JP5194858B2

JP5194858B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5194858B2
Application number: JP2008028455A
Authority: JP
Inventors: 真次郎金子; 金晴奥田; 哲雄清水; 永明森安; 真英渡部
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-02-08
Filing date: 2008-02-08
Publication date: 2013-05-08
Anticipated expiration: 2028-02-08
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Description

本発明は、自動車用鋼板などに使途に有用な、引張強さ（TS）が540〜780MPaで、コイル間およびコイル内での強度バラツキの小さい強度均一性に優れた、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の観点から、CO₂の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化および強化の双方が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、剛性の問題とならない範囲で部材素材を高強度化し、板厚を減ずることによって軽量化することが効果的といわれており、最近では高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなるため、自動車業界では、例えば構造用材料として引張強度（TS）が540MPa以上の鋼板を使用する動向にある。

一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス成形によって製造される。高強度鋼板の成形性に関しては、割れ、しわ以外に寸法精度が重要であり、特にスプリングバックの制御が重要課題になっている。最近ではCAE（Computer Assisted Engineering）により新車の開発が非常に効率化されてきて、金型を何度も造ることがなくなってきた。同時に、鋼板の特性を入力するとスプリングバック量をより精度良く予測可能となっている。スプリングバック量にバラツキがあると、部品同士を接合する際に問題となるので、より小さくする必要があるが、それには、特に強度バラツキの小さい強度均一性に優れた高強度鋼板が求められている。

コイル内の強度バラツキを小さくする方法として、特許文献１（特開平４−２８９１２５号公報）には、Nbを含有する低Mn鋼（Mn：0.5％以下）を熱間圧延するに際し、粗圧延後のシートバーを一旦コイル状に巻取り、その後巻き戻しながら先行するシートバーに接合し、連続的に仕上げ圧延を行うことにより、高強度熱延鋼板のコイル内の強度均一化を達成する方法が開示されている。また、特許文献2（特開２００２−３２２５４１号公報）には、TiとMoを複合添加して、非常に微細な析出物を均一に分散させた強度バラツキの小さい強度均一性に優れた、高強度熱延鋼板が提案されている。
特開平４−２８９１２５号公報特開２００２−３２２５４１号公報

しかしながら、上述の従来技術には、次のような問題がある。
特許文献1に記載の方法では、巻取時にコイルを再度分割することなどの問題がある。さらに、Nb添加のためコスト増加を招き経済的に不利である。また、特許文献2に記載の鋼板では、Ti系であるが、高価なMoを添加する必要があり、コストアップを招く。さらには、いずれの特許文献においても、コイルの幅方向と長手方向の両方を含む、コイル面内の2次元的な強度の均一性については考慮されていない。このようなコイル面内の強度バラツキは、いかに巻取り温度を均一に制御したとしても巻取り後のコイルの冷却履歴が位置毎に異なるために不可避的に生じるという問題がある。

本発明は、かかる事情に鑑み、上記問題点を有利に解決し、安価なTi系汎用鋼板を用い、引張強度（TS）が540〜780MPaで、強度バラツキの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的としている。

上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、鋼板の化学組成、金属組織および析出強化に寄与するＴｉの析出状態とを制御することにより、熱延鋼板全面に渡って強度バラツキの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板を得ることに成功し本発明に至った。

本発明による、面内強度のバラツキの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法の要旨は以下の通りである。
［１］成分組成が、質量%でC：0.05〜0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜1.8%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ポリゴナルフェライトが70%以上の分率で含む組織を有し、かつサイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の50%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
Ti*＝［Ti］−48÷14×［N］…（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
［２］成分組成が、質量%で、C：0.05〜0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜1.8%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650℃〜750℃の温度で冷却を停止し、引き続いて2秒〜15秒の放冷工程を経たのちに、再度100℃/s未満の冷却速度で冷却を施し、550〜650℃の温度域でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法

