CN115398021B

CN115398021B - 高强度热轧钢板

Info

Publication number: CN115398021B
Application number: CN202180028243.4A
Authority: CN
Inventors: 小林由起子; 高桥淳; 横井龙雄; 冈本力; 豊田武
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-04-17
Filing date: 2021-04-15
Publication date: 2023-11-14
Anticipated expiration: 2041-04-15
Also published as: EP4137592A1; KR20220147134A; JPWO2021210644A1; CN115398021A; US20230287530A1; EP4137592A4; MX2022012725A; WO2021210644A1; JP7445172B2

Abstract

一种高强度热轧钢板，其具有规定的化学成分，平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^‑2，至少包含贝氏体铁素体，上述贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率为70％以上且低于90％，马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％～30％，在铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内，TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]，在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量为钢板的总Ti量的30质量％以上，所述高强度热轧钢板的抗拉强度为850MPa以上。([Ti]、[C]分别表示Ti量、C量(质量％))。

Description

高强度热轧钢板

技术领域

本公开涉及高强度热轧钢板。

背景技术

作为提高钢强度的强化法，下述方式是有效的：(1)由C、Si、Mn等元素的添加带来的固溶强化；(2)利用了Ti、Nb等析出物带来的析出强化；(3)利用将金属组织制成表现出位错强化或晶体微细粒强化的连续冷却相变组织这一事项带来的组织强化。特别是，汽车用构件推进了轻量化、安全性及耐久性的提高，要求作为原材料的钢铁材料的高强度化。

固溶强化与析出强化及组织强化相比强度上升效果小，因此仅通过固溶强化难以实现对于汽车用构件的原材料所要求的那样的高强度化。

与此相对，对于析出强化，近年来再次开始研究想要在维持本来的铁素体相的均匀组织的优异的变形能力的状态下谋求高强度化的技术开发。例如，提出了一种方法，其利用Ti、Nb、Mo等碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，强化铁素体组织(例如专利文献1～3)。使以铁素体作为主体的位错密度比较低的组织中析出提高强度的微细的碳化物，来谋求由析出强化带来的高强度化。

根据这些方法，为了表现出析出强化，需要制成在比较高的温度下相变的铁素体组织。为了表现出位错强化，需要在低温下相变，因此难以同时表现出析出强化和位错强化。

另一方面，提出了一种拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其包含在比较低的温度下相变的针状·铁素体组织，具有析出有微细的碳化物TiC、NbC的组织(例如专利文献4)。

一般而言，已知在位错及晶体晶界等缺陷中，与无缺陷的部分相比析出物容易进行核生成。因此，以往，在提高了位错密度的情况下，出于在位错上促进析出的目的被利用(例如专利文献5)。

需要说明的是，在非专利文献1中提出了使用测定X射线衍射而得到的晶体晶格的应变来算出位错密度。

专利文献1：日本特开2003-89848号公报

专利文献2：日本特开2007-262487号公报

专利文献3：日本特开2007-247046号公报

专利文献4：日本特开平7-11382号公报

专利文献5：日本特开2013-133534号公报

非专利文献1：G.K.Williamson and R.E.Smallman、“Dislocation densities insome annealed and cold-worked metals frommeasurements on X-ray Debye-Scherrerspectrum”、Philosophical Magazine、1卷、1956年、p.34-46

发明内容

发明所要解决的课题

但是，在专利文献4～5中，关于析出强化和位错强化这两者的利用并未充分进行研究。在析出强化钢中高强度化一般考虑通过增加合金元素的含量来增加析出强化量的方法，但不仅成本变高，而且加工性等劣化，在对钢板进行冲裁加工而形成的孔的端面处有可能产生剥落或翘尾的损伤。对于在抑制合金元素的含量的同时进行进一步的高强度化存在研究的余地。

因此，本公开的目的是提供抑制合金元素的含量、与此同时抑制钢板的冲裁端面的损伤、并且具有850MPa以上的抗拉强度的高强度热轧钢板。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们的目标是提高由相变带来的钢板的位错密度来增大位错强化、并且也得到由在相变后析出微细的TiC析出物带来的大的析出强化。因此，目标是积极地利用位错密度高的贝氏体铁素体、在制成贝氏体铁素体后使TiC析出物微细地析出。然而，由于如果在位错上析出则不会有效地发挥析出强化，因此目标是通过使TiC析出物在不是位错上的母相中析出来高效地表现出位错强化和析出强化。

于是，本发明的发明者们发现：通过高效地表现出由高位错密度带来的位错强化、和由在不是位错上的母相中形成TiC析出物带来的析出强化这两者，并有效地利用合金元素，从而能够抑制合金元素的含量，能够抑制成本并且得到高的抗拉强度。进而发现：还抑制因含有合金元素而引起的加工性的降低，抑制钢板的冲裁端面的损伤的产生。

本公开是基于这样的见识而进行的，其主旨如下所述。

(1)一种高强度热轧钢板，其具有下述化学成分：以质量％计含有：

C：0.030～0.250％、

Si：0.01～1.50％、

Mn：0.1～3.0％、

Ti：0.040～0.200％、

P：0.100％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.500％以下、

N：0.0090％以下、

B：0～0.0030％、

Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0～0.040％、以及

Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.010％，

剩余部分由Fe及杂质构成，并且Ti量相对于C量的质量比[Ti]/[C]为0.16～3.00，Ti量与C量之积[Ti]×[C]为0.0015～0.0160，

平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2，

至少包含贝氏体铁素体，

上述贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率为70％以上且低于90％，

马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％～30％，

在铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内，TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]，

在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量为钢板的总Ti量的30质量％以上，

所述高强度热轧钢板的抗拉强度为850MPa以上。

(上述[Ti]、上述[C]分别表示Ti量、C量(质量％)。)

(2)根据上述(1)所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有B：0.0001以上且低于0.0005％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0.01～0.040％。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0.0005～0.01％。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，上述贝氏体铁素体与上述铁素体的合计的面积率为80％以上且低于90％。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，上述贝氏体铁素体的面积率为50％以上且低于90％。

