JP6720649B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。

鋼の強度を高める強化法として、（１）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素の添加による固溶強化、（２）Ｔｉ、Ｎｂなどの析出物を利用した析出強化、（３）金属組織を転位強化又は結晶微細粒強化が発現した連続冷却変態組織とすることを利用する組織強化、が有効である。特に、自動車用部材は、軽量化、安全性及び耐久性の向上が進められており、素材である鉄鋼材料の高強度化が要求されている。

固溶強化は、析出強化及び組織強化に比べて強度上昇効果が小さいので、固溶強化のみで自動車用部材の素材に求められるような高強度化は困難である。
これに対し、析出強化については、本来のフェライト相の均一組織の優れた変形能を維持したまま高強度化を図ろうとする技術開発が、近年再び検討され始めた。例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏなどの炭化物形成元素を活用し、微細な炭化物を析出させ、フェライト組織を強化する方法が提案されている（例えば、特許文献１〜３）。フェライトを主体とする転位密度の比較的低い組織中に、強度を向上させる微細な炭化物を析出させて析出強化による高強度化を図るものである。

これらの方法によると、析出強化を発現させるためには比較的高温で変態したフェライト組織とすることが必要である。転位強化を発現させるためには低温で変態させることが必要であるので、析出強化と転位強化を共に発現させることは困難であった。

一方で、比較的低温で変態したアシキュラー・フェライト組織からなり、微細な炭化物ＴｉＣ，ＮｂＣが析出した組織を有する伸びフランジ性に優れる高強度鋼板が提案されている（例えば、特許文献４）。

しかし、熱延鋼板の高強度化に伴い、鋼板を打ち抜き加工して形成された穴の端面にハガレ又はメクレの欠陥が発生することが問題となっている。これらの欠陥は製品端面の意匠性を著しく損なうばかりか、応力集中部となって疲労強度などにも影響を及ぼす危険性がある。

以上のような問題に対して、加工時の結晶粒界での破壊を抑えるために、Ｂを添加したり、Ｐの添加量を制限したりすることで、打ち抜き端面の損傷の発生を抑えた高強度熱延鋼板が開発された（特許文献５、６）。さらに、フェライトの大角結晶粒界におけるＣ、又はＣおよびＢの偏析量を制御することで、極めて厳しい条件で打ち抜き加工を行った場合でも打ち抜き端面の損傷の発生を防止することのできる高強度熱延鋼板が開発された（特許文献７、８）。

なお、非特許文献１には、Ｘ線回折を測定して得られた結晶格子の歪を用いて、転位密度を算出することが提案されている。

特開２００３−８９８４８号公報 特開２００７−２６２４８７号公報 特開２００７−２４７０４６号公報 特開平７−１１３８２号公報 特開２００４−３１５８５７号公報 特開２００５―２９８９２４号公報 特開２００８−２６１０２９号公報 特開２００８−２６６７２６号公報

G. K. Williamson and R. E. Smallman、「Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on X-ray Debye-Scherrer spectrum」、Philosophical Magazine、８巻、１９５６年、ｐ．３４−４６

しかし、特許文献５〜８においては、析出強化と組織強化の両方の活用について検討は十分なされていなかった。析出強化鋼において高強度化は一般的には合金元素の含有量増加により析出強化量を増やす方法が考えられるが、コストが高くなるばかりか加工性等が劣化し、打ち抜き加工時の鋼板打ち抜き端面が損傷する恐れがあった。合金元素の含有量を抑えつつも更なる高強度化に検討の余地があった。