本発明によれば、引張強度（TS）が540〜780MPaの高強度熱延鋼板で、コイル内での強度バラツキを狭小化することが可能であり、これにより、本鋼板のプレス成形時の形状凍結性や部品強度、耐久性能を安定化することが達成され、自動車部品の生産・使用時における信頼性の向上がはかれることになる。さらに、本発明では、Ｎｂ等の高価な原料を添加せずとも上記効果が得られるので、コスト削減がはかれることになる。

以下に本発明を詳細に説明する。
１）まず、本発明における強度バラツキが少ない、即ち強度均一性の評価方法について説明する。
対象の鋼板の一例としてはコイル状に巻きとったもので、その重量が5t以上、鋼板の幅が500mm以上のものがあげられる。このような場合には、また熱間圧延ままの状態における、長手方向の先端部と後端部で最内周と最外周の各々ひと巻きと幅方向の両端10mmは評価の対象とはしない。これの、長手方向に少なくとも10分割、幅方向に少なくとも5分割に2次元的に測定した引張強度の分布をもって強度バラツキを評価するものとする。また、本発明は鋼板の引張強度（TS）が540MPa以上、780MPa以下の範囲を対象としている。

２）つぎに、本発明における鋼の化学成分（成分組成）の限定理由について説明する。
なお、元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：0.05〜0.12％
Ｃは、後述のTiとともに本発明における重要な元素である。Ｃは、Tiとともに炭化物を形成し、析出強化により鋼板を高強度するのに有効である。本発明では析出強化の観点からＣを0.05％以上含有することが好ましく、さらに好ましくは0.06％以上である。一方、0.012％を超えるＣの含有は良好な伸びや穴広げ性に悪影響を及ぼしやすく、Ｃ含有量の上限を0.12％とし、好ましくは0.10％以下とする。

Si：0.5％以下
Siは、固溶強化の効果ともに延性を向上させる効果がある。上記効果を得るためには、Siは0.01％以上含有することが有効である。一方、Siを0.5％を超えて含有すると、熱間圧延時に赤スケールと称される表面欠陥が発生しやすくなり、鋼板とした時の表面外観を悪くすることがあるので、Si含有量は0.5％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.3％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、変態点を下げ、フェライト粒径を微細化させる作用があり、Mnは0.8%以上含有する必要があり、好ましくは1.0％以上とする。一方、1.8％を超える過度のMnを含有すると、熱延後に低温変態相が生成して延性が低下したり、TiCの析出が不安定になりやすくなることから、Mn含有量の上限は1.8％とする。

Ｐ：0.030％以下
Ｐは、固溶強化の効果がある元素であり、また、Si起因のスケール欠陥を軽減する効果をもつ。しかしながら、0.030％を超える過剰なＰの含有は、Ｐが粒界に偏析しやすく、靭性および溶接性を劣化させやすい。従って、Ｐ含有量の上限は0.030％とした。

Ｓ：0.01％以下
Ｓは、不純物であり、熱間割れの原因になる他、鋼中で介在物として存在し鋼板の諸特性を劣化させるので、できるだけ低減する必要がある。具体的には、Ｓ含有量は、0.01％までは許容できるため、0.01％以下とする。

Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸元素として有用である他、不純物として存在する固溶Ｎを固定して耐常温時効性を向上させる作用がある．かかる作用を発揮させるためには、Al含有量は0.005％以上とする必要がある。一方、0.5％を超えるAlの含有は、高合金コストを招き、さらに表面欠陥を誘発しやすいので、Al含有量の上限を0.1％とする。

Ｎ：0.01％以下
Ｎは耐常温時効性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが好ましい元素である。Ｎ含有量が多くなると耐常温時効性が劣化し、固溶Ｎを固定するために多量のAlやTi添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましく、Ｎ含有量の上限を0.01％とする。

