JPWO2013099183A1

JPWO2013099183A1 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JPWO2013099183A1
Application number: JP2013551225A
Authority: JP
Inventors: 船川　義正; 義正船川; 珠子有賀; 永明森安; 貴幸村田; 浩大和田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-28
Filing date: 2012-12-21
Publication date: 2015-04-30
Anticipated expiration: 2032-12-21
Also published as: JP5644964B2; TWI506147B; WO2013099183A1; TW201333220A

Abstract

優れた強度と加工性を兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、C ：0.035％超0.065％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.65％以下、P：0.03％以下、S ：0.02％以下、Al：0.1％以下、N ：0.01％以下、Ti：0.09％以上0.25％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、金属組織が面積率で95％超のフェライト相であり、該フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散し、前記フェライト相の平均結晶粒径が1μm以上である組織とすることで、引張強さが780MPa以上の高強度熱延鋼板とする。

Description

本発明は、自動車や輸送機材、建築機器などの構造物の素材に好適な、780MPa以上の引張強さと優れた伸びフランジ加工性(stretch flange formability)を有し、且つコイル内の機械的性質の変動の小さい高強度熱延鋼板、高強度熱延めっき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排出量を削減すべく、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。そのため、近年、自動車部品用素材として引張強さが780MPa以上の高強度熱延鋼板（薄鋼板）が積極的に適用されている。

ここで、薄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高強度であることに加えて優れたプレス成形性、伸びフランジ加工性等の加工性を有することが要求される。また、自動車は多くの部品を組み合わせて構成されるため、個々の部品には高度の寸法精度が求められる。したがって、自動車部品用鋼板には、プレス加工等によって寸法精度に優れた部品が得られることも要求されている。
以上の理由により、高強度熱延鋼板を自動車部品等に適用するうえでは、強度と加工性を兼ね備え、且つプレス加工等によって寸法精度に優れた部品が得られるような高強度熱延鋼板の開発が必須となり、現在までに多くの研究が為され、様々な技術が提案されている。

しかしながら、今日のますます高まる高強度化の要望に対応して、高強度鋼板の強度や加工性などの機械的性質の不均一、すなわち高強度鋼板のコイル内における機械的性質の変動が、自動車部品への高強度鋼板の適用を阻害するようになってきた。特に、鋼板強度のコイル内における不均一は、プレス加工時に発生するスプリングバック量の変動を誘発し（すなわち、プレス部品内に生じるスプリングバック量がプレス部品内で不均一となり）、プレス部品の形状を不安定にする。また、鋼板強度が不均一になると、伸びフランジ加工性も不均一になることから、プレス割れの原因にもなる。

元来、鋼は300MPa級程度の引張強さであることから、鋼板の高強度化、例えば、複合組織化や結晶粒微細化による高強度化は、強度のばらつきを生じさせる原因となる。この強度のばらつきは、鋼板の圧延方向長手、幅方向における製造上の温度履歴や変動、さらには加工条件の違いにより生じた組織変動により引き起こされる。したがって、より高品質の自動車部品を提供するためには、自動車部品用鋼板に所望の強度・加工性を付与することに加えて、これらの機械的特性（特に強度）をコイル内でばらつくことなく鋼板全域に亘り均一に付与することも極めて重要となる。

自動車部品用鋼板の機械的特性を改善する技術として、例えば、特許文献１には、フェライト組織を60％以上含む引張強度500MPa以上の高強度鋼板において、歪量20％以上の変形後、該変形領域において一方向に並んだ転位セル構造が二方向以上に交差している組織を有するフェライト結晶粒が50％以上含むようにすることで、高強度鋼板のプレス加工時のスプリングバック量を抑制して高強度鋼板の形状凍結性を向上する技術が提案されている。

また、特許文献２には、高強度熱延鋼板の集合組織とｒ値および均一伸びの異方性を規定することで、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリングバックを抑制し、高強度鋼板の形状凍結性を向上する技術が提案されている。また、鋼板組織について、フェライトの体積分率を80％以下とすることで鋼板の形状凍結性を確保し、マルテンサイトまたは残留オーステナイトの体積分率を1％以上25％以下とすることで、鋼板の強度や成形性を確保する技術が提案されている。更に、特許文献３には、鋼板の集合組織とｒ値を規定し、鋼板中で最大面積率を有する組織をフェライトとし、更に粒界の粗大セメンタイトを低減することで、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリングバックを抑制し、鋼板の形状凍結性を確保するとともに伸びフランジ性を向上する技術が提案されている。

