JP2011140671A

JP2011140671A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2011140671A
Application number: JP2010000308A
Authority: JP
Inventors: 典晃 ▲高▼坂; Noriaki Takasaka; Kazuhiro Seto; 一洋瀬戸; Hidenao Kawabe; 英尚川邉; Yasushi Tanaka; 靖田中
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-01-05
Filing date: 2010-01-05
Publication date: 2011-07-21
Anticipated expiration: 2030-01-05
Also published as: JP5482204B2

Abstract

【課題】TSが590〜880MPa、Elが32%以上、λが70%以上で、かつ鋼板内おけるΔTSが安定して15MPa以下となる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】高強度熱延鋼板が、質量%で、C:0.060〜0.150、Si:0.1以下、Mn:0.8〜1.8、P:0.030以下、S:0.005以下、Al:0.005〜0.1、N:0.005以下、Ti:0.032〜0.120、残部がFe及び不可避的不純物からなり、C、Ti、Nを数式で規定し、フェライト(F)相と、ベイナイト(B)相を含む第二相とからなり、組織全体に占めるF相の面積率が65〜80%で、組織全体に占めるF相とB相の合計の面積率が95%以上であり、F相の面積率のばらつきΔSFが2％以下で、F相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|が150以下であるミクロ組織を有する。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車の構造部材などに有用な高強度熱延鋼板、特に、引張強さTSが590〜880MPa、全伸びElが32%以上、伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率λが70%以上で、かつ鋼板内におけるTSの均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保全の観点からCO₂の排出量の規制が厳しくなるなか、自動車の燃費改善が急務とされ、使用される部材の薄肉化による軽量化が要求されている。加えて、自動車の衝突時に乗員の安全を確保するため、使用される部材の高強度化も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および高強度化の双方が積極的に進められている。

現在では、乗用車のピラーやメンバー、トラックのフレームなどの構造部材に主として440MPa級や590MPa級のTSを有する高強度熱延鋼板が使用されるようになっているが、近い将来、590〜880MPaのTSを有する高強度熱延鋼板の実用化が予測されている。そのため、こうした強度レベルの高強度熱延鋼板を対象とした技術開発が活発に行われており、高強度化にともなって劣化する加工性の向上、なかでも伸び特性や伸びフランジ性などの延性の向上を図った種々の高強度熱延鋼板が提案されている。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:0.5〜1.6%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下およびTi:0.03〜0.20%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50〜90%がフェライト相で、かつ残部が実質的にベイナイト相であって、フェライト相とベイナイト相の体積占有率の合計が95%以上であり、フェライト相中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ鋼中のTi量の80%以上が析出している伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れたTSが780MPa以上の高強度熱延鋼板が開示されている。また、特許文献2には、質量%で、C:0.015〜0.06%、Si:0.5%未満、Mn:0.1〜2.5%、P:0.10%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.3%、N:0.01%以下、Ti:0.01〜0.30%、B:2〜50ppmを含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、0.75<(C/12)/(Ti/48-N/14-S/32)<1.25および1.0<Mn+B/10-Siの関係を満足し、フェライト相とベイニティックフェライト相の面積率の合計が90%以上、セメンタイトの面積率が5%以下であり、TSが690〜850MPa、λが40%以上である伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、質量%で、C:0.1%以下、Mo:0.05〜0.6%、Ti:0.02〜0.10%を含み、実質的にフェライト組織に原子比でTi/Mo≧0.1を満たす範囲でTiおよびMoを含む炭化物が分散析出してなる材質均一性に優れたTSが610〜830MPaの高成形性高張力熱延鋼板が開示されている。

