JP6947327B2 - 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
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Description

本発明は、自動車部品等に用いられる高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、材質均一性に優れた高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。車体軽量化の手法の一つとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、鋼板の高強度化とともに延性が低下することが知られており、高強度と延性を両立する鋼板が求められている。さらに、鋼板長手方向で機械的特性のばらつきがあると、形状凍結の再現性が低くなるため、スプリングバック量の再現性が低くなり、部品形状の維持が困難になる。そのため、鋼板長手方向で機械的特性のばらつきがない、材質均一性に優れた鋼板が求められている。
このような要求に対して、例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％を含有し、フェライトの体積率を１０〜５０％、マルテンサイトの体積率を５０〜９０％、フェライトとマルテンサイトの合計の体積率を９７％以上とし、鋼板先端部と中央部の巻取温度の差を０℃以上５０℃以下、鋼板後端部と中央部の巻取温度の差を５０℃以上２００℃以下とすることで、鋼板長手方向の強度ばらつきが小さい高強度鋼板を提供している。
また、特許文献２は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０２〜０．１５％を含有し、フェライトの体積率を９０％以上とし、巻取後の冷却を制御することで、鋼板長手方向の強度ばらつきが小さい熱延鋼板を提供している。
特開２０１８−１６８７３号公報 特開２００４−１９７１１９号公報
特許文献１で開示された技術では、フェライト−マルテンサイト組織とし、巻取温度の制御により鋼板長手方向の組織差を小さくすることで材質均一性に優れるとしている。しかしながら、降伏強度のばらつきが大きいという課題があった。
特許文献２で開示された技術では、フェライトを主相とし、成分及び巻取までの冷却制御により鋼板長手方向の強度差を低減している。しかしながら、ＮｂやＴｉ等の析出元素が添加されておらず、本発明の析出元素が添加された鋼での鋼板長手方向で未再結晶フェライトの面積率のばらつきの制御による強度ばらつき低減とは思想が異なる。
本発明は、高降伏比となる析出強化に影響するＮｂやＴｉ等の析出元素が添加された状態で成分を調整し、またフェライト−マルテンサイト組織とし、鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することで、材質均一性に優れた高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。その結果、高強度かつ高降伏比とするためにはＮｂやＴｉの添加が必要であり、鋼板長手方向の機械的特性のばらつきを低減するためには、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差を５％以下とする必要があることを知見した。
以上の通り、本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、特定の成分組成を有し、フェライト及びマルテンサイトを主体とする鋼組織を有する鋼板において、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することで、材質均一性に優れた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．１４％以下、
Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｎ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．０１５％以上０．０６０％以下、及び
Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％以下を含有し、
Ｓ、Ｎ及びＴｉの含有量が下記式（１）を満たし、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが３０％以上１００％以下、マルテンサイトが０％以上７０％以下、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計が２０％未満であり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である高強度鋼板。
式（１）：［％Ｔｉ］−（４８／１４）［％Ｎ］−（４８／３２）［％Ｓ］ ≦ ０
上記式（１）で、［％Ｔｉ］は成分元素Ｔｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は成分元素Ｓの含有量（質量％）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上０．１５％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．１０％未満、及び
Ｖ：０．００１％以上０．０６５％以下のうち１種又は２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上０．００２％未満を含有する［１］又は［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００１％以上０．２％以下、及び
Ｎｉ：０．００１％以上０．１％以下のうち１種又は２種を含有する［１］〜［３］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［５］鋼板の表面にめっき層を有する［１］〜［４］のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
［６］［１］〜［５］のいずれか一つに記載の高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる高強度部材。
［７］［１］〜［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを、下記式（２）を満たす加熱温度Ｔ（℃）で１．０時間以上加熱した後、２℃／秒以上の平均冷却速度で当該加熱温度から圧延開始温度まで冷却し、次いで仕上圧延終了温度：８５０℃以上で仕上げ圧延し、次いで当該仕上圧延終了温度から６５０℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃以下で巻き取る、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、６００℃から７００℃までを８℃／秒以下の平均昇温速度でＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下の焼鈍温度まで加熱し、当該焼鈍温度で下記式（３）を満たす保持時間ｔ（秒）で保持した後に冷却する、焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
