【事件の表示】
　特許第３０３９８６２号「超微細粒を有する加工用熱延鋼板」の請求項１ないし３に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３０３９８６２号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３０３９８６２号の発明は、平成１０年１１月１０日に特許出願され、平成１２年３月３日にその発明について特許権の設定登録がなされ、その後、その特許について、住友金属工業株式会社より特許異議の申立てがなされ、特許請求の範囲の請求項１〜３に係る特許に対して取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１３年１１月２７日に訂正請求がなされたものである。
２．訂正の適否についての判断
ア．訂正の内容
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の請求項１〜３の「加工用熱延鋼板」を、それぞれ「板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板」に訂正する。
訂正事項ｂ
　特許明細書の段落【００１３】、段落【００２０】の「加工用熱延鋼板」を、それぞれ「板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板」に訂正する。
訂正事項ｃ
　特許明細書の段落【００１０】の「加工性に優れた熱延鋼板」を、「板厚３．５ｍｍ以下の加工性に優れた熱延鋼板」に訂正する。
イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
　訂正事項ａは、特許明細書の段落【００４２】に記載の熱延鋼板の板厚及び段落【００４８】、表２−２の仕上板厚に基づいて、特許請求の範囲の請求項１〜３に記載の熱延鋼板の板厚の上限を、それぞれ３．５ｍｍに限定するものであるから、訂正事項ａは特許請求の範囲の減縮に該当する。訂正事項ｂ，ｃは、訂正後の請求項１〜３の記載と発明の詳細な説明の記載との整合を図るものであるから、訂正事項ｂ、ｃは、明りょうでない記載の釈明に該当する。更に、訂正事項ａ〜ｃは、特許明細書に記載された事項の範囲内において訂正するものであるから、新規事項の追加に該当せず、また、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでない。
ウ．むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２及び３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議の申立てについて
（１）申立て理由の概要
　特許異議申立人住友金属工業株式会社は、証拠として、甲第１〜３号証を提出し、本件特許の請求項１に記載の発明は甲第１号証に記載された発明であり、同請求項２に記載の発明は甲第１及び２号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、また、同請求項３に記載の発明は甲第１〜３号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、同請求項１〜３に記載の発明は特許法第２９条第１又は２項の規定により、特許を受けることができないものであるから、同請求項１〜３に記載の発明に係る特許は取り消すべきであり、更に、特許明細書が記載不備であり、請求項１に記載の発明に係る特許が特許法第３６条第４項に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるから、請求項１に記載の発明に係る特許を取り消すべき旨主張している。
（２）本件発明
　前記２．の項で示したように上記訂正が認められるから、本件特許の請求項１〜３に係る発明（以下、請求項１〜３に係る発明をそれぞれ「本件発明１」〜「本件発明３」という。）は、訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜３に記載された事項により特定される次のとおりのものである。
「【請求項１】　体積率で５０％以上のフェライトと、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれた１種または２種以上からなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が２μｍ以上４μｍ未満であり、前記第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、アスペクト比が２．０以下で、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上であることを特徴とする板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板。
　【請求項２】　前記熱延鋼板が、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板。
　【請求項３】　前記熱延鋼板が、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種、および／またはＣｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上、および／またはＣａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板。」
（３）引用刊行物記載の発明
　当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（「鉄鋼の結晶粒超微細化（鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書）」鉄鋼基礎共同研究会、鉄鋼の結晶粒超微細化部会、１９９１年３月、ｐ．２８〜４０、甲第１号証と同じ）には、
「２・２　制御圧延−加速冷却と変態の繰り返しの組み合わせによるα粒微細化
・・・いずれも厚さ１１０ｍｍのスラブを用い、１１５０℃に加熱後、圧延と熱サイクルを与え１６ｍｍの板厚に仕上げた。・・・」（第２９頁第８〜１５行）、
「Ｎｂ添加鋼を用い、γ→α変態の繰り返しを２回にして制御圧延−加速冷却と組み合わせた実験を行なった。特に再加熱前の加速冷却条件のα粒の微細化に及ぼす影響を検討した。加速冷却の冷却停止温度すなわち再加熱開始温度ＴＬと平均α粒径の関係をＦｉｇ．４に、ＴＬによるミクロ組織の変化をＰｈｏｔｏ．３に示す。ＴＬが約５００℃で、平均α粒径が２．６μｍの超微細α粒鋼となった。Ｐｈｏｔｏ．４に比較の制御圧延（ＣＲ）鋼と２．６μｍの超微細α粒鋼の走査型電子顕微鏡組織を示す。前者に存在したパーライトバンドが後者では消失し、微細なパーライトが分散した組織となった。」（第３１頁第２１〜３２行）と記載され、Ｐｈｏｔｏ．４　ｂ）には、体積率で５０％以上のフェライトと、パーライトからなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、フェライトの平均粒径が２．６μｍであり、第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下で、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上である熱延鋼板の走査型電子顕微鏡組織が記載されており（第３２頁、Ｐｈｏｔｏ．４　ｂ））、
