(57)【要約】  この熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０３０％以上０．０７５％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０８％〜０．４０％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．１５０％を含み、フェライトとマルテンサイトとを含む金属組織を有し、前記金属組織では、面積％で、フェライトが９０％〜９８％、マルテンサイトが２％〜１０％、ベイナイトが０％〜３％、パーライトが０％〜３％であり、前記マルテンサイトでは、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合が１０％以下であり、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比、Ｎ１／Ｎ２が０．８〜１．２である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０３０％以上０．０７５％未満、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．０８％〜０．４０％、
Ｍｎ：０．５％〜２．０％、
Ｔｉ：０．０２０％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０％〜０．０６％、
Ｍｏ：０％〜１．０％、
Ｖ：０％〜１．００％、
Ｗ：０％〜１．０％、
Ｂ：０％〜０．００５％、
Ｃｕ：０％〜１．２％、
Ｎｉ：０％〜０．８０％、
Ｃｒ：０％〜１．５％、
Ｃａ：０％〜０．００５％、
ＲＥＭ：０％〜０．０５０％、
Ｐ：０％〜０．０４０％、
Ｓ：０％〜０．０１００％、
Ｎ：０％〜０．０１００％
であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
フェライトとマルテンサイトとを含む金属組織を有し、
前記金属組織では、面積％で、フェライトが９０％〜９８％、マルテンサイトが２％〜１０％、ベイナイトが０％〜３％、パーライトが０％〜３％であり、
前記マルテンサイトでは、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合が１０％以下であり、
８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比、Ｎ１／Ｎ２が０．８〜１．２である
ことを特徴とする熱延鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％にて、
Ｎｂ：０．００５％〜０．０６％、
Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、
Ｖ：０．０２％〜１．０％、
Ｗ：０．１％〜１．０％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００５％、
Ｃｕ：０．１％〜１．２％、
Ｎｉ：０．０５％〜０．８％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０５００％
からなる群から選択される少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％が下記式（１）により計算されるＴｉｅｆの４０％以上である
ことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］     （１）
【請求項４】
全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上である
ことを特徴とする請求項３に記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、世界的な環境意識の高まりから、自動車分野では二酸化炭素排出量の削減や燃費の向上が強く求められている。例えば、この様な課題に対しては車体重量の低減が極めて有効であり、高強度鋼板を車体に適用して車体重量を低減している。そのため、二酸化炭素排出量を削減するために、従来の熱延鋼板を高強度熱延鋼板に置き換えたり、高強度熱延鋼板の強度をさらに高めたりすることが強く望まれている。【０００３】
現在、自動車の足回り部品には、引張強度が４４０〜５９０ＭＰａ級の高強度熱延鋼板が使用されている。しかしながら、このような高強度熱延鋼板を自動車部材に適用して部材重量（部材厚み）を低減すると、部材の剛性が低下する。
また、負荷応力が増加すると、部材の疲労特性が低下したり部材の耐久性が低下したりする場合もある。
そのため、負荷応力や応力集中を低減できる構造を部材に適用して部材の剛性および耐久性を高めている。この場合、複雑な形状の部材を成形によって得るために、熱延鋼板には極めて高い成形性が必要になる。【０００４】
足回り部材のプレス成形においては、バーリング加工、伸びフランジ加工、伸び加工など複数の加工が熱延鋼板に対して施され、これらの加工に対応した加工性が熱延鋼板に求められる。
一般に、バーリング加工性と伸びフランジ加工性とは、穴広げ試験で測定される穴広げ率と相関がある。すなわち、伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板を足回り部材に適用することにより、板厚の低減による部材重量の低減と部材剛性の向上を同時に達成することができ、二酸化炭素排出量をさらに削減することができる。【０００５】
一般的に、足回り部材用の高強度熱延鋼板として、フェライトとマルテンサイトとを主に含むＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼（以下、ＤＰ鋼と表記する。）が挙げられる。このＤＰ鋼は、強度が高く、伸びに優れている。しかしながら、ＤＰ鋼では、フェライトとマルテンサイトとの強度差が大きいため、成形中にマルテンサイト近傍のフェライト内に歪や応力が集中し、クラックが発生する。そのため、ＤＰ鋼の穴広げ性は低い。この知見を基に、組織間の強度差を低減して穴広げ率を高めた熱延鋼板が開発されている。【０００６】
特許文献１には、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを主に含み、高い強度と優れた穴広げ性とを有する鋼板が開示されている。この鋼板は実質的に単一の組織を有するので、歪や応力が集中しにくく、穴広げ率が高い。しかしながら、その鋼板は、ベイナイトやベイニティックフェライトを主に含む単一組織鋼であるので、伸びが大きく劣化する。そのため、特許文献１では、優れた伸びと優れた穴広げ性とを同時に達成することはできていない。【０００７】
近年では、伸びに優れるフェライトを単一の組織として利用し、Ｔｉ、Ｍｏ等の炭化物によって強度を高めた鋼板が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。しかし、特許文献２に開示された鋼板は多量のＭｏを含有し、特許文献３に開示された鋼板は多量のＶを含有する。さらに、特許文献４に開示された鋼板では、結晶粒を微細化するため、圧延の途中で冷却することが必要である。そのため、特許文献２〜４のような従来技術では、合金コストや製造コストが高くなる。また、特許文献２〜４に開示された鋼板では、フェライト自体の強度を大きく高めているため伸びが劣化している。これら鋼板の伸びは、ベイナイトやベイニティックフェライトを主に含む単一組織鋼の伸びより高いが、伸びと穴広げ性とのバランスは必ずしも十分ではなかった。【０００８】
また、特許文献５には、ＤＰ鋼におけるマルテンサイトの代わりにベイナイトを使用し、硬質相とフェライトとの間の強度差を小さくすることで穴広げ性を高めた複合組織鋼板が開示されている。さらに、特許文献６には、フェライトと焼戻しマルテンサイトとを主に含み、強度を高めるためにベイナイトを利用した鋼板が開示されている。この鋼板では、焼戻しマルテンサイトとフェライトとの間の硬度差を小さくして穴広げ性を高めている。しかし、これら特許文献５及び６では、強度を確保するためにベイナイトの面積率を高めた結果、伸びが劣化し、伸びと穴広げ性とのバランスが十分ではなかった。また、特許文献６では、冷間圧延とその後の焼鈍及び冷却とが必要であるため、製造コストが増加する。【０００９】
優れた疲労強度を必要とする部材には、従来、細粒強化や固溶強化により疲労強度を高めた鋼板が用いられてきた。【００１０】
例えば、特許文献７〜１０では、耐疲労特性に優れた鋼板を得るために、細粒強化が適用されている。具体的には、特許文献７及び特許文献８には、平均のフェライト粒径を２μｍ未満まで小さくした鋼板が開示されている。特許文献９には、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる鋼板が開示されている。また、特許文献１０には、マルテンサイト組織の平均ブロック径を３μｍ以下まで小さくした鋼板が開示されている。【００１１】
また、例えば、非特許文献１には、細粒強化、析出強化、固溶強化の順序で降伏強度の増加量に対する疲労限の増加量が大きくなることが開示されている。非特許文献２には、鋼中のＣｕが固溶物（溶質）から析出物に変化すると、疲労限度比が低下することが開示されている。このように、析出物が増加すると固溶物（溶質）が減少するので、優れた疲労強度を必要とする部材では、できる限り疲労強度を高めることができるように析出物の量を制限していた。結果として、優れた疲労強度を必要とする部材には、固溶強化により疲労強度を高めた鋼板が優先的に用いられてきた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】日本国特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献２】日本国特開２００３−０８９８４８号公報
