以下に、本発明を実施するための最良の� ��態として、表面性状及びバーリング性に優� ��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� �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� ��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� ��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� ��対して熱延鋼板の材質、成分又はミクロ組� ��等の冶金因子が及ぼす影響を調査するため� ��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� ��ール腐食液で金相組織を観察すると粒界が� ��出されなかった。
 「はがれ」が無い高強度鋼では、ナイター� ��腐食液で金相組織を観察すると粒界が検出� ��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� ��タール腐食液による粒界の検出とは相関が� ��かった。
 そこで、さらに実験を行い、「はがれ」の� ��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� ��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� �と、「はがれ」の発生が関係していること� �わかった。

 更に、詳細を検討する為に以下の実験を行� ��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。� ��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� ��面割れ、粒界セメンタイト粒径及び粒界偏� ��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。� �た、破断面割れの有無は、日本鉄鋼連盟規� �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� ��は、供試鋼の鋼板板幅の1/4W若しくは3/4W位� �より切出した試料の1/4厚のところから透過� �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� ��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� ��ンパターンを解析することによりセメンタ� ��トであることを確認した。なお、本調査に� ��いて粒界セメンタイト粒径は、一視野にお� ��て観察された全粒界セメンタイトの粒径を� ��定し、測定値より算出される平均値と定義� ��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� ��ローブ(position sensitive atom probe, PoSAP)は、� ��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� �て表示することが出来るばかりでなく、電� �蒸発現象を用いて試料表面を一原子層ずつ� �発させることにより、2次元マップを深さ方� ��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(� �査イオン顕微鏡)のチャネリング現象で方位� ��異なる結晶粒にコントラストが生じること� ��生かし、観察しながら粒界を特定しイオン� ��ームで切断した。三次元アトムプローブと� ��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� �ぞれ三回測定してその平均値を代表値とし� �。測定値よりバックグラウンドノイズ等を� �去して得られた値は、単位粒界面積あたり� �原子密度として定義され、これを粒界個数� �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� �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� ��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� �。
 更に、上記、表1の成分の鋼では、固溶Cと� �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� ��との関係における「はがれ」(破断面割れ)� �有無を示す。
 図2より、巻き取り温度と固溶C、Bの粒界個� ��密度とは非常に強い相関関係があることが� ��められる。Bを添加していない鋼Aでは巻取� �温度が550℃以下の場合において、また、Bを� ��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� ��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� �して粒内に析出してしまい、固溶Cの粒界個� ��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� ��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� �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� �げ値と粒界に存在するセメンタイト粒径と� �非常に強い相関関係があることが認められ� �。
 更に、結晶粒界に存在するセメンタイト粒� ��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� �に析出している粒界セメンタイト粒径とは� �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� �タイト粒径が1μm以下となることが新たに知� ��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� �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1 μm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� ��工、バーリング加工性は、打ち抜きもしく� ��せん断加工時に発生する割れの起点となる� ��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� ��イト相が母相粒に対してある程度大きい場� ��に、母相粒の界面近傍における母相粒が過� ��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� ��ないで、穴拡げ率を向上させることを前提� ��、表2に示すようなSi添加量を変化させた鋼� ��分の鋳片を溶製し、熱延鋼板の製造プロセ� ��のうち、圧延前に行うスラブ加熱工程にお� ��る加熱温度を変化させ、2mm厚の熱延鋼板を� ��造した。本発明者は、得られた熱延鋼板に� ��づいて、加熱温度とSi含有量との関係にお� �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� �にて確認した。また、引張強度は、それぞ� �の鋼板よりJIS Z 2201に記載の5号試験片を切� ��し、JIS Z 2241の方法に従い引張試験を行っ� ��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� ��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、S iスケールが発生することが確認された。ま� �、図5より、鋼板は、Si含有量が0.1%以下の場� ��であっても加熱温度が1170℃超の場合は、Si� ��有量が0.1%超の場合と同様に、Siスケールが� ��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� ��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� �色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品� �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� �と鉄との酸化物が反応し、化合物として生� �するファイアライトFe ₂ SiO ₂ が原因であると考えられる。また、Siの含有� ��が少ない場合に発生する、その後のデスケ� ��リングでの剥離を困難にさせるSiスケール(� ��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� �される液相の酸化物が原因であると考えら� �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� �においても、所定の引張強度を発現できう� �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)� �下記数式(A)によって算出され、最小スラブ� �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[N b]、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� �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� ��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、� ��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� ��、鋼板の引張強度が著しく向上するのは以� ��の理由による。
 即ち、目的とする引張強度を得るためにはN b、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� �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� ��存在しているためであり、単独のTiである� �きよりも溶体化温度が非常に低温になり、� �ァイアライトの生成を抑制しながら、溶体� �が実現できることがわかった。なお、従来� �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� ��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� ��れぞれにあり、TiNの析出は高温で起きるの� ��、本願発明のように低温加熱では溶解が難� ��いとされていた。しかし、上記のようにNbC� ��溶体化のみで殆どのTiCの溶解も実質的に起� ��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)� �合析出物と思われる析出物を観察すると、� �温で析出した中心部と比較的低温で析出し� �と思われる殻部では、Ti,Nb,C,Nの濃度割合が� �化している。すなわち、中心部ではTi,Nの濃� ��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� �位するが、温度によってNbがTiに置換された� ��、CがNに置換されるためである。TiNについ� �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� ��るために、厳密にはTiNが完全に溶解する温� ��以上で完全に固溶する。しかし、Tiの添加� �が比較的少ない成分系においては、この溶� �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、TiNb CNの複合析出物の溶体化温度が、実質的なTiC� ��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� ��て、本発明者は、まず、鋼板の化学成分条� ��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� ��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」(� �断面割れ)を抑制する効果を持つとともに、N b、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� �とバーリング割れの起点となる炭化物が増� �し、穴拡げ値が劣化する。このため、Cの含� ��量は、0.01%以上0.1%以下の範囲に限定した。� ��た、強度の向上とともに、延性の向上を考� ��すると、Cの含有量は、0.07%未満であること� ��望ましく、更に望ましくは0.035%以上0.05%以� �である。
 尚、引張強度が540MPa以上の鋼板での好まし� ��成分範囲は、C:0.01~0.07%であり、引張強度が7 80MPa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� �系欠陥の発生を抑制する効果がある元素で� �る。Si含有量は、0.01%以上添加した場合に上� ��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� ��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� �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� ��い、材料組織中におけるセメンタイト等の� ��系炭化物の析出を抑制し、延性向上に寄与� ��る効果があるが、Siスケール抑制の観点か� �添加量に上限がある。このため、炭化物の� �出を抑制するためには後述するNb、Tiの添加� ��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� �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� �化物の析出を抑制し、延性向上に寄与する� �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� �必要があり、上記式の関係を満たすとき、� �メンタイトとしての析出が抑制され延性の� �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� ��の合金元素の量が少ないので、セメンタイ� ��等が生成しやすく、Siと関連した上式の規� �が有効である。
 特に、Siが少なく、上式の範囲を満たさな� �場合には、セメンタイトが析出してバーリ� �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� ��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� �上に寄与する元素である。Mn含有量が0.1%未� �ではこの効果を得ることが出来ず、Mnを3%超� ��加してもこの効果が飽和する。このため、M n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� ��にMn以外の元素が十分に添加されない場合� �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� ��成分範囲はMn:0.1~2%であり、引張強度が780MPa� ��上の鋼板での好ましい成分範囲はMn:0.8~2.6%� �ある。