发明效果

根据本公开，能够提供抑制合金元素的含量、与此同时抗拉强度高、并且不易产生冲裁加工时的钢板的冲裁端面的损伤的高强度热轧钢板。

附图说明

图1A表示位错上的TiC析出物的排列的示意图。

图1B表示母相的TiC析出物的排列的示意图。

图2是表示在平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2的范围的钢板中在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量为钢板的总Ti含量的30质量％以上的情况和低于30％的情况的[Ti]×[C]与抗拉强度的关系的图。

具体实施方式

以下，对作为本公开的一个例子的实施方式进行详细说明。

需要说明的是，本说明书中，化学组成的各元素的含量的“％”表述是指“质量％”。

有时将化学组成的各元素的含量记载为“元素量”。例如，C的含量有时记载为C量。

使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。

对在“～”的前后记载的数值标注有“超过”或“低于”的情况下的数值范围是指不含这些数值作为下限值或上限值的范围。

在本说明书中阶段性记载的数值范围内，某个阶段性的数值范围的上限值也可以置换成其他的阶段性记载的数值范围的上限值，此外也可以置换成实施例中所示的值。此外，某个阶段性的数值范围的下限值也可以置换成其他的阶段性记载的数值范围的下限值，此外也可以置换成实施例中所示的值。

作为含量(％)的“0～”是指该成分为任选成分，也可以不含有。

“工序”这一术语不仅包含独立的工序，即使是在无法与其他的工序明确相区别的情况下，只要可达成该工序所期望的目的，则也包含于本术语中。

<高强度热轧钢板>

本实施方式的高强度热轧钢板(以下，有时也简称为“钢板”)具有规定的化学成分，且具有下述化学成分：Ti含量相对于C含量的质量比[Ti]/[C]为0.16～3.00，Ti与C的含量之积[Ti]×[C]为0.0015～0.0160，

平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2，

至少包含贝氏体铁素体，

马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％～30％，

在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量为钢板的总Ti含量的30质量％以上，

所述高强度热轧钢板的抗拉强度为850MPa以上。

([Ti]、[C]分别表示Ti、C的含量(质量％)。)

本实施方式的高强度热轧钢板通过上述构成，成为抗拉强度高、并且不易产生冲裁加工时的钢板的冲裁端面的损伤的高强度热轧钢板。本实施方式的高强度热轧钢板通过下述的见识而被发现。

为了提高钢板的强度，控制钢板中的Ti的存在状态是重要的。首先，关于Ti，考虑下述这三种主要存在状态：Ti以固溶的形式存在的情况、作为粗大的TiN析出物或TiS析出物存在的情况、及作为TiC析出物存在的情况。首先，TiN析出物或TiS析出物由于在铁中的溶解度积非常小，即使是在比较高温的奥氏体区域中也会析出、粗大化，因此无助于钢板的强度。TiN析出物或TiS析出物的析出量大致由N及S的钢板含量来决定。剩余的Ti是作为TiC析出物析出、还是作为固溶原子残存会因钢板的加工热处理的影响而发生较大变化。在固溶Ti的情况下，在晶粒内以单原子的状态均匀地存在，钢板的强化机理成为固溶强化，但作为强度上升量而言是小的。另一方面，在作为TiC析出物析出的情况下，根据其析出物个数密度及析出物尺寸不同，析出强化量发生较大变化，因此对钢板的强度产生较大影响。进而获知：TiC析出物的析出位置对钢材的强度产生影响。

本发明的发明者们着眼于形成TiC析出物(以下也简称为“析出物”)的位置。

作为形成析出物的位置，考虑下述情况：析出物在晶体晶界处析出而形成的情况；在晶粒内，在位错上析出而形成的情况；在晶粒内，在不是位错上的母相(以下，也简称为“母相”)中均匀地析出而形成的情况。据认为：通常的具有数微米以上的晶体粒径的钢的晶体晶界的密度低，晶体晶界的析出物无助于强化。据认为：析出物具有与母相相比容易在位错上优先进行核生成的性质，但是在位错上析出、还是在母相中均匀地析出依赖于热轧的温度及化学成分、析出物形成元素的过冷度及扩散长度、以及位错密度等。

因此，本发明的发明者们认为TiC析出物的析出位置、个数密度、钢板中的Ti及C的含量的关系以及金属组织对钢板的强度产生影响，并进行了研究。

本发明的发明者们将下述钢坯进行熔炼、热轧，通过各种热处理条件来制造钢板，进行了下述的试验及研究，所述钢坯以质量％计含有C：0.030～0.250％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.1～3.0％、Ti：0.040～0.200％、P：0.100％以下、S：0.005％以下、Al：0.500％以下、N：0.0090％以下、B：0～0.0030％、Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0～0.040％、以及Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.010％、剩余部分由Fe及杂质构成。

对于所得到的钢板，进行了平均位错密度的测定。

如果平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2的范围，则判断为得到了大的位错强化，接下来的试验对平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2的范围的钢板来进行。

首先，从上述钢板中采集试验片来测定抗拉强度。

接着，进行金属组织的观察，此外，进行了在晶粒内析出的TiC析出物的平均个数密度的测定及TiC析出物的形成位置的观测。

对于平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2的范围的钢板，在图2中示出了将Ti含量设定为[Ti]、将C含量设定为[C]时的[Ti]×[C]与抗拉强度的关系。此外，图2中，还示出了TiC析出物个数密度的关系和在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量为钢板的总Ti含量的30质量％以上的情况与低于30％的情况的关系。

获知：当在铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内、TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]、在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量为钢板的总Ti含量的30质量％以上的情况下，得到了作为目标的850MPa以上的高强度。此外获知：为了得到上述组织，[Ti]×[C]的值需要设定为0.0015～0.0160的范围。

关于在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量高的情况下钢板的强度变得更高的理由，如下那样考虑。首先，作为在母相中析出的TiC析出物以外的Ti的存在状态，有上文所述的粗大的TiN析出物或粗大的TiS析出物、固溶Ti原子及位错上的TiC析出物。关于粗大的TiN析出物或粗大的TiS析出物及固溶Ti原子，由于上文所述的理由，强化量小。其次，当在位错上存在TiC析出物的情况下，由于作为障碍物的位错与TiC析出物的位置重叠，因此析出物作为新的障碍物的贡献小，抑制了强化量的上升。与此相对，当在母相中析出TiC析出物的情况下，由于位错和TiC析出物中的任一者都作为变形时的障碍物有效地起作用，因此能够更有效地利用析出强化。

