(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１４％以上０．２２％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、
フェライト相を主相とし、Tiを含む微細炭化物が分散析出した組織を有し、
板幅方向の端部および中央部において、前記フェライト相の面積率がいずれも９５％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも５．０μｍ以下、前記微細炭化物の平均粒子径がいずれも６ｎｍ以下、固溶Ｔｉ量がいずれも質量％で０．０３％以下であり、
降伏強さが７４０ＭＰａ以上であり且つ板幅方向端部の降伏強さと板幅方向中央部の降伏強さとの差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えて更に、質量％でＶ：０．００１％以上０．０７％未満を含有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。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％でSnおよびPbの一種または二種を合計で0.001%以上0.005％以下を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。
【請求項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。
【請求項５】
前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項７】
鋼素材を加熱し、熱間圧延を施した後、水冷し、所定温度で水冷を停止し、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：０．０４０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１４％以上０．２２％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、
前記加熱の加熱温度を１１８０℃以上１３５０℃以下とし、
前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を８７０℃以上とし、且つ、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と板幅方向端部の位置での温度との温度差を５０℃以下に制限し、
前記水冷を、仕上げ圧延終了後３ｓ以内に開始し、冷却水の流量を１．０５ｍ３／ｍ２・ｍｉｎ以上、仕上げ圧延終了温度から水冷停止温度までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、
前記水冷停止温度および前記巻き取りの巻取り温度を６００℃以上７００℃以下とすることを特徴とする、フェライト相を主相とし、Tiを含む微細炭化物が分散析出した組織を有し、板幅方向の端部および中央部において、前記フェライト相の面積率がいずれも９５％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも５．０μｍ以下、前記微細炭化物の平均粒子径がいずれも６ｎｍ以下、固溶Ｔｉ量がいずれも質量％で０．０３％以下であり、降伏強さが７４０ＭＰａ以上であり且つ板幅方向端部の降伏強さと板幅方向中央部の降伏強さとの差が５０ＭＰａ以下である高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えて更に、質量％でＶ：０．００１％以上０．０７％未満を含有することを特徴とする請求項７に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記組成に加えて更に、質量％でSnおよびPbの一種または二種を合計で0.001％以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする請求項７ないし９のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１０に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項１２】
前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１０に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材等の使途に有用な熱延鋼板であって、板幅方向の中央部から端部に亘り７４０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＳ）を有し、板面内で所望の強度を安定的に発現する高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量削減のため自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部材（自動車部品用素材）の薄肉化による自動車車体の軽量化が最も有効である。また、衝突時における乗員の安全を確保すべく、自動車車体を強化し、自動車車体の衝突安全性を向上することも要求されている。このような観点から、自動車部品用素材として、軽量化と安全性との両立が可能な高強度熱延鋼板が使用されるようになり、その使用量は年々増加している。【０００３】
このような高強度熱延鋼板を用いて自動車部品を製造する場合、部品によっては、コイル状の高強度熱延鋼板（熱延コイル）を、その長手方向に対しスリット加工を施して一定幅のフープとし、該フープにプレス加工を施して所定の形状に成形することにより製造される。ここで、部品の素材となる熱延コイルの幅方向に強度変動があると、スリットされたフープのうち、一部のフープにおいて必要とされる強度が未達となる、或いはフープのプレス加工時に割れが発生する等、様々な支障をきたす。また、熱延コイルの幅方向（板幅方向）の強度変動は、鋼板の高強度化に伴い大きくなる傾向にある。【０００４】
したがって、特にフープにスリットされた状態で使用される高強度熱延鋼板に対しては、板面内での強度均一性に優れる鋼板の要求が高まってきている。【０００５】
これまでに、鋼板の高強度化や板面内の強度均一性を高める技術については様々な検討がなされている。【０００６】
高強度化を目的とした鋼板製造技術に関し、例えば引用文献１には、鋼板組成を、質量％でC：0.07以上0.13％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.5％以上2.0％以下、P：0.025％以下、S：0.005％以下、N：0.0060％以下、Al：0.06％以下、Ti：0.08％以上0.14％以下、V：0.15％以上0.30％以下を (1)式（Ti ≧ 0.08＋(N/14×48＋S/32×48)）および(2)式（0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦ 1.2）を満足するように含有する組成とし、鋼板組織を、フェライト相の面積率が97％以上で、該フェライト相内に平均粒子径が10nm未満であるTi-V系微細炭化物を分散析出させ、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織とする高張力熱延鋼板が提案されている。【０００７】
そして、特許文献１に提案された技術によると、鋼板組織を実質的にフェライト単相組織とし、且つフェライト相内に平均粒子径が10nm未満であるTi-V系微細炭化物を分散析出させることにより、引張強さが980MPa以上であり且つ加工性に優れた高張力熱延鋼板が得られるとしている。また、特許文献１に提案された技術によると、鋼板組成を上記(1)式（Ti ≧ 0.08＋(N/14×48＋S/32×48)）および(2)式（0.8 ≦ (Ti/48＋V/51)/(C/12) ≦1.2）を満足する組成とし、且つ熱延鋼板製造時の巻取り温度を適正化することにより、Ti-V系微細炭化物を安定して析出させることが可能となり、炭化物の析出量が不足し易い熱延鋼板幅方向端部においてもTi-V系微細炭化物が十分に析出して所望の強度が得られるとしている。【０００８】
