WO2015118864A1 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2015118864A1
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less
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rolled steel
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田中　孝明
太郎 木津
力 上
和也 伊吹
山本　徹夫
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention is a high-strength hot-rolled steel sheet suitable for structural steel materials such as parts for transportation machinery including automobiles and building steel, and has a tensile strength (TS) of 590 MPa or more.
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and small anisotropy in tensile strength and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 relates to a hot-rolled steel sheet in which the steel sheet composition 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 to 0.08%, including one or two of Ti and Nb: 0.10 to 0.60%
  • a technology that does not include the organization has been proposed.
  • Patent Document 1 recrystallization during hot rolling is suppressed by setting the total content of one or two of Ti and Nb to 0.10 to 0.60%, and the Mn content is further increased. As a result of suppressing the coarsening of the ferrite grains by adjusting to more than 1.0% to 2.5%, fine ferrite grains are obtained, and a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 490 MPa or more is obtained without impairing stretch flangeability. It is stated that
  • Patent Document 2 relates to a hot-rolled steel sheet in which the steel sheet composition is C: 0.01 to 0.1% in mass%, S: 0.03% or less, N: 0.005% or less, Ti: 0.00.
  • a technique has been proposed in which the average size of precipitates containing Ti of 5 nm or more among the particles therein is 10 1 to 10 3 nm and the minimum interval is more than 10 1 nm and not more than 10 4 nm.
  • Patent Document 2 provides a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 640 MPa or more excellent in burring workability and fatigue characteristics by defining the average size and minimum interval of precipitates containing Ti of 5 nm or more as described above. It is stated that
  • Patent Document 3 relates to a hot-rolled steel sheet, with ferrite or bainite being the phase with the largest volume fraction, optionally containing martensite or residual austenite with a volume fraction of 1% to 25%, and at least 1/2.
  • the average value of the X-ray random intensity ratios of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> to ⁇ 223 ⁇ ⁇ 110> orientation groups on the plate thickness in the plate thickness is 2.5 or more, and ⁇ 554 ⁇ ⁇ 225>, ⁇ 111 ⁇ ⁇
  • the average value of the X-ray random intensity ratios of the three crystal orientations 112> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> is 3.5 or less, and at least one of the r value in the rolling direction and the r value in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • a technique has been proposed in which one is 0.7 or less, the uniform elongation anisotropy ⁇ uE1 is 4% or less, and the local elongation anisotropy ⁇ LE1 is less than or equal to.
  • Patent Document 3 a specific texture as described above, and by defining ⁇ uEl and ⁇ LEl, a highly workable and high strength hot rolled steel sheet having low shape anisotropy and low anisotropy can be obtained. Are listed.
  • the technique proposed in Patent Document 1 it is necessary to add more than 1.0% of Mn to the steel sheet, so that segregation of Mn inevitably occurs in the steel sheet.
  • the strength of the Mn segregation part is significantly higher than the strength of the non-segregation part.
  • the technique proposed in Patent Document 1 contains one or two of Ti and Nb in a total amount of 0.10 to 0.60% to suppress recrystallization in the hot rolling process. The strength of the steel sheet and stretch flangeability are ensured.
  • carbide is formed by containing Ti in a range satisfying (Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S) ⁇ 0%, and solid solution C is reduced.
  • Ti-48 / 12C-48 / 14N-48 / 32S solid solution C
  • the technique proposed in Patent Document 2 has a problem that the stability of the steel sheet strength with respect to fluctuations in manufacturing conditions (mainly winding temperature) is significantly reduced.
  • the present invention advantageously solves the problems of the prior art and is suitable as a material for automobile parts.
  • Tensile strength (TS) High strength of 590 MPa or more, excellent stretch flangeability, and tensile strength
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a small anisotropy and a method for producing the same.
  • the tensile strength of C direction is represented.
  • the present inventors focused on hot-rolled steel sheets having a ferrite single-phase structure with good workability, and increased the strength of the hot-rolled steel sheets while maintaining excellent workability.
  • the method for reducing the anisotropy of the thickness was studied earnestly.
  • the present inventors observed the structure of the hot-rolled steel sheet to which Mn and Si were added, and conducted a thorough investigation on the relationship between the Mn and Si contents and stretch flangeability.
  • Mn and Si are included in excess of 1.5% in total, segregation inevitably exists in the central portion of the plate thickness, and changes in the hardness and shape of the structure due to segregation cause elongation of the steel sheet.
  • the knowledge that it has a bad influence on flangeability was obtained.
  • the influence of the segregated structure can be suppressed by setting the contents of Mn and Si to a predetermined amount or less, specifically, the Si content to 0.30% or less and the Mn content to 1.00% or less. Obtained knowledge.
  • the present inventors have developed an anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet while combining excellent stretch flangeability and high strength by means of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening with Si and Mn. It was judged that it was extremely difficult to reduce the size.
  • an attempt was made to utilize precipitation strengthening by carbides of Ti and Nb while reducing the amount of Si and Mn added.
  • the present inventors have further investigated and sought a means for making the ferrite grains after hot rolling equiaxed even when a sufficient amount of carbide forming elements is added to obtain a desired steel plate strength.
  • Nb is used as the carbide forming element
  • Ti is used as the carbide forming element
  • the addition amount of Si and Mn is reduced to a predetermined amount or less.
  • the ferrite grains become equiaxed or nearly equiaxed, while maintaining desired strength and excellent stretch flangeability.
  • the inventors have found that the anisotropy of tensile strength can be suppressed.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • C more than 0.010% and 0.070% or less
  • Si 0.30% or less
  • Mn more than 0.30% and 1.00% or less
  • P 0.030% or less
  • S 0.030% or less
  • Al 0.10% or less
  • N 0.0100% or less
  • Ti 0.050% or more and 0.120% or less
  • Nb and B which are impurity elements are contained in mass%.
  • Nb 0.005% or less
  • B 0.0005% or less
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities
  • the area ratio of the ferrite phase is 95% or more
  • the ferrite phase The crystal grains have an average aspect ratio of 3.0 or less
  • carbides containing Ti are finely precipitated in the ferrite phase grains, and the carbide has an average particle diameter of less than 10 nm.
  • High-strength hot-rolled steel characterized by having a thickness of 590 MPa or more .
  • in addition to the composition in addition to REM, Zr, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, A high-strength hot-rolled steel sheet containing 1.0% or less in total of one or more selected from Mg, Ca, Co, Se, Zn, and Cs.
  • a steel material having the composition according to any one of [1] to [3] is heated to an austenite single-phase region, hot-rolled, cooled, wound, hot-rolled steel sheet and In doing so, in the finish rolling of the hot rolling, rolling at a rolling reduction rate of 15% or more in a temperature range of 900 ° C. or more and 1100 ° C. or less is performed three or more times, the finish rolling temperature is set to 860 ° C. or more, The cooling is started after being held for 0.3 s or more in a temperature range of 850 ° C.
  • the average cooling rate from 850 ° C. to 750 ° C. of the cooling is 30 ° C./s or more, and the winding temperature of the winding is 580
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet characterized by having a temperature of from °C to 750 °C.
  • the tensile strength (TS) suitable for structural steel materials such as parts for transportation machinery including automobiles and construction steel materials, has a high strength of 590 MPa or more and excellent workability, and A high-strength hot-rolled steel sheet with a small tensile strength anisotropy is obtained.
  • this invention enables the further use expansion
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the average aspect ratio of the ferrite phase and the anisotropy of tensile strength ( ⁇ TS).
  • % which represents the following component composition shall mean the mass% (mass%) unless there is particular notice.
  • C more than 0.010% and 0.070% or less C is an essential element for forming carbide containing Ti in the steel sheet and increasing the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the C content is 0.010% or less, a carbide precipitation amount sufficient to make the tensile strength of the steel sheet 590 MPa or more cannot be obtained, and a tensile strength of 590 MPa or more cannot be obtained.
  • the C content exceeds 0.070%, pearlite is easily generated, and the stretch flangeability of the steel sheet is deteriorated. Therefore, the C content is more than 0.010% and 0.070% or less. Preferably, it is 0.020% or more and 0.060% or less.
  • Si 0.30% or less Si is normally positively contained in a high-strength steel sheet as an effective element for improving the steel sheet strength without reducing ductility (elongation).