そこで、本発明は、鋼板の打ち抜き端面の損傷を抑えつつ、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板及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、変態による鋼板の転位密度を高めつつ、変態後に微細なＴｉＣ析出物の析出を狙った。そのために、鋼にＢを含有させることにより、通常の冷却では６００℃以下の低温で変態して生成する転位密度の高いベイニティックフェライトを、従来よりも高温で得やすくなることに着目した。一方で、変態後にも６００℃以上であれば、ＴｉＣ析出物の析出が可能であることに着目した。さらに、転位上に析出すると析出強化が有効に発揮されないため、ＴｉＣ析出物は転位上ではない母相に析出させることで、転位強化と析出強化を効率良く発現させることを狙った。
そして、本発明者らは、高い転位密度による転位強化と、転位上ではない母相にＴｉＣ析出物を形成させることによる析出強化と、の両者を効率良く発現させて、合金元素を有効に活用することで、合金元素の含有量を抑えることができ、合金コストの低減が可能になるだけでなく、合金元素の含有に起因する加工性の低下も抑え、鋼板の打ち抜き端面の損傷の発生が抑制できることを見出した。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ： ０．１〜１．５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｎ：０．００９％以下、
Ｎｂ、ＭｏおよびＶの合計：０〜０．０２％、並びに、
ＣａおよびＲＥＭの合計：０〜０．０１％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比Ｔｉ／Ｃが０．６２５〜３．０００である化学成分を有し、
転位密度が１×１０^１４〜1×１０^１６ｍ^−２であり、
結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が２．０ｎｍ以下であり、
結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０^１7〜５×１０^１８[個／ｃｍ^３]であり、
結晶粒内において、転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量が鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
（２） ベイニティックフェライトとフェライトとの合計の面積率が９０％以上である（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（３） ベイニティックフェライトの面積率が８０％以上である（１）又は（２）に記載の高強度熱延鋼板。
（４） 前記化学成分を有する鋼片を、１２００℃以上に加熱し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９７０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延した鋼板を、熱間圧延終了後に３〜５秒の間、空冷する空冷工程と、
前記空冷した鋼板を、冷却速度５０℃／ｓ以上で６７０〜７２０℃の範囲内の温度ＭＴ［℃］まで一次冷却し、続いて冷却速度５℃／ｓ以下の冷却速度で５〜１０秒間二次冷却し、続いて冷却速度３０℃／ｓ以上で５００℃〜６００℃の範囲内の温度ＣＴ［℃］まで三次冷却する冷却工程と、
前記三次冷却後、冷却した鋼板を巻取る巻取工程と、
を有する（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強度が高く、かつ打ち抜き加工時の鋼板の打ち抜き端面の損傷が発生しにくい高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。

（Ａ）は転位上のＴｉＣ析出物の配列、および（Ｂ）は母相のＴｉＣ析出物の配列の模式図を示す。

本発明者らは、ＴｉＣ析出物（以下「析出物」とも称する。）が形成される位置に注目し検討を行った。析出物が形成される位置として、析出物が、結晶粒界に析出して形成される場合と、結晶粒内において、転位上に析出して形成される場合と、結晶粒内において、転位上ではない母相（以下、単に「母相」とも称する）に均一に析出して形成される場合と、を考えた。通常の数マイクロメートル以上の結晶粒径を有する鋼は、結晶粒界の密度は低く、結晶粒界の析出物は強化に寄与しないと考えられる。本発明者らは、析出物が形成される位置と、析出物サイズと、個数密度と、鋼材の強度と、の関係について詳細に検討を行った。転位上に析出するか、母相に均一に析出するかは、熱間圧延の温度及び化学成分、析出物形成元素の過飽和度及び拡散長、並びに転位密度等に依存すると考えられる。

そこで、本発明者らは、次の実験を実施した。
表１に示す成分からなるａ鋼、及びｂ鋼を作製した。ａ鋼、及びｂ鋼に対して、１２５０℃の溶体化熱処理を施し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９７０℃とする熱間圧延を施した後、オーステナイトの再結晶を目的として３秒の空冷（保持）を行い、表２に示すように鋼板の変態温度制御および熱延コイルの巻取模擬を目的とし３段の冷却処理［５０℃／ｓの冷却速度で冷却し６００℃〜８００℃（一時冷却停止温度）で冷却を停止した後、冷却速度５℃／ｓ以下で１０秒間空冷し、続けて５０℃／ｓの冷却速度で５５０℃（巻取温度）まで冷却する冷却処理］を行い、１時間の保持を行った。

得られた試験片ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して５号試験片を採取した。引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。

次に、金属組織の観察は、試料を鏡面研磨し、ナイタールエッチングを施して、光学顕微鏡を用いて行った。

転位密度の測定にはＸ線回折を用い、試料の板厚１／４の位置を板表面（圧延面）と水平な面となるように鏡面研磨して測定した。そして、Ｘ線回折測定から得られる歪から、非特許文献１に記載されている次式により転位密度ρを求めた。
式：ρ＝１４．４ε^２／ｂ^２
ここで、式中、εはＸ線回折測定から得られる歪、ｂはバーガースベクトル（０．２５ｎｍ）である。

また、結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均直径（以下「サイズ」とも称する）の測定、結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均個数密度の測定、およびＴｉＣ析出物の形成位置の決定は、三次元アトムプローブ測定法により、以下のようにして行った。
まず、測定対象の試料から、切断および電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法と併せて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製した。針状試料に対し三次元アトムプローブ測定を行った。三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータが再構築され実空間での実際の原子の分布像が得られる。

