JP7445172B2 - 高強度熱延鋼板 - Google Patents

高強度熱延鋼板 Download PDF

Info

Publication number
JP7445172B2
JP7445172B2 JP2022515434A JP2022515434A JP7445172B2 JP 7445172 B2 JP7445172 B2 JP 7445172B2 JP 2022515434 A JP2022515434 A JP 2022515434A JP 2022515434 A JP2022515434 A JP 2022515434A JP 7445172 B2 JP7445172 B2 JP 7445172B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
amount
ferrite
steel sheet
tic precipitates
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2022515434A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2021210644A5 (ja
JPWO2021210644A1 (ja
Inventor
由起子 小林
淳 高橋
龍雄 横井
力 岡本
武 豊田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2021210644A1 publication Critical patent/JPWO2021210644A1/ja
Publication of JPWO2021210644A5 publication Critical patent/JPWO2021210644A5/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7445172B2 publication Critical patent/JP7445172B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

本開示は、高強度熱延鋼板に関する。
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）。
一般的に転位及び結晶粒界等の欠陥には、欠陥のない部分に比べて析出物が核生成し易いことが知られている。したがって従来は、転位密度を高めた場合には、転位上に析出を促進する目的で利用されていた（例えば、特許文献５）。
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。
特許文献１ 特開２００３－８９８４８号公報
特許文献２ 特開２００７－２６２４８７号公報
特許文献３ 特開２００７－２４７０４６号公報
特許文献４ 特開平７－１１３８２号公報
特許文献５ 特開２０１３－１３３５３４号公報
非特許文献１ 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、１巻、１９５６年、ｐ．３４－４６
しかし、特許文献４～５においては、析出強化と転位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、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損傷が発生する恐れがあった。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、本開示は、合金元素の含有量を抑えつつ、鋼板の打ち抜き端面の損傷を抑え、且つ、８５０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板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て転位強化を大きくしつつ、変態後に微細なＴｉＣ析出物を析出させることによる大きな析出強化も得ることを狙った。そのために、転位密度の高いベイニティックフェライトを積極的に活用し、ベイニティックフェライトとした後にＴｉＣ析出物を微細に析出させることを狙った。しかしながら、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、コストを抑えつつ高い引張強度を得ることが可能になることを見出した。更に、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されることを見出した。
本開示は、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：０．０３０～０．２５０％、
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およびＶの１種または２種以上の合計：０～０．０４０％、並びに
ＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１０％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃ量に対するＴｉ量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］が０．１６～３．００であり、Ｔｉ量とＣ量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］が０．００１５～０．０１６０である化学成分を有し、
平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２であり、
ベイニティックフェライトを少なくとも含み、
前記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７０％以上９０％未満であり、
マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が５％以上３０％以下であり、
フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内において、ＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]であり、
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量が鋼板の全Ｔｉ量の３０質量％以上であり、
引張強度が８５０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
（前記［Ｔｉ］、前記［Ｃ］はそれぞれＴｉ量、Ｃ量（質量％）を表す。）
（２） 質量％で、
Ｂ：０．０００１以上、０．０００５％未満、
を含有する前記（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（３） 質量％で、
Ｎｂ、ＭｏおよびＶの１種または２種以上の合計：０．０１～０．０４０％
を含有する前記（１）又は（２）に記載の高強度熱延鋼板。
（４） 質量％で、
ＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００５～０．０１％
を含有する前記（１）～（３）のいずれか１つに記載の高強度熱延鋼板。
（５） 前記ベイニティックフェライトと前記フェライトとの合計の面積率が８０％以上９０％未満である前記（１）～（４）のいずれか１つに記載の高強度熱延鋼板。
（６） 前記ベイニティックフェライトの面積率が５０％以上９０％未満である前記（１）～（５）のいずれか１つに記載の高強度熱延鋼板。
本開示によれば、合金元素の含有量を抑えつつ、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を提供することができる。
転位上のＴｉＣ析出物の配列の模式図を示す。 母相のＴｉＣ析出物の配列の模式図を示す。 平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２の範囲の鋼板において、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％以上である場合と３０％未満である場合との、［Ｔｉ］×［Ｃ］と引張強度との関係を示す図である。
以下、本開示の一例である実施形態について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
化学組成の各元素の含有量を「元素量」と表記することがある。例えば、Ｃの含有量は、Ｃ量と表記することがある。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
本明細書中に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。また、ある段階的な数値範囲の下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
含有量（％）として「０～」は、その成分は任意成分であり、含有しなくてもよいことを意味する。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
＜高強度熱延鋼板＞
本実施形態に係る高強度熱延鋼板（以下、単に「鋼板」とも称することがある）は、
所定の化学成分を有し、
Ｃ含有量に対するＴｉ含有量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］が０．１６～３．００であり、ＴｉとＣの含有量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］が０．００１５～０．０１６０である化学成分を有し、
平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２であり、
ベイニティックフェライトを少なくとも含み、
