良好な延性、伸びフランジ性、材質均一性を有する高強度熱延鋼板およびその製造方法
【課題】高強度であって、延性および伸びフランジ性に優れるとともに、コイル内で強度のばらつきの小さい良好な材質均一性を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０２０〜０．０６５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０８〜０．１６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ＊（＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ）が「Ｔｉ＊≧０．０８」および「０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５」を満たす鋼成分を有するスラブを熱間圧延して、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相、フェライトの平均フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出させた熱延鋼板とする。
【解決手段】Ｃ：０．０２０〜０．０６５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０８〜０．１６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＴｉ＊（＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ）が「Ｔｉ＊≧０．０８」および「０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５」を満たす鋼成分を有するスラブを熱間圧延して、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相、フェライトの平均フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出させた熱延鋼板とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トラックフレームなどの大型車両自動車の骨格部材などの使途に有用な、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２の排出量を規制するため自動車の燃費改善が急務であり、使用部材の薄肉化による軽量化が要求されているが、薄肉化により衝突特性が低下する。衝突時の乗員の安全を確保するため安全性向上も要求されていることから、薄肉化には使用部材の高強度化が必須である。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス成形によって製造される。一般に、鋼板は高強度化によって延性や伸びフランジ性などが低下し、スプリングバックが大きくなることから、成形性や形状安定性が課題になっている。近年、スプリングバック量はCAE（Computer Assisted Engineering）によって精度良く予測可能となっている。材質ばらつきが大きい場合にはCAEによる予測の精度が低下するため、成形性に加えて強度ばらつきの小さい材質均一性に優れた高強度鋼板が求められている。
【０００４】
現在、高強度と良好な成形性を両立する開発が活発に進められているが、例えば特許文献１は質量％でＣ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積占有率で５０〜９０％がフェライト相で、かつ残部が実質的にベイナイト相であって、フェライト相とベイナイト相の体積占有率の合計が９５％以上であり、フェライト相中にはＴｉを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が２０ｎｍ以下である組織を有し、かつ鋼中のＴｉ量の８０％以上が析出している伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２は質量％でＣ：０．０１５〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：２〜５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、０．７５＜（Ｃ％／１２）／（Ｔｉ％／４８）−Ｎ％／１４−Ｓ％／３２）＜１．２５および１．０＜（Ｍｎ％＋Ｂｐｐｍ／１０−Ｓｉ％）の関係を満足し、フェライト相とベイニティックフェライト相の面積率の合計が９０％以上、セメンタイトの面積率が５％以下であり、ＴＳが６９０〜８５０ＭＰａ、λが４０％以上である伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献３には、質量％でＣ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含有しフェライト組織を有する金属組織中に原子比にしてＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる材質均一性に優れたＴＳが６１０〜８３０ＭＰａの高成形性高張力熱延鋼板が開示されている。
【０００７】
さらに特許文献４には、質量％でＣ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０３０〜０．０８０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相の面積率が７０％以上、かつサイズ２０ｎｍ未満の析出物中に存在するＴｉの量が、式〔Ｔｉ＊＝［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］〕で計算されるＴｉ＊の値の５０％以上であり、ＴＳが５４０〜７８０ＭＰａで強度ばらつきの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００８】
しかしながら、特許文献１に記載の高強度熱延鋼板では、硬質なフェライトとベイナイト相を規定の体積分率で製造する必要があるが、変態挙動は鋼の化学成分に対して一定ではないため、フェライト変態を促進させる中間の空冷時の制御が難しい問題がある。特許文献２、３に記載の高強度熱延鋼板では伸びＥｌが低く、必ずしも良好な伸びフランジ性、材質安定性を持つ鋼板が得られない問題がある。特許文献４に記載の高強度熱延鋼板はＭｎによる固溶強化によりＴＳ５９０ＭＰａ以上を得ているが、固溶強化はＴｉによる析出強化よりも添加元素量に対する強化比が小さいためコスト性に劣る。また、Ｔｉに対してＣ添加量が多いため、硬質なセメンタイト生成は不可避である。そのため、伸びフランジ性に劣る問題もある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−９３２２号公報
【特許文献２】特開２００７−３０２９９２号公報
【特許文献３】特開２００２−３２２５４１号公報
【特許文献４】特開２００９−１８５３６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記問題点を解決すべく、高強度であって、延性および伸びフランジ性に優れるとともに、コイル内で強度のばらつきの小さい良好な材質均一性を有する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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記目的の高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下の知見を見いだした。
１）ＴｉＣの析出効率およびセメンタイト生成量の制御を目的とした成分組成の適正化
を図った上で、フェライト相の面積率が９５％、フェライト粒径１０μｍ以下を有
する鋼組織により引張強さ（ＴＳ）が５９０〜７８０ＭＰａ、全伸び（Ｅｌ）が２
８％以上、穴拡げ率（λ）が１００％以上の熱延鋼板が得られる。
２）材質均一性の向上には、鋼板内のフェライト分率を一定としたうえでＴｉＣの粗大
化の抑制が重要である。そのため、オーステナイトフォーマーであるＭｎ含有量を
抑えた条件である０．４〜０．８％とすることにより短時間でフェライト変態を完
了させることが可能となるうえ、製造コストを抑えることができる。ＴＳ５９０Ｍ
Ｐａ以上を達成するためにＴｉは０．０８〜０．１６％の含有が必要となるが、析
出物構成元素であるＴｉの含有量が多い場合には析出物が粗大化しやすい問題があ