　同刊行物２（特開平５ー１１２８３２号公報、甲第２号証と同じ）には、
「請求項２　重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％，Ｓｉ：２．０％以下，Ｍｎ：１．６〜３．５％，Ｐ：０．０３〜０．２０％，Ｓ：０．０２％以下，Ｃｕ：０．０５〜２．０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％，Ｎ：０．００８％以下を含有したうえ、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％またはＮｂ：０．００５〜０．０６％の少なくとも一種以上、および/またはＮｉ：２．０％以下，Ｍｏ：３．０％以下またはＣｒ：３．０％以下の少なくとも一種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼のスラブを・・・低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法。
請求項３　重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％，Ｓｉ：２．０％以下，Ｍｎ：１．６〜３．５％，Ｐ：０．０３〜０．２０％，Ｓ：０．０２％以下，Ｃｕ：０．０５〜２．０％，ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％，Ｎ：０．００８％以下，Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有したうえ、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％またはＮｂ：０．００５〜０．０６％の少なくとも一種以上、および/またはＮｉ：２．０％以下，Ｍｏ：３．０％以下またはＣｒ：３．０％以下の少なくとも一種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼のスラブを・・・低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲の請求項２、３）、
「本発明は、上述の事情に鑑み、複合組織鋼板の耐食性を改善し、耐食性と加工性を同時に満足しうる低降伏比高張力熱延板を得ることを目的とする。」（第２頁段落０００６）、
「ＰおよびＣｕは、本発明における特徴的な元素であり、これらの元素の複合添加によって耐食性が著しく改善される。」（第３頁段落００１２）と記載され、
　同刊行物３（特許第２８２０８１９号公報、甲第３号証と同じ）には、
「Ｃ：０．００７ｗｔ％以上、０．０５０ｗｔ％以下、
Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：３．０ｗｔ％以下、
Ｖ：下記Ｎの２倍（ｗｔ％）以上、２０倍（ｗｔ％）以下、
Ｎｂ：上記Ｃの５倍（ｗｔ％）以上、１６倍（ｗｔ％）以下、
Ａｌ：０．００２ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、
Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、
Ｓ：０．０３ｗｔ％以下及び
Ｎ：０．００５ｗｔ％以上、０．０２０ｗｔ％以下を含み、かつ、
Ｓｂ：０．００２ｗｔ％以上、０．０５ｗｔ％以下、
Ｃａ：０．００２ｗｔ％以上、０．０５ｗｔ％以下及び
ＲＥＭ：０．０１ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は鉄及び不可避不純物の組成からなる伸びフランジ成形性に優れる高強度薄鋼板。」（特許請求の範囲の請求項４）、
「この発明は、引張り強さが４００Ｎ／ｍｍ２以上の薄鋼板において、特に、伸びフランジ成形性に優れる高強度薄鋼板及びその製造方法を提案することを目的とする。」（第３頁段落０００４）、
「Ｓｂ，Ｃａ及びＲＥＭは、いずれも硫化物の形態を変化させて伸びフランジ成形性の向上に有効であり、これらは単独又は複合添加のいずれの場合も効果がある。」（第５頁段落００２８）と記載されている。
　なお、特許異議申立人は、甲第１号証第３２頁Ｐｈｏｔｏ．４．ｂ）から第２相粒子の平均アスペクト比を求めると１．６となると主張するが、第２相粒子のアスペクト比をどのような画像解析により求めたのか明らかでないから、刊行物１Ｐｈｏｔｏ．４．ｂ）には第２相粒子のアスペクト比が１．６である組織が記載されているとすることができない。
（４）対比・判断           
　本件発明１は、「特開平９−８７７９８号公報、特開平９−１４３５７０号公報、特開平１０−８１３８号公報に記載された技術は結晶粒の微細化に主眼をおいたものであるが、粒径は３．６μｍ程度までは得られるものの、これらの技術を用いて製造された鋼板では、強度および延性は向上するが、機械的特性の異方性は、とくに自動車用鋼板の加工性という観点から、許容できるほど小さくなっているとは言い難く、さらに異方性を小さくする必要があった。このようなことから、超微細組織を有し、かつ異方性が小さく、加工性に優れた熱延鋼板が要望されていた。」（特許明細書段落０００９）との従来の技術の問題点を背景として、「上記した従来技術の問題を有利に解決し、一般のホットストリップミルで容易に製造可能であり、超微細粒を有し、かつ機械的特性の異方性を小さくした、板厚３．５ｍｍ以下の加工性に優れた熱延鋼板を提案する」（特許明細書段落００１０）ことを目的とし、「従来の組織微細化手段により製造された鋼板では、第２相は帯状、あるいはクラスター状に分布しており、本発明者らは、このような第２相の分布が、例えば延性の異方性を大きくし、プレス性等の加工性を劣化させ、またバーリング加工時に割れを発生しやすくしていたものと考え、第２相を微細にしかも島状に分散させるのがよいことに想到した。」（特許明細書段落００１１）ものであり、また、「第２相粒子のアスペクト比が２．０を超えて大きくなると、機械的特性の異方性が大きくなる。とくに、圧延方向の４５°、９０°方向の特性への影響が大きい。このため、第２相粒子のアスペクト比は２．０以下に限定した。」（特許明細書段落００２２）ものである。
　本件発明１と刊行物１に記載のものを対比すると、両者は、体積率で５０％以上のフェライトと、パーライトからなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、フェライトの平均粒径が２．６μｍであり、第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上である熱延鋼板である点で一致し、本件発明１は第２相粒子のアスペクト比が２．０以下の加工用熱延鋼板であるのに対し、刊行物１に記載のものは、この点が明らかでない点及び本件発明１は板厚３．５ｍｍ以下の熱延鋼板であるのに対して、刊行物１に記載のものは板厚１６ｍｍの熱延鋼板である点で相違する。
　したがって、本件発明１は、刊行物１に記載された発明であるとすることができない。