【特許文献３】日本国特開２００７−０６３６６８号公報
【特許文献４】日本国特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献５】日本国特開２００４−２０４３２６号公報
【特許文献６】日本国特開２００７−３０２９１８号公報
【特許文献７】日本国特開平１１−９２８５９号公報
【特許文献８】日本国特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献９】日本国特開２００４−２１１１９９号公報
【特許文献１０】日本国特開２０１０−７０７８９号公報
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】阿部隆ら：鉄と鋼、Ｖｏｌ．７０（１９８４）、Ｎｏ．１０、ｐ．１４５
【非特許文献２】Ｔ．Ｙｏｋｏｉら：Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｓｃｉｅｎｃｅ、Ｖｏｌ．３６（２００１）、ｐ．５７５７
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出され、本発明の課題は、強度と伸びと穴広げ性とに優れた高強度熱延鋼板を提供することである。また、本発明の別の課題は、強度と伸びと穴広げ性と疲労強度とに優れた高強度熱延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、化学組成及び金属組織が伸びに及ぼす影響と化学組成及び金属組織が穴広げ性に及ぼす影響とについて鋭意研究を重ねた結果、化学組成を最適化し、フェライト及びマルテンサイトを主に含む金属組織を得て、この金属組織中に硬質なマルテンサイトと比較的軟質なマルテンサイトとを混在させることで、強度だけでなく伸び及び穴広げ性も高めることができることを明らかにした。さらに、本発明者らは、析出物としてＴｉ炭化物を利用し、このＴｉ炭化物の粒径を制御することにより、固溶物（固溶Ｃ及び固溶Ｔｉ）の代わりに析出物（Ｔｉ炭化物）を利用しても、固溶強化によって得られる疲労強度よりも高い疲労強度を鋼板に付与できることを明らかにした。
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。【００１６】
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０３０％以上０．０７５％未満、Ｓｉ＋Ａｌ：０．０８％〜０．４０％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｔｉ：０．０２０％〜０．１５０％、Ｎｂ：０％〜０．０６％、Ｍｏ：０％〜１．０％、Ｖ：０％〜１．００％、Ｗ：０％〜１．０％、Ｂ：０％〜０．００５％、Ｃｕ：０％〜１．２％、Ｎｉ：０％〜０．８０％、Ｃｒ：０％〜１．５％、Ｃａ：０％〜０．００５％、ＲＥＭ：０％〜０．０５０％、Ｐ：０％〜０．０４０％、Ｓ：０％〜０．０１００％、Ｎ：０％〜０．０１００％であり、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、フェライトとマルテンサイトとを含む金属組織を有し、前記金属組織では、面積％で、フェライトが９０％〜９８％、マルテンサイトが２％〜１０％、ベイナイトが０％〜３％、パーライトが０％〜３％であり、前記マルテンサイトでは、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合が１０％以下であり、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比、Ｎ１／Ｎ２が０．８〜１．２である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板では、前記化学組成が、質量％にて、Ｎｂ：０．００５％〜０．０６％、Ｍｏ：０．０５％〜１．０％、Ｖ：０．０２％〜１．０％、Ｗ：０．１％〜１．０％、Ｂ：０．０００１％〜０．００５％、Ｃｕ：０．１％〜１．２％、Ｎｉ：０．０５％〜０．８％、Ｃｒ：０．０１％〜１．５％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０５００％からなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板では、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％が下記式（ａ）により計算されるＴｉｅｆの４０％以上であってもよい。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］     （ａ）
（４）上記（３）に記載の熱延鋼板では、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上であってもよい。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の（１）〜（４）の態様に係る熱延鋼板は、強度が高いだけでなく伸びと穴広げ性とに優れているので、厳しい加工が要求される場合でも容易に部材に成形できる。そのため、本態様に係る熱延鋼板は、自動車における足回り部材やその他の厳しい加工が要求される部材に広く適用できる。また、本態様に係る熱延鋼板から得られる部材は、小さな板厚でも高い耐久性を有しているので、車体重量を顕著に減らすことができる。したがって、本態様に係る熱延鋼板は、板厚の低減を通じて車体重量を効果的に減らすので、二酸化炭素排出量を顕著に低減することができる。さらに、本発明の（４）の態様に係る熱延鋼板は、高い強度と優れた伸び及び穴広げ性だけでなく優れた疲労強度も有しているので、強い繰り返し荷重がかかる部材の寿命をさらに延ばすこともできる。そのため、（４）の態様の熱延鋼板は、（１）〜（３）の態様の熱延鋼板よりもさらに多くの種類の部材に好適に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】Ｔｉ炭化物全体に対する７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の割合と（ｃ−ＹＰ）／ＹＰとの関係の一例を示す図である。
【図２】低サイクル疲労試験における試験片の寸法及び形状を示す図である。
【図３】繰り返し応力ひずみ曲線から繰り返し降伏応力を決定する方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
まず、本発明者らによる検討結果と、この検討結果より得られた新たな知見とについて説明する。
【００２０】
ＤＰ鋼は、軟質なフェライト中にフェライトよりも硬質なマルテンサイトを分散させた鋼板であり、強度に加え伸びも高い。しかしながら、ＤＰ鋼の穴広げ性は非常に低い。ＤＰ鋼が変形する際には、フェライトとマルテンサイトとの強度差によってＤＰ鋼中に歪や応力が集中し、延性破壊を引き起こすボイドが生成しやすい。しかしながら、ボイドが生成するメカニズムは詳細に調査されておらず、ＤＰ鋼のミクロ組織と延性破壊の関係は必ずしも明確ではなかった。
【００２１】
穴広げ加工における亀裂の発生および進展は、ボイドの生成、成長、連結を素過程とする延性破壊によって引き起こされる。
そこで、本発明者らは、様々な組織を有するＤＰ鋼を用いて、加工時におけるボイドの生成メカニズムと穴広げ性とを詳細に調査した。その結果、増加（成長）及び連結を通じてＤＰ鋼を破断させるボイドの多くは、マルテンサイトの脆性破壊または延性破壊によって生成することが明らかになった。
【００２２】
さらに、本発明者らは、マルテンサイトの内部組織とマルテンサイト近傍のフェライトの破壊されやすさ、すなわちボイドの生成しやすさとの関係を詳細に検討した。その結果、本発明者らは、ボイドの生成しやすさは、マルテンサイトの内部組織（固溶炭素量等）に強く影響を受けることを見出した。
【００２３】
また、マルテンサイト中に過飽和に存在する固溶炭素は、マルテンサイトの強度を大きく高める一方、マルテンサイトの脆性破壊を起こりやすくしていることが分かった。この固溶炭素は、マルテンサイトの硬度を高める主要因であるが、固溶炭素を直接安定的に測定することは非常に困難であるので、本検討及び後述の実施形態では、マルテンサイト中の固溶炭素の量の代わりにマルテンサイトの硬度をマルテンサイトの内部組織とみなしている。マルテンサイトの硬度が１０．０ＧＰａ以上であると、変形の初期段階における極僅かな歪でマルテンサイトが脆性破壊してボイドが生成する。そのため、１０．０ＧＰａ以上の硬度のマルテンサイト粒は、ＤＰ鋼の穴広げ性を大きく阻害する。したがって、ボイドの生成を抑制するためには、マルテンサイトを軟質化させることが有効である。
【００２４】
マルテンサイトを軟質化させるためには、焼戻しなどの熱処理によって鉄炭化物を析出させ、固溶炭素量を低減することが有効である。しかしながら、鉄炭化物の析出によって固溶炭素量を低減したマルテンサイトは、強度が低く、ＤＰ鋼の強度を低下させる。この場合、強度の低下を埋め合わせるためには、マルテンサイトの面積率を高める必要がある。しかしながら、マルテンサイトの面積率を高めると高い延性を有するフェライトの面積率が低下してしまうため、ＤＰ鋼の延性が低下し、伸びや穴広げ性が十分でない。
【００２５】
そのため、本発明者らは、強度と伸びと穴広げ性を同時に高める金属組織を鋭意検討した。その結果、本発明者らは、マルテンサイトの内部組織を変化させて硬質なマルテンサイトの量と比較的軟質なマルテンサイトの量とを制御することにより、強度と伸びと穴広げ性とを同時に高めることができることを明らかにした。以下に得られた知見を述べる。
【００２６】
