WO2013099197A1 - 高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2013099197A1
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hot
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rolled steel
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船川　義正
山本　徹夫
洋 宇張前
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention is suitable for structural parts such as parts for transportation machinery such as automobiles, switchboards and buildings, and has stretch flangeability with a high tensile strength TS of 590 to 750 MPa.
  • the present invention relates to an excellent high-tensile hot-rolled steel sheet and a method for producing the same, and particularly relates to an improvement in punchability.
  • Patent Document 1 discloses an ultrafine ferrite structure high-strength hot-rolled steel plate excellent in stretch flangeability. Has been proposed.
  • Patent Document 1 The technique described in Patent Document 1 is wt%, C: 0.01 to 0.10%, Si: 1.5% or less, Mn: more than 1.0 to 2.5%, P: 0.15% or less, S: 0.008% or less, Al: 0.01 ⁇ 0.08%, total of one or two of Ti and Nb: 0.10 ⁇ 0.60%, ferrite content is 95% or more by area ratio, and the average grain size of ferrite is 2.0 ⁇ 10.0 ⁇ m, It is a high-strength hot-rolled steel sheet with an ultrafine ferrite structure that has a structure free from martensite and retained austenite, has a tensile strength of 490 MPa or more, and is excellent in stretch flangeability.
  • Patent Document 2 discloses that in mass%, C: 0.01 to 0.1%, S: 0.03% or less, N: 0.005% or less, Ti: 0.05 to 0.5%, Si: 0.01 to 2%, Mn: 0.05 to 2 %, P: 0.1% or less, Al: 0.005 to 1.0%, and (Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S) containing Ti in a range satisfying 0% or more, and in steel in the average size 10 1 ⁇ 10 3 nm particles precipitates containing 5nm or more Ti, the minimum interval is less than 10 1 nm ultra 10 4 nm, the tensile strength of more than 640MPa in burring (burring) processability A hot rolled steel sheet having excellent fatigue properties has been
  • Patent Document 3 contains, in mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, Ti: 0.03 to 0.06%, P: 0.1% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, N: 0.009% or less, and the total content of Nb, Mo, V is limited to 0.01% or less, and Ti / C: 0.375 to 1.6
  • An alloy-saving high-strength hot-rolled steel sheet with an average diameter of TiC precipitates in crystal grains of 0.8 to 3 nm, an average number density of 1 ⁇ 10 17 / cm 3 and a tensile strength of 540 to 650 MPa has been proposed. ing.
  • the steel sheet Prior to press forming, the steel sheet is punched into a shape suitable for forming called a blank. When punching, it is important that the properties of the punched end face are not disturbed.
  • the punching end surface is divided into a shear surface and a fracture surface, and “the punching end surface is disturbed” means that the properties of the fracture surface are particularly rough.
  • the property of the fractured surface becomes rough means that a large opening occurs in the fractured surface, the sheared surface part and the fractured surface part are separated so as to be separated, or the fractured surface is abnormally different from the sheared surface. When it is tilted.
  • Patent Document 1 None of Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3 have a description of punchability, and the punchability has not been studied in detail so far. According to the study of the present inventors, in the technique described in Patent Document 1, since the Mn content of the steel sheet is high, there are many places where Mn segregates (Mn segregation part) in the steel sheet, and at the time of punching Further, cracks are likely to be generated from the Mn segregation part. Therefore, it is difficult to say that the properties of the punched end face fracture surface in the steel sheet manufactured by the technique described in Patent Document 1 are good. In the technique described in Patent Document 2, a predetermined amount of Ti is contained, and Ti carbide is formed to reduce the solid solution C.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the technique described in Patent Document 2 is a hot-rolled steel sheet having excellent punchability.
  • the tensile strength of the obtained steel sheet is in the range of 540 to 650 MPa, and the tensile strength may be less than 590 MPa.
  • high strength until the tensile strength of 590 MPa or more could be secured stably while maintaining excellent punchability and stretch flangeability was not achieved.
  • the present invention advantageously solves the problems of the prior art, and has a high tensile strength TS: 590 MPa to 750 MPa, which is suitable as a material for automobile parts, and has excellent punchability and excellent stretch flange processing. It aims at providing the high-tensile-strength hot-rolled steel plate which combines the property, and its manufacturing method.
  • the present inventors diligently studied various factors affecting stretch flange workability and punchability.
  • a material steel plate
  • a number of microvoids are generated in the material (steel plate) in the vicinity of the tip of the punch that is recessed into the material (steel plate). And they connect and unite, and grow into a big crack.
  • the grown crack penetrates the material (steel plate) in the thickness direction, and punching is completed.
  • the starting point of the void is mainly coarse inclusions and precipitates dispersed in the material (steel plate).
  • carbide containing fine Ti of less than 6 nm is dispersed in the ferrite crystal grains, and the ferrite crystal grains occupy 95% or more of the area ratio of the metal structure, and Ti nitride, which is also relatively coarse I came up with the idea of dispersing Ti nitride in a metallographic structure consisting of ferrite grains.
  • Ti nitride is harder than ferrite grains and becomes the starting point for microvoid formation at the time of punching.
  • Ti nitride is relatively coarser than 20 nm, the dispersion of Ti nitride becomes sparse. In particular, it has been found that there is no significant adverse effect on stretch flangeability.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, C: 0.010 to 0.055%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.6% or less, P: 0.025% or less, S: 0.02% or less, N: 0.0020 to 0.0100%, Al: 0.1% or less , Ti: 0.055 to 0.12%, the composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and fine carbide containing Ti having an average diameter of less than 6 nm are dispersed in the ferrite crystal grains, and the ferrite crystal grains have a metal structure High tensile hot-rolled steel sheet with a tensile strength TS: 590 MPa to 750 MPa, which has a structure in which TiN having an average size of 20 nm or more is dispersed in a metal structure consisting of ferrite crystal grains.
  • the high-tensile-strength hot-rolled steel plate which contains B: 0.0035% or less further by the mass%.
  • Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, W, Nb, Pb, Ta are also contained in mass%.
  • Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, W, Nb, Pb, Ta are further contained in mass%.