また、特許文献４には、鋼板組成をTiとMoおよびWの１種以上を添加した組成とし、これらの元素を含む10nm以下の炭化物をフェライト中に分散させることで、高張力熱延鋼板の幅方向における降伏強度の安定性の向上を図る技術が提案されている。また、特許文献５には、鋼板組成をTiとMoおよびWの１種以上を添加した組成とし、これらの元素を含む10nm以下の炭化物をフェライト中に分散させることで、高張力熱延鋼板のコイル長手方向の強度安定性の向上を図る技術が提案されている。

特開２００７−３０８７７１号公報特開２００４−２５０７４３号公報特開２００２−３６３６９３号公報特開２００３−３２１７３４号公報特開２００３−３２１７３５号公報

しかしながら、特許文献１で提案された技術では、フェライト以外の硬質相の体積率が鋼板強度に影響し、不可避的な製造条件の変化に対して敏感な硬質相体積率の変動が鋼板強度を変化させ、機械的性質の不均一がコイル内で大きくなってしまう。したがって、このような技術により得られた鋼板にプレス加工を施しプレス部品を成形しても、プレス割れが発生したりプレス部品の形状が不安定になり、工業的に実現性ある技術とは云い難い。また、鋼板にプレス加工等を施して所望の部品形状に成形する際、軟質のフェライトと硬質の第２相との界面が加工時の割れ発生起点となり易く、加工性が安定しないという問題も有する。

また、特許文献２で提案された技術では、所望の集合組織をコイルの長手・幅方向の全域に亘り安定して得ることは難しく、さらには積極的に鋼板組織としてマルテンサイトや残留オーステナイトを用いることで強度の安定性は著しく劣化する。したがって、特許文献２で提案された技術においても、安定した形状凍結性を得ることができず、特許文献１で提案された技術と同様、鋼板にプレス加工を施してプレス部品を成形する際、プレス割れ、プレス部品の形状不安定等の問題が見られる。更に、特許文献３で提案された技術においても、所望の集合組織をコイルの長手・幅方向の全域に亘り安定して得ることが極めて困難であることから安定した強度は得られず、特許文献２で提案された技術と同様の問題が見られる。

また、特許文献４で提案された技術では、その実施例が示すように、鋼板に固溶強化元素であるMnを1％以上添加することで所望の鋼板強度を確保している。そのため、特許文献４で提案された技術によると、Mnの偏析が生じることにより強度がばらつき、幅方向の強度の変動を抑制することができない。また、Mnの偏析を抑制する目的で固溶強化元素であるMn含有量を低減すると鋼板強度が低下し、780MPa以上の引張強さが得られない。

一方、特許文献５では、鋼板のMn含有量を低減することで、強度の変動を低減することが提案されている。しかしながら、特許文献５の実施例に開示された鋼板はいずれも、所望の鋼板強度を確保する目的で固溶強化元素であるMnを1％以上含有している。すなわち、特許文献５で提案された技術では、依然としてMnの偏析が大きく、コイル長手方向の引張強度の安定性は保証されていない。また、コイル長手方向の位置の違いで幅方向の強度の変化量も異なり、材質均一性について改善の余地がある。更に、Mnの偏析（ segregation of Mn ）を抑制する目的で固溶強化元素であるMn含有量を低減すると鋼板強度が低下し、780MPa以上の引張強さが得られない。

以上のように、特許文献４および特許文献５で提案された技術においても、依然として所望の鋼板強度を維持しつつMnの偏析に起因した強度安定性の問題を解消するに至っていない。また、これらの技術では、鋼板のMn含有量が高いことから、Mn偏析に起因して鋼板のプレス成形加工時に割れを誘発するので、優れた伸びフランジ加工性を安定的に確保することが困難であり、必ずしも十分な伸びフランジ加工性を得ることができない。

このように、上記した従来技術では、高強度で且つ高加工性、高形状凍結性等の機械的特性に優れた鋼板としながらも、コイル内部での機械的特性、特に強度の変動は大きく、伸びフランジ加工性の変動も大きいことから、コイル内での強度と加工性の変動を抑制した高強度鋼板とするに至っていない。そのため、従来技術では、所望の強度を有するとともに寸法精度が安定したプレス部品を工業的に大量生産することが極めて困難である。
本発明は、こうした状況下でなされたものでコイル内部の引張特性の変動が小さく、伸びフランジ加工性に優れ、部品寸法精度の安定した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。