８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒（硬質なマルテンサイト）は、ＤＰ鋼の強度を大きく高めるが、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒（非常に硬質なマルテンサイト）よりも変形能が高く、脆性破壊しないため、比較的ボイドを形成しにくい。しかしながら、マルテンサイトが８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒のみからなるＤＰ鋼を本発明者らが検討したところ、変形量の増加とともにボイドの量が増加し、最終的には多量のボイドによって高い穴広げ性を得ることはできなかった。
【００２７】
一方、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒（比較的軟質なマルテンサイト）は、非常に高い変形能を有しており、高い歪を与えても破断せず、極めてボイドを形成しにくい。この８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒もＤＰ鋼の強度を高めるが、その強度の増加量は、８．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒による強度の増加量よりも小さい。８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒は、ボイドを生成させうるため、穴広げ性を低下させる可能性があるが、８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の量を一定量以下に制限すれば、ボイドの生成量が少ないので、穴広げ性がほとんど低下しない。そのため、穴広げ性が大きく低下しない量まで８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の量を増やしてＤＰ鋼の強度をできる限り高め、８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の量に応じて８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒を増やしてＤＰ鋼の強度を維持したまま変形能をさらに高めると、ＤＰ鋼において、高い強度と高い穴広げ性と高い伸びとを両立することができる。すなわち、比較的軟質なマルテンサイトの量に対する硬質なマルテンサイトの量の割合が所望の割合であると、高い強度と高い穴広げ性と高い伸びとを両立することができる。なお、後述する実施形態では、強度を高めるために８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒を主に活用しているが、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒は、極めてボイドを生成させやすいので、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の量をできる限り低減している。
【００２８】
また、本発明者らは、鋼板の疲労特性についても検討した。降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合が増加すると、低サイクル特性及び高サイクル特性がより良好になる。そのため、後述の実施形態では、降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合を疲労強度として定義している。ここで、繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）は、後述された所定の繰り返し変形後における変形への抵抗力、すなわち、疲労への抵抗力を意味する。本発明者らは、降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合が０．９０以上であると、低い降伏応力（ＹＰ）であっても疲労への抵抗力が高いので、鋼板の疲労特性を犠牲にすることなくプレス成形時の生産性を高めることができることを見出した。
【００２９】
また、上述のように、析出強化による疲労強度の増加量は、固溶強化による疲労強度の増加量よりも小さいことが知られているが、析出強化による引張強度の増加量は、固溶強化による引張強度の増加量よりも大きい。そこで、発明者らは、析出強化によって疲労強度を犠牲にすることなく引張強度を高めることができる方法について詳細に調査した。
【００３０】
その結果、発明者らは、析出物として７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物を有効活用すれば、析出強化であっても固溶強化によって得られる疲労強度よりも高い疲労強度を鋼板に付与できること、すなわち、降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合を０．９０以上まで高めることができることを見出した。
【００３１】
発明者らは、７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物が疲労強度を高める理由について、次のように考えている。Ｔｉ炭化物の円相当粒径が７ｎｍ〜２０ｎｍであると、転位がＴｉ炭化物を迂回し、Ｔｉ炭化物の周りにオロワンループと呼ばれる環状の転位を形成する。このＴｉ炭化物を転位が横切るたびにオロワンループが増殖し、転位密度が増加する。繰り返し変形が進むにつれ転位密度が増加し降伏強度が大きくなるので、疲労強度が高められる。一方、Ｔｉ炭化物の円相当粒径が７ｎｍ未満であると、転位がＴｉ炭化物をせん断し、Ｔｉ炭化物を通過する。そのため、繰り返し変形時に転位の運動をＴｉ炭化物によって妨げることができず、疲労強度が低下する。また、Ｔｉ炭化物の円相当粒径が２０ｎｍを超えると、Ｔｉ炭化物の個数（密度）が低下する。そのため、繰り返し変形時に転位の運動をＴｉ炭化物によって妨げることができず、疲労強度が低下する。
【００３２】
したがって、固溶Ｔｉをできる限りＣと結合させてＴｉ炭化物の量を増やし、Ｔｉ炭化物全体に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の割合を増やすことが疲労強度を高める上で重要である。
【００３３】
以下に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板を説明する。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成について詳細に説明する。なお、各元素の含有量の％は質量％を意味する。
【００３４】
（Ｃ：０．０３０％以上０．０７５％未満）
Ｃは、マルテンサイトを生成させる重要な元素である。また、Ｃは、Ｔｉと結合してフェライトの強度を高めるＴｉ炭化物を生成させることができる。マルテンサイトを十分に生成させるためには、Ｃ量が０．０３０％以上である必要がある。好ましくは、Ｃ量が０．０３５％以上もしくは０．０４０％以上である。しかし、Ｃ量が０．０７５％以上であると、マルテンサイトの量が多過ぎて、穴広げ性が低下する。そのため、Ｃ量が０．０７５％未満である必要がある。好ましくは、Ｃ量が０．０７０％以下、０．０６５％以下、もしくは０．０６０％以下である。
【００３５】
（Ｍｎ：０．５％〜２．０％）
Ｍｎは、フェライトの強度および焼入れ性を高める重要な元素である。焼入れ性を高め、マルテンサイトを生成させるためには、Ｍｎ量が０．５％以上である必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．６％以上、０．７％以上、もしくは、０．８％以上、さらに好ましくは０．９％以上もしくは１．０％以上である。ただし、Ｍｎ量が２．０％を超えると、フェライトを十分に生成させることができない。そのため、Ｍｎ量の上限は、２．０％である。Ｍｎ量は、好ましくは１．９％以下、１．８％以下、１．７％以下、もしくは、１．６％以下であり、さらに好ましくは１．５％以下もしくは１．４％以下である。
【００３６】
（Ｐ：０％〜０．０４０％）
Ｐは、不純物元素であり、０．０４０％を超えると溶接部が顕著に脆化するため、Ｐ量を０．０４０％以下に制限する。Ｐ量は、好ましくは０．０３０％以下もしくは０．０２０％以下であり、より好ましくは、０．０１５％以下である。Ｐ量の下限は特に定めないが、Ｐ量を０．０００１％未満まで低減することは、経済的に不利である。そのため、製造コストの観点から、Ｐ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３７】
（Ｓ：０％〜０．０１００％）
Ｓは、不純物元素であり、溶接性や鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすことから、Ｓ量を０．０１００％以下に制限する。また、鋼がＳを過剰に含有すると、粗大なＭｎＳが形成し、穴広げ性が低下する。そのため、穴広げ性を向上させるためには、Ｓ量を低減することが好ましい。このような観点から、Ｓ量は０．００６０％以下もしくは０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以下とすることがより好ましい。Ｓの下限は特に定めないが、Ｓ量を０．０００１％未満まで低減することは、経済的に不利である。そのため、Ｓ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００３８】
（Ｓｉ＋Ａｌ：０．０８％〜０．４０％）