上記式（２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
式（３）：１５００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜５０００
上記式（３）で、ＡＴは焼鈍温度（℃）であり、ｔは焼鈍温度での保持時間（秒）である。
［８］［１］〜［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを、下記式（２）を満たす加熱温度Ｔ（℃）で１．０時間以上加熱した後、２℃／秒以上の平均冷却速度で当該加熱温度から圧延開始温度まで冷却し、次いで仕上圧延終了温度：８５０℃以上で仕上げ圧延し、次いで当該仕上圧延終了温度から６５０℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃以下で巻き取る、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から７００℃までを８℃／秒以下の平均昇温速度でＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下の焼鈍温度まで加熱し、当該焼鈍温度で下記式（３）を満たす保持時間ｔ（秒）で保持した後に冷却する、焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
上記式（２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
式（３）：１５００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜５０００
上記式（３）で、ＡＴは焼鈍温度（℃）であり、ｔは焼鈍温度での保持時間（秒）である。
［９］前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を有する、［７］又は［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１０］［７］〜［９］のいずれか一つに記載の高強度鋼板の製造方法によって製造された高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する高強度部材の製造方法。
本発明は、成分組成及び製造方法を調整することにより、鋼組織を制御し、鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御する。その結果、本発明の高強度鋼板は、材質均一性に優れる。
本発明の高強度鋼板を例えば自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と材質均一性との両立が可能となる。即ち、本発明により、良好な部品形状の維持が可能となるため、自動車車体が高性能化する。
図１は、走査電子顕微鏡によって観察した本発明の鋼板の板厚断面図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
先ず、本発明の高強度鋼板（以下、「本発明の鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。なお、本発明でいう高強度とは、引張強度が５９０ＭＰａ以上のことをいう。
また、本発明の鋼板は、基本的に、少なくとも、鋼スラブを加熱炉で加熱し、その鋼スラブ単位で熱間圧延し、次いで巻き取ることで得られた鋼板を対象としている。本発明の鋼板は鋼板長手方向（圧延方向）の材質均一性が高い。つまり、鋼板（コイル）の単位での材質均一性が高い。
Ｃ：０．０６％以上０．１４％以下
Ｃは、マルテンサイトの強度上昇や、微細析出物による析出強化によりＴＳ≧５９０ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．０６％未満では所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると、マルテンサイトの面積率を増加させ、強度が過剰となる。また、炭化物の生成量が多くなるため、再結晶が生じにくくなり、材質均一性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１４％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１３％以下である。
Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。この効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制する効果を持つため、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、セメンタイトの生成が抑制され、析出しなかったＣがＮｂやＴｉと炭化物を形成し粗大化し、材質均一性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．４％以下である。
Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．４％未満では、冷却時にパーライトもしくはベイナイトが生成することで微細析出物量が減少し、強度の確保が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．４％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎが多くなりすぎると、マルテンサイトの面積率を増加させ、強度が過剰となる。また、ＭｎＳを形成することで、Ｔｉ量よりもＮ及びＳの合計量が少なくなるため、鋼板長手方向での析出物のばらつきが大きくなり、未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなることで、材質均一性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は２．２％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．１％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで加工性を劣化させる。したがって、自動車に用いるための最低限の加工性を得るために、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて加工性を劣化させる。