Ti：0.030〜0.080％
Tiは、析出強化により鋼を強化させるために重要な元素である。本願発明の場合、Cとともに炭化物を形成することで析出強化に寄与する。
つまり、引張強度TSが540MPa以上、780MPa以下の高強度鋼板を得るためには、析出物は析出物サイズ20nm未満となるように微細化することが好ましい。また、この微細な析出物（析出物サイズ20nm未満）の割合を高めることが重要である。この理由の一つとして、析出物のサイズが20nm以上では、転位の移動を抑制する効果が得られにくく、またポリゴナルフェライトを十分に硬質化できないため、強度が低下する場合があるからと考えられる。したがって、析出物のサイズは20nm未満とすることが好ましい。また、本願発明において、この20nm未満の微細なＴｉを含む析出物は、TiとCを共に上記範囲で添加することにより形成される。本明細書では、これらTiとCを含有する析出物を総称してTi系炭化物と呼ぶ。Ti系炭化物としては例えばTiC、Ti₄C₂S₂などがあげられる。また、前記炭化物中にNを組成として含んだり、MnSなどと複合して析出していても良い。
本願発明の高強度鋼板においては、Ti系炭化物は、主にポリゴナルフェライト中に析出していることが、確認できている。これは、ポリゴナルフェライトにおけるCの固溶限は小さいので、過飽和のCがポリゴナルフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。このため、このような析出物により軟質のポリゴナルフェライトが硬質化し、540MPa以上、780MPa以下の引張強度（TS）が得られることになる。同時にTiは、固溶Nと結合しやすいので、固溶Nを固定するのにも好ましい元素でもある。その意味で0.030％以上とする。しかしながら、Ｔｉの過剰な添加は加熱段階で強度に寄与しない粗大なＴｉの未溶解炭化物であるTiC等を生成させるだけで好ましくなく、非経済的である。この観点より、Tiの上限を0.080％とする。
また、本発明では、上記した成分以外の残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成とすることが好ましい。

３）次に、本発明の鋼板の鋼組織を限定した理由について説明する。
ポリゴナルフェライトを70%以上の分率で含む組織を有し、かつ20nm未満のサイズの析出物中のＴｉ量が、式（１）で示されるTi*の50%以上
本願発明にかかる高強度熱延鋼板の強度は、鋼自身が有しているベースとなる強度に、固溶強化、組織強化または析出強化の３つの強化機構によるそれぞれの強化量が重畳することで決定される。このうち、ベース強度は鉄の本来の強度であり、固溶強化分は化学組成が決まればほぼ一義的に定まることから、この二つの強化機構はコイル内の強度バラツキには殆ど関与しない。強度バラツキに最も関係が深いのが析出強化であり、次いで組織強化である。

析出強化による強化量は、析出物のサイズと分散（具体的には析出物間隔）によって定められる。析出物の分散は、析出物の量とサイズによって表現できるため、析出物のサイズと量が決まれば析出強化による強化量が定まる。組織強化は鋼組織の種類によって定まる。鋼組織はオーステナイトから変態する温度域によって、その種類が決まり、化学組成と鋼組織が決まれば、強化量が定まる。

４）次に、この発明の根拠となる実験事実について述べる。
化学組成が、0.08C‐0.1Si-1.5Mn-0.011P-0.002S-0.017Al-0.005Nを基本組成としてTi添加量が0.04%である鋼Aおよび0.06%である鋼Bを実験室的に溶製して鋳片とした。これらを分塊圧延で25mm厚のシートバーとした。これを1230℃にて加熱し、5パスで仕上げ温度880℃の熱間圧延をおこない、仕上げ圧延から1.7秒後に25℃/sの冷却速度で水冷却を施した。このとき冷却停止温度を720〜520℃の間で種々変化させた。水冷却の後は10秒間放冷した後500〜700℃の電気炉に挿入して巻取り処理をおこない、炉中の保持時間を1〜300分の間で変化させた。このとき、冷却停止温度と炉温の差が30℃以上の場合には、放冷に引続いて25℃/sの冷却速度で水冷却を炉温度の30℃手前まで実施している。以上の方法で、Tiの析出状態と鋼組織とを種々に変化させた熱延鋼板を製造した。これらの熱延鋼帯を酸洗後、伸び率0.5％の調質圧延を施したのち、引張試験片と析出物分析サンプルを採取した。