同じく高強度化を目的とした鋼板製造技術に関し、特許文献２には、鋼板組成を、重量％で、C：0.02〜0.10％、Si≦2.0％、Mn：0.5〜2.0％、P≦0.08％、S≦0.006％、N≦0.005％、Al：0.01〜0.1％を含有し、Ti：0.06〜0.3％で、かつ、0.50＜(Ti−3.43N−1.5S)/4Cとなる量のTiを含有する組成とし、鋼板組織を、低温変態生成物及びパーライトの面積比率が15％以下で、かつ、ポリゴナルフェライト中にTiCが分散した組織とする高強度熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献２に提案された技術によると、上記の如く組成と組織を規定することにより、優れた伸びフランジ性を有するとともに、引張強さ(TS)が70kgf/mm2（686MPa）以上である高強度熱延鋼板が得られるとしている。【０００９】
一方、鋼板の材質安定性を向上させる技術に関し、例えば特許文献３には、質量％でC：0.05〜0.15％、Si：0.06〜0.7％、Mn：1.0〜2.5％、P：0.01〜0.05％、S：0.0050％以下、Al：0.01〜0.10％、N：0.005％以下、Nb：0.01〜0.10％、Ta：0.001〜0.010％を含み、さらにV：0.10％以下、Ti：0.100％以下の一種以上を含む組成を有する鋼スラブに、所定の条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍および調質圧延を施すことにより、高強度薄鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献３に提案された技術によると、NbとTaの同時添加により安定した析出物を析出させることができ、NbとTaを同時に添加した鋼スラブを用い、熱延での仕上げ圧延後の冷却条件と巻取り温度、および、焼鈍条件を制御することで、材質安定性に優れた高強度薄鋼板が得られるとしている。【００１０】
また、特許文献４には、C：0.1％以下、Mo：0.05〜0.6％、Ti：0.02〜0.10％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比でTi/Mo≧0.1を満たす範囲でTiおよびMoを含む炭化物を微細分散した熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献４に提案された技術によると、フェライト組織を上記のTi/Mo原子比を有する微細析出物で強化することにより、材質変動が低減し、コイル幅方向の強度が均一であり、材質均一性に優れた鋼板が得られるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１１−２２５９８０号公報
【特許文献２】特開平６−２００３５１号公報
【特許文献３】特開２０１１−２０２２４４号公報
【特許文献４】特開２００２−３２２５４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１に提案された技術では、炭化物の安定性を悪化させるＶを多く含むうえ、炭化物の熱安定性について考慮されていない。そのため、熱延鋼板を製造する際、コイル巻取後に冷却速度の遅い板幅方向中央部で炭化物が粗大化して強度が低下し易く、強度のばらつきが発生し易い問題がある。なお、特許文献１では、材質安定性について、熱延鋼板製造時の巻取り工程でコイルの幅方向端部が過冷却状態となるため、板幅方向端部において十分に微細炭化物が析出しない傾向にあることを言及している。しかし、特許文献１に提案された技術では、炭化物の析出挙動や粗大化に対する考慮が不十分であったため、巻取り温度に対する強度均一性の感受性が高くなる問題がある。【００１３】
特許文献２に提案された技術では、その実施例が示すように、740MPa（75.5kgf/mm2）以上の降伏強さが得られている鋼板のSi含有量は0.5％を超えており、このようにSi含有量の高い鋼板では良好な表面性状を得ることが困難である。また、特許文献２に提案された技術では、TiCの析出強化により鋼板の高強度化を図っているが、炭化物の熱安定性や析出挙動について考慮されていない。このため、特許文献２に記載の技術では、良好な強度均一性を有する熱延鋼板を製造することは困難である。【００１４】
特許文献３に提案された技術では、コイル長手方向の強度均一性に優れた鋼板は得られているが、板幅方向の強度均一性に関する知見は示されていない。そして、特許文献３に提案された技術においても、鋼板の高強度化に寄与する析出物の析出挙動と粗大化の関係について考慮されていないため、板幅方向の端部と中央部とで強度を安定させ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、740MPa以上の降伏強さYSを有する鋼板が得られていない。【００１５】
特許文献４に提案された技術では、マトリックスを実質的にフェライト組織とし、フェライト組織にTiおよびMoを含む炭化物を微細分散させることで、熱延鋼板の高強度化を図っている。しかし、Moは、オーステナイト／フェライト変態の進行を阻害する作用がある。そのため、特許文献４に提案された技術のように、Moを必須添加元素とする鋼を用いて熱延鋼板を製造する場合、巻取後の冷却速度が速い板幅方向端部でオーステナイト／フェライト変態が十分に進行せず、ベイナイト変態といった低温変態相が形成される。その結果、特許文献４に記載の技術では、コイル面内（板面内）で安定した組織や強度を得られないことがあった。【００１６】
以上のように、従来技術では、降伏強さが740MPa以上である高強度鋼板において、板面内で良好な強度均一性を得ることは困難であった。【００１７】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、740MPa以上の降伏強さを有し、板面内での強度均一性にも優れ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。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、熱延鋼板の強度および強度均一性に影響を及ぼす各種要因について鋭意検討した。【００１９】
一般に知られるように、熱延鋼板の板幅方向に対する強度ばらつきの主要因は、熱延鋼板製造時の各工程における鋼板（または鋼素材）の幅方向端部での温度低下である。特に、熱間圧延終了後の冷却工程では、鋼板の板幅方向端部が過冷却されるが、この過冷却は端部において顕著な温度低下を招くため、板幅方向の強度ばらつきの大きな要因となる。【００２０】
したがって、本発明者らは先ず、熱間圧延終了後の冷却工程で生じる板幅方向端部の温度低下が強度ばらつきに与える影響を、低減する技術について検討した。【００２１】
鋼板強度を向上させる手法としては、熱延鋼板の母相組織をベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相とする手法が考えられる。しかし、熱延鋼板の母相組織を低温変態相とする熱延鋼板を製造するには、巻取り温度を600℃未満に設定する必要がある。そのため、熱間圧延終了後の冷却工程で生じる板幅方向端部の温度低下が強度ばらつきに与える影響を、緩和することが困難であった。また、熱延鋼板の母相組織を低温変態相とする場合、鋼板の延性等が劣化し、加工性に悪影響を及ぼすことも懸念された。そこで、本発明者らは、熱延鋼板の母相組織をフェライト単一組織とし、フェライト相内に炭化物を微細分散させることで鋼板の高強度化を図る技術に着目した。【００２２】
フェライト相は、本来軟質な金属組織であるが、フェライト中に微細炭化物を析出させることにより、延性等の劣化を伴うことなく鋼板の高強度化を図ることができる。したがって、熱延鋼板の母相組織を実質的にフェライト単一組織とし、フェライト相内に炭化物を微細析出させることにより、加工性を維持しつつ鋼板を高強度化することができる。【００２３】
しかし、このような場合においても、依然として板幅方向端部の温度低下に起因する強度のばらつきを抑制することが困難である。この理由は、熱延鋼板の高強度化に寄与する微細炭化物の析出量や大きさ（粒子径）が、熱間圧延終了後の冷却工程の冷却停止温度や巻取り温度、巻取後の冷却速度に依存するためである。【００２４】
フェライト相内に炭化物が析出した組織を有する熱延鋼板は、通常、鋼素材中に析出している粗大な炭化物を溶解する目的で鋼素材をγ域に加熱したのち、熱間圧延を施し、熱間圧延終了後の冷却工程または巻取り工程でγ→α変態に伴い炭化物を析出させることにより得られる。ここで、熱間圧延終了後の冷却工程において、高温域でγ→α変態が生じる、すなわち高温域で炭化物が生じると、その後の冷却、巻取り工程で炭化物が粗大化してしまう。したがって、熱延鋼板の素材として従来鋼を用いる場合、炭化物の微細化を図る観点からは、熱間圧延終了後、約620℃以下の低温域でγ→α変態が生じるように製造条件を最適化することが好ましい。その一方で、例えば約560℃未満の低温域では、合金元素が拡散し難くなるため、炭化物が十分に析出しなくなる。【００２５】