前記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７０％以上９０％未満であり、
マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が５％以上３０％以下であり、
フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内において、ＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]であり、
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８５０ＭＰａ以上である。
（［Ｔｉ］、［Ｃ］はそれぞれＴｉ、Ｃの含有量（質量％）を表す。）
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、上記構成により、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となる。本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、次の知見により見出された。
鋼板の強度の向上には鋼板中のＴｉの存在状態を制御することが重要である。まず、Ｔｉは固溶で存在する場合、粗大なＴｉＮ析出物又はＴｉＳ析出物として存在する場合、及びＴｉＣ析出物として存在する場合の主に３つの存在状態が考えられる。まずＴｉＮ析出物又はＴｉＳ析出物は、鉄中への溶解度積が非常に小さく、比較的高温のオーステナイト域においても析出し、粗大化するため、鋼板の強度には寄与しない。ＴｉＮ析出物又はＴｉＳ析出物の析出量はＮおよびＳの鋼板含有量でほぼ決定される。残りのＴｉがＴｉＣ析出物として析出するか、固溶原子として残存するかは、鋼板の加工熱処理の影響で大きく変化する。固溶Ｔｉの場合、結晶粒内に単原子のまま均一に存在し、鋼板の強化機構は固溶強化となるが、強度上昇量としては小さい。一方、ＴｉＣ析出物として析出した場合は、その析出物個数密度及び析出物サイズにより、析出強化量が大きく変化することから、鋼板の強度に大きく影響する。さらに、ＴｉＣ析出物の析出する位置が鋼材の強度に影響することがわかった。
本発明者らは、ＴｉＣ析出物（以下単に「析出物」とも称する。）が形成される位置に注目した。
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。析出物は、母相に比べて転位上に優先的に核生成し易い性質を持つが、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冷度及び拡散長、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、ＴｉＣ析出物の析出する位置、個数密度、鋼板中のＴｉ及びＣの含有量の関係並びに金属組織が鋼板の強度に影響することを考え、検討を行った。
本発明者らは、質量％にて、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およびＶの１種または２種以上の合計：０～０．０４０％、並びにＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼片を溶製し、熱延して、種々の熱処理条件で鋼板を製造し、下記の試験及び検討を行った。
得られた鋼板について、平均転位密度の測定を行った。
平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２の範囲であると、大きな転位強化が得られていると判断し、続く試験は平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２の範囲である鋼板について行った。
先ず、上記鋼板から、試験片を採取し引張強度を測定した。
次に、金属組織の観察を行い、また、結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均個数密度の測定、及びＴｉＣ析出物の形成位置の観測を行った。
平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２の範囲である鋼板について、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］、Ｃ含有量を［Ｃ］としたときの［Ｔｉ］×［Ｃ］と引張強度との関係を図２に示す。なお、図２では、ＴｉＣ析出物個数密度の関係と、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％以上である場合と３０％未満である場合の関係も示している。
フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内において、ＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]であり、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％以上である場合に、目標である８５０ＭＰａ以上の高強度が得られていることがわかる。また、上記組織を得るためには［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．００１５～０．０１６０の範囲とする必要があることがわかった。
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の含有量が高い場合に鋼板の強度がより高くなる理由については、次のように考えられる。まず、母相に析出しているＴｉＣ析出物以外のＴｉの存在状態としては、先に述べた粗大なＴｉＮ析出物又は粗大なＴｉＳ析出物、固溶Ｔｉ原子、および転位上のＴｉＣ析出物がある。粗大なＴｉＮ析出物又は粗大なＴｉＳ析出物、および固溶Ｔｉ原子については先に述べた理由により強化量は小さい。次に、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るために、析出物は新たな障害物としての寄与が小さく強化量の上昇が抑えられてしまう。それに対し、母相にＴｉＣ析出物が析出した場合には、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するため、析出強化をより有効に活用できる。
［Ｔｉ］×［Ｃ］は、ＴｉＣ析出物が完全に溶解する温度、すなわちＴｉＣ析出物が生成しない下限の温度に関係し、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が小さいとＴｉおよびＣが析出しない下限の温度が低くなり、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が大きいとＴｉおよびＣが析出しない下限の温度が高くなる。
図２に示したように、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．００１５未満であると、母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量を高めることができなかった。この理由は、冷却工程における過冷度不足に起因すると考えられる。［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が小さい場合は、ＴｉＣ析出物が析出する温度が低くなるため過冷度が小さくなる。過冷度が小さい場合は、析出の駆動力が小さく、より核生成が容易な転位上へ析出する頻度が高くなるため、母相に析出するＴｉＣの頻度を高めることができなかったと考えられる。［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．００１５以上の場合は、ＴｉＣ析出の過冷度が大きくなり、析出の駆動力が十分に大きくなり、転位上への析出に加えて母相にも析出が生じたものと考えられる。
一方で、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．０１６０を超え、母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの比率を高めても、強度が低下した。これは、ＴｉおよびＣの含有濃度が高すぎて、ＴｉＣ析出物が完全に溶解する温度が、オーステナイト域において溶体化する温度よりも高くなり、一部のＴｉＣが既に析出してしまうことに起因すると考えられる。オーステナイト域でのＴｉＣ析出物は粗大で個数密度が低いため析出強化への寄与は小さい。すなわち、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．０１６０より大きいと、析出強化に寄与する微細な析出物を生成するＴｉおよびＣの濃度を高めることができないので、大きな引張強度が得られないと考えられる。さらには、オーステナイト域で生成した粗大なＴｉＣ析出物が冷却中にさらに成長することで、変態後の微細な析出物の発生に寄与するＴｉおよびＣの濃度を低下させたり、ＴｉＣ析出物が大きくなることで個数密度を低下させる恐れがあり、強度の上昇への効果が薄いと考えられる。
また、析出強化及び転位強化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、合金元素の含有量を抑えつつ、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を見出した。
以下、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の詳細について説明する。
（化学組成）
本実施形態に係る高強度熱延鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
－必須元素－
Ｃ：０．０３０～０．２５０％