そして、ＴｉＣ析出物の形成位置を確認し、ＴｉＣ析出物の立体分布像の体積とＴｉＣ析出物の数から、結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の個数密度を求めた。そして、この操作を５回実施した平均値を「結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均個数密度」とした。
また、ＴｉＣ析出物同士の立体配置から、列状に配置している場合は転位上のＴｉＣ析出物（転位上に析出したＴｉＣ析出物）と判断し、独立して配置している場合は転位上ではない母相へのＴｉＣ析出物（転位上ではない母相に析出したＴｉＣ析出物）と判断した。図１（Ａ）に転位上のＴｉＣ析出物の配列、および図１（Ｂ）に転位上ではない母相へのＴｉＣ析出物の配列の模式図を示す。転位上ではない母相に析出したＴｉＣ析出物を構成するＴｉ原子数と、鋼板のＴｉ含有量とから、転位上ではない母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量の比率（鋼板の全Ｔｉ含有量に対する質量比）を計算した。なお、表２中、このＴｉの含有量の比率を「母相析出Ｔｉ成分比」と表記する。
また、結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物のサイズは、観察されたＴｉＣ析出物の構成原子数とＴｉＣの格子定数から、ＴｉＣ析出物を球状と仮定し算出した直径（球相当直径）である。任意に３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定し、その平均値を求めた。

表２に、表１に示したａ鋼、ｂ鋼を用いて上述の実験を行った結果を示す。ｂ鋼の一次冷却停止温度が８００℃では、ＴｉＣ析出物は全て転位上に比較的大きなサイズで生成していた。ｂ鋼の一次冷却停止温度が７６０℃および７２０℃では、ＴｉＣ析出物は転位上に生成している場合と、母相に微細に析出している場合とが含まれ、一次冷却停止温度が低くなるにつれて母相に析出する比率が上昇した。母相に析出する場合は転位上に析出する場合に比べて、ＴｉＣ析出物の個数密度が非常に高くなることがわかった。ｂ鋼の一次冷却停止温度が６８０℃では、ＴｉＣ析出物は全て母相の高個数密度微細析出物であった。ｂ鋼の一次冷却停止温度が６４０℃では、母相の高個数密度微細析出物に加えて、転位上に小さなサイズのＴｉＣ析出物が低個数密度に析出している場合があった。ｂ鋼の一次冷却停止温度が６００℃では、ＴｉＣ析出物はほとんど析出しておらず、転位上に低個数密度で析出しているのみであった。

これに対しａ鋼は、ｂ鋼と同じように、一次冷却温度が８００℃では比較的大きなサイズのＴｉＣ析出物が転位上に析出し、７６０〜６７０℃では一次冷却停止温度が低下するに従い母相に高個数密度に析出する場合が増加し、６４０℃では母相の高個数密度の析出物と転位上に小さなサイズのＴｉＣ析出物が低個数密度に析出する場合とがあり、６００℃では転位上に低個数密度に析出しているのみであった。

しかしながら、ａ鋼は、ｂ鋼に比較して一次冷却の停止温度が７２０〜７６０℃の高温のときまで転位密度が高くなる傾向にあった。転位密度が影響し、ａ鋼では鋼の全Ｔｉ含有量に対する転位上のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が、ｂ鋼よりも高くなったと考えられる。しかし、ａ鋼において母相にＴｉＣ析出物が析出する比率を高めた場合には引張強度が非常に大きくできることがわかった。

転位密度と共に、ａ鋼において母相にＴｉＣ析出物が析出する比率を高めた場合に引張強度が非常に大きくなる理由は以下のように推測した。まず、母相にＴｉＣ析出物が析出する比率を高めれば、ＴｉＣ析出物の個数密度を高くすることができ、析出強化量を大きくできる。さらにａ鋼においては、Ｂを含有した影響で一次冷却の停止温度が比較的高温でも、転位密度を高くすることができ、大きな転位強化量を得ることができる。ａ鋼では、共に大きく発現させることは困難であった析出強化と転位強化の両方を大きく発現させることで、大きな引張強度を得ることができたと考えられる。更には、転位上にＴｉＣ析出物が存在した場合には障害物としての転位とＴｉＣ析出物との位置が重なってしまうために強化量が抑えられてしまうのに対し、転位上ではない母相にＴｉＣ析出物が析出することで転位とＴｉＣ析出物とのいずれもが変形時の障害物として有効に作用し、析出強化をより有効に活用できるからと考えられる。