  • REM, V, Cs, Zr, Hf a high tensile hot rolled steel sheet containing 1% or less in total.
  • the present invention has a high tensile strength TS: 590 to 750 MPa and excellent punchability, which is suitable as a structural member for parts of transportation machinery such as automobiles, switchboards and buildings.
  • High-strength hot-rolled steel sheet that combines excellent stretch-flange formability with excellent industrial advantages.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.010 to 0.055%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.6% or less, P: 0.025% or less, S: 0.02% or less, N: 0.0020 to 0.0100%, Al : 0.1% or less, Ti: 0.055 to 0.12%, and has a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
  • mass% is expressed as% unless otherwise specified.
  • C has the effect of forming fine carbides and increasing the strength of the steel sheet.
  • it is necessary to contain 0.010% or more. If it is less than 0.010%, fine carbides for obtaining a tensile strength of 590 MPa class cannot be secured.
  • it exceeds 0.055% the strength increases excessively and pearlite is easily formed. Since pearlite serves as a starting point for voids during stretch flange processing, the formation of pearlite is a factor that degrades stretch flangeability. For this reason, C is limited to the range of 0.010 to 0.055%.
  • the content is preferably 0.04 to 0.06%, more preferably 0.04 to 0.05%.
  • Si 0.1% or less
  • Si is contained in an amount exceeding 0.1%, the punchability is likely to deteriorate due to the segregation of Si and the stretch flangeability is deteriorated. Therefore, Si is limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less. There is no problem even if the Si content is zero.
  • Mn 0.6% or less If Mn exceeds 0.6%, segregation of Mn is likely to occur. In the portion where Mn is segregated and in the Mn segregation portion (micro segregation), an opening is likely to be formed along the segregation at the time of punching, so that punchability is lowered. For these reasons, Mn is limited to 0.6% or less. In addition, Preferably it is 0.5% or less. There is no problem even if the Mn content is zero.
  • P 0.025% or less
  • S 0.02% or less
  • S combines with Ti to form TiS and Mn to form MnS.
  • These sulfides precipitate at the ferrite grain boundaries and reduce stretch flangeability. For this reason, S was limited to 0.02% or less.
  • Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.001% or less. There is no problem even if the S content is zero.
  • N 0.0020-0.0100%
  • N is an important element in the present invention, and combines with Ti to form hard TiN, which becomes a starting point for microvoid formation at the time of punching, reduces the roughness of the punched fracture surface, and improves punchability. If the N content is less than 0.0020%, the TiN content decreases, the starting point of microvoid formation at the time of punching decreases, the punched fracture surface becomes rough, and the punchability decreases. On the other hand, when it exceeds 0.0100%, TiN aggregates and becomes coarse, so that stretch flangeability is lowered and punching ability is also lowered. For this reason, N is limited to the range of 0.0020 to 0.0100%.
  • Al 0.1% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the deoxidation product (aluminium oxide) aggregates and becomes coarse, so that both stretch flangeability and punchability are reduced. For this reason, Al was limited to 0.1% or less.
  • Ti 0.055-0.12% Ti is the most important element in the present invention. Ti forms fine carbides and contributes to increasing the strength of steel sheets while maintaining excellent stretch flangeability. In order to acquire such an effect, 0.055% or more needs to be contained. If Ti is less than 0.055%, the desired high strength cannot be secured. On the other hand, when the content exceeds 0.12%, the strength exceeds 590 MPa class and the stretch flangeability expected as 590 MPa class decreases. Therefore, Ti is limited to the range of 0.055 to 0.12%. Note that the content is preferably 0.065 to 0.095%.
  • the above-mentioned components are basic components, but as a selective element in addition to the basic composition, B: 0.0035% or less, and / or Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, One or two or more of W, Nb, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr, and Hf can be selected and contained as required in total.
  • B 0.0035% or less
  • B is an element that segregates at austenite grain boundaries, delays the ferrite transformation after rolling, and refines the carbide containing Ti. To obtain such an effect, 0.0010% or more It is desirable to contain. On the other hand, when the content exceeds 0.0035%, Fe 23 (CB) 6 precipitates, punching is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.0035% or less.
  • the present invention includes Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, W, Nb, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr, and Hf. 1 type or 2 types or more may be contained, but when it is contained, the total content is preferably 1% or less. More preferably, the total content is 0.5% or less.
  • the balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention comprises ferrite crystal grains in which fine carbides containing Ti having an average diameter of less than 6 nm are dispersed, and the ferrite crystal grains account for 95% or more in terms of area ratio.
  • the crystal grains have a structure in which TiN having an average size of 20 nm or more is dispersed.
  • Ferrite crystal grains occupying 95% or more of the area ratio with respect to the entire structure
  • it is effective to form the metal structure with ferrite crystal grains having a low dislocation density and excellent ductility.
  • the term “consisting of ferrite crystal grains” as used herein means that not only 100% of the metal structure is occupied by ferrite crystal grains, but also the desired characteristics are sufficiently obtained even when they are substantially occupied by ferrite crystal grains. It can be secured.
  • “Substantially occupied by ferrite crystal grains” means a metal structure in which ferrite crystal grains are 95% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure.
  • the area ratio is preferably 97% or more.
  • metal structure refers to a structure observed when observed at about 500 to 5000 times using an optical microscope or a scanning electron microscope.
  • examples of the structure other than the ferrite crystal grains include cementite, pearlite, bainite phase, martensite phase, retained austenite phase, and the like. Below, it is acceptable if it is preferably about 3% or less.
  • Average diameter of fine carbides containing Ti less than 6nm
  • the carbide containing Ti has a strong tendency to be a fine carbide having an extremely small average diameter, and the strength of the hot-rolled steel sheet can be increased by dispersing and precipitating such fine carbide in the ferrite crystal grains.
  • the fine carbide containing Ti From the viewpoint of increasing the strength, it is important to reduce the fine carbide containing Ti. In order to ensure the desired high strength (tensile strength: 590 MPa or more) in the present invention, it is sufficient that the average diameter of fine carbides containing Ti is 10 nm or less. However, due to the relatively coarse TiN that is dispersed and deposited to ensure excellent punchability, a slight decrease in stretch flangeability is inevitable, so Ti is included to compensate for this decrease in stretch flangeability. The average diameter of the fine carbide was set to less than 6 nm. This is in order to minimize the adverse effect of fine carbides (TiC, etc.) containing Ti on stretch flangeability.