炭素（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る。効果を発現するために必要なＣ量は０．０３０％以上であるが、０．２５０％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量は０．０３０～０．２５０％とし、好ましくは０．０４０～０．１５０％とする。
Ｓｉ：０．０１～１．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸元素であり、Ｓｉ量は０．０１％以上である。また、Ｓｉは固溶強化に寄与する元素であるが、Ｓｉ量が１．５０％を超えると加工性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を１．５０％とする。よって、Ｓｉ量は０．０１～１．５０％とし、好ましくは０．０２～１．３０％とする。
Ｍｎ：０．１～３．０％
マンガン（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、Ｍｎ量は０．１％以上である。また、ポリゴナルフェライトの面積率を低くする観点から、Ｍｎ量は０．３５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｎ量が３．０％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量は０．１～３．０％とし、好ましくは０．３～１．５％とする。
Ｔｉ：０．０４０～０．２００％
チタン（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、Ｔｉ量は０．０４０％以上である。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、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。ＴｉＣ析出物の好適な個数密度を容易に達成するためには、Ｔｉ量は０．１５０％以下とすることが好ましい。よって、Ｔｉ量は０．０４０～０．２００％とし、好ましくは０．０７０～０．１５０％とする。
Ｐ：０．１００％以下
燐（Ｐ）は、不純物であり、加工性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ量はなるべく低い方が好ましく、Ｐ量は０．１００％以下に制限する。Ｐは粒界に偏析して延性を低下させるため、Ｐ量を０．０２０％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量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物であり、特に、熱間加工性を損なう。したがって、Ｓ量はなるべく低い方が好ましく、Ｓ量は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量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．５００％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤であり、Ａｌ量は０．５００％以下である。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、Ａｌ量は０．１５０％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、Ａｌ量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｎ：０．００９０％以下
窒素（Ｎ）は、ＴｉＮを形成し、鋼の加工性を低下させ、また、ＴｉＣ析出物を形成する有効なＴｉ量の低下を招く。したがって、Ｎ量はなるべく低い方が好ましく、Ｎ量は０．００９０％以下に制限する。ただし、脱Ｎコストの観点から、Ｎ量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
－任意元素－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板の化学組成は、上記必須元素以外に、下記の任意元素を含んでもよい。
Ｂ：０～０．００３０％
ホウ素（Ｂ）は、鋼板に任意に含ませることができる任意元素である。但し、変態を抑制する効果があり、適切な冷却工程の条件によりフェライト変態を極力抑えた上でベイニティックフェライトの面積率を高めることができる有効な元素であるため、必要に応じて含有させることが好ましい。そのため、Ｂ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ量が０．００３０％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、Ｂ量は０．００３０％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００２０％以下である。Ｂは変態を抑制する効果が非常に強く、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を８０％以上９０％未満とする観点で、Ｂ量は０．０００５％未満とすることがより好ましい。
Ｎｂ、ＭｏおよびＶの１種または２種以上の合計：０～０．０４０％
ニオブ（Ｎｂ）、モリブデン（Ｍｏ）、及びバナジウム（Ｖ）は、鋼板に任意に含む任意元素である。Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、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、合金コストが高く析出強化能はＴｉより小さい。よって、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶの１種または２種以上を含有してもよく、その合計の含有量は０～０．０４０％とする。
一方、Ｎｂ、及びＶは、熱間圧延時の再結晶を遅延させ、鋼板の結晶粒を微細化させることで、鋼板の強化に有効な元素である。また、Ｍｏは焼き入れ性を向上させる元素であり、フェライト変態を極力抑えた上でベイニティックフェライトの面積率を高めるために有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶの合計の含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
なお、鋼板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１種または２種以上の合計：０～０．０１０％
カルシウム（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は破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる介在物の形態を制御して、無害化する機能を有する元素である。
ＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上を含有してもよく、その合計の含有量は０～０．０１％以下とする。
一方、介在物の形態を制御して、無害化する効果を十分に得るため、カルシウム（Ｃａ）およびＲＥＭの１種または２種以上の合計の含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指す。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。
残部：鉄（Ｆｅ）および不純物
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、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、錫（Ｓｎ）等が挙げられる。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ等の不純物の含有量は、それぞれ０．０１％以下であることが好ましい。
（Ｃ量に対するＴｉ量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］）
Ｃ量に対するＴｉ量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］は０．１６～３．００である。
Ｃ量に対するＴｉ量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］は３．００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の原子数／Ｃの原子数が約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量に対してＴｉ量を過剰に含有させていた。しかし、Ｔｉをなるべく鋼板中に固溶Ｔｉ原子ではなく、ＴｉＣ析出物として存在させ、析出強化に有効に寄与させるためには、Ｔｉ量をＣ量に対して過剰にならないようにすることが必要である。また、質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］が３．００を超え、ＴｉＣ析出物が十分析出した際には、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。なお、より好ましい質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］の上限は２．５０以下である。
一方、Ｔｉ量の下限値が０．０４０％であり、Ｃ量の上限値が０．２５０％であることから、質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］の下限値は０．１６以上である。なお、より好ましい質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］の下限値は０．４６以上である。