ＳｉおよびＡｌは、フェライトの強化、フェライトの生成およびマルテンサイト中の炭化物析出を通じて強度に影響を与える重要な元素である。フェライトを９０面積％以上生成させるためには、ＳｉとＡｌの合計量が０．０８％以上である必要がある。なお、フェライト量をさらに増やすためには、ＳｉとＡｌの合計量は、０．２０％以上であることが好ましく、０．３０％以上であることがより好ましい。一方、ＳｉとＡｌの合計量が０．４０％を超えるとマルテンサイト中の鉄炭化物の析出が抑制される。そのため、８ＧＰａ未満の硬度のマルテンサイト粒の個数が減少し、後述する（Ｎ１／Ｎ２）が１．２を超え、穴広げ性が低下する。したがって、ＳｉとＡｌの合計量は０．４０％以下である。なお、穴広げ性をより高めるために、ＳｉとＡｌの合計量は、０．３０％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがより好ましい。このように、ＳｉとＡｌの合計量を０．０８％〜０．４０％の範囲内とすることが重要である。製鋼コストを低減する場合には、Ｓｉ量が０．０５％以上であると好ましく、Ａｌ量が０．０３％以上であると好ましい。以上から、Ｓｉ量は、０．４０％以下であることが必要であり、０．３７％以下であると好ましい。また、Ａｌ量は、０．４０％以下であることが必要であり、０．３５％以下であると好ましい。また、鋼板の表面性状をより良好にするためには、Ｓｉ量が０．２０％以下であると好ましく、Ａｌ量が０．１０％以下であると好ましい。
【００３９】
（Ｎ：０％〜０．０１００％）
Ｎは、不純物元素である。Ｎ量が０．０１００％を超えると、粗大な窒化物が形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｎ量を０．０１００％以下に制限する。また、Ｎ量が増加すると、溶接時にブローホールを発生させる確率が高まるので、Ｎ量を低減することが好ましい。このような観点から、Ｎ量は、０．００９０％以下、０．００８０％以下、もしくは、０．００７０％以下であることが好ましく、０．００６０％以下、０．００５０％以下、もしくは、０．００４０％以下であることがより好ましい。Ｎ量の下限は、特に定めないが、Ｎ量を０．０００５％未満とするには、製造コストが大きく上昇する。そのため、Ｎ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００４０】
（Ｔｉ：０．０２０％〜０．１５０％）
Ｔｉは、炭化物を形成し、フェライトを強化する重要な元素である。Ｔｉ量が０．０２０％を下回ると、フェライトの強度が十分でないため、鋼板の強度が不足する。不足した強度を埋め合わせるためにマルテンサイトの面積率を高めると伸びが低下する。そのため、Ｔｉ量が０．０２０％以上であることが必要である。フェライトをより強化するために、Ｔｉ量は、０．０３０％以上であることが好ましく、０．０４０％以上であることがより好ましい。特に、引張強度を優先的に高めるためには、Ｔｉ量が０．０７０％以上、０．０８０％以上、０．０９０％以上、もしくは、０．１００％以上であることが特に好ましい。一方、Ｔｉ量が０．１５０％を超えると、フェライトが過剰に強化されて伸びが大きく低下するため、Ｔｉ量を０．１５０％以下に制限する。Ｔｉ量は、好ましくは、０．１４０％以下もしくは０．１３０％以下である。特に、伸びをできる限り維持するためには、Ｔｉ量が０．０７０％未満もしくは０．０６０％以下であることが好ましい。
【００４１】
本実施形態に係る熱延鋼板の基本的な化学組成は、以上の元素（必須元素）と、不純物（不純物元素）と、残部のＦｅとからなる。本実施形態に係る熱延鋼板は、さらに下記の元素（任意元素）を含んでも良い。すなわち、基本的な化学組成における残部のＦｅの一部を、０％〜０．０６％のＮｂ、０％〜１．０％のＭｏ、０％〜１．００％のＶ、０％〜１．０％のＷ、０％〜０．００５％のＢ、０％〜１．２％のＣｕ、０％〜０．８０％のＮｉ、０％〜１．５％のＣｒ、０％〜０．００５％のＣａ、０％〜０．０５０％のＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種に置き換えることができる。
【００４２】
本実施形態に係る熱延鋼板では、Ｎｂ量が０％〜０．０６％であってもよい。
【００４３】
（Ｎｂ：０％〜０．０６％）
Ｎｂは、フェライトの析出強化に関する元素である。Ｎｂ量が０．０６％を超えると、フェライト変態の開始温度もしくは速度が大幅に低下し、フェライト変態が十分に進まないので、伸びが劣化してしまう。そのため、Ｎｂ量は、０．０６％以下であることが好ましく、０．０５％以下、０．０４％以下、０．０３％以下、もしくは、０．０２％以下であることがさらに好ましい。フェライトを強化するためには、Ｎｂ量が、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であるとより好ましい。Ｎｂ量が０．００５％未満であってもＮｂが鋼板特性に悪影響を及ぼさない。そのため、Ｎｂ量が、０％であってもよく、０．００５％未満であってもよい。
【００４４】
本実施形態に係る熱延鋼板は、０％〜１．０％のＭｏ、０％〜１．００％のＶ、０％〜１．０％のＷからなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板では、Ｍｏ量が０％〜１．０％、Ｖ量が０％〜１．００％、Ｗ量が０％〜１．０％であってもよい。
【００４５】
（Ｖ：０％〜１．００％、Ｗ：０％〜１．０％、Ｍｏ：０％〜１．０％）
Ｖ、Ｍｏ、Ｗは、鋼板の強度を高める元素である。鋼板の強度をさらに高めるには、鋼板が、０．０２％〜１．００％のＶ、０．０５％〜１．０％のＭｏ、０．１％〜１．０％のＷからなる群から選択される少なくとも１種を含むことが好ましい。Ｖ量が０．０２％未満、Ｍｏ量が０．０５％未満、Ｗ量が０．１％未満であっても、Ｖ、Ｍｏ、Ｗは鋼板特性に悪影響を及ぼさない。そのため、Ｖ量が、０％であってもよく、０．０２％未満であってもよい。また、Ｍｏ量が、０％であってもよく、０．０５％未満であってもよい。Ｗ量が、０％であってもよく、０．１％未満であってもよい。しかし、Ｖ量、Ｍｏ量、Ｗ量が過剰であると、成形性が劣化する場合がある。そのため、Ｖ量が１．００％以下、Ｗ量が１．０％以下、Ｍｏ量が１．０％以下であることが好ましい。
【００４６】
本実施形態に係る熱延鋼板は、０％〜０．００５％のＢ、０％〜１．２％のＣｕ、０％〜０．８０％のＮｉ、０％〜１．５％のＣｒからなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板では、Ｂ量が０％〜０．００５％、Ｃｕ量が０％〜１．２％、Ｎｉ量が０％〜０．８０％、Ｃｒ量が０％〜１．５％であってもよい。
【００４７】
（Ｃｒ：０％〜１．５％、Ｃｕ：０％〜１．２％，Ｎｉ：０％〜０．８０％、Ｂ：０％〜０．００５％）
更に鋼板の強度を高めるために、鋼板が、０．０１％〜１．５％のＣｒ、０．１％〜１．２％のＣｕ、０．０５％〜０．８０％のＮｉ、０．０００１％〜０．００５％のＢからなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。Ｃｒ量が０．０１％未満、Ｃｕ量が０．１％未満、Ｎｉ量が０．０５％未満、Ｂ量が０．０００１％未満であっても、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは鋼板特性に悪影響を及ぼさない。そのため、Ｃｒ量が、０％であってもよく、０．０１％未満であってもよい。また、Ｃｕ量が、０％であってもよく、０．１％未満であってもよい。Ｎｉ量が、０％であってもよく、０．０５％未満であってもよい。Ｂ量が、０％であってもよく、０．０００１％未満であってもよい。しかし、Ｃｒ量、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｂ量が過剰であると、成形性が劣化する場合がある。そのため、Ｃｒ量が１．５％以下、Ｃｕ量が１．２％以下、Ｎｉ量が０．８０％以下、Ｂ量が０．００５％以下であることが好ましい。
【００４８】
本実施形態に係る熱延鋼板は、０％〜０．００５％のＣａ、０％〜０．０５０％のＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。すなわち、本実施形態に係る熱延鋼板では、Ｃａ量が０％〜０．００５％、ＲＥＭ量が０％〜０．０５０％であってもよい。
【００４９】
（Ｃａ：０％〜０．００５％、ＲＥＭ：０％〜０．０５０％）
Ｃａ及びＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素である。そのため、鋼板が、０．０００５％〜０．０５０％のＲＥＭ、０．０００５％〜０．００５％のＣａからなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。Ｃａ量やＲＥＭ量が過剰であると、成形性を損なうことがある。そのため、ＲＥＭ量の上限は、０．０５０％、Ｃａ量の上限は、０．００５％である。Ｃａ量は、０％であってもよく、０．０００５％未満であってもよい。ＲＥＭ量は、０％であってもよく、０．０００５％未満であってもよい。
本発明において、ＲＥＭは、ランタノイド系列の元素を指す。ＲＥＭは、ミッシュメタルにて鋼中に添加されることが多い。そのため、鋼板がＬａやＣｅ等のランタノイド系列の元素から選択される２種以上を含有することが多い。鋼中には、ミッシュメタルの代わりに金属ＬａやＣｅを添加してもよい。
【００５０】
本実施形態に係る熱延鋼板においては、上記元素以外の残部はＦｅ及び不純物からなるが、本発明の効果を害さない範囲内で鋼板が他の元素を微量含んでもよい。
【００５１】
以下、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織について詳細に説明する。
【００５２】
フェライトは、伸びを確保する上で最も重要な組織である。フェライトの面積率が９０％未満では高い伸びを実現することができないため、フェライトの面積率は９０％以上である。好ましくは、フェライトの面積率は９１％以上、９２％以上、もしくは、９３％以上である。しかし、フェライトの面積率が９８％を超えると、マルテンサイトの面積率が少なくなるため、マルテンサイトによって鋼板の強度を十分に高めることができない。その結果、例えば析出強化等の他の手法で不足した強度を埋め合わせると、均一伸びが低下してしまう。そのため、フェライトの面積率は９８％以下である必要がある。好ましくは、フェライトの面積率は、９７％以下、９６％以下、もしくは、９５％以下である。
