(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％（ただし０．２％以下の範囲を除く）およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、体積率で９５％以上のフェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機鉄芯用熱延鋼板。
【請求項２】
上記炭化物の組成が、原子数比で、０．５≦Ｔｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦２を満たすことを特徴とする請求項１に記載の回転機鉄芯用熱延鋼板。
【請求項３】
鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２
を満足することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の回転機鉄芯用熱延鋼板。
ただし、上記式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分の重量％を表す。
【請求項４】
鋼におけるＣ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５
を満足することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の回転機鉄芯用熱延鋼板。
ただし、上記式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重量％を表す。
【請求項５】
重量％で、さらに、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１％、Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．００５％を含むことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の回転機鉄芯用熱延鋼板。
【請求項６】
前記炭化物の長辺と短辺との長さの比が２以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の回転機鉄芯用熱延鋼板。
【請求項７】
請求項１から請求項６のいずれかの鋼板を製造するにあたり、熱間圧延を８００℃以上で終了し、５７０〜６７０℃で巻取ることを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、大型発電機のロータ等の回転機鉄芯に用いられる５９０ＭＰａ級以上の強度を有する熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器用構造部材に用いられる鋼板には、電気機器の高性能化を目的に機械特性に加えて磁気特性、すなわち、高い透磁率と磁束密度が要求されるようになってきた。特に大型発電機のロータ等の回転機鉄芯用の鋼板は、大きな遠心力を受けることから、高強度であり、かつ高い磁束密度を有することが要求される。
【０００３】
上記磁気特性のうち、透磁率は鋼中の粗大な炭化物量が少ないほど、磁束密度は鋼中の非磁性元素量が少ないほど高くなる。そのため、従来、磁気特性の優れた鋼板には、極低炭素鋼が用いられてきたが、極低炭素鋼板では、強度は高々３００ＭＰａしかないため、高強度を得るにはＳｉ、Ａｌ、Ｐを多量に固溶させて強度を上昇させてきた。
【０００４】
しかしながら、このような固溶強化による高強度化では要求される５９０ＭＰａ級以上の強度は容易に得ることができない上に、加工性が著しく低下し、さらには、多量に添加したＳｉ、Ａｌ、Ｐで磁束密度が低下してしまう。そこで、このようなニーズに対して、フェライトを主体とした鋼を微細析出物で強化し、高強度と高加工性、さらには高磁気特性を並立させることが考えられる。
【０００５】
非特許文献１では、低炭素鋼にＴｉを加えた加工性の優れた高張力熱延鋼板が提案されている。この技術では、従来鋼よりＣ量を低減し、セメンタイト量を低減させることで加工性を向上させ、Ｔｉ単独添加で高強度を実現している。しかしながら、Ｃに対してＴｉを多量に添加するため、組織が転位密度の高いベイニティックフェライトとなり、磁気特性は回転機鉄芯として実用に耐えるものではない。特に、９８０ＭＰａ級以上の高強度を得るためにＴｉを多量に添加しても、析出物が粗大化しやすくなり、逆に強度が低下するばかりか、組織の転位密度が高くなり、回転機鉄芯としては使用することができない。
【０００６】
また、特許文献１では、Ｔｉ添加低炭素鋼による高強度熱延鋼板が開示されている。この技術は、Ｃを０．０３〜０．０５％、Ｔｉを０．１〜０．２０％含有する鋼のパーライトや低温変態相の体積率を規定することで、加工性を向上させようとするものである。しかしながら、５９０ＭＰａ級以上の高強度を得るには多量のＴｉ添加が必須であり、強度上昇に寄与しない３０ｎｍを超える粗大なＴｉ炭化物が生成しやすい上に、多量の固溶Ｔｉ、および、不可避的に生成する転位密度の高いベイニティックフライトが磁気特性を劣化させる。
【０００７】
特許文献２には、Ｔｉ、Ｂ添加のＳｉ−Ｍｎ鋼による高磁束密度を有する高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。この技術では、焼き入れ性改善のためＢを添加し、圧延後急冷することでベイナイト組織を生成させている。この転位密度の高いベイナイトにより磁気特性は回転機鉄芯として満足できるものではない。
【０００８】
特許文献３にも、Ｔｉ添加による高磁束密度を有する高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。この技術では、高強度熱延鋼板で用いられるＳｉを０．１０％以下に低減する代わりに、ＴｉＣで強度を補っている。しかし、この技術でもＴｉ添加により転位密度の高いベイニティックフェライトが生成しやすく、やはり磁気特性は回転機鉄芯としては不十分なものとなってしまう。
【０００９】
【特許文献１】
特公平８−２６４３３号公報
【特許文献２】
特開昭６３−１６６９３１号公報
【特許文献３】
特開昭５９−９１１２１号公報
【非特許文献１】
CAMP-ISIJ(1992),p1863-1866
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
このように、いずれの従来技術も回転機鉄芯として十分な磁気特性を有する加工性に優れた５９０ＭＰａ級以上の強度を有する高強度熱延鋼板は未だ得られていない。