　次に、本件発明２と刊行物１及び２に記載のものを対比する。
刊行物１には、体積率で５０％以上のフェライトと、パーライトからなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、フェライトの平均粒径が２．６μｍであり、第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上である熱延鋼板が記載されており、熱延鋼板の相組織、フェライトの平均粒径、第２相粒子の平均粒径及び最隣接第２相粒子間の間隔が該第２相粒子の粒径以上となる割合が本件発明２と一致するが、刊行物１には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点及び板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板である点が記載も示唆もされていない。　
　刊行物２には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ及びＴｉ含有量が本件発明２と形式的に重複する熱延鋼板が記載されているが、刊行物２に記載のものは、Ｐ及びＣｕを複合添加し耐食性を改善するというものであり、Ｃｕを添加しない本件発明２と鋼の組成が相違する。
　以上のとおり、刊行物１には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点及び板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板である点が記載も示唆もされておらず、また、刊行物２に記載のものは、本件発明２と鋼の組成を相違するので、刊行物１に記載のものと刊行物２に記載のものを寄せ集めることにより本件発明２を構築できたものとすることができない。
　そして、本件発明２は、請求項２に記載の事項により、「超微細粒を有し、良好な機械的特性を具備し、かつ機械的特性の異方性の小さい、加工性に優れた熱延鋼板が、通常の圧延設備で容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。」（特許明細書段落００５３）という特許明細書に記載のとおりの顕著な作用効果を奏するものと認められる。
　以上のことから、本件発明２は、刊行物１及び２に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるとすることができない。
　次に、本件発明３と刊行物１〜３に記載のものと対比する。
刊行物１に記載のものは、熱延鋼板の相組織、フェライトの平均粒径、第２相粒子の平均粒径及び最隣接第２相粒子間の間隔が該第２相粒子の粒径以上となる割合が本件発明３と一致するが、刊行物１には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点及び板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板である点が記載も示唆もされていない。　
　刊行物２には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＢ含有量が本件発明３と重複し、鋼の組成が本件発明３と形式的に重複する熱延鋼板が、また、刊行物３には、所定量のＣａ及びＲＥＭのうちから選んだ１種又は２種を含有する高強度薄鋼板が、それぞれ、記載されているが、刊行物２及び３には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点を示唆する記載がない。
　以上のとおり、刊行物１には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点及び板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板である点が記載も示唆もされておらず、また、刊行物２及び３には、第２相粒子のアスペクト比が２．０以下である点を示唆する記載がないので、刊行物１に記載のものと刊行物２及び３に記載のものを寄せ集めることにより本件発明３を構築できたものとすることができない。
　以上のことから、本件発明３は、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるとすることができない
（５）特許明細書の記載不備について
　特許異議申立人は、次の点で特許明細書は記載不備であると主張する。
ａ．第２相粒子に関して、アスペクト比及び間隔については、第２相粒子の全てについて計測を行うのか否かについて不明である。ｂ．本件特許明細書では、「アスペクト比が２．０以下」であることを規定しているが、アスペクト比が定義されていないので、何を意味するのか不明であり、また、計測手段についての説明がない。ｃ．本件明細書では、「最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上」と規定しているが、本件特許明細書では光学顕微鏡を使ってもそのような計測が可能であるとしていることから、粒径及び倍率によっては、精度の誤差が生じることが予想されるから、その辺りも明確にする必要がある。ｄ．「光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡」を用いてという記載はおかしく、どちらを使用したのか不明である。
　しかしながら、前記ａ．について、特許明細書には、「組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて、フェライトの体積率、粒径および第２相粒子の粒径、第２相粒子のアスペクト比、および第２相粒子の分布状態を測定した。また、最隣接第２相粒子間の間隔を測定し、その間隔が第２相粒子の粒径以上となる割合を求め、第２相の分布状態とした。」（特許明細書段落００４３）と記載されており、また、画像解析において観察視野にある第２相粒子すべてについて必要とする測定事項を測定することは技術的常識であるから、特許異議申立人が指摘するような不備があるとすることができない。前記ｂ．について、特許明細書には、「第２相粒子のアスペクト比は、第２相粒子の長径と短径の比をいう。」（特許明細書段落００２３）と記載されているとおり、特許明細書においてアスペクト比が定義されており、また、その計測手段について、特許明細書には、「組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて、・・・第２相粒子アスペクト比・・・を測定した」（特許明細書段落００４３）と記載されており、また、画像解析して計測することは技術的常識であるから、特許明細書において、アスペクト比は定義されておらず、更に、計測手段についての説明がないとすることはできい。前記ｃ．について、鋼組織の微細さの程度によっては適宜光学顕微鏡と電子顕微鏡が併用されることは技術的常識であり、光学顕微鏡と電子顕微鏡のいずれを使用しても通常許容される誤差範囲より大きな精度の誤差が生じることは予想されない。前記ｄ．について、光学顕微鏡又は電子顕微鏡のいずれかを使用して熱延鋼板の組織を測定するものであるから、熱延鋼板の組織の測定における測定手段は明瞭であり、特許異議申立人が指摘するように「光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡」を用いてという記載は不備であるとすることができない。