る。この問題に対しては、フェライト変態中に析出物を得た後、低温で巻き取るこ
とが重要である。具体的には巻取温度は５６０℃以下である必要がある。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づいており、上記の課題を解決するために、以下の手段を採用する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｓｉ：０．１％以下
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｐ：０．０３０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式（１）
で規定されるＴｉ＊が下記の式（２）式および式（３）を満たす鋼成分を有し、
鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト
相およびマルテンサイト相のいずれか１種以上の相であって、フェライトの平均
フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径
が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析
出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高
強度熱延鋼板。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５・・・（３）
ここで、式中のＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
［２］［１］に記載の鋼成分を有する鋼スラブを１２００〜１３００℃の範囲で加熱
後、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後２秒以内に３０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０〜７５０℃の温度で冷却を停止し、
引き続いて５〜２０秒の放冷工程を経たのちに、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却し、５６０℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製
造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、高強度であって、延性および伸びフランジ性に優れるとともに、鋼板内で強度のばらつきの小さい良好な材質均一性を有する熱延鋼板として、引張強さ（ＴＳ）が５９０〜７８０ＭＰａ以上、全伸び（Ｅｌ）が２８％以上、穴広げ値（λ）が１００％以上で、かつＴＳのばらつきΔＴＳが１５ＭＰａ以下となる高強度熱延鋼板が製造可能となった。本発明の高強度熱延鋼板は、乗用車のピラーやメンバー、トラックのフレームなどの構造部材に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、元素の含有量を表す単位はいずれも質量％であり、以下、単に「％」で示す。
【００１５】
１）鋼成分
本発明における鋼成分（化学成分）を限定した理由について説明する。
・Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｃは、フェライト相中に微細なＴｉ炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。ＴＳが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板を得るにはＣ量は０．０２０％以上の含有が必要となる。一方、Ｃ量が０．０６５％を超えるとＥｌやλが低下するのみならず、フェライト変態の進行速度が緩慢となり材質均一性低下の原因となる。したがって、Ｃ量は０．０２０〜０．０６５％とする。好ましくはＣ量は０．０２０％以上０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下とする。
【００１６】
・Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉ量が０．１％を超えるとＡｒ３点が上昇し過ぎるため、フェライト相の微細かつ整粒組織を得ることが困難となる。さらにはＳｉ量が増加すると靭性や耐疲労特性の劣化につながるため、Ｓｉ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００１７】
・Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｍｎは、高強度化、フェライト粒の微細化に有効である。ＴＳが５９０ＭＰａ以上かつフェライト粒径が１０μｍ以下の熱延鋼板を得るにはＭｎ量は０．４０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が０．８０％以上であると、フェライト変態の進行が緩慢となり材質均一性の低下を招く。したがって、Ｍｎ量は０．４０〜０．８０％未満とする。
【００１８】
・Ｐ：０．０３０％以下
Ｐ量が０．０３％を超えると粒界への偏析が顕著になり、靭性や溶接性の低下を招く。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とするが、極力低減することが望ましい。
・Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎやＴｉと硫化物を形成し、伸びフランジ性を低下させる。したがって、Ｓ量は０．００５％以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００１９】
・Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素として活用され、鋼清浄度を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るにはＡｌ量は０．００５％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると表面欠陥が生じやすくなるとともに、コスト増を招く。したがって、Ａｌ量は０．００５〜０．１％とする。
【００２０】
・Ｎ：０．００５％以下
ＮはＴｉとの親和力が強い元素であり、強化に寄与しないＴｉ窒化物を形成する。そのため、Ｎ量が０．００５％を超えると強化に寄与するＴｉ炭化物量を確保するために多量のＴｉ量が必要となり、コスト増を招く。したがって、０．００５％以下とするが、極力低減することが望ましい。
【００２１】
・Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素であり、熱間圧延後の一次冷却に引き続く放冷（空冷）時にフェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細なＴｉＣやＴｉ４Ｃ２Ｓ２などの炭化物として析出し、高強度化に寄与する。ＴＳが５９０ＭＰａ以上を達成するには少なくともＴｉ量が０．０８％以上である必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２０％を超えると熱間圧延時に先立つスラブ加熱時に粗大なＴｉ炭化物を溶解することが困難となり、熱間圧延後に強化に寄与する微細なＴｉ炭化物が得られなくなる。また、スラブ加熱時の粗大なＴｉ炭化物の不均一な溶解を引き起こし、鋼板内におけるＴＳの均一化を阻害する。したがって、Ｔｉ量は０．０８〜０．２０％とし、望ましくは０．０８〜０．１６％、より望ましくは０．０８〜０．１３％である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２２】
・式（１）〜（３）について
後記するように、λが１００％以上の熱延鋼板を得るには析出するセメンタイト量の制御が必要となる。そのために本発明ではＴｉがＣと結合してＴｉＣやＴｉ４Ｃ２Ｓ２などのＴｉ炭化物を生成することを利用する。
したがって、Ｔｉ炭化物を形成できるＴｉ量を確保する必要があり、下記の式（１）で定義されるＴｉ＊が下記の式（２）を満たす必要がある。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
Ｔｉ＊はＴｉ炭化物を形成できるＴｉ量を表している。
良好な伸びフランジ性を得るにはセメンタイト量を制御する必要がある。本発明鋼ではＴｉ炭化物を形成しない余剰Ｃ量がセメンタイト生成量となる。セメンタイト生成量が多くなると伸びフランジ性は低下する傾向を示し、λ１００％以上を得るには（Ｃ／Ｔｉ＊）の値を０．３７５以下にする必要がある。また、この値が０．３００未満であると微細なＴｉ炭化物生成量が不足し、所定の強度（ＴＳ５９０ＭＰａ以上）が得られない。