上記課題を解決すべく、本発明者らは、熱延鋼板の高強度化と伸びフランジ加工性等の加工性に及ぼす各種要因に加え、鋼板のコイル内における機械的特性の均一性、特に鋼板強度の均一性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。
伸びフランジ加工性等の加工性を維持しつつ鋼板を引張強さ780MPa以上に高強度化する手段としては、例えば軟質なフェライトにマルテンサイト組織やベイナイト組織を分散させて複合組織化する手段が挙げられる。しかしながら、鋼板組織を複合組織とした場合、コイル内における各相分率の変動や各相の硬さの変化が重なり合い鋼板強度はコイル内で大きく変動する。そこで本発明者らは、コイル内の鋼板強度変化を抑制してコイル内強度の均一性を確保するには、複合組織化による高強度化ではなく、金属組織（ microstructure ）を単相化したうえで高強度化を指向すべきと考えた。また、本発明者らは、伸びフランジ加工性等の加工性に優れたフェライト相に着目し、鋼板の金属組織をフェライト単相組織としたうえで、鋼板の高強度化を図る手段について検討を進めた。

金属組織をフェライト単相組織とした鋼板を高強度化する手段としては、Mn添加量を高めることによる固溶強化や結晶粒微細化による強化手段が考えられる。しかしながら本発明者らによる検討の結果、これらの強化手段はいずれもコイル内の鋼板強度や伸びフランジ加工性の変動の要因となり、鋼板強度の均一性を確保するうえでは不利であることが明らかになった。

鋼中のMn量が多いとMnが偏析し、オーステナイト変態が遅延して硬質相ができ易くなったり、固溶強化量が他の部分よりも大きくなることで、鋼板強度と加工性の不均一を招来する。そのため、Mn添加により鋼板の高強度化を図ろうとする場合、上記したMn偏析に起因して鋼板幅方向の引張強さが不均一になることと、これにより伸びフランジ加工性も不均一になることを本発明者らは知見した。
また、フェライト結晶粒微細化（grain size refinement）により鋼板の引張強さを780MPa以上とする場合には、フェライトの結晶粒径を約1μm未満とすることが必要となる。しかし、フェライトの結晶粒径を鋼板全域に亘り約1μm未満とすることは容易でない。フェライトの結晶粒径は、鋼板製造条件、特に熱間圧延終了後の冷却条件に大きく依存する。鋼板の長手方向端部（ end of longitudinal direction of hot coil or top end and bottom end of hot coil ）や幅方向端部では冷却速度が不安定となり易いため、鋼板端部におけるフェライト結晶粒径も粗大化（coarsening）し易い。

このようなことから、本発明者らは、高Mn固溶強化や結晶粒微細化によらず、金属組織をフェライト単相組織とした鋼板の高強度化を図る手段について更に検討を進めた。その結果、鋼板中のMn含有量を抑制し、フェライト単相組織を形成する個々のフェライト結晶粒中に微細なTi炭化物を析出させることが、鋼板の加工性（伸びフランジ加工性等）を維持しつつ鋼板の引張強さを780MPa以上とし、しかも鋼板強度の変動を抑制し、鋼板の長手方向および幅方向に亘り均一な強度を付与する手段として極めて有効であることを知見した。

また、鋼板の加工性（伸びフランジ加工性等）を維持しつつ鋼板の引張強さを780MPa以上とするためには、Ti炭化物を十分に微細化する必要があること、更に、Ti炭化物のTi含有量が原子比でC含有量以上になると、炭化物が粗大化し易くなり、熱延鋼板特性に悪影響を及ぼす場合があることを知見した。
一方、フェライトの結晶粒径が極度に小さくなると、鋼板強度の不均一の要因となるため、フェライト平均結晶粒径は1μm以上とすることが鋼板強度の不均一抑止に有効であることを知見した。

更に、Ti炭化物は、熱延鋼板製造工程における熱間圧延終了後の冷却過程で析出するが、鋼中のMn量が多いとMnが偏析し、Ti炭化物の析出のタイミングがMn偏析している部分で遅くなり、他の部分に比べてMn偏析している部分が過剰に硬質化し、鋼板強度の不均一を招来することが明らかになった。また、本発明者らは、従来の高強度鋼板では常識とされてきた1％以上のMn添加が上記強度変動の原因であり、これを低減することで強度を安定化できる技術を新たに見い出した。

また、Ti炭化物は、熱延鋼板製造工程における熱間圧延終了後の冷却過程で、オーステナイト→フェライト変態と同時に析出する相界面析出型の析出物である。ここで、本発明者らによる検討の結果、鋼のフェライト変態点が熱延鋼板製造工程における巻取り温度よりも大幅に高いと、オーステナイト→フェライト変態と同時に析出したTi炭化物が巻取り温度までの冷却過程で粗大化してしまい、所望の鋼板強度が得られないことが明らかになった。

そこで、本発明者らは、鋼のフェライト変態点を巻取り温度と同程度に調整することで、Ti炭化物の粗大化を抑制し、鋼板の長手方向および幅方向全域に亘り微細なTi炭化物を均一に析出させることに思い至った。そして、鋼のフェライト変態点を巻取り温度と同程度に調整するためには、鋼板に含まれるMn量や、鋼板製造条件、特に熱間圧延終了後の冷却速度や巻取り温度を規定することが重要であることを知見した。