【００５３】
マルテンサイトは、高い強度および高い穴広げ性を実現する上で重要な組織である。マルテンサイトの面積率が２％未満では強度が十分でないため、マルテンサイトの面積率は２％以上である。好ましくは、マルテンサイトの面積率は３％以上もしくは４％以上である。一方、マルテンサイトの面積率が１０％を超えると、マルテンサイトの内部組織を制御しても、高い穴広げ性を発現させることができない。そのため、マルテンサイトの面積率は１０％以下である。好ましくは、マルテンサイトの面積率は９％以下もしくは８％以下である。
【００５４】
また、上述したように、硬度が１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒は、変形能が低く、極めてボイドを形成させやすい。そのため、全マルテンサイト粒に対する硬度が１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の割合は低ければ低いほどよい。具体的には、全マルテンサイト粒に対する１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の個数割合（個数密度）を１０％以下に制限する必要がある。この１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の個数割合は、５％以下であると好ましく、０％であってもよい。
【００５５】
さらに、硬度が８．０ＧＰａ未満のマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する硬度が８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満のマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比（Ｎ１／Ｎ２）は０．８〜１．２である必要がある。（Ｎ１／Ｎ２）が１．２を超えると、マルテンサイト粒からボイドが生成しやすく、穴広げ性が低下する。一方、（Ｎ１／Ｎ２）が０．８未満では、軟質なマルテンサイトの割合が高くなり強度が不足する。しかしながら、この強度の不足を埋め合わせるために、マルテンサイトの面積率を高めると、穴広げ性や伸びが低下する。穴広げ性をより安定的に高めるために、（Ｎ１／Ｎ２）は１．１以下であると好ましい。強度をより安定的に高めるために、（Ｎ１／Ｎ２）は０．９以上であると好ましい。
【００５６】
更に、本実施形態に係る熱延鋼板は、ベイナイト及びパーライトの面積率がそれぞれ３％以下であれば、残部の金属組織としてベイナイト及びパーライトを含有してもよい。ベイナイト及びパーライトの分率（面積率・面積分率）は、少なければ少ないほどよい。また、後述の測定方法から理解されるように、フェライトの面積率とマルテンサイトの面積率とパーライトの面積率とベイナイトの面積率との合計を１００％とみなすことができるため、マルテンサイトの面積率とパーライトの面積率とベイナイトの面積率との合計は、２〜１０％である。
【００５７】
パーライトは穴広げ性を劣化させる。そのため、パーライトの分率は少なければ少ないほどよく、０％であってもよい。ただし、パーライトの面積率が３％以下であればパーライトが穴広げ性へ与える影響は小さいため、パーライトの面積率は、３％まで許容される。そのため、パーライトの面積率は、０％〜３％である。穴広げ性をより確実に高めるためには、パーライトの面積率を２％以下もしくは１％以下に制限することが好ましい。
【００５８】
また、残部の金属組織として、パーライトの他ベイナイトが存在してもよい。ベイナイトは、鋼板の強度を高め、変形能にも優れているため、鋼板の穴広げ性を低下させない。しかしながら、ベイナイトによる鋼板強度の増加量は、マルテンサイトによる鋼板強度の増加量よりも小さい。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板はベイナイトを含む必要はなく、ベイナイトの面積率が０％でも構わない。ベイナイトの面積率が３％以上であると強度が十分でない。そのため、ベイナイトの面積率は、０％〜３％である。強度および穴広げ性をより確実に高めるためには、ベイナイトの面積率を２％以下もしくは１％以下に制限することが好ましい。
【００５９】
ここで、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの面積率は、光学顕微鏡によって金属組織を観察し、視野（観察領域）内のフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトを同定することにより得られる。その観察用試料は、鋼板の圧延方向におけるエッジから１ｍ以上離れ、かつ、鋼板の幅の中心に相当する位置から鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（板厚全体を含む断面）を表面（観察面）に有するように採取される。その採取試料の表面（観察面）を研磨し、ナイタール試薬、レペラー試薬でエッチングし、２種の観察用試料を準備する。光学顕微鏡による観察領域は、観察面における、鋼板表面から板厚の１／４だけ板厚方向に離れた領域（１／４厚領域）である。この観察領域の画像に対して画像処理を行うことでフェライト、パーライトおよびマルテンサイトの面積分率を測定する。なお、フェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外の領域（残部）がベイナイトであると定義する。すなわち、ベイナイトの面積率は、１００から、フェライトの面積率と、マルテンサイトの面積率と、パーライトの面積率とを減ずることにより算出する。光学顕微鏡の倍率は５００倍であり、観察領域は５視野である。各組織（フェライト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト）の面積率は、５視野で得られた各面積率を平均して得る。
【００６０】
また、マルテンサイトの硬度は、押し込み荷重をμＮ刻みで制御できるナノインデンテーション法によって測定する。測定試料は、上記の観察用試料と同様の方法で採取される。この測定試料では、鋼板の圧延方向に平行な断面（板厚全体を含む断面）を、エメリー紙で研磨後コロイダルシリカにて化学研磨し、さらに加工層を除去するために電解研磨する。ナノインデンテーション法（押込試験）では、バーコビッチ型圧子を用い、押し込み荷重は５００μＮである。ナノインデンテーション法による測定領域は、鋼板表面から板厚の１／４だけ板厚方向に離れた領域（１／４厚領域）である。測定するマルテンサイト粒の個数は、３０個以上である。例えば、測定するマルテンサイト粒の個数は、３０〜６０個である。測定するマルテンサイト粒の個数の上限は、特に限定しない。個数を増やしても結果が変動しなくなるまで測定するマルテンサイトの個数を増やせば統計上十分である。
測定したマルテンサイト粒を硬さによって３つに分類し、その３つの階級の所定の個数割合（１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合及び８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数の比）にてマルテンサイトの内部組織を評価する。例えば、鋼板表面から板厚の１／４だけ板厚方向に離れた領域（１／４厚領域）内の４０〜５０個のマルテンサイト粒の硬さを測定し、これらのマルテンサイト粒を、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒、８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒に分類し、それぞれの階級に含まれるマルテンサイト粒の個数をカウントする。各階級におけるマルテンサイト粒の個数から１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合及び８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数の比を計算する。
【００６１】
以下、本実施形態の一変形例に係る熱延鋼板について詳細に説明する。本変形例は、上記実施形態の全ての要件を満たしており、本変形例では、さらに金属組織中のＴｉ炭化物が以下のように制御されている。
【００６２】
Ｔｉ窒化物及びＴｉ硫化物は、Ｔｉ炭化物よりも高温で生成する。そのため、鋼中の全てのＴｉをＴｉ炭化物として有効に利用できるわけではない。そこで、Ｔｉ炭化物として有効に利用しうるＴｉの量として、下記式（２）により計算されるＴｉｅｆ（質量％）を定義する。下記式（２）では、［Ｔｉ］は、Ｔｉの量（質量％）、［Ｎ］は、Ｎの量（質量％）、［Ｓ］は、Ｓの量（質量％）を示す。
【００６３】
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］−４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］   （２）
【００６４】
Ｔｉ炭化物は、疲労強度をさらに高める上で重要な析出物である。そのため、鋼板に優れた疲労強度を付与するには、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％（Ｃと結合したＴｉの量）が上記式（２）により計算されるＴｉｅｆの４０％以上（０．４倍以上）であることが少なくとも必要である。そのため、疲労強度を高めるためには、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％がＴｉｅｆの４０％以上であると好ましく、４５％以上（０．４５倍以上）であるとより好ましい。Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％が上記式（２）により計算されるＴｉｅｆの４０％未満であると、７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物が疲労強度に与える効果を十分に引き出すことができないので、優れた疲労強度を鋼板に付与することができない。