[Ti]×[C]与TiC析出物完全溶解的温度、即不生成TiC析出物的下限的温度有关，如果[Ti]×[C]的值小，则不析出Ti及C的下限的温度变低，如果[Ti]×[C]的值大，则不析出Ti及C的下限的温度变高。

如图2中所示的那样，如果[Ti]×[C]的值低于0.0015，则无法提高在母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量。据认为其理由是起因于冷却工序中的过冷度不足。在[Ti]×[C]的值小的情况下，TiC析出物析出的温度变低，因此过冷度变小。据认为：在过冷度小的情况下，析出的驱动力小，在核生成更容易的位错上析出的频率变高，因此无法提高在母相中析出的TiC的频率。据认为：在[Ti]×[C]的值为0.0015以上的情况下，TiC析出的过冷度变大，析出的驱动力充分变大，不仅产生在位错上的析出，而且还在母相中产生析出。

另一方面，[Ti]×[C]的值超过0.0160，即使提高在母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的比率，强度也降低。据认为这是因为：Ti及C的含有浓度过高，TiC析出物完全溶解的温度与在奥氏体区域中固溶化的温度相比变得更高，一部分的TiC已经析出。奥氏体区域中的TiC析出物由于粗大且个数密度低，因此对析出强化的贡献小。即，据认为：如果[Ti]×[C]的值大于0.0160，则无法提高生成有助于析出强化的微细的析出物的Ti及C的浓度，因此得不到大的抗拉强度。进而，据认为：有可能因在奥氏体区域中生成的粗大的TiC析出物在冷却中进一步生长，从而使有助于相变后的微细的析出物的产生的Ti及C的浓度降低，或者因TiC析出物变大而使个数密度降低，对强度的上升的效果小。

此外，据认为：通过析出强化及位错强化这两者的高效的表现，从而有效利用合金元素，由此能够降低合金元素的含量，还可抑制因合金元素引起的加工性的降低。

通过以上的见识，本发明的发明者们发现了抑制合金元素的含量、与此同时抗拉强度高、并且不易产生冲裁加工时的钢板的冲裁端面的损伤的高强度热轧钢板。

以下，对本实施方式的高强度热轧钢板的详细情况进行说明。

(化学组成)

本实施方式的高强度热轧钢板的化学组成含有下述的元素。

-必需元素-

C：0.030～0.250％

碳(C)是产生微细的TiC析出物而有助于析出强化的重要的元素，此外还是用于在晶体晶界处偏析来抑制钢板的冲裁端面的损伤的产生所需的元素。为了表现出效果所需的C量为0.030％以上，但如果超过0.250％，则产生粗大的渗碳体，延展性、特别是局部延展性降低。因而，C量设定为0.030～0.250％，优选设定为0.040～0.150％。

Si：0.01～1.50％

硅(Si)是脱氧元素，Si量为0.01％以上。此外，Si是有助于固溶强化的元素，但如果Si量超过1.50％，则加工性劣化，因此将Si量的上限设定为1.50％。因而，Si量设定为0.01～1.50％，优选设定为0.02～1.30％。

Mn：0.1～3.0％

锰(Mn)是对脱氧、脱硫有效的元素，也有助于固溶强化，因此Mn量为0.1％以上。此外，从降低多边形铁素体的面积率的观点出发，Mn量优选设定为0.35％以上。

另一方面，如果Mn量超过3.0％，则变得容易产生偏析，加工性降低，而且成本上升，因此是不优选的。因而，Mn量设定为0.1～3.0％，优选设定为0.3～1.5％。

Ti：0.040～0.200％

钛(Ti)是在铁素体及贝氏体铁素体的晶粒内析出微细的TiC析出物、有助于析出强化的极为重要的元素。为了在母相中析出而使强度上升，Ti量为0.040％以上。另一方面，如果Ti量超过0.200％，则不仅成本增加，而且TiC析出物变得容易粗大化，难以进行制造。为了容易地实现TiC析出物的优选的个数密度，Ti量优选设定为0.150％以下。因而，Ti量设定为0.040～0.200％，优选设定为0.070～0.150％。

P：0.100％以下

磷(P)是杂质，会损害加工性、焊接性。因此，P量优选尽可能低，P量限制为0.100％以下。P在晶界处偏析而使延展性降低，因此优选将P量限制为0.020％以下。但是，从脱P成本的观点出发，P量优选设定为0.005％以上。

S：0.005％以下

硫(S)是杂质，特别是会损害热加工性。因此，S量优选尽可能低，S量限制为0.005％以下。为了抑制因硫化物等夹杂物而引起的延展性的降低，优选将S量限制为0.002％以下。但是，从脱S成本的观点出发，S量优选设定为0.0005％以上。

Al：0.500％以下

铝(Al)是脱氧剂，Al量为0.500％以下。此外，如果Al过量含有，则形成氮化物，延展性降低，因此Al量优选限制为0.150％以下。此外，为了充分地进行钢液的脱氧，Al量优选设定为0.002％以上。

N：0.0090％以下

氮(N)会形成TiN，使钢的加工性降低，此外会导致形成TiC析出物的有效Ti量的降低。因此，N量优选尽可能低，N量限制为0.0090％以下。但是，从脱N成本的观点出发，N量优选设定为0.0010％以上。

-任选元素-

本实施方式的高强度热轧钢板的化学组成除了上述必需元素以外，还可以包含下述的任选元素。

B：0～0.0030％

硼(B)是可任意地包含于钢板中的任选元素。但是，B具有抑制相变的效果，是能够在通过适宜的冷却工序的条件而极力抑制铁素体相变的基础上提高贝氏体铁素体的面积率的有效元素，因此优选根据需要来被含有。因此，B量优选设定为0.0001％以上。