なお、一次冷却の停止温度が高温のときほどＴｉＣ析出物は転位上に粗大に析出し易く、一次冷却の停止温度が低温のときほどＴｉＣ析出物は析出し難くいが、転位上ではない母相にＴｉＣ析出物が密に且つ微小に析出する一次冷却の停止温度の温度域が存在する。本来、転位密度は一次冷却の停止温度が高温のときほど低下する傾向があり、Ｂを含有していないｂ鋼のように、その温度域では高い転位密度が得られない。しかし、Ｂを含有させたａ鋼はｂ鋼に比べ、転位上ではない母相にＴｉＣ析出物が密に且つ微小に析出する一次冷却の停止温度の温度域まで温度を高めても、高い転位密度が得られたと考えられる。これにより、上述のように析出強化と転位強化との両方の効率良い発現が実現されると考えられる。
また、析出強化と転位強化との両方の効率良い発現により、合金元素を有効に活用することで、合金元素の含有量を低減でき、合金元素に起因する加工性の低下も抑えられると考えられる。

以上の知見により、本発明者らは、次の高強度熱延鋼板を見出した。
すなわち、本発明の好適な実施形態の高強度熱延鋼板（以下「鋼板」とも称する）は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ： ０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの合計：０〜０．０２％、並びに、ＣａおよびＲＥＭの合計：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比Ｔｉ／Ｃが０．６２５〜３．０００である化学成分を有し、転位密度が１×１０^１４〜1×１０^１６ｍ^−２であり、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が２．０ｎｍ以下であり、
結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０^１7〜５×１０^１８[個／ｃｍ^３]であり、結晶粒内において、転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量が鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。

以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。
まず、本発明の好適な実施形態の高強度熱延鋼板の化学成分について説明する。なお、化学成分の説明において、「％」は「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．０３〜０．０８％）
Ｃは、微細なＴｉＣ析出物を生じて析出強化に寄与する重要な元素であり、また結晶粒界に偏析して鋼板の打ち抜き端面の損傷の発生を抑えるために必要な元素であり、０．０３％以上の含有が好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、粗大なセメンタイトが生じ、延性、特に、局部延性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０３〜０．０８％とし、好ましくは０．０４〜０．０６％とする。

（Ｓｉ：０．０１〜１．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、０．０１％以上含有する。また、Ｓｉは固溶強化に寄与する元素であるが、含有量が１．５０％を超えると加工性が劣化するため、Ｓｉ含有量の上限を１．５０％とする。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．５０％とし、好ましくは０．０２〜１．３０％とする。

（Ｍｎ： ０．１〜１．５％）
Ｍｎは、脱酸、脱硫に有効な元素であり、固溶強化にも寄与するため、０．１％以上含有する。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、偏析が生じ易くなり加工性が低下し、またコストが上昇するため好ましくない。よって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．５％とし、好ましくは０．３〜１．４％とする。

（Ｔｉ：０．０５〜０．１５％）
Ｔｉは、フェライトおよびベイニティックフェライトの粒内に微細なＴｉＣ析出物を析出し、析出強化に寄与する極めて重要な元素である。母相に析出して強度を上昇させるため、０．０５％以上含有する。一方、０．１５％を超えるＴｉが含有すると、コストが増加するばかりか、ＴｉＣ析出物が粗大化しやすくなり、製造を難しくする。このため、本発明の好適な実施形態の析出物サイズおよび個数密度を達成するためには、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。よって、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．１５％とし、好ましくは０．０７〜０．１３％とする。

（Ｂ：０．０００２〜０．００３０％）
Ｂは、ベイニティックフェライトを得るために重要な元素であり、Ｂ含有量が０．０００２％以上でその効果が得られる。一方、Ｂ含有量０．００３％を超えると、ＢＮ等の析出物を生じやすくなり効果は飽和するため０．００３０％以下とする。よって、Ｂ含有量は０．０００２〜０．００３０％とし、好ましくは０．０００５〜０．００２０％とする。

（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、不純物であり、加工性や溶接性を損なうため、０．１％以下に制限する。特に、Ｐは粒界に偏析して延性を低下させるため、Ｐ含有量を０．０２％以下に制限することが好ましい。ただし、脱Ｐコストの観点から、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、不純物であり、特に、熱間加工性を損なうため、０．００５％以下に制限する。硫化物などの介在物による延性の低下を抑制するためには、Ｓ含有量を０．００２％以下に制限することが好ましい。ただし、脱Ｓコストの観点から、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

（Ａｌ：０．５％以下）
Ａｌは、脱酸剤であり、０．５％以下を含有させる。なお、Ａｌが過剰に含有すると窒化物を形成し、延性が低下するため、０．１５％以下に制限することが好ましい。なお、溶鋼の脱酸を十分に行うためには、０．００２％以上を含有することが好ましい。