（Ｔｉ量とＣ量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］）
Ｔｉ量とＣ量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］は０．００１５～０．０１６０である。［Ｔｉ］×［Ｃ］が０．００１５より小さいと、ＴｉＣ析出のための過冷度が不足する。すると母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉの含有量を高めることができず、強度上昇効果が小さくなる。一方で、［Ｔｉ］×［Ｃ］が０．０１６０より大きいと、オーステナイト域での溶体化においてＴｉＣ析出物を完全に溶解することができず、変態後の微細析出において添加量相応の析出強化量を得ることができない。
Ｔｉ量とＣ量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］は０．００２０～０．０１５０であることが好ましい。
（金属組織）
次に、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の金属組織について説明する。
－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－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、ベイニティックフェライトを少なくとも含む。また、全組織に対して、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７０％以上である。
全組織に対する、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７０％未満であると、加工性が低下し打ち抜き端面の損傷発生の恐れがある。
全組織に対する、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は８０％以上であるとより好ましい。
一方で、全組織に対する、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％以上になると、高強度が得にくくなるため、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は９０％未満である。鋼板の高強度化の観点から、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は８８％以下であることが好ましく、８６％以下であることがより好ましく、８５％以下であることが更に好ましい。
－ベイニティックフェライトの面積率－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、全組織に対する、ベイニティックフェライトの面積率は５０％以上であることが好ましく、５５％以上であることがより好ましく、６０％以上であることが更に好ましい。
また、本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、全組織に対する、ベイニティックフェライトの面積率は９０％未満であることが好ましく、８８％以下であることがより好ましく、８６％以下であることが更に好ましく、８５％以下であることが特に好ましい。
ベイニティックフェライトの面積率を上記範囲内とすることで、鋼板の転位密度が所望の範囲内となりやすく、転位強化がより効率的に発現される。そのため、より引張強度が高く、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鋼板となるため好ましい。
－ポリゴナルフェライトの面積率－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、全組織に対する、ポリゴナルフェライトの面積率は０％以上４０％以下であることが好ましく、０％以上３５％以下であることがより好ましく、０％以上３０％以下であることが更に好ましい。
ポリゴナルフェライトの面積率を上記範囲以内とすると、より引張強度が高い鋼板となるため好ましい。
－マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの少なくとも１つを含む。
全組織に対して、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が５％以上である。全組織に対する、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が５％未満であると、高強度が得にくくなるため、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率は５％以上である。
一方で全組織に対する、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が３０％超になると、マルテンサイトへの炭素の濃化が不十分となり強度の向上への寄与が薄れる恐れがあるため、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率は３０％以下である。
全組織に対する、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率は、打ち抜き端面の損傷を抑制する観点から、２０％以下であるとより好ましい。
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、表面から板厚方向で板厚の１/４の位置の金属組織を光学顕微鏡で観測することにより行う。
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、板厚の１/４の位置の金属組織を光学顕微鏡で観察する。マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトを認識し、ポイントカウント法により、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトの面積率を測定し、その結果からマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を求める。マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトの面積率を１００％から差し引いた値を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－ＯＩＭＴＭ（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－ＯＩＭＴＭ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池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を平均し、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。結晶粒界を超えないようにこの計算を実施することで結晶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、このマップは結晶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によっており、変態ひずみが小さいため、ＫＡＭ法でその６個のピクセルと中心のピクセルとの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。なお、隣接する測定点同士の方位差が１５°以上である場合を結晶粒界と定義した。
全組織に対する、ベイニティックフェライトの面積率は、前記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フェライトの面積率との差分により算出される。
全組織に対する、ポリゴナルフェライトの面積率は次の通り測定される。
ポリゴナルフェライトは転位密度が低く、結晶粒内全域に亘って方位差が特に小さいことが特徴である。そこで、本実施形態においては、まず前記ＫＡＭ法による６個のピクセルと中心のピクセルとの間の方位差の平均値ｘ１を測定点ごとに求め、さらに各測定点で求めた平均値ｘ１から結晶粒内における全測定点での平均値ｘ２を求めて、このｘ２が０．５°以下である結晶粒をポリゴナルフェライトと定義し、面積率を求める。フェライトのうち、ポリゴナルフェライトと判定されなかった領域は、アシュキュラーフェライト等の比較的転位密度の高いフェライトである。
－平均転位密度－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、平均転位密度が１×１０１４～1×１０１６ｍ－２である。
平均転位密度が、１×１０１４ｍ－２以上であると転位強化が得られる。
一方で平均転位密度が、１×１０１６ｍ－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。
平均転位密度は、より好ましくは、２×１０１４～２×１０１５ｍ－２である。
なお、平均転位密度の測定方法は下記の通りである。
平均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する。
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平均転位密度ρを求める。
式：ρ＝１４．４ε２／ｂ２
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。
－結晶粒内における、ＴｉＣ析出物の平均個数密度－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内において、ＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]である。