  • the average diameter of fine carbides containing Ti (such as TiC)
  • the average diameter of the fine carbide containing Ti is 3 nm or less, the stretch flangeability is significantly improved. If the average diameter of the fine carbide containing Ti is less than 0.6 nm, the dislocation proceeds by bypassing the carbide containing Ti, and the desired high strength cannot be secured. For this reason, it is preferable that the average diameter of the carbide containing Ti is 0.6 nm or more.
  • Ti is an element that can be added at a relatively low cost, and fine carbide forming elements other than Ti, that is, among the selective elements, Mo, W, Nb, and V should not be added (content of an impurity level). This is preferable from the viewpoint of avoiding an increase in cost.
  • Average size of TiN 20nm or more Dispersing TiN is extremely important in the present invention.
  • Ti is contained and fine carbides containing Ti are dispersed and precipitated to increase the strength of the steel sheet.
  • TiN is also dispersed and precipitated by containing Ti. Conventionally, TiN has been attempted to suppress dispersion precipitation as a precipitate that reduces stretch flangeability.
  • TiN is actively used to improve punchability.
  • the average size of TiN was limited to 20 nm or more.
  • the relatively coarse TiN of 20 nm or more acts as a starting point for microvoids during punching.
  • the particle size exceeds 1 ⁇ m, TiN aggregates and the number of TiNs decreases, the number of microvoids at the time of punching processing decreases, the punched fracture surface becomes rough, and the punchability decreases.
  • the average size of TiN dispersed and precipitated was limited to 20 nm or more, preferably 1 ⁇ m or less. More preferably, it is 500 nm or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may form a plating film on the surface.
  • a plating film By forming a plating film on the surface of the steel sheet, the corrosion resistance of the hot-rolled steel sheet is improved, and a hot-rolled steel sheet suitable as a material for parts exposed to severe corrosive environments, for example, parts for automobile undercarriage parts.
  • the plating film include a hot dip galvanized film, an alloyed hot dip galvanized film, and an electroplated film.
  • the steel material having the above composition is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, then cooled and wound to obtain a hot rolled steel sheet.
  • a steel material (slab) made by continuous casting obtained by melting molten steel having the above composition and casting it by a continuous casting method is used as a starting material.
  • the method for melting molten steel is not particularly limited, and any conventional melting method such as a converter or an electric furnace can be applied.
  • the molten steel having the above composition is cast into a steel material (slab or the like) having a predetermined shape using a continuous casting method.
  • the present invention adjusts the drawing speed of the steel material (slab) immediately after casting, that is, the casting speed during continuous casting, and adjusts TiN to a desired size. .
  • the casting speed during continuous casting is limited to 5 m / min or less.
  • the casting speed exceeds 5 m / min, the average size of TiN becomes as fine as less than 20 nm, and the punchability improvement effect cannot be obtained.
  • the casting speed during continuous casting is limited to 5 m / min or less. It is preferably about 0.4 to 1.5 m / min.
  • the obtained continuously cast steel material (slab) is then subjected to hot rolling.
  • the steel material is reheated to a temperature of 1230 ° C. or higher in a heating furnace.
  • TiN can be controlled in size by depositing and growing at a high temperature of 1200 ° C or higher, so if it is reheated to a high temperature of 1230 ° C or higher, TiN is stably adjusted to a predetermined value or higher (20 nm or higher). can do.
  • the heating temperature is less than 1230 ° C., fine soot TiN may be present, and a sufficient punching effect improvement effect may not be obtained.
  • the heating temperature of the steel material is limited to 1230 ° C. or higher, preferably 1350 ° C. or lower.
  • the heated steel material is then subjected to hot rolling comprising rough rolling and finish rolling.
  • hot rolling starts at a temperature of 1200 ° C. or higher. That is, the start of rough rolling is 1200 ° C. or higher. If the rolling start temperature is lower than 1200 ° C., fine TiN is likely to occur due to strain-induced precipitation by rolling, and the punchability is lowered. For this reason, the hot rolling (rough rolling) start temperature is limited to 1200 ° C. or higher.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited as long as a rough rolling bar having a predetermined shape can be secured, and conditions other than the rolling start temperature are not particularly limited.
  • finish rolling is rolling with a finish rolling finishing temperature of 900 ° C. or higher.
  • the finish rolling finish temperature is less than 900 ° C., the ferrite grains tend to extend in the rolling direction, so that an opening is likely to be formed on the fracture surface after punching, and the punchability is lowered. For this reason, the finish rolling finish temperature was limited to 900 ° C. or higher.
  • the cooling after finishing rolling is not particularly limited, but is preferably 50 ° C./s or more at an average cooling rate up to 750 ° C. from the viewpoint of strength.
  • the cooling rate is an average of less than 50 ° C./s, it is difficult to substantially occupy the metal structure with ferrite crystal grains. For this reason, the average cooling rate is preferably 50 ° C./s or more.
  • the coiling temperature is less than 580 ° C., the structure exhibits a metal structure in which a bainite phase is mixed in a band shape in addition to the ferrite phase.
  • the winding temperature was limited to 580 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 650 degreeC or more.
  • the upper limit of the coiling temperature is preferably 750 ° C. or less from the viewpoint of strength.
  • a plating process for example, even if a hot dip galvanizing process is performed to form a hot dip galvanized film, or after the hot dip galvanizing process, an alloying process is further performed to form an alloyed hot dip galvanized film on the surface of the steel sheet. May be.
  • an electroplating treatment may be performed to form an electroplating film.
  • the molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and then continuously cast at the casting speed (drawing speed) shown in Table 2 to obtain a slab (steel material) having a thickness of 270 mm. Only steel 1O had a wall thickness of 80 mm.
  • rough rolling is started at the rolling start temperature shown in Table 2
  • finishing rolling is finished at the finishing rolling finishing temperature shown in Table 2
  • finish rolling is performed.