（Ｎ：０．００９％以下）
Ｎは、ＴｉＮを形成し、鋼の加工性を低下させるため、また、ＴｉＣ析出物を形成する有効なＴｉ含有量の低下を招くため、０．００９％以下に制限することが好ましい。ただし、脱Ｎコストの観点から、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

（Ｎｂ、ＭｏおよびＶの合計：０〜０．０２％）
Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏは、鋼板に任意に含む任意元素である。Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏもＴｉと同様にフェライト結晶粒内に炭化物を析出する元素であるが、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶともに合金コストが高い割に見合った析出強化能はＴｉより小さい。よって、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶの合計の含有量は０〜０．０２％とする。
なお、鋼中でこれらの元素はＴｉＣ析出物と複合し、（Ｔｉ,Ｍ）Ｃとして存在する。ここで、ＭはＮｂ、Ｖ、及びＭｏの一種または二種以上である。

（ＣａおよびＲＥＭの合計：０〜０．０１％）
ＣａおよびＲＥＭは、鋼板に任意に含む任意元素である。ＣａおよびＲＥＭは介在物の形態を制御する機能を有する元素である。ただし、ＣａおよびＲＥＭの合計の含有量は０〜０．０１％以下とする。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

（不純物）
不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。例えば、不純物としては、スクラップから混入する可能性がある、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ等の不純物の許容範囲は、それぞれ０．０１％以下である。

（Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比Ｔｉ／Ｃ）
Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比Ｔｉ／Ｃは３．０００以下とすることが重要である。これは原子数の比率に換算するとＴｉ／Ｃが約０．７５以下に相当する。従来の析出強化鋼板では、ＴｉＣ析出物を析出させるために、Ｃ含有量に対してＴｉ含有量を過剰に含有させていた。しかし、Ｔｉをなるべく鋼中に固溶として残存させずに、ＴｉＣ析出物としてＴｉの析出を促進させ、析出強化に有効に寄与させるためには、ＴｉをＣに対して過剰にならないように含有させることが必要である。また、質量比Ｔｉ／Ｃが３．０００を超えるとＴｉＣ析出物が十分析出しした際には、結晶粒界へのＣの偏析量が低下し鋼板の打ち抜き端面の損傷が発生しやすくなる。より好ましい質量比Ｔｉ／Ｃの上限は２．５以下である。Ｔｉ含有量の下限値が０．０５％であり、Ｃ含有量の上限値が０．０８％であることから、質量比Ｔｉ／Ｃの下限値は０．６２５以上とする。

次に、本発明の好適な実施形態の高強度鋼板の金属組織について説明する。
本発明の好適な実施形態の鋼板の金属組織は、実質的にベイニティックフェライトとフェライトとからなることが好ましい。実質的にとは面積率にして９０％以上を有していることを意味する。つまり、本発明の好適な実施形態の鋼板は、ベイニティックフェライトとフェライトとの合計の面積率（全組織に対する面積率）が９０％以上であることが好ましい。更に、ベイニティックフェライトの面積率（全組織に対する面積率）が８０％以上であることが好ましい。

ここで、面積率は、次に示す方法により測定される。
まず、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面が得られるように切り出した試験片を鏡面研磨し、ナイタール液でエッチングして、金属組織を光学顕微鏡で観察する。マルテンサイト、パーライト等の第二相を認識し、ポイントカウント法により、マルテンサイト、パーライト等の第二相以外の面積率を測定しベイニティックフェライトとフェライトとの合計の面積率とする。
次に、フェライトの面積率の測定には、さらに電解研磨した試験片を用いる。続いてＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法を用いて、倍率２０００倍、４０μｍ×８０μｍエリア、測定ステップ０．１μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施する。

ＥＢＳＰ−ＯＩＭ^ＴＭ法は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊地パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する装置およびソフトウェアで構成されている。ＥＢＳＰ測定ではバルク試料表面の結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域である。数時間かけて測定し、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行い、試料内の結晶方位分布を知ることができる。

測定結果より、Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法を用い、フェライトの面積率を求める。Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法は測定データうちのあるピクセルの隣り合う６個のピクセル間の方位差の平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う。粒界を超えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。すなわち、このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。フェライトは拡散変態よっており、変態ひずみが小さいため、ＫＡＭ法でその６個のピクセル間の方位差の平均が１°以下のものをフェライトとここでは定義し、面積率を求める。

転位密度は、転位強化を得るため、１×１０^１４ｍ^−２以上であることが好ましい。一方で１×１０^１６ｍ^−２を超えると再結晶が起きやすくなり強度が著しく低下する。よって、転位密度は１×１０^１４〜1×１０^１６ｍ^−２の範囲とする。より好ましくは、２×１０^１４〜２×１０^１５ｍ^−２である。なお、転位密度の測定方法は既述の通りである。

