(57)【要約】【課題】自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な微細粒熱延鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法において、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延する。圧延した後１００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却すれば更に好ましく、圧延した後２００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却すればより一層好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、２００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする請求項１から３までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延鋼板の製造方法に関し、詳しくは、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な熱延鋼板の製造方法、なかでも熱延のままで細粒組織を有する加工性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として用いられる鋼材には、強度、加工性及び靱性などの機械的性質に優れることが要求される。こうした機械的性質を総合的に向上させるためには鋼材の組織を微細化することが有効であり、鋼材の組織微細化による高強度化は、合金成分を節減できるので製品コストの低減にも有効である。このため、従来から微細な組織を得るための製造方法が数多く検討されてきた。
【０００３】
従来技術における組織の微細化手段としては、例えば、特許文献１〜３に「大圧下圧延」に関する技術が、又、特許文献４及び５に「制御圧延・制御冷却」に関する技術が提案されている。
【０００４】
すなわち、特許文献１には、連続熱間圧延の後段において、圧下率が４０％以上、平均歪速度が６０秒−１の圧下を加え、更に、２秒以内に連続して圧下率が４０％以上の圧下を加える大圧下圧延により組織を微細化する技術が開示されている。しかし、上記の特許文献１で提案された技術は、１パス当たりの圧下量を４０％以上にする必要があり、一般的なホットストリップミルでは実現し難い。更に、板厚形状の制御も困難である。
【０００５】
特許文献２には、圧延直後、０．５秒以内の圧延歪を蓄積した状態から急冷して鋼の組織を微細化する技術が開示されている。しかし、この特許文献２で提案された方法では、通常仕上げタンデム圧延機の出側で行う、温度計測と板厚及び板幅の計測に支障をきたすため、生産性が低下する。
【０００６】
特許文献３には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」を動的再結晶域で多パス圧延し、平均粒径で２μｍ未満の細粒組織とする技術が開示されている。しかし、一般的なホットストリップミルにおいて、圧延温度を安定して動的再結晶温度域に制御することは極めて困難である。
【０００７】
特許文献４には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」の仕上げ圧延前に表面を強制冷却し、表層部が細粒の熱延鋼板を得る技術が開示されている。しかし、この特許文献４で提案された技術の場合、鋼板の内部における粒径は１０μｍ以上と大きいし、表層部の細粒化を行っただけでは鋼材全体の強化への寄与は極めて僅かしかない。
【０００８】
特許文献５には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ鋼」において、１１００〜９５０℃の温度範囲で圧下量が２０％以上となる圧延を施して動的再結晶させる第１段階の圧延工程と、９５０℃未満で７００℃以上の温度範囲で５℃／秒以上の冷却速度で冷却しながら１パス当たりの圧下量が２０％以上で、累積圧下率が５０％以上となる圧延を行って静的再結晶を繰り返す第２段階の圧延工程とによって、平均粒径が２μｍ以下の鋼板を得る技術が開示されている。しかし、Ｔｉの含有量が規定値を下回る鋼の場合には、上記第１段階の動的再結晶が不十分となって結晶粒を微細化し難いし、Ｔｉ無添加の鋼の場合には、上記の圧延技術を適用してもその粒径は１１μｍ以上のものでしかない。
【０００９】
【特許文献１】
特公平５−６５５６４号公報
【特許文献２】
特公平４−１１６０８号公報
【特許文献３】
特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献４】
特開平９−１３７２４８号公報
【特許文献５】
特開平１１−９２８５９号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な微細粒熱延鋼板の製造方法を提供することである。具体的には、熱延のままで主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を有する熱延鋼板を効率よく製造する方法であって、しかも、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１４０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」を有する加工性に優れた微細粒熱延鋼板の製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（５）に示す熱延鋼板の製造方法にある。
【００１２】
（１）粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
（２）粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、１００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（３）粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後、２００℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