また、再結晶を抑制するため材質均一性も劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下、さらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が表れるのがＡｌ含有量０．０１％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方Ａｌ含有量が０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成した炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、再結晶を抑制するため、材質均一性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１７％以下、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｎ：０．１０％以下
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、Ｎ含有量が０．１０％超では鋼板長手方向での析出物のばらつきを抑制できず、鋼板長手方向で未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
Ｎｂ：０．０１５％以上０．０６０％以下
Ｎｂは、微細析出物の生成を通じて析出強化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．０１５％以上で含有させる必要がある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０２５％以上である。一方、Ｎｂを多量に含有させると、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため材質均一性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％以下
Ｔｉは、微細析出物の生成を通じて析出強化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．００１％以上で含有させる必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｔｉを多量に含有させると、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため材質均一性を劣化させる。このため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
上記Ｓ、Ｎ及びＴｉの含有量は、下記式（１）を満たす。
式（１）：［％Ｔｉ］−（４８／１４）［％Ｎ］−（４８／３２）［％Ｓ］ ≦ ０
上記式（１）で、［％Ｔｉ］は成分元素Ｔｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は成分元素Ｓの含有量（質量％）である。
原子比で、Ｔｉ量を、Ｎ及びＳの合計量以下にすることで、巻取時に生成するＴｉ系の炭化物の生成を抑制することができ、鋼板長手方向での微細析出物量のばらつきを抑制することができる。微細析出物は焼鈍工程時の再結晶挙動に影響を及ぼすため、鋼板長手方向で微細析出物量のばらつきを抑制することで、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを低減することができ、優れた材質均一性を得ることができる。このような効果を得るためには、「［％Ｔｉ］−（４８／１４）［％Ｎ］−（４８／３２）［％Ｓ］」が０（０．００００）以下であり、好ましくは０（０．００００）未満であり、より好ましくは−０．００１以下である。「［％Ｔｉ］−（４８／１４）［％Ｎ］−（４８／３２）［％Ｓ］」の下限は特に限定されないが、Ｎ含有量およびＳ含有量が過剰であることに起因する介在物生成を抑制するために−０．０１以上が好ましい。
本発明の鋼板は、上記成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。また、本発明の鋼板には、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、下記の任意成分を下限値未満で含む場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｃｒ：０．０１％以上０．１５％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．１０％未満、及びＶ：０．００１％以上０．０６５％以下のうち１種又は２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量はいずれも０．０１％以上が好ましく、０．０２％以上がより好ましい。Ｖ含有量は０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましい。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物を生成し、材質均一性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は０．１５％以下が好ましく、０．１２％以下がより好ましい。Ｍｏ含有量は０．１０％未満が好ましく、０．０８％以下がより好ましい。Ｖ含有量は０．０６５％以下が好ましく、０．０５％以下がより好ましい。
Ｂ：０．０００１％以上０．００２％未満
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果が得られる。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．０００１５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００２％以上になると、Ｎと窒化物を形成するため、巻取時のＴｉ量が多くなり、炭化物を形成しやすくなるため材質均一性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．００２％未満が好ましい。Ｂ含有量は、０．００１％未満がより好ましく、０．０００８％以下がさらに好ましい。
Ｃｕ：０．００１％以上０．２％以下、及びＮｉ：０．００１％以上０．１％以下のうち１種又は２種
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。自動車に用いるための最低限の加耐食性を得るために、Ｃｕ及びＮｉの含有量は、それぞれ好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が多くなりすぎることによる表面欠陥の発生を抑制するために、Ｃｕ含有量は０．２％以下が好ましく、０．１５％以下がより好ましい。Ｎｉ含有量は０．１％以下が好ましく、０．０７％以下がより好ましい。