結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の個数密度は、析出強化を活用するため、高いほうが好ましい。よって、転位強化と合わせて引張強度７８０ＭＰａ以上を達成する析出強化を得るためには、ＴｉＣ析出物の平均個数密度は、１×１０^１7〜５×１０^１８[個／ｃｍ^３]とする。好ましくは２×１０^１７個／ｃｍ^３〜５×１０^１８である。なお、ＴｉＣ析出物の個数密度の測定方法は既述の通りである。

結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均直径は、２．０ｎｍを超えると、個数密度が減少するため、析出強化量が低下する。よって、ＴｉＣ析出物の平均直径は、２．０ｎｍ以下とする。好ましくは１．５ｎｍ以下である。一方で、ＴｉＣ析出物の平均直径は、析出強化量を高める観点から、０．８ｎｍ以上とすることが好ましい。なお、ＴｉＣ析出物の平均直径の測定方法は既述の通りである。

転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量は、鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上である。より好ましくは４０％以上である。このＴｉの含有量は、鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上とは、母相にＴｉＣ析出物が析出する比率を高められていることを示し、析出強化と転位強化の両方を大きく発現させ、高い引張強度の鋼板が得られる。一方、Ｔｉの含有量は、高いほど好ましいが、析出物の粗大化を防ぐことがプロセス上難しい観点から、鋼板の全Ｔｉ含有量の９０質量％以下であることがよい。

なお、「ＴｉＣ析出物」とは、炭化物だけでなく、炭化物中に窒素が若干混入した炭窒化物も含む。また、「ＴｉＣ析出物」とは、ＴｉＣ析出物の中にＮｂ、Ｍｏ、及びＶの一種又は二種以上が固溶した析出物（（Ｔｉ,Ｍ）Ｃ析出物［ＭはＮｂ、Ｖ、及びＭｏの一種または二種以上］）も含む。

次に、本発明の好適な実施形態の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の好適な実施形態の鋼板の製造方法は、上記本発明の好適な実施形態の鋼板の化学成分を有する鋼片を、１２００℃以上に加熱し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９７０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延した鋼板を、熱間圧延終了後に３〜５秒の間、空冷する空冷工程と、空冷した鋼板を、冷却速度５０℃／ｓ以上で６７０〜７２０℃の範囲内の温度ＭＴ［℃］まで一次冷却し、続いて冷却速度５℃／ｓ以下の冷却速度で５〜１０秒間二次冷却し、続いて冷却速度３０℃／ｓ以上で５００℃〜６００℃の範囲内の温度ＣＴ［℃］まで三次冷却する冷却工程と、三次冷却後、冷却した鋼板を巻取る巻取工程と、を有する。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、鋼片に、例えば、粗圧延と仕上げ圧延とを経る熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る。鋼片は、鋼を常法によって溶製、鋳造し、得られた鋼片を使用する。鋼片は、生産性の観点から、連続鋳造設備で製造することが好ましい。

熱間圧延の加熱温度は、炭化物形成元素（Ｔｉ）と炭素を十分に鋼材中に分解溶解させるため、１２００℃以上とする。好ましくは１２２０℃以上である。一方、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないため、１３００℃以下とすることがよい。鋳造後、鋼片を冷却して、１２００℃以上の温度で圧延を開始してもよい。１２００℃以下に冷却された鋼片を加熱する場合は、１時間以上の保持を行うことが好ましい。

熱間圧延の最終加工温度ＦＴ［℃］は、９７０℃以上とする。これは、高温でのＴｉＣ析出物の粗大化を抑制するとともに、加工による転位の回復を促進し冷却中のポリゴナルフェライトの核生成を抑制するためである。熱間圧延の最終加工温度ＦＴ［℃］は、高温でのＴｉＣ析出物の析出を抑制するため、好ましくは９８０℃以上とする。ただし、スケール疵の発生を抑制する操業上の観点から、１０５０℃以下とすることがよい。
なお、最終加工温度ＦＴとは、熱間圧延された圧延板が最終スタンドから排出されたとときの温度を示す。

（空冷工程）
空冷工程では、熱間圧延した鋼板（圧延板）を保持し、空冷する。これは、ベイニティックフェライトをより得やすくするため、オーステナイトの再結晶を促進させるためである。空冷時間が３秒未満であると、未再結晶粒オーステナイトからの変態となるため冷却中のポリゴナルフェライトが生成しやすくなる恐れがある。空冷時間が５秒超であるとオーステナイト中でのＴｉＣ析出物の析出が進行し、ベイニティックフェライト中の有効な析出が少なくなってしてしまう恐れがある。よって、空冷は３〜５秒間行う。好ましくは空冷は３〜４秒間行う。