（４）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１６】
（５）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％、
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％、
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％。
【００１８】
本発明でいう温度は鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」とは冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００１９】
圧下率（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものをいう。
【００２０】
「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００２１】
以下、上記（１）〜（５）の熱延鋼板の製造方法に係る発明をそれぞれ（１）〜（５）の発明という。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために、研究開発を重ねた。その結果、粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行ういわゆる「タンデム熱延」において、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機においてＡｒ３　点以上の温度で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することによって、微細なフェライト結晶粒を有する組織が得られることを知見した。
【００２３】
又、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機と最終圧延機との間で急冷を行えば、従来から知られている最終圧延機の出側で行う「直後急冷法」ではその計測が困難であった最終圧延機出側での温度、板厚及び板幅の計測が可能となり、精度の高い温度制御や板厚、板幅などの形状制御が可能となるので、安定且つ確実な生産を実現できることが判明した。
【００２４】
更に、鋼板の形状制御で最も重要な因子である最終圧延機における圧下率を低くすれば鋼板の形状性に優れた生産性の高い圧延が可能であることが明らかとなった。又、最終から１段前までの圧延機で、圧延荷重低減や細粒化促進のための圧下率の増大を目的とした潤滑圧延を行い、最終圧延機で無潤滑圧延を行えば、潤滑圧延時の通板性にも優れた生産性の高い圧延が可能となることも明らかになった。
【００２５】
「タンデム熱延」における上述の仕上げ圧延によって微細なフェライト結晶粒を有する組織が得られる理由は必ずしも明らかではないが、最終圧延機による圧延の前の急冷によって、最終から１段前の圧延機による圧延でオーステナイトに付与された歪みが維持された状態のままで最終圧延機での圧延を受けるため歪みが大きく蓄積されることや、最終から１段前の圧延機と最終圧延機との間でフェライト核生成の潜伏時間が消費されて最終圧延機での圧延を受けることなどによって、フェライトの核生成が促進されるためと推測される。
【００２６】
前記（１）〜（５）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２７】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）熱延鋼板の製造条件
本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、タンデム圧延機による仕上げ圧延における圧延条件を必須の要件として下記のように規定する。
【００２８】
すなわち、「タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延する」ものである。
【００２９】
上記の処理によって、フェライトの核生成が促進されて、所望の平均粒径が５μｍ以下という微細なフェライトが得られる。
【００３０】
タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機での圧延温度がＡｒ３　点未満の場合には、加工フェライトの生成を招くだけではなく、軟質なフェライトへの歪み集中によって未変態オーステナイトへの歪み蓄積が不十分となるため、所望のサイズへのフェライトの微細化を達成することができない。上記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の平均冷却速度が５０℃／秒を下回る場合には、たとえ前記した圧延温度が確保された場合でも、所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できない。又、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の冷却温度が「Ａｒ３　点−５０℃」を上回る場合にも、所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できない。更に、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延の圧下率が２０％を上回ると、加工フェライトの生成を引き起こして加工性の低下を招くばかりか、圧下率過多のために板厚形状不良が生じやすくなる。最終圧延機における圧下率は１５％以下とすることが好ましく、１０％以下とすれば更に好ましい。
【００３１】
したがって、（１）の発明においては、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ３　点−５０℃」以下の温度域まで冷却し、次いで、最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延することとした。