【００６５】
また、上述のように、７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物は、熱延鋼板の疲労強度を高める。一方、７ｎｍ未満の円相当粒径を有するＴｉ炭化物及び２０ｎｍを超える円相当粒径を有するＴｉ炭化物は、疲労強度を殆ど高めない。図１は、Ｔｉ炭化物全体に対する７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の割合と（ｃ−ＹＰ）／ＹＰとの関係の一例を示す図である。この図１中のデータは、Ｔｉ炭化物全体に対する７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の割合を除き、本変形例の条件を満たしている。図１に示されるように、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上であると、Ｔｉ炭化物が疲労強度を高めるので、降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合を０．９０以上まで高めることができる。そのため、鋼板に優れた疲労強度を付与するには、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上であることも必要である。そのため、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上であると好ましい。全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％未満であると、７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物が疲労強度に与える効果が十分でないので、優れた疲労強度を鋼板に付与することができない。
【００６６】
したがって、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％がＴｉｅｆの４０％以上であり、かつ、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合が５０％以上であると、降伏強度（ＹＰ）に対する繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）の割合を０．９０以上まで高めることができる。
【００６７】
Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％は、次のような方法により決定される。所定量の鋼板を電気分解により溶解させ、残渣中のＴｉの重量を定量することにより析出物中のＴｉの総重量を決定する。また、溶解した鋼板の重量と鋼板中の窒素の質量％とから溶解した鋼板中に含まれる窒素の総重量を算出し、この窒素の総重量に４８／１４を掛けることによりＴｉＮ中のＴｉの総重量を決定する。析出物中のＴｉの総重量からＴｉ窒化物（ＴｉＮ）中のＴｉの総重量を差し引くことによりＴｉ炭化物中のＴｉの総重量を得て、このＴｉ炭化物中のＴｉの総重量と溶解した鋼板の重量とからＴｉ炭化物として存在するＴｉの質量％が計算される。
【００６８】
全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合は、次のような方法により決定される。３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて得られた元素分布像から１０μｍ×１０μｍの領域を少なくとも２０ヶ所選択する。各領域において、Ｔｉ及びＣが含まれる粒子をＴｉ炭化物と同定し、１ｎｍ〜１００ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の円相当粒径を測定する。Ｔｉ炭化物の円相当粒径を測定するにあたっては、精度を高めるために、Ｔｉ炭化物の円相当粒径及び有効桁に応じて元素分布像の倍率を適宜選択する。得られた粒度分布及びＴｉ炭化物の密度から１ｎｍ〜１００ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の重量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の重量の割合を計算し、この割合を全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合とみなす。
【００６９】
繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）は、次のような方法により決定される。繰り返し数とこの繰り返し数に対応する最大応力との間の関係を得るために、低サイクル疲労試験において図２に示す試験片が破断するまで、０．４％／ｓのひずみ速度、０．２％のひずみ振幅で繰り返し荷重を試験片にかける。この低サイクル疲労試験を０．３％、０．５％、０．８％、１．０％のひずみ振幅でも実施する。その後、各ひずみ振幅における試験結果から、破断時の繰り返し数の半分の繰り返し数に対応する最大応力を決定し、ひずみ振幅と最大応力との関係（繰り返し応力ひずみ曲線）を得る。図３に示されるように、ひずみ０．２％、応力０ＭＰａの点にヤング率の傾きを持つ直線を挿入し、この直線と繰り返し応力ひずみ曲線との交点を求める。この交点における応力を繰り返し降伏応力（ｃ−ＹＰ）に決定する。
【００７０】
以上説明した実施形態及びその変形例に係る熱延鋼板の表面には、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理、めっき処理等による表面処理を行って得られた１つもしくはそれ以上の表面層（表面皮膜）を有していてもよい。熱延鋼板がこれら表面層を有していても、本発明の効果は阻害されることなく十分に得ることができる。
【００７１】
上記実施形態及びその変形例に係る熱延鋼板の引張強度は、熱延鋼板中のＴｉ量に応じて引張強度を高めることが望ましいので、引張強度が５００ＭＰａ以上かつ（２５００×（［Ｔｉ］−０．０２）＋５００）ＭＰａ以上であると好ましい。同様に、引張強度と伸びとの積が（１３０００×［Ｔｉ］＋１５０００）ＭＰａ・％以上であると好ましく、引張強度と穴広げ性との積が７００００ＭＰａ％以上であると好ましい。ここで、［Ｔｉ］は、Ｔｉの量（質量％）を示す。
【００７２】
以下、上記実施形態及びその変形例に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００７３】
熱間圧延に先行する製造方法は、溶鋼の化学組成が上記実施形態に係る熱延鋼板の化学組成の範囲内になるように鋼を溶製することを除き特に限定されない。すなわち、まず常法により鋼を溶製して上述した化学組成の範囲内に溶鋼の化学組成を調整し、鋳造して鋼片を製造することができる。生産性の観点から連続鋳造によって鋳造することが好ましい。
【００７４】
次に、本実施形態の化学組成を有する鋼片（スラブ）を、熱間圧延前に加熱する。スラブ加熱温度が１１５０℃以上であると、Ｔｉ炭化物を十分に溶体化することができるため、仕上げ圧延後の冷却中に微細なＴｉ炭化物が得られ、強度及び疲労強度をさらに高めうる。そのため、スラブ加熱温度は、１１５０℃以上であると好ましい。スラブ加熱温度の上限は特に定めない。しかしながら、製造コストを低減するために、スラブ加熱温度が１３００℃以下であると好ましい。また、必ずしも熱間圧延前にスラブを加熱する必要はない。例えば、鋳造したスラブの温度を１１５０℃以上に維持したままスラブを熱間圧延機に直送し熱間圧延してもよい。
【００７５】
スラブ加熱後、熱間圧延工程において、粗圧延と仕上げ圧延とを行う。
粗圧延終了温度が１０００℃以上であると、強度を高めないＴｉ炭化物がオーステナイト域における歪誘起によって析出するのを抑止できるため、強度を高めるＴｉ炭化物を後工程で析出させるために必要な固溶Ｔｉを十分な量確保できる。そのため、粗圧延終了温度は１０００〜１３００℃であると好ましい。より好ましくは、粗圧延の終了温度は１０５０℃以上または１０８０℃以上である。
仕上げ圧延終了温度は８５０〜１０００℃である。仕上げ圧延終了温度が１０００℃を超えると、再結晶したオーステナイト（γ）の粒径の増加によりフェライトの核生成サイトが減少してフェライト変態が大幅に遅延する。その結果、フェライトの面積率が低下し、十分な伸びを確保できない。そのため、仕上げ圧延終了温度は、１０００℃以下である。また、伸びを安定的に高めるために、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下であることが好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満では、次の一次冷却前にフェライト変態が開始し、一次冷却中のフェライト変態の駆動力が低下する。そのため、一次冷却の冷却速度を高めても、オーステナイト粒内への炭素の濃縮に及ぼす一次冷却の効果が十分でない。結果として、８．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒が減少して（Ｎ１／Ｎ２）が０．８未満となり、強度が不足する。そのため、仕上げ圧延終了温度は、８５０℃以上である。
このように、熱間圧延工程では、粗圧延後に仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延を８５０〜１０００℃の温度域で終了する。
【００７６】
仕上げ圧延の後、一次冷却と二次冷却と三次冷却と四次冷却と巻き取りとをこの順序で行う。