【００１１】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、磁気特性が良好で、加工性に優れ、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する回転機鉄芯用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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく研究を重ねた結果、１μｍを超える粗大炭化物および転位密度の高いベイニティックフェライトを生じさせるＣおよびＴｉに対してその添加量を抑え、かつ、極めて微細な析出物が分散したフェライト組織とすることにより、５９０ＭＰａ級以上の高強度と優れた加工性を有しながら優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯として十分な特性を有する鋼板が得られることを見出した。すなわち、ＴｉとＭｏまたは／およびＷとを鋼に添加し、ＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭化物からなる１０ｎｍ未満の超微細析出物で鋼を強化するとともに、Ｔｉ添加量を制限して、組織をフェライトとすることで、磁気特性および加工性に優れた５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機用鉄芯用として十分な特性の高強度熱延鋼板が得られることを見出した。
【００１３】
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、以下の（１）〜（７）を提供する。
【００１７】
（１）重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％（ただし０．２％以下の範囲を除く）およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、体積率で９５％以上のフェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００１９】
（２）上記（１）において、上記炭化物の組成が、原子数比で、０．５≦Ｔｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦２を満たすことを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００２０】
（３）上記（１）または（２）において、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２
を満足することを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００２１】
（４）上記（１）から（３）のいずれかにおいて、鋼におけるＣ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５
を満足することを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００２２】
（５）上記（１）から（４）のいずれかにおいて、重量％で、さらに、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１％、Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．００５％を含むことを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００２３】
（６）上記（１）から（５）のいずれかにおいて、前記炭化物の長辺と短辺との長さの比が２以下であることを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板。
【００２４】
（７）上記（１）から（６）のいずれかの鋼板を製造するにあたり、熱間圧延を８００℃以上で終了し、５７０〜６７０℃で巻取ることを特徴とする回転機鉄芯用熱延鋼板の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明に係る回転機鉄芯用の熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、体積率で９５％以上のフェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する。
【００２６】
体積率で９５％以上のフェライト組織としたのは、マルテンサイトを含む複合組織および転位密度の高いベイニティックフェライト組織、アシキュラーフェライト組織では、良好な磁気特性が得られないからである。すなわち、本発明でいうフェライト組織は、ベイニティックフェライトやアシキュラーフェライトを除く高温でも組織変化のないフェライトをいう。
【００２７】
本発明では、完全に１００％フェライトになっている必要はなく、断面組織観察などによる体積率で９５％以上がフェライトとなっていればよい。好ましくは９８％以上である。また、ＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭化物からなる微細な析出物以外の粗大なセメンタイトは、高強度鋼板の磁気特性を劣化させるため、体積率を３％未満とすることが望ましい。さらに望ましくは１％未満である。
【００２８】
本発明において、鋼組織をフェライト組織とするには、ランナウトテーブル上で冷却時に起こるγ→α変態を７００℃以下にまで遅延させる必要がある。これは、７００℃以上で変態が開始すると、γ＋α二相域におけるＣのαからγへの再分配が生じ、パーライトまたは低温変態相が生成しやすくなるためである。そこで、本発明においては、ＭｏおよびＷの少なくとも一方を添加することでフェライト変態を遅延させる。ＭｏやＷはパーライト変態も同時に遅延させるので、粗大Ｆｅ炭化物の析出も抑制することができる。
【００２９】