  • the steel sheet was cooled at the cooling rate shown in Table 2 and wound at the winding temperature shown in Table 2 to obtain a steel sheet (steel strip) having a thickness of 2.0 mm.
  • hot dip galvanizing treatment Dip in a 480 ° C galvanizing bath (0.1% Al-Zn bath) to form a hot-dip galvanized film with an adhesion amount of 45 g / m 2 and further alloying at 520 ° C for alloying and melting A galvanized steel sheet was obtained.
  • Test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, tensile test, and hole expansion test.
  • the test method was as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is mechanically polished, corroded with a nital liquid, and then a scanning electron microscope. The tissue was observed at (magnification: 3000 times) and imaged. Using the obtained structure photograph, the type of structure other than the ferrite phase and the ferrite phase, and the structure fraction (area ratio) thereof were determined by an image analysis apparatus.
  • the thin film for transmission electron microscope observation was produced from the obtained hot-rolled steel plate, and it observed with the transmission electron microscope, and calculated
  • carbonized_material containing Ti was 340000 times, observed 30 or more visual fields, and imaged.
  • image analysis using the obtained structure photograph the diameter of the fine carbide containing a total of 300 or more Ti was obtained by circular approximation, and those values were arithmetically averaged to include Ti in the steel sheet (test piece). The average diameter of fine carbides was used.
  • TiN was observed and imaged by 10 times or more at 1000 times, and the obtained tissue photograph was used to obtain the size of 30 or more TiN in total by image analysis. Since TiN is a cube or a rectangular parallelepiped, its size is the average of the length of one side in a cube and the longest and shortest sides in a rectangular parallelepiped, and the value is obtained as the size of each TiN. The arithmetic average was used as the average size of TiN in the steel sheet (test piece). (2) Tensile test From the obtained hot-rolled steel sheet, a JIS No.
  • the examples of the present invention are all high-strength hot-rolled steel sheets that have high tensile strength TS: 590 MPa or more, good stretch flangeability, and good punchability.
  • TS tensile strength
  • punching workability is lowered, or the stretch flange workability is lowered.

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Abstract

質量％で、Ｃ：0.010～0.055％、Ｎ：0.0020～0.0100％、Ti：0.055～0.12％を含み、Si、Mn、Alを適正量に調整して含む組成の溶鋼を、鋳造速度：５m/min以下の連続鋳造法で鋼素材(スラブ)とし、該鋼素材を1230℃以上の温度に加熱したのち、該鋼素材に、1200℃以上の温度で粗圧延を開始し、粗圧延と、900℃以上で圧延を終了する仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、冷却し、580℃以上の巻取り温度で巻き取り熱延鋼板とする。これにより、フェライト結晶粒内に、平均径：６nm未満のTi炭化物が分散し、フェライト結晶粒が面積率で95％以上を占める金属組織とし、該フェライト結晶粒からなる金属組織中に平均サイズ：20nm以上のTiNが分散析出した組織を有し、TS：590～750MPaの高強度と、優れた打抜き性と伸びフランジ加工性を兼備する高張力熱延鋼板となる。

Description

高張力熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、配電盤や建築用などの構造用部材として好適な、引張強さTSが590～750MPaの高強度を有する伸びフランジ加工性（stretch flangeability）に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに打抜き性（punchability）の向上に関する。
　近年、自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO2排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であるが、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、素材を薄肉化すれば、自動車車体としての強度を低下することなく、車体の軽量化が達成できる。たとえば、自動車の足回り部品（chassis as suspension）用鋼板の高強度化は、自動車車体の大幅な軽量化に繋がり、自動車の燃費向上に極めて有効な手段となる。このようなことから、最近では、これらの部品用素材に対し、高強度化の要望が非常に強くなっている。また、その他の構造部材についても軽量化のために高強度化の要望が強くなってきている。
　鋼板の高強度化に伴い、加工性、特に伸びフランジ加工性が劣化することから、高強度化し、伸びフランジ加工性を向上させるための各種技術が提案されてきた。そのなかでも、金属組織を実質的にフェライト相単相とし、フェライト相の粒内に微細炭化物を析出させた組織を用いる技術は、高強度と優れた伸びフランジ加工性とを兼備させるために有用な技術であることが知られている。