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 ：0.035％超0.065％以下、 Si：0.2％以下、
Mn：0.65％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.1％以下、
N ：0.01％以下、 Ti：0.09％以上0.25％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で95％超がフェライト相であり、該フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散し、前記フェライト相の平均結晶粒径が1μm以上である組織を有し、引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板。

［２］前記［１］において、前記Ti炭化物に含まれるCとTiの原子数比が下記(1)式を満足することを特徴とする高強度熱延鋼板。
記
Ti/C ＜1.0 ・・・ (1)
（Ti/C：Ti炭化物中のCとTiの原子数比）

［３］前記［１］または［２］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hfのいずれか１種以上を合計で1％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［４］において、前記めっき層が、亜鉛めっき層または亜鉛含有合金めっき層であることを特徴とする高強度熱延鋼板。

［６］鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.035％超0.065％以下、 Si：0.2％以下、
Mn：0.65％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.1％以下、
N ：0.01％以下、 Ti：0.09％以上0.25％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を840℃以上1050℃以下とし、前記冷却の仕上げ圧延終了から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570℃以上750℃以下とすることを特徴とする、引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板の製造方法。

［７］前記［６］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hfのいずれか１種以上を合計で1％以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、多量のMnや合金元素を添加することなく組織を最適化することで、従来なし得なかった機械的性質の変動が小さい780MPa級（引張強さ：780〜900MPa程度）高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。

図１は、Ti炭化物の概略形状を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明鋼板の組織および炭化物の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、面積率で95％超がフェライト相であり、該フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散し、前記フェライト相の平均結晶粒径が1μm以上である組織を有する。すなわち、本発明の鋼板は、実質的にフェライト単相の金属組織を有し、該フェライト相の結晶を微細なTi炭化物で高強度化することを特徴とする。また、フェライトの結晶粒微細化を積極的に行わないことで細粒化強化量を一定とし、さらに偏析の原因、すなわち強度変動の原因となる炭化物の大きさや析出量の変動を誘発する炭化物の析出のタイミングのばらつきの原因を解消するために、SiおよびMn量を低減する。これにより、鋼板内部でのTi炭化物の析出量と大きさを一定に保つことで強度変動を極小化でき、延いてはプレス成形品の形状精度も向上する。

フェライト相：面積率で95％超（金属組織全体に対する面積率）
本発明では、熱延鋼板の金属組織をフェライト単相とすることが重要である。熱延鋼板の金属組織を、フェライト相に加えてマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を含む二相鋼板とした場合、硬質相の体積分率で強度が変わってしまい、鋼板強度の不均一を招来する。また、熱延鋼板の加工性（伸びフランジ加工性等）を確保するうえでも、金属組織をフェライト単相とすることが好ましい。但し、熱延鋼板の金属組織が完全なフェライト単相でなくても、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％超がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮できる。このため、強度変動を抑えるために金属組織は面積率で95％超のフェライト相とする。好ましくは98％以上である。

なお、本発明の熱延鋼板において、フェライト相以外の相としては、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、これらの合計は面積率で5％未満であれば許容される。好ましくは2％以下である。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100〜5000倍で観察される組織をいう。

Ti炭化物
Tiは強力な炭化物形成元素であり、Tiを含む炭化物は、その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。そのため、熱延鋼板中に微細炭化物を分散析出（ dispersively precipitation ）させることにより熱延鋼板の高強度化を図る本発明においては、分散析出させる微細炭化物をTi炭化物とする。このように、析出強化を活用する本発明によると、すなわち炭化物制御のみで鋼板強度を上げることで制御をた易くし、安定した強度が得られる。ここで、本発明においてTi炭化物とは、TixMyCz（0＜x≦1、0≦y＜1、0＜z≦1、M：Ti以外の合金元素；x+y≦1）の化学式で表現されるものとし、炭化物中にTi以外のVやMoなどの炭化物形成元素を含んでいてもよい。ただし、yが実質的にゼロであってもよい。

Ti炭化物の平均粒子径：5nm以下
熱延鋼板に所望の強度（引張強さ：780MPa以上）を付与するうえでは、上記フェライト相の結晶粒内に分散析出させるTi炭化物の平均粒子径が極めて重要であり、本発明においてはTi炭化物の平均粒子径を5nm以下とする。マトリックス中に微細炭化物が析出すると、その微細炭化物が、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強化される。ここで、微細炭化物の平均粒子径を5nm以下とすると、上記の作用がより一層顕著となる。一方、微細炭化物の平均粒子径が5nmを上回ると、780MPa級の鋼板強度を確保することが困難となる。したがって、Ti炭化物の平均粒子径は5nm以下とする。