另一方面，如果B量超过0.0030％，则变得容易产生BN等析出物，效果饱和，因此B量设定为0.0030％以下。B量优选为0.0020％以下。B的抑制相变的效果非常强，从将贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率设定为80％以上且低于90％的观点考虑，B量更优选设定为低于0.0005％。

Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0～0.040％

铌(Nb)、钼(Mo)及钒(V)是任意地包含于钢板中的任选元素。Nb、Mo及V与Ti同样地是在铁素体晶粒内析出碳化物的元素，但合金成本高，析出强化能力比Ti小。因而，也可以含有Nb、Mo及V中的1种或2种以上，其合计的含量设定为0～0.040％。

另一方面，Nb及V是通过延迟热轧时的再结晶、使钢板的晶粒微细化而对钢板的强化有效的元素。此外，Mo是提高淬透性的元素，是用于在极力抑制铁素体相变的基础上提高贝氏体铁素体的面积率而言有效的元素。为了充分得到上述这些效果，Nb、Mo及V的合计的含量优选为0.01％以上。

需要说明的是，在钢板中这些元素与TiC析出物发生复合，作为(Ti，M)C存在。其中，M为Nb、V及Mo中的一种或两种以上。

Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.010％

钙(Ca)及REM是任意地包含于钢板中的任选元素。Ca及REM是具有下述功能的元素：控制成为破坏的起点而成为使加工性劣化的原因的夹杂物的形态而进行无害化。

也可以含有Ca及REM中的1种或2种以上，其合计的含量设定为0～0.01％以下。

另一方面，为了充分得到控制夹杂物的形态而进行无害化的效果，钙(Ca)及REM中的1种或2种以上的合计的含量优选为0.0005％以上。

需要说明的是，REM是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素。上述REM的含量是指这些元素中的至少1种的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土合金的形式添加。

剩余部分：铁(Fe)及杂质

杂质是指原材料中所含的成分或在制造的过程中混入的成分，不是有意被含有在钢板中的成分。例如，作为杂质，可列举出有可能从废料中混入的镍(Ni)、铜(Cu)、锡(Sn)等。Ni、Cu、Sn等杂质的含量优选分别为0.01％以下。

(Ti量相对于C量的质量比[Ti]/[C])

Ti量相对于C量的质量比[Ti]/[C]为0.16～3.00。

Ti量相对于C量的质量比[Ti]/[C]设定为3.00以下是重要的。其如果换算成原子数的比率，则Ti的原子数/C的原子数相当于约0.75以下。在以往的析出强化钢板中，为了使TiC析出物析出，相对于C量而过量地含有Ti量。但是，为了使Ti尽可能在钢板中不是作为固溶Ti原子存在、而是作为TiC析出物存在、有效地有助于析出强化，需要使Ti量相对于C量不变得过量。此外，在质量比[Ti]/[C]超过3.00，TiC析出物充分析出时，向晶体晶界处的C的偏析量降低，变得容易产生钢板的冲裁端面的损伤。此外，更优选的质量比[Ti]/[C]的上限为2.50以下。

另一方面，由于Ti量的下限值为0.040％，C量的上限值为0.250％，因此质量比[Ti]/[C]的下限值为0.16以上。此外，更优选的质量比[Ti]/[C]的下限值为0.46以上。

(Ti量与C量之积[Ti]×[C])

Ti量与C量之积[Ti]×[C]为0.0015～0.0160。如果[Ti]×[C]小于0.0015，则用于TiC析出的过冷度不足。这样的话，无法提高在母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti的含量，强度上升效果变小。另一方面，如果[Ti]×[C]大于0.0160，则在奥氏体区域中的固溶化过程中无法将TiC析出物完全溶解，在相变后的微细析出过程中无法得到添加量相应的析出强化量。

Ti量与C量之积[Ti]×[C]优选为0.0020～0.0150。

(金属组织)

接下来，对本实施方式的高强度热轧钢板的金属组织进行说明。

-贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率-

本实施方式的高强度热轧钢板至少包含贝氏体铁素体。此外，相对于全部组织，贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率为70％以上。

如果贝氏体铁素体与铁素体的合计相对于全部组织的面积率低于70％，则有可能加工性降低从而产生冲裁端面的损伤。

贝氏体铁素体与铁素体的合计相对于全部组织的面积率更优选为80％以上。

另一方面，如果贝氏体铁素体与铁素体的合计相对于全部组织的面积率成为90％以上，则变得难以得到高强度，因此贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率低于90％。从钢板的高强度化的观点出发，贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率优选为88％以下，更优选为86％以下，进一步优选为85％以下。

-贝氏体铁素体的面积率-

本实施方式的高强度热轧钢板中，贝氏体铁素体相对于全部组织的面积率优选为50％以上，更优选为55％以上，进一步优选为60％以上。

此外，本实施方式的高强度热轧钢板中，贝氏体铁素体相对于全部组织的面积率优选为低于90％，更优选为88％以下，进一步优选为86％以下，特别优选为85％以下。

通过将贝氏体铁素体的面积率设定为上述范围内，从而钢板的位错密度变得容易成为所期望的范围内，更有效地表现出位错强化。因此，成为抗拉强度更高、并且不易产生冲裁加工时的钢板的冲裁端面的损伤的钢板，因此是优选的。

-多边形铁素体的面积率-

本实施方式的高强度热轧钢板中，多边形铁素体相对于全部组织的面积率优选为0％～40％，更优选为0％～35％，进一步优选为0％～30％。

通过将多边形铁素体的面积率设定为上述范围以内，从而成为抗拉强度更高的钢板，因此是优选的。

-马氏体与残留奥氏体的合计的面积率-

本实施方式的高强度热轧钢板包含马氏体及残留奥氏体中的至少1者。

相对于全部组织，马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％以上。如果马氏体与残留奥氏体的合计相对于全部组织的面积率低于5％，则变得难以得到高强度，因此马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％以上。

另一方面，如果马氏体与残留奥氏体的合计相对于全部组织的面积率变得超过30％，则碳向马氏体中的浓集变得不充分，有可能对强度提高的贡献小，因此马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为30％以下。