　実質的にフェライト相単相の金属組織を有し、伸びフランジ加工性に優れた高張力鋼板としては、例えば、特許文献１には、伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板が提案されている。特許文献１に記載された技術は、wt％で、Ｃ：0.01～0.10％、Si：1.5％以下、Mn：1.0超～2.5％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.008％以下、Al：0.01～0.08％、Ti，Nbの１種又は２種の合計：0.10～0.60％を含む組成と、フェライト量が面積率で95％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が2.0～10.0μm で、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含まない組織とを有し、引張強さが490MPa以上で、伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板である。特許文献１に記載された技術では、Mn含有量を1.0％超～2.5％とすることにより、鋼板強度が向上するとともに微細フェライト粒が得られ、高強度化が達成できるとしている。また、特許文献１に記載された技術では、疲労強度も向上するとしている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.01～0.1％、Ｓ：0.03％以下、Ｎ：0.005％以下、Ti：0.05～0.5％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～2％、Ｐ：0.1％以下、Al：0.005～1.0％を含み、さらに（Ti－48/12Ｃ－48/14Ｎ－48/32Ｓ）が０％以上を満たす範囲でTiを含有する組成と、鋼中の粒子で５nm以上のTiを含む析出物の平均サイズが10１～10３nmで、最小間隔が10１ nm超10４ nm以下である、引張強さが640MPa以上でバーリング（burring）加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板が提案されている。
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：0.02～0.08％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Ti：0.03～0.06％%を含有し、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.5％以下、Ｎ：0.009％以下に制限し、更に、Nb、Mo、Ｖの含有量の合計を0.01％以下に制限し、Ti/Ｃ：0.375～1.6であり、結晶粒内のTiC析出物の平均直径が0.8～3nmで、平均個数密度が1×1017個/cm３で、引張強度が540～650MPaである省合金型高強度熱延鋼板が提案されている。
日本国特開2000－328186号公報 日本国特開2002－161340号公報 日本国特開2011－26690号公報
　鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工によって成形される。鋼板は、プレス成形に先立ち、ブランクと呼ばれる成形に適した形状に打ち抜かれる。打抜きに際しては、打抜き端面の性状が乱れないことが重要とされる。打抜き端面は、剪断面（shear surface）と破断面（fracture surface）に分けられるが、「打抜き端面が乱れる」とは、特に破断面の性状が粗くなることをいう。そして、「破断面の性状が粗くなる」とは、破断面で大きな開口が生じる場合や、剪断面部分と破断面部分とが剥離するように分かれる場合や、破断面が異常に剪断面に対して傾いている場合をいう。破断面での開口や剪断面部分と破断面部分とが剥離するような開口が存在することは、引続き行われるプレス成形の際に、割れの原因となるとともに、部品の外観や耐食性を劣化させる。また、破断面が剪断面に対して傾くことは、ブランクの寸法精度を劣化させ、最終製品（部品）の寸法精度を低下させる原因となる。
　特許文献１、特許文献２、特許文献３のいずれにも打抜き性についての記載はなく、打抜き性については、現在まで、あまり詳細な検討は行われてこなかった。
本発明者らの検討によれば特許文献１に記載された技術では、鋼板のMn含有量が高いため、鋼板中にMnが偏析した箇所（Mn偏析部）が多数存在し、打抜きの際に、このMn偏析部から割れが生じやすくなる。そのため、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板における打抜き端面破断面の性状は良好であるとはいい難い。
また、特許文献２に記載された技術では、Tiを所定量含有し、Ti炭化物を形成することにより、固溶Ｃの低減を図っている。しかし、本発明者らの検討によれば、次のような問題があった。Ｃに対して過剰のTiを含有させると、Ti炭化物が粗大化（coarsening）し易く、590MPa以上の引張強さを安定的に得られない。そしてまた、TiによりＣが完全に固定されるため、粗大なセメンタイトが生成しなくなり、打抜き時にマイクロボイドが発生しにくくなる。このために、打抜き端面では一つのマイクロボイドが大きく成長しやすくなり、剪断面と破断面の境界近傍で1つのマイクロボイドの成長で開口が生じやすくなる。また、破断面の剪断面に対する傾き角度も大きくなり、ブランクの寸法精度が低下する。そのため、特許文献２に記載された技術で製造された熱延鋼板は、打抜き性に優れた熱延鋼板であるとはいい難い。
また、特許文献３に記載された技術では、実施例にも示されているように、得られる鋼板の引張強さは540～650MPaの範囲であり、引張強さが590MPa 未満である場合もあり、優れた打抜き性と伸びフランジ加工性を保持しながら、引張強さ590MPa以上を安定して確保できるまでの高強度化を確保できるまでに至っていないという問題があった。
　本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、自動車部品用の素材として好適な、引張強さTS：590MPa以上750MPa以下の高強度を有し、優れた打抜き性と優れた伸びフランジ加工性とを兼備する高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、伸びフランジ加工性と打抜き性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。
材料（鋼板）をポンチで所定形状に打抜く際には、まず、材料（鋼板）にめり込んだポンチの先端近傍で、材料（鋼板）内にマイクロボイドが多数発生する。そして、それらが連結、合体して、大きな亀裂に成長する。成長した亀裂が板厚方向に材料（鋼板）を貫通して、打抜きが完了する。このときに、ボイドの起点となるのは、主として材料（鋼板）中に分散して存在する粗大な介在物や析出物である。しかし、介在物や析出物が材料（鋼板）中に分散して存在すれば、その析出物や介在物が破壊の起点となり、伸びフランジ加工性が低下する。このようなことから、従来から、伸びフランジ加工性と打抜き性とは両立しがたいものであると考えられていた。
そこで、本発明者らは、高強度化したうえで、打抜き性と伸びフランジ加工性とを両立すべく、更なる検討を鋭意行った。その結果、6nm未満の微細なTiを含む炭化物をフェライト結晶粒内に分散し、このフェライト結晶粒が金属組織の面積率で95%以上を占め、さらに、Ti窒化物、それも比較的粗大なTi窒化物をフェライト結晶粒からなる金属組織中に分散させることを思い付いた。Ti窒化物はフェライト結晶粒に比べて硬質であり、打抜き時のマイクロボイド形成の起点になり、しかも20nm以上の比較的粗大なTi窒化物とすれば、Ti窒化物の分散が疎になるために伸びフランジ加工性には顕著な悪影響を及ぼさないことを突き止めた。
伸びフランジ加工性を向上させるためには、まず、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で500～5000倍程度で観察される金属組織を転位密度が低いフェライト結晶粒で占める必要があり、そして、この個々のフェライト結晶粒中に、大きさ6nm未満の微細なTiを含む炭化物を密に分散析出させて析出強化すれば、所望の高強度を確保できる。さらにフェライト結晶粒からなる金属組織中に、20nm以上の大きさのTiNを疎に分散させることにより、所望の高強度と優れた伸びフランジ加工性を維持しつつ、新たに打抜き性が向上することを見出した。