以上の理由により、フェライト相内に、鋼板の高強度化に寄与する微細炭化物を十分に析出させるためには、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程において、冷却停止温度および巻取り温度を、所定の温度範囲（約560〜620℃）に制御し、巻取りと同時にγ→α変態が生じるようにすることが好ましい。【００２６】
しかしながら、板幅方向の端部では、熱間圧延終了後の冷却工程における冷却水の横流れによる二次冷却効果や、巻取り工程以降の放冷効果により、板幅方向中央部よりも温度が低下する傾向にある。その結果、板幅方向中央部に比べて板幅方向端部での炭化物の析出量が不十分となり、強度のばらつきが発生する。【００２７】
このような状況を踏まえ、本発明者らは、板幅方向端部においても微細炭化物を十分に析出させ、熱延鋼板の板幅方向に対して炭化物を安定的に微細分散させる手段について検討した。その結果、鋼素材の熱間圧延条件および化学成分を最適化することが有効であることを知見した。【００２８】
具体的には、熱間圧延での仕上げ圧延終了時における鋼板の板幅方向の温度変動を抑制するとともに、ランアウトテーブルでの冷却水の流量を従来技術から変更することにより、板幅方向端部での温度低下を可能な限り低減できることを知見した。【００２９】
また、鋼素材の化学成分を最適化することにより、フェライト中に析出する微細炭化物の熱安定性を高めることが可能となり、粗大化し難い微細炭化物が得られることを知見した。具体的には、C、Si、Mn、Tiを所定量含有し、Vを含有しない、或いはV含有量を抑制した鋼素材とすることで、Tiを含有する炭化物であって熱安定性に優れた微細炭化物が得られることを知見した。これに伴い、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程において、板幅方向中央部の冷却停止温度と巻取り温度を多少高めに設定する場合であっても、上記水冷停止温度及び巻取り温度が600〜700℃の範囲であれば、フェライト中に析出した微細炭化物の粗大化を抑制できることが明らかになった。【００３０】
そして、上記の如く板幅方向中央部の冷却停止温度と巻取り温度を600〜700℃の範囲に設定すれば、板幅方向端部において温度低下が生じて炭化物が析出し難い温度域に冷却された場合であっても、コイル状に巻き取られた後に、板幅方向の中央部から端部への熱伝導が生じ、板幅方向端部の温度が上昇して炭化物が微細析出することが明らかになった。すなわち、鋼素材の化学成分と巻取り温度を最適化することにより、コイル端部（熱延鋼板の板幅方向端部）での強度低下を抑制できることを見出した。【００３１】
以上のように、熱間圧延条件および鋼素材の化学成分を最適化することで、巻取り後に板面内で安定した強度特性を有する熱延鋼板が得られ、熱延鋼板の高強度化と強度均一性を両立できることが判明した。【００３２】
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。【００３３】
［１］質量％で、Ｃ：０．０４０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１４％以上０．２２％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、フェライト相を主相とし、Tiを含む微細炭化物が分散析出した組織を有し、板幅方向の端部および中央部において、前記フェライト相の面積率がいずれも９５％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも５．０μｍ以下、前記微細炭化物の平均粒子径がいずれも６ｎｍ以下、固溶Ｔｉ量がいずれも質量％で０．０３％以下であり、降伏強さが７４０ＭＰａ以上であり且つ板幅方向端部の降伏強さと板幅方向中央部の降伏強さとの差が５０ＭＰａ以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。【００３４】
［２］前記組成に加えて更に、質量％でＶ：０．００１％以上０．０７％未満を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度熱延鋼板。【００３５】
[３] 前記組成に加えてさらに、質量％でSnおよびPbの一種または二種を合計で0.001%以上を含有することを特徴とする[１]または[２]に記載の高強度熱延鋼板。【００３６】
［４］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする［１］ないし［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。【００３７】
［５］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする［４］に記載の高強度熱延鋼板。【００３８】
［６］前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする［４］に記載の高強度熱延鋼板。【００３９】
［７］鋼素材を加熱し、熱間圧延を施した後、水冷し、所定温度で水冷を停止し、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：０．０４０％以上０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１４％以上０．２２％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、前記加熱の加熱温度を１１８０℃以上１３５０℃以下とし、前記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を８７０℃以上とし、且つ、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と板幅方向端部の位置での温度との温度差を５０℃以下に制限し、前記水冷を、仕上げ圧延終了後３ｓ以内に開始し、冷却水の流量を１．０５ｍ３／ｍ２・ｍｉｎ以上、仕上げ圧延終了温度から水冷停止温度までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とし、前記水冷停止温度および前記巻き取りの巻取り温度を６００℃以上７００℃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。【００４０】
［８］前記組成に加えて更に、質量％でＶ：０．００１％以上０．０７％未満を含有することを特徴とする［７］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。【００４１】
[９] 前記組成に加えて更に、質量％でSnおよびPbの一種または二種を合計で0.001％以上を含有することを特徴とする[７]または[８]に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。【００４２】
［１０］前記熱延鋼板の表面にめっき層を形成することを特徴とする［７］ないし［９］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。【００４３】
［１１］前記めっき層が亜鉛めっき層であることを特徴とする［１０］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。【００４４】
［１２］前記めっき層が溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする［１０］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００４５】
本発明によると、板面内の強度均一性に優れた降伏強さ：740MPa以上の高強度熱延鋼板が得られる。したがって、本発明によると、高強度熱延鋼板にスリット加工を施しフープとして使用する場合であっても、強度が未達なフープやプレス加工性の劣化したフープを回避することができる。このように、本発明によると、建築用や自動車用の構造部材等の使途に好適な高強度熱延鋼板が得られる。また、本発明によると、上記の如く強度と強度均一性に優れた高強度熱延鋼板が得られることから、高強度熱延鋼板の更なる用途展開が可能となる。以上の通り、本発明は、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００４６】