  • Si is an element that promotes Mn segregation at the center of the plate thickness to be avoided in the hot-rolled steel sheet of the present invention and also segregates Si itself. Therefore, in the present invention, the Si content is limited to 0.30% or less for the purpose of suppressing the Mn segregation and suppressing the segregation of Si. Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • Mn more than 0.30% and 1.00% or less
  • Mn is a solid solution strengthening element, and is actively contained in a normal high-strength steel sheet like Si.
  • the Mn content is limited to 1.00% or less for the purpose of suppressing the Mn segregation. Preferably it is 0.90% or less.
  • the Mn content is more than 0.30%. Preferably it is more than 0.35%.
  • P 0.030% or less
  • P is a harmful element that segregates at grain boundaries to reduce the elongation of the steel sheet and induces cracks during processing. Therefore, the P content is 0.03% or less.
  • S 0.030% or less S is present in the steel as MnS or TiS.
  • MnS and TiS promote the generation of voids during the punching process of hot-rolled steel sheets, and further serve as a starting point for the generation of voids during the processing, thereby reducing the stretch flangeability of the steel sheet. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and set it to 0.030% or less. Preferably it is 0.010% or less.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more of Al. However, when the Al content exceeds 0.10%, Al remains as an Al oxide in the steel sheet, and the Al oxide tends to agglomerate and become coarse, which causes the stretch flangeability of the steel sheet to deteriorate. . Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less.
  • N 0.0100% or less Since N is present as TiN in the steel, if the N content increases, the amount of Ti that contributes to the formation of carbides decreases due to the presence of N, and the desired steel plate strength cannot be obtained. . In addition, TiN promotes the generation of voids during the punching process of hot-rolled steel sheets, and further, since it becomes a starting point for the generation of voids during processing, it reduces the stretch flangeability of the steel sheet. For the above reasons, in the present invention, it is preferable to reduce the N content as much as possible, and it is 0.0100% or less. Preferably it is 0.0060% or less.
  • Ti 0.050% or more and 0.120% or less
  • Ti is an indispensable element for forming a carbide containing Ti and increasing the strength of the steel sheet.
  • the Ti content is less than 0.050%, it is difficult to obtain a desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 590 MPa or more).
  • the Ti content is excessive, the carbide containing Ti tends to be coarsened, and it becomes difficult to obtain a desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 590 MPa or more).
  • Ti is an element that inhibits recrystallization of austenite.
  • the Ti content is set to 0.050% or more and 0.120% or less.
  • they are 0.060% or more and 0.110% or less, More preferably, they are 0.060% or more and 0.100% or less.
  • Nb is an impurity (unavoidable impurity).
  • Nb like Ti, is an element that forms carbides and contributes to steel plate strength.
  • Nb inhibits austenite recrystallization more strongly than Ti. Therefore, when the Nb content exceeds 0.005%, the recrystallization of austenite after finish rolling is delayed, and the ferrite structure after transformation becomes a structure elongated in the rolling direction. Increases sex. Therefore, in the present invention, the strength of the steel sheet is not increased by Nb carbide, and the Nb content is reduced as much as possible, and is limited to 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less.
  • B 0.0005% or less
  • B is an impurity (inevitable impurity).
  • B like Nb, strongly inhibits the recrystallization of austenite and delays the recrystallization of austenite after finish rolling. Therefore, the ferrite structure after transformation extends in the rolling direction, and the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet increases. Therefore, in the present invention, the B content is reduced as much as possible, and is limited to 0.0005% or less. Preferably it is 0.0003% or less.
  • desired steel plate strength is obtained by finely precipitating a carbide containing Ti in the ferrite phase.
  • a carbide containing Ti has a strong tendency to become a fine carbide having an extremely small average particle diameter.
  • the amount of dissolved Ti at the coiling temperature is rapidly increased, so that the carbide containing Ti is easily coarsened.
  • the atomic percent of C contained in the steel be larger than the atomic percent of Ti that contributes to carbide formation.
  • a predetermined amount of Ti is added to the steel material, the carbide in the steel material is dissolved by heating before hot rolling, and the carbide contains Ti mainly during winding after hot rolling. To precipitate.
  • the total amount of Ti added to the steel material does not contribute to carbide formation, and a part of Ti added to the steel material is used for the formation of nitrides and sulfides. This is because Ti forms nitrides and sulfides more easily than carbides in a temperature range higher than the coiling temperature, and Ti forms nitrides and sulfides before the winding process when manufacturing a hot-rolled steel sheet. . Therefore, of Ti contained in the steel material, the amount of Ti that can contribute to carbide generation can be represented by “Ti— (48/14) N— (48/32) S”.
  • the atomic percent of C (C / 12) is converted to atomic percent of Ti that can contribute to carbide formation ((Ti ⁇ (48/14) ⁇ N ⁇ (48/32) ⁇ S) /
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention further includes REM, Zr, V, As, Cu, Ni, Sn, Pb, Ta, W, Mo, Cr, Sb, Mg, Ca, Co,
  • One or more selected from Se, Zn, and Cs may be contained in a total of 1.0% or less. If the total content of these elements is 1.0% or less, the various properties of the hot-rolled steel sheet will not be adversely affected.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities (inevitable impurities excluding Nb and B).
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has the above-described composition, and the area ratio of the ferrite phase is 95% or more, the average aspect ratio of the crystal grains of the ferrite phase is 3.0 or less, and the ferrite phase
  • the carbide containing Ti is finely precipitated in the crystal grains, and the carbide has a metal structure having an average particle diameter of less than 10 nm.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet is preferably a ferrite single phase.
  • the metal structure of the hot-rolled steel sheet is a structure containing a ferrite phase having an area ratio of 95% or more. Preferably it is 97% or more.
  • examples of the structure other than the ferrite phase that can be contained in the metal structure include cementite, pearlite, bainite phase, martensite phase, and retained austenite phase.
  • these structures are present in the metal structure, the stretch flangeability of the steel sheet is lowered. Therefore, it is preferable to reduce the area ratio of these tissues.
  • the total area ratio with respect to the entire metal structure is 5% or less. Preferably it is 3% or less.
  • the aspect ratio of ferrite grains in the present invention is the length in the rolling direction relative to the length in the thickness direction of the ferrite grains in a cross section parallel to the rolling direction of the hot rolled steel sheet. Ratio. A method for obtaining the average aspect ratio will be described later.
  • the aspect ratio is reduced to make the ferrite grain shape as close to the equiaxed axis as possible. If the aspect ratio is small, the difference between the length of the ferrite grains in the rolling direction and the length in the sheet width direction is also small.
  • the average aspect ratio of the ferrite grains is limited to 3.0 or less. Preferably it is 2.0 or less, More preferably, it is 1.5 or less.
  • the average aspect ratio of the ferrite grains of the hot-rolled steel sheet obtained in the present invention was 1.1 at the minimum.
  • the carbide finely precipitated on the hot-rolled steel sheet is a carbide containing Ti.
  • the carbide containing Ti is Ti carbide.
  • the hot-rolled steel sheet also contains carbide constituent elements (V, Mo, etc.) other than Ti, in addition to Ti carbide, composite carbide of Ti and V, or further, carbide constituent elements such as Mo, etc. in the carbide. Including.
  • Average particle diameter of carbides containing Ti less than 10 nm
  • the average particle diameter of carbides containing Ti is extremely important for making a hot-rolled steel sheet have a desired strength (tensile strength: 590 MPa or more). Therefore, in this invention, the average particle diameter of the carbide
  • carbide containing Ti is finely precipitated in the ferrite phase crystal grains, the carbide acts as a resistance against dislocation movement that occurs when the steel sheet is deformed, thereby increasing the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the carbide containing Ti is coarsened, the carbide is sparsely precipitated, and the interval for stopping the dislocation is widened, so that the precipitation strengthening ability is lowered.
  • the average particle diameter of the carbide containing Ti is 10 nm or more, sufficient steel plate strengthening ability to compensate for the decrease in steel plate strength caused by reducing the content of Mn and Si as solid solution strengthening elements is obtained. Absent. Therefore, the average particle diameter of the carbide containing Ti is less than 10 nm. More preferably, it is 6 nm or less.