上記のように製造された熱延鋼板群より、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量が、下式（１）で示されるTi*の50%以上であるものを抽出し、ポリゴナルフェライトの分率（%）と引張強度TS(MPa)との相関を調査した結果を図１に示す。この図から分かるようにポリゴナルフェライト分率の増加ともに引張強度TSは減少の傾向を示すが、70%以上のポリゴナルフェライト分率ではTSの変動が小さくなり安定化する。
尚、ポリゴナルフェライトの分率は例えば以下のようにして求めることができる。鋼板のL断面（圧延方向に平行な断面）の板厚の表層10％を除く部分について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で1000倍に拡大して撮影する。粒界の凹凸が0.1μm未満の滑らかで、かつ粒内に腐食痕が残らず平滑なフェライト結晶粒をポリゴナルフェライトと定義して、その他の形態のフェライト相やパーライトやベイナイトなどの異なる変態相区別する。これらを画像解析ソフト上で色分けし、その面積率をもって、ポリゴナルフェライト分率とする。
同様に、上記のように製造された熱延鋼板群より、ポリゴナルフェライトの分率が70%以上のものを抽出し、下式（１）で示されるTi*に対するサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量の割合(%)と、引張強度TS(MPa)との相関を調査した結果を図2に示す。上述したように、析出強化に寄与するサイズ20nm未満の析出物は、添加されたTiにより形成されるため、20nm未満の析出物中のTi量を把握すれば、Tiが効率良く微細析出物として析出しているかどうかを明確にできるからである。この図から分かるように、20nm未満のサイズの析出物に含まれるTi量の増加ともにTSは増加の傾向を示すが、析出物に含まれるTi量がTi*の50%以上ではTSの変動が小さくなり安定化する。

以上の結果から、鋼組織をポリゴナルフェライトが70%以上の分率範囲に制御し、かつ20nm未満のサイズの析出物に含まれるTi量が下記式（１）で示されるTi*の50%以上の範囲となるように制御すれば、たとえ巻取り後のコイルの冷却履歴が位置毎に異なるために強度バラツキが不可避的に生じても、その生じる強度バラツキは、著しく小さくなり実用上問題ない程度にできることに想到した。
Ti*＝［Ti］−48÷14×［N］…（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。

したがって、本願発明の要件、すなわち、ポリゴナルフェライトを70%以上の分率で含む組織を有し、かつサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量が、上記式（１）で示されるTi*の50%以上の量であることが、鋼板のいずれの位置においても達成されているならば、コイルの冷却履歴が位置毎に異なってもその各位置における鋼板の強化量はほぼ同じとなり、結果として当該鋼板は、強度バラツキの小さい強度均一性に優れたものとできる。

５）また、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量は、以下の方法により測定することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する。この孔径20nmのフィルタをろ液と共に通過した析出物がサイズ20nm未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ（ICP）発光分光分析法、ICP質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、サイズ20nm未満での析出物におけるTiの量を求める。

６）次に、本発明の高強度熱延鋼板の好ましい製造方法一例について説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼スラブの組成は、上述した鋼板の組成と同様であり、またその限定理由も同様である。本発明の高強度熱延鋼板は、上記した範囲内の組成を有する鋼スラブを素材とし、該素材に粗圧延を施し熱延鋼板とする熱間圧延工程を経ることにより製造できる。

イ）加熱温度を1150℃〜1300℃
スラブ加熱温度は、加熱段階でTiCのようなＴｉ系炭化物が未固溶とならないために熱延鋼板1150℃以上が望ましい。Ｔｉ系炭化物が未固溶となると熱延鋼板の引張強度に悪影響を与えるため避けることが好ましいからである。しかし、過剰な温度による加熱は、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などの問題を引き起こすから、スラブ加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行なえばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点からは、シートバーを加熱する、所謂シートバーヒーターを活用することが好ましい。
次いで、シートバーを仕上げ圧延して熱延鋼板とする。