図１に、Ti炭化物の概略形状を示す。Ti炭化物が図１のように円盤状をしている場合、円盤の直径をD、厚さをtとすると、Ti炭化物の平均粒子径dは次式で算出される値とする。
d＝(D＋t)/2
一方、Ti炭化物が楕円状の場合は、長軸と短軸の算術平均をTi炭化物の平均粒子径とする。また、Ti炭化物が球状の場合は、球の直径をTi炭化物の平均粒子径とする。

Ti炭化物に含まれるTiとCの原子数比
Ti炭化物に含まれるTiとCの原子数比は、次の(1)式を満足することが好ましい。
Ti/C ＜1.0 ・・・ (1)
（Ti/C：Ti炭化物中のCとTiの原子数比）
Ti炭化物の微細化を図るうえではTi炭化物中のTi/Cの原子数比を制御することも有効であり、上記Ti/Cを1未満とすることで大きさ5nm以下のTi炭化物が安定して得られる。Ti炭化物の粗大化は、Tiの鋼中の拡散で律速される。すなわち、Ti炭化物の粗大化はTi固溶量に大きく影響されることから、Ti/Cが1以上ではTi炭化物が粗大化し易くなり、安定した強度を得ることができなくなる場合がある。このため、上記Ti/C原子数比を1未満とすることが好ましい。なお、上記Ti/C原子数比は、鋼板組成や鋼板の製造条件を調整することによって所望の比率に制御することができる。従来、Tiを主な炭化物形成元素として添加する場合、Cに対して過剰に添加しがちであることもあり、Ti/Cは1.0を超えていたと思われる。

フェライト相の平均結晶粒径：1μm以上
一般的に、結晶粒を微細化すると鋼板強度は向上する。しかし、本発明では、鋼板強度を安定させるべく、析出強化以外の強度変動因子となる要素を極力排除することが必要となる。ここで、フェライト平均結晶粒径が1μmを下回ると、細粒化強化量が急激に増大し、強度が結晶粒径に大きく依存するようになり、強度が不安定となる。したがって、本発明では、フェライト相の平均結晶粒径の下限を1μmとする。好ましくは、1.5μm以上である。一方、フェライト相の平均結晶粒径が10μmを超えると、靭性の低下が懸念されるため、フェライト相の平均結晶粒径は10μm以下とすることが好ましい。

次に、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％を意味するものとする。
C：0.035％超0.065％以下
Cは、鋼板中でTi炭化物を形成して引張強度を780MPa以上に上昇させるうえで必須の元素である。C含有量が0.035％以下では、780MPa級の引張強さが実現できなくなる。一方、C含有量が0.065％を超えると、パーライトが生成し易くなり強度の安定性が劣化する。また、パーライトの生成で伸びフランジ加工性も劣化する。したがって、C含有量は0.035％超0.065％以下とする。好ましくは0.04％以上0.06％以下である。なお、前記(1)式を満足するTi炭化物を析出させるためには、C含有量を0.04％以上0.065％以下とすることが好ましい。

Si：0.2％以下
Siは、従来の高強度鋼板では強度を上げる一方で伸びを下げない固溶強化元素として、添加することが定法とされてきた。しかしながら、Siは焼入れ性を高めてマルテンサイト相やベイナイト相などの硬質相の生成を容易とすることから、フェライト単相組織の形成を阻害する。したがって、Si含有量の上限を0.2％とする。好ましくは、0.1％以下である。さらに好ましくは0.05％以下である。Si含有量はゼロであっても問題ない。

Mn：0.65％以下
Mnは、Siと同様に従来の高強度鋼板では固溶強化元素として積極的に添加されてきた。しかしながら、MnはSiと同様に焼き入れ性を高めてマルテンサイト相やベイナイト相などの硬質相の生成を容易とすることから、フェライト単相組織の形成を阻害する。フェライト相以外の硬質相が混在（面積率で5％以上混在）することで、鋼板強度の不均一や伸びフランジ加工性の劣化を招来する。また、Mnを多く含有すると、偏析が容易に生じ、この偏析によりフェライト変態点が部分的に低温化する。ここで、本発明の強化機構であるTi炭化物の析出はオーステナイト→フェライト変態と同時に析出する。しかし、上記の如くフェライト変態点が鋼板中で不均一になると、Ti炭化物の析出量や大きさも不均一となり、結果として強度の安定性が劣化する。したがって、Mn含有量は0.65％以下とする。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：0.03％以下
Pは、その含有量が0.03％を超えると偏析が顕著になり、Ti炭化物の微細析出を阻害する。したがって、P含有量は0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下であり、より好ましくは0.01％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、鋼中でTiSを形成し、強度変動の原因にもなる。特にTiSは、伸びフランジ加工時に破壊の基点となることから、引張強さを低下させ、強度変動の原因となる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.02％以下とする。好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.001％以下である。S含有量はゼロであっても問題ない。