（冷却工程）
冷却工程では、空冷した鋼板を、一次冷却、二次冷却、及び三次冷却を経る冷却を行う。

一次冷却の冷却速度は、５０℃／ｓ以上とする。これは冷却中のフェライト変態を抑制し、転位密度の低下の抑制と、変態後のＴｉＣ析出物の粗大化に伴う個数密度の低下を抑制するためである。一次冷却の冷却速度は、６０℃／ｓ以上が好ましい。一次冷却の冷却速度の上限は、特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当である。

一次冷却の停止温度ＭＴ［℃］は、変態に伴う転位密度を高めるため、および変態後の母相（転位上ではない母相）にＴｉＣ析出物が析出する比率を高め、ＴｉＣ析出物の個数密度を高めるために、６７０℃〜７２０℃とする。一次冷却の停止温度ＭＴ［℃］が７２０℃を超えると、転位上への析出が促進され、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、ＴｉＣ析出物の個数密度が低下する。一方で、一次冷却の停止温度ＭＴ［℃］が６７０℃未満になるとＴｉＣ析出物の析出が不十分になり、ＴｉＣ析出物の個数密度が低下する。

二次冷却は、変態とＴｉＣ析出物の析出の促進のため、５℃／ｓ以下の冷却速度で行う。二次冷却の冷却速度の下限は、特に定めないが、製造コストの観点から、空冷での冷却速度が好ましい。

二次冷却の冷却時間は、５〜１０秒間とする。二次冷却の冷却時間が５秒未満であると変態とＴｉＣ析出物の析出が不十分となり、十分な析出強化量が得られない。一方で、二次冷却の冷却時間が１０秒を超えるとＴｉＣ析出物の析出物が粗大化し、鋼板の引張強度が低下する。二次冷却の冷却時間は、６〜８秒間とすることが好ましい。

三次冷却の冷却速度は、３０℃／ｓ以上とする。これは、二次冷却中に生成したＴｉＣ析出物の粗大化を防ぐためである。三次冷却の冷却速度は３５℃／ｓ以上とすることが好ましい。三次冷却の冷却速度の上限は、特に定めないが、冷却設備の能力上、１００℃／ｓ以下が妥当である。

三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］は、ＴｉＣ析出物の粗大化を防止するために、６００℃以下とする。三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］が６００℃超であると、ＴｉＣ析出物の粗大化、転位の回復による転位密度の低下が進行し、所望の引張強度を得ることが困難になり、また、鉄炭化物が析出して結晶粒界へのＣの偏析量が低下し鋼板の打ち抜き端面損傷が発生しやすくなる。三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］は、製造のしやすさから５００℃以上とする。三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］は、５２０〜５９０℃とすることが好ましい。

（巻取工程）
巻取工程では、冷却した鋼板を巻き取る。鋼板の巻き取りは、特に制限はなく、常法に従って実施すればよい。

（その他の工程）
巻き取り後の鋼板に、１）鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延、２）鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、酸洗、３）めっき処理等の周知の処理を施してもよい。

本発明の好適な実施形態の高強度熱延鋼板及びその製造方法は、７８０ＭＰａ以上の引張強度が求められる、自動車部品等の各種部材に適用可能である。

以下、本発明の好適な実施形態を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本発明を制限するものではない。

表３に示した成分組成を有する鋼を溶解し、鋳造した。表３の成分値は化学分析値で質量％である。次に、表４に示した製造条件で、鋼片に熱間圧延を施した後、得られた熱延板の冷却及び巻き取りを施し、熱延鋼板を製造した。

得られた熱延鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して５号試験片を採取した。引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張特性を評価した。
打ち抜き端面損傷の有無は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の方法でクリアランスを２０％として、得られた熱延鋼板を打ち抜き、打ち抜いた端面を目視により観察し、損傷の有無を調べた。
その他、得られた熱延鋼板について、ベイニティックフェライト及びフェライトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、転位密度、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径、結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度、転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量（鋼板の全Ｔｉ含有量に対するＴｉの含有量）について、既述の方法に従って測定した。
これら結果を表５に示す。

なお、表４〜表５中の略称の詳細は、次の通りである。
・熱間圧延の終了温度： 最終加工温度ＦＴ［℃］
・一次冷却のＭＴ： 一次冷却の停止温度ＭＴ
・三次冷却のＣＴ： 三次冷却の停止温度ＣＴ
・ＴｉＣ析出物の粒径： 結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径
・ＴｉＣ析出物の密度： 結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密
・母相析出Ｔｉ成分比： 転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量（鋼板の全Ｔｉ含有量に対するＴｉの含有量（質量％））