 したがって、引張強度が540MPa以上の鋼板で� ��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� ��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� ��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� �る。このためSの含有量は、極力低減させる� ��きであるが、0.03%以下ならば許容できる範� �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� �、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� �脱酸のために0.001%以上添加する必要がある� �、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、� ��金属介在物を増大させ延性及び靭性を劣化� ��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� ��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� �る元素である。Nの含有量が0.01%超の場合、� �の窒化物は、比較的高温で析出するため粗� �化しやすく、粗大化した結晶粒がバーリン� �割れの起点となる恐れがある。また、この� �化物は、後述するようにNb、Tiを有効活用す� ��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� ��化が問題となる部材に対して本発明を適用� ��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� �は、時効劣化対策の観点から0.005%以下添加� �ることが望ましく、更に望ましくは0.0028%以� ��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� �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� �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� ��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0.0 05%以上のNb添加が必要であり、より望ましい� ��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� ��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� ��の好ましいNbの範囲は0.005%~0.05%であり、こ� �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� ��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� �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� ��、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� ��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� ��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� ��いTiの範囲は0.04%~0.2%であり、この範囲でTS� �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� �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 ₂ SiO ₂ とウスタイトFeOとの共晶点である1170℃より� �体化温度が超えても表面性状が悪化する。� �式(A)によって算出されるSRTminは、Nb含有量([N b])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])� ��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� �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� ��ても、TiNに10~30%のSite fractionで含まれるた� �に、厳密にはTiNが完全に溶解する温度以上� �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� ��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� ��合でNbに置換されている。従って、TiNbCNの� �合析出物の溶体化温度が、実質的なTiCの溶� �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� �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� ��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� �が存在し、低温でより安定的にCが存在でき� ��粒界へと拡散し、粒界での量を本発明の意� ��する個数密度に制御できる。この効果は、� ��にCが粒界に排出されないで粒内に固溶Cを� �んだまま変態する連続変態組織の時に発揮� �る。
 一方、引張強度が780MPa級(780MPa以上)の鋼板� �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� �界においても固溶Cの個数密度が本発明で規� ��する範囲を逸脱してしまうので上記範囲と� ��る。
 即ち、以下のように成分を調整することに� ��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540 MPa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� ��るが、本発明においては、必要に応じて、C u、Ni、Mo、V、Cr、Ca、REM(希土類元素)、Bを含� �していてもよい。以下に、各元素の成分限� �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� ��化により熱延鋼板の強度を向上させる効果� ��ある元素であり、これらのいずれか一種又� ��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%� ��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� �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� ��果は飽和して経済性が低下する。従って、� ��要に応じて、Cu、Ni、Mo、V、Crを含有させる� ��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� ��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� ��有量を0.005%超、REMの含有量を0.02%超添加し� �も上記効果が飽和して経済性が低下する。� �ってCa含有量は0.0005%以上0.005%以下、REM含有� �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� �場合、粒界強度を高める効果がある。そこ� �、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� �果を得るために不十分であり、0.002%超添加� �るとスラブ割れを起こす。従って、B含有量� ��、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� �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� ��界強化効果が無いので、「はがれ」を起こ� ��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� �幾らかが固溶Cに置換して粒界の強度向上に� ��与するが、巻き取り温度が650℃超では、や� ��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� ��疵が発生する恐れがあるので0.05%以下が望� �しい。