すなわち（Ｃ／Ｔｉ＊）が下記の式（３）を満たさなければならない。
０．３００≦（Ｃ／Ｔｉ＊）≦０．３７５ ・・・（３）
なお、式（１）〜（３）におけるＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
【００２３】
２）鋼組織
次に、本発明の鋼組織について説明する。
ＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上を達成するには、硬質なフェライト相を主体とした鋼組織にすることが肝要である。これは、延性に富むフェライト相に、フェライト変態進行中にＴｉ炭化物を析出させることで高強度かつ高延性を有する鋼板が得られる。伸びフランジ性に悪影響をおよぼすセメンタイトの析出を抑制するため含有するＣは微細なＴｉ炭化物として固定する必要がある。セメンタイトは非常に硬質であるため、打抜加工時および伸びフランジ成形時にボイドの基点となる。生成したボイドは成長、連結することによって破壊に至るが、フェライト相の面積率が９５％以上の鋼組織を有する鋼板ではセメンタイト同士の粒子間隔は十分広いため、セメンタイトが含まれていたとしても、ボイド連結の進行を鈍化でき、フェライト面積率９５％未満の場合と比べて、伸びフランジ性は良好である。さらには、フェライト相の面積率が９５％以上であればＥｌが２８％以上を達成することが可能となる。
【００２４】
なお、第二相は、フェライト相の面積率が９５％以上であれば、マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相のいずれか１種以上の相を含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。
【００２５】
高強度であって、かつ材質の均一な鋼板を得るには、フェライト相の面積率を９５％以上の条件を満足したうえで、フェライト粒径およびＴｉ炭化物を微細かつ均一なサイズにする必要がある。さらにＴｉ炭化物は可能な限り多く得る必要がある。具体的には平均フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、かつＴｉ＊（Ｔｉ炭化物を形成できるＴｉ量）の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出していればＴＳが５９０ＭＰａ以上、ΔＴＳが１５ＭＰａ以下を達成することが可能となる。
【００２６】
３）製造条件
本発明の製造条件について説明する。
・スラブの加熱温度：１２００〜１３００℃
熱間圧延後フェライト相中に微細なＴｉ炭化物を析出させるには熱間圧延前にスラブ中に析出している粗大なＴｉ炭化物を溶解させる必要がある。そのためにはスラブを１２００℃以上で加熱する必要がある。一方、１３００℃を超える加熱はスケールの生成が増大し、歩留まりの低下を招く。したがって、スラブの加熱温度は１２００〜１３００℃とする。
【００２７】
・熱間圧延の仕上温度：９００℃以上
オーステナイトフォーマーであるＭｎ含有量が少ないため、Ａｒ３点が比較的高い。具体的には仕上温度が９００℃を下回るとフェライト粒の粗大化や異常組織の原因となり、強度および材質均一性の低下を招く。そのため、仕上温度は９００℃以上とする。
【００２８】
・熱間圧延後の冷却開始時間：２秒以内
・熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
熱間圧延後、一次冷却開始までの時間が２秒を超えると粗大なフェライト粒や、粗大なＴｉ炭化物が生成するため、強度や材質均一性が低下する。そのため、圧延後の冷却開始時間は２秒以内とする。同様の理由から、熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。
【００２９】
・一次冷却の冷却停止温度：６５０〜７５０℃
一次冷却は６５０〜７５０℃の温度域で停止させて、引き続く放冷（空冷）時にフェライト変態と微細なＴｉ炭化物形成を促進させる必要がある。冷却停止温度が６５０℃未満の場合、フェライトが十分に生成せず、９５％以上の面積率を確保できなくなるとともに、Ｔｉ＊の８０％以上のＴｉをＴｉ炭化物として析出させることができなくなる。一方、冷却停止温度が７５０℃を超えると、フェライト粒やＴｉ炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却停止温度は６５０〜７５０℃とする。
【００３０】
・一次冷却後の空冷時間：５〜２０秒間
空冷時間が５秒未満ではフェライト相が十分に生成せず、フェライト相の面積率が９５％以上、Ｔｉ＊の８０％以上のＴｉをＴｉ炭化物として析出させることが困難となる。空冷時間が２０秒間を超えるとフェライト粒やＴｉ炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却後の空冷時間５〜２０秒間とする。
【００３１】
・二次冷却条件：平均冷却速度３０℃／ｓ以上
熱間圧延後の一次冷却および空冷工程の組み合わせで得られるフェライト粒径１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を維持するために、空冷後巻き取りまでは３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で二次冷却する必要がある。
【００３２】
・巻取温度：５６０℃以下
本発明の製造方法では、巻き取り前に鋼板組織やＴｉ炭化物の状態が決定し、その後巻取処理を行うこととなる。しかしながら巻取温度が５６０℃を超えるとＴｉ炭化物が粗大化し強度が低下する。したがって、巻取温度は５６０℃以下とする。なお、良好な鋼板形状を確保するという観点からは、巻取温度を３５０℃以上とすることが好ましい。
【００３３】
その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて二次精錬を行って製造される。その後の鋳造は生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うことが望ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が損なわれることはない。また熱間圧延後、調質圧延を行ったり、溶融亜鉛系めっき、電気亜鉛めっき、化成処理を行うことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは亜鉛および亜鉛を主体とした（亜鉛を９０％以上含有する）めっきであり、亜鉛のほかにＡｌ、Ｃｒなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。
【実施例】
【００３４】
表１に示す化学成分（組成）を有する鋼Ａ〜Ｈを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを１２５０℃に加熱し、表２に示す熱延条件で板厚３．２ｍｍのコイル状の熱延鋼板Ｎｏ．１〜１８を製造した。
なお、表１、表２における下線は、本発明の条件を外れることを示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
そして、酸洗後コイルの最内周と最外周の一巻き分とコイル幅方向の両端部１０ｍｍをトリミング後、コイル長手方向に２０等分、幅方向に８等分に分割し、トリミング後のコイル端部を含めた１８９点の位置から圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、平均の引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）、および材質均一性の尺度として、トリミング後のコイル内のＴＳのばらつき、すなわちＴＳの標準偏差ΔＴＳを求めた。
【００３８】
また、１８９点の位置から穴広げ試験用試験片を採取し、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して穴広げ試験を行い、平均の穴拡げ率λを求めた。組織全体に占めるフェライト相や第二相の面積率は、１８９点の位置から走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール腐食し、板厚中心部近傍で倍率１０００倍のＳＥＭ写真を１０視野観察し、フェライト相やマルテンサイト相等のフェライト相以外の相を画像処理により識別し、画像解析処理によりフェライト相やマルテンサイト相等のフェライト相以外の相の面積を測定し、観察視野の面積に占める割合（百分率）として求め、フェライト相の面積率は１８９点の最低値とした。