結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均個数密度は、析出強化を活用するため、高いほうが好ましい。よって、転位強化及び引張強度８５０ＭＰａ以上を達成する析出強化を得るためには、フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内におけるＴｉＣ析出物の平均個数密度は、１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]であり、好ましくは２×１０１７[個／ｃｍ３]～５×１０１８[個／ｃｍ３]である。
なお、ＴｉＣ析出物の平均個数密度の測定方法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う。
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、針状試料に対し三次元アトムプローブ測定を行う。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、針状試料中のＴｉＣ析出物の形成位置を確認し、ＴｉＣ析出物を含む立体分布像全体の体積とＴｉＣ析出物の数から、フェライト結晶粒内およびベイニティックフェライト結晶粒内の結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の個数密度を求める。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」とする。
結晶粒内に析出した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。一方で、平均直径が大きくなりすぎると、平均個数密度が減少する傾向にあり、析出強化量が低下するため好ましくない。しかしながら、析出強化量を高めるためには平均個数密度が上記の範囲内であることが本質的であるため、平均直径の上限は規定しない。
結晶粒内に析出したＴｉＣ析出物の平均直径は、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、その平均値を求める。
－母相に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉ量－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、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量（つまり、ＴｉＣ析出物に含まれるＴｉ量）が鋼板の全Ｔｉ量の３０質量％以上である。
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量を鋼板の全Ｔｉ量の３０質量％以上とすることで、母相にＴｉＣ析出物が析出する比率を高められ、析出強化と転位強化の両方を大きく発現させ、Ｔｉ量を低減しつつ高い引張強度の鋼板が得られる。
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量が鋼板の全Ｔｉ量の４０％以上であることがより好ましい。
一方、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量は、高いほど好ましいが、析出物の粗大化を防ぐことが製造プロセス上難しいため、鋼板の全Ｔｉ量の９０質量％以下であることがよい。
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量の測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う。
先ず、上述の平均個数密度の測定方法と同様の手順で三次元アトムプローブ測定を行い、ＴｉＣ析出物の形成位置を確認する。
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に析出したＴｉＣ析出物と判断する。
図１Ａに転位上に析出したＴｉＣ析出物の配列、および図１Ｂに転位上ではない母相に析出したＴｉＣ析出物の配列の模式図を示す。なお、同じ結晶粒の中に（Ａ）転位上に析出したＴｉＣ析出物および（Ｂ）転位上ではない母相に析出したＴｉＣ析出物の両方が含まれる場合も存在するため、析出物１個１個に対して、前記（Ａ）又は（Ｂ）のどちらに該当するかを判断する。ＴｉＣ析出物の立体分布像全体の体積と、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に析出しているＴｉＣ析出物として存在するＴｉ量（鋼板の全Ｔｉ量に対する質量比）を計算した。
なお、表および図において、このＴｉ量を「母相析出Ｔｉ比」と表記する。
なお、「ＴｉＣ析出物」とは、炭化物だけでなく、炭化物中に窒素が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。
－引張強度－
本実施形態に係る高強度熱延鋼板の引張強度は８５０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る高強度熱延鋼板の引張強度は８６０ＭＰａ以上であることが好ましい。
ただし、加工性の劣化を防ぐ観点から、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の引張強度は、例えば、１０５０ＭＰａ以下であってもよい。
引張強度の測定は下記の通りである。
先ず、鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１：１９９８に準拠して５号試験片を採取する。続いて、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して行い、引張強度を測定する。
（製造方法）
次に、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、例えば、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の化学成分を満たす鋼片を、加熱して熱間圧延し鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程によって得た鋼板を冷却する冷却工程と、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、本実施形態に係る高強度熱延鋼板の化学成分を満たす鋼片に、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、鋳造して、得られる鋼片を使用する。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、Ｔｉと炭素を十分に鋼板中に分解溶解させるため、１２００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは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１２００℃以下に冷却した後、１２００℃以上の温度に加熱して圧延を開始してもよい。１２００℃以下に冷却された鋼片を用いる場合は、１２００℃以上の温度に加熱して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、９２０℃以上とすることが好ましく、９４０℃以上とすることがより好ましい。これは、オーステナイト中の粗大なＴｉＣ析出物の生成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、更に好ましくは９５０℃以上である。ここで、ポリゴナルフェライトの核生成を抑制するためには最終加工温度ＦＴ［℃］は、９４０℃以上とすることがより好ましいが、Ｍｎ量が０．３５％以上である場合は、９２０℃以上９４０℃未満であってもよい。
ただし、スケール疵の発生を抑制する観点から、最終加工温度ＦＴ［℃］は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るときの温度を示す。
（冷却工程）
冷却工程では、熱間圧延した鋼板を、一次冷却、二次冷却、及び三次冷却する。
－一次冷却－
一次冷却では、熱間圧延工程終了後から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］まで平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却する。
一次冷却停止温度ＭＴ［℃］は、６２０～７２０℃の範囲内で設定する。
一次冷却は、熱間圧延工程終了後５．０秒以内に開始することが好ましい。この時間が５．０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およびフェライト中の有効な析出が少なくなってしまう恐れがある。
一次冷却の平均冷却速度は、３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。これは冷却中のフェライト変態を抑制し、平均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、３５℃／ｓ以上がさらに好ましい。
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以下が好ましい。
一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］の範囲の平均冷却速度は５０℃／ｓ以上であることが好ましい。その理由は次の通りである。
