり、目的とする範囲である１．０以上８．０以下の長径／短径比の上記平均値が得られないことが分かる。これらは、１１５０℃超１４００℃以下のような高温の温度域で行な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と考えられる。また、図９Ｂより、累積圧下率が６５％以下の場合、１．０以上３．０以下の長径／短径比の上記平均値が得られることが分かる。

図９Ｃより、１０７０℃超１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が２５％超の場合、｛２１１｝面強度が大きくなり、目的とする１．０以上２．４以下の｛２１１｝面強度が得られないことが分かる。これは、１０７０℃超１１５０℃以下のような比較的低温の温度域で行な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均一に進まなくなり、｛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て、｛２１１｝面強度が高められると考えられる。

図９Ｄより、１０７０℃超１１５０℃以下の温度域での累積圧下率が１０％未満の場合、フェライトの平均結晶粒径が大きくなり、目的とする２μｍ以上１０μｍ以下の平均結晶粒径が得られないことが分かる。これは、１０７０℃超１１５０℃以下のような低温の温度域で行な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、鋼板のフェライトの平均結晶粒径も大きくなったためと考えられる。

二次粗圧延工程後に、仕上圧延工程として、鋼片に対して仕上圧延を行って、熱延鋼板を得る。この仕上圧延工程では、その開始温度が１０００℃以上１０７０℃以下となるようにする。これは、仕上圧延の開始温度を１０００℃以上１０７０℃以下にすると、仕上圧延中の動的再結晶が促進されるためである。その結果、未再結晶状態である圧延集合組織が低減されて、目的とする１．０以上２．４以下の｛２１１｝面強度を得ることができる。

また、この仕上圧延工程では、その終了温度がＡｒ３＋６０℃以上Ａｒ３＋２００℃以下となるようにする。この終了温度をＡｒ３＋６０℃以上としたのは、｛２１１｝面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するのを避けて、目的とする１．０以上２．４以下の｛２１１｝面強度を得るためである。好ましくは、Ａｒ３＋１００℃以上とする。また、この終了温度をＡｒ３＋２００℃以下としたのは、結晶粒の過度の粗大化を防ぎ、目的とするフェライトの平均結晶粒径を得るためである。

なお、Ａｒ３は、下記の式１０から求められる。下記の式１０では、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量を用いて計算する。
Ａｒ３＝８６８−３９６×Ｃ＋２５×Ｓｉ−６８×Ｍｎ−３６×Ｎｉ−２１×Ｃｕ−２５×Ｃｒ＋３０×Ｍｏ ・・・（式１０）

続いて、仕上圧延工程により得られた熱延鋼板をランアウトテーブル等で冷却する。この熱延鋼板の冷却は、次に説明するような一次冷却工程〜三次冷却工程とする。一次冷却工程では、仕上圧延の上記終了温度である熱延鋼板を、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下として、６５０℃以上７５０℃以下の温度まで冷却を行う。続いて、二次冷却工程では、６５０℃以上７５０℃以下の温度域内で、冷却速度を１℃／秒以上１５℃／秒以下に変更し、冷却時間が１秒以上１０秒以下となる冷却を行う。続いて、三次冷却工程では、再び、冷却速度を２０℃／秒以上１５０℃／秒以下に戻して、０℃以上２００℃以下の温度域まで冷却を行なう。このように、二次冷却工程で、一次冷却工程及び三次冷却工程よりも遅い冷却速度で熱延鋼板の冷却を行なうことにより、フェライト変態を促進することが可能となる。その結果、目的とする混合組織を有する熱延鋼板を得ることが可能となる。

一次冷却工程での冷却速度が２０℃／秒未満であると、フェライト粒径が大きくなり破面遷移温度ｖＴｒｓが劣化する可能性がある。また、一次冷却工程での冷却速度を１５０℃／秒超とするのは、設備上の制約が大きく困難である。このため、一次冷却工程での冷却速度は２０℃／秒以上１５０℃／秒以下とする。

二次冷却工程での冷却速度は、フェライト変態を促進し、第二相であるマルテンサイト及び残留オーステナイトを目的とする面積分率以下とするために、１５℃／秒以下とする。また、二次冷却工程での冷却速度を１℃／秒未満としても、上記効果が飽和する。このため、二次冷却工程での冷却速度は１℃／秒以上１５℃／秒以下とする。

また、二次冷却工程を行なう温度域は、フェライト変態を促進してマルテンサイト及び残留オーステナイトを目的とする面積分率以下とするために、フェライト変態が促進される７５０℃以下とする。また、二次冷却工程を行なう温度域が６５０℃未満であると、パーライト又はベイナイトの生成が促進されて、マルテンサイト及び残留オーステナイトの分率が過小になる可能性がある。このため、二次冷却工程を行なう温度域は６５０℃以上７５０℃以下とする。