【００３９】
フェライト平均粒径は上記ＳＥＭ写真１０視野分から切断法により求めた。すなわち、各ＳＥＭ写真に、各３本の垂直、水平線を引き、フェライト粒切片長を求め、求めた粒切片長に１．１３を乗じたもの（ＡＳＴＭ公称粒径に相当）を、フェライト粒径とし、１０視野分を平均して、平均フェライト粒径とした。
なお、上記の方法により、上記の１８９点の位置で求めた平均フェライト粒径の最大値を、後述する表３に示した。Ｔｉ炭化物の平均粒子径は、コイル端部も含めたコイル長手方向に２０等分した位置、コイル幅方向中央部の２１点の板厚中央部からツインジェット法により薄膜を採取し透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察を行い、３０００個以上のＴｉ炭化物の粒子径を画像解析により計測し、その平均値とした。Ｔｉ炭化物の析出物量はＴＥＭ観察を行った採取位置２１点について、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解し、Ｔｉ炭化物を抽出し、その抽出量を分析することにより求めた。
【００４０】
結果を表３に示す。表中における下線は、本発明の条件を外れることを示す。
表３において、鋼板Ｎｏ．１〜３、１１および１３は発明例であり、鋼板Ｎｏ．４〜１０、１２、１４〜１８は比較例である。
なお、表３にはフェライト面積率を記載しているが、フェライト以外の相は、パーライトまたはベイナイト相であった。
【００４１】
【表３】
【００４２】
発明例のＮｏ．１〜３、１１および１３は、いずれもＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上であり、高強度であり延性と伸びフランジ性に優れ、かつＴＳのばらつきΔＴＳが１５ＭＰａ以下であり、コイル内で強度ばらつきが小さく、材質均一性に優れている。
【００４３】
他方、比較例のＮｏ．４は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却時間の開始までの時間が３．０秒であり、２秒を超え製造条件が本発明外である。このため、フェライト粒径が１１μｍと粗大化しており、ＴＳが５８６ＭＰａと強度が低く、ΔＴＳが２８ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４４】
比較例のＮｏ．５は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却時の平均冷却速度が２０℃／ｓであり、３０℃／ｓを下回り、製造条件が本発明外である。このため、Ｎｏ．４と同様に、フェライト粒径が１２μｍと粗大化しており、ＴＳが５６５ＭＰａと強度が低く、ΔＴＳが３１ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４５】
比較例のＮｏ．６は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却の冷却停止温度が６５０℃未満の６００℃であり、製造条件が本発明外である。このため、フェライト相が十分に生成せず、フェライト面積率が、７６％と低く、Ｔｉ炭化物の析出量がＴｉ＊の７６％であり、８０％に達しておらず、Ｅｌが２６％、λが７８％とやや低く、とりわけΔＴＳが３５ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４６】
また、比較例のＮｏ．７は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却の冷却停止温度が８００℃であり、７５０℃を超えており製造条件が本発明外である。このため、Ｔｉ炭化物の平均粒子径が１２ｎｍであり、１０ｎｍを超え、Ｔｉ炭化物の析出量がＴｉ＊の６４％であり、８０％を下回っている。また、フェライト面積率も６１％であり、８５％を下回っている。このため、ＴＳが５３２ＭＰａと低く、ΔＴＳは４７ＭＰａに達し、強度と材質均一性に劣っている。そして、Ｅｌが２７％、λが６４％と延性と伸びフランジ性も劣っている。
【００４７】
比較例のＮｏ．８は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、一次冷却後の空冷時間が２５秒であり、２０秒を超えており製造条件が本発明外である。このため、Ｔｉ炭化物は、平均粒子径が１１ｎｍであり粗大化している。このため、ＴＳが５７８ＭＰａ、ΔＴＳが２１ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００４８】
比較例のＮｏ．９は鋼種がＡであり本発明の範囲内であるが、二次冷却の平均冷却速度が２０℃であり、２５℃未満であり、本発明の製造条件を外れている。このため、フェライト粒径が１３μｍであり粗大化している。このため、ＴＳが５７４ＭＰａ、ΔＴＳが２７ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００４９】
比較例のＮｏ．１０は鋼種がＡであり本発明の範囲内であるが、巻取温度が６００℃であり、５６０℃を超えており本発明の製造条件を外れている。Ｔｉ炭化物の平均粒子径とフェライト粒径がそれぞれ１０ｎｍ、１０μｍを超え粗大化している。このため、ＴＳが５６４ＭＰａ、ΔＴＳが２２ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００５０】
発明例のＮｏ．１１と比較例の１２は共に鋼種がＢであり、組成は本発明の範囲内であるが、熱間圧延の仕上温度が発明例のＮｏ．１１では９１０℃であり本発明の製造条件を満たすのに対して、比較例のＮｏ．１２は８８０℃であり、本発明の製造条件を外れている。このため、比較例１２は、フェライト粒径が１１μｍと粗大化しており、強度と材質均一性が劣る結果となっている。
【００５１】
比較例のＮｏ．１４は鋼種がＤであり、Ｃ量が０．０１９％、（Ｃ／Ｔｉ＊）値が０．１８７であり、組成が本発明の条件から外れている。このため、ＴＳが５４９ＭＰａであり、強度が低い。
比較例のＮｏ．１５は鋼種がＥであり、Ｃ量が０．０７７％、（Ｃ／Ｔｉ＊）値が０．８０６であり、組成が本発明の条件から外れている。このため、λが６７％であり、成形性に劣っている。
【００５２】
比較例のＮｏ．１６は鋼種がＦであり、Ｓｉ量が０．５６％であり、組成が本発明の条件（０．１％以下）を外れる。このため、フェライト粒径が１１μｍであり１０μｍを超え、ΔＴＳが２５であり、材質均一性に劣っている。
【００５３】
比較例Ｎｏ．１７は、鋼種がＧであり、Ｍｎ量が１．２５％であり、組成が本発明の条件（０．８０％未満）を外れる。また、Ｔｉ＊量に対するＴｉ炭化物の析出量の割合も０．７１と低く、本発明の条件を下回る。このため、フェライト面積率が低く、ΔＴＳが１８ＭＰａであり材質均一性が劣り、Ｅｌが２６％、λが８６％と延性と伸びフランジ性も劣っている。
【００５４】
比較例Ｎｏ．１８は、鋼種がＨであり、Ｔｉ量が０．０７５％であり、組成が本発明の条件（０．０８〜０．１６％）を外れる。また、Ｔｉ＊は０．０６０であり、０．０８を下回り、（Ｃ／Ｔｉ＊）も０．６０３と０．３７５を上回り、ともに本発明の条件を外れている。このため、ＴＳが５７４ＭＰａであり、強度が劣っている。
【００５５】
以上のとおり、本発明では、ＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上、かつΔＴＳが１５ＭＰａ以下の熱延鋼板を得ることが可能であり、延性（伸び特性）や伸びフランジ性に優れ、かつ材質均一性に優れていることがわかる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トラックフレームなどの大型車両自動車の骨格部材などの使途に有用な、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２の排出量を規制するため自動車の燃費改善が急務であり、使用部材の薄肉化による軽量化が要求されているが、薄肉化により衝突特性が低下する。衝突時の乗員の安全を確保するため安全性向上も要求されていることから、薄肉化には使用部材の高強度化が必須である。
【０００３】
鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス成形によって製造される。一般に、鋼板は高強度化によって延性や伸びフランジ性などが低下し、スプリングバックが大きくなることから、成形性や形状安定性が課題になっている。近年、スプリングバック量はCAE（Computer Assisted Engineering）によって精度良く予測可能となっている。材質ばらつきが大きい場合にはCAEによる予測の精度が低下するため、成形性に加えて強度ばらつきの小さい材質均一性に優れた高強度鋼板が求められている。