  • the effect of the invention is not particularly limited, the fine precipitates (carbides containing Ti) in the present invention may be observed so as to be arranged in a line depending on the observation angle. However, even in this case, the precipitates are actually randomly distributed in the plane where the rows of precipitates are observed, and when observed with a transmission electron microscope, the precipitates are often not observed in rows.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a desired strength (tensile strength: 590 MPa or more), excellent stretch flangeability, and small tensile strength anisotropy. Is obtained. Moreover, even if a plated layer is provided on the surface of the hot-rolled steel sheet of the present invention for the purpose of imparting corrosion resistance to the steel sheet, the above-described effects of the present invention are not impaired.
  • the type of the plating layer provided on the surface of the steel sheet is not particularly limited, and any of an electroplating layer and a hot dipping layer can be applied.
  • the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and preferred examples include a galvanized layer and an alloyed galvanized layer. Of course, the present invention is not limited to these examples.
  • the steel material having the above composition is heated to an austenite single-phase region, subjected to hot rolling, then cooled, wound, and made into a hot-rolled steel sheet.
  • rolling at a reduction rate of 15% or more is performed three times or more in a temperature range of 900 ° C. or more and 1100 ° C. or less, the finish rolling temperature is 860 ° C. or more, and after the finish rolling is finished,
  • the cooling is started after being held for 0.3 s or more in a temperature range of 850 ° C. or more, the average cooling rate from 850 ° C. to 750 ° C. of the cooling is 30 ° C./s or more, and the winding temperature of the winding is 580 It is characterized by being not less than 750 ° C and not more than 750 ° C.
  • the method for melting steel is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Thereafter, a slab is cast from the molten steel. From the viewpoint of productivity and the like, the slab (steel material) is preferably formed by a continuous casting method. However, the slab may be formed by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. In the present invention, the content of Mn and Si causing segregation is suppressed for the purpose of improving the workability (stretch flangeability, etc.) of the steel sheet. Therefore, when the continuous casting method advantageous for suppressing segregation is employed, the effect of the present invention becomes more remarkable.
  • the steel material obtained as described above is hot-rolled.
  • the steel material is heated to an austenite single-phase region prior to hot rolling. If the steel material before hot rolling is not heated to the austenite single-phase region, remelting of carbides (carbides containing Ti) in the steel materials will not proceed, and fine precipitation of carbides containing Ti after rolling will not occur. Cannot be realized.
  • the steel material prior to hot rolling, the steel material is heated to an austenite single phase region, preferably 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel material becomes too high, the surface of the steel material is excessively oxidized, and TiO 2 is generated in the vicinity of the surface.
  • Ti for forming carbide is reduced in the vicinity of the surface, and as a result, the hardness in the vicinity of the surface of the finally obtained steel sheet is likely to decrease. Therefore, the heating temperature is preferably 1350 ° C. or lower.
  • the steel material if the steel material (slab) after casting has a temperature in the austenite single-phase region, the steel material is not heated or directly heated after being heated for a short time. You may roll.
  • Hot rolling usually consists of rough rolling and finish rolling.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited. In particular, when a thin slab casting method is employed, rough rolling may be omitted. Finish rolling is performed under the following conditions.
  • austenite can be recrystallized by introducing processing strain by rolling in an appropriate temperature range.
  • This non-recrystallized portion has an austenite structure that extends greatly in the rolling direction, and also induces anisotropy because it is a region in which recrystallization hardly occurs during holding after finish rolling described later.
  • This non-recrystallized austenite part disappears gradually by repeating rolling and recrystallization, and thereby a uniform and fine-grained recrystallized austenite structure can be obtained.
  • Austenite recrystallization is achieved by rolling at a rolling reduction of 15% or more in a temperature range of 900 ° C.
  • Finish rolling temperature 860 ° C. or higher
  • the finish rolling temperature is less than 860 ° C.
  • the austenite grains it becomes difficult for the austenite grains to be equiaxed by recrystallization before the start of accelerated cooling after finish rolling. Therefore, if the finish rolling temperature is less than 860 ° C., the shape of the ferrite grains after transformation becomes a shape elongated in the rolling direction, and the anisotropy of the tensile strength of the steel sheet tends to increase.
  • the finish rolling temperature is set to 860 ° C. or higher. Moreover, it is preferable to set it as 880 degreeC or more, and it is more preferable to set it as 900 degreeC or more. However, if the finish rolling temperature is higher than necessary, wrinkles and roughness due to the secondary scale of the surface are likely to occur, so the substantial upper limit of the finish rolling temperature is about 1050 ° C.
  • accelerated cooling is not started immediately after finish rolling, but is held in a high temperature range for a predetermined time, thereby extending by finish rolling.
  • Austenite recrystallization proceeds to make the transformed ferrite grains equiaxed or close to equiaxed.
  • it is necessary to hold the steel sheet after finish rolling for 0.3 seconds or more in a temperature range of 850 ° C. or more.
  • it is 0.5 second or more, More preferably, it is 0.8 second or more.
  • the substantial upper limit of the holding time in the temperature range is about 10 seconds.
  • Average cooling rate from 850 ° C. to 750 ° C . 30 ° C./s or more
  • accelerated cooling and ⁇ at the lowest possible temperature ⁇ It is necessary to make ⁇ transformation occur.
  • the average cooling rate in the temperature range from 850 ° C. to 750 ° C. is less than 30 ° C./s, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation occurs at a high temperature, and the carbides precipitated in the ferrite are easily coarsened. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from 850 ° C. to 750 ° C. is set to 30 ° C./s or more.
  • the average cooling rate in the temperature range is 300 ° C./s or less. It is preferable to do.
  • Winding temperature 580 ° C. or higher and 750 ° C. or lower
  • the optimization of the winding temperature is performed by precipitating fine carbides (carbides containing Ti) in the ferrite and forming a desired metal structure (area ratio of ferrite phase) in the hot rolled steel sheet. : 95% or more, average particle diameter of carbide containing Ti: less than 10 nm).
  • the coiling temperature is less than 580 ° C., martensite and bainite are likely to be generated, and it becomes difficult to make the metal structure substantially a ferrite single phase structure.
  • the coiling temperature exceeds 750 ° C.
  • the coarsening of the carbide containing Ti is promoted during cooling of the coil after winding, and therefore it is difficult to make the average particle diameter of the carbide containing Ti less than 10 nm. It becomes. Therefore, the coiling temperature is set to 580 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Preferably they are 600 degreeC or more and 680 degrees C or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is generally 1.0 mm or more and 8.0 mm or less.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a high tensile strength (TS) of 590 MPa or more, excellent workability (particularly stretch flangeability), and a small tensile strength anisotropy can be obtained.
  • the desired effect is exhibited regardless of whether the material is a black skin material (as hot rolled material) or a white skin material (hot rolled pickling material).
  • the hot-rolled steel sheet produced as described above may be plated to form a plating layer on the steel sheet surface. Even if the plating layer is formed, the effect of the present invention is not impaired.
  • the plating treatment either electroplating or hot dipping can be applied.
  • the alloy component of the plating layer is not particularly limited, and preferred examples include a hot dip galvanized layer and an alloyed hot dip galvanized layer. Of course, the present invention is not limited to these examples. Aluminum or aluminum alloy can also be plated.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the present invention is suitable for a material for press molding performed at room temperature, and also suitable for warm forming in which a steel sheet before pressing is heated from 400 ° C. to 750 ° C. and then press-formed immediately. .
  • Molten steel was melted and continuously cast by a generally known method to obtain a slab (steel material) having a thickness of 300 mm having the composition shown in Table 1. These slabs are heated under the conditions shown in Table 2, and after rough rolling, finish rolling is performed under the conditions shown in Table 2. After finishing rolling, the slab is kept in a temperature range of 850 ° C. or higher for a predetermined time, accelerated cooling, Winding, plate thickness: 2.3 mm hot rolled steel sheet.
  • some hot-rolled steel sheets (steel plates No. S40, S41, S42) are hot-dip galvanized lines with an annealing temperature of 720 ° C. And immersed in a 480 ° C galvanizing bath (plating composition: 0.1 mass% Al-Zn) to form a molten galvanized layer with an adhesion amount of 45 g / m 2 on one side on the surface of the steel plate and melt A galvanized steel sheet (GI material) was used. Further, for some hot-rolled steel sheets (No. S43, S44), after forming a hot-dip galvanized layer as described above, alloying treatment is performed at 520 ° C. to form an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA material). It was.