特開2007-9322号公報特開2007-302992号公報特開2002-322541号公報

しかしながら、特許文献1に記載の高強度熱延鋼板では、同文献に記載された製造方法で製造すると鋼板内において均一なTSが安定して得られない場合があるという問題がある。特許文献2や3に記載の高強度熱延鋼板では、Elが低く、また必ずしも高いλが得られないという問題がある。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、TSが590〜880MPa、Elが32%以上、λが70%以上で、かつ鋼板内におけるTSのばらつきΔTSが15MPa以下となる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の目的とする高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下のことを見出した。

i) 成分組成の適正化を図った上で、フェライト相と、ベイナイト相を主体とした第二相とからなり、組織全体に占めるフェライト相の面積率が65〜80%で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積率が95%以上であり、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|が150以下であるミクロ組織にすることにより、590〜880MPaのTSで、32%以上のElと70%以上のλが得られる。

ii) 鋼板内において均一なTSを確保してTSのばらつきΔTSを小さくするためには、フェライト相の面積率のばらつきΔSFを小さくすることが重要である。ΔSFを小さくする上では、フェライトフォーマーであるSiの含有量を比較的低め、具体的にはSi≦0.1質量%とした上で、熱間圧延時の仕上温度を比較的高い温度、具体的には(Ar₃変態点+100℃)以上として熱間圧延を終了することが重要である。本発明では、熱間圧延後の冷却に引き続いて行う空冷時にフェライト変態させるが、仕上温度を高温とすることにより、フェライト変態の空冷時間感受性を鈍化させ、フェライト相の面積率を確保しつつ、ΔSFを2%以下として、TSのばらつきΔTSを15MPa以下にし、均一なTSを確保する。なお、本発明において、ΔSF、ΔTSは、それぞれ後述する方法にて測定した鋼板内のフェライト相の面積率、TSの測定値の標準偏差(σ)である。

本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.060〜0.150%、Si:0.1%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.005%以下、Ti:0.032〜0.120%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、下記の式(1)および式(2)を満足する成分組成を有し、フェライト相と、ベイナイト相を含む第二相とからなり、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が65〜80%で、組織全体に占める前記フェライト相と前記ベイナイト相の合計の面積率が95%以上であり、前記フェライト相の面積率のばらつきΔSFが2％以下で、前記フェライト相と前記第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|が150以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度熱延鋼板を提供する。
0.05≦C^*≦0.09・・・(1)
0.03≦Ti^*≦0.10・・・(2)
ただし、C^*=[C]-0.55×Ti^*、Ti^*=[Ti]-48×[N]/14、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度で加熱し、(Ar₃変態点+100℃)以上の仕上温度で熱間圧延後、2秒以内に25℃/秒以上の平均冷却速度で600〜720℃の冷却停止温度まで一次冷却し、引き続き5〜60秒間空冷後、25℃/秒以上の平均冷却速度で二次冷却し、400〜550℃の巻取温度で巻取ることによって製造できる。

本発明により、TSが590〜880MPa、Elが32%以上、λが70%以上で、かつ鋼板内におけるΔTSが15MPa以下となる高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板は、乗用車のピラーやメンバー、トラックのフレームなどの構造部材に好適である。

|ΔHv|とλとの関係を示す図である。仕上温度と|ΔHv|との関係を示す図である。 ΔSFとΔTSとの関係を示す図である。仕上温度とΔSFの関係を示す図である。

以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。

1) 成分組成
C:0.060〜0.150%
Cは、ベイナイト相の生成を促進したり、フェライト相中に微細なTiの炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。590MPa以上のTSを得るためにはC量を0.060％以上とする必要がある。一方、C量が0.150％を超えるとElやλが低下するのみならず、靱性も劣化する。したがって、C量は0.060〜0.150％とする。

なお、本発明において高強度化に寄与するベイナイト相の量(面積率)を確保するには、Tiの炭化物を形成する以外のC量、すなわちC^*=[C]-0.55×Ti^*を0.05%以上にする必要がある。ここで、Ti^*は[Ti]-48×[N]/14と定義され、炭化物として析出できるTi量を表している。また、[C]-0.55×Ti^*としたのは、TiCやTi₄C₂S₂などのTi系析出物として消費されるC量を除いて第二相に濃化する有効C量を考慮するためである。一方、C^*が0.09%を超えるとベイナイト相の硬度が高くなり過ぎ、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値を小さくできなくなる。したがって、上記の式(1)のように、0.05≦C^*≦0.09とする。