【０００４】
現在、高強度と良好な成形性を両立する開発が活発に進められているが、例えば特許文献１は質量％でＣ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積占有率で５０〜９０％がフェライト相で、かつ残部が実質的にベイナイト相であって、フェライト相とベイナイト相の体積占有率の合計が９５％以上であり、フェライト相中にはＴｉを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が２０ｎｍ以下である組織を有し、かつ鋼中のＴｉ量の８０％以上が析出している伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２は質量％でＣ：０．０１５〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：２〜５０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、０．７５＜（Ｃ％／１２）／（Ｔｉ％／４８）−Ｎ％／１４−Ｓ％／３２）＜１．２５および１．０＜（Ｍｎ％＋Ｂｐｐｍ／１０−Ｓｉ％）の関係を満足し、フェライト相とベイニティックフェライト相の面積率の合計が９０％以上、セメンタイトの面積率が５％以下であり、ＴＳが６９０〜８５０ＭＰａ、λが４０％以上である伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００６】
特許文献３には、質量％でＣ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含有しフェライト組織を有する金属組織中に原子比にしてＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる材質均一性に優れたＴＳが６１０〜８３０ＭＰａの高成形性高張力熱延鋼板が開示されている。
【０００７】
さらに特許文献４には、質量％でＣ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０３０〜０．０８０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライト相の面積率が７０％以上、かつサイズ２０ｎｍ未満の析出物中に存在するＴｉの量が、式〔Ｔｉ＊＝［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］〕で計算されるＴｉ＊の値の５０％以上であり、ＴＳが５４０〜７８０ＭＰａで強度ばらつきの小さい強度均一性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
【０００８】
しかしながら、特許文献１に記載の高強度熱延鋼板では、硬質なフェライトとベイナイト相を規定の体積分率で製造する必要があるが、変態挙動は鋼の化学成分に対して一定ではないため、フェライト変態を促進させる中間の空冷時の制御が難しい問題がある。特許文献２、３に記載の高強度熱延鋼板では伸びＥｌが低く、必ずしも良好な伸びフランジ性、材質安定性を持つ鋼板が得られない問題がある。特許文献４に記載の高強度熱延鋼板はＭｎによる固溶強化によりＴＳ５９０ＭＰａ以上を得ているが、固溶強化はＴｉによる析出強化よりも添加元素量に対する強化比が小さいためコスト性に劣る。また、Ｔｉに対してＣ添加量が多いため、硬質なセメンタイト生成は不可避である。そのため、伸びフランジ性に劣る問題もある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−９３２２号公報
【特許文献２】特開２００７−３０２９９２号公報
【特許文献３】特開２００２−３２２５４１号公報
【特許文献４】特開２００９−１８５３６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記問題点を解決すべく、高強度であって、延性および伸びフランジ性に優れるとともに、コイル内で強度のばらつきの小さい良好な材質均一性を有する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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記目的の高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下の知見を見いだした。
１）ＴｉＣの析出効率およびセメンタイト生成量の制御を目的とした成分組成の適正化
を図った上で、フェライト相の面積率が９５％、フェライト粒径１０μｍ以下を有
する鋼組織により引張強さ（ＴＳ）が５９０〜７８０ＭＰａ、全伸び（Ｅｌ）が２
８％以上、穴拡げ率（λ）が１００％以上の熱延鋼板が得られる。
２）材質均一性の向上には、鋼板内のフェライト分率を一定としたうえでＴｉＣの粗大
化の抑制が重要である。そのため、オーステナイトフォーマーであるＭｎ含有量を
抑えた条件である０．４〜０．８％とすることにより短時間でフェライト変態を完
了させることが可能となるうえ、製造コストを抑えることができる。ＴＳ５９０Ｍ
Ｐａ以上を達成するためにＴｉは０．０８〜０．１６％の含有が必要となるが、析
出物構成元素であるＴｉの含有量が多い場合には析出物が粗大化しやすい問題があ
る。この問題に対しては、フェライト変態中に析出物を得た後、低温で巻き取るこ
とが重要である。具体的には巻取温度は５６０℃以下である必要がある。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づいており、上記の課題を解決するために、以下の手段を採用する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｓｉ：０．１％以下
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｐ：０．０３０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式（１）
で規定されるＴｉ＊が下記の式（２）式および式（３）を満たす鋼成分を有し、
鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト
相およびマルテンサイト相のいずれか１種以上の相であって、フェライトの平均
フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径
が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析
出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高
強度熱延鋼板。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５・・・（３）
ここで、式中のＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
［２］［１］に記載の鋼成分を有する鋼スラブを１２００〜１３００℃の範囲で加熱
後、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後２秒以内に３０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０〜７５０℃の温度で冷却を停止し、
引き続いて５〜２０秒の放冷工程を経たのちに、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷
却し、５６０℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製
造方法。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、高強度であって、延性および伸びフランジ性に優れるとともに、鋼板内で強度のばらつきの小さい良好な材質均一性を有する熱延鋼板として、引張強さ（ＴＳ）が５９０〜７８０ＭＰａ以上、全伸び（Ｅｌ）が２８％以上、穴広げ値（λ）が１００％以上で、かつＴＳのばらつきΔＴＳが１５ＭＰａ以下となる高強度熱延鋼板が製造可能となった。本発明の高強度熱延鋼板は、乗用車のピラーやメンバー、トラックのフレームなどの構造部材に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、元素の含有量を表す単位はいずれも質量％であり、以下、単に「％」で示す。
【００１５】