マトリックスが実質的にフェライトである鋼を高強度化するためには超微細析出物を用いる。一般に、ＭｏはＭｏ２Ｃを形成するが、Ｍｏ２Ｃは析出しにくいため、Ｍｏ単独添加では５９０ＭＰａ級以上の強度を得ることは困難である。そこで、本発明においては、鋼中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗの量を制御することで、ＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭化物を１０ｎｍ未満と超微細にかつ適当な早さで析出させる。このような観点から、炭化物のＴｉとＭｏ＋Ｗとの比であるＴｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）を原子数比で０．５以上、２以下とすることが好ましい。また、このような析出物は、さらにＮｂおよびＶのうち少なくとも一方を含んでいてもよい。
【００３０】
また、超微細析出物として存在する上記炭化物においては、その形状が球形に近い方が磁気特性が良好になる。これは、長方形の析出物、展伸した析出物では、長辺側の曲率が極めて大きくなり、その周囲のマトリックスに大きな応力場が生じて結果的に磁気特性が劣化するためである。そのため、電子顕微鏡で観察した析出物の長辺と短辺との長さの比、すなわちアスペクト比が２以下であることが好ましい。
【００３１】
熱延鋼板の強度を５９０ＭＰａ級以上としたのは、回転機鉄芯用鋼板として用いる場合に生じる大きな遠心力に耐えるために必要であるからである。
【００３２】
次に、上記化学成分組成について説明する。
Ｃ≦０．１０％
ＣはＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物として固定され、鋼の強度を担う元素である。しかし、含有量が０．１０％を超えると粗大なＦｅ炭化物や島状マルテンサイトが生成しやすくなり、加工性が劣化する傾向にある。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。一方、５９０ＭＰａ級以上の強度を得る観点からは０．００５０％以上が望ましく、０．０１％超がさらに望ましい。
【００３３】
Ｔｉ：０．０２〜０．２％
ＴｉはＭｏまたは／およびＷとともに微細炭化物を形成し、鋼の強度を担う。しかし、０．０２％未満では微細析出物量が少なくなり、高強度を実現しにくくなり、一方、０．２％を超えると転位密度の高いベイニティックフェライトの生成が促進される傾向にあり、磁気特性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２％とする。
【００３４】
Ｍｏ≦０．７％
Ｍｏは、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を調整し、高温でのγ＋α二相組織の形成を抑制してフェライト主体組織を形成しやすくする他、同時にＦｅ炭化物の生成を抑制する。０．７％を超えるとマトリックスがベイナイト化しやすくなり、磁気特性が劣化するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量は０．７％以下とする。好ましくは０．５％以下である。一方、Ｗが添加されない場合、Ｍｏが０．０５％未満では粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することが困難となるため好ましくは０．０５％以上である。
【００３５】
Ｗ≦１．５％
Ｗは、ＴｉとともにまたはＴｉおよびＭｏとともに微細な炭化物を析出し、Ｆｅ炭化物の生成を抑制して、鋼の高強度化に寄与する。Ｗ含有量が１．５％を超えると転位密度の低いフェライト組織を得ることが困難になることからＷ含有量は１．５％以下とする。Ｍｏが添加されない場合、Ｗ含有量が少ないと冷却中のＦｅ炭化物析出を抑制することができないことから、その場合にはＷ含有量は０．１％以上が望ましい。
【００３７】
Ｓｉ≦０．５％
Ｓｉは高強度鋼板を製造する場合に、固溶強化元素としてよく用いられてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化させてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下が好ましい。望ましくは０．２％以下、さらに望ましくは、０．０５％以下である。
【００３８】
Ｍｎ：０．２〜２％
Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、その量が０．２％未満では焼入元素が添加されていてもパーライトが生成しやすくなって５９０ＭＰａ級の強度を得難くなり、一方、２％を超えると鋼中の偏析が著しくなって加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は０．２〜２％が好ましい。望ましくは、０．５〜２％である。
【００３９】
Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加されると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、０．０６％以下が好ましい。
【００４０】
Ｓ≦０．０１％
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定される。このため、Ｓは材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また延性も低下させることから、０．０１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００４１】
Ａｌ≦０．１％
鋼中Ａｌは脱酸材として使用される。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、０．１％以下が好ましい。
【００４２】
Ｎ≦０．００６％
Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ましい。
【００４３】
本発明に係る回転機鉄芯用の熱延鋼板は、重量％で、さらに、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１％、Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．００５％を含んでもよい。
【００４４】
Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目的で添加してもよい。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の極度の微細化をもたらし、伸びが低下する傾向があることから添加する場合には０．０８％以下が好ましい。結晶粒微細化効果は０．００５％以上のＮｂ添加で顕著であることから、０．００