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0.01％以上含有することが望ましいが、その含有量が0.1％を超えると粗大なアルミナが生じ、破壊の起点となることで伸びフランジ加工性が劣化する。したがって、Al含有量は0.1％以下とする。

N ：0.01％以下
Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。Nは、鋼中でTiと結合してTiNを形成する。ここで、N含有量が0.01％を超えると、粗大なTiN量が多くなり、鋼板の引張強さの変動が特に低強度側に大きくなる。したがって、N含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。N含有量はゼロであっても問題ない。

Ti：0.09％以上0.25％以下
Tiは、Ti炭化物を形成して鋼を高強度化するために必要不可欠な元素であり、本発明において最も重要な元素の一つである。Ti含有量が0.09％を下回ると、Ti炭化物の析出量が不十分となり、所望の鋼板強度（引張強さ780MPa以上）を得ることが困難となる。一方、Ti含有量が0.25％を超えると、固溶Tiが多くなりTi炭化物の粗大化が抑制できなくなることから、所望の鋼板強度（引張強さ780MPa以上）を得ることが困難となる。したがって、Ti含有量は0.09％以上0.25％以下とする。
なお、前記(1)式を満足するTi炭化物を析出させるためには、Ti含有量を0.12％以上0.20％以下とすることが好ましい。

以上が、本発明における基本組成であるが、上記した基本組成に加えてさらに、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hfのいずれか１種以上を合計で1％以下含有してもよい。これらの含有量が合計で1％以下であれば、上記した本発明の効果に影響を及ぼさない。上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。例えば、鉱石やスクラップから混入する元素（Cu等）は、上記合計含有量以下であれば、とくに低減する必要はない。ただし、本願では比較的安価なTiを主な炭化物形成元素として用いるので、炭化物形成傾向の強いMo、W、Nb、Vは無添加（不純物程度の含有量）でよい。

本発明の鋼板は、表面にめっき層を有するものとしてもよい。鋼板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、厳しい腐食環境に晒される自動車部品の素材に好適な熱延鋼板が得られる。また、本発明の鋼板の表面にめっきを施しても、本発明の鋼板特性に何ら影響を与えることはなく、依然として前記した本発明の優れた効果を発現する。このめっき層の種類は特に限定されず、電気めっきでも溶融めっきでも構わない。溶融めっきであれば、好適な例として溶融亜鉛めっきが挙げられる。めっき後に合金化した合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。また、化成処理に有利な前処理を行い、表面に金属もしくはその酸化物を分散させることも本発明のめっき層に含まれる。

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に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を840℃以上1050℃以下とし、前記冷却の仕上げ圧延終了から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570℃以上750℃以下とすることを特徴とする。

本発明において、鋼素材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、溶製後、偏析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が、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良い。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。

上記の如く得られた鋼素材に、加熱、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明では、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解しておく必要がある。炭化物形成元素であるTiを含有する本発明においては、鋼素材の加熱温度を1150℃以上とすることが好ましい。但し、鋼素材の加熱温度が過剰に高くなると、表面が過剰に酸化されTiO₂が生じてTiが消費され、鋼板にした場合に表面近傍の硬さの低下が生じ易くなるため、上記加熱温度は1350℃以下とすることが好ましい。また、先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。

仕上げ圧延温度：840℃以上1050℃以下
仕上げ圧延温度が1050℃を上回ると、最終的に得られるフェライト結晶粒が必要以上に粗大化し易くなり、鋼板強度が顕著に低下する。したがって、仕上げ圧延温度は1050℃以下とする。好ましくは980℃以下である。但し、仕上げ圧延温度が極度に低くなると、最終的に得られるフェライトの平均結晶粒径が1μm未満になる。さらには、フェライト域圧延により圧延方向に展伸した粒の発生が懸念されるため、仕上げ圧延温度は840℃以上とする。好ましくは880℃以上である。

仕上げ圧延終了から750℃までの平均冷却速度：30℃/s以上
冷却速度の適正化は、熱延鋼板の組織を、熱延鋼板の長手方向および幅方向全域にわたり所望の組織、すなわち、フェライトの結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散した組織とするうえで極めて重要である。

熱間圧延終了後、仕上げ圧延終了から750℃までの平均冷却速度が30℃/sを下回ると、後述する巻取り温度よりも高い温度域でフェライト変態が開始してしまう。これにより、フェライトの結晶粒内に平均粒子径が5nm以下である微細なTi炭化物を鋼板の長手方向および幅方向に亘り均一に分散析出させて所望の鋼板強度とすることが極めて困難となる。したがって、仕上げ圧延終了から750℃以下までの平均冷却速度を30℃/s以上とする。好ましくは60℃/s以上である。