一次冷却後の二次冷却中に変態させることで平均転位密度を高めつつ、ＴｉＣ析出物の平均個数密度を１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]とすることができる。一次冷却において、一次冷却停止温度ＭＴ［℃］に近づくにつれ、変態の駆動力が高まるため、当該範囲の冷却速度が遅くなると、二次冷却に至る前に変態が開始してしまい、平均転位密度、析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比が低下してしまう。本実施形態に係る高強度熱延鋼板の、より好ましい形態である、フェライトとベイニティックフェライトとの合計の面積率を８０％以上とするためには、Ｂの含有量を０．０００５％未満とすることが好ましい。しかし、Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合、フェライト変態を抑制する効果がそれほど強くないため、一次冷却停止直前で変態が開始してしまう恐れがある。そのため、一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］の範囲の平均冷却速度は５０℃／ｓ以上に速めることが好ましい。なお、Ｂの含有量が０．０００５～０．００３０％の場合はこの限りではない。
一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度の範囲の平均冷却速度は、６０℃／ｓ以上がより好ましい。
一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度の範囲の平均冷却速度は、３００℃／ｓ以下が好ましい。
一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度は、２５℃／ｓ以上とすることが好ましく、３０℃／ｓ以上とすることがより好ましく、３５℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。
一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度の上限は、特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が好ましい。
一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度の範囲の平均冷却速度は、一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度より大きいことが好ましい。その理由としては、ポリゴナルフェライトの核生成を抑制し、ポリゴナルフェライトの面積率を低くすることができ、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を７０％以上９０％未満の範囲内としやすくなるためである。
ただし、一次冷却の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］の範囲の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上、かつ一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上との条件を満たす場合は、一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度の範囲の平均冷却速度が、一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度より小さくてもよい。ただ、その場合は、一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃から一次冷却停止温度の範囲の平均冷却速度と、一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度と、の差を１５℃／ｓ以下の範囲内とすることが好ましい。これにより、ポリゴナルフェライトの核生成を抑制し、ポリゴナルフェライトの面積率を低くすることができ、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を７０％以上９０％未満の範囲内としやすくなる。
一次冷却における冷却速度および一次冷却の停止温度を上記範囲内とすることで、ポリゴナルフェライトの核生成を抑制し、ポリゴナルフェライトの面積率を低くすることができる。また、一次冷却における冷却速度を上記範囲内とすることで、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を７０％以上９０％未満の範囲内としやすくなる。
一次冷却の停止温度ＭＴ［℃］は、変態に伴う平均転位密度、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、及び、ＴｉＣ析出物の個数密度を高めるために、６２０℃～７２０℃とすることが好ましい。
一次冷却の停止温度ＭＴ［℃］が７２０℃を超えると、転位上へのＴｉＣ析出物の析出が促進され、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６２０℃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－
二次冷却では、一次冷却終了後、５℃／ｓ以下の冷却速度で３～１０秒間冷却する。
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ことが好ましい。
二次冷却は、製造コストの観点から、空冷で行うことが好ましい。
二次冷却の冷却時間は、３～１０秒間とすることが好ましい。
二次冷却の冷却時間が３秒未満であると変態が不十分となり、ベイニティックフェライトとフェライトの合計の面積率を７０％以上にできない。
二次冷却の冷却時間は、より好ましくは４秒以上である。
一方で、二次冷却の冷却時間が１０秒を超えると、ＴｉＣ析出物が粗大化し個数密度が低下するため、またフェライトとベイニティックフェライトとの合計の面積率が９０％以上となってしまうことがあるため、１０秒以下とすることが好ましい。
二次冷却の冷却時間は、より好ましくは８秒以下である。
したがって二次冷却の冷却時間は、４～８秒間とすることがより好ましい。
－三次冷却－
三次冷却では、二次冷却終了後、冷却速度３０℃／ｓ以上で５００℃未満の停止温度ＣＴ［℃］まで冷却する工程である。
三次冷却の冷却速度は、３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
これは、二次冷却中に生成したＴｉＣ析出物の粗大化に伴う個数密度の低下を防ぐとともに、フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率を９０％未満とするためである。
三次冷却の冷却速度は３５℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。
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、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］は、フェライトおよびベイニティックフェライトの面積率を９０％未満とするために、５００℃未満とすることが好ましい。
三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］が５００℃以上であると、フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率が増加し、所望の引張強度を得ることが困難になる。
三次冷却の停止温度ＣＴ［℃］は、製造のしやすさから室温以上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。
（用途）
本実施形態に係る高強度熱延鋼板は、８５０ＭＰａ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、本開示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、本開示を制限するものではない。また、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ、Ｎｏ．Ｂ、及びＮｏ．Ｈは、備考欄に実施例と記載されているものの、本開示に対する参考例として示すものである。また、表２－１、表２－２、表３－１、及び表３－２に示す試験Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、及びＮｏ．２０も、備考欄に実施例と記載されているものの、本開示に対する参考例として示すものである。
表１に示した成分組成を有する鋼を溶解し、鋳造した。表１の成分値は化学分析値で質量％である。
次に、表２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。
得られた熱延鋼板を用いて打ち抜き端面損傷の有無の評価を行った。
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。打ち抜いた円周に対して損傷の発生箇所の比率が３０％以上であれば損傷が発生Ｃ（×）、１０％以上３０％未満であれば好ましいＢ（○）、１０％未満であればより好ましいＡ（◎）、と評価した。
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、ポリゴナルフェライトの面積率、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率、平均転位密度、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量（鋼板の全Ｔｉ量に対するＴｉ量）、並びに、引張強度について、既述の方法に従って測定した。
これら結果を表３に示す。
表１中の、「－」は意図的に添加していないことを意味する。
表１～表３中の、下線は本開示の好適な実施形態の範囲外であることを意味する。