Si:0.1%以下
Si量が0.1%を超えるとAr₃変態点が上昇し過ぎるため、熱間圧延時に仕上温度、すなわち(Ar₃変態点+100℃)以上の確保が困難になり、鋼板内においてTSの不均一を引き起こす。また、Si量が増加すると靱性や耐疲労特性の劣化にもつながる。したがって、Si量は0.1%以下、好ましくは0.05%以下とする。

Mn:0.8〜1.8%
Mnは、高強度化に有効であるとともに、Ar₃変態点を下げ、フェライト粒を微細化させて伸び特性などの延性を向上させる効果を有する。こうした効果を得るにはMn量を0.8%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.8%を超えると延性が低下したり、Tiの炭化物の析出が不安定になって鋼板内におけるTSの不均一を増長させる。したがって、Mn量は0.8〜1.8%、好ましくは1.0〜1.8%、より好ましくは1.2〜1.8%とする。

P:0.030%以下
P量が0.030%を超えると粒界への偏析が顕著になり、靱性や溶接性の劣化を招く。したがって、P量は0.030%以下とするが、極力低減することが好ましい。

S:0.005%以下
Sは、MnやTiと硫化物を形成し、伸びフランジ性を低下させる。したがって、S量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。

Al:0.005〜0.1%
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、その清浄度を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るにはAl量を0.005%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると表面欠陥が生じやすくなるとともに、コスト増を招く。したがって、Al量は0.005〜0.1%とする。

N:0.005%以下
Nは、Tiとの親和力が強い元素である。そのため、N量が0.005%を超えると炭化物を形成し高強度化に寄与するTi量を確保するために多量のTiを添加する必要があり、コスト増を招く。したがって、N量は0.005%以下とするが、極力低減することが好ましい。

Ti:0.032〜0.120%
Tiは、本発明における重要な元素であり、熱間圧延後の一次冷却に続く空冷時にフェライト相中に粒径が20nm未満の微細なTiCやTi₄C₂S₂などの炭化物として析出し、高強度化に寄与する。また、これらの炭化物によりフェライト相が高強度化されるため、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値を小さくできる。こうした効果を得るにはTi量を0.032%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.120%を超えるとスラブ凝固時に析出するTiの炭化物が粗大化するため、熱間圧延に先立つスラブ加熱時にTiの炭化物を溶解しにくくなり、熱間圧延後に高強度化に寄与する微細なTiの炭化物の析出量を確保できなくなったり、炭化物の不均一な析出を引き起こし、鋼板内におけるTSの均一化を阻害する。したがって、Ti量は0.032〜0.120%とする。

なお、Tiは炭化物のみならず、高強度化に寄与しない粗大な窒化物としても析出する。そのため、上記のような粒径が20nm未満の微細な炭化物による高強度化を効果的に図るには、炭化物として析出できるTi量であるTi^*を0.03%以上にする必要がある。一方、Ti^*が0.10%を超えるとスラブ凝固時に粗大なTiの炭化物が析出し、上記のようなスラブ加熱後にも粗大なTi炭化物が残存するという問題を引き起こす。したがって、上記の式(2)のように、0.03≦Ti^*≦0.10とする必要がある。

残部はFeおよび不可避的不純物である。

2) ミクロ組織
590〜880MPaのTSと優れた伸び特性や伸びフランジ性を両立させるには、フェライト相と、ベイナイト相を主体とする第二相とからなるミクロ組織にすることが効果的である。これは、延性に富んだフェライト相中にマルテンサイト相ほどは硬質でないベイナイト相を混在させて高強度化を図るとともに、フェライト相と第二相との硬度差の絶対値を小さくして両相の界面における応力集中を極力緩和し、伸び特性や伸びフランジ性を向上させようという技術思想に基づいている。