  • Samples are taken from the hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material) obtained as described above, and subjected to structure observation, tensile test, and hole expansion test.
  • the type and area ratio, the average aspect ratio of the crystal grains of the ferrite phase, the average particle diameter of the carbide containing Ti, the tensile strength, the elongation, and the hole expansion ratio (stretch flangeability) were determined.
  • the observation method and test method were as follows.
  • (I) Microstructure observation A test piece is taken from the obtained hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material), and a cross-section (L cross-section) at a 1/4 thickness position parallel to the rolling direction of the test piece is obtained.
  • a structure photograph was taken with an optical microscope (magnification: 400 times) and a scanning electron microscope (magnification: 2000 times). Subsequently, using the photographed structure
  • a test piece is taken from the obtained hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet, GI material, GA material), and a cross section (L cross section) at a 1/4 thickness position parallel to the rolling direction of the test piece is polished.
  • a structure photograph was taken with a scanning electron microscope (magnification: 800 times).
  • the average aspect ratio of the ferrite phase crystal grains was determined by image analysis using the photographed structure photograph.
  • the average aspect ratio of the ferrite phase crystal grains is the length of the vertical lines cutting the ferrite crystal grains when three horizontal lines and three vertical lines are drawn for each photograph taken at a magnification of 800 times (average crystal grain section length). )) To the average grain section length of the horizontal line. In the photograph, a horizontal line is drawn in a direction parallel to the rolling direction.
  • board thickness 1/4 position of the obtained hot-rolled steel plate (hot-rolled steel plate, GI material, GA material) is observed with a transmission electron microscope (TEM), and the average particle diameter of the carbide containing Ti Asked.
  • the average particle diameter of the carbide containing Ti is measured using a photograph taken with a transmission electron microscope (magnification: 340000 times) for a minimum of 100 carbides (carbide containing Ti) in a total of five fields of view, The average value was defined as the average particle size.
  • the hole expansion ratio ⁇ (%) was calculated by the following formula.
  • the hole expansion ratio ⁇ 100% or more, it is determined that the workability is excellent.
  • all the inventive examples have high tensile strength TS: 590 MPa or more, elongation El: 22% or more, and excellent workability of hole expansion ratio ⁇ : 100% or more.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained.
  • the average aspect-ratio of a ferrite grain is 3.0 or less
  • (DELTA) TS is less than 50 Mpa
  • TS anisotropy is suppressed.
  • FIG. 1 it can be understood that by setting the average aspect ratio of ferrite grains to 3.0 or less, ⁇ TS is less than 50 MPa, and a hot-rolled steel sheet having a small TS anisotropy can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet of the comparative example outside the scope of the present invention does not ensure a predetermined high strength, does not secure a sufficient hole expansion rate, or has an average aspect ratio of ferrite grains of 3.0.
  • ⁇ TS is 50 MPa or more.

Abstract

本発明は、引張強さが５９０ＭＰａ以上であり、加工性に優れ、引張強さの異方性が小さい高加工性高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。 本発明に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０％超０．０７０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３０％超１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５０％以上０．１２０％以下を含有し、不純物元素であるＮｂおよびＢをＮｂ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とし、フェライト相の面積率が９５％以上であり、前記フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、前記フェライト相の結晶粒内にＴｉを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満である組織とする。

Description

高強度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、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した高強度熱延鋼板であって、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、伸びフランジ性に優れると共に、引張強さの異方性が小さい高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減する目的で、自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図り自動車の燃費を改善することが、自動車業界において常に重要な課題とされている。自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。例えば、肉厚の鋼板を使用することの多い自動車の足回り部品用鋼板の薄肉化・高強度化により、自動車車体の大幅な軽量化が期待できる。
　一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工等によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れた成形性が要求される。例えば、自動車の足回り用部品では、その部品形状からバーリング加工を施すことが多く、優れた伸びフランジ性を有する鋼板が必要とされる。
　また、引張強さの異方性が大きい鋼板にプレス加工やバーリング加工を施す場合には、この異方性に起因するスプリングバック量の変動が大きくなってしまうため、鋼板から部品を打ち抜く際の方向が限定される。これに対し、引張強さの異方性が小さい鋼板では、異方性に起因するスプリングバック量の変動が小さく、鋼板から部品を打ち抜く際の方向が限定されないため、大幅な歩留まりの向上が期待できる。それゆえ、鋼板の引張強さの異方性を小さくすることも、産業上極めて重要である。特に、自動車足回り用部品のように、複雑な形状の部品を打ち抜く際、歩留まりの向上は顕著となる。
　以上の理由により、特に自動車足回り部品に適用される鋼板としては、伸びフランジ性に優れると共に、引張強さの異方性が小さい高強度鋼板が望まれている。しかしながら、一般的に鉄鋼材料は高強度化に伴い延性や伸びフランジ性が低下し、更に機械的特性の異方性が大きくなる傾向にある。このため、高強度鋼板を自動車の足回り部品に適用するにあたっては、高強度であることに加え、伸びフランジ性に優れ、更に機械的特性の異方性が小さい鋼板が必要とされる。
　強度と加工性を兼ね備えた高強度熱延鋼板に関しては、数多くの研究開発が為され、各種技術が提案されている。中でも、金属組織を実質的にフェライト単相とし、フェライト相の粒内に微細炭化物を析出させることにより鋼板を高強度化する技術は、高強度でありながら優れた伸びフランジ性を両立させるために非常に有用な技術であることが知られている。