　以上のことから、本件の特許明細書は記載不備であるとすることができない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件発明１〜３に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明１〜３に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１４年６月３日（２００２．６．３）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の減縮を目的として、特許請求の範囲の請求項１〜３の「加工用熱延鋼板」を、それぞれ「板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板」に訂正する。
訂正事項ｂ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書の段落【００１３】、段落【００２０】の「加工用熱延鋼板」を、それぞれ「板厚３．５ｍｍ以下の加工用熱延鋼板」に訂正する。
訂正事項ｃ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書の段落【００１０】の「加工性に優れた熱延鋼板」を、「板厚３．５ｍｍ以下の加工性に優れた熱延鋼板」に訂正する。
（５４）【発明の名称】
超微細粒を有する加工用熱延鋼板
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　体積率で５０％以上のフェライトと、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれた１種または２種以上からなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が２μｍ以上４μｍ未満であり、前記第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、アスペクト比が２．０以下で、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上であることを特徴とする
板厚３．５ｍｍ以下の
　【請求項２】　前記熱延鋼板が、重量％で、
　　Ｃ：０．０１超〜０．３％、　　　　　　Ｓｉ：２．０％以下、
　Ｍｎ：３．０％以下、　　　　　　　　　　　Ｐ：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．０３〜０．３％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の
板厚３．５ｍｍ以下の
　【請求項３】　前記熱延鋼板が、重量％で、
　　Ｃ：０．０１超〜０．３％、　　　　　　Ｓｉ：２．０％以下、
　Ｍｎ：３．０％以下、　　　　　　　　　　　Ｐ：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、
　Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種、および／またはＣｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上、および／またはＣａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の
板厚３．５ｍｍ以下の
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な熱延鋼板に係り、とくに熱延のままで超微細粒を有し、延性、靱性、強度−延性バランスに優れ、さらにこれらの特性の異方性が小さい熱延鋼板に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　自動車用、家電用、機械構造用、建築用等に用いられる鋼材には、強度、加工性、靱性といった機械的性質が優れていることが要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段として組織を微細化することが有効であることから、微細な組織を得るための製造方法が数多く提案されてきた。また、高張力鋼においては、近年、低コストと高機能特性を両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。また、さらに、自動車用鋼板においては、衝突時に乗員を保護するために、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。このようなことから、高張力化に伴う延性、靱性、耐久比などの劣化を抑える目的で高張力鋼における組織の微細化が重要な課題となっている。
　【０００３】
　組織の微細化手段としては、大圧下圧延法、制御圧延法、制御冷却法などが知られている。
　大圧下圧延法については、例えば、特開昭５３−１２３８２３号公報、特公平５−６５５６４号公報に代表される提案がある。これらの提案における組織微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加え、γ→α歪誘起変態を促進させることにある。しかし、これらの方法は、ある程度の微細化は達成できるが、１パスあたりの圧下量を４０％以上にするなど、一般的なホットストリップミルでは実現しがたいという問題に加えて、大圧下圧延により結晶粒が偏平となるため、機械的性質に異方性が生じたり、セパレーションにより破壊吸収エネルギーが低下するという問題もあった。
　【０００４】
　一方、制御圧延法、制御冷却法を適用した例として、ＮｂもしくはＴｉを含む析出強化型鋼板がある。これらの鋼板は、Ｎｂ、Ｔｉの析出強化作用を利用して高張力化を図るとともに、Ｎｂ、Ｔｉがそなえるオーステナイト粒の再結晶抑制作用を利用して低温仕上圧延を施し、未再結晶変形オーステナイト粒からのγ→α歪誘起変態によってフェライト結晶粒を微細化するものである。しかし、これらの鋼板では、機械的性質の異方性が大きいという問題がある。例えば、プレス成形を施す自動車用鋼板などでは、成形限界は最も延性の劣る方向の特性水準によって決まるため、異方性の大きい鋼板では、組織を微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。また、構造材等に用いた場合も同様で、構造用材等で重要な靱性、疲労強度などの異方性が大きくなり、組織を微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。
　【０００５】
　また、特開平２−３０１５４０号公報には、素材鋼を少なくとも１部がフェライトからなる組織状態としておき、これを塑性加工を加えつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の１部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却し平均結晶粒径が５μｍ以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織とすることが記載されている。しかしながら、この方法によっても、完全には異方性を無くすことはできていない。