なお、本発明の鋼板には、他の元素としてＴａ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭを本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよく、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．１％以下であれば許容される。
次いで、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。本発明の鋼板は、鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが３０％以上１００％以下、マルテンサイトが０％以上７０％以下、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計が２０％未満であり、当該フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
フェライトの面積率が３０％以上１００％以下
フェライトにはＣがほとんど固溶しないため、フェライトから吐き出されるようにＣは移動するが、冷却すると吐き出される前に炭化物として生成する。析出物生成サイトとしてフェライトの面積率は重要であり、フェライトの面積率を３０％以上とすることで析出物を十分に生成させることができ、マルテンサイトによる組織強化と析出物による析出強化の相乗効果で強度を得ることができる。したがって、フェライトの面積率は３０％以上とする。フェライトの面積率は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上であり、さらに好ましくは５０％以上である。フェライトの面積率の上限は特に限定せず、微細析出物による析出強化により強度を確保できれば１００％であっても構わない。ただし、フェライト面積率が大きいと、鋼板長手方向での微細析出物量のばらつきが大きくなる傾向があるため、フェライトの面積率は９５％以下が好ましく、９０％以下がより好ましい。
マルテンサイトの面積率が０％以上７０％以下
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が７０％超となると強度が過剰となる。また、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。したがって、マルテンサイトの組織全体に対する面積率は７０％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下である。マルテンサイトの面積率の下限は特に限定せず、微細析出物による析出強化により強度を確保できれば０％であっても構わない。上記に記載の通り、鋼板長手方向における微細析出物量のばらつきを抑制することで未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制する観点からは、マルテンサイトの面積率は５％以上が好ましく、１０％以上がより好ましい。
なお、フェライトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトであり、面積率で２０％未満であれば許容できる。残部組織の面積率は、好ましくは１０％以下であり、より好ましくは７％以下である。これらの残部組織は面積率で０％であってもよい。本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。パーライトとは比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織を指す。残留オーステナイトは、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することでマルテンサイト変態点が室温以下となることで生成する。
フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下
本発明でいう未再結晶フェライトとは、結晶粒内に亜粒界を有しているフェライト粒のことをいう。亜粒界は、実施例に記載の方法で観察することができる。図１は、実際に、走査電子顕微鏡によって観察した本発明の鋼板の板厚断面図を示している。図１は、未再結晶フェライトが存在している箇所の一例を破線で囲っており、当該再結晶フェライトは、結晶粒内に亜粒界を有している。
未再結晶フェライトは焼鈍時に再結晶することでフェライトとなるが、未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で１０％超となると鋼板長手方向で再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。未再結晶フェライトを全組織に対する面積率で１０％以下にすることで、再結晶のばらつきを抑制でき、降伏比のばらつき小さくすることができる。したがって、フェライトの面積率のうち未再結晶フェライトは全組織に対する面積率で１０％以下、好ましくは９％以下、より好ましくは８％以下である。未再結晶フェライト量は低減するほど好ましく、０％であっても構わない。
ここで、鋼組織における各組織の面積率の値は、実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下
未再結晶フェライトの面積率は強度に直接寄与するため、鋼板長手方向における微細析出物量のばらつきを抑制することで未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することができ、優れた材質均一性を得ることができる。その効果を得るために、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差は５％以下とする。当該差は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。当該差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。本発明でいう「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下」は、鋼板長手方向（圧延方向）の全長にわたって、鋼板（コイル）単位での未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることを意味する。当該差は、実施例に記載の方法で測定できる。
また、本発明の鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。めっき層は、特に限られないが、例えば、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層である。
次いで、本発明の高強度鋼板の特性について説明する。