　例えば、特許文献１には、熱延鋼板に関し、鋼板組成を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種または２種の合計：０．１０～０．６０％を含み、Ｆｅを主成分とする組成とし、鋼板組織をフェライト量が面積率で９５％以上、かつフェライトの平均結晶粒径が２．０～１０．０μｍであり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを実質的に含まない組織とする技術が提案されている。そして、特許文献１には、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種の合計含有量を０．１０～０．６０％とすることで熱延過程での再結晶が抑制され、更にＭｎ含有量を１．０％超～２．５％とすることでフェライト粒の粗大化が抑制される結果、微細フェライト粒が得られ、伸びフランジ性を損なうことなく引張強さ４９０ＭＰａ以上の熱延鋼板が得られると記載されている。
　また、特許文献２には、熱延鋼板に関し、鋼板組成を質量％でＣ：０．０１～０．１％、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５～０．５％を含み、さらに（Ｔｉ－４８／１２Ｃ－４８／１４Ｎ－４８／３２Ｓ）≧０％を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物かなる組成とし、鋼中の粒子で５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズを１０１～１０３ｎｍ、最小間隔を１０１ｎｍ超１０４ｎｍ以下とする技術が提案されている。そして、特許文献２には、５ｎｍ以上のＴｉを含む析出物の平均サイズと最小間隔を上記の如く規定することにより、バーリング加工性と疲労特性に優れた引張強度６４０ＭＰａ以上の熱延鋼板が得られると記載されている。
　一方、異方性の小さな高強度熱延鋼板を製造する技術に関しても多くの研究開発が為されている。例えば、特許文献３には、熱延鋼板に関し、フェライトまたはベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で１％以上２５％以下のマルテンサイトや残留オーステナイトを任意に含み、少なくとも１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞～｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値を２．５以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値を３．５以下とし、更に、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを０．７以下とし、均一伸びの異方性ΔｕＥｌを４％以下で、かつ、局部伸びの異方性ΔＬＥｌ以下とする技術が提案されている。
　そして、特許文献３には、上記の如く特定の集合組織とし、且つΔｕＥｌとΔＬＥｌを規定することにより、形状凍結性に優れた異方性の小さい高加工性高強度熱延鋼板が得られると記載されている。
特開２０００－３２８１８６号公報 特開２００２－１６１３４０号公報 特開２００４－２５０７４３号公報
　しかしながら、特許文献１に提案された技術では、鋼板に１．０％超のＭｎを添加する必要があるため、鋼板中にＭｎの偏析が不可避的に発生する。このようにＭｎの偏析が発生した鋼板では、Ｍｎ偏析部の強度が非偏析部の強度に比べて著しく上昇するため、加工時にＭｎ偏析部を起点とした亀裂が発生し、鋼板の伸びフランジ性の安定性に問題がある。また、特許文献１に提案された技術では、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を合計で０．１０～０．６０％含有させて熱延過程での再結晶を抑制することで、フェライト粒の細粒化を図り、鋼板の強度と伸びフランジ性を確保している。このように熱延過程での再結晶を抑制すると、仕上げ圧延後の再結晶が抑制される結果、変態後のフェライト粒形状が扁平となり、引張強さの異方性が大きくなるという問題がある。そのため、特許文献１に提案された技術では、引張強さの異方性を抑制しつつ、鋼板の強度と伸びフランジ性を確保することができない。
　また、特許文献２に提案された技術では、（Ｔｉ－４８／１２Ｃ－４８／１４Ｎ－４８／３２Ｓ）≧０％を満たす範囲でＴｉを含有させることにより炭化物を形成し、固溶Ｃの低減化を図っている。このようにＣに対して過剰のＴｉを含有させた場合、熱延鋼板製造工程の巻取り温度近傍において固溶Ｔｉ量が著しく増大し、巻き取り後のＴｉ炭化物の粗大化が促進される。したがって、特許文献２に提案された技術では、製造条件（主として巻取り温度）の変動に対する鋼板強度の安定性が、著しく低下するという問題がある。
　特許文献３に提案された技術では、鋼板の長手方向、幅方向に安定して特定の集合組織を得ることが困難である。また、特許文献３に提案された技術では、鋼板組織としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを積極的に含有させるため、熱延条件に対する強度安定性が著しく低くなるという問題がある。更に、特許文献３に提案された技術により得られる熱延鋼板は、フェライトまたはベイナイトに加えてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを積極的に含有させた複合組織を有するため、マルテンサイトなどの硬質相とフェライト相との界面に硬度差に起因する亀裂が発生し易く、伸びフランジ性に優れる鋼板とはいい難い。
　以上のように、従来技術では、強度と伸びフランジ性を確保しつつ、引張強さの異方性の小さい高強度熱延鋼板を得ることが極めて困難である。
　本発明は、かかる従来技術の問題点を有利に解決し、自動車部品用の素材として好適な、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた伸びフランジ性を有し、引張強さの異方性の小さい高強度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。なお、本発明において単に引張強さと表記した場合、Ｃ方向（圧延直角方向）の引張強さを表す。
　上記課題を解決すべく、本発明者らは、加工性が良好なフェライト単相組織を有する熱延鋼板に着目し、優れた加工性を保ちつつ、熱延鋼板を高強度化し、更に引張強さの異方性を小さくする手法について鋭意検討した。
　フェライト単相組織の熱延鋼板を高強度化する手法としては、ＳｉやＭｎによる固溶強化と、ＴｉやＮｂによる析出強化が挙げられる。しかしながら、従来、鋼板の高強度化に極めて有用とされ、固溶強化元素として高強度鋼板に積極添加されてきたＳｉやＭｎは、板厚中央部に偏析した場合に伸びフランジ性の安定性を低下させる原因となる。また、ＴｉやＮｂの析出により高強度化した鋼板では、熱延鋼板の製造工程において、ＴｉやＮｂが仕上げ圧延後の再結晶を阻害するためにフェライト粒が扁平となり、機械的特性の異方性が大きくなり易い。
　このような問題に対し、本発明者らは、ＭｎおよびＳｉを添加した熱延鋼板について組織観察し、ＭｎおよびＳｉの含有量と伸びフランジ性との関係について、綿密な調査を行った。その結果、ＭｎおよびＳｉが合計で１．５％を超えて含まれる場合には、板厚中央部に不可避的に偏析が存在し、偏析に起因する組織の硬さや形状の変化が鋼板の伸びフランジ性に悪影響を及ぼすという知見を得た。そして、ＭｎおよびＳｉの含有量を所定量以下、具体的にはＳｉ含有量を０．３０％以下、Ｍｎ含有量を１．００％以下とすることで、上記偏析組織の影響を抑制できるという知見を得た。
　これらの知見に基づき、本発明者らは、ＳｉおよびＭｎによる固溶強化で鋼板を高強度化する手法により、優れた伸びフランジ性と高強度を兼備しながら鋼板の機械的特性の異方性を小さくすることは極めて困難であると判断した。そして、フェライト単相組織の熱延鋼板を高強度化する手法として、ＳｉおよびＭｎの添加量を低減しつつ、ＴｉおよびＮｂの炭化物による析出強化を活用することを試みた。
　鋼板にＴｉおよびＮｂの微細炭化物を析出させることにより、鋼板強度の大幅な向上が期待できる。しかしながら、炭化物形成元素であるＴｉやＮｂの添加は、熱延鋼板の製造工程において、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶を遅延させる要因となる。オーステナイトの再結晶が促進されない場合には、γ→α変態前のオーステナイトが圧延方向に伸長した組織となる。その結果、変態後のフェライトも圧延方向に伸長した組織となり、圧延方向と圧延直角方向の機械的特性に顕著な差異が生じる。
　そこで、本発明者らは更に検討を進め、所望の鋼板強度を得るに十分な量の炭化物形成元素を添加した場合においても、熱間圧延後のフェライト粒を等軸とする手段を模索した。その結果、炭化物形成元素としてＮｂを用いた場合ではフェライト粒を等軸とすることは困難であるが、炭化物形成元素としてＴｉを用いるとともに、ＳｉおよびＭｎの添加量を所定量以下に低減し、且つ熱間圧延における仕上げ圧延の圧下率、圧延温度および圧延後保持時間を制御することにより、フェライト粒が等軸または等軸に近い形状となり、所望の強度と優れた伸びフランジ性を維持しつつ、引張強さの異方性が抑制可能であるという知見を得た。
　本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０１０％超０．０７０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３０％超１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５０％以上０．１２０％以下を含有し、不純物元素であるＮｂおよびＢを、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の面積率が９５％以上であり、前記フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、前記フェライト相の結晶粒内にＴｉを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満である組織を有し、引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［２］前記［１］において、前記組成が、以下の（１）式を満足することを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（（Ｔｉ－（４８／１４）×Ｎ－（４８／３２）×Ｓ）／４８）／（Ｃ／１２）＜１．０　・・・（１）
　（（１）式中のＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉ：各元素の含有量（質量％））
［３］前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％で、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｖ、Ａｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｚｎ、Ｃｓのうちから選ばれた１種以上を合計で１．０％以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
［４］前記［１］ないし［３］のいずれかにおいて、鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
［５］前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の組成からなる鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延の仕上げ圧延において、９００℃以上１１００℃以下の温度域で圧下率１５％以上の圧延を３回以上行い、仕上げ圧延温度を８６０℃以上とし、前記仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域で０．３ｓ以上保持した後前記冷却を開始し、前記冷却の８５０℃から７５０℃までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を５８０℃以上７５０℃以下とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によると、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた加工性を有し、且つ引張強さの異方性が小さい高強度熱延鋼板が得られる。また、上記の如く優れた鋼板特性が得られることから、本発明は、高強度熱延鋼板の更なる用途展開を可能とし、産業上格段の効果を奏する。