ロ）仕上げ温度（FDT）を800〜950℃
仕上げ温度が高いと粒が粗大となり、成形性が低下すること、またスケール欠陥が発生しやすいため950℃以下とする。また、800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイト未再結晶での圧延率が高くなり、異常な集合組織が発達し、強度均一性の観点から好ましくない。その意味で仕上げ温度は800℃以上950℃以下とする。好ましくは840℃〜920℃とする。
また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため、仕上げ圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行なうことは、鋼板形状の均一化や強度の均一化の観点から有効である。潤滑圧延の際の摩擦係数は、0.10〜0.25の範囲とするのが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

ハ）熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上の冷却速度（一次冷却）で冷却
仕上げ圧延後に冷却を開始するまでに2秒を超える時間を経過すると、仕上げ圧延時に蓄積された歪みが開放され、後述する冷却制御を施しても効果的にフェライト生成が生じず、TICの安定的な析出が行われない。また、冷却速度が20℃/sを下回る場合も同様な現象が生じやすくなる。

ニ）650℃〜750℃の温度域での冷却停止と、2秒〜15秒の放冷工程
放冷の温度はランアウトテーブルを通過する短時間に効果的にTiC のようなTi系炭化物を析出させるために、最もフェライト変態が進行する温度域に一定時間保持する必要がある。650℃よりも放冷（保持）温度が低い場合にはTi系炭化物の析出の成長速度が小さいために、所望とする強化量に必要なTi系炭化物の量を確保できない。一方、750℃よりも放冷温度が高い場合には、析出の核生成が十分で無く成長速度が速いためTi系炭化物が疎かつ粗大に分布するため強化能が小さくなる。したがって、放冷温度は650℃〜750℃とする。
放冷時間が2秒よりも小さい場合には、Ti系炭化物の析出量が十分では無く、必要な強化量を確保できにくい。一方、放冷時間が15秒よりも大きい場合には、Ti系炭化物が疎かつ粗大に分布するため強化能が小さくなる。したがって、放冷時間は2秒〜15秒とする。

ホ）再度100℃/s未満の冷却速度（二次冷却）で冷却
放冷処理に引き続く冷却速度が、100℃以上の場合には巻取り温度の制御性が悪くなり強度の安定化が困難になる。よって100℃/s未満とする。冷却速度の下限は特にこれを限定しないが、析出物の粗大化を抑制する観点からは、5℃/s以上が好ましい。

ヘ）550〜650℃の温度域でコイル状に巻き取る
巻取り温度が550℃未満の場合には、ランナウトテーブル上で未変態の部分が低温変態相として生成して強度バラツキの原因になるとともに延性が低下する。巻取り温度が650℃を超える場合には、TiCのようなTi系炭化物の成長が巻取り後にも進行するため疎かつ粗大に分布するため強化能が小さくなるとともに、巻取り後の冷却履歴に対応した強度バラツキが生じやすい。したがって、巻取り温度は550〜650℃とする。

強度バラツキをコイル内で考慮した場合、例えばTiCのようなTi系炭化物の析出は巻き取り後の冷却段階で主に進むために巻取り後の鋼板の冷却履歴を考慮するのが望ましい。特に、コイルの先端部と後端部では冷却が早いためにTi系炭化物の析出が十分に進まないことがある。このため、コイル先端部と後端部において、当該先端部と後端部以外のコイル内側に対し、温度差をつけて温度を高くすると強度バラツキが、より一層改善される。