从抑制冲裁端面的损伤的观点出发，马氏体与残留奥氏体的合计相对于全部组织的面积率更优选为20％以下。

金属组织的观察通过下述方式来进行：对试样进行镜面研磨，实施硝酸乙醇蚀刻，对距离表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置的金属组织用光学显微镜进行观测。

这里，面积率通过下述所示的方法来测定。

首先，按照可得到与钢板的轧制方向及板厚方向平行的截面的方式切取试验片，对该试验片进行镜面研磨，用硝酸乙醇液进行蚀刻，对板厚的1/4的位置的金属组织用光学显微镜进行观察。识别马氏体、残留奥氏体、珠光体，通过点计数法，测定马氏体、残留奥氏体、珠光体的面积率，由其结果求出马氏体与残留奥氏体的合计面积率。将从100％中减去马氏体、残留奥氏体、珠光体的面积率而得到的值设定为贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率。

接着，在铁素体的面积率的测定中，使用进一步进行了电解研磨的试验片。接着，使用EBSP-OIM^TM(电子背散射衍射图案-取向成像显微技术；Electron Back ScatterDiffraction Pattern-Orientation Imaging Microscopy)法，以倍率为2000倍、40μm×80μm区域、测定步进为0.1μm的测定条件实施EBSP测定。

EBSP-OIM^TM法由下述装置及软件构成：在扫描电子显微镜(SEM：ScanningElectron Microscope)内对高倾斜的试样照射电子射线，用高灵敏度照相机拍摄进行背散射而形成的菊池图案，通过进行电脑图像处理而以短时间测定照射点的晶体取向。就EBSP测定而言，能够实现大块试样表面的晶体取向的定量解析，分析区域是能够以SEM来观察的区域。用几小时进行测定，对想要分析的区域以等间隔的栅格状进行数万点测绘来进行，能够掌握试样内的晶体取向分布。

由测定结果，使用核平均取向差(Kernel Average Misorientation(KAM))法，求出铁素体的面积率。核平均取向差(KAM)法是将测定数据中的某个像素的相邻的6个像素间的取向差进行平均，对各像素进行将该值设定为其中心的像素的值的计算。通过按照不超过晶体晶界的方式实施该计算，能够制作表现晶粒内的取向变化的图。即，该图表示基于晶粒内的局部取向变化的应变的分布。铁素体通过扩散相变，相变应变小，因此这里将在KAM法中该6个像素与中心的像素之间的取向差的平均为1°以下者定义为铁素体，求出面积率。此外，将相邻的测定点彼此的取向差为15°以上的情况定义为晶体晶界。

贝氏体铁素体相对于全部组织的面积率由上述贝氏体铁素体和铁素体的合计的面积率与铁素体的面积率的差量来算出。

多边形铁素体相对于全部组织的面积率如下所述来测定。

多边形铁素体的特征在于，位错密度低，在晶粒内整个区域中取向差特别小。于是，在本实施方式中，首先，通过上述KAM法对每个测定点求出6个像素与中心的像素之间的取向差的平均值x1，进一步由在各测定点处求出的平均值x1来求出晶粒内的全部测定点处的平均值x2，将该x2为0.5°以下的晶粒定义为多边形铁素体，求出面积率。铁素体中的未被判定为多边形铁素体的区域是针状铁素体等位错密度比较高的铁素体。

-平均位错密度-

本实施方式的高强度热轧钢板的平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2。

如果平均位错密度为1×10¹⁴m^-2以上，则可得到位错强化。

另一方面，如果平均位错密度超过1×10¹⁶m^-2，则变得容易引起再结晶，强度显著降低。

平均位错密度更优选为2×10¹⁴～2×10¹⁵m^-2。

此外，平均位错密度的测定方法如下所述。

对于平均位错密度的测定，使用X射线衍射，对试样的板厚1/4的位置按照成为与钢板表面(轧制面)水平的面的方式进行镜面研磨并进行测定。

由通过X射线衍射测定得到的应变，通过非专利文献1中记载的以下式子来求出平均位错密度ρ。

式：ρ＝14.4ε²/b²

其中，式中，ε为由X射线衍射测定得到的应变，b为伯格斯矢量(0.25nm)。

-晶粒内的TiC析出物的平均个数密度-

本实施方式的高强度热轧钢板在铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内，TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]。

为了利用析出强化，在晶粒内析出的TiC析出物的平均个数密度优选较高。因而，为了得到可实现位错强化及抗拉强度为850MPa以上的析出强化，铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内的TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]，优选为2×10¹⁷[个/cm³]～5×10¹⁸[个/cm³]。

此外，TiC析出物的平均个数密度的测定方法通过三维原子探针测定法按照以下那样操作来进行。

首先，由测定对象的试样，通过切断及电解研磨法，根据需要与电解研磨法一起利用聚焦离子束加工法，制作针状的试样，对针状试样进行三维原子探针测定。在三维原子探针测定中，将所累积的数据进行再构筑，得到实际空间中的实际的原子分布图像。

然后，确认针状试样中的TiC析出物的形成位置，由包含TiC析出物的立体分布图像整体的体积和TiC析出物的数目，求出在铁素体晶粒内及贝氏体铁素体晶粒内的晶粒内析出的TiC析出物的个数密度。将实施5次该操作而得到的平均值设定为“在晶粒内析出的TiC析出物的平均个数密度”。

从提高析出强化量的观点出发，在晶粒内析出的TiC析出物的平均直径优选设定为0.8nm以上。另一方面，如果平均直径变得过大，则存在平均个数密度减少的倾向，析出强化量降低，因此是不优选的。然而，为了提高析出强化量，平均个数密度为上述的范围内是本质性的，因此平均直径的上限没有规定。

在晶粒内析出的TiC析出物的平均直径是由所观察的TiC析出物的构成原子数和TiC的晶格常数将TiC析出物假定为球状来算出的直径(当量球直径)。任意地测定30个以上的TiC析出物的直径，求出其平均值。

-在母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量-

本实施方式的高强度热轧钢板中，在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量(即，TiC析出物中所含的Ti量)为钢板的总Ti量的30质量％以上。