以下に、本発明について具体的に説明する。
【００４７】
まず、本発明の高強度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。
【００４８】
C ：0.040％以上0.100％以下
Cは、TiやVと結合して微細な炭化物を形成するため、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。降伏強さ：740MPa以上の熱延鋼板を得るには、C含有量を0.040％以上とする必要がある。更なる高強度化を指向する場合、例えば降伏強さ：800MPa以上の熱延鋼板を得るためには、C含有量を0.060％以上とすることが好ましい。一方、C含有量が0.100％を超えると、本発明鋼では鋼素材の溶体化が困難となる。その結果、熱延鋼板製造における鋼素材の加熱時、熱間圧延前の鋼素材中に存在する粗大炭化物（Tiを含む粗大炭化物）を溶解することができず、熱間圧延後の熱延鋼板中に微細に析出するTi量が減じるため、所望の強度が得られない。したがって、C含有量は0.100％以下とする。好ましくは0.090％以下である。
【００４９】
Si：0.50％以下
Siは、鋼板表面に濃化し易く、鋼板表面にファイヤライト（Fe2SiO4）を形成する。このファイヤライトは、めっき性や化成処理性を劣化させる。本発明が対象とする降伏強さ：740MPa以上の高強度熱延鋼板は、従来よりも薄肉化した部品に適用されることが多いため、薄肉である分、耐食性が求められる。それゆえ、本発明の高強度熱延鋼板は、所望の耐食性を付与する目的でめっき処理や化成処理を施して使用される場合があり、めっき性や化成処理性に優れていることも重要となる。そこで、本発明では、めっき性や化成処理性を確保する目的で、Si含有量を0.50％以下とする。好ましくは0.35％以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
【００５０】
Mn：1.00％以上2.00％以下
Mnは、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度（Ar3変態点）を低下させる作用がある。先述のとおり、オーステナイト→フェライト変態温度の低温化に伴いフェライト中に析出する炭化物は微細化するため、Mnは熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るには、Mn含有量を1.00％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.00％を超えると、上記効果は飽和する。また、Mn含有量が2.00％を超えると、熱延鋼板の製造時、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程において、冷却速度が大きい板幅方向端部でベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が生成するため、板面内での強度均一性が低下する。以上の理由により、Mn含有量は1.00％以上2.00％以下とする。好ましくは1.10％以上1.70％以下である。
【００５１】
ここで、SiおよびMnは、鋼のAr3変態点を変化させる元素である。先に説明したように、Ar3変態点は微細炭化物（本発明の場合、Tiを含む微細炭化物）の析出形態および板幅方向の変態挙動と密接な関係がある。そのため、熱延鋼板の板面内の強度均一性を向上させるには、Si、Mnそれぞれの含有量を、以下の(1)式を満たすように規定して、Ar3変態点を調整することが望ましい。
【００５２】
3.0 ≦ 5×[％Mn]−14×[％Si] ≦ 8.5 … (1)
(1)式において、[％Mn]はMnの含有量（質量％）であり、 [％Si]はSiの含有量（質量％）である。また、(1)式において、[％Mn]および[％Si]の係数は、それぞれの元素含有量がAr3変態点の変化に及ぼす影響の大きさを示している。
【００５３】
(1)式の中辺の値、すなわち5×[％Mn]−14×[％Si]の値が小さくなるほど、Ar3変態点が高くなる。そして、この値が3.0を下回ると、熱延鋼板の製造時、熱間圧延終了後の冷却工程において、高温域でオーステナイト→フェライト変態が開始するおそれがあり、これに伴い高温域で炭化物が析出して粗大化する傾向が強くなる。一方、(1)式の中辺の値が8.5を上回ると、熱延鋼板の製造時、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程において、オーステナイト→フェライト変態の進行が過度に阻害されるおそれがある。その結果、冷却速度の大きい板幅方向端部で低温変態相が形成され、板面内で強度均一性が良好な熱延鋼板が得られない場合がある。以上の理由により、(1)式の中辺の値を3.0以上8.5以下とすることが好ましい。また、3.3以上5.5以下とすることがより好ましい。
【００５４】
なお、(1)式は、Nb含有量が0.003％を超える鋼やMo含有量が0.003％を超える鋼、B含有量が0.0005％を超える鋼に適用することができない。(1)式は、仕上げ圧延終了時の組織が再結晶組織となる鋼を対象に導出された式である。Nbは、オーステナイトの再結晶を阻害する元素であり、Nb含有量が0.003％を超える鋼の場合には再結晶組織が生成し難いためである。また、MoおよびBは、オーステナイト→フェライト変態の進行を阻害する元素であるが、(1)式ではその影響を考慮していないためである。これらの観点から、本発明鋼では、Nb、MoおよびBの含有を避けることが好ましく、不可避的に含有する場合にはそれぞれの含有量をNb：0.003％以下、Mo：0.003以下、B：0.0005％以下に制限することが好ましい。また、Nb：0.002％以下、Mo：0.002以下、B：0.0003％以下に制限することがより好ましい。
【００５５】
P ：0.03％以下
Pは、粒界に偏析して粒界割れの原因となる。また、Pは、鋼の加工性や溶接性を低下させる有害な元素である。そこで、Pの含有量を極力低減することが好ましい。本発明では、上記問題を回避すべく、P含有量を0.03％以下とする。好ましくは0.02％以下である。なお、P含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
【００５６】
S ：0.006％以下
Sは、鋼中でMnSやTi4C2S2などの介在物として存在する。特に、鋼中でTi4C2S2が形成されると、熱延鋼板の高強度化に寄与する微細炭化物（Tiを含む微細炭化物）の析出量が減じる。このためSは、強度低下や強度均一性の低下の原因となる。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、0.006％以下とする。好ましくは0.003％以下である。なお、S含有量は、不純物レベルまで低減してもよい。
【００５７】
Al：0.08％以下
Alは、鋼中で酸化物等を形成し、熱延鋼板のプレス成形時にボイドの起点となる。このためAlの含有量が過剰になると加工性（打抜き性）が劣化する。したがって、熱延鋼板の加工性を確保する観点から、Al含有量を0.08％以下とする。好ましくは0.06％以下である。但し、Alは、脱酸元素としての効果があるため、その含有量を0.001％以上とすることが好ましい。
【００５８】
N ：0.0080％以下
Nは、熱延鋼板の製造時、製鋼、連続鋳造の段階でTiと結合して粗大なTiNを形成する。この粗大なTiNは、熱延鋼板の高強度化に寄与しない。このためＮは強度低下や強度均一性の低下の原因となる。降伏強さ：740MPa以上の熱延鋼板を得るためには、N含有量を0.0080％以下とする必要がある。好ましくは0.0060％以下である。本発明においては、N含有量を可能な限り低減することが望ましく、Nを含まなくてもよい。
【００５９】
Ti：0.14％以上0.22％以下
Tiは、熱延鋼板の製造時、鋼素材をγ域まで加熱して固溶状態とし、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程においてγ→α変態に伴い微細炭化物として析出させることで、熱延鋼板の大幅な強度向上を可能とする元素である。また、微細炭化物として析出する前の固溶状態のTiは、フェライト相の核生成を抑制する作用を有し、熱間圧延終了後の冷却工程において高温域でγ→α変態が生じるのを抑制する作用を有するため、実質的に鋼板の強度向上に寄与する。