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

 打ち抜き又はせん断加工時に発生する破断� ��割れを抑制するためには粒界強度を向上さ� ��る必要があるため、上述のように粒界強度� ��向上に寄与する粒界近傍の固溶C、Bの量を� �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� ��粒界個数密度とは固溶C、Bのそれぞれの粒� �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� ��度になる。

 穴拡げ値に代表される伸びフランジ加工� ��及びバーリング加工性は、打ち抜きもしく� ��せん断加工時に発生する割れの起点となる� ��イドの影響を受ける。ボイドは、母相粒界� ��析出するセメンタイト相が母相粒に対して� ��る程度大きい場合に、母相粒の界面近傍に� ��ける母相粒が過剰な応力集中を受けるため� ��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� ��クロ組織は特に限定しないが、より優れた� ��びフランジ加工、バーリング加工性を得る� ��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� �い。因みに、ミクロ組織の体積率とは、測� �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� ��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� ��る目的に対しては、粒界の個数密度を1~4.5� �/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、780M Pa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� �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650M Pa~780MPa未満(650MPa級)の鋼では、比較的にポリ� ��ナルフェライトが出にくい成分組成になる� ��で、冷却速度を比較的下げても連続冷却変� ��組織に調整できるので、0.0005≦[C]-(12/48[Ti]+1 2/93[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780M Pa級(780MPa以上)の鋼では、更ににポリゴナル� �ェライトが出にくい成分組成になるので、� �却速度を更に下げても連続冷却変態組織に� �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� ��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� ��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� �微鏡観察組織として上記参考文献125~127頁に� ��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� �ナイト(γ _r )と、Martensite-austenite(MA)とを含むミクロ組織� �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� �チングにより内部構造が現出しないが、形� �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(l q/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� ��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(Scani nng Electron Microscope)内で高傾斜した試料に電� ��線を照射し、後方散乱して形成された菊池� ��ターンを高感度カメラで撮影し、コンピュ� ��タ画像処理することにより照射点の結晶方� ��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20n m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� �可能なものを連続冷却変態組織(Zw)と便宜的� ��定義しても良い。