上記結果から、試験Ｎｏ．１、２、７、１０、１２、１７は、鋼板の化学成分、金属組織及び製造条件を本発明の好適な実施形態の範囲内とした例であり、高強度であり、打ち抜き端面の損傷比率も小さい。

一方、試験Ｎｏ．３は、一次冷却停止温度が高く、転位上へのＴｉＣ析出物の析出が促進され、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、個数密度が低下して、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．４は、三次冷却の冷却速度が遅く、析出物が粗大化し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．５は、二次冷却の冷却時間が短く、ＴｉＣ析出物の析出が不十分で、析出物の個数密度が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．６は、二次冷却の冷却時間が長く、析出物が粗大化し、析出物の個数密度が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．８は、三次冷却の停止温度が高く、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、個数密度が低下し、転位の回復により転位密度が低下し、引張強度が低下し、さらに鉄炭化物の析出により打ち抜き端面損傷が発生した例である。
試験Ｎｏ．９は、熱間圧延後の空冷時間が長く、オーステナイト中での粗大なＴｉＣ析出物の析出が進行し、ベイニティックフェライト中のＴｉＣ析出物の個数密度が低下し、引張強度が低下した例である。

試験Ｎｏ．１１は、熱間圧延の終了温度が低く、高温で粗大なＴｉＣ析出物が析出し、高温でフェライト変態が促進し転位密度が低下し、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、個数密度が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１３は、一次冷却の停止温度が低く、ＴｉＣ析出物の析出が不十分で、析出物の個数密度が低下し、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１４は一次冷却の冷却速度が遅く、高温での変態に伴い、転位密度が低下し、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１５は、一次冷却停止温度が高く、転位上への析出が促進され、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、個数密度が低下して、さらに転位密度も低下して、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１６は、二次冷却の冷却速度が速く、ＴｉＣ析出物の析出が不十分で、析出物の個数密度が低下し、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、引張強度が低下した例である。

試験Ｎｏ．１８は、熱間加工後の保持時間が短く、一次冷却中のフェライト変態が促進され、転位密度が低下し、ＴｉＣ析出物のサイズが大きくなり、母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１９はＣの含有量が少なく、析出物の個数密度が低下し、引張強度が低下し、また、Ｔｉ／Ｃの比率が高く、打ち抜き端面損傷が発生した例である。
試験Ｎｏ．２０は、Ｂの含有量が少なく、転位密度が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．２１はＴｉ／Ｃの比率が高く、打ち抜き端面損傷が発生した例である。
試験Ｎｏ．２２はＴｉの含有量が少なく、析出物の個数密度が低下し、また母相のＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率が低下し、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．２３は、Ｂの含有量が多く、Ｂの添加効果が薄れ、転位密度が低下し、引張強度が低下した例である。

以上、本発明の好適な実施形態及び実施例について説明したが、本発明はかかる例に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
   Ｍｎ： ０．１〜１．５％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．１５％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．５％以下、
   Ｎ：０．００９％以下、
   Ｎｂ、ＭｏおよびＶの合計：０〜０．０２％、並びに、
   ＣａおよびＲＥＭの合計：０〜０．０１％
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比Ｔｉ／Ｃが０．６２５〜３．０００である化学成分を有し、
   転位密度が１×１０^１４〜1×１０^１６ｍ^−２であり、
   結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径が２．０ｎｍ以下であり、
   結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０^１7〜５×１０^１８[個／ｃｍ^３]であり、
   結晶粒内において、転位上ではない母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量が鋼板の全Ｔｉ含有量の３０質量％以上であり、
   ベイニティックフェライトとフェライトとの合計の面積率が９０％以上であり
   引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
2. ベイニティックフェライトの面積率が８０％以上である請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
3. 前記化学成分を有する鋼片を、１２００℃以上に加熱し、最終加工温度ＦＴ［℃］を９７０℃以上として熱間圧延する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延した鋼板を、熱間圧延終了後に３〜５秒の間、空冷する空冷工程と、
   前記空冷した鋼板を、冷却速度５０℃／ｓ以上で６７０〜７２０℃の範囲内の温度ＭＴ［℃］まで一次冷却し、続いて冷却速度５℃／ｓ以下の冷却速度で５〜１０秒間二次冷却し、続いて冷却速度３０℃／ｓ以上で５００℃〜６００℃の範囲内の温度ＣＴ［℃］まで三次冷却する冷却工程と、
   前記三次冷却後、冷却した鋼板を巻取る巻取工程と、
   を有する請求項１又は請求項２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。