通过将在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量设定为钢板的总Ti量的30质量％以上，从而可提高TiC析出物在母相中析出的比率，使析出强化和位错强化这两者显著地表现，可得到降低Ti量并且为高抗拉强度的钢板。

在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量更优选为钢板的总Ti量的40％以上。

另一方面，在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量越高越优选，但防止析出物的粗大化在制造工艺上是困难的，因此为钢板的总Ti量的90质量％以下为宜。

在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量的测定通过三维原子探针测定法按照以下那样操作来进行。

首先，通过与上述的平均个数密度的测定方法同样的步骤进行三维原子探针测定，确认TiC析出物的形成位置。

根据TiC析出物彼此的立体配置，在以列状进行配置的情况下判断为在位错上析出的TiC析出物，在独立地进行配置的情况下判断为在不是位错上的母相中析出的TiC析出物。

在图1A中示出了在位错上析出的TiC析出物的排列的示意图，以及在图1B中示出了在不是位错上的母相中析出的TiC析出物的排列的示意图。需要说明的是，由于也存在在相同晶粒中包含(A)在位错上析出的TiC析出物及(B)在不是位错上的母相中析出的TiC析出物这两者的情况，因此对于1个1个析出物，判断符合上述(A)或(B)中的哪一者。由TiC析出物的立体分布图像整体的体积、构成在不是位错上的母相中析出的TiC析出物的Ti原子数和钢板的Ti含量，计算在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量(相对于钢板的总Ti量的质量比)。

此外，在表及图中，将该Ti量记载为“母相析出Ti比”。

此外，所谓“TiC析出物”不仅包含碳化物，而且也包含在碳化物中混入有氮的碳氮化物。此外，所谓“TiC析出物”也包含在TiC析出物中固溶有Nb、Mo及V中的一种或两种以上的析出物((Ti，M)C析出物[M为Nb、V及Mo中的一种或两种以上])。

-抗拉强度-

本实施方式的高强度热轧钢板的抗拉强度为850MPa以上。

本实施方式的高强度热轧钢板的抗拉强度优选为860MPa以上。

但是，从防止加工性的劣化的观点出发，本实施方式的高强度热轧钢板的抗拉强度例如也可以为1050MPa以下。

抗拉强度的测定如下所述。

首先，从钢板中依据JIS Z 2201：1998采集5号试验片。接着，依据JIS Z 2241：2011来进行拉伸试验，测定抗拉强度。

(制造方法)

接下来，对本实施方式的高强度热轧钢板的制造方法的一个例子进行说明。

本实施方式的高强度热轧钢板的制造方法例如具有下述工序：热轧工序，其将满足本实施方式的高强度热轧钢板的化学成分的钢坯进行加热并热轧来得到钢板；冷却工序，其将通过上述热轧工序得到的钢板进行冷却；和卷取工序，其将冷却后的钢板进行卷取。

(热轧工序)

在热轧工序中，对满足本实施方式的高强度热轧钢板的化学成分的钢坯例如实施经由粗轧和精轧的热轧，得到热轧钢板。

钢坯是使用将钢通过常规方法进行熔炼、铸造而得到的钢坯。从生产率的观点出发，钢坯优选通过连续铸造设备来制造。

为了使Ti和碳充分地在钢板中进行分解溶解，热轧的加热温度优选设定为1200℃以上，更优选为1220℃以上。另一方面，将加热温度设定为过度高温在经济上是不优选的，因此设定为1300℃以下为宜。

在铸造后，也可以将钢坯冷却至1200℃以下后，加热至1200℃以上的温度来开始轧制。在使用冷却至1200℃以下的钢坯的情况下，优选加热至1200℃以上的温度并进行1小时以上的保持。

热轧的最终加工温度FT[℃]优选设定为920℃以上，更优选设定为940℃以上。这是为了在抑制奥氏体中的粗大的TiC析出物的生成的同时促进由加工产生的位错的恢复来抑制冷却中的多边形铁素体的核生成。为了抑制高温下的TiC析出物的析出，热轧的最终加工温度FT[℃]进一步优选为950℃以上。这里，为了抑制多边形铁素体的核生成，最终加工温度FT[℃]更优选设定为940℃以上，但在Mn量为0.35％以上的情况下，也可以为920℃以上且低于940℃。

但是，从抑制氧化皮瑕疵的产生的观点出发，最终加工温度FT[℃]设定为1050℃以下为宜。

此外，最终加工温度FT表示热轧后的轧制钢板从最终机架被排出时的温度。

(冷却工序)

在冷却工序中，将热轧后的钢板进行一次冷却、二次冷却及三次冷却。

-一次冷却-

在一次冷却中，从热轧工序结束后以平均冷却速度为30℃/秒以上冷却至一次冷却停止温度MT[℃]为止。

一次冷却停止温度MT[℃]在620～720℃的范围内设定。

一次冷却优选在热轧工序结束后5.0秒以内开始。如果该时间超过5.0秒，则奥氏体中的TiC析出物进行析出，有可能贝氏体铁素体及铁素体中的有效的析出变少。

一次冷却的平均冷却速度优选设定为30℃/秒以上。这是为了抑制冷却中的铁素体相变，抑制平均位错密度的降低，和抑制伴随相变后的TiC析出物的粗大化引起的个数密度的降低。

一次冷却的冷却速度进一步优选为35℃/秒以上。

一次冷却的冷却速度的上限没有特别规定，但在冷却设备的能力上优选为300℃/秒以下。

一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度MT[℃]的范围的平均冷却速度优选为50℃/秒以上。其理由如下所述。

通过在一次冷却后的二次冷却中发生相变来提高平均位错密度，并且能够将TiC析出物的平均个数密度设定为1×10¹⁷～5×10¹⁸[个/cm³]。在一次冷却中，随着接近一次冷却停止温度MT[℃]，相变的驱动力提高，因此如果该范围的冷却速度变慢，则在到达二次冷却之前就开始相变，平均位错密度、析出物的平均个数密度、母相析出Ti比降低。为了本实施方式的高强度热轧钢板的更优选的方式、即将铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率设定为80％以上，优选将B的含量设定为低于0.0005％。但是，在B的含量低于0.0005％的情况下，抑制铁素体相变的效果不那么强，因此有可能在一次冷却即将停止之前开始相变。因此，一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度MT[℃]的范围的平均冷却速度优选加快至50℃/秒以上。此外，在B的含量为0.0005～0.0030％的情况下并不限于此。