【００３２】
ここで、圧延歪みを蓄積させるという観点からは、前記のタンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機での圧延温度はＡｒ３　点以上で、「Ａｒ３　点＋１００℃」以下とすることが好ましい。更に好ましくは、Ａｒ３　点以上で、「Ａｒ３　点＋６０℃」以下である。
【００３３】
タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の平均冷却速度は１００℃／秒以上とすることが好ましく、２００℃／秒以上とすれば一層好ましい。この平均冷却速度の上限は特に規定する必要はなく、設備能力面から被圧延材のサイズに対して可能な最大の平均冷却速度としてもよい。
【００３４】
又、前記のタンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後は「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却することが好ましく、「Ａｒ３　点−２００℃」以下の温度域まで冷却すれば一層好ましい。この冷却は次の最終圧延機で行う２０％以下の圧下率での圧延で加工フェライトが生成することのない温度、例えば、６００℃近傍の温度まで行ってもよい。
【００３５】
フェライトの平均粒径を３μｍ以下に微細化するためには、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の平均冷却速度を２００℃／秒以上として「Ａｒ３　点−１００℃」以下の温度域まで冷却することが好ましい。
【００３６】
上述の理由で、（２）の発明においては、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後の平均冷却速度を１００℃／秒以上で、冷却する温度域を「Ａｒ３　点−１００℃」以下とした。又、（３）の発明においては、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ３　点以上の温度で圧延した後の平均冷却速度を２００℃／秒以上で、冷却する温度域を「Ａｒ３　点−１００℃」以下とした。
【００３７】
なお、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延は、最終圧延機から１段前の圧延機における圧延後の冷却水が最終圧延機の出側に流れ出ないようにする水切りの機能や、前記１段前の圧延機との間で被圧延材に張力を付与して通板性と板厚形状の劣化を防止する機能、更には、ロール抜熱による冷却効果をも併せ持つものである。したがって、タンデム圧延機列の最終圧延機においては、被圧延材とロールを接触させるだけとし、圧延の圧下率は０％としても構わない。但し、歪み蓄積を十分に行って、フェライトの結晶粒を一層微細にするという観点からは、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延の圧下率は１％以上とすることが好ましく、更に好ましくは５％以上である。
【００３８】
なお、本発明における温度が鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」が冷却前後の温度差を冷却時間で除したものを指すこと、圧下率（％）がｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔｎｉ、圧延後の被圧延材厚みをｔｎｏとしたとき｛（ｔｎｉ−ｔｎｏ）／ｔｎｉ｝×１００で求められるものを指すことは既に述べたとおりである。
【００３９】
仕上げ圧延中の結晶粒の成長を抑制するという観点からは、タンデム圧延機列における仕上げ圧延の開始温度はこれをを低くすることが好ましい。しかし、被圧延材の圧延側先端部がタンデム圧延機列に入る前の温度を低くすれば、後端部やエッジ部での温度低下が大きくなるので、被圧延材の後端部やエッジ部での温度低下を防止するために、タンデム圧延機列での仕上げ圧延の前に被圧延材、なかでも被圧延材の後端部やエッジ部の温度を維持するために補助加熱装置を用いてもよい。この場合、補助加熱装置による加熱温度を１１００℃以下にすることで安定且つ確実に被圧延材の全域にわたって、所望のサイズのフェライトを有する微細組織を得ることができる。
【００４０】
したがって、タンデム圧延機列での仕上げ圧延の前に、補助加熱装置により被圧延材を１１００℃以下の温度に加熱することが好ましい。なお、上記の加熱は、タンデム圧延機列での仕上げ圧延としてオーステナイト領域での圧延が確保できるＡｃ３　点以上の温度への加熱であればよいが、９５０℃以上の温度に加熱すれば一層好ましい。
【００４１】
被圧延材がタンデム圧延機列の最終圧延機を通過した後は、被圧延材の温度、板厚及び板幅の計測を行い、その結果をタンデム圧延機列での圧延条件やタンデム圧延機列で圧延する前の補助加熱条件に反映させることで、一層安定且つ確実に被圧延材の全域にわたって所望サイズの微細フェライト組織を有し、寸法精度も良好な鋼板を得ることができる。なお、上記の温度、板厚及び板幅の計測を行った後は被圧延材を冷却すればよい。
【００４２】
したがって、タンデム圧延機列の最終圧延機による圧延後は、その被圧延材の温度、板厚及び板幅の計測を行い、次いで、被圧延材を冷却することが好ましい。
【００４３】
タンデム圧延機列における仕上げ圧延後の被圧延材の冷却、巻き取り温度や巻取り後の冷却条件は特に限定するものではなく、製造しようとする熱延鋼板の組織に応じて適宜定めればよい。
【００４４】
例えば、主相であるフェライト以外の組織をまとめて第２相というとき、第２相としてパーライトやセメンタイトを含む組織にしたい場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相の形成を回避するような条件で冷却及び巻き取りを行えばよい。又、第２相としていわゆる「ＤＰ鋼（二相鋼）」や「ＴＲＩＰ鋼」のような複合組織を得たい場合には、冷却曲線上のフェライト領域のノーズを通過するような冷却を行ってフェライト変態を促進した後、パーライト変態を避けてベイナイトやマルテンサイトの領域に急冷した後、巻き取りを行えばよい。