【００６０】
降伏強さ：740MPa以上の熱延鋼板を得るためには、Ti含有量を0.14％以上とする必要がある。一方、Tiを過剰に添加した場合には、熱延鋼板の製造時、鋼素材の加熱段階で粗大なTiCを溶解することができない。この粗大なTiCは、応力集中部になり易く、熱延鋼板の靱性や加工性を低下させる。更に、Tiを過剰に添加すると、微細に析出した炭化物（Tiを含む微細炭化物）が析出後に粗大化し易くなる。そのため、Ti含有量は0.22％以下とする。好ましくは0.15％以上0.20％以下である。
【００６１】
以上が本発明の高強度熱延鋼板における基本組成であるが、上記した基本組成に加えて更に、SnおよびPbの一種または二種を合計で0.001％以上含有しても良く、炭化物の熱安定性の観点からは含有させることが好ましい。
【００６２】
後述するように、本発明は、従来ではフェライト粒内に析出した微細炭化物（Tiを含む微細な炭化物）が粒子成長を開始するような多少高めの温度域（600℃以上700℃以下）に巻取り温度を設定することを特徴の一つとする。それゆえ、降伏強さ：740MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、微細炭化物の熱安定性を向上させて、上記温度域（600℃以上700℃以下）においてTiを含む微細炭化物の粒子成長を抑制することが肝要である。
【００６３】
本発明者らによる検討の結果、Tiを含む微細炭化物の熱安定性を向上させるには、SnおよびPbを含有させることが有効であることを知見した。その理由は必ずしも明確ではないが、SnおよびPbは、炭化物の粗大化の原因であるCおよびTiの拡散を阻害する効果があると本発明者らは推測している。このような効果を発現させるためには、SnおよびPbの一種または二種を合計で0.001％以上含有させることが好ましい。また、SnおよびPbの一種または二種を合計で0.002％以上含有させることがより好ましい。但し、SnおよびPbの一種または二種を合計で0.006％を超えて含有させると、上記効果が飽和する。したがって、SnおよびPbの一種または二種を含有させる場合には、合計含有量を0.006％以下に制限することが好ましい。
【００６４】
また、本発明における高強度熱延鋼板は、上記の組成に加えて更に、以下の元素を含有してもよい。
【００６５】
V：0.001％以上0.07％未満
Vは、Tiと同様、Cと結合して微細炭化物として析出し、熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るには、V含有量を0.001％以上とすることが好ましく、0.01％以上とすることがより好ましい。但し、Vを含む炭化物は、Vを含まない炭化物よりも熱安定性が劣位であるため、熱延鋼板の強度均一性に悪影響を及ぼす場合がある。熱延鋼板の板面内での強度均一性を維持するためには、V含有量を0.07％未満とすることが好ましく、0.04％以下とすることがより好ましい。
【００６６】
なお、Tiを含む微細炭化物の熱安定性を向上させる観点からは、C、Ti、V、SnおよびPbを、以下の(2)式を満足するように含有させることが好ましい。
【００６７】
1.42 ≦ ([％C]/12)/([％Ti]/48＋[％V]/51)−5.2×[％V]＋102×([％Sn]＋[％Pb]) ≦ 2.92 … (2)
ここで、(2)式において、[％C]、[％Ti]、[％V]、[％Sn]、[％Pb]はそれぞれ、C、Ti、V、Sn、Pbの含有量（質量％）である。また、鋼板がVを含有しない場合には、(2)式中の[％V]をゼロとして中辺の値を算出するものとする。[％Sn]および[％Pb]についても同様である。
【００６８】
原子比でC含有量がTiおよびV含有量の合計より少なくなると炭化物の熱安定性が悪化するが、(2)式中辺の第１項目は、その影響の大きさを表している。また、(2)式中辺の第２項および３項において、各元素含有量の係数は、それぞれの元素含有量が炭化物の熱安定性に及ぼす影響の大きさを表している。(2)式中辺の値が1.42を下回ると、炭化物の熱安定性が低下し易くなる。その結果、熱延鋼板の製造時、巻取り後にTiを含む微細炭化物が粒子成長し易くなり、熱延鋼板強度の低下が懸念される。特に、熱間圧延終了後の冷却工程において冷却速度が小さくなる熱延鋼板の板幅方向中央部のほうが、板幅方向端部よりも強度低下は大きくなる傾向にある。一方、(2)式中辺の値が高くなることにより熱延鋼板特性に悪影響を及ぼすことはないが、本発明鋼においては、(2)式中辺の値の上限は実質的に2.92となる。
【００６９】
なお、本発明の高強度熱延鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、前述のNb、MoおよびBが挙げられる。前述の通り、NbおよびMo、Bの含有量はNb：0.003％以下、Mo：0.003以下、B：0.0005％以下とすることが望ましい。その他の、不可避的不純物としては、例えばO（酸素）、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、REM、Ni、Cr、Sb、Cu、Mg等も挙げられ、これら元素の許容含有量上限はそれぞれ0.01％である。
【００７０】
次に、本発明の高強度熱延鋼板における組織の限定理由について説明する。
【００７１】
本発明においては、オーステナイト→フェライト変態と同時に析出する微細な炭化物によって強化することを意図している。したがって、本発明においては、高強度熱延鋼板の組織を、フェライト相を主相とし、Tiを含む微細炭化物が分散析出した組織とする。
【００７２】
ここで、Tiを含む微細炭化物とは、フェライト粒内に分散する析出物のうちTiおよびCを含む組成を有するものであり、この析出物にNやV等が含まれていても良い。なお、本発明において、鋼板組成がVを含有する組成である場合、VはV単独で析出せず、TiおよびVの複合炭化物として析出する。
【００７３】
また、本発明は、熱延鋼板の高強度化を図ることに加えて、熱延鋼板の強度を、板面内、特に板幅方向全域に亘り均一にすることを目的としている。熱延鋼板の強度を、板幅方向全域に亘り均一にするうえでは、熱延鋼板組織を板幅方向全域に亘り均一にすることが好ましい。それゆえ、本発明では、熱延鋼板の板幅方向端部と板幅方向中央部において同様の組織となるように規定する。具体的には、板幅方向の端部および中央部において、上記フェライト相の面積率がいずれも95％以上、上記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも5.0μm以下、上記微細炭化物（Tiを含む微細炭化物）の平均粒子径がいずれも6nm以下、固溶Ti量がいずれも質量％で0.03％以下である組織とする。
【００７４】
ここで、本発明において、板幅方向端部とは、板幅方向の最端部から板幅方向に10〜90mmの位置を意味する。板幅の最端部から10mm未満の位置を板幅方向端部から除外したのは、板幅の最端部から10mm未満の位置では、鋼板温度の測温や引張試験片での評価を適切にできなくなるためである。なお、本発明が対象とする高強度熱延鋼板の板幅は、通常、0.9〜1.6m程度である。
【００７５】
上記の如く、板幅方向端部の組織と板幅方向中央部の組織とを規定するのは、両者の組織が同等であれば熱延鋼板の組織が板幅方向全域（板幅方向端部、および板幅方向端部よりも板幅方向中央側の領域）に亘り均一であると見做すことができるためである。すなわち、板幅方向の端部および中央部において、上記フェライト相の面積率がいずれも95％以上、上記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも5.0μm以下、上記微細炭化物の平均粒子径がいずれも6nm以下、固溶Ti量がいずれも質量％で0.03％以下である場合には、熱延鋼板の板幅方向全域に亘り上記フェライト相の面積率が95％以上、上記フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm以下、上記微細炭化物の平均粒子径が6nm以下、固溶Ti量が質量％で0.03％以下であると見做すことができる。
【００７６】