また、二次冷却工程での冷却時間が１０秒以上であると、引張強度ＴＳや疲労寿命の劣化の原因となるパーライトの生成が促進されて、マルテンサイト及び残留オーステナイトの分率が過小になる可能性があるためである。また、二次冷却工程での冷却時間は、フェライト変態を促進する観点から、１秒以上とする。このため、二次冷却工程での冷却時間は１秒以上１０秒以下とする。

三次冷却工程での冷却速度が２０℃／秒未満であると、パーライト、ベイナイトの生成が促進されて、マルテンサイト及び残留オーステナイトの分率が過小になる可能性がある。また、三次冷却工程での冷却速度を１５０℃／秒超とするのは、設備上の制約が大きく困難である。このため、三次冷却工程での冷却速度は２０℃／秒以上１５０℃／秒以下とする。

また、三次冷却工程での冷却終了温度が２００℃超であると、次工程である巻取工程時に、ベイナイトの生成が促進されて、マルテンサイト及び残留オーステナイトの分率が過小になる可能性があるためである。三次冷却工程での冷却終了温度を０℃未満とすることは、設備上の制約が大きく困難である。このため、三次冷却工程での冷却終了温度を０℃以上２００℃以下とする。

なお、２０℃／秒以上の冷却速度は、例えば、水冷、ミストによる冷却等で実現される。また、１５℃／秒以下の冷却速度は、例えば、空冷による冷却等で実現される。

続いて、巻取工程として、上記熱延鋼板を巻き取る。

以上が、本実施形態に係る熱間圧延工程の製造条件である。ただ、必要に応じて、可動転位の導入による延性の向上や鋼板の形状の矯正を図ることを目的として、スキンパス圧延を行ってもよい。また、必要に応じて、熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、酸洗を行ってもよい。また、必要に応じて、得られた熱延鋼板に対して、インライン若しくはオフラインでスキンパス圧延、又は、冷間圧延をしてもよい。

また、必要に応じて、溶融めっき法によりめっき処理を行って、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行ってもよい。

実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に詳細に説明するが、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、種々の条件を採用し得る。

まず、表２〜４に示すような鋼成分Ａ〜ＭＭＭＭの溶鋼を得ることとした。各溶鋼は、転炉での溶製、二次精錬を行なうことによって溶製した。二次精錬はＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス装置で行い、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、転炉での一次精錬後のＳ含有量のまま製品を製造した。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表５〜７に示すような製造条件で熱間圧延を行った後に得られた鋼板を巻き取ることとした。得られた熱延鋼板は、その板厚が２．９ｍｍとなるようにした。

得られた熱延鋼板の金属組織、集合組織、介在物の特性値について表８〜１０に示す。得られた熱延鋼板の機械的性質について表１１〜１３に示す。金属組織、集合組織、介在物の測定方法や機械的性質の測定方法は、上述の通りである。引張特性として、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ｎ値が０．１３以上であり、成形性として、穴広げ率の平均値λａｖｅが６０％以上、穴広げ率の標準偏差σが１５％以下であり、破壊特性として、亀裂発生抵抗値Ｊｃが０．５ＭＪ／ｍ^２以上、亀裂伝搬抵抗値Ｔ．Ｍ．が６００ＭＪ／ｍ^３以上、破面遷移温度ｖＴｒｓが−１３℃以下、シャルピー吸収エネルギーＥが１６Ｊ以上であり、疲労特性として、平面曲げ疲労寿命が４０万回以上である場合を合格とした。また、表中の下線付きデータは、本発明の範囲外を意味する。なお表中、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量として、（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（ＲＥＭ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５の値を「※１」として表し、（ＲＥＭ／１４０）／（Ｃａ／４０）の値を「※２」として表す。

表２〜１３に、上記製造結果及び評価結果を示す。実施例は、何れもが、本発明の範囲を満足し、引張特性と成形性と破壊特性と疲労特性とが優れた熱延鋼板となっている。一方、比較例は、本発明の範囲から外れた熱延鋼板である。