図１は、フェライト相の平均アスペクト比と引張強さの異方性（ΔＴＳ）の関係を示す図である。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　まず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（ｍａｓｓ％）を意味するものとする。
　Ｃ：０．０１０％超０．０７０％以下
　Ｃは、鋼板中でＴｉを含む炭化物を形成し、熱延鋼板を高強度化するうえで必須の元素である。Ｃ含有量が０．０１０％以下であると、鋼板の引張強さを５９０ＭＰａ以上とするに十分な炭化物析出量を得ることができず、５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えると、パーライトが生成し易くなり、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％超０．０７０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以上０．０６０％以下である。
　Ｓｉ：０．３０％以下
　Ｓｉは、延性（伸び）低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有されている。しかしながら、Ｓｉは、本発明の熱延鋼板において回避すべき板厚中央部のＭｎ偏析を助長するとともに、Ｓｉ自身も偏析する元素である。したがって、本発明では、上記Ｍｎ偏析を抑制し、またＳｉの偏析を抑制する目的で、Ｓｉ含有量を０．３０％以下に限定する。好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｍｎ：０．３０％超１．００％以下
　Ｍｎは、固溶強化元素であり、Ｓｉと同様、通常の高強度鋼板には積極的に含有されている。しかしながら、鋼板にＭｎを積極的に含有させると、板厚中央部のＭｎ偏析は避けられず、鋼板の伸びフランジ性が劣化する原因となる。したがって、本発明では、上記Ｍｎ偏析を抑制することを目的として、Ｍｎ含有量を１．００％以下に限定する。好ましくは０．９０％以下である。
　一方、Ｍｎ含有量が０．３０％以下になると、γ→α変態点が上昇するため、Ｔｉを含む炭化物の微細化が困難となる。Ｔｉを含む炭化物は熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の冷却または巻き取り過程でγ→α変態と同時に、もしくはフェライト中に時効析出する。ここで、γ→α変態点が高温になると、Ｔｉを含む炭化物が高温域で析出することになるため、炭化物が粗大化してしまう。そして、Ｔｉを含む炭化物が粗大化する結果、所望の鋼板強度が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０％超とする。好ましくは０．３５％超である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界に偏析して鋼板の伸びを低下させ、加工時に割れを誘発する有害な元素である。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、鋼中にＭｎＳやＴｉＳとして存在する。ＭｎＳやＴｉＳは、熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
　Ａｌ：０．１０％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、Ａｌを０．０１％以上含有することが望ましい。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌが鋼板中にＡｌ酸化物として残存し、該Ａｌ酸化物が凝集して粗大化し易くなり、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中にＴｉＮとして存在するため、Ｎ含有量が多くなると、炭化物の形成に寄与するＴｉ量がＮの存在により低下し、所望の鋼板強度が得られなくなる。加えて、ＴｉＮは熱延鋼板の打抜き加工時にボイドの発生を助長し、更には、加工中にもボイドの発生の起点となるため、鋼板の伸びフランジ性を低下させる。以上の理由により、本発明ではＮ含有量を極力低減することが好ましく、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｔｉ：０．０５０％以上０．１２０％以下
　Ｔｉは、Ｔｉを含む炭化物を形成して鋼板の高強度化を図るうえで必要不可欠な元素である。Ｔｉ含有量が０．０５０％未満では、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）を得ることが困難となる。一方、Ｔｉ含有量が過剰になるとＴｉを含む炭化物が粗大化する傾向が見られ、所望の熱延鋼板強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）を得ることが困難となる。また、Ｔｉは、オーステナイトの再結晶を阻害する元素である。そのため、Ｔｉが０．１２０％を超えて多量に含有する場合には、仕上げ圧延後の再結晶が遅延し、変態後のフェライト組織が圧延方向に伸長し、鋼板の機械的特性の異方性が大きくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０％以上０．１２０％以下とする。好ましくは０．０６０％以上０．１１０％以下、より好ましくは０．０６０％以上０．１００％以下である。
　Ｎｂ：０．００５％以下
　本発明において、Ｎｂは不純物（不可避的不純物）である。Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭化物を形成して鋼板強度に寄与する元素である。しかしながら、Ｎｂは、Ｔｉよりもオーステナイトの再結晶を強く阻害する。そのため、Ｎｂ含有量が０．００５％を超える場合には、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶が遅延し、変態後のフェライト組織が圧延方向に伸長した組織となり、鋼板の機械的特性の異方性が大きくなる。したがって、本発明ではＮｂ炭化物による鋼板の高強度化は行わず、Ｎｂ含有量を極力低減することとし、０．００５％以下に制限する。好ましくは０．００３％以下である。
　Ｂ：０．０００５％以下
　本発明において、Ｂは不純物（不可避的不純物）である。Ｂは、Ｎｂと同様にオーステナイトの再結晶を強く阻害し、仕上げ圧延後のオーステナイトの再結晶を遅延させる。そのため、変態後のフェライト組織が圧延方向に伸長し、鋼板の機械的特性の異方性が増大する。したがって、本発明では、Ｂ含有量を極力低減することとし、０．０００５％以下に制限する。好ましくは０．０００３％以下である。
　また、本発明において、Ｔｉを含む炭化物の粗大化を抑制するうえでは、Ｃ、Ｓ、ＮおよびＴｉの含有量を、以下（１）式を満足するように調整することが好ましい。
　（（Ｔｉ－（４８／１４）×Ｎ－（４８／３２）×Ｓ）／４８）／（Ｃ／１２）＜１．０　・・・　（１）
　（（１）式中のＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉ：各元素の含有量（質量％））
　本発明においては、フェライト相中にＴｉを含む炭化物を微細析出させることで所望の鋼板強度を得る。Tiを含む炭化物は、平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強い。しかしながら、鋼中に含まれているＴｉの原子濃度がＣの原子濃度以上となると、巻取り温度における固溶Ｔｉ量が急激に増大するため、Ｔｉを含む炭化物が粗大化し易くなる。そして、Ｔｉを含む炭化物が粗大化した結果、所望の鋼板強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）を得ることが困難となる。以上の理由により、鋼中に含まれるＣの原子％を、炭化物生成に寄与するＴｉの原子％よりも多くすることが望ましい。
　後述するように、本発明においては、鋼素材に所定量のＴｉを添加し、熱延前の加熱で鋼素材中の炭化物を溶解し、主に熱間圧延後の巻き取り時にＴｉを含む炭化物を析出させる。しかしながら、鋼素材に添加したＴｉの全量が炭化物生成に寄与するわけではなく、鋼素材に添加したＴｉの一部は窒化物や硫化物の形成に使われる。巻取り温度よりも高温域では、Ｔｉは炭化物よりも窒化物や硫化物を形成し易く、熱延鋼板の製造時、巻き取り工程の前にＴｉが窒化物や硫化物を形成するためである。ゆえに、鋼素材が含有するＴｉのうち、炭化物生成に寄与できるＴｉ量は、「Ｔｉ－（４８／１４）Ｎ－（４８／３２）Ｓ」で表すことができる。
　以上の理由により、本発明では、Ｃの原子％（Ｃ／１２）を、炭化物生成に寄与できるＴｉの原子％（（Ｔｉ－（４８／１４）×Ｎ－（４８／３２）×Ｓ）／４８）よりも多くする目的で、上記（１）式を満足するようにＣ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉの各元素を含有することが好ましい。より好ましくは、（（Ｔｉ－（４８／１４）×Ｎ－（４８／３２）×Ｓ）／４８)／（Ｃ／１２）＜０．９である。
　また、本発明の熱延鋼板は、以上の元素に加えて更に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｖ、Ａｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｚｎ、Ｃｓのうちから選ばれた１種以上を合計で１．０％以下含有してもよい。これらの元素の合計含有量が１．０％以下であれば、熱延鋼板の諸特性に悪影響を及ぼすことはない。なお、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物（ＮｂおよびＢを除く不可避的不純物）である。
　次に、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
　本発明の熱延鋼板は、上記した組成を有し、更に、フェライト相の面積率が９５％以上であり、前記フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、前記フェライト相の結晶粒内にＴｉを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満である金属組織を有する。
　フェライト相の面積率：９５％以上
　本発明においては、所望の熱延鋼板の伸びフランジ性を得るために、熱延鋼板にフェライト相を形成させることが必須となる。伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板の金属組織がフェライト単相であることが好ましい。しかし、完全なフェライト単相で無い場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、金属組織全体に対する面積率で９５％以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、本発明においては、熱延鋼板の金属組織を、面積率で９５％以上のフェライト相を含有する組織とする。好ましくは９７％以上である。
　なお、本発明の熱延鋼板において、金属組織に含有され得るフェライト相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る。これらの組織が金属組織中に存在すると、鋼板の伸びフランジ性が低下する。そのため、これらの組織の面積率を低減することが好ましい。ただし、金属組織全体に対する合計面積率が５％以下であれば許容される。好ましくは３％以下である。
　フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比：３．０以下
　本発明におけるフェライト粒のアスペクト比は、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面におけるフェライト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの比である。平均アスペクト比の求め方は後述する。本発明では、アスペクト比を小さくしてフェライト粒形状を極力等軸に近づける。アスペクト比が小さければ、フェライト粒の圧延方向の長さおよび板幅方向の長さの差もまた小さくなる。そして平均アスペクト比を３．０以下にすることにより、熱延鋼板の引張強さの異方性、すなわち圧延方向および板幅方向の引張り強さの差を小さくできる。フェライト粒の平均アスペクト比が３．０を超えて大きくなると、フェライト粒形状に起因する引張強さの異方性が顕著になる。したがって、フェライト粒の平均アスペクト比は３．０以下に限定する。好ましくは２．０以下、より好ましくは１．５以下である。なお、本発明で得られた熱延鋼板のフェライト粒の平均アスペクト比は、最小で１．１であった。
　Ｔｉを含む炭化物
　本発明において熱延鋼板に微細析出させる炭化物は、Ｔｉを含む炭化物である。熱延鋼板が炭化物構成元素としてＴｉのみを含有する場合、Ｔｉを含む炭化物はＴｉ炭化物である。また、熱延鋼板がＴｉ以外の炭化物構成元素（Ｖ、Ｍｏ等）も含有する場合には、Ｔｉ炭化物のほかにＴｉとＶの複合炭化物、或いは更に、Ｍｏ等の炭化物構成元素を炭化物中に含むものが挙げられる。
　Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径：１０ｎｍ未満
　熱延鋼板を所望の強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）とするうえで、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径は極めて重要である。そのため、本発明においてはＴｉを含む炭化物の平均粒子径を１０ｎｍ未満とする。上記フェライト相の結晶粒内にＴｉを含む炭化物が微細析出すると、該炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が高強度化される。しかしながら、Ｔｉを含む炭化物が粗大化すると、該炭化物がまばらに析出することになり、転位を止める間隔が広がるために析出強化能は低下する。そして、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以上になると、固溶強化元素であるＭｎ、Ｓｉ含有量を減らしたことに起因する鋼板強度の低下量を補うに十分な鋼板強化能が得られない。したがって、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径は１０ｎｍ未満とする。より好ましくは６ｎｍ以下である。
　なお、特に発明の効果を限定するものではないが、本発明における微細析出物（Ｔｉを含む炭化物）が、観察する角度によっては列状に並んでいるように観察される場合がある。しかし、この場合でも析出物の列が観察された平面内では、実際には析出物がランダムに分布しており、透過型電子顕微鏡で観察すると、析出物が列状に観察されない場合が多い。
　以上のように組成と組織を規定することで、所望の強度（引張強さ：５９０ＭＰａ以上）を有し、伸びフランジ性に優れ、且つ、引張強さの異方性の小さい高強度熱延鋼板が得られる。また、鋼板に耐食性を付与する目的で、本発明熱延鋼板の表面にめっき層を設けても、上記した本発明の効果を損なうことはない。なお、本発明において鋼板表面に設けるめっき層の種類は特に限定されず、電気めっき層、溶融めっき層のいずれも適用可能である。めっき層の合金成分も特に問わず、亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。勿論、本発明はこれらの例に限定されない。表面にめっき層を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境下で使用される自動車部品などへの適用が可能になる。
　次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明は、上記した組成の鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記熱間圧延の仕上げ圧延において、９００℃以上１１００℃以下の温度域で圧下率１５％以上の圧延を３回以上行い、仕上げ圧延温度を８６０℃以上とし、前記仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域で０．３ｓ以上保持した後前記冷却を開始し、前記冷却の８５０℃から７５０℃までの平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を５８０℃以上７５０℃以下とすることを特徴とする。
　本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、溶鋼からスラブを鋳造する。生産性等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。但し、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。なお、本発明では、鋼板の加工性（伸びフランジ性等）の向上を目的として偏析の原因となるＭｎやＳｉの含有量を抑制している。そのため、偏析の抑制に有利な連続鋳造法を採用すると、本発明の効果がより一層顕著となる。
　上記の如く得られた鋼素材に、熱間圧延を施すが、本発明においては、熱間圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。熱間圧延前の鋼素材がオーステナイト単相域に加熱されていないと、鋼素材中に存在する炭化物（Ｔｉを含む炭化物）の再溶解が進行せず、圧延後にＴｉを含む炭化物の微細析出が実現できない。
　以上の理由により、本発明では熱間圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域、好ましくは１２００℃以上に加熱する。但し、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎると、鋼素材の表面が過度に酸化され、表面近傍にＴｉＯ２が生じる。そして、ＴｉＯ２が生じる結果、表面近傍において、炭化物を形成するためのＴｉが少なくなり、その結果最終的に得られる鋼板の表面近傍の硬さが低下し易くなる。したがって、上記加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。なお、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材（スラブ）がオーステナイト単相域の温度となっている場合には、鋼素材を加熱することなく、或いは短時間加熱後、直送圧延してもよい。
　熱間圧延は、通常、粗圧延と仕上げ圧延からなる。本発明において粗圧延の条件は特に限定されない。また、特に薄スラブ鋳造法を採用した場合には、粗圧延を省略してもよい。仕上げ圧延は、以下の条件で行う。
　９００℃以上１１００℃以下の温度域での圧延：圧下率1５％以上の圧延を３回以上
　一般に、熱間圧延によって引き伸ばされたオーステナイトから変態したフェライトは、圧延方向に伸長した組織を形成し易いため、鋼板の引張強さの異方性が大きくなる要因となる。一方、熱間圧延後再結晶したオーステナイトは、等軸となるため、再結晶後のオーステナイトから変態したフェライトが等軸組織となり易く、鋼板の引張強さの異方性が小さくなる。このため、本発明では、仕上げ圧延後の再結晶を促進させ、再結晶後のオーステナイトからフェライト変態させる必要がある。
　ここで、適切な温度域において圧延によって加工ひずみを導入することにより、オーステナイトを再結晶させることができる。しかしながら、オーステナイト組織が粗大なうちは、鋼中に一部再結晶しない領域が残存する。この未再結晶部は、オーステナイト組織が圧延方向に大きく伸長しており、また、後述する仕上げ圧延後の保持において再結晶を起こし難い領域であるため、異方性を誘発する。この未再結晶オーステナイト部は、圧延・再結晶を繰り返すことで徐々に消滅し、これによって均一で細粒な再結晶オーステナイト組織とすることができる。オーステナイトの再結晶は９００℃以上１１００℃以下の温度域において圧下率１５％以上の圧延を施すことで達成される。そして、鋼板全体に亘り均一で細粒な再結晶オーステナイト組織を得るためには、９００℃以上１１００℃以下の温度域において圧下率１５％以上の圧延を最低３回は行う必要がある。好ましくは４回以上である。なお、仕上げ圧延スタンド数の制約から、上限は実質７回程度である。
　仕上げ圧延温度：８６０℃以上
　前述のように、引張強さの異方性の小さい鋼板とするためには、仕上げ圧延後の再結晶を促進させ、再結晶後のオーステナイトからフェライト変態させる必要がある。ここで、仕上げ圧延温度が８６０℃未満であると、仕上げ圧延後、加速冷却を開始までの間に、再結晶によるオーステナイト粒の等軸化が進行し難くなる。それゆえ、仕上げ圧延温度が８６０℃未満であると、変態後のフェライト粒の形状が圧延方向に伸長した形状となり、鋼板の引張強さの異方性が大きくなり易い。以上の理由により、仕上げ圧延温度は８６０℃以上とする。また、８８０℃以上とすることが好ましく、９００℃以上とすることがより好ましい。但し、仕上げ圧延温度が必要以上に高くなると、表面の２次スケールによる疵や荒れが生じ易くなるため、仕上げ圧延温度の実質的な上限は１０５０℃程度である。
　仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域での保持時間：０．３ｓ以上
　本発明では、仕上げ圧延直後に加速冷却を開始せず、高温域に所定時間保持することで、仕上げ圧延によって伸長したオーステナイトの再結晶を進行させ、変態後のフェライト粒を等軸または等軸に近い形状にする。オーステナイトの再結晶を十分に進行させるには、仕上げ圧延後の鋼板を８５０℃以上の温度域で０．３秒以上保持する必要がある。好ましくは０．５秒以上、より好ましくは０．８秒以上である。
　但し、上記温度域での保持時間があまりに長くなると、冷却設備の長さの制約から、目標の巻取り温度まで冷却することが困難となる。したがって、上記温度域での保持時間の実質的な上限は１０秒程度である。仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域で０．３秒以上保持した後、加速冷却を開始する。加速冷却は、以下の条件で行う。
　８５０℃から７５０℃までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
　平均粒子径が１０ｎｍ未満の微細な炭化物（Ｔｉを含む炭化物）を析出させるためには、加速冷却し、可能な限り低い温度でγ→α変態が生じるようにすることが必要である。８５０℃から７５０℃までの温度域における平均冷却速度が３０℃／s未満になると、γ→α変態が高温で生じるようになり、フェライト中に析出した炭化物が粗大化し易くなる。したがって、８５０℃から７５０℃までの温度域における平均冷却速度は３０℃／s以上とする。好ましくは５０℃／ｓ以上である。但し、上記温度域における平均冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となり安定した強度が得られ難くなるおそれがあるため、上記温度域における平均冷却速度は３００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　巻取り温度：５８０℃以上７５０℃以下
　巻き取り温度の適正化は、フェライト中に微細な炭化物（Ｔｉを含む炭化物）を析出させ、且つ、熱延鋼板を所望の金属組織（フェライト相の面積率：９５％以上、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径：１０ｎｍ未満）とするうえで重要である。巻取り温度が５８０℃未満であると、マルテンサイトやベイナイトが生じ易くなり、金属組織を実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。一方、巻取り温度が７５０℃を超えると、巻き取り後のコイルの冷却中にＴｉを含む炭化物の粗大化が促進されるため、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径を１０ｎｍ未満とすることが困難となる。したがって、巻取り温度は５８０℃以上７５０℃以下とする。好ましくは６００℃以上６８０℃以下である。