　【０００６】
　また、最近では、熱間圧延前のオーステナイト粒を極度に微細化して圧延し動的再結晶とさらに制御冷却を利用し、組織を微細化する方法が、例えば、特開平９−８７７９８号公報、特開平９−１４３５７０号公報、特開平１０−８１３８号公報に記載されている。特開平９−８７７９８号公報には、Ｍｎ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％、あるいはＴｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％およびＮｂ：０．３０ｗｔ％以下を含有するスラブを９５０〜１１００℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が２０％以上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡｒ３変態点以上となる熱間圧延を行った後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取り、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライト７５体積％以上と、残留オーステナイト５〜２０体積％の組織とする高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。
　【０００７】
　特開平９−１４３５７０号公報には、Ｔｉ：０．０５〜０．３ｗｔ％、Ｎｂ：０．１０ｗｔ％以下のうちの１種または２種を含有する鋼を９５０〜１１００℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が２０％以上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡｒ３変態点以上となるように熱間圧延し、Ａｒ３変態点〜７５０℃を２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、７５０℃未満〜６００℃の温度範囲で５〜２０ｓｅｃ間滞留させたのち、再び２０℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下の温度まで冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、フェライト８０体積％以上で平均フェライト粒径１０μｍ未満の極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。
　【０００８】
　特開平１０−８１３８号公報には、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％、あるいはＴｉの全部または１部に代え、その２倍量のＮｂを含有する鋼スラブを９５０〜１１００℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が２０％以上となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度がＡｒ３変態点以上となる熱間圧延を施した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取り、フェライトと残留オーステナイトからなる超微細粒組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。
　【０００９】
　【発明が解決しようとする課題】
　しかしながら、特開平９−８７７９８号公報、特開平９−１４３５７０号公報、特開平１０−８１３８号公報に記載された技術は結晶粒の微細化に主眼をおいたものであるが、粒径は３．６μｍ程度までは得られるものの、これらの技術を用いて製造された鋼板では、強度および延性は向上するが、機械的特性の異方性は、とくに自動車用鋼板の加工性という観点から、許容できるほど小さくなっているとは言い難く、さらに異方性を小さくする必要があった。このようなことから、超微細組織を有し、かつ異方性が小さく、加工性に優れた熱延鋼板が要望されていた。
　【００１０】
　本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、一般のホットストリップミルで容易に製造可能であり、超微細粒を有し、かつ機械的特性の異方性を小さくした、
板厚３．５ｍｍ以下の
　【００１１】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは、上記した課題を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、従来の組織微細化手段では、主相であるフェライトの微細化のみを考えていたため、第２相の分布形態については何の考慮も払われていないことに想到した。従来の組織微細化手段により製造された鋼板では、第２相は帯状、あるいはクラスター状に分布しており、本発明者らは、このような第２相の分布が、例えば延性の異方性を大きくし、プレス性等の加工性を劣化させ、またバーリング加工時に割れを発生しやすくしていたものと考え、第２相を微細にしかも島状に分散させるのがよいことに想到した。
　【００１２】
　主相を微細化することに加えて、第２相を微細にしかも島状に分散させる方法についてさらに検討した結果、本発明者らは、熱間圧延時、オーステナイト（γ）域の動的再結晶温度域で繰り返し圧下、しかも従来の細粒化技術に比べて、比較的軽圧下することにより、フェライト粒に加えて第２相粒子も微細化し、しかも第２相粒子を島状に分散して形成させることができることを知見した。γ域の動的再結晶温度域で繰り返し軽圧下することにより、γ粒の回復、再結晶が圧延後直ちに起こり、γ粒が微細化され、そのγ粒からγ→α変態で形成されるフェライト粒が粒径：２μｍ以上４μｍ未満まで微細化され、しかも同時に第２相粒子も微細にかつ島状に分散して形成される。これにより強度と加工性という相反する特性をバランスよく向上できる。
　【００１３】
　本発明は、上記した知見に基づきさらに検討を加え完成されたものである。
　すなわち、本発明は、体積率で５０％以上のフェライトと、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれた１種または２種以上からなる第２相粒子とからなる組織を有する熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が２μｍ以上４μｍ未満であり、前記第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、アスペクト比が２．０以下で、かつ最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上であることを特徴とする
板厚３．５ｍｍ以下の
　【００１４】
　また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。
　【００１５】
　また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種、およびＣｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。