比較例１１は、Ｃ含有量が少ないために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例１２は、Ｃ含有量が少ないために、主相の平均結晶粒径が粗大化し、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と破壊特性とが劣化している。
比較例２６は、Ｓ含有量が過多であるために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの値が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例２７は、※１の値が小さいために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例２８は、Ｍｎ含有量が過多であるために、第二相の面積分率が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例３０は、一次粗圧延工程での圧下率が高いために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例３２は、二次粗圧延工程での圧下率が高いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例３５は、二次粗圧延工程での圧下率が小さいために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例３６は、仕上圧延工程での開始温度が低いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例３７は、仕上圧延工程での終了温度が低いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例３８は、仕上圧延工程での終了温度が高いために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例３９は、一次冷却工程での冷却速度が遅いために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例４０は、三次冷却工程での冷却終了温度が高いために、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と疲労特性とが劣化している。
比較例４１は、三次冷却工程での冷却速度が遅いために、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と疲労特性とが劣化している。
比較例５１は、Ｃ含有量が少ないために、主相の平均粒径が粗大化し、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と破壊特性と疲労特性とが低下している。
比較例６７は、※１の値が小さいために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの値が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例６８は、※１の値が小さいために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例６９は、Ｍｎ含有量が過多であるために、第二相の面積分率が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例７０は、加熱工程での加熱温度が低いために、引張強度が不足した例である。
比較例７１は、一次粗圧延工程での圧下率が高いために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例７３は、二次粗圧延工程での圧下率が高いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例７６は、二次粗圧延工程での圧下率が小さいために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例７７は、仕上圧延工程での開始温度が低いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例７８は、仕上圧延工程での終了温度が低いために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例７９は、仕上圧延工程での終了温度が高いために、主相の平均結晶粒径が粗大化した例である。そのため、鋼板の破壊特性が劣化している。
比較例８０は、三次冷却工程での冷却速度が遅いために、主相の平均結晶粒径が粗大化し、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例８１は、三次冷却工程での冷却終了温度が高いために、第二相の面積分率が低下した例である。そのため、鋼板の引張特性と疲労特性とが劣化している。
比較例８４は、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａのいずれもが含有されないために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例８５は、二次冷却工程での冷却速度が速いために、第二相の面積分率が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例８６は、※１の値が小さいために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍの値が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例９１は、二次冷却工程での冷却温度が高いために、第二相の面積分率が上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例９２は、二次冷却工程での冷却時間が長いために、主相の面積分率が低下して、パーライトの面積分率が高くなった例である。そのため、鋼板の引張特性と疲労特性とが劣化している。
比較例９３は、二次冷却工程での冷却時間が短いために、第二相の面積分率が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例９４は、Ｃ含有量が過多であるために、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化した例である。
比較例９５は、Ｍｎ含有量が少ないために、鋼板の引張特性が劣化した例である。
比較例９６及び９７は、Ｓｉ＋Ａｌ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。
比較例９８及び９９は、Ｓｉ＋Ａｌ含有量が少ないために、鋼板の引張特性と疲労特性とが劣化した例である。
比較例１００は、Ｐ含有量が過多であるために、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化した例である。
比較例１０１は、Ｎ含有量が過多であるために、鋼板の引張特性が劣化した例である。
比較例１０２は、Ｔｉ含有量が過多であるために、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化した例である。
比較例１０３は、ＲＥＭ含有量が過多であるために、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化した例である。
比較例１０４は、Ｃａ含有量が過多であるために、介在物の圧延方向長さの総和Ｍと介在物の長径／短径比の最大値の平均値とが上昇した例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化している。
比較例１０５は、Ｔｉ含有量が少ないために、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化した例である。
比較例１０６は、ＲＥＭ含有量が少ないために、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化した例である。
比較例１０７は、Ｃａ含有量が少ないために、鋼板の成形性と破壊特性と疲労特性とが劣化した例である。
比較例１０８は、Ｎｂ含有量が過多であるために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例１０９は、Ｂ含有量が過多であるために、｛２１１｝面強度が高くなった例である。そのため、鋼板の成形性と破壊特性とが劣化している。
比較例１１０は、Ｃｕ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。
比較例１１１は、Ｃｒ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。
比較例１１２は、Ｍｏ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。
比較例１１３は、Ｎｉ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。
比較例１１４は、Ｖ含有量が過多であるために、鋼板の成形性が劣化した例である。

本発明の上記態様によれば、引張特性と成形性とのバランスに優れており、更に、破壊特性と疲労特性とにも優れた鋼板を得ることが可能となるので、産業上の利用可能性が高い。

４１ａ〜４１ｌ それぞれが長径３μｍ以上である介在物
Ｆ 介在物間の圧延方向の間隔
Ｇ 介在物群、
ＧＬ 介在物群の圧延方向の長さ
Ｈ 独立介在物
ＨＬ 介在物群の圧延方向の長さ