仕上げ圧延の後、仕上げ圧延終了温度から二次冷却開始温度まで一次冷却を行う。この一次冷却では、仕上げ圧延終了温度から二次冷却開始温度までの平均冷却速度（一次冷却速度）は、２０℃／ｓ以上である。
ここで、種々の硬度を有するマルテンサイト粒を同一金属組織内に形成するためには、マルテンサイト粒各々に含まれる炭素の量を制御することが有効である。
マルテンサイト変態前のオーステナイト中の炭素量は、オーステナイトがフェライトに変態する際に、炭素がフェライトからオーステナイトに移動することで高まっていく。フェライト変態が進行すると、オーステナイトはフェライトにより分断されて孤立していくため、オーステナイト粒間で炭素の移動ができなくなる。オーステナイト粒内の炭素量は、オーステナイト粒の周囲で生じるフェライト変態の温度によって変化する。したがって、同一金属組織内で、フェライト変態温度を変動させ、フェライト変態率を局所的に変動させることで、同一金属組織内に様々な炭素量のオーステナイト粒が得られる。マルテンサイトは、オーステナイトが変態して得られるので、結果として広い硬度範囲のマルテンサイト粒を得ることができる。
【００７７】
一次冷却速度を２０℃／ｓ以上に制御することで、様々な硬度のマルテンサイト粒を得ることができる。この一次冷却中では、フェライト変態が幅広い温度域で起こり、その温度域によってオーステナイト粒内の炭素量、つまりオーステナイト粒内へ炭素が濃縮する量が変化する。結果として、様々な量の炭素を含むオーステナイト粒が得られ、これらオーステナイト粒から様々な硬度のマルテンサイト粒を得ることができる。
一次冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、フェライト変態は高温域のみで進行する。この結果、フェライト変態の駆動力が小さいためフェライト変態の速度が遅く、オーステナイト粒の大半が炭素量の低いオーステナイト粒によって占められる。そのため、８．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒が減少して（Ｎ１／Ｎ２）が０．８未満となり、強度が不足する。
なお、鋼板の強度を高めるために、８．０〜１０．０ＧＰａのマルテンサイト粒の量を増やす場合には、一次冷却速度が３０℃／ｓ以上もしくは４０℃／ｓ以上であると好ましい。
【００７８】
一次冷却の後、６００〜７５０℃の一部区間において二次冷却を行う。すなわち、二次冷却開始温度（一次冷却停止温度）は、６００℃超かつ７５０℃以下の温度である。二次冷却開始温度が７５０℃を超えると、フェライト変態の駆動力が減少し、フェライトの面積率が９０％未満になるため、伸びが低下する。また、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％をＴｉｅｆの４０％以上にするためには、二次冷却開始温度が７５０℃以下であることが必要である。一方、二次冷却開始温度が６００℃以下であると、ベイナイトの面積率が３％を超えたり、フェライトの面積率が９０％未満になったりするため、伸びが低下する。また、二次冷却開始温度が低いほど、Ｔｉ炭化物の円相当粒径が小さくなり、微細なＴｉ炭化物の量が増加する。そのため、７ｎｍ未満の円相当平均径を有するＴｉ炭化物の量を制限して全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合を５０％以上まで増やすためには、二次冷却開始温度は、６７０℃以上であることが必要である。そのため、優れた疲労強度を得るためには、二次冷却開始温度が６７０℃〜７５０℃であると好ましい。なお、二次冷却終了温度（三次冷却開始温度）は、６００℃以上かつ二次冷却開始温度未満である。
【００７９】
二次冷却における平均冷却速度は、１０℃／ｓ以下であり、二次冷却時間は、２〜１０秒である。平均冷却速度が１０℃／ｓを超えたり、二次冷却時間が２秒未満であったりすると、フェライトの面積率が低下して伸びが劣化する。また、Ｔｉ炭化物として存在するＴｉの質量％をＴｉｅｆの４０％以上にするためには、二次冷却時間が２秒以上であることが必要である。一方、二次冷却時間が１０秒を超えると、パーライトの面積率が増加して穴広げ性が劣化する。伸びをより安定して得るためには、二次冷却時間が３秒以上もしくは５秒以上であると好ましい。穴広げ性をより安定して得るためには、二次冷却時間が９秒以下もしくは７秒以下であると好ましい。二次冷却終了温度は、二次冷却を開始してから二次冷却時間が経過した時点での温度であり、二次冷却開始温度と二次冷却の平均冷却速度と二次冷却時間とから計算される。
【００８０】
なお、以上説明したように熱間圧延、一次冷却及び二次冷却を制御しただけでは所望の金属組織を得ることはできない。つまり、二次冷却後の冷却（三次冷却、四次冷却）をさらに制御することで所望の金属組織を得ることができる。
【００８１】
二次冷却後三次冷却を行う。この三次冷却では、鋼板が二次冷却終了温度から４００℃までの温度域を８０℃／ｓ超の平均冷却速度で冷却され、炭素量の低いオーステナイトからマルテンサイトが生成する。この温度域では、炭素の拡散速度が大きいので、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であると、炭化物が短時間で生成、成長し、マルテンサイトが著しく軟質化する。この結果、Ｎ１／Ｎ２が０．８未満まで低下し、強度が十分でない。なお、三次冷却速度の上限は特に限定しない。冷却停止温度の精度を高めるためには、三次冷却速度を２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００８２】
三次冷却後、四次冷却が行われる。この四次冷却では、鋼板を４００℃から１００℃までの温度域を３０〜８０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。この１００〜４００℃の範囲では、炭素量の高いオーステナイトからマルテンサイトが生成する。この低い温度範囲では、平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、炭化物を十分に生成させることができない。そのため、硬度が１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の個数割合が１０％以上となり、ボイドが形成しやすいため、穴広げ性が低下してしまう。一方で、四次冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、過剰な炭化物が析出し、マルテンサイト粒が軟化するため、Ｎ１／Ｎ２が０．８未満まで低下し、強度が十分でない。硬度が１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の量をより制限してより安定的に穴広げ性を高めるには、四次冷却速度が７０℃／ｓ以下であると好ましい。また、硬度が８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満のマルテンサイトの量をより高めてより強度を高めるには、四次冷却速度が５０℃／ｓ以上であると好ましい。四次冷却後、熱延鋼板を巻き取る。そのため、巻取り温度は、１００℃以下である。
【００８３】
上記実施形態に係る熱延鋼板の製造方法によって、上記実施形態に係る熱延鋼板を製造できる。
【００８４】
また、必要に応じて、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理を行ってもよい。
【実施例】
【００８５】
以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について更に説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、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。また、本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００８６】
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して鋼片を得た。熱間圧延では、得られた鋼片を１１５０℃まで加熱後粗圧延及び仕上げ圧延を行った。粗圧延終了温度は、１０００℃であり、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）は、表２〜４に示される温度であった。その後、一次冷却（仕上げ圧延終了温度から二次冷却開始温度までの冷却）、二次冷却（二次冷却を開始してから二次冷却時間が経過するまでの冷却）、三次冷却（二次冷却終了温度から４００℃までの冷却）及び四次冷却（４００℃から１００℃までの冷却）を表２〜４に示す条件にて行い、鋼板を巻取った。熱延鋼板の板厚は、３．２ｍｍであった。なお、表２〜４では、「一次冷速」は、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）から二次冷却開始温度までの温度域における平均冷却速度を示す。「二次冷速」は、二次冷却を開始してから二次冷却時間が経過するまでの平均冷却速度を示す。「三次冷速」は、二次冷却終了温度から４００℃までの温度域における平均冷却速度を示す。「四次冷速」は、４００℃から１００℃までの温度域における平均冷却速度を示す。表１において、上述の実施形態に示された必須条件を満たさない欄には、下線が付与されている。表２〜４において、上述の製造方法に示された必須条件を満たさない欄には、下線が付与されている。【００８７】
【表１】
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【００８８】
【表２】
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【００８９】