板幅方向の端部および中央部において、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、微細炭化物の平均粒子径および固溶Ti量を上記の数値範囲に限定した理由は、次のとおりである。
【００７７】
フェライト相の面積率：95％以上
ベイナイト相やマルテンサイト相等のフェライト相以外の金属組織が形成されると、板面内の強度均一性が著しく劣化するうえ、所望の熱延鋼板強度が得られない場合もある。このような観点から、熱延鋼板の母相組織は実質的にフェライト相のみとすることが望ましい。フェライト相の面積率が95％以上であれば十分な強度と強度均一性を兼ね備えた熱延鋼板が得られる。したがって、フェライト相の面積率は95％以上とする。好ましくは98％以上であり、100％とすることがより好ましい。
【００７８】
なお、本発明の高強度熱延鋼板の組織には、フェライト相の他にセメンタイトやパーライト、ベイナイトを含む場合がある。セメンタイトやパーライト、ベイナイトを含有する場合には、これらの面積率を合計で5％以下とすることが好ましく、合計で3％以下とすることがより好ましい。
【００７９】
フェライト相の平均結晶粒径：5.0μm以下
フェライト相の平均結晶粒径は、主に細粒化強化に影響する。そのため、所望の熱延鋼板強度を確保しつつ、板面内の強度均一性を良好なものとするには、微細組織を熱延鋼板の板面内で均一とする必要がある。本発明鋼においては、フェライト相の平均結晶粒径が5.0μm以下であれば、混粒組織とならないため、安定した細粒化強化量を得ることができる。以上の理由により、フェライト相の平均結晶粒径は5.0μm以下とする。好ましくは4.0μm以下である。なお、フェライト相の平均結晶粒径の下限は特に設けないが、実質的に得られる平均結晶粒径の下限は1.0μm程度である。
【００８０】
Tiを含む微細炭化物の平均粒子径：6nm以下
本発明においては、Tiを含む微細な炭化物によって熱延鋼板の高強度化を達成している。熱延鋼板の降伏強さを740MPa以上とするには、Tiを含む微細炭化物の平均粒子径を6nm以下とする必要があり、4nm以下とすることが好ましい。なお、この平均粒子径の下限は特に設けないが、本発明において実質的に得られる平均粒子径の下限は0.8nm程度である。
【００８１】
固溶Ti量：質量％で0.03％以下
微細な炭化物を分散させることにより得られる粒子分散強化量は、炭化物の大きさだけでなくその析出量にも依存する。熱延鋼板に含まれるTiのうち、析出していないTi量、すなわち固溶Ti量が質量％で0.03％以下であれば、所望の熱延鋼板強度（降伏強さ：740MPa以上）が得られる。したがって、固溶Ti量は質量％で0.03％以下とする。好ましくは0.015％以下である。固溶Ti量は0％（添加したＴｉの全量が、炭化物として析出している状態）が最も好ましい。
【００８２】
以上のように、組成および組織を規定することにより、高強度であり且つ強度均一性に優れた熱延鋼板、具体的には、降伏強さが740MPa以上であり且つ板幅方向端部の降伏強さと板幅方向中央部の降伏強さとの差が50MPa以下である高強度熱延鋼板が得られる。
【００８３】
本発明の熱延鋼板は、表面にめっき層を形成してもよい。めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層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ない。めっき層としては、亜鉛めっき層、特に溶融亜鉛めっき層や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が、勿論、これらに限定されない。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、例えば自動車部品の中でも特に厳しい腐食環境下で使用される部品への適用が可能になる。
【００８４】
次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００８５】
例えば、本発明の熱延鋼板は、上記した組成の鋼素材を加熱し、熱間圧延を施した後、水冷し、所定温度で水冷を停止し、巻き取る方法で製造できる。本発明の製造方法は、この際、上記加熱の加熱温度を1180℃以上1350℃以下とし、上記熱間圧延の仕上げ圧延終了温度を870℃以上とし、且つ、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と板幅方向端部の位置での温度との温度差を50℃以下に制限し、上記水冷を、仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、冷却水の流量を1.05m3/m2・min以上、仕上げ圧延終了温度から水冷停止温度までの平均冷却速度を20℃/s以上とし、上記水冷停止温度および上記巻き取りの巻取り温度を600℃以上700℃以下とすることを特徴とする。
【００８６】
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、生産性や品質上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（鋼素材）としても良い。
【００８７】
鋼素材の加熱温度：1180℃以上1350℃以下
上記の如く得られた鋼素材に熱間圧延を施す。本発明においては、熱間圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト単相とし、粗大な炭化物（Tiを含む炭化物）を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1180℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、鋼板表面性状が悪化する。
【００８８】
以上の理由により、鋼素材の加熱温度は1180℃以上1350℃以下とする。好ましくは1200℃以上1320℃以下である。但し、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材が1180℃以上1350℃以下の温度域にある場合、或いは鋼素材の炭化物が溶解している場合には、鋼素材を加熱することなく直送圧延してもよい。
【００８９】
鋼素材を上記加熱温度に加熱したのち、熱間圧延を施す。熱間圧延は通常、粗圧延と仕上げ圧延とからなる。粗圧延条件については特に限定されない。また、例えば薄スラブ連鋳法によりスラブ（鋼素材）を鋳造する場合には、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。
【００９０】
仕上げ圧延終了温度：870℃以上
本発明では、仕上げ圧延機出側において板幅方向中央部の鋼板表面で測温される仕上げ圧延終了温度を870℃以上とする。後述するように、本発明では、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部温度と板幅方向端部温度との温度差を最大50℃まで許容している。そのため、板幅方向中央部の鋼板表面で測温される仕上げ圧延終了温度が870℃を下回ると、温度が低下し易い板幅方向端部の圧延温度が820℃未満になる場合もある。本発明鋼を820℃未満の温度で圧延すると、圧延荷重が著しく上昇し、熱延鋼板の製造が困難、もしくは不可能となる。更に、板幅方向端部の圧延温度が820℃を下回ると二相域圧延となるため、熱延鋼板の延性や板面内の強度均一性が著しく低下する。したがって、仕上げ圧延機の出側において、板幅方向中央部の鋼板表面で測温される仕上げ圧延終了温度は、870℃以上である必要がある。好ましくは、880℃以上1000℃以下である。
【００９１】
仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と板幅方向端部の位置での温度との温度差：50℃以下
熱延鋼板の板面内での強度均一性を良好にするには、コイル状に巻き取った後の熱延鋼板の板幅方向端部と板幅方向中央部とで鋼板組織を同等なものにする必要がある。このように同等な鋼板組織を得るためには、仕上げ圧延終了後から巻取り工程までの間において、熱延鋼板の板幅方向端部での温度低下を低減することが有効である。そこで、本発明では、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と、板幅方向端部の位置での温度との温度差を、50℃以下に制限する。この温度差が50℃以下であれば、水冷前の鋼板温度分布に起因する板面内での強度均一性の低下を抑制できる。この温度差は可能な限り低減することが好ましいため、下限は特に設けない。