　【００１６】
　また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種、およびＣａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。
　【００１７】
　また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上、およびＣａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。
　【００１８】
　また、本発明では、前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１超〜０．３％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を含み、さらに、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上、およびＣａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。
　【００１９】
　なお、本発明の鋼板を得るためには、所定の化学組成を有する圧延素材を、１１５０℃以下に再加熱するか、あるいは１１５０℃以下となってから熱間圧延を施し、熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延を、動的再結晶温度低温域で好ましくは１パス当たり４〜２０％の圧下を少なくとも３パス以上で、かつ該動的再結晶温度低温域での最終圧延パスの圧下率を１３〜３０％とする。（ここで、該動的再結晶温度低温域とは、動的再結晶温度の下限から、８０℃以内、好ましくは６０℃以内とする。）ともに、圧延仕上げ温度をＡｒ３変態点以上とする圧延とし、熱間圧延後２ｓｅｃ以内、好ましくは１ｓｅｃ以内に冷却を開始し、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、好ましくは３５０〜６００℃の温度域まで冷却し、巻き取ることが好ましい。
　【００２０】
　【発明の実施の形態】
　本発明に従う
板厚３．５ｍｍ以下の
　本発明の熱延鋼板は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第２相粒子とからなる組織を有する鋼板である。主相であるフェライトは、体積率で少なくとも５０％以上、好ましくは７０％以上とする。
　【００２１】
　主相であるフェライトは、平均粒径が２μｍ以上４μｍ未満の平均粒径を有する。フェライト粒が微細化すれば、従来の高張力鋼に比べ少ない合金元素添加量で目標とする強度を確保することができ、強度以外の特性の劣化が少なく、しかもその後のめっき性も良好となる。しかし、フェライトの平均粒径が２μｍ未満では、降伏強度が高くなりすぎ、プレス成形時のスプリングバックが発生しやすくなる。一方、フェライトの平均粒径が４μｍ以上では、加工性が全般的に著しく低下し、また結晶粒微細化による強度増加分が少ないため、合金添加量の増加が必要となる。このため、フェライトの平均粒径を２μｍ以上４μｍ未満に限定した。
　【００２２】
　第２相粒子は、平均粒径が８μｍ以下、アスペクト比が２．０以下の粒子とする。第２相粒子の平均粒径が８μｍを超えて大きくなると、靱性、延性の向上が少なくなるため、第２相粒子の平均粒径を８μｍ以下に限定した。また、第２相粒子のアスペクト比が２．０を超えて大きくなると、機械的特性の異方性が大きくなる。とくに、圧延方向の４５゜、９０゜方向の特性への影響が大きい。このため、第２相粒子のアスペクト比は２．０以下に限定した。
　【００２３】
　本発明においては、フェライト、第２相粒子の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面における平均粒径とする。また、第２相粒子のアスペクト比は、第２相粒子の長径と短径の比をいう。なお、長径は概ね圧延方向、短径は概ね板厚方向となる。
　また、本発明では、最隣接第２相粒子間の間隔を、第２相粒子の粒径以上となる割合が８０％以上とする。これは、第２相粒子が、帯状あるいはクラスター状でなく、島状に分布していることを意味する。最隣接第２相粒子間の間隔が、第２相粒子の粒径以上（結晶粒半径の２倍以上）となる割合が８０％未満では、機械的特性の異方性が大きくなるため、加工時に均一に変形が起こらず、ネッキングやしわが発生し表面性状不良となる。
　【００２４】
　なお、本発明では、第２相粒子は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトから選ばれた１種または２種以上とする。第２相粒子の体積率は３〜３０％の範囲とするのが好ましい。第２相粒子の体積率が増加すると、要求される強度を達成しやすいが、３０％を超えると、機械的特性、とくに延性が劣化する。
　【００２５】
　つぎに、本発明の熱延鋼板の好適な化学組成について説明する。
　Ｃ：０．０１超〜０．３％
　Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じ必要量を含有させる。Ｃ含有量が０．０１％以下では、結晶粒が粗大化し、本発明で目的とするフェライトの平均粒径４μｍ未満を達成できなくなる。また、Ｃ含有量が０．３％を超えると、加工性が劣化するとともに溶接性も劣化する。このため、Ｃは０．０１超〜０．３％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．２％の範囲である。
　【００２６】
　Ｓｉ：２．０％以下
　Ｓｉは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効に寄与する。また、フェライトの生成を抑制し所望の第２相体積率を有する組織を得るうえで有効に作用するが、過剰な添加は、延性や表面性状を劣化させる。このため、Ｓｉは２．０％以下とするのが望ましい。なお、好ましくは０．０１〜１．０％、より好ましくは０．０３〜１．０％である。
　【００２７】
　Ｍｎ：３．０％以下
　Ｍｎは、Ａｒ３変態点を低下させる作用を通じ結晶粒の微細化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化および残留オーステナイト化を進展させる作用を通じ、強度−延性バランス、強度−疲労強度バランスを高める作用を有する。さらに、Ｍｎは有害な固溶ＳをＭｎＳとして無害化する作用を有する。しかし、多量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−延性バランスを劣化させる。このようなことから、Ｍｎは３．０％以下とするのが望ましい。なお、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．５〜２．０％である。
　【００２８】
　Ｐ：０．５％以下
　Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応じ添加することができるが、過剰の添加は、粒界に偏析し脆化の原因となる。このため、Ｐは０．５％以下とするのが望ましい。なお、好ましくは０．００１〜０．２％である。