１）鋼成分
本発明における鋼成分（化学成分）を限定した理由について説明する。
・Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｃは、フェライト相中に微細なＴｉ炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。ＴＳが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板を得るにはＣ量は０．０２０％以上の含有が必要となる。一方、Ｃ量が０．０６５％を超えるとＥｌやλが低下するのみならず、フェライト変態の進行速度が緩慢となり材質均一性低下の原因となる。したがって、Ｃ量は０．０２０〜０．０６５％とする。好ましくはＣ量は０．０２０％以上０．０５５％以下、より好ましくは０．０５０％以下とする。
【００１６】
・Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉ量が０．１％を超えるとＡｒ３点が上昇し過ぎるため、フェライト相の微細かつ整粒組織を得ることが困難となる。さらにはＳｉ量が増加すると靭性や耐疲労特性の劣化につながるため、Ｓｉ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００１７】
・Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｍｎは、高強度化、フェライト粒の微細化に有効である。ＴＳが５９０ＭＰａ以上かつフェライト粒径が１０μｍ以下の熱延鋼板を得るにはＭｎ量は０．４０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が０．８０％以上であると、フェライト変態の進行が緩慢となり材質均一性の低下を招く。したがって、Ｍｎ量は０．４０〜０．８０％未満とする。
【００１８】
・Ｐ：０．０３０％以下
Ｐ量が０．０３％を超えると粒界への偏析が顕著になり、靭性や溶接性の低下を招く。したがって、Ｐ量は０．０３％以下とするが、極力低減することが望ましい。
・Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎやＴｉと硫化物を形成し、伸びフランジ性を低下させる。したがって、Ｓ量は０．００５％以下とするが、極力低減することが好ましい。
【００１９】
・Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素として活用され、鋼清浄度を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るにはＡｌ量は０．００５％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が０．１％を超えると表面欠陥が生じやすくなるとともに、コスト増を招く。したがって、Ａｌ量は０．００５〜０．１％とする。
【００２０】
・Ｎ：０．００５％以下
ＮはＴｉとの親和力が強い元素であり、強化に寄与しないＴｉ窒化物を形成する。そのため、Ｎ量が０．００５％を超えると強化に寄与するＴｉ炭化物量を確保するために多量のＴｉ量が必要となり、コスト増を招く。したがって、０．００５％以下とするが、極力低減することが望ましい。
【００２１】
・Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素であり、熱間圧延後の一次冷却に引き続く放冷（空冷）時にフェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細なＴｉＣやＴｉ４Ｃ２Ｓ２などの炭化物として析出し、高強度化に寄与する。ＴＳが５９０ＭＰａ以上を達成するには少なくともＴｉ量が０．０８％以上である必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２０％を超えると熱間圧延時に先立つスラブ加熱時に粗大なＴｉ炭化物を溶解することが困難となり、熱間圧延後に強化に寄与する微細なＴｉ炭化物が得られなくなる。また、スラブ加熱時の粗大なＴｉ炭化物の不均一な溶解を引き起こし、鋼板内におけるＴＳの均一化を阻害する。したがって、Ｔｉ量は０．０８〜０．２０％とし、望ましくは０．０８〜０．１６％、より望ましくは０．０８〜０．１３％である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２２】
・式（１）〜（３）について
後記するように、λが１００％以上の熱延鋼板を得るには析出するセメンタイト量の制御が必要となる。そのために本発明ではＴｉがＣと結合してＴｉＣやＴｉ４Ｃ２Ｓ２などのＴｉ炭化物を生成することを利用する。
したがって、Ｔｉ炭化物を形成できるＴｉ量を確保する必要があり、下記の式（１）で定義されるＴｉ＊が下記の式（２）を満たす必要がある。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
Ｔｉ＊はＴｉ炭化物を形成できるＴｉ量を表している。
良好な伸びフランジ性を得るにはセメンタイト量を制御する必要がある。本発明鋼ではＴｉ炭化物を形成しない余剰Ｃ量がセメンタイト生成量となる。セメンタイト生成量が多くなると伸びフランジ性は低下する傾向を示し、λ１００％以上を得るには（Ｃ／Ｔｉ＊）の値を０．３７５以下にする必要がある。また、この値が０．３００未満であると微細なＴｉ炭化物生成量が不足し、所定の強度（ＴＳ５９０ＭＰａ以上）が得られない。
すなわち（Ｃ／Ｔｉ＊）が下記の式（３）を満たさなければならない。
０．３００≦（Ｃ／Ｔｉ＊）≦０．３７５ ・・・（３）
なお、式（１）〜（３）におけるＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
【００２３】
２）鋼組織
次に、本発明の鋼組織について説明する。
ＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上を達成するには、硬質なフェライト相を主体とした鋼組織にすることが肝要である。これは、延性に富むフェライト相に、フェライト変態進行中にＴｉ炭化物を析出させることで高強度かつ高延性を有する鋼板が得られる。伸びフランジ性に悪影響をおよぼすセメンタイトの析出を抑制するため含有するＣは微細なＴｉ炭化物として固定する必要がある。セメンタイトは非常に硬質であるため、打抜加工時および伸びフランジ成形時にボイドの基点となる。生成したボイドは成長、連結することによって破壊に至るが、フェライト相の面積率が９５％以上の鋼組織を有する鋼板ではセメンタイト同士の粒子間隔は十分広いため、セメンタイトが含まれていたとしても、ボイド連結の進行を鈍化でき、フェライト面積率９５％未満の場合と比べて、伸びフランジ性は良好である。さらには、フェライト相の面積率が９５％以上であればＥｌが２８％以上を達成することが可能となる。
【００２４】
なお、第二相は、フェライト相の面積率が９５％以上であれば、マルテンサイト相、ベイナイト相、パーライト相のいずれか１種以上の相を含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。
【００２５】
高強度であって、かつ材質の均一な鋼板を得るには、フェライト相の面積率を９５％以上の条件を満足したうえで、フェライト粒径およびＴｉ炭化物を微細かつ均一なサイズにする必要がある。さらにＴｉ炭化物は可能な限り多く得る必要がある。具体的には平均フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下、かつＴｉ＊（Ｔｉ炭化物を形成できるＴｉ量）の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出していればＴＳが５９０ＭＰａ以上、ΔＴＳが１５ＭＰａ以下を達成することが可能となる。
【００２６】
３）製造条件
本発明の製造条件について説明する。
・スラブの加熱温度：１２００〜１３００℃
熱間圧延後フェライト相中に微細なＴｉ炭化物を析出させるには熱間圧延前にスラブ中に析出している粗大なＴｉ炭化物を溶解させる必要がある。そのためにはスラブを１２００℃以上で加熱する必要がある。一方、１３００℃を超える加熱はスケールの生成が増大し、歩留まりの低下を招く。したがって、スラブの加熱温度は１２００〜１３００℃とする。
【００２７】
・熱間圧延の仕上温度：９００℃以上
オーステナイトフォーマーであるＭｎ含有量が少ないため、Ａｒ３点が比較的高い。具体的には仕上温度が９００℃を下回るとフェライト粒の粗大化や異常組織の原因となり、強度および材質均一性の低下を招く。そのため、仕上温度は９００℃以上とする。
【００２８】
・熱間圧延後の冷却開始時間：２秒以内
・熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
熱間圧延後、一次冷却開始までの時間が２秒を超えると粗大なフェライト粒や、粗大なＴｉ炭化物が生成するため、強度や材質均一性が低下する。そのため、圧延後の冷却開始時間は２秒以内とする。同様の理由から、熱間圧延後の一次冷却時の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。
【００２９】
・一次冷却の冷却停止温度：６５０〜７５０℃
一次冷却は６５０〜７５０℃の温度域で停止させて、引き続く放冷（空冷）時にフェライト変態と微細なＴｉ炭化物形成を促進させる必要がある。冷却停止温度が６５０℃未満の場合、フェライトが十分に生成せず、９５％以上の面積率を確保できなくなるとともに、Ｔｉ＊の８０％以上のＴｉをＴｉ炭化物として析出させることができなくなる。一方、冷却停止温度が７５０℃を超えると、フェライト粒やＴｉ炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却停止温度は６５０〜７５０℃とする。
【００３０】
・一次冷却後の空冷時間：５〜２０秒間
空冷時間が５秒未満ではフェライト相が十分に生成せず、フェライト相の面積率が９５％以上、Ｔｉ＊の８０％以上のＴｉをＴｉ炭化物として析出させることが困難となる。空冷時間が２０秒間を超えるとフェライト粒やＴｉ炭化物の粗大化を招き、フェライト粒径が１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を達成することが困難となる。したがって、一次冷却後の空冷時間５〜２０秒間とする。
【００３１】
・二次冷却条件：平均冷却速度３０℃／ｓ以上
熱間圧延後の一次冷却および空冷工程の組み合わせで得られるフェライト粒径１０μｍ以下、Ｔｉ炭化物の平均粒子径１０ｎｍ以下を維持するために、空冷後巻き取りまでは３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で二次冷却する必要がある。
【００３２】
・巻取温度：５６０℃以下
本発明の製造方法では、巻き取り前に鋼板組織やＴｉ炭化物の状態が決定し、その後巻取処理を行うこととなる。しかしながら巻取温度が５６０℃を超えるとＴｉ炭化物が粗大化し強度が低下する。したがって、巻取温度は５６０℃以下とする。なお、良好な鋼板形状を確保するという観点からは、巻取温度を３５０℃以上とすることが好ましい。
【００３３】
その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて二次精錬を行って製造される。その後の鋳造は生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うことが望ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が損なわれることはない。また熱間圧延後、調質圧延を行ったり、溶融亜鉛系めっき、電気亜鉛めっき、化成処理を行うことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは亜鉛および亜鉛を主体とした（亜鉛を９０％以上含有する）めっきであり、亜鉛のほかにＡｌ、Ｃｒなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。
【実施例】
【００３４】
表１に示す化学成分（組成）を有する鋼Ａ〜Ｈを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを１２５０℃に加熱し、表２に示す熱延条件で板厚３．２ｍｍのコイル状の熱延鋼板Ｎｏ．１〜１８を製造した。
なお、表１、表２における下線は、本発明の条件を外れることを示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
そして、酸洗後コイルの最内周と最外周の一巻き分とコイル幅方向の両端部１０ｍｍをトリミング後、コイル長手方向に２０等分、幅方向に８等分に分割し、トリミング後のコイル端部を含めた１８９点の位置から圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、平均の引張強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）、および材質均一性の尺度として、トリミング後のコイル内のＴＳのばらつき、すなわちＴＳの標準偏差ΔＴＳを求めた。
【００３８】
また、１８９点の位置から穴広げ試験用試験片を採取し、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して穴広げ試験を行い、平均の穴拡げ率λを求めた。組織全体に占めるフェライト相や第二相の面積率は、１８９点の位置から走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール腐食し、板厚中心部近傍で倍率１０００倍のＳＥＭ写真を１０視野観察し、フェライト相やマルテンサイト相等のフェライト相以外の相を画像処理により識別し、画像解析処理によりフェライト相やマルテンサイト相等のフェライト相以外の相の面積を測定し、観察視野の面積に占める割合（百分率）として求め、フェライト相の面積率は１８９点の最低値とした。
【００３９】
フェライト平均粒径は上記ＳＥＭ写真１０視野分から切断法により求めた。すなわち、各ＳＥＭ写真に、各３本の垂直、水平線を引き、フェライト粒切片長を求め、求めた粒切片長に１．１３を乗じたもの（ＡＳＴＭ公称粒径に相当）を、フェライト粒径とし、１０視野分を平均して、平均フェライト粒径とした。
なお、上記の方法により、上記の１８９点の位置で求めた平均フェライト粒径の最大値を、後述する表３に示した。Ｔｉ炭化物の平均粒子径は、コイル端部も含めたコイル長手方向に２０等分した位置、コイル幅方向中央部の２１点の板厚中央部からツインジェット法により薄膜を採取し透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察を行い、３０００個以上のＴｉ炭化物の粒子径を画像解析により計測し、その平均値とした。Ｔｉ炭化物の析出物量はＴＥＭ観察を行った採取位置２１点について、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、約０．２ｇを電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解し、Ｔｉ炭化物を抽出し、その抽出量を分析することにより求めた。
【００４０】
結果を表３に示す。表中における下線は、本発明の条件を外れることを示す。
表３において、鋼板Ｎｏ．１〜３、１１および１３は発明例であり、鋼板Ｎｏ．４〜１０、１２、１４〜１８は比較例である。
なお、表３にはフェライト面積率を記載しているが、フェライト以外の相は、パーライトまたはベイナイト相であった。
【００４１】
【表３】
【００４２】
発明例のＮｏ．１〜３、１１および１３は、いずれもＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上であり、高強度であり延性と伸びフランジ性に優れ、かつＴＳのばらつきΔＴＳが１５ＭＰａ以下であり、コイル内で強度ばらつきが小さく、材質均一性に優れている。
【００４３】
他方、比較例のＮｏ．４は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却時間の開始までの時間が３．０秒であり、２秒を超え製造条件が本発明外である。このため、フェライト粒径が１１μｍと粗大化しており、ＴＳが５８６ＭＰａと強度が低く、ΔＴＳが２８ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４４】
比較例のＮｏ．５は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却時の平均冷却速度が２０℃／ｓであり、３０℃／ｓを下回り、製造条件が本発明外である。このため、Ｎｏ．４と同様に、フェライト粒径が１２μｍと粗大化しており、ＴＳが５６５ＭＰａと強度が低く、ΔＴＳが３１ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４５】
比較例のＮｏ．６は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却の冷却停止温度が６５０℃未満の６００℃であり、製造条件が本発明外である。このため、フェライト相が十分に生成せず、フェライト面積率が、７６％と低く、Ｔｉ炭化物の析出量がＴｉ＊の７６％であり、８０％に達しておらず、Ｅｌが２６％、λが７８％とやや低く、とりわけΔＴＳが３５ＭＰａであり、材質均一性に劣る。