一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度的范围的平均冷却速度更优选为60℃/秒以上。

一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度的范围的平均冷却速度优选为300℃/秒以下。

一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度优选设定为25℃/秒以上，更优选设定为30℃/秒以上，进一步优选设定为35℃/秒以上。

一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度的上限没有特别规定，但在冷却设备的能力上优选300℃/秒以下。

一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度的范围的平均冷却速度优选大于一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度。作为其理由，是由于：能够抑制多边形铁素体的核生成，降低多边形铁素体的面积率，变得容易将贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率设定为70％以上且低于90％的范围内。

但是，在满足一次冷却的平均冷却速度为30℃/秒以上、一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度MT[℃]的范围的平均冷却速度为50℃/秒以上、并且一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度为25℃/秒以上的条件的情况下，一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度的范围的平均冷却速度也可以小于一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度。但是，该情况下，优选将一次冷却停止温度MT[℃]+50℃～一次冷却停止温度的范围的平均冷却速度与一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度之差设定为15℃/秒以下的范围内。由此，能够抑制多边形铁素体的核生成，降低多边形铁素体的面积率，变得容易将贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率设定为70％以上且低于90％的范围内。

通过将一次冷却中的冷却速度及一次冷却的停止温度设定为上述范围内，能够抑制多边形铁素体的核生成，降低多边形铁素体的面积率。此外，通过将一次冷却中的冷却速度设定为上述范围内，变得容易将贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率设定为70％以上且低于90％的范围内。

为了提高伴随相变的平均位错密度、在相变后的母相(不是位错上的母相)中析出TiC析出物的比率、及TiC析出物的个数密度，一次冷却的停止温度MT[℃]优选设定为620℃～720℃。

如果一次冷却的停止温度MT[℃]超过720℃，则向位错上的TiC析出物的析出被促进，TiC析出物的尺寸变大，TiC析出物的个数密度降低。

另一方面，如果一次冷却的停止温度MT[℃]变得低于620℃，则TiC析出物的析出变得不充分，TiC析出物的个数密度降低。

-二次冷却-

在二次冷却中，在一次冷却结束后，以5℃/秒以下的冷却速度冷却3～10秒钟。

为了促进相变和TiC析出物的析出，二次冷却优选以5℃/秒以下的冷却速度进行。

从制造成本的观点出发，二次冷却优选通过空气冷却来进行。

二次冷却的冷却时间优选设定为3～10秒钟。

如果二次冷却的冷却时间低于3秒，则相变变得不充分，无法将贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率设定为70％以上。

二次冷却的冷却时间更优选为4秒以上。

另一方面，如果二次冷却的冷却时间超过10秒，则有可能TiC析出物粗大化，个数密度降低，此外铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率变成90％以上，因此优选设定为10秒以下。

二次冷却的冷却时间更优选为8秒以下。

因此，二次冷却的冷却时间更优选设定为4～8秒钟。

-三次冷却-

三次冷却是在二次冷却结束后以冷却速度为30℃/秒以上冷却至低于500℃的停止温度CT[℃]为止的工序。

三次冷却的冷却速度优选设定为30℃/秒以上。

这是为了防止在二次冷却中生成的TiC析出物的伴随粗大化的个数密度的降低，与此同时将铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率设定为低于90％。

三次冷却的冷却速度进一步优选设定为35℃/秒以上。

三次冷却的冷却速度的上限没有特别规定，但在冷却设备的能力上，优选设定为200℃/秒以下。

为了将铁素体及贝氏体铁素体的面积率设定为低于90％，三次冷却的停止温度CT[℃]优选设定为低于500℃。

如果三次冷却的停止温度CT[℃]为500℃以上，则铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率增加，得到所期望的抗拉强度变得困难。

三次冷却的停止温度CT[℃]从易制造性出发优选设定为室温以上。

(卷取工序)

在卷取工序中，将冷却后的钢板进行卷取。钢板的卷取没有特别限制，按照常规方法来实施即可。

(其他的工序)

对于卷取后的钢板，1)以通过矫正钢板形状、导入可动位错来谋求延展性的提高为目的，也可以实施表皮光轧，2)以除去附着于钢板表面的氧化皮作为目的，也可以实施酸洗，3)也可以实施镀覆处理等周知的处理。

(用途)

本实施方式的高强度热轧钢板可以适用于要求850MPa以上的抗拉强度的汽车部件等各种构件。

实施例

以下，列举出实施例对本公开的优选实施方式进一步进行具体说明。但是，这些各实施例并不限制本公开。

将具有表1中所示的成分组成的钢熔化，进行铸造。表1的成分值为化学分析值且为质量％。

接着，以表2中所示的制造条件，对钢坯实施热轧后，实施所得到的热轧板的冷却及卷取，制造热轧钢板。

使用所得到的热轧钢板来进行有无冲裁端面损伤的评价。

关于冲裁端面损伤的有无，在日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996记载的方法中将余隙设定为20％，将所得到的热轧钢板进行冲裁，通过目视来观察冲裁端面，调查损伤的有无。如果损伤的产生部位相对于冲裁的圆周的比率为30％以上，则评价为产生损伤C(×)，如果为10％以上且低于30％，则评价为优选的B(○)，如果低于10％，则评价为更优选的A(◎)。

此外，对于所得到的热轧钢板，对于贝氏体铁素体及铁素体的面积率、贝氏体铁素体的面积率、多边形铁素体的面积率、马氏体与残留奥氏体的合计的面积率、平均位错密度、晶粒内的TiC析出物的平均直径、晶粒内的TiC析出物的平均个数密度、在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量(相对于钢板的总Ti量的Ti量)、以及抗拉强度，按照上述的方法进行测定。