　本発明は上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.010～0.055％、Si：0.1％以下、Mn：0.6％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0020～0.0100％、Al：0.1％以下、Ti：0.055～0.12％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均径が6nm未満であるTiを含む微細炭化物がフェライト結晶粒内に分散し、該フェライト結晶粒が金属組織の95％以上の面積を占め、該フェライト結晶粒からなる金属組織中に平均サイズが20nm以上であるTiNが分散した組織と、を有する引張強さTS：590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％でＢ：0.0035％以下を含有する高張力熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を合計で、1％以下含有する高張力熱延鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、鋼板表面にめっき皮膜を有する高張力熱延鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.010～0.055％、Si：0.1％以下、Mn：0.6％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0020～0.0100％、Al：0.1％以下、Ti：0.055～0.12％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼を、鋳造速度：５m/min以下の連続鋳造法で鋼素材とした後、該鋼素材に、加熱温度：1230℃以上に加熱したのち、圧延開始温度：1200℃以上とする粗圧延と、圧延終了温度：900℃以上とする仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、ついで冷却し、巻取り温度（coiling temperature）：580℃以上で巻き取ることを特徴とする、引張強さTS：590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％でＢ：0.0035％以下を含有する高張力熱延鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する高張力熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、配電盤や建築用などの構造用部材として好適な、引張強さTS：590～750MPaの高強度を有し、且つ優れた打抜き性と優れた伸びフランジ加工性とを兼備する高張力熱延鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
打抜き端面の性状と開口長さの測定方法を示す説明図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
本発明熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：0.010～0.055％、Si：0.1％以下、Mn：0.6％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0020～0.0100％、Al：0.1％以下、Ti：0.055～0.12％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。まず、本発明熱延鋼板の組成限定の理由について説明する。なお、以下、質量％は、特に断らない限り％で記す。
　Ｃ：0.010～0.055％
Ｃは、微細炭化物を形成し、鋼板の強度を増加する作用を有する。所望の引張強さである590MPa以上の高強度を確保するためには、0.010％以上の含有を必要とする。0.010％未満では、590MPa級の引張強さを得るための微細炭化物を確保することができない。一方、0.055％を超える含有は、強度が増加しすぎるうえ、パーライトが形成されやすくする。パーライトは伸びフランジ加工時にボイドの起点となるため、パーライトの形成は、伸びフランジ加工性を低下させる要因となる。このため、Ｃは0.010～0.055％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.04～0.06％、より好ましくは0.04～0.05％である。
　Si：0.1％以下
Siを、0.1％を超えて含有すると、Siの偏析により打抜き性が劣化しやすくなるとともに、伸びフランジ性が低下することから、Siは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。Si含有量はゼロであっても問題ない。
　Mn：0.6％以下
Mnを、0.6％を超えて含有すると、Mnの偏析が生じやすくなる。Mnが偏析した箇所、Mn偏析部（ミクロ偏析）では、打抜き時に偏析に沿って開口が生じやすく、そのため、打抜き性が低下する。このようなことから、Mnは0.6％以下に限定した。なお、好ましくは0.5％以下である。Mn含有量はゼロであっても問題ない。
　Ｐ：0.025％以下
Ｐを、0.025％を超えて多量に含有すると偏析が顕著になり、偏析に沿って開口が生じやすくなり、打抜き性が低下する。本発明では、偏析を抑制する観点から、できるだけ低減することが好ましい。このようなことから、Ｐは0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.020％以下である。P含有量はゼロであっても問題ない。
　Ｓ：0.02％以下
Ｓは、Mn、Tiを含有する本発明では、Tiと結合してTiSを、Mnと結合してMnSを形成する。これらの硫化物は、フェライト粒界に析出して伸びフランジ加工性を低下させる。このため、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下であり、さらに好ましくは0.001％以下である。S含有量はゼロであっても問題ない。
　Ｎ：0.0020～0.0100％
Ｎは、本発明では重要な元素で、Tiと結合して硬質なTiNを形成し、打抜き時にマイクロボイド形成の起点となり、打抜き破断面の粗さを低減し、打抜き性を向上させる。Ｎ量が0.0020%未満では、TiN量が少なくなり、打抜き時のマイクロボイド形成の起点が少なくなって打抜き破断面が粗くなり、打抜き性が低下する。一方、0.0100％を超えて多くなると、TiNが凝集し、粗大化するため、伸びフランジ加工性が低下するとともに、打抜き性をも逆に低下させる。このため、Ｎは0.0020～0.0100％の範囲に限定した。
　Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて過剰に含有すると、脱酸生成物（aluminium oxide）が凝集し、粗大化するため、伸びフランジ加工性、打抜き性がともに低下する。このため、Alは0.1％以下に限定した。
　Ti：0.055～0.12％
Tiは、本発明において最も重要な元素である。Tiは微細な炭化物を形成することにより、優れた伸びフランジ加工性を維持しつつ、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、0.055％以上の含有を必要とする。Tiが0.055％未満では、所望の高強度を確保できない。一方、0.12％を超えて多量に含有すると、590MPa級を超えて強度が高くなり、590MPa級として期待される伸びフランジ加工性が低下する。このため、Tiは0.055～0.12％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.065～0.095％である。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本組成に加えて選択元素として、Ｂ：0.0035％以下、および／または、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのうちの１種または２種以上を合計で１％以下、を、必要に応じて選択して含有できる。
　Ｂ：0.0035％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して、圧延後のフェライト変態を遅延させ、Tiを含む炭化物を微細化する元素であり、このような効果を得るためには、0.0010％以上含有することが望ましい。一方、0.0035％を超えて含有すると、Fe２３（CB）６が析出し、打抜き性が低下する。このため、含有する場合には、Ｂは0.0035％以下に限定することが好ましい。
　上記した成分に加えて、本発明では、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのうちの１種または２種以上を含有してもよいが、含有する場合には合計で１％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは合計で0.5％以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