【００４６】
また、比較例のＮｏ．７は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、圧延後の一次冷却の冷却停止温度が８００℃であり、７５０℃を超えており製造条件が本発明外である。このため、Ｔｉ炭化物の平均粒子径が１２ｎｍであり、１０ｎｍを超え、Ｔｉ炭化物の析出量がＴｉ＊の６４％であり、８０％を下回っている。また、フェライト面積率も６１％であり、８５％を下回っている。このため、ＴＳが５３２ＭＰａと低く、ΔＴＳは４７ＭＰａに達し、強度と材質均一性に劣っている。そして、Ｅｌが２７％、λが６４％と延性と伸びフランジ性も劣っている。
【００４７】
比較例のＮｏ．８は鋼種がＡであり組成は本発明の範囲内であるが、一次冷却後の空冷時間が２５秒であり、２０秒を超えており製造条件が本発明外である。このため、Ｔｉ炭化物は、平均粒子径が１１ｎｍであり粗大化している。このため、ＴＳが５７８ＭＰａ、ΔＴＳが２１ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００４８】
比較例のＮｏ．９は鋼種がＡであり本発明の範囲内であるが、二次冷却の平均冷却速度が２０℃であり、２５℃未満であり、本発明の製造条件を外れている。このため、フェライト粒径が１３μｍであり粗大化している。このため、ＴＳが５７４ＭＰａ、ΔＴＳが２７ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００４９】
比較例のＮｏ．１０は鋼種がＡであり本発明の範囲内であるが、巻取温度が６００℃であり、５６０℃を超えており本発明の製造条件を外れている。Ｔｉ炭化物の平均粒子径とフェライト粒径がそれぞれ１０ｎｍ、１０μｍを超え粗大化している。このため、ＴＳが５６４ＭＰａ、ΔＴＳが２２ＭＰａと強度と材質均一性にやや劣っている。
【００５０】
発明例のＮｏ．１１と比較例の１２は共に鋼種がＢであり、組成は本発明の範囲内であるが、熱間圧延の仕上温度が発明例のＮｏ．１１では９１０℃であり本発明の製造条件を満たすのに対して、比較例のＮｏ．１２は８８０℃であり、本発明の製造条件を外れている。このため、比較例１２は、フェライト粒径が１１μｍと粗大化しており、強度と材質均一性が劣る結果となっている。
【００５１】
比較例のＮｏ．１４は鋼種がＤであり、Ｃ量が０．０１９％、（Ｃ／Ｔｉ＊）値が０．１８７であり、組成が本発明の条件から外れている。このため、ＴＳが５４９ＭＰａであり、強度が低い。
比較例のＮｏ．１５は鋼種がＥであり、Ｃ量が０．０７７％、（Ｃ／Ｔｉ＊）値が０．８０６であり、組成が本発明の条件から外れている。このため、λが６７％であり、成形性に劣っている。
【００５２】
比較例のＮｏ．１６は鋼種がＦであり、Ｓｉ量が０．５６％であり、組成が本発明の条件（０．１％以下）を外れる。このため、フェライト粒径が１１μｍであり１０μｍを超え、ΔＴＳが２５であり、材質均一性に劣っている。
【００５３】
比較例Ｎｏ．１７は、鋼種がＧであり、Ｍｎ量が１．２５％であり、組成が本発明の条件（０．８０％未満）を外れる。また、Ｔｉ＊量に対するＴｉ炭化物の析出量の割合も０．７１と低く、本発明の条件を下回る。このため、フェライト面積率が低く、ΔＴＳが１８ＭＰａであり材質均一性が劣り、Ｅｌが２６％、λが８６％と延性と伸びフランジ性も劣っている。
【００５４】
比較例Ｎｏ．１８は、鋼種がＨであり、Ｔｉ量が０．０７５％であり、組成が本発明の条件（０．０８〜０．１６％）を外れる。また、Ｔｉ＊は０．０６０であり、０．０８を下回り、（Ｃ／Ｔｉ＊）も０．６０３と０．３７５を上回り、ともに本発明の条件を外れている。このため、ＴＳが５７４ＭＰａであり、強度が劣っている。
【００５５】
以上のとおり、本発明では、ＴＳが５９０〜７８０ＭＰａ、Ｅｌが２８％以上、λが１００％以上、かつΔＴＳが１５ＭＰａ以下の熱延鋼板を得ることが可能であり、延性（伸び特性）や伸びフランジ性に優れ、かつ材質均一性に優れていることがわかる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｓｉ：０．１％以下
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｐ：０．０３０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式（１）で規定されるＴｉ＊が下記の式（２）式および式（３）を満たす鋼成分を有し、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のいずれか１種以上の相であって、フェライトの平均フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高強度熱延鋼板。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５・・・（３）
ここで、式中のＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼成分を有する鋼スラブを１２００〜１３００℃の範囲で加熱後、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後２秒以内に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０〜７５０℃の温度で冷却を停止し、引き続いて５〜２０秒の放冷工程を経たのちに、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５６０℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６５％
Ｓｉ：０．１％以下
Ｍｎ：０．４０〜０．８０％未満
Ｐ：０．０３０％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるとともに、下記の式（１）で規定されるＴｉ＊が下記の式（２）式および式（３）を満たす鋼成分を有し、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相と残部がパーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のいずれか１種以上の相であって、フェライトの平均フェライト粒径が１０μｍ以下であり、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下であって、かつＴｉ＊の８０％以上のＴｉがＴｉ炭化物として析出していることを特徴とする延性、伸びフランジ性および材質均一性に優れる高強度熱延鋼板。
Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／１４）×Ｎ・・・（１）
Ｔｉ＊≧０．０８ ・・・（２）
０．３００≦Ｃ／Ｔｉ＊≦０．３７５・・・（３）
ここで、式中のＴｉ、Ｎ、Ｃは各元素の含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼成分を有する鋼スラブを１２００〜１３００℃の範囲で加熱後、９００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延後２秒以内に３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０〜７５０℃の温度で冷却を停止し、引き続いて５〜２０秒の放冷工程を経たのちに、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５６０℃以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２０１２−１７２２５７（Ｐ２０１２−１７２２５７Ａ）
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−３８９５２（Ｐ２０１１−３８９５２）
【出願日】平成２３年２月２４日（２０１１．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年９月１０日（２０１２．９．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年２月２４日（２０１１．２．２４）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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