　Ｔｉ：０．０３〜０．３％
　Ｔｉは、ＴｉＣとして存在して、熱間圧延加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程での動的再結晶を誘起させるために有効に作用する。このような作用を発揮させるためには、少なくとも０．０３％以上の含有が必要であるが、０．３％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、Ｔｉは０．０３〜０．３％の範囲とするのが望ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．２０％である。
　【００２９】
　Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下から選ばれた１種または２種
　Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭窒化物を形成し、熱間圧延加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化する作用を有しており、必要に応じ、Ｔｉと重畳して含有することにより、さらに動的再結晶の発生に有効に作用する。しかし、０．３％を超えて多量に含有しても効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。このため、Ｎｂ、Ｖとも０．３％以下とするのが望ましい。なお、Ｎｂ、Ｖとも０．００１％以上の添加が望ましい。
　【００３０】
　Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下から選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、いずれも強化成分として、必要に応じ、含有することができるが、多量の含有はかえって強度−延性バランスを劣化させる。このため、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、いずれも１．０％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用効果を十分に発揮するためには、少なくとも０．０１％以上含有させるのが好ましい。
　【００３１】
　Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で０．００５％以下
　Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂは、いずれも硫化物の形状制御や粒界強度の上昇を通じ加工性を改善する効果を有しており、必要に応じ含有させることができる。しかし、過剰な含有は、清浄度や再結晶性に悪影響を及ぼす恐れがあるため、合計で０．００５％以下とするのが望ましい。
　【００３２】
　なおＡｌは、脱酸等の必要に応じ添加してもよい。添加量は、０．２％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。
　本発明の熱延鋼板では、上記した組成以外は、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　つぎに、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
　【００３３】
　上記した成分組成範囲に調整した溶鋼を、連続鋳造または造塊−分塊圧延により圧延素材とし、この圧延素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。
　熱間圧延は、圧延素材を、一旦冷却したのち再加熱する再加熱圧延としても、直送圧延やホットチャージローリングとしてもよい。また、薄スラブ連続鋳造法のような、連続鋳造されたスラブを直接熱間圧延してもよい。再加熱する場合には、初期オーステナイト粒を微細化するために、１１５０℃以下に加熱するのが望ましい。また、直送圧延する場合も、１１５０℃以下まで冷却したのち圧延を開始するのが動的再結晶を促進するために好ましい。なお、仕上げ圧延温度をオーステナイト域とするため、再加熱温度、または直送圧延開始温度を８００℃以上とするのが好ましい。
　【００３４】
　上記した温度の圧延素材に熱間圧延を施す際に、本発明では、動的再結晶温度低温域で少なくとも３パス以上の繰り返し圧下を施すのが好ましい。動的再結晶温度低温域で繰り返し圧下を施すことにより、オーステナイト粒が微細化される。動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほどオーステナイト粒の微細化が進行するため、少なくとも３パス以上で、しかも連続する３パス以上で圧下するのが好ましい。３パス未満では、オーステナイト粒の微細化の程度が小さく、平均フェライト粒径４μｍ未満の微細粒を達成しにくい。なお、パス数を増加しすぎると、細粒化が過度に進行し、粒径２μｍ未満となる可能性があるため、好ましいパス数は３〜４パスである。
　【００３５】
　また、動的再結晶温度低温域での圧下率は、動的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものではないが、動的再結晶温度低温域での最終圧延パスを除き、１パス当たり４〜２０％、とするのが望ましい。１パス当たりの圧下率が４％未満では、動的再結晶が生じない。一方、１パス当たりの圧下率が２０％を超えると、機械的特性の異方性が高くなる。なお、動的再結晶温度低温域での最終圧延パスは、第２相の微細化を図るため、圧下率１３〜３０％とするのが好ましい。圧下率が１３％未満では、微細化が不十分であり、一方、３０％を超えてもそれ以上大きな効果が望めず、また圧延機への負荷が大きくなるとともに、機械的特性の異方性が大きくなる。なお、好ましくは２０〜３０％である。
　【００３６】
　本発明でいう動的再結晶温度は、温度、歪が独立して制御できる測定装置（例えば、富士電波工機製「加工フォーマスター」）により、圧延条件をシミュレーションすることにより得られる歪−応力の関係から予め測定した値を用いるものとする。動的再結晶温度は、鋼組成、加熱温度、圧下率、圧下配分等で変化するが、８５０〜１１００℃の温度範囲内で、通常２５０〜１００℃の幅で存在するといわれている。なお、動的再結晶温度域の温度幅は、１パス当たりの圧下率が高いほど、あるいは加熱温度が低いほど、拡大する。なお、動的再結晶域の圧延は多かれ少なかれ結晶粒の微細化に寄与するため、動的再結晶温度高温域での圧延を規制するものではない。しかし、組織微細化の点からは、動的再結晶温度域の低い温度域での圧延が、γ→α変態の変態サイトの増加が著しく、有利である。
　【００３７】
　したがって、本発明では、動的再結晶温度域での圧延に際し、とくに動的再結晶温度低温域における、圧延条件を前記のように規定した。すなわち、オーステナイト粒の微細化を促進するうえでは、（動的再結晶の下限温度）＋８０℃、好ましくは（動的再結晶の下限温度）＋６０℃、から動的再結晶の下限温度までの温度範囲で前記３パス以上の圧下を加えるのが好ましい。
　【００３８】