なお、Mnは、CCT図（連続冷却変態線図）において鋼のフェライト変態のノーズを長時間側へシフトさせる効果を有する。そのため、鋼中のMn含有量が高い場合には、熱間圧延終了後の冷却速度が比較的遅い場合（例えば、10〜30℃/s程度）であってもフェライト変態を開始する前に巻取り温度まで冷却し、フェライト変態とほぼ同時に巻取ることができる。しかしながら、鋼中のMn含有量が低くなるにつれてCCT図における鋼のフェライト変態のノーズが短時間側へシフトする。つまり、低Mn鋼の場合、熱間圧延終了後にフェライト変態させずに巻取り温度まで冷却してフェライト変態とほぼ同時に巻取るためには、熱間圧延終了後から巻取り温度に冷却するまでの時間を短時間化すること、すなわち熱間圧延終了後の冷却速度を速くすることが必要となる。

したがって、本発明においては、例えばMn含有量が0.5％以下である場合には、仕上げ圧延終了から750℃までの平均冷却速度を50℃/s以上とすることが好ましく、100℃/s以上とすることがより好ましい。
但し、上記平均冷却速度が過剰に大きくなると、鋼板幅方向の温度ムラが著しくなり幅方向での機械的特性が不均一になるおそれがあることから、上記平均冷却速度は500℃/s以下とすることが好ましく、300℃/s以下とすることがより好ましい。
また、前記(1)式を満足するTi炭化物を析出させるためには、上記平均冷却速度を60℃/s以上300℃/s以下とすることが好ましい。

巻取り温度：570℃以上750℃以下
巻き取り温度が570℃を下回ると、ベイニティックフェライトやベイナイトが生じるようになり、金属組織を実質的にフェライト単相とすることが困難となる。したがって、巻取り温度は570℃以上とする。一方、巻取り温度が750℃を超えると、フェライトは得られ易くなるものの、パーライトや粗大なTi炭化物が生成して強度が低下する。したがって、巻取り温度は750℃以下とする。より確実にパーライトや粗大なTi炭化物の生成を抑止するには700℃以下とすることが好ましい。また、前記(1)式を満足するTi炭化物を析出させるためには、巻取り温度を600℃以上680℃以下とすることがより好ましい。また、前記仕上げ圧延温度に加えて巻取り温度を570℃以上とすることで、フェライト平均結晶粒径を1μm以上とすることができる。

以上のように、本発明の方法によると、面積率で95％超がフェライト相であり、該フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散し、前記フェライト相の平均結晶粒径が1μm以上である組織を有する引張強さが780MPa以上の熱延鋼板が得られる。

また、本発明によると、特にMn含有量を低減するとともに熱間圧延終了後の冷却・巻取り条件を規定することで、鋼板の長手方向と幅方向に亘り上記した所望のTi炭化物が微細分散されるため、強度の不均一が抑制された材質均一性に優れた鋼板が得られる。具体的には、板幅：600〜1600mmの鋼板において、鋼板幅方向中央部の引張強さTScと鋼板幅方向端部から50mmの位置における引張強さTSeとの差ΔTSが20MPa以下という強度変動の小さい鋼板が得られる。なお、本発明の鋼板は780MPa級とすることが、ΔTSを抑制する観点から好適である。

なお、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、めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき処理は、電気めっき、溶融めっきのいずれでも構わない。例えば、めっき処理として溶融亜鉛めっき処理を施し、或いは溶融亜鉛めっき処理後、更に合金化処理を施してもよい。

表１に示す組成を有する肉厚250mmの鋼素材（スラブ）に熱間圧延を施し、板厚2.6mm、板幅1200mmの熱延鋼板を作成した。鋼素材の加熱温度、仕上げ圧延温度、仕上げ圧延終了から750℃までの平均冷却速度および巻取り温度は表２に示すとおりである。続いて酸洗で表層のスケールを除去した後、一部（熱延鋼板No.16,17,18）については、溶融亜鉛めっき処理（めっき浴組成：0.1％Al-Zn、めっき浴温度：470℃）を施し、更に合金化処理（合金化温度：520℃）を施した。なお、めっき付着量は片面当たり45g/m²とした。

上記により得られた熱延鋼板（熱延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験（ hole expanding test ）を行い、フェライト相の面積率および平均結晶粒径、Ti炭化物の平均粒子径、引張強さ、穴拡げ率（伸びフランジ加工性）および鋼板幅方向中央部と端部との強度差を求めた。試験方法は次のとおりとした。なお、試験片の採取位置はコイルの尾端（外側の端）から20mとした（但し、後述するコイル長手方向の機械的特性の変動調査のための試験片採取を除く）。