【００９２】
仕上げ圧延終了時における板幅方向の温度変動を低減して上記温度差を50℃以下に制限するには、例えば仕上げ圧延前に鋼板端部を局所的に加熱することが有効である。また、粗圧延を施す場合には、粗圧延出側温度を上昇させることも有効である。なお、仕上げ圧延終了時における熱延鋼板の温度測定には、通常、製造ライン内に付設した放射温度計（スポット測定）を用いる。ここで、仕上げ圧延終了時における板幅方向端部の位置での温度を測定する際には、熱延鋼板の板幅方向最端部から40〜60mmの位置を測定中心点とすることで、測定ばらつきの影響を低減することが好ましい。放射温度計を用いてスポット測定を行う際のスポット径は通常20〜40mmφであるため、板幅方向最端部およびその近傍の温度を測定中心点とする場合には、鋼板が存在しない領域を測定スポットに含んでしまうおそれがあり、測定誤差が大きくなる。
【００９３】
仕上げ圧延終了後、水冷を開始するまでの時間：3s以内
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易いことから、微細な析出物が得難くなる。このため、ひずみ誘起析出による炭化物の析出は、熱延鋼板の強度および板面内での強度均一性が低下する要因となる。したがって、本発明では、ひずみ誘起析出を抑制する目的で熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3秒以内に水冷を開始する。好ましくは2秒以内である。冷却を開始するまでの時間は製造条件および熱延工場の構成、すなわち仕上げ圧延機から水冷装置までの距離に依存するが、実質的に0.2秒以上である。
【００９４】
水冷の冷却水の流量：1.05m3/m2・min以上
コイル状に巻き取った後の熱延鋼板において、板幅方向端部での組織と板幅方向中央部での組織とを同等とし、板面内の強度均一性を向上させるには、ランアウトテーブルにおける水冷時の冷却水の流量を制御することが有効であることを、本発明者らは新たに知見した。コイル状に巻き取った後の熱延鋼板において、板幅方向端部と板幅方向中央部の組織を同等とするには、強制冷却時の冷却水の流量を1.05m3/m2・min以上とする必要がある。好ましくは、1.25m3/m2・min以上2.25m3/m2・min以下である。
【００９５】
なお、上記流量は、冷却装置のスプレーノズルから鋼板表面に対して注水される冷却水の流量である。また、冷却水の流量（冷却装置のスプレーノズルから鋼板表面に対して注水される冷却水の流量）は、鋼板の幅方向全域に亘り均一とする。
【００９６】
仕上げ圧延終了温度から水冷停止温度までの平均冷却速度：20℃/s以上
先述のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。また、冷却速度が小さいと、高温でフェライト変態が開始し、炭化物が粗大化し易くなる。そのため、仕上げ圧延終了後は急冷する必要があり、上記問題を回避するには20℃/s以上の平均冷却速度で水冷する必要がある。好ましくは40℃/s以上である。但し、仕上げ圧延終了後の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難くなることが懸念されるため、上記平均冷却速度を150℃/s以下とすることが好ましい。なお、上記平均冷却速度の値は、板幅方向中央部の鋼板表面で測定される値である。
【００９７】
水冷停止温度および巻取り温度：600℃以上700℃以下
本発明においては、仕上げ圧延終了時における板幅方向の温度変動を抑制したり、冷却水の流量を制御したりすることで、水冷時や巻取り時に問題となる板幅方向端部での温度低下を可能な限り抑制している。しかしながら、これらの対策を講じる場合であっても、板幅方向端部における温度低下の問題を完全に解消することは困難であり、板幅方向端部において微細炭化物が十分析出せずに強度が低下する。
【００９８】
そこで、本発明においては、巻取り温度を、従来鋼では炭化物が粗大化する懸念がある高めの温度域に設定することで、上記問題を解消する。このように、巻取り温度を高めの温度域に設定すると、巻取り時に板幅方向端部の温度が微細炭化物の析出し難い温度域まで低下した場合であっても、巻取り後、熱延鋼板の板幅方向中央部から板幅方向端部への熱伝導により、端部温度が微細炭化物の析出し易い温度域まで上昇する。したがって、コイル状に巻き取った後に、熱延鋼板の板幅方向端部において微細炭化物の析出を促進させ、十分な析出量を確保することができる。
【００９９】
上記効果を得るためには、水冷停止温度および巻取り温度を600℃以上とする必要がある。一方、水冷停止温度および巻取り温度が700℃を超えると、炭化物が粗大化する問題が顕在化し、熱延鋼板の強度および板面内での強度均一性が低下する。そのため、水冷停止温度および巻取り温度は700℃以下とする。好ましくは620℃以上680℃以下である。ここで、上記の水冷停止温度および巻取り温度の値は、板幅方向中央部の鋼板表面で測定した温度の値である。
【０１００】
一方、鋼板の板幅方向中央部においては、巻取り時に微細炭化物が析出するため、従来鋼では炭化物が粗大化するおそれのある高めの温度域で微細炭化物が析出することになる。しかしながら、本発明では、鋼素材の組成を調整することにより炭化物の熱安定性を向上させているため、鋼板の板幅方向中央部において析出した微細炭化物が粗大化する現象を抑制することができ、微細炭化物の粗大化に起因する強度低下量を極めて小さくすることができる。したがって、本発明によれば、鋼板の板幅方向端部において微細炭化物の析出量を確保するとともに、鋼板の板幅方向中央部において微細炭化物の粗大化を抑制することができる。その結果、板幅方向全域に亘り所望の強度（降伏強さ：740MPa以上）を示し、且つ、板幅方向での降伏強さの変動が50MPa以下である、強度均一性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。
【０１０１】
なお、熱延鋼板の板幅方向端部での温度低下を抑制しつつ、板幅方向中央部から板幅方向端部への熱伝導を促進させるために、巻き取った後のコイルにカバーを取り付け、大気とコイルとの温度勾配による温度低下を抑制することも有効である。
【０１０２】
巻き取り後の熱延鋼板は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、その特性が変わることはなく、いずれの状態においても上記した優れた特性を発現する。また、本発明では、巻き取り後の熱延鋼板にめっき処理を施して、熱延鋼板表面にめっき層を形成してもよい。
【０１０３】
めっき層の種類は特に問わず、電気めっき層、無電解めっき層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ない。亜鉛めっき層、特に溶融亜鉛めっき層、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が、勿論、これらに限定されない。めっき処理の方法も特に問わず、例えば、熱延鋼板を連続めっきラインに通板し、めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げる方法などが挙げられる。また、めっき処理後にガス炉などの炉内で鋼板表面を加熱して合金化処理を施してもよい。なお、本発明の熱延鋼板にめっき処理や合金化処理を施しても、上記した本発明の効果を損なうことはない。
【実施例】
【０１０４】
表１に示す組成を有する肉厚：220〜260mmの鋼素材を、表２に示す熱延条件で板厚1.2〜4.0mm、板幅1.2mの熱延鋼板（熱延コイル）とした。また、得られた熱延鋼板の一部に対しては、焼鈍温度を720℃とする溶融亜鉛めっきラインに通板して460℃のめっき浴（めっき組成：Zn-0.13mass％Al）に浸漬し、溶融亜鉛めっき材（GI材）とした。また一部の鋼板は、上記の如く溶融亜鉛めっきラインに通板してめっき浴に浸漬したのち、520℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき材（GA材）とした。めっき付着量はGI材、GA材ともに片面当たり45〜60g/m2とした。【０１０５】
表２に記載の平均冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から水冷停止温度までの平均冷却速度である。また、表２に記載の仕上げ圧延終了温度、水冷停止温度および巻取り温度は、鋼板の板幅方向中央部を測温位置とし、ライン内に付設する放射温度計（測定スポット径：40mmφ、測定距離：1.6m）を使用して測定した温度である。【０１０６】