しかし、フェライト相の組織全体に占める面積率が65%未満ではElが32%以上の優れた伸び特性が得られず、80%を超えると第二相にCが濃化して第二相を過度に硬化させるため、フェライト相と第二相との硬度差の絶対値が大きくなり優れた伸び特性や伸びフランジ性が得られない。また、フェライト相とベイナイト相の組織全体に占める合計の面積率が95%未満ではマルテンサイト相やパーライト相などの著しい硬質な相が混在することになり、伸び特性や伸びフランジ特性を劣化させる。したがって、フェライト相と、ベイナイト相を含む第二相とからなり、組織全体に占めるフェライト相の面積率が65〜80%、組織全体に占めるフェライト相とベイナイト相の合計の面積率が95%以上であるミクロ組織にする必要がある。

さらに、λが70%以上の優れた伸びフランジ性を得るにはフェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|を150以下にする必要がある。これは、上述したように、フェライト相中に粒径が20nm未満の微細なTiCやTi₄C₂S₂などの炭化物を析出させることにより達成される。

また、フェライト相の面積率のばらつきΔSFは、鋼板内におけるTSの均一性に大きな影響を及ぼす。TSのばらつきΔTSを15MPa以下にしてTSの均一性を確保するには、ΔSFを2%以下にする必要がある。

なお、第二相には、上記の面積率の条件を満足する範囲内であれば、ベイナイト相以外にマルテンサイト相やパーライト相を含んでも本発明の効果が損なわれることはない。

ここで、組織全体に占めるフェライト相やベイナイト相の面積率は、走査型電子顕微鏡(SEM)用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール腐食し、板厚中心部近傍で倍率1000倍のSEM写真を10視野撮影し、フェライト相やベイナイト相を画像処理により識別し、画像解析処理によりフェライト相やベイナイト相の面積を測定し、観察視野の面積に占める割合(百分率)として求めた。

フェライト相の面積率のばらつきΔSFは、コイル状の鋼板の最内周と最外周の一巻き目をカットし、コイルの幅方向の両端部10mmをトリミング後、コイル長手方向に20等分、幅方向に8等分に分割し、端部も含めた189点の位置から試料を採取し、上記の方法で測定したフェライト相の面積率の標準偏差として求めた。なお、本発明の鋼板のフェライト相の組織全体に占める面積率およびフェライト相とベイナイト相の組織全体に占める面積率の合計は、上記189点で観察した面積率の平均値とした。

フェライト相と第二相の硬度測定は、コイル長手方向および幅方向の中心部より試料を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後ナイタール腐食し、現出した各相について、JIS Z2244(2009)に準じて、測定条件は板厚1/4部近傍にて試験力29.4mN(荷重3g)でフェライト相および第二相をそれぞれ15箇所で測定を行い平均値を各相の硬度とした。このときの平均硬度をフェライト相についてはHv_F、第二相についてはHv’として表し、ビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|を下式にて求めた。

|ΔHv|=|Hv’-Hv_F|
なお、炭化物の析出状態とともにベイナイト相に濃化する炭素量によってはフェライト相の方が第二相よりも硬質になる場合もあるので、硬度差の絶対値を用いている。

3) 製造条件
スラブの加熱温度:1200〜1300℃
熱間圧延後フェライト相中に微細なTiの炭化物を析出させるには熱間圧延前にスラブ中に析出している粗大なTiの炭化物を溶解させる必要がある。それにはスラブを1200℃以上に加熱する必要がある。一方、スラブを1300℃を超えて加熱するとスケールの生成が増大し、歩留まりの低下を招く。したがって、スラブの加熱温度は1200〜1300℃とする。