　本発明熱延鋼板は、上記した組成に加えて、平均径が6nm未満であるTiを含む微細炭化物が分散したフェライト結晶粒と、該フェライト結晶粒が面積率で95%以上を占め、該フェライト結晶粒中に平均サイズが20nm以上であるTiNが分散した組織を有する。
　つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定の理由を説明する。
組織全体に対する面積率で95％以上を占めるフェライト結晶粒
　優れた伸びフランジ加工性を確保するためには、金属組織を転位密度の低い延性に優れたフェライト結晶粒で構成することが有効である。ここでいう「フェライト結晶粒で構成する」とは、金属組織の100％がフェライト結晶粒で占められるだけでなく、実質的にフェライト結晶粒で占められる場合であっても十分に所望の特性を確保できる。「実質的にフェライト結晶粒で占められる場合」とは、フェライト結晶粒が組織全体に対する面積率で95％以上である金属組織をいうものとする。なお、好ましくは面積率で97％以上である。ここでいう「金属組織」とは、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いて500～5000倍程度で観察したときに認められる組織を指す。
なお、本発明の熱延鋼板において、フェライト結晶粒以外の組織としては、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相等が挙げられ、これらの合計は組織全体に対する面積率で５％程度以下、好ましくは３％程度以下であれば許容される。
Tiを含む微細炭化物の平均径：6nm未満
Tiを含む炭化物は、その平均径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強く、このような微細炭化物をフェライト結晶粒内に分散析出させることにより熱延鋼板の高強度化を図ることができる。
高強度化の観点からは、Ti を含む微細炭化物を小さくすることが重要となる。本発明における所望の高強度（引張強さ：590MPa以上）を確保するためには、Ti を含む微細炭化物の平均径を10nm以下とすれば、十分である。しかし、優れた打抜き性を確保するために分散析出させる比較的粗大なTiNにより、多少の伸びフランジ加工性の低下が避けられないため、この伸びフランジ加工性の低下を補う目的で、Tiを含む微細炭化物の平均径を6nm未満とした。これは、Tiを含む微細炭化物（TiC等）の伸びフランジ性への悪影響をできるだけ少なくしておくためである。Tiを含む微細炭化物（TiC等）の平均径を小さく限定することにより、Ti窒化物による伸びフランジ加工性の低下を十分に防止できる。なお、Tiを含む微細炭化物の平均径を3nm以下とすると、伸びフランジ加工性の向上が顕著となる。Tiを含む微細炭化物の平均径が0.6nmを下回ると転位がTiを含む炭化物を迂回して進むようになり、所望の高強度を確保できなくなる。このため、Tiを含む炭化物の平均径は0.6nm以上とすることが好ましい。なお、Tiは比較的安価に添加できる元素であり、Ti以外の微細炭化物形成元素、すなわち前記選択元素のうち、Mo、W、Nb、Vは無添加（不純物程度の含有量）とすることがコストアップを回避する観点から好ましい。
TiNの平均サイズ：20nm以上
TiNを分散させることは、本発明ではきわめて重要である。本発明では、Tiを含有させ、Tiを含む微細炭化物を分散析出させて、鋼板の高強度化を図っているが、Tiの含有により、TiNも分散析出する。従来、TiNは、伸びフランジ加工性を低下させる析出物として、分散析出を抑制することが試みられてきた。しかし、本発明では、TiNを打抜き性向上のために、積極的に利用する。打抜き性を向上させるため、TiNの平均サイズを20nm以上に限定した。20nm以上と、比較的粗大なTiNは、打抜き加工時のマイクロボイドの起点として作用する。一方、1μmを超えて粗大化すると、TiNが凝集してTiNの個数が減少し、打抜き加工時のマイクロボイドの起点が少なくなり、打抜き破断面が粗くなり、打抜き性が低下する。このため、分散析出したTiNの平均サイズは、20nm以上、好ましくは１μm以下に限定した。なお、より好ましくは500nm以下である。
　また、本発明熱延鋼板は、表面にめっき皮膜を形成してもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境に晒される部品、例えば自動車の足回り部品の素材用として好適な熱延鋼板となる。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気めっき皮膜等が挙げられる。
　次に、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する鋼素材に、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、ついで冷却し、巻き取って、熱延鋼板とする。
　本発明の製造方法では、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法で鋳造して得られた連続鋳造製の鋼素材（スラブ）を出発素材として使用する。
本発明では、溶鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等の常用の溶製方法がいずれも適用できる。溶製された上記組成を有する溶鋼は、連続鋳造法を用いて、所定形状の鋼素材（スラブ等）に鋳造される。
本発明では、打抜き性向上のために、TiN の大きさを所定の平均サイズ以上となるように、調整する必要がある。TiNは主として1200℃以上の高温で析出するため、本発明では、鋳込み直後の鋼素材（スラブ）の引抜き速度、すなわち、連続鋳造時の鋳造速度を調整し、TiNを所望の大きさに調整する。本発明では、連続鋳造時の鋳造速度を５m/min以下に限定する。鋳造速度が５m/minを超えて速くなると、TiNの平均サイズが20nm未満と微細となり、打抜き性改善効果が得られない。このようなことから、連続鋳造時の鋳造速度を５m/min以下に限定した。なお、好ましくは0.4～1.5m/min程度である。
　得られた連続鋳造製鋼素材（スラブ）は、ついで、熱間圧延を施される。熱間圧延を施すにあたり、鋼素材は、加熱炉で1230℃以上の温度に再加熱される。TiNは、1200℃以上の高温で析出、成長させることで大きさを制御できることから、1230℃以上の高温に再加熱すれば、安定してTiNを所定値以上（20nm以上）の大きさに調整することができる。加熱温度が1230℃未満では、微細な TiNが存在する場合があり、十分な打抜き性向上効果が得られない場合がある。なお、1350℃を超える高温に加熱すると、TiNが異常に粗大化して、伸びフランジ加工性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は、1230℃以上、好ましくは1350℃以下に限定した。
　加熱された鋼素材は、ついで、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。本発明では、熱間圧延は1200℃以上の温度で開始する。すなわち、粗圧延の開始は1200℃以上とする。圧延開始温度が1200℃未満と低くなると、圧延による歪み誘起析出で微細TiNが生じやすくなり打抜き性が低下する。このため、熱間圧延（粗圧延）開始温度は1200℃以上に限定した。
粗圧延の条件は、所定形状の粗圧延バーを確保できればよく、圧延開始温度以外の条件はとくに限定する必要はない。
　粗圧延終了後、ついで仕上圧延を施す。
仕上圧延は、仕上圧延終了温度を900℃以上とする圧延とする。仕上圧延終了温度が900℃未満では、フェライト粒が圧延方向に伸展しやすく、そのため、打抜き後の破断面に開口が生じやすく、打抜き性が低下する。このようなことから、仕上圧延終了温度を900℃以上に限定した。
　仕上圧延終了後、冷却し、580℃以上の巻取り温度で巻き取る。
仕上圧延終了後の冷却は、とくに限定する必要はないが、750℃までの平均冷却速度で50℃/ｓ以上とすることが、強度の観点から好ましい。冷却速度が平均で、50℃/ｓ未満では、金属組織を実質的にフェライト結晶粒で占めることが難しくなる。このようなことから、平均冷却速度は、好ましくは50℃/ｓ以上とすることが好ましい。
巻取り温度が580℃未満では、組織が、フェライト相に加えて、帯状にベイナイト相が混在した金属組織を呈するようになる。このような帯状のベイナイト相が混在すると、打抜き面で開口が生じやすくなり、打抜き性が低下する。このため、巻取り温度は580℃以上に限定した。なお、好ましくは650℃以上である。また、巻取り温度の上限は、強度の観点から好ましくは750℃以下である。