表２の鋼板No.3以外の鋼板については、熱間圧延ラインの仕上げ圧延機前の位置に付帯するエッジヒーターを使用することによって、仕上げ圧延終了時における板幅方向中央部の位置での温度と板幅方向端部の位置での温度との温度差を所定値に調整した。【０１０７】
なお、仕上げ圧延終了時における板幅方向端部の位置での温度を測定するに際しては、ライン内に付設する放射温度計（測定スポット径：40mmφ、測定距離：1.6m）を用い、板幅方向最端部から50mmの位置を測定中心点とした。【０１０８】
上記により得られた各熱延コイル（熱延鋼板、GI材、GA材）から、計22サンプルを採取した。具体的には、得られた熱延コイルについて、11箇所の長手方向位置（コイル長手方向に対して10等分した位置、およびコイル長手方向先尾端部）を特定し、各長手方向位置において、板幅方向端部および板幅方向中央部のそれぞれからサンプルを採取することで、計22サンプル（板幅方向端部のサンプル：11個、板幅方向中央部のサンプル：11個）を採取した。採取したサンプルを用い、以下の方法にしたがい組織観察、抽出残渣分析、引張試験を行った。【０１０９】
（１）組織観察
採取したサンプルを用い、フェライト相の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、Tiを含む微細炭化物の平均粒子径を求めた。なお、これらを求める際に用いたサンプルのうち、板幅方向端部のサンプルは、板幅方向最端部から25mm位置より採取した。【０１１０】
フェライト相の面積率および平均結晶粒径は、以下の手法により評価した。各サンプルの、圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で1000倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は、粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。【０１１１】
フェライト相の面積率は、画像解析によりフェライト相とベイナイトやマルテンサイト等のフェライト相以外とを分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。【０１１２】
フェライト相の平均結晶粒径は、上記1000倍に拡大して撮影した写真のうち代表的な写真３枚について水平線および垂直線をそれぞれ10本ずつ引き、ASTM E 112-10に準拠した切断法によって求め、最終的に３枚の写真により得られた値の平均値を平均結晶粒径とした。【０１１３】
フェライト相の結晶粒内の炭化物（Tiを含む炭化物）の平均粒子径は、各サンプルの板厚中央部から薄膜法によって薄膜サンプルを作製し、この薄膜サンプルを透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）の暗視野で観察し、観察される炭化物のうちTiを含む炭化物100点以上について粒子径（円相当直径）を測定し、これらの平均値を算出することによって求めた。炭化物の同定には、透過型電子顕微鏡に付帯するEDX(Energy Dispersive X-ray microanalyzer)を用い、炭化物にTiが含まれていることを確認した。なお、この平均粒子径を算出する上で、粒子径が1.0μm以上の粗大なセメンタイトや窒化物は含まないものとした。【０１１４】
（２）抽出残渣分析
採取したサンプルを用いて抽出残渣分析を行い、固溶Ti量を求めた。なお、固溶Ti量を求める際に用いたサンプルのうち、板幅方向端部のサンプルは、板幅方向最端部から25mm位置より採取した。【０１１５】
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、各サンプル約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した後、電解液中に含まれる析出物（Tiを含む炭化物やセメンタイト、酸化物を含む）を分離した後、電解液中に含まれるTi量をICP発光分析装置により定量した。電解したサンプル重量と電解液中に含まれるTi量から固溶Ti量（質量比）を求めた。【０１１６】
以上により得られた結果を、表３に示す。なお、表３において、「熱延鋼板の板幅方向端部」の欄には板幅方向端部より採取した11個のサンプルの平均値を示し、「熱延鋼板の板幅方向中央部」の欄には板幅方向中央部より採取した11個のサンプルの平均値を示している。
（３）引張試験
採取したサンプルを用いて引張試験を行い、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を求め、強度および強度均一性を評価した。なお、引張試験を実施する際に用いたサンプル（平行部幅が30mmである引張試験片）のうち、板幅方向端部のサンプルは、板幅方向最端部から10〜40mmの位置より採取した。また、引張試験を実施する際に用いたサンプルのうち、板幅方向中央部のサンプルは、板幅方向中央部から±15mmの位置より採取した。【０１１７】
引張方向が圧延方向と平行方向（L方向）となるJIS13B号引張試験片（サンプル）を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を求めた。降伏強さは、下降伏点もしくは、0.2％耐力とした。そして、降伏強さ（YS）が740MPa以上である場合を、強度が良好であると評価した。【０１１８】
また、板幅方向中央部のサンプルの降伏強さから、板幅方向端部のサンプルの降伏強さを差し引いた値（ΔYS）を求めた。この値（ΔYS）の絶対値が50MPa以下である場合を、板面内の強度均一性が良好であると評価した。
なお、本実施例においては、全サンプル（計22）の降伏強さの標準偏差（σ）も求めた。【０１１９】
引張試験の結果を、表４に示す。なお、表４において、「熱延鋼板の板幅方向端部」の欄には板幅方向端部より採取した11個のサンプルの平均値を示し、「熱延鋼板の板幅方向中央部」の欄には板幅方向中央部より採取した11個のサンプルの平均値を示している。また、表４中、ΔYSは板幅方向中央部のサンプルの降伏強さから、板幅方向端部のサンプルの降伏強さを差し引いた値であり、σは全サンプル（計22）の降伏強さの標準偏差である。【０１２０】
表４において、降伏強さ：740MPa以上、上記ΔYS：絶対値で50MPa以下、上記σ：25MPa以下の全てを満足する場合を、本発明で求める材質のものとして評価を良好“○”とした。一方、降伏強さ：740MPa以上、上記ΔYS：絶対値で50MPa以下、上記σ：25MPa以下のいずれか一つでも満足しない場合を、本発明で求める材質を満たさないものとして評価を不良“×”とした。【０１２１】
【表１】
0005729523.tif 000002
【０１２２】
【表２】
0005729523.tif 000003
【０１２３】
【表３】
0005729523.tif 000004
【０１２４】
【表４】
0005729523.tif 000005
本発明例はいずれも、降伏強さYS：740MPa以上であり、板面内での強度均一性にも優れた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、所定の高強度が得られていないか、良好な強度均一性が得られていない。
【要約】
降伏強さが740MPa以上であり、しかも板面内の強度安定性に優れ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：0.040％以上0.100％以下、Si：0.50％以下、Mn：1.00％以上2.00％以下、P：0.03％以下、S：0.006％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下およびTi：0.14％以上0.22％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、フェライト相を主相としTiを含む微細炭化物が分散析出した組織であって、板幅方向の端部および中央部において、前記フェライト相の面積率がいずれも95％以上、前記フェライト相の平均結晶粒径がいずれも5.0μm以下、前記微細炭化物の平均粒子径がいずれも6nm以下、固溶Ti量がいずれも質量％で0.03％以下である組織とすることにより、降伏強さが740MPa以上であり且つ板幅方向端部の降伏強さと板幅方向中央部の降伏強さとの差が50MPa以下である高強度熱延鋼板とする。