熱間圧延の仕上温度:(Ar₃変態点+100℃)以上
熱間圧延の仕上温度によって圧延直後のオーステナイト粒径や蓄積するひずみエネルギーが変化し、フェライト変態挙動やTiの炭化物の析出挙動に影響を及ぼす。フェライト相の面積率およびそのばらつきを上記のように制御するとともに、フェライト相中に微細なTiの炭化物を析出させるには、フェライト変態を急激に進行させないようにすることが重要であるが、それには圧延直後のオーステナイト相を粗粒かつ蓄積ひずみエネルギーが小さい状態にする必要がある。このためには、仕上温度をAr₃変態点に対して高温とする必要があり、具体的には(Ar₃変態点+100℃)以上とする必要がある。なお、ここでAr₃変態点は、変態点測定装置を用い、例えば1200℃に10min加熱した後、1℃/秒の冷却速度で冷却する条件により求めればよい。仕上温度が(Ar₃変態点+100℃)未満だとひずみエネルギーが蓄積した未再結晶オーステナイト相や微細なオーステナイト粒が増加し、フェライト変態やTiの炭化物の析出が急激に進行してフェライト相の面積率およびそのばらつきやTiの炭化物の析出を制御することが困難になり、伸び特性や伸びフランジ性の低下や鋼板内におけるTSの不均一を引き起こす。

なお、仕上温度を(Ar₃変態点+100℃)以上にする上で、Ar₃変態点が高いと仕上温度の確保が困難になり、鋼板内におけるTSの不均一の原因となるので、本発明では、上述したように、Si量を低下させてAr₃変態点を下げ、仕上温度を確実に確保できるようにしている。

熱間圧延後の一次冷却条件:圧延後の冷却開始時間:2秒以内、平均冷却速度:25℃/秒以上、冷却停止温度:600〜720℃
熱間圧延後、一次冷却開始までに2秒を超える時間放置すると粗大なフェライト粒が生成したり、粗大なTiの炭化物が形成させるため、高強度化や伸びフランジ性の向上を妨げるとともに、鋼板内におけるTSの不均一を増長させる。そのため、圧延後2秒以内に一次冷却を開始する必要がある。また、同様の理由で一次冷却の平均冷却速度は25℃/秒以上とする。

一次冷却は600〜720℃の温度域で停止させて、引き続く空冷時にフェライト変態と微細なTiの炭化物の析出を促進させる必要がある。冷却停止温度が600℃未満ではフェライト相が十分に生成せず、65%以上の面積率が確保できなくなるとともに、微細なTiの炭化物の密度が低くなる。一方、冷却停止温度が720℃を超えるとフェライト粒やTiの炭化物の粗大化を招き、フェライト相の高強度化が困難になる。したがって、一次冷却の冷却停止温度は600〜720℃とする。

一次冷却後の空冷時間:5〜60秒間
空冷時間が5秒未満ではフェライト相が十分に生成せず、65%以上の面積率が確保できなくなるとともに、微細なTiの炭化物の密度が低くなる。一方、空冷時間が60秒を超えるとフェライト粒やTiの炭化物の粗大化を招き、フェライト相の高強度化が困難になる。したがって、空冷時間は5〜60秒間とする。

二次冷却条件:平均冷却速度:25℃/秒以上
熱間圧延後に一次冷却と空冷の組み合わせで得られるフェライト相の面積率65〜80%とフェライト相中の微細なTiの炭化物の析出状態を維持するために、空冷後巻取りまでは25℃/秒以上の平均冷却速度で二次冷却する必要がある。

巻取温度:400〜550℃
巻取温度が400℃未満では硬質なマルテンサイト相が多量に生成し、また、550℃を超えるとパーライト相が多量に生成して、伸び特性や伸びフランジ性の大きな低下を招く。したがって、巻取温度は400〜550℃とする。

その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて2次精錬を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うのが好ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、熱間圧延後、調質圧延を行ったり、溶融亜鉛系めっき、電気亜鉛系めっき、化成処理を施すことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした(すなわち亜鉛を約90%以上含有する)めっきであり、亜鉛のほかにAl、Crなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。