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

 本発明において、熱間圧延工程に先行し� ��行う、上述した成分を有する鋼片の製造方� ��は特に限定するものではない。すなわち、� ��述した成分を有する鋼片の製造方法として� ��、高炉、転炉や電炉等による溶製工程に引� ��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� ��、熱間圧延工程前にスラブ加熱工程におい� ��、上述した数式(A)に基づいて算出される最� ��スラブ再加熱温度(=SRTmin)以上で加熱炉内で� ��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� �析出強化を利用した強度を向上させる効果� �、炭化物としてCを固定してバーリング性に� ��って有害であるセメンタイトの生成を抑制� ��る効果が得られない。従って、スラブ加熱� ��程における加熱温度は上記式にて算出され� ��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 ₂ SiO 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� ��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� �。なお、1000℃未満の加熱温度では、スケジ� ��ール上操業効率を著しく損なうため、加熱� ��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� ��ついては特に定めないが、Nbの炭窒化物の� �解を十分に進行させるためには、上述した� �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� ��加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延� ��行う粗圧延工程を開始し粗バーを得る。こ� ��粗圧延工程は、以下に説明する理由により1 080℃以上1150℃以下の温度で行った後終了す� �。即ち、粗圧延終了温度が1080℃未満では、� ��圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の� ��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� ��については、粗圧延工程と仕上げ圧延工程� ��の間で各粗バーを接合し、連続的に仕上げ� ��延工程を行うようなエンドレス圧延を行う� ��うにしてもよい。その際に粗バーを一旦コ� ��ル状に巻き、必要に応じて保温機能を有す� ��カバーに格納し、再度巻き戻してから接合� ��行ってもよい。

 また、熱間圧延工程の際に、粗バーの圧延� ��向、板幅方向、板厚方向における温度のバ� ��ツキを小さく制御するように望む場合があ� ��。この場合は、必要に応じて、粗圧延工程� ��粗圧延機と仕上げ圧延工程の仕上げ圧延機� ��の間、又は仕上げ圧延工程中の各スタンド� ��において、粗バーの圧延方向、板幅方向、� ��厚方向における温度のバラツキを制御でき� ��加熱装置で粗バーを加熱してもよい。加熱� ��置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、� ��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� ��ける温度のバラツキを小さく制御可能であ� ��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� ��度の制御応答性が良い誘導加熱方式が好ま� ��く、誘導加熱方式でも板幅方向でシフト可� ��な複数のトランスバース型誘導加熱装置を� ��置すれば、板幅に応じて板幅方向の温度分� ��を任意にコントロールできるのでより好ま� ��い。さらに、加熱装置の方式としては、ト� ��ンスバース型誘導加熱装置と共に板幅全体� ��熱に優れるソレノイド型誘導加熱装置との� ��み合わせにより構成される装置が最も好ま� ��い。

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

 なお、誘導加熱装置による加熱量の制御� ��、例えば、以下のようにして制御する。誘� ��加熱装置(トランスバース型誘導加熱装置)� �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� �置かれている導電体には、電磁誘導作用に� �り磁束と直角の円周方向にコイル電流と反� �の向きの渦電流が起こり、そのジュール熱� �よって導電体は加熱される。渦電流は、コ� �ル内側の表面に最も強く発生し、内側に向� �って指数関数的に低減する(この現象を表皮� ��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� ��るスケール起因の欠陥を除去するために、� ��圧延工程と仕上げ圧延工程との間に、得ら� ��た粗バーに対して高圧水を用いたデスケー� ��ングを行ってもよい。この場合は、粗バー� ��面での高圧水の衝突圧P(MPa)と流量L(リット� �/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。(「� �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� ��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� �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� ��Ryは、15μm(15μmRy,l2.5mm,ln12.5mm)以下であるこ� �が望ましい。これは、例えば金属材料疲労� �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� ��あることから明らかである。この表面粗度� ��得るためには、デスケーリングにおいて、� ��板表面での高圧水の衝突圧P×流量L≧0.003の� ��件を満たすことが望ましい。また、その後� ��仕上げ圧延は、デスケーリング後に再びス� ��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� ��開始する。ここで、粗圧延工程終了から仕� ��げ圧延工程開始までの時間が30秒以上150秒� �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� �限り仕上げ圧延華氏温度が1080℃未満となら� ��仕上げ圧延前及びパス間で鋼板地鉄の表面� ��ケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の� ��点となるブリスターが発生するため、これ� ��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� ��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� ��鋼板の最終製品としての一形態であるホッ� ��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� �望めない。
 従って、粗圧延工程終了から仕上げ圧延工� ��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� ��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� �げ圧延パスにおいて圧延対象の粗バーに与� �られる圧延温度が低温化する傾向がある。� �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T iC、NbCが析出し易くなる。粗大なTiC、NbCの析� ��により、熱延鋼板の最終製品としての一形� ��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� ��の圧下率が3%未満であると通板形状が劣化� �、ホットコイル形成時におけるコイルの巻� �形状や、製品板厚精度に悪影響を及ぼす懸� �がある。一方、最終パスの圧下率が15%超で� �、過度のひずみの導入により熱延鋼板内部� �転位密度が必要以上に増加する。仕上げ圧� �工程終了後において、転位密度の高い領域� �、ひずみエネルギーが高いため、フェライ� �組織に変態し易い。このような変態により� �成されたフェライトは、あまり炭素を固溶� �ずに析出するため、母層中に含まれていた� �素がオーステナイトとフェライトとの界面� �集中しやすく、粒界の固溶Cの粒界個数密度� ��増加するのに加えて、界面において粗大なN b、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、� ��板の強度向上が望めず、「はがれ」が発生� ��やすくなる。
 従って、仕上げ圧延工程における最終パス� ��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� �度が増加するのを防止する為には、仕上げ� �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� ��特に限定しないが、仕上げ最終スタンド側� ��の圧延速度が400mpm未満であるとやはりγ粒� �成長粗大化し、粒界の固溶Cの粒界個数密度� ��増加するのに加えて、延性を得るためのフ� ��ライトの析出可能な領域が減少してしまい� ��性が劣化する恐れがある。また、上限につ� ��ては特に限定しなくとも本発明の効果を奏� ��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� �とが望ましい。