　動的再結晶温度低温域における圧延回数を確保するため、圧延中の被圧延材の温度低下を抑制すべく、圧延スタンド間に加熱手段を設置し、被圧延材またはロールを加熱するのが好ましい。とくに、温度低下の著しい位置に加熱手段を設置するのが有効である。加熱手段の１例を図１に示す。図１（ａ）に示す加熱手段は、高周波加熱装置であり、被圧延材に交番磁場を印加することにより、誘導電流を生起し被圧延材を加熱するものである。また、高周波加熱装置に代えて、図１（ｂ）に示すように、電熱ヒータを用い、ロールを加熱してもよく、また直接通電加熱により加熱しても良い。
　【００３９】
　なお、熱間圧延時においては、潤滑を施しつつ圧下を行ってもよいことは、いうまでもない。
　本発明では、動的再結晶温度低温域での圧延以外の圧延条件はとくに限定されないが、圧延仕上げ温度はＡｒ３変態点以上とする。圧延仕上げ温度がＡｒ３変態点未満では、鋼板の延性、靱性が劣化し、機械的特性の異方性が大きくなるためである。
　【００４０】
　上記した条件で熱間圧延を終了した熱延鋼板においては、この時点でのオーステナイト粒はほぼ等軸の結晶粒となっており、熱間圧延終了後直ちに冷却する直近急冷を行えば、γ→α変態の変態核が多く、フェライト粒の粒成長が抑制され組織が微細化される。このため、圧延終了後２ｓｅｃ以内、好ましくは１ｓｅｃ以内に冷却を開始するのが好ましい。冷却開始が圧延終了後２ｓｅｃを超えると、粒成長が著しくなる。
　【００４１】
　また、冷却速度は３０℃／ｓｅｃ以上とするのが好ましい。冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満では、フェライト粒の粒成長が生じ、微細化が達成できないうえ、第２相を微細にしかも島状に分布させることが難しくなる。
　３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、好ましくは３５０〜６００℃の温度域まで冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻き取るのが好適である。巻き取り温度や、巻き取り後の冷却速度はとくに限定するものではない。製造しようとする鋼板に応じて適宜定める。しかし、巻き取り温度が高いと、第２相がパーライト主体の組織となりフェライト粒の粒成長が起こりやすくなる。一方、巻き取り温度が低すぎると、第２相がマルテンサイト主体の組織となる。このようなことから、巻き取り温度は３５０〜６００℃の範囲内とするのが望ましい。
　【００４２】
　【実施例】
　表１に示す組成を有する溶鋼を、連続鋳造法によりスラブ（圧延素材）とした。これらスラブを表２に示す種々の条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷却を行って熱延鋼板（板厚１．８〜３．５ｍｍ）とした。なお、鋼板Ｎｏ．３は、潤滑圧延を実施した。また、鋼板Ｎｏ．９は、圧延途中で一旦６００℃まで放冷し、ついで８５０℃まで再度加熱したのち圧延を施す、逆変態を利用し組織を微細化する方法の従来例である。また、鋼板Ｎｏ．２１は、オーステナイト未再結晶域での圧下を強化した制御圧延を施こした。
　【００４３】
　ついで、これらの鋼板について、組織、機械的特性を調査し、表３に示す。
　組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて、フェライトの体積率、粒径および第２相粒子の粒径、第２相粒子のアスペクト比、および第２相粒子の分布状態を測定した。また、最隣接第２相粒子間の間隔を測定し、その間隔が第２相粒子の粒径以上となる割合を求め、第２相の分布状態とした。
　【００４４】
　また、機械的特性は、鋼板の圧延方向、圧延方向に直角方向、圧延方向に４５゜方向について、ＪＩＳ　５号試験片により引張特性（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。伸びの測定値から、ΔＥｌ＝１／２・（Ｅ１０＋Ｅ１９０）−Ｅ１４５で定義される各鋼板の伸びの異方性ΔＥｌを計算した。ここで、Ｅ１０は圧延方向の伸び値、Ｅ１９０は圧延方向に直角方向の伸び値、Ｅ１４５は圧延方向に４５゜方向の伸び値を表す。
　【００４５】
　また、原厚のままの２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を用いて、延性−脆性遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を調査した。
　これらの結果を表３に示す。
　【００４６】
　【表１】
　【００４７】
　【表２】
　【００４８】
　【表３】
　【００４９】
　【表４】
　【００５０】
　【表５】
　【００５１】
　本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの平均粒径が２μｍ以上４μｍ未満で、かつ第２相粒子の平均粒径が８μｍ以下、アスペクト比が２．０以下、かつ最隣接第２相粒子間隔が第２相粒子の平均粒径以上となる割合が８０％以上となり、２８％以上の伸び値と、４００ＭＰａ以上の降伏点を有し、ＴＳ×Ｅｌも２００００ＭＰａ・％以上で、しかも伸びの異方性も小さく、加工性に優れた熱延鋼板となっている。
　【００５２】
　これに対し、スラブ加熱温度が高く、動的再結晶の生起がなく、フェライト平均粒径が大きくなり本発明の範囲を外れる鋼板Ｎｏ．２は、ＴＳ×Ｅｌ値が低く、異方性も大きくなっている。また、本発明の範囲を外れる鋼板Ｎｏ．３は、動的再結晶域での圧下パス数が少なく、第２相粒子が粗大化し、アスペクト比も３．５と大きく、伸びの異方性が大きくなっている。直近急冷のみにより細粒化した鋼板Ｎｏ．５および未再結晶域強圧下による鋼板Ｎｏ．２１は、第２相粒子が帯状に分布し、しかも第２相粒子のアスペクト比が大きくなり、ＴＳ×Ｅｌ値が低く、異方性も大きくなっている。また、逆変態を利用した鋼板Ｎｏ．９は、第２相粒子が帯状に分布し、しかも第２相粒子のアスペクト比が大きくなり、ＴＳ×Ｅｌ値が低く、異方性も大きくなっている。また、組成範囲が本発明の範囲を外れる鋼板Ｎｏ．１２は動的再結晶が起きず第２相粒子の粒径、アスペクト比が大きくなっている。Ｔｉ、あるいはＭｎ含有量が本発明の範囲を外れる鋼板Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４は、材質の劣化が著しい。これらの比較例の鋼板はいずれも延性−脆性遷移温度が高く、靱性が劣化している。また、動的再結晶温度低温域での圧下において、全て２０％を超えて圧下した鋼板Ｎｏ．２０は、第２相のアスペクト比が大きくなり、動的再結晶温度低温域における最終パスを１３％未満とした鋼板Ｎｏ．１８は第２相が微細化されていない。これらの鋼板はいずれも伸びの異方性が大となっている。さらに動的再結晶温度低温域で多数のパスを施した鋼板Ｎｏ．１９は結晶粒径が２．０μｍ未満となり、材質は全般的に優れるか、ＹＳおよびＹＲが高い。
　【００５３】
　【発明の効果】
　本発明によれば、超微細粒を有し、良好な機械的特性を具備し、かつ機械的特性の異方性の小さい、加工性に優れた熱延鋼板が、通常の圧延設備で容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　本発明の実施に好適な加熱手段の１例を示す模式図である。
　【符合の説明】
　１　ロールスタンド
　２　ワークロール
　３　バックアップロール
　４　被圧延材
　５　高周波誘導加熱装置
　６　ヒーター加熱装置