本発明の鋼板の強度は、実施例に記載の方法で測定した引張強度が５９０ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から９８０ＭＰａ未満が好ましい。
本発明の鋼板は材質均一性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で実施した引張強度及び降伏強度から算出した鋼板長手方向における降伏比の最大値と最小値の差（ΔＹＲ）が０．０５以下である。好ましくは０．０３以下、より好ましくは０．０２以下である。
次いで、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板の製造方法は、熱間圧延工程、必要に応じて行う冷間圧延工程、焼鈍工程を有する。なお、以下に示すスラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを、下記式（２）を満たす加熱温度Ｔ（℃）で１．０時間以上加熱した後、２℃／秒以上の平均冷却速度で当該加熱温度から圧延開始温度まで冷却し、次いで仕上圧延終了温度：８５０℃以上で仕上げ圧延し、次いで当該仕上圧延終了温度から６５０℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃以下で巻き取る工程である。
式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
上記式（２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
スラブ加熱温度が低い場合は、スラブ加熱時にＮｂ系の炭窒化物が過剰に形成するため、巻取時にＴｉ量がＮ量とＳ量の合計に比べて多くなり、材質均一性が劣化する。また、スラブ加熱温度が高い場合は、巻取時に生成する析出物量が多くなるため、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御できず、材質均一性が劣化する。したがって、上記式（２）を満たすスラブ加熱温度とする。鋼スラブの加熱温度Ｔ（℃）は、下記式（２Ａ）を満たすことが好ましく、下記（２Ｂ）を満たすことがより好ましい。
式（２Ａ）：０．７９×（２．４−６７００／Ｔ）≦Ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６７×（２．４−６７００／Ｔ）
式（２Ｂ）：０．７８×（２．４−６７００／Ｔ）≦Ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．７０×（２．４−６７００／Ｔ）
均熱時間は１．０時間以上とする。１．０時間未満では十分にＮｂおよびＴｉ系炭窒化物が固溶しきれないため、スラブ加熱時にＮｂ系の炭窒化物が過剰に残存する。そのため、巻取時にＴｉ量がＮ量とＳ量の合計に比べて多くなり、材質均一性が劣化する。したがって、均熱時間は１．０時間以上であり、好ましくは１．５時間以上である。均熱時間の上限は特に限定しないが、通常３時間以下である。なお、鋳造後の鋼スラブを上記加熱温度まで加熱する際の速度は特に限られないが、５〜１５℃／分とすることが好ましい。
スラブ加熱温度から圧延開始温度までの平均冷却速度が２℃／秒以上
スラブ加熱温度から圧延開始温度までの平均冷却速度が２℃／秒未満では、Ｎｂ系の炭窒化物が過剰に形成し、巻取時にＴｉ量がＮ及びＳの合計量に比べて多くなるため、材質均一性が劣化する。したがって、スラブ加熱温度から圧延開始温度までの平均冷却速度は２℃／秒以上とする。当該平均冷却速度は、好ましくは２．５℃／秒以上、より好ましくは３℃／秒以上である。材質均一性向上の観点からは当該平均冷却速度の上限は特に規定されないが、冷却設備の省エネルギーの観点からは、１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
仕上圧延終了温度が８５０℃以上
仕上圧延終了温度が８５０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、ＮｂやＴｉ系の炭窒化物が生成する。そのため、Ｎ含有量が少なくなり巻取時に生成するＴｉ系の析出物の生成を抑制できず、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性を劣化させる。したがって、仕上圧延終了温度は８５０℃以上とする。仕上圧延終了温度は好ましくは８６０℃以上である。一方、上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため、仕上圧延終了温度は９５０℃以下が好ましく、９２０℃以下がより好ましい。
巻取温度が６５０℃以下
巻取温度が６５０℃超では、巻取時に生成する析出物量が多くなるため、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制できず、材質均一性が劣化する。したがって、巻取温度は６５０℃以下であり、好ましくは６４０℃以下である。下限は特に限定しないが、析出強化を得るための析出物を得るために、巻取温度は４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましい。
仕上圧延終了温度から巻取温度までの平均冷却速度が１０℃／秒以上
仕上圧延終了温度から巻取温度までの平均冷却速度が遅くなると、巻取までにＮｂやＴｉ系の炭窒化物が生成するため、Ｎ量が多くなり巻取時に生成するＴｉ系の析出物の生成を抑制できず、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性を劣化させる。したがって、仕上圧延終了温度から巻取温度までの平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。当該平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上である。材質均一性向上の観点からは当該平均冷却速度の上限は特に規定されないが、冷却設備の省エネルギーの観点からは、１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
巻取後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されない。
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、表面の平坦度を向上させ、組織をより均一化する観点から、圧下率は２０％以上とすることが好ましい。圧下率の上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、９５％以下であることが好ましい。なお、冷間圧延工程は必須の工程ではなく、鋼組織や機械的特性が本発明を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
＜焼鈍工程＞