なお、表２～表３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析出物の直径： フェライト結晶粒内及びベイニティックフェライト結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均直径
・ＴｉＣ析出物の密度： フェライト結晶粒内及びベイニティックフェライト結晶粒内のＴｉＣ析出物の平均個数密度
・母相析出Ｔｉ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量を鋼板のＴｉ量で除したパーセント比
・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とフェライトとの合計の面積率
・マルテンサイト及び残留オーステナイトの面積率： マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率
・転位密度： 平均転位密度
上記結果から、試験Ｎｏ．１、３、５、７、８、１０、１１、１４、１８、１９、２０、２６、２７、２８、２９、３０、３１は、鋼板の化学成分、金属組織及び製造条件を本開示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も生じなかった。
一方、試験Ｎｏ．２は、一次冷却の冷却速度が遅い例である。高温での変態に伴い、平均転位密度、析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．４は、一次冷却の停止温度が低い例である。ＴｉＣ析出物の析出が不十分で、析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．６は、三次冷却の停止温度が高い例である。フェライトとベイニティックフェライトの合計の面積率が高くなり、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．９は、熱間圧延の終了温度が低い例である。オーステナイト中で粗大なＴｉＣ析出物が析出し、高温でフェライト変態が促進し平均転位密度、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１２は、熱間圧延後の冷却開始時間が長い例である。オーステナイト中での粗大なＴｉＣ析出物の析出が進行し、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１３は、一次冷却中の［ＭＴ＋５０］～［ＭＴ］℃における冷却速度が遅い例である。転位上へのＴｉＣ析出物析出が促進され、平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、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い例である。平均転位密度が低いうえに、転位上へのＴｉＣ析出物の析出が促進され、母相析出Ｔｉ比、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１６は、三次冷却の冷却速度が遅い例である。ＴｉＣ析出物の平均個数密度、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．１７は、二次冷却の冷却速度が速く、また冷却時間が短い例である。ＴｉＣ析出物の析出が不十分で、析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．２１は、［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．００１５より小さい例である。母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．２２は、Ｃ量が少ない例である。ＴｉＣ析出物の平均個数密度、及び、引張強度が低下した。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．２３はＴｉの含有量が少なく、また［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．００１５より小さい例である。ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．２４は［Ｔｉ］／［Ｃ］の比率が高い例である。打ち抜き端面損傷が発生した例である。
試験Ｎｏ．２５は［Ｔｉ］×［Ｃ］の値が０．０１６０より大きい例である。高温で粗大なＴｉＣ析出物が析出し、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．３２はＴｉの含有量が少なく、また［Ｔｉ］／［Ｃ］の比率が０．１６より小さい例である。ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．３３は、一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度より、一次冷却中の［ＭＴ＋５０］～［ＭＴ］℃における冷却速度が遅い例である。ポリゴナルフェライトの面積率が増加したうえ、転位上へのＴｉＣ析出物析出が促進され、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
試験Ｎｏ．３４は、一次冷却開始から一次冷却停止温度ＭＴ［℃］＋５０℃の範囲の平均冷却速度より、一次冷却中の［ＭＴ＋５０］～［ＭＴ］℃における冷却速度が遅い例である。ポリゴナルフェライトの面積率が増加したうえ、転位上へのＴｉＣ析出物析出が促進され、ＴｉＣ析出物の平均個数密度、母相析出Ｔｉ比、及び、引張強度が低下した例である。
以上、本開示の好適な実施形態及び実施例について説明したが、本開示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開示の技術的範囲に属するものと了解される。
２０２０年４月１７日に出願された日本国特許出願第２０２０－０７４１８０号の開示は、その全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、及び、技術規格は、個々の文献、特許出願、及び、技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    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およびＶの１種または２種以上の合計：０～０．０４０％、並びに
    ＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１０％、
    を含有し、
    前記Ｐ、前記Ｓ、前記Ａｌ、及び前記Ｎの元素を必須元素として含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃ量に対するＴｉ量の質量比［Ｔｉ］／［Ｃ］が０．１６～３．００であり、Ｔｉ量とＣ量の積［Ｔｉ］×［Ｃ］が０．００１５～０．０１６０である化学成分を有し、
    平均転位密度が１×１０１４～１×１０１６ｍ－２であり、
    ベイニティックフェライトを少なくとも含み、
    前記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７０％以上９０％未満であり、
    マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計の面積率が５％以上３０％以下であり、
    フェライト結晶粒内とベイニティックフェライト結晶粒内において、ＴｉＣ析出物の平均個数密度が１×１０１７～５×１０１８[個／ｃｍ３]であり、
    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量が鋼板の全Ｔｉ量の３０質量％以上であり、
    引張強度が８５０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
    （前記［Ｔｉ］、前記［Ｃ］はそれぞれＴｉ量、Ｃ量（質量％）を表す。）
  2. 質量％で、
    Ｂ：０．０００１以上、０．０００５％未満、
    を含有する請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｎｂ、ＭｏおよびＶの１種または２種以上の合計：０．０１～０．０４０％
    を含有する請求項１又は請求項２に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 質量％で、
    ＣａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００５～０．０１％
    を含有する請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
  5. 前記ベイニティックフェライトと前記フェライトとの合計の面積率が８０％以上９０％未満である請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
  6. 前記ベイニティックフェライトの面積率が５０％以上９０％未満である請求項１～５のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
JP2022515434A 2020-04-17 2021-04-15 高強度熱延鋼板 Active JP7445172B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020074180 2020-04-17
JP2020074180 2020-04-17
PCT/JP2021/015587 WO2021210644A1 (ja) 2020-04-17 2021-04-15 高強度熱延鋼板