【００４５】
なお、フェライトの粒径を極めて微細にするという観点からすれば、タンデム圧延機列における仕上げ圧延後の極めて短時間のうちに、例えば上記仕上げ圧延後０．５秒以内に、冷却を開始することが好ましい。しかし、このような仕上げ圧延終了直後の冷却は、前述の温度、板厚・板幅計測に支障をきたし生産性の低下を招くため、生産性の向上には設備改良が必要になり設備コストの上昇が避けられない。
【００４６】
ここで、これまで述べたタンデム圧延機列による仕上げ圧延以外の圧延の条件については特に規定する必要はなく、通常のオーステナイト領域での圧延でありさえすればよい。
【００４７】
前記（１）〜（３）の発明は、その圧延対象となる鋼塊や鋼片の製造方法に関して特に規定するものではない。例えば転炉、電気炉又は平炉等により溶製されたリムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼又はキルド鋼いずれであってもよい。又、その対象鋼は、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いて鋼塊とされたものであってもよい。
【００４８】
粗圧延機での粗圧延に供される鋼塊や鋼片は、一旦冷却された後でＡｃ３　点以上の温度に再加熱されたもの又は、鋳造後にＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊若しくは熱間加工後にＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれであってもよい。なお、細粒化の観点からは一旦冷却された後でＡｃ３　点以上の温度に再加熱されたものの方が好ましい。鋳造のままで粗圧延に供する場合、保熱又は加熱を目的として、補助加熱装置を通したり加熱炉に装入しても構わない。
【００４９】
なお、鋼塊や鋼片を一旦冷却した後でＡｃ３　点以上の温度に再加熱する場合の加熱温度は、オーステナイト結晶粒を粗大化させない１２００℃以下とすることが好ましい。又、圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１１００℃以上である。
【００５０】
又、鋳造後にＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊又は熱間加工後にＡｒ３　点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれについても、鋳造や熱間加工の後は鋼塊や鋼片を１２００℃以下の温度域にまで冷却し、その後で粗圧延することが圧延中の結晶粒成長抑制のために望ましい。なお、この場合の粗圧延は圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上の温度域から開始するのがよい。より好ましくは１１００℃以上である。
【００５１】
なお、熱間圧延は、圧延荷重低減などを目的に潤滑剤を用いて行うのが好ましい。又、「タンデム熱延」のタンデム圧延機列の最終から２段前の圧延機までの圧延機の間で、圧下による被圧延材の温度上昇を抑えるために冷却を行っても構わない。潤滑圧延は、最終から１段前までの圧延機で行うことが通板性の観点から好ましい。
（Ｂ）対象とする鋼の化学組成
前記（１）〜（３）の発明は、その製造対象となる鋼の化学組成に関しても特に規定するものではない。しかし、熱延のままでも主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を有し、しかも、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１４０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」を有する加工性に優れた微細粒熱延鋼板を得るためには、製造対象となる鋼の化学組成を（４）及び（５）の発明で規定するものとするのがよい。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００５２】
Ｃ：
Ｃは、鋼板の強度を高める好ましい成分であり、０．０２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．２０％を超えると加工性の低下や溶接性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．２０％とするのがよい。
【００５３】
Ｍｎ：
Ｍｎは鋼板の強度を確保するとともに、鋼中に不純物として存在するＳをＭｎＳとして固定して、連続鋳造又は熱間圧延を初めとする熱間での加工中に生じる割れを抑制する作用を有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．０５％未満の場合には前述の効果が得難く、一方、３．０％を超えて含有させてもその作用が飽和するばかりか、加工性の低下を招くことがある。このため、Ｍｎの含有量は０．０５〜３．０％とするのがよい。より好ましいＭｎの含有量は０．１〜２．５％である。
【００５４】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化を通じて鋼板の強度と延性を向上させる好ましい成分である。更に、フェライト量の増加や、いわゆる「ＴＲＩＰ鋼」において未変態で残るオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）の量を増やす作用も有する。しかし、Ｓｉを３．０％を超えて含有させても上記作用による効果が飽和する上に、溶接性の低下を招くことがある。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％を下限とするのがよい。したがって、Ｓｉの含有量は０．００１〜３．０％とするのがよい。なお、Ｓｉ含有量は０．０３〜２．０％であれば一層好ましい。
【００５５】
Ｐ：