焼鈍工程とは、冷延鋼板又は熱延鋼板を、６００℃から７００℃までを８℃／秒以下の平均昇温速度でＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下の焼鈍温度まで加熱し、当該焼鈍温度で下記式（３）を満たす保持時間ｔ（秒）で保持した後に冷却する工程である。
式（３）：１５００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜５０００
上記式（３）で、ＡＴは焼鈍温度（℃）であり、ｔは焼鈍温度での保持時間（秒）である。
６００℃から７００℃までの平均昇温速度が８℃／秒以下
再結晶温度は６００℃から７００℃までの温度範囲の中にあり、この温度範囲での平均昇温速度を遅くすることが再結晶を促進するためには必要である。６００℃から７００℃までの平均昇温速度が８℃／秒超となると、未再結晶フェライト量が増加し、鋼板長手方向で再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。したがって、６００℃から７００℃までの平均昇温速度は８℃／秒以下とする。平均昇温速度は好ましくは７℃／秒以下、より好ましくは６℃／秒以下である。平均昇温速度の下限は特に限定しないが、通常０．５℃／秒以上である。
焼鈍温度ＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下
焼鈍温度がＡＣ１点未満では、セメンタイトの生成により焼鈍時に生成する微細析出物が生成しにくくなり、強度確保のために必要な微細析出物量を得ることが困難となる。また、再結晶が抑制されるため、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御できなくなり材質均一性が劣化する。したがって、焼鈍温度はＡＣ１点以上とする。焼鈍温度は、好ましくは（ＡＣ１点＋１０℃）以上、より好ましくは（ＡＣ１点＋２０℃）以上である。一方、焼鈍温度が（ＡＣ３点＋２０℃）超では、マルテンサイトの面積率が７０％超となり、強度が過剰となる。また、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ３点＋２０℃）以下とする。焼鈍温度は好ましくは（ＡＣ３点＋１０℃）以下、より好ましくはＡＣ３点以下である。
なお、ここでいうＡＣ１点およびＡＣ３点は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ１（℃）＝７２３＋２２［％Ｓｉ］−１８［％Ｍｎ］＋１７［％Ｃｒ］＋４．５［％Ｍｏ］＋１６［％Ｖ］
ＡＣ３（℃）＝９１０−２０３√［％Ｃ］＋４５［％Ｓｉ］−３０［％Ｍｎ］−２０［％Ｃｕ］−１５［％Ｎｉ］＋１１［％Ｃｒ］＋３２［％Ｍｏ］＋１０４［％Ｖ］＋４００［％Ｔｉ］＋４６０［％Ａｌ］
焼鈍温度ＡＴ（℃）での保持時間ｔ（秒）は、上記式（３）を満たす。
焼鈍温度での保持時間が短くなると、オーステナイトへの逆変態が生じにくくなるため、セメンタイトの生成により焼鈍時に生成する微細析出物が生成しにくくなり、強度確保のために必要な微細析出物量を得ることが困難となる。一方、焼鈍温度での保持時間が長くなると、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板長手方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。したがって、焼鈍温度ＡＴ（℃）での保持時間ｔ（秒）は、上記式（３）を満たす。焼鈍温度ＡＴ（℃）での保持時間ｔ（秒）は、下記式（３Ａ）を満たすことが好ましく、下記式（３Ｂ）を満たすことがより好ましい。
式（３Ａ）：１６００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜４９００
式（３Ｂ）：１７００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜４８００
焼鈍温度での保持後、冷却する際の冷却速度は特に限定されない。
なお、熱間圧延工程後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、焼鈍工程後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
また、鋼板の特性を変化させなければ、上記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を有してもよい。めっき処理は、例えば、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施す処理である。鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、例えば、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することが好ましい。ここで、めっき処理後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に対して合金化を施してもよい。溶融亜鉛めっきを合金化する場合、４５０℃以上５８０℃以下の温度域で１秒以上６０秒以下保持して合金化することが好ましい。なお、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す場合は、電気亜鉛めっき処理の処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
以上説明した本実施形態に係る製造方法によれば、熱延条件および焼鈍温度や時間を制御することで、組織分率および鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することができ、材質均一性に優れた高強度鋼板を得ることが可能となる。
次に、本発明の高強度部材及びその製造方法について説明する。
本発明の高強度部材は、本発明の高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の高強度部材の製造方法は、本発明の高強度鋼板の製造方法によって製造された高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の高強度鋼板は、高強度化と材質均一性とを両立しているので、本発明の高強度鋼板を用いて得た高強度部材は、良好な部品形状の維持が可能である。そのため、本発明の高強度部材は、例えば、自動車用構造部材に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。ただし、発明の範囲は実施例に限定されない。