　なお、以上のようにして製造された熱延鋼板に対し、めっき処理により、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。めっき処理として、例えば、溶融亜鉛めっき処理を施し溶融亜鉛めっき皮膜を形成しても、或いは溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成してもよい。また、電気めっき処理を施して電気めっき皮膜を形成してもよい。
　以下、実施例に基づいてさらに、本発明について詳細に説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を、転炉により溶製したのち、表２に示す鋳造速度（引抜き速度）で連続鋳造して、肉厚270mmのスラブ（鋼素材）とした。なお、鋼1Ｏのみ肉厚80mmとした。ついで、これらのスラブを、表２に示す加熱温度に加熱した後、表２に示す圧延開始温度で粗圧延を開始し、ついで表２に示す仕上圧延終了温度で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、表２に示す冷却速度で冷却し、表２に示す巻取り温度で巻取り、板厚：2.0mmの熱延鋼板（steel sheet）（鋼帯（steel strip））とした。なお、一部の熱延鋼板(鋼板No.8,No.9,No.31,No.32,No.33)については、酸洗して表層のスケールを除去したのち、溶融亜鉛めっき処理（480℃の亜鉛めっき浴（0.1％Al－Zn浴）中に浸漬）を施し、付着量：45g/m２の溶融亜鉛めっき皮膜を形成し、さらに520℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
　得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を行った。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向と平行な断面（Ｌ断面）を機械研磨し、ナイタール（nital）液で腐食したのち、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織観察を行い、撮像した。得られた組織写真を用いて、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、およびそれらの組織分率（面積率）を求めた。
また、得られた熱延鋼板から透過型電子顕微鏡観察用薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡で観察し、Tiを含む微細炭化物の平均径およびTiNの平均サイズを求めた。なお、Tiを含む微細炭化物の粒子径は、340000倍で30視野以上観察し撮像した。得られた組織写真を用い画像解析により、合計で300個以上のTiを含む微細炭化物について、円近似で直径をもとめ、それらの値を算術平均して、その鋼板（試験片）におけるTiを含む微細炭化物の平均径とした。
また、TiNのサイズは、1000倍で10視野以上観察し撮像し、得られた組織写真を用い、画像解析により、合計で30個以上のTiNについてサイズを求めた。TiNは立方体又は直方体であることから、そのサイズを立方体では1辺の長さ、直方体では一番長い辺と短い辺を算術平均し、その値を個々のTiNのサイズとして求め、それらの値を算術平均して、その鋼板（試験片）におけるTiNの平均サイズとした。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対し直角方向を引張方向とするJIS ５号引張試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。
（３）打抜き性試験
得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：50mm×50mm）を採取し、30mmφの円筒ポンチで打ち抜いた。なお、クリアランスは25％として打抜いた。打抜き後に、試験片の打抜き破面を観察し、破断面の開口部長さを測定した。開口部長さは、次のようにして算出した（図１参照）。
開口部の両端と打抜き穴部の中心を結ぶ扇形を描き、その中心角θi（rad.）を測定する。得られた中心角の合計θ
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
と扇形の半径r(15mm)との積rθを求め、開口部の長さとした。なお、開口部長さが10mm以下である場合を打抜き加工性が良好であると評価した。
（４）穴拡げ試験
得られた鋼板から、穴拡げ試験片（大きさ：130mm×130mm）を採取し、穴拡げ試験片にポンチにより初期直径do（10mmφ）の穴を打抜き加工で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。試験は、打抜き加工で形成された穴に、頂角：60゜の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板（試験片）を貫通したときの穴の径dを測定し、次式で定義される穴拡げ率λ（％）を算出した。
穴拡げ率λ（%）＝{（d－do）／do}×100
穴拡げ率λが100％以上である場合を伸びフランジ性に優れたと評価した。
得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、良好な伸びフランジ性、および良好な打抜き性を兼備した高張力熱延鋼板である。一方、本発明の範囲から外れる比較例は、所望の高強度が確保できていないか、或いは打抜き加工性が低下しているか、或いは伸びフランジ加工性が低下している。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：0.010～0.055％、       　　Si：0.1％以下、
    Mn：0.6％以下、　　　　　　　　 Ｐ：0.025％以下、
    Ｓ：0.02％以下、　　 　　　　　 Ｎ：0.0020～0.0100％、
    Al：0.1％以下、　　　       　 Ti：0.055～0.12％
    を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、平均径が6nm未満であるTiを含む微細炭化物がフェライト結晶粒内に分散し、該フェライト結晶粒が金属組織の95％以上の面積を占めており、該フェライト結晶粒からなる金属組織中に平均サイズが20nm以上であるTiNが分散した組織と、を有する引張強さTS：590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板。
  2. 前記組成に加えてさらに、質量％でＢ：0.0035％以下を含有する請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を合計で、1％以下含有する請求項１または２に高張力熱延鋼板。
  4. 鋼板表面にめっき皮膜を有する請求項１ないし３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
  5. 質量％で、
    Ｃ：0.010～0.055％、　      　　Si：0.1％以下、
    Mn：0.6％以下、　　　　　　　　 Ｐ：0.025％以下、
    Ｓ：0.02％以下、　　 　　　　　 Ｎ：0.0020～0.0100％、
    Al：0.1％以下、　　　       　 Ti：0.055～0.12％
    を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼を、鋳造速度：５m/min以下の連続鋳造法で鋼素材とした後、該鋼素材に、加熱温度：1230℃以上に加熱したのち、圧延開始温度：1200℃以上とする粗圧延と、圧延終了温度：900℃以上とする仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、ついで冷却し、巻取り温度：580℃以上で巻き取る、引張強さTS：590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板の製造方法。
  6. 前記組成に加えてさらに、質量％でＢ：0.0035％以下を含有する請求項５に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
  7. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、Ｗ、Nb、Pb、Ta、REM、Ｖ、Cs、Zr、Hfのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する請求項５または６に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
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