Ｐは、鋼板の強度を高める作用を有する。しかし、Ｐを０．２％を超えて含有させると粒界偏析による脆化や溶接性の低下をきたすことがある。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％を下限とするのがよい。したがって、Ｐの含有量は０．００１〜０．２％とするのがよい。なお、脆化や溶接性の低下をより確実に防ぐために、Ｐの含有量の上限値は０．１％とすることが一層好ましく、加工性をより一層向上させるために、その上限値は０．０５％とすることが極めて好ましい。
【００５６】
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用、主相となるフェライトが組織に占める割合の増加、更には、いわゆる「ＴＲＩＰ鋼」における「残留オーステナイト」の量を増やす作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ａｌは０．００１％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ａｌを３％を超えて含有させても前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量は０．００１〜３％とするのがよい。なお、脱酸のみを目的としてＡｌを添加する場合は、経済性の観点からＡｌの含有量の上限は０．１０％とするのがよい。
【００５７】
前記（１）〜（３）の発明がその製造対象とする（４）の発明に記載の鋼の化学組成は、上記のＣからＡｌまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。
【００５８】
前記（１）〜（３）の発明がその製造対象とする（５）の発明に記載の鋼の化学組成は、前記（４）の発明に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含むものである。
【００５９】
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％、
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％、
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％。
【００６０】
ここで上記（ａ）群に記載のＣａからＲＥＭ（希土類元素）までのいずれの元素も介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有するので、ＣａからＲＥＭまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００６１】
なお、ＲＥＭは、前述のとおりＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ミッシュメタルの形で添加してもよい。本発明でいうＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
【００６２】
上記（ｂ）群に記載のＮｂからＶまでのいずれの元素もフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＮｂからＶまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００６３】
又、上記（ｃ）群に記載のＣｒとＭｏはいずれも変態強化によって強度を高める作用を有するので、ＣｒとＭｏは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
【００６４】
（ａ）群（Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ）：
Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００２％以上、Ｚｒは０．０１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの含有量が、それぞれ０．０１０％、０．１０％、０．１０％を超えると、鋼中の介在物が多くなりすぎて加工性が劣化することがある。したがって、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．０００２〜０．０１０％、０．０１〜０．１０％、０．００２〜０．１０％とするのがよい。
【００６５】
（ｂ）群（Ｎｂ、Ｔｉ及びＶ）：
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれも０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを、それぞれ０．１０％、０．２０％、１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．００５〜０．１０％、０．００５〜０．２０％、０．００５〜１．０％とするのがよい。
【００６６】
（ｃ）群（Ｃｒ及びＭｏ）：
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも変態強化によって強度を、高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｒ及びＭｏいずれも０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏをいずれも１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｒ及びＭｏを添加する場合には、その含有量はいずれも０．０５〜１．０％とするのがよい。
【００６７】
上記の（ａ）群から（ｃ）群の元素については、複数の群から選ばれる元素を複合して含有させてもよい。
【００６８】
なお、鋼中に混入する不純物としては、Ｓ、Ｎなどが挙げられるが、例えばＳ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。
【００６９】
Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、一段と優れた加工性を確保するために、Ｓの含有量は０．００８％以下とすることが一層好ましく、０．００３％以下とすれば極めて好ましい。
【００７０】
Ｎ：