１．評価用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延工程の各条件は表２のとおりである。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、表２に示す圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板および冷延鋼板に、表２に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。また、表２のＮｏ．５５は、焼鈍後に、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した。また、表２のＮｏ．５６は、焼鈍後に、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきを施した。表２のＮｏ．５７は、焼鈍後に室温まで冷却した後、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施した。
なお、表１の空欄は、意図的に添加していないことを表しており、０質量％ではなく、不可避的に入っている場合がある。
なお、表２の冷間圧延の欄を「−」と記載した鋼板は、冷間圧延していないことを意味する。
また、表２において、「１：式（２）から算出したスラブ加熱温度の下限」は、式（２）のうち下記式（２−１）を用いて算出した値である。また、表２において、「２：式（２）から算出したスラブ加熱温度の上限」は、式（２）のうち下記式（２−２）を用いて算出した値である。
式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
式（２−１）：ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
式（２−２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝
上記式（２）、式（２−１）、式（２−２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
Figure 0006947327
Figure 0006947327
 ２．評価方法
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
（フェライト、マルテンサイトおよび未再結晶フェライトの面積率）
鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、後端部のそれぞれにおいて、各鋼板の圧延方向および圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨した。なお、鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取した。板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。本発明のフェライトおよびマルテンサイトの面積率は鋼板長手方向における中央部で求めた値である。また、未再結晶フェライトの面積率は上記先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。
また、フェライト及びマルテンサイト以外の残部組織の面積率を、１００％からフェライト及びマルテンサイトの合計面積率を引いて算出した。本発明では、その残部組織は、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計面積率であるとみなした。その残部組織の面積率を表３の「その他」の欄に記載した。
なお、本発明での鋼板長手方向の先端部での各測定は、先端から中央部側に１ｍの位置で行った。また、本発明での鋼板長手方向の後端部での各測定は、後端から中央部側に１ｍの位置で行った。
本発明では、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とした。
鋼板長手方向の中央部では巻取温度が最も高くかつ巻取後の冷却速度が最も遅くなりやすく、鋼板長手方向における先端部と後端部では巻取温度が最も低くかつ巻取後の冷却速度が最も速くなりやすい。そのため、鋼板長手方向における中央部では微細析出物が最も少なくなり、未再結晶フェライトは最も少なくなりやすい。また、鋼板長手方向における先端部および後端部では微細析出物が最も多くなり、未再結晶フェライトは最も多くなりやすい。したがって、鋼板長手方向における先端部と後端部での測定値のうち大きい方を上記最大値とみなした。また、鋼板長手方向における中央部での測定値を上記最小値とみなした。そのため、本発明では、鋼板長手方向（圧延方向）における、未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差を、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部の３箇所の測定値のうちの最大値と最小値の差で算出できる。
（引張試験）
各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。引張試験により、引張強度（表３でＴＳと表記）および降伏強度（表３でＹＳと表記）を測定した。なお、表３に記載した引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）は、鋼板長手方向（圧延方向）の中央部かつ幅方向中央部で試験片を採取して測定した値である。
（材質均一性）
上記引張試験を鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部それぞれについておこない、これら３箇所での降伏比（ＹＲ）の測定値のうちの最大値と最小値の差（表３でΔＹＲと表記）によって、材質均一性を評価した。なお、降伏比（ＹＲ）はＹＳをＴＳで除することにより算出した。なお、鋼板長手方向の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で測定した。また、本発明での鋼板長手方向の先端部での測定は、先端から中央部側に１ｍの位置で行った。また、本発明での鋼板長手方向の後端部での測定は、後端から中央部側に１ｍの位置で行った。
３．評価結果
上記評価結果を表３に示す。
Figure 0006947327
 本実施例では、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ、ΔＹＲが０．０５以下の鋼板を合格とし、表３に発明例として示した。一方で、これらの条件のうち少なくとも１つを満たさない鋼板を不合格とし、表３に比較例として示した。
［実施例２］
実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．２の鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明例の鋼板は高強度化と材質均一性とを両立しているので、本発明例の鋼板を用いて得た高強度部材は、良好な部品形状の維持が可能であり、自動車用構造部材に好適に用いることができることを確認できた。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０６％以上０．１４％以下、
    Ｓｉ：０．１％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