表1に示す化学組成とAr₃変態点を有する鋼No.A〜Jを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。なお、Ar₃変態点は、変態点測定装置を用い、1200℃に10min加熱した後、1℃/秒の冷却速度で冷却する条件により求めた。これらのスラブを、1250℃に加熱し、表2に示す熱延条件で板厚3.2mmのコイル状の熱延鋼板No.1〜24を作製した。そして、酸洗後、コイルの最内周と最外周の一巻き目をカットし、コイルの幅方向の両端部10mmをトリミング後、コイル長手方向に20等分、幅方向に8等分に分割し、端部も含めた189点の位置から圧延方向に平行にJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、平均のTSとEl、およびTSの均一性を調べるためにTSの標準偏差ΔTSを求めた。また、189点の位置から穴拡げ試験用試験片を採取し、鉄連規格JFST 1001に準拠して穴拡げ試験を行い、平均のλを求めた。さらに、上記の方法により、フェライト相の面積率およびそのばらつきΔSFやフェライト相とベイナイト相の合計の面積率およびフェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|を求めた。

結果を表3に示す。本発明例では、590〜880MPaのTSが得られ、Elが32%以上、λが70%以上で伸び特性や伸びフランジ性に優れ、かつΔTSが15MPa以下で鋼板内においてTSの均一性に優れていることがわかる。

また、図1に|ΔHv|とλとの関係を示したが、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|が150以下であれば、λが70%以上の優れた伸びフランジ性が得られることがわかる。

表1の鋼No.Aの成分組成を有するスラブを、1250℃に加熱し、仕上温度を800〜930℃の範囲に変えて熱間圧延後、1.5秒で一次冷却で開始し、平均冷却速度110℃/秒で700℃まで冷却後、50秒間空冷し、平均冷却速度50℃/秒で二次冷却後、500℃の巻取温度で巻取って板厚3.2mmのコイル状の熱延鋼板を作製した。そして、実施例1と同様な方法でフェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|を求めた。

図2に仕上温度と|ΔHv|との関係を示したが、仕上温度を(Ar₃変態点＋100℃)以上、すなわちAr₃変態点が795℃の鋼No.Aでは仕上温度を895℃以上である900℃以上にすれば、150以下の|ΔHv|が安定して得られることがわかる。

次に、上記において作成した熱延鋼板の一部について、実施例1と同様に、コイルの189点の位置から試験片を採取して、上記の方法でフェライト相の面積率のばらつきΔSFおよびTSのばらつきΔTSを求めた。

図3にフェライト相の面積率のばらつきΔSFとTSのばらつきΔTSの関係を示す。図3より、ΔSFとΔTSには相関があり、フェライト相の面積率のばらつきΔSFを2%以下とすることにより、TSのばらつきΔTSを15MPa以下にできることがわかる。

また、図4に仕上温度とフェライト相の面積率のばらつきΔSFとの関係を示す。図4より、Ar₃変態点が795℃の鋼No.Aでは仕上温度を895℃以上である900℃以上にすれば、フェライト相の面積率のばらつきΔSFを2%以下と小さくでき、鋼板内におけるTSの均一化を図れることがわかる。

Claims

質量%で、C:0.060〜0.150%、Si:0.1%以下、Mn:0.8〜1.8%、P:0.030%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.005%以下、Ti:0.032〜0.120%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、下記の式(1)および式(2)を満足する成分組成を有し、フェライト相と、ベイナイト相を含む第二相とからなり、組織全体に占める前記フェライト相の面積率が65〜80%で、組織全体に占める前記フェライト相と前記ベイナイト相の合計の面積率が95%以上であり、前記フェライト相の面積率のばらつきΔSFが2％以下で、前記フェライト相と前記第二相のビッカース硬度差の絶対値|ΔHv|が150以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度熱延鋼板；
0.05≦C^*≦0.09・・・(1)
0.03≦Ti^*≦0.10・・・(2)
ただし、C^*=[C]-0.55×Ti^*、Ti^*=[Ti]-48×[N]/14、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
請求項1に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1200〜1300℃の加熱温度で加熱し、(Ar₃変態点+100℃)以上の仕上温度で熱間圧延後、2秒以内に25℃/秒以上の平均冷却速度で600〜720℃の冷却停止温度まで一次冷却し、引き続き5〜60秒間空冷後、25℃/秒以上の平均冷却速度で二次冷却し、400〜550℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。