（１）組織観察
得られた熱延鋼板より組織観察用試験片を採取して圧延方向と平行な断面（L断面）について研磨し、ナイタール（nital）で腐食して光学顕微鏡（倍率500倍）および走査型電子顕微鏡（倍率3000倍）で組織を観察し、組織を判別し、フェライト相およびフェライト相以外の組織の面積率を求めた。
また、圧延方向に平行な断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食し、フェライト粒を現出させて光学顕微鏡（倍率：100倍）で組織を撮像した。得られた組織写真について、圧延方向、板厚方向にそれぞれ10本の直線を、100μm以上の間隔で引き、粒界と直線との交点の数をかぞえた。全長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つの線分長さとして、これに1.13を乗じてASTMフェライト粒径を求めた。
更に、鋼板から採取した薄膜を用いて、透過型電子顕微鏡（倍率340000倍）で100個以上のTi炭化物を観察し、前記した規定に従いTi炭化物の平均粒子径を求めた。
Ti炭化物中のCとTiの原子数比Ti/Cは、抽出残さを捕集してEDX（エネルギー分散型X線分析）でTi濃度を、EELS（電子エネルギー損失分光法）でC濃度をそれぞれ定量して算出した。

（２）引張試験
得られた熱延鋼板から引張試験用試験片を採取し、JIS Z2241の規定に準じた引張試験を行い、引張特性（引張強さTS）を測定した。引張試験片は長手方向の幅中央と端から50mmの位置から圧延方向と引張方向が平行になるように採取し、それぞれの試験片について引張強さを測定した。また、鋼板幅中央部の引張強さTScと鋼板幅端部から50mm位置の引張強さTSeとの差ΔTSを求めた。幅方向中央部の引張強さTScおよびΔTSを表３に示す。引張強さの大小関係は、全てTSc＞TSeであった。

（３）穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から130mm角のサンプルを切り出し、中央に10mmφの穴をクリアランス12.5％で打ち抜き、ポンチ側から頂角60度の円錐ポンチで穴を拡げた。板厚を貫通する明瞭な亀裂が発生した段階でポンチを止め、試験片を取り出してその穴の直径を測定した。穴拡げ後の穴径と穴拡げ前の穴径の差を穴拡げ前の値で割りそれに100を掛けた数字を穴拡げ率λとし、伸びフランジ加工性の指標として求めた。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さTS：780MPa以上の高強度と、穴拡げ率λ：90％超の伸びフランジ加工性を兼備し、しかも鋼板幅中央部の引張強さと鋼板幅端部から50mm位置の引張強さの差ΔTSが20MPa未満であり、強度変動の小さい熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の高強度が確保できていないか、穴拡げ率λ或いは鋼板強度均一性が確保できていない。

表２に示すNo.４、No.７の熱延鋼板（コイル）について、表４に示す長手方向の各位置（コイルの尾端（コイルの外側の端）から40m、100m、300m、500m、700mの位置）で、板幅方向中央部から、JIS 5号引張試験片、穴拡げ試験片を採取し、上記（２）、（３）と同様の方法により引張試験、穴拡げ試験を実施した。得られた結果を表４に示す。なお、長手方向の40m位置を基準にした長手方向各位置での引張り強さの差ΔTS_Lも併せて示す。また、差ΔTS_Lが20MPa未満であるものを良好（○）とした。

表４に示すいずれのコイルにおいても、長手方向の引張強さの差ΔTS_Lが20MPa未満であり、強度変動の小さい熱延鋼板となっている。

Claims

質量％で、
C ：0.035％超0.065％以下、 Si：0.2％以下、
Mn：0.65％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.1％以下、
N ：0.01％以下、 Ti：0.09％以上0.25％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で95％超がフェライト相であり、該フェライト相の結晶粒内に平均粒子径が5nm以下であるTi炭化物が微細分散し、前記フェライト相の平均結晶粒径が1μm以上である組織を有し、引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板。
前記Ti炭化物に含まれるCとTiの原子数比が下記(1)式を満足する、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
記
Ti/C ＜1.0 ・・・ (1)
（Ti/C：Ti炭化物中のCとTiの原子数比）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、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に記載の高強度熱延鋼板。
鋼板表面にめっき層を有する、請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
前記めっき層が、亜鉛めっき層または亜鉛含有合金めっき層である、請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.035％超0.065％以下、 Si：0.2％以下、
Mn：0.65％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 Al：0.1％以下、
N ：0.01％以下、 Ti：0.09％以上0.25％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を840℃以上1050℃以下とし、前記冷却の仕上げ圧延終了から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570℃以上750℃以下とすることを特徴とする、引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hfのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する、請求項６に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。