将这些结果示于表3中。

表1中的“-”是指未有意地添加。

表1～表3中的下划线是指为本公开的优选实施方式的范围外。

此外，表2～表3中的简称的详细内容如下。

·热轧的结束温度：最终加工温度FT[℃]

·一次冷却的MT：一次冷却的停止温度MT[℃]

·三次冷却的CT：三次冷却的停止温度CT[℃]

·TiC析出物的直径：铁素体晶粒内及贝氏体铁素体晶粒内的TiC析出物的平均直径

·TiC析出物的密度：铁素体晶粒内及贝氏体铁素体晶粒内的TiC析出物的平均个数密度

·母相析出Ti比：将在不是位错上的母相中析出的作为TiC析出物存在的Ti量除以钢板的Ti量而得到的百分比

·贝氏体铁素体及铁素体的面积率：贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率

·马氏体及残留奥氏体的面积率：马氏体与残留奥氏体的合计的面积率

·位错密度：平均位错密度

[表1]

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[表2-1]

[表2-2]

[表3-1]

[表3-2]

根据上述结果可知，试验No.1、3、5、7、8、10、11、14、18、19、20、26、27、28、29、30、31是将钢板的化学成分、金属组织及制造条件设定为本公开的优选实施方式的范围内的例子，其为高强度，也未产生冲裁端面的损伤。

另一方面，试验No.2是一次冷却的冷却速度慢的例子。其是下述例子：伴随高温下的相变，平均位错密度、析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.4是一次冷却的停止温度低的例子。其是下述例子：TiC析出物的析出不充分，析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.6是三次冷却的停止温度高的例子。其是下述例子：铁素体与贝氏体铁素体的合计的面积率变高，抗拉强度降低。

试验No.9是热轧的结束温度低的例子。其是下述例子：在奥氏体中析出粗大的TiC析出物，在高温下促进铁素体相变且平均位错密度、TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.12是热轧后的冷却开始时间长的例子。其是下述例子：奥氏体中的粗大的TiC析出物进行析出，TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.13是一次冷却中的[MT+50]～[MT]℃下的冷却速度慢的例子。其是下述例子：向位错上的TiC析出物析出被促进，平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.15是一次冷却停止温度高的例子。其是下述例子：平均位错密度低，而且向位错上的TiC析出物的析出被促进，母相析出Ti比、TiC析出物的平均个数密度及抗拉强度降低。

试验No.16是三次冷却的冷却速度慢的例子。其是TiC析出物的平均个数密度及抗拉强度降低的例子。

试验No.17是二次冷却的冷却速度快、而且冷却时间短的例子。其是下述例子：TiC析出物的析出不充分，析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.21是[Ti]×[C]的值小于0.0015的例子。其是母相析出Ti比及抗拉强度降低的例子。

试验No.22是C量少的例子。TiC析出物的平均个数密度及抗拉强度降低。此外，其是[Ti]/[C]的比率高、产生了冲裁端面损伤的例子。

试验No.23是Ti的含量少、而且[Ti]×[C]的值小于0.0015的例子。其是TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低的例子。

试验No.24是[Ti]/[C]的比率高的例子。其是产生了冲裁端面损伤的例子。

试验No.25是[Ti]×[C]的值大于0.0160的例子。其是在高温下析出粗大的TiC析出物，TiC析出物的平均个数密度及抗拉强度降低的例子。

试验No.32是Ti的含量少、而且[Ti]/[C]的比率小于0.16的例子。其是TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低的例子。

试验No.33是一次冷却中的[MT+50]～[MT]℃下的冷却速度比一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度慢的例子。其是下述例子：多边形铁素体的面积率增加，而且向位错上的TiC析出物的析出被促进，TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

试验No.34是一次冷却中的[MT+50]～[MT]℃下的冷却速度比一次冷却开始～一次冷却停止温度MT[℃]+50℃的范围的平均冷却速度慢的例子。其是下述例子：多边形铁素体的面积率增加，而且向位错上的TiC析出物的析出被促进，TiC析出物的平均个数密度、母相析出Ti比及抗拉强度降低。

以上，对本公开的优选实施方式及实施例进行了说明，但本公开并不限于所述例子。只要是本领域技术人员，则显然可以在权利要求书中记载的思想范围内想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也应理解为属于本公开的技术范围内。

2020年4月17日申请的日本专利申请第2020-074180号的全部公开内容通过参照的形式被纳入本说明书中。

本说明书中记载的全部文献、专利申请及技术标准与具体且分别记载了各个文献、专利申请及技术标准通过参照的形式被纳入的情况相同程度地通过参照的形式被纳入本说明书中。

Claims

1.一种高强度热轧钢板，其具有下述化学成分：以质量％计含有：

C：0.030～0.250％、

Si：0.01～1.50％、

Mn：0.1～3.0％、

Ti：0.040～0.200％、

P：0.100％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.500％以下、

N：0.0090％以下、

B：0～0.0030％、

Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0～0.040％、以及

Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0～0.010％，

平均位错密度为1×10¹⁴～1×10¹⁶m^-2，

至少包含贝氏体铁素体，

所述贝氏体铁素体与铁素体的合计的面积率为70％以上且低于90％，

马氏体与残留奥氏体的合计的面积率为5％～30％，

在铁素体晶粒内和贝氏体铁素体晶粒内，TiC析出物的平均个数密度为1×10¹⁷～5×10¹⁸个/cm³，

所述高强度热轧钢板的抗拉强度为850MPa以上，

所述[Ti]、所述[C]分别表示以质量％计的Ti量、C量。

2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有B：0.0001以上且低于0.0005％。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有Nb、Mo及V中的1种或2种以上的合计：0.01～0.040％。

4.根据权利要求1或权利要求2所述的高强度热轧钢板，其以质量％计含有Ca及REM中的1种或2种以上的合计：0.0005～0.01％。

5.根据权利要求1或权利要求2所述的高强度热轧钢板，其中，所述贝氏体铁素体与所述铁素体的合计的面积率为80％以上且低于90％。

6.根据权利要求1或权利要求2所述的高强度热轧钢板，其中，所述贝氏体铁素体的面积率为50％以上且低于90％。