    Ｎ：０．１０％以下、
    Ｎｂ：０．０１５％以上０．０６０％以下、及び
    Ｔｉ：０．００１％以上０．０３０％以下を含有し、
    Ｓ、Ｎ及びＴｉの含有量が下記式（１）を満たし、
    残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが３０％以上１００％以下、マルテンサイトが０％以上７０％以下、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計が２０％未満であり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である高強度鋼板。
    式（１）：［％Ｔｉ］−（４８／１４）［％Ｎ］−（４８／３２）［％Ｓ］ ≦ ０
    上記式（１）で、［％Ｔｉ］は成分元素Ｔｉの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）であり、［％Ｓ］は成分元素Ｓの含有量（質量％）である。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上０．１５％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．１０％未満、及び
    Ｖ：０．００１％以上０．０６５％以下のうち１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００２％未満を含有する請求項１又は２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００１％以上０．２％以下、及び
    Ｎｉ：０．００１％以上０．１％以下のうち１種又は２種を含有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  5. 鋼板の表面にめっき層を有する請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる高強度部材。
  7. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、下記式（２）を満たす加熱温度Ｔ（℃）で１．０時間以上加熱した後、２℃／秒以上の平均冷却速度で当該加熱温度から圧延開始温度まで冷却し、次いで仕上圧延終了温度：８５０℃以上で仕上げ圧延し、次いで当該仕上圧延終了温度から６５０℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃以下で巻き取る、熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、６００℃から７００℃までを８℃／秒以下の平均昇温速度でＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下の焼鈍温度まで加熱し、当該焼鈍温度で下記式（３）を満たす保持時間ｔ（秒）で保持した後に冷却する、焼鈍工程と、を有する、鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが３０％以上１００％以下、マルテンサイトが０％以上７０％以下、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計が２０％未満であり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である高強度鋼板の製造方法。
    式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
    上記式（２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
    式（３）：１５００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜５０００
    上記式（３）で、ＡＴは焼鈍温度（℃）であり、ｔは焼鈍温度での保持時間（秒）である。
  8. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、下記式（２）を満たす加熱温度Ｔ（℃）で１．０時間以上加熱した後、２℃／秒以上の平均冷却速度で当該加熱温度から圧延開始温度まで冷却し、次いで仕上圧延終了温度：８５０℃以上で仕上げ圧延し、次いで当該仕上圧延終了温度から６５０℃以下まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却した後に６５０℃以下で巻き取る、熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板に冷間圧延する冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から７００℃までを８℃／秒以下の平均昇温速度でＡＣ１点以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下の焼鈍温度まで加熱し、当該焼鈍温度で下記式（３）を満たす保持時間ｔ（秒）で保持した後に冷却する、焼鈍工程と、を有する、鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが３０％以上１００％以下、マルテンサイトが０％以上７０％以下、パーライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの合計が２０％未満であり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である高強度鋼板の製造方法。
    式（２）：０．８０×（２．４−６７００／Ｔ）≦ｌｏｇ｛［％Ｎｂ］×（［％Ｃ］＋１２／１４［％Ｎ］）｝≦０．６５×（２．４−６７００／Ｔ）
    上記式（２）で、Ｔは鋼スラブの加熱温度（℃）であり、［％Ｎｂ］は成分元素Ｎｂの含有量（質量％）であり、［％Ｃ］は成分元素Ｃの含有量（質量％）であり、［％Ｎ］は成分元素Ｎの含有量（質量％）である。
    式（３）：１５００≦（ＡＴ＋２７３）×ｌｏｇｔ＜５０００
    上記式（３）で、ＡＴは焼鈍温度（℃）であり、ｔは焼鈍温度での保持時間（秒）である。
  9. 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を有する、請求項７又は８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 請求項７〜９のいずれか一項に記載の高強度鋼板の製造方法によって製造された高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する高強度部材の製造方法。
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