【表３】
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【００９０】
【表４】
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【００９１】
ミクロ組織は、光学顕微鏡を用いて次のように同定された。得られた熱延鋼板（Ｎｏ．Ａ−１〜Ｎｏ．Ｏ−１及びＮｏ．ａ−１〜ｎ−１）から試料を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨し、研磨面を試薬にてエッチングした。試薬には、ナイタール試薬とレペラー試薬とを用い、研磨面をナイタール試薬にてエッチングした試料と、研磨面をレペラー試薬にてエッチングした試料とを準備した。ナイタール試薬にてエッチングした試料における１／４厚領域を倍率５００倍で光学顕微鏡によって観察し、５つの領域（視野）の写真を撮った。この写真の画像解析によりフェライトの面積率、パーライトの面積率を求めた。また、研磨面をレペラー試薬にてエッチングした試料における１／４厚領域を倍率５００倍で光学顕微鏡によって観察し、５つの領域（視野）の写真を撮った。この写真の画像解析によりマルテンサイトの面積率を求めた。ベイナイトの面積率は、１００から、フェライトの面積率と、パーライトの面積率と、マルテンサイトの面積率とを減ずることにより求めた。【００９２】
また、得られた熱延鋼板（Ｎｏ．Ａ−１〜Ｎｏ．Ｏ−１及びＮｏ．ａ−１〜Ｎｏ．ｎ−１）において、以下の特性を評価した。【００９３】
降伏応力（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に開示された５号試験片に対して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験を行い評価された。試験片は、試験片の長手方向が圧延方向に垂直な方向（板幅方向）と一致するように、鋼板の板幅方向におけるエッジから板幅の１／４の距離離れた位置から採取された。また、引張強度（ＴＳ）が５００ＭＰａ以上かつ（２５００×（［Ｔｉ］−０．０２）＋５００）ＭＰａ以上であると、鋼板の強度が十分であると評価した。表８〜１０において、鋼板の強度が十分でないと評価された欄には、下線が付与されている。引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ）が（１３０００×［Ｔｉ］＋１５０００）ＭＰａ・％以上であると、鋼板の伸びが十分であると評価した。表８〜１０において、鋼板の伸びが十分でないと評価された欄には、下線が付与されている。【００９４】
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に記載の穴広げ試験方法に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ値（λ）を評価した。引張強度（ＴＳ）と穴広げ値（λ）との積（ＴＳ×λ）が７００００ＭＰａ％以上であると、鋼板の穴広げ性が十分であると評価した。表８〜１０において、鋼板の穴広げ性が十分でないと評価された欄には、下線が付与されている。【００９５】
本実施例では、マルテンサイト粒の硬度をナノインデンテーション法によって求めた。具体的には、供試鋼の圧延方向に平行な板厚断面を、エメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにて化学研磨し、さらに加工層を除去するために電解研磨した。ナノインデンテーション法では、バーコビッチ型圧子を用い、研磨面に対する押し込み荷重は５００μＮであった。圧痕サイズは、直径０．１μｍ以下であった。
本実施例では、１／４厚領域におけるマルテンサイト粒を４０〜５０個測定し、これらのマルテンサイト粒を８．０ＧＰａ未満の硬度範囲と、８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満（８．０〜１０．０ＧＰａ）の硬度範囲と、１０．０ＧＰａ以上の硬度範囲という３区分に分類した。各区分に分類されたマルテンサイト粒の個数から、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合（個数密度）（％）と、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比とを算出した。表５〜１０中において、「＞１０ＧＰａ」は、１０．０ＧＰａ以上の硬度を有するマルテンサイト粒の個数割合（％）を表している。また、「個数比Ｎ１／Ｎ２」は、８．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ２に対する８．０ＧＰａ以上１０．０ＧＰａ未満の硬度を有するマルテンサイト粒の個数Ｎ１の比を表している。【００９６】
本実施例では、鋼板の板幅方向におけるエッジから板幅の１／４の距離離れた位置から採取された試料を電気分解により所定量電解液中に溶解させた。電解液から残渣を全量回収し、この残渣中のＴｉの重量を化学分析により定量して析出物中のＴｉの総重量を決定した。また、溶解した鋼板の重量と鋼板中の窒素の質量％とから溶解した鋼板中に含まれる窒素の総重量を算出し、この窒素の総重量に４８／１４を掛けることによりＴｉＮ中のＴｉの総重量を決定した。析出物中のＴｉの総重量からＴｉ窒化物（ＴｉＮ）中のＴｉの総重量を差し引くことによりＴｉ炭化物中のＴｉの総重量を得て、このＴｉ炭化物中のＴｉの総重量と溶解した鋼板の重量とからＴｉ炭化物として存在するＴｉの質量％を計算した。【００９７】
また、鋼板の板幅方向におけるエッジから板幅の１／４の距離離れた位置から採取された針状試料を３Ｄ−ＡＰにより分析し、元素分布像を得た。この元素分布像の１０μｍ×１０μｍの領域中のＴｉ及びＣが含まれる粒子をＴｉ炭化物と同定し、１ｎｍ〜１００ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の円相当粒径を測定した。この測定を合計２０領域に対して行い、Ｔｉ炭化物の粒度分布を得て、全てのＴｉ炭化物の合計質量に対する７ｎｍ〜２０ｎｍの円相当粒径を有するＴｉ炭化物の合計質量の割合を得た。【００９８】
以上の方法によって得られた鋼板の組織及び機械的特性を表５〜１０に示した。表５〜７において、上述の実施形態に示された必須条件を満たさない欄には、下線が付与されている。【００９９】
【表５】
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【０１００】
【表６】
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【０１０１】
【表７】
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【０１０２】
【表８】
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【０１０３】
【表９】
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【０１０４】
【表１０】
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【０１０５】
結果について以下に説明する。【０１０６】
発明例の鋼板は、優れた伸び及び穴広げ性と高い強度とを有していた。一部の発明例では、二次冷却開始温度が６７０〜７５０℃であったので、鋼板のＴｉｃａｒ／Ｔｉｅｆが４０％以上であり、Ｔｉ炭化物全体に対する７〜２０ｎｍのＴｉ炭化物の割合が５０％以上であった。そのため、これら発明例の鋼板は、優れた伸び及び穴広げ性や高い強度だけでなく優れた疲労強度も有していた。【０１０７】
Ｎｏ．Ａ−９及びＮｏ．Ｈ−８では、仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満であったため、鋼板のＮ１／Ｎ２が０．８未満となり、強度が十分でなかった。
Ｎｏ．Ｂ−２及びＮｏ．Ｉ−３では、仕上げ圧延終了温度が１０００℃を超えていたため、鋼板中のフェライトの面積率が９０％未満となり、伸びが十分でなかった。
Ｎｏ．Ｄ−２及びＮｏ．Ｋ−３では、一次冷却速度が２０℃／ｓ未満であったため、鋼板のＮ１／Ｎ２が０．８未満となり、強度が十分でなかった。
Ｎｏ．Ａ−３及びＮｏ．Ｉ−７では、二次冷却開始温度が７５０℃を超えていたため、鋼板中のフェライトの面積率が９０％未満となり、伸びが十分でなかった。
Ｎｏ．Ａ−８及びＮｏ．Ｈ−７では、二次冷却速度が１０℃／ｓを超えていたため、鋼板中のフェライトの面積率が９０％未満となり、伸びが十分でなかった。
Ｎｏ．Ｃ−１及びＮｏ．Ｊ−１では、二次冷却時間が２秒未満であったため、鋼板中のフェライトの面積率が９０％未満となり、伸びが十分でなかった。
Ｎｏ．Ｄ−１及びＮｏ．Ｋ−１では、二次冷却時間が１０秒を超えていたため、鋼板中のパーライトの面積率が３％を超えてしまい、穴広げ性が十分でなかった。
Ｎｏ．Ａ−１０〜Ａ−１４、Ｎｏ．Ｂ−４及びＮｏ．Ｉ−５では、三次冷却速度が８０℃／ｓ以下であったため、鋼板のＮ１／Ｎ２が０．８未満となり、強度が十分でなかった。
Ｎｏ．Ｅ−２及びＮｏ．Ｌ−２では、四次冷却速度が３０℃／ｓ未満であったため、鋼板のＮ１／Ｎ２が０．８未満となり、強度が十分でなかった。
Ｎｏ．Ｇ−２及びＮｏ．Ｎ−２では、四次冷却速度が８０℃／ｓを超えていたため、硬度が１０．０ＧＰａ以上のマルテンサイト粒の個数割合が１０％を超えてしまい、穴広げ性が十分でなかった。
Ｎｏ．ａ−１〜ｎ−１では、鋼の化学組成が適切ではなかったため、強度、伸び、穴広げ性の少なくとも１つが十分でなかった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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