Publications (3)

Publication Number Publication Date
JPWO2021210644A1 JPWO2021210644A1 (ja) 2021-10-21
JPWO2021210644A5 JPWO2021210644A5 (ja) 2022-12-28
JP7445172B2 true JP7445172B2 (ja) 2024-03-07

Family

ID=78083881

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022515434A Active JP7445172B2 (ja) 2020-04-17 2021-04-15 高強度熱延鋼板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230287530A1 (ja)
EP (1) EP4137592A4 (ja)
JP (1) JP7445172B2 (ja)
KR (1) KR20220147134A (ja)
CN (1) CN115398021B (ja)
MX (1) MX2022012725A (ja)
WO (1) WO2021210644A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2022385641A1 (en) * 2021-11-12 2024-05-30 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, hot-dip plated steel sheet, and method for manufacturing hot-rolled steel sheet
WO2024095533A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
WO2024095534A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011122188A (ja) 2009-12-09 2011-06-23 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2012001776A (ja) 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2013124393A (ja) 2011-12-15 2013-06-24 Jfe Steel Corp 溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013133534A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015218352A (ja) 2014-05-15 2015-12-07 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017179539A (ja) 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3233743B2 (ja) 1993-06-28 2001-11-26 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP3637885B2 (ja) 2001-09-18 2005-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた超高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP4575893B2 (ja) 2006-03-20 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 強度延性バランスに優れた高強度鋼板
JP4528276B2 (ja) 2006-03-28 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
TWI470092B (zh) * 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷軋鋼板及其製造方法
KR101910444B1 (ko) * 2014-02-27 2018-10-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
US11578375B2 (en) * 2015-07-27 2023-02-14 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN107849651B (zh) * 2015-07-31 2019-09-03 日本制铁株式会社 高强度热轧钢板
JP6918997B2 (ja) 2018-09-12 2021-08-11 東芝テック株式会社 サーバ装置、プログラム、情報処理システム及び情報処理方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011122188A (ja) 2009-12-09 2011-06-23 Jfe Steel Corp 伸びおよび伸びフランジ特性に優れた引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2012001776A (ja) 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2013124393A (ja) 2011-12-15 2013-06-24 Jfe Steel Corp 溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013133534A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015218352A (ja) 2014-05-15 2015-12-07 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017179539A (ja) 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2022012725A (es) 2022-11-07
EP4137592A4 (en) 2023-10-25
CN115398021A (zh) 2022-11-25
JPWO2021210644A1 (ja) 2021-10-21
CN115398021B (zh) 2023-11-14
US20230287530A1 (en) 2023-09-14
WO2021210644A1 (ja) 2021-10-21
KR20220147134A (ko) 2022-11-02
EP4137592A1 (en) 2023-02-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7445172B2 (ja) 高強度熱延鋼板
EP2130938B1 (en) High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excellent in surface and burring properties and process for manufacturing the same
JP6358406B2 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
JP5402847B2 (ja) バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5400484B2 (ja) 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
JP6332570B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
JP5466552B2 (ja) 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
KR20130133032A (ko) 국부 변형능이 우수한 고강도 열연 강판과 그 제조 방법
JP5402848B2 (ja) バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4712838B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP6292022B2 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20170107057A (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
JP2010255091A (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6866933B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP6720649B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5741426B2 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5729829B2 (ja) 温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板およびその製造方法
JP2004137565A (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP6332571B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
WO2010109702A1 (ja) 冷延鋼板
JP7092265B2 (ja) 鋼板
WO2022259697A1 (ja) 鋼矢板及びその製造方法
WO2024095534A1 (ja) 熱間圧延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20221014

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20221014

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20230905

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20231106

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20240123

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20240205

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7445172

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151