Ｎは加工性を低下させるため、その含有量は０．０１％以下に抑えることが望ましい。なお、Ｎの含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００７１】
又、Ｃｕ、Ｎｉは変態強化又は耐食性向上の観点からそれぞれ０．０５〜１．０％含有させてもよい。
【００７２】
なお、前記（１）〜（５）の発明で製造される熱延鋼板は、主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を呈するものである。上記主相としてのフェライトが組織に占める割合は体積割合で少なくとも５０％以上である。フェライトが組織に占める割合は、体積割合で６０％以上であることが好ましい。なお、主相であるフェライト以外の組織をまとめて第２相というとき、第２相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトや未変態のオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）の１種以上からなる組織である。
【００７３】
主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下の場合には、従来の鋼板に比べ、少ない合金含有量で目標とする強度を確保でき、強度以外の特性の劣化も少なく、加えて、めっき性も良好となる。
【００７４】
フェライトの平均粒径が５μｍを超えると、組織微細化による強度増加の程度が著しく少なくなり、合金元素の含有量を増やす必要が生じ、コストの上昇をきたす。なお、合金元素を節減して安定且つ確実に強度を確保するためには、フェライトの平均粒径は４μｍ以下であることが好ましく、３μｍ以下であれば一層好ましい。一方、熱延鋼板に、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」で１４０００ＭＰａ・％以上の値を安定且つ確実に確保し、加工性を高めるためには、フェライトの平均粒径は１μｍ以上であることが好ましく、２μｍ以上であれば一層好ましい。
【００７５】
前記（１）〜（５）の発明によれば、なかでも（４）及び（５）の発明によれば、安定且つ確実に、フェライトの平均粒径を２〜３μｍに、且つ、組織に占めるフェライトの体積割合を６０％以上にすることができる。
【００７６】
ここで、フェライトの「平均粒径」とは、切断法により求めた平均切片長さを１．１２８倍した値を指す。
【００７７】
又、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記フェライトが組織に占める体積割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたフェライトの割合から決定すればよい。
【００７８】
なお、本発明の方法で製造した熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した場合には、優れた耐食性をも兼備した表面処理鋼板を得ることができる。
【００７９】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００８０】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で加熱、粗圧延、仕上圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が２．３ｍｍの鋼板を得た。
【００８１】
【表１】
2004136321.tif 000002
【００８２】
【表２】
2004136321.tif 000003
【００８３】
得られた鋼板から試験片を採取し、組織及び常温での引張特性を調査した。
【００８４】
組織は、光学顕微鏡又は電子顕微鏡を用いて相の判定をするとともに、フェライトの平均粒径と面積率（したがって、体積率）を求めた。ここで、フェライトの「平均粒径」は、前述のように、切断法によって得られた平均切片長さを１．１２８倍することによって求めた。
【００８５】
常温での引張特性はＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。
【００８６】
表３に、前記の各調査結果をまとめて示す。
【００８７】
【表３】
2004136321.tif 000004
【００８８】
表３から明らかなように、試験番号１〜１１の本発明の方法で製造された熱延鋼板は、いずれも主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を有し、しかも、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１４０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」を有する熱延鋼板となっている。
【００８９】
これに対して、製造条件が本発明で規定する条件から外れた試験番号１２及び１３の熱延鋼板は、目標とする「ＴＳ×ＥＬ」の値に未達で「強度−延性バランス」に劣っている。
【００９０】
すなわち、試験番号１２は、最終から１段前の圧延機での圧延後の平均冷却速度と冷却後の温度が本発明の規定条件から外れるため、フェライトの平均粒径が６．１μｍと大きく、このため所望の「ＴＳ×ＥＬ」が得られておらず、「強度−延性バランス」に劣っている。
【００９１】
試験番号１３は、最終圧延機での圧下量が本発明の規定条件を上回るので加工フェライトが生成し、このため所望の「ＴＳ×ＥＬ」が得られておらず、「強度−延性バランス」に劣っている。
【００９２】
【発明の効果】
本発明によれば、熱延のままで主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を有し、しかも、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１４０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」を有する微細粒熱延鋼板を容易に得ることができる。本発明の方法で製造された熱延鋼板は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適である。