 仕上げ圧延工程終了後は、仕上げ圧延終了� ��度から後述する巻き取り工程における巻取� ��開始温度まで、得られた鋼板を以下に示す� ��由により冷却速度15℃/sec超で冷却する冷却� ��程を行う。即ち、仕上げ圧延工程終了後か� ��巻き取り工程までの冷却中に、セメンタイ� ��とTiC、NbC等の析出核生成の競合が起こり、� ��の冷却速度が15℃/sec以下であると、セメン� ��イトの析出核の生成が優先されてしまい、� ��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� ��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� �。

 また、冷却工程においては、より優れた伸� ��フランジ加工、バーリング加工性を得るた� ��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� �製造ができる領域であり、更に実施例に示� �ように、20℃/s以下の領域が更に安定して製� ��できる領域である。
 また、引張強度が540MPa級の鋼板において、� ��続冷却変態組織を得るためには、冷却速度� ��若干大きくする必要がある。540MPa級の鋼板� ��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� �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� �め、十分な延性が得られず、20秒超では、Ti� ��び/又はNbを含む析出物のサイズが粗大化し� ��出強化による強度に寄与しなくなる恐れが� ��る。これより、冷却工程において連続冷却� ��態組織中にポリゴナルフェライトを含ませ� ��ことを目的として行う滞留時間は、必要に� ��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。� �た、これらの条件を満たすためには、仕上� �圧延終了後20℃/sec以上の冷却速度で当該温� �域に迅速に到達させることが必要である。� �却速度の上限は特に定めないが、冷却設備� �能力上、300℃/sec以下が妥当な冷却速度であ� ��。さらに、あまりにもこの冷却速度が早い� ��冷却終了温度を制御できずオーバーシュー� ��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� ��、連続冷却変態組織を得るためには、冷却� ��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� ��、連続冷却変態組織を得るためには、冷却� ��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� ��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� �、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� ��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� �場合は、巻取り温度が550℃を超えると固溶C� ��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� �における巻き取り温度は、450℃以上550℃以� �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� ��り延性の向上を図ることを目的として、全� ��程終了後においては、圧下率0.1%以上2%以下� ��スキンパス圧延を施すことが望ましい。ま� ��、全工程終了後は、得られた熱延鋼板の表� ��に付着しているスケールの除去を目的とし� ��、必要に応じて得られた熱延鋼板に対して� ��洗してもよい。更に、酸洗した後には、得� ��れた熱延鋼板に対してインライン又はオフ� ��インで圧下率10%以下のスキンパス又は圧下� ��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� ��後、熱間圧延後、冷却後の何れかの場合に� ��いて、溶融めっきラインにて熱処理を施し� ��もよく、更にこれらの熱延鋼板に対して別� ��表面処理を施すようにしてもよい。溶融め� ��きラインにてめっきを施すことにより、熱� ��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� ��す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中� ��浸積し、必要に応じて合金化処理してもよ� ��。合金化処理を施すことにより、熱延鋼板� ��、耐食性の向上に加えて、スポット溶接等� ��各種溶接に対する溶接抵抗性が向上する。