Claims (9)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ ：０．０３％〜０．１％、
   Ｍｎ ：０．５％〜３．０％、
   を含有し、
   Ｓｉ及びＡｌのうちの少なくとも１つが、
   ０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦４．０％
   の条件を満たすように含有し、
   Ｐ ：０．１％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｎ ：０．０２％以下、
   に制限し、
   Ｔｉ ：０．００１％〜０．３％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０２％、
   Ｃａ ：０．０００１％〜０．０１％、
   から選択された少なくとも１つを含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式１を満足し；
   金属組織が、主相としてフェライトと、第二相としてマルテンサイト及び残留オーステナイトのうちの少なくとも一つと、複数の介在物と、を含み、
   前記主相である前記フェライトの平均結晶粒径が２μｍ以上１０μｍ以下であり、
   前記主相である前記フェライトの面積分率が、９０％以上９９％以下であり、
   前記第二相である前記マルテンサイトと前記残留オーステナイトとの面積分率が、合計で、１％以上１０％以下であり、
   鋼板の板幅方向が法線となる断面を０．００２５ｍｍ^２の視野で３０回観察したとき、前記各視野での前記介在物の長径／短径比の最大値を平均した値が、１．０以上８．０以下であり、
   前記介在物間の圧延方向の間隔が５０μｍ以下でそれぞれの長径が３μｍ以上である前記介在物の集合体を介在物群とし、前記間隔が５０μｍ超である前記介在物を独立介在物としたとき、圧延方向の長さが３０μｍ以上である前記介在物群と、圧延方向の長さが３０μｍ以上である前記独立介在物との、圧延方向の長さの総和が、前記断面の１ｍｍ^２当たり、０ｍｍ以上０．２５ｍｍ以下であり；
   集合組織が、圧延面と平行な｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比で１．０以上２．４以下であり；
   引張強度が５９０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ以下である；
   ことを特徴とする熱延鋼板。
   １２．０≦（Ｔｉ／４８）／（Ｓ／３２）＋｛（Ｃａ／４０）／（Ｓ／３２）＋（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ／１４０）／（Ｓ／３２）｝×１５≦１５０ ・・・ （式１）
2. 前記化学成分が、更に、質量％で、
   Ｎｂ ：０．００１％〜０．１％、
   Ｂ ：０．０００１％〜０．００４０％、
   Ｃｕ ：０．００１％〜１．０％、
   Ｃｒ ：０．００１％〜１．０％、
   Ｍｏ ：０．００１％〜１．０％、
   Ｎｉ ：０．００１％〜１．０％、
   Ｖ ：０．００１％〜０．２％、
   のうちの少なくとも１つを含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００１％〜０．０２％、
   Ｃａ ：０．０００１％〜０．０１％、
   のうちの少なくとも１つを含有するとき、前記Ｔｉの含有量を、
   Ｔｉ ：０．００１％〜０．０８％未満、
   とする
   ことを特徴とする請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
4. 前記化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、下記の式２を満足し；
   前記各視野での前記介在物の前記長径／短径比の前記最大値を平均した前記値が、１．０以上３．０以下である；
   ことを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の熱延鋼板。
   ０．３≦（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ／１４０）／（Ｃａ／４０） ・・・ （式２）
5. 前記金属組織で、ベイナイト及びパーライトの面積分率が、合計で、０％以上５．０％未満である
   ことを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載の熱延鋼板。
6. 長径が３μｍ以上である前記介在物の合計個数に対して、長径が３μｍ以上であるＭｎＳ析出物及びＣａＳ析出物の個数が、合計で、０％以上７０％未満である
   ことを特徴とする請求項１〜５の何れか一項に記載の熱延鋼板。
7. 前記第二相の平均結晶粒径が０．５μｍ以上８．０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１〜６の何れか一項に記載の熱延鋼板。
8. 請求項１〜７の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜４の何れか一項に記載の前記化学成分からなる鋼片を１２００℃以上１４００℃以下に加熱する加熱工程と；
   前記加熱工程後に前記鋼片に対して、１１５０℃超１４００℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上７０％以下となる粗圧延を行う一次粗圧延工程と；
   前記一次粗圧延工程後に、１０７０℃超１１５０℃以下の温度域で、累積圧下率が１０％以上２５％以下となる粗圧延を行う二次粗圧延工程と；
   前記二次粗圧延工程後に、開始温度が１０００℃以上１０７０℃以下、終了温度がＡｒ３＋６０℃以上Ａｒ３＋２００℃以下となる仕上圧延を行って熱延鋼板を得る仕上圧延工程と；
   前記仕上圧延工程後に前記熱延鋼板に対して、前記終了温度から、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う一次冷却工程と；
   前記一次冷却工程後に、６５０℃以上７５０℃以下の温度域で、冷却速度が１℃／秒以上１５℃／秒以下、及び、冷却時間が１秒以上１０秒以下である冷却を行う二次冷却工程と；
   前記二次冷却工程後に、０℃以上２００℃以下の温度域まで、冷却速度が２０℃／秒以上１５０℃／秒以下である冷却を行う三次冷却工程と；
   前記三次冷却工程後に、前記熱延鋼板を巻き取る巻取工程と；を備える
   ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
9. 前記一次粗圧延工程で、前記累積圧下率が１０％以上６５％以下となる前記粗圧延を行うことを特徴とする請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法。

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