次に、本発明の実施例について説明する。
表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを1250℃に加熱し粗圧延してシートバーとし、次いで、表２に示す条件の仕上圧延を施す熱間圧延工程により熱延鋼板とした。
次いで、これらの熱延鋼板を酸洗後、伸び率0.5％の調質圧延を施したのち、幅方向の端部10mmをトリミングして除去し、各種特性を評価した。コイルの長手の、先端部と後端部で最内周と最外周の各々ひと巻きをカットした位置とその内側を長手方向に20等分した分割点より鋼板を採取した。これらの幅端部および幅方向に8分割した分割点より引張試験片と析出物分析サンプルを採取した。

引張試験の試験片は圧延方向に平行な方向（L方向）に採取しJIS５号引張試験片に加工した。JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ（TS）を求めた。得られた各熱延鋼板の引張特性を調査した結果を表２に示す。
ミクロ組織はL断面（圧延方向に平行な断面）の板厚の表層10％を除く部分について、ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（SEM）で5000倍に拡大し同定し、ポリゴナルフェライトの分率は、上記した方法で画像処理ソフトを用いて測定した。
20nm未満のサイズの析出物中におけるTiの定量は、以下の定量法により実施した。
上記により得られた熱延鋼板を適当な大きさに切断し、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で、約0.2gを電流密度20mA/cm²で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（500mg/l）（以下、SHMP水溶液と称す）中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiの絶対量を測定した。次いで、Tiの絶対量を電解重量で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量(質量%)を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。この後、上記で得られたサイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量(質量%)を、表1に示したTiとNの含有量を式(1)に代入して算出したTi*で除して、サイズ20nm未満の析出物に含まれるTiの量の割合(%)とした。

ここで表２に示す結果のうち、ポリゴナルフェライト分率、式(1)で示されるTi*に対するサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量の割合、および引張強度TSは、コイルの長手中央かつ幅中央の値をもって代表値としたものである。また、鋼組織適合率は、測定した189点のうち、ポリゴナルフェライト分率とサイズ20nm未満の析出物におけるTi量の割合の、両方の要件を満足した点の割合である。TS適合率は、測定した189点のうち540MPa以上の値を示した割合である。ΔTSは測定した189点のTSで標準偏差σを求めてこれを4倍したものである。
表２に示す調査結果より明らかなように、本発明例では、いずれもTSは540MPa以上の高強度であり、かつ、コイル面内での強度バラツキ（ΔTS）が50MPa以下と小さい強度均一性の良好な鋼板が得られている。

本発明によれば、引張強度（TS）540MPa以上でありかつ強度バラツキの小さい熱延鋼板を安価で安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。例えば、本発明の高強度熱延鋼板を自動車部品に適用した場合、ハイテンにおける成形後のスプリングバック量や衝突特性のバラツキも低減し、車体設計の高精度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化に十分寄与できるという効果がある。

ポリゴナルフェライトの分率（%）と引張強度TS(MPa)との相関を調査した結果を示す図である。 Ti*に対するサイズ20nm未満の析出物に含まれるTi量の割合(%)と、引張強度TS(MPa)との相関を調査した結果を示す図である。

Claims

成分組成が、質量%で、C：0.05〜0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜1.8%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ポリゴナルフェライトを70%以上の分率で含む組織を有し、かつサイズ20nm未満の析出物中に存在するＴｉの量が、下式（１）で計算されるTi*の値の50%以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
Ti*＝［Ti］−48÷14×［N］…（1）
ここで、［Ti］および［N］はそれぞれ鋼板のTiおよびNの成分組成（質量%）を示す。
成分組成が、質量%で、C：0.05〜0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.8〜1.8%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005〜0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.030〜0.080%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度に加熱後、800〜950℃の仕上げ温度で熱間仕上げ圧延を行い、該熱間仕上げ圧延後2秒以内に20℃/s以上の冷却速度で冷却を開始し、650℃〜750℃の温度で冷却を停止し、引き続いて2秒〜15秒の放冷工程を経たのちに、再度100℃/s未満の冷却速度で冷却を施し、550〜650℃の温度域でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。