　更に、巻き取り後のコイルを５８０℃以上７５０℃以下の温度範囲に６０ｓ以上保持すると、均一な組織が得られ易くなるため、一層好ましい。なお、本発明の熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、概ね１．０ｍｍ以上８．０ｍｍ以下である。
　以上により、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の高強度と優れた加工性（特に伸びフランジ性）を有し、且つ引張強さの異方性が小さい高強度熱延鋼板が得られる。なお、本発明においては、黒皮材（熱延まま材）、白皮材（熱延酸洗材）のいずれの場合であっても、上記所望の効果を発現する。
　また、本発明においては、以上のようにして製造された熱延鋼板に対し、めっき処理を施して鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき層を形成しても、本発明の効果を損なうことはない。めっき処理は、電気めっき、溶融めっきのいずれも適用可能である。また、めっき層の合金成分も特に問わず、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが好適な例として挙げられる。勿論、本発明はこれらの例に限定されない。アルミもしくはアルミ合金等をめっきすることもできる。
　本発明により得られる熱延鋼板は、常温で行われるプレス成形用素材に好適なほか、プレス前の鋼板を４００℃から７５０℃に加温した後直ちにプレス成形する温間成形にも好適である。
　溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して、表１に示す組成を有する肉厚３００ｍｍのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、表２に示す条件で加熱し、粗圧延後、表２に示す条件で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域に所定時間保持し、加速冷却し、巻き取り、板厚：２．３ｍｍの熱延鋼板とした。
　続いて、上記により得られた熱延鋼板を酸洗して表層スケールを除去した後、一部の熱延鋼板（鋼板Ｎｏ．Ｓ４０、Ｓ４１、Ｓ４２）については焼鈍温度７２０℃の溶融亜鉛めっきラインに通板し、４８０℃の亜鉛めっき浴（めっき組成：０．１ｍａｓｓ％Ａｌ－Ｚｎ）中に浸漬し、片面当たり付着量４５ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層を鋼板の表面に形成して溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ材）とした。また、更に一部の熱延鋼板（Ｎｏ．Ｓ４３、Ｓ４４）については、上記の如く溶融亜鉛めっき層を形成したのち、５２０℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ材）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径、引張強さ、伸び、穴拡げ率（伸びフランジ性）を求めた。観察方法、試験方法は次のとおりとした。
（ｉ）組織観察
　得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な板厚１／４位置の断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）にて組織写真を撮影した。次いで、撮影した組織写真を用い、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、それらの面積率を求めた。   　 
　また、得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な板厚１／４位置の断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（倍率：８００倍）にて組織写真を撮影した。次いで、撮影した組織写真を用い、画像解析によりフェライト相の結晶粒の平均アスペクト比を求めた。ここで、フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比は、８００倍で撮影した写真について水平線および垂直線をそれぞれ３本引いたときの、垂直線がフェライト結晶粒を切る長さ（平均結晶粒切片長さ）に対する、水平線の平均結晶粒切片長さの比で求めた。なお、前記写真には、圧延方向と平行な方向に水平線を引くこととする。
　また、得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）の板厚１／４位置から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径を求めた。Ｔｉを含む炭化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡（倍率：３４００００倍）にて撮影した写真を用い、５視野合計で最低１００個の炭化物（Ｔｉを含む炭化物）について粒子径を測定し、その平均値を平均粒子径とした。なお、炭化物の粒子径は、炭化物の最大径ｄ（最も大きい部分の直径）とそれに直交する方向の径（厚さ）tとを測定し、これらの算術平均値ｄｄｅｆ＝（ｄ＋ｔ)／２として求めた。また、Ｔｉを含む炭化物の同定は、ＴＥＭに付帯するＥＤＸによって分析した。
（ｉｉ）引張試験
　得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）から、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）、圧延方向と平行方向（Ｌ方向）、圧延方向と４５度方向（Ｄ方向）を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。次いで、Ｃ方向、Ｌ方向、Ｄ方向のうち、最も引張強さが高い方向と最も引張強さが低い方向の引張強さの差ΔＴＳを求め、スプリングバック量変動をもたらす引張強さの異方性の指標とした。なお、Ｃ方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上である場合を、所望の鋼板強度を有するものと評価した。また、ΔＴＳが５０ＭＰａ未満である場合を、引張強さの異方性が小さいと評価した。
（ｉｉｉ）穴拡げ試験
　得られた熱延鋼板（熱延鋼板、ＧＩ材、ＧＡ材）から、試験片（大きさ：１３０ｍｍ×１３０ｍｍ）を採取し、該試験片に初期直径ｄ０：１０ｍｍφの穴を打抜き加工（クリアランス：試験片板厚の１２．５％）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。すなわち、該穴に打ち抜き時のポンチ側から頂角：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）の板厚方向に貫通したときの穴の径ｄを測定し、次式で穴拡げ率λ（％）を算出した。ここで、穴拡げ率λ：１００％以上である場合を、加工性が優れていると判断する。
　穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００
　以上により得られた結果を、表３に示す。また、上記（i）により得られたフェライト相の結晶粒の平均アスペクト比と、上記（ii）により得られたΔＴＳとの関係を、図１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明例はいずれも、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上の高強度と、伸びＥｌ：２２％以上であり且つ、穴拡げ率λ：１００％以上の優れた加工性を兼備した熱延鋼板が得られている。また、発明例の熱延鋼板はいずれも、フェライト粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、ΔＴＳが５０ＭＰａ未満とＴＳ異方性が抑制されている。更に、図１に示すように、フェライト粒の平均アスペクト比を３．０以下とすることにより、ΔＴＳが５０ＭＰａ未満となり、ＴＳの異方性の小さい熱延鋼板が得られることが理解できる。一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所定の高強度が確保できていないか、十分な穴拡げ率が確保できていない、またはフェライト粒の平均アスペクト比が３．０を超え、ΔＴＳが５０ＭＰａ以上となっている。
 

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０１０％超０．０７０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３０％超１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５０％以上０．１２０％以下を含有し、不純物元素であるＮｂおよびＢを、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    　フェライト相の面積率が９５％以上であり、前記フェライト相の結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下であり、前記フェライト相の結晶粒内にＴｉを含む炭化物が微細析出し、該炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ未満である組織を有し、
    　引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
  2. 　前記組成が、下記（１）式を満足することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　（（Ｔｉ－（４８／１４）×Ｎ－（４８／３２）×Ｓ）／４８）／（Ｃ／１２）＜１．０　・・・（１）
    　　　（（１）式中のＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉ：各元素の含有量（質量％））
  3. 　前記組成に加えて更に、質量％で、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｖ、Ａｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｚｎ、Ｃｓのうちから選ばれた１種以上を合計で１．０％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 　鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  5. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の組成からなる鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱し、熱間圧延を施した後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延の仕上げ圧延において、９００℃以上１１００℃以下の温度域で圧下率１５％以上の圧延を３回以上行い、仕上げ圧延温度を８６０℃以上とし、前記仕上げ圧延終了後、８５０℃以上の温度域で０．３ｓ以上保持した後前記冷却を開始し、前記冷却の８５０℃から７５０℃までの平均冷却速度を３０℃／s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を５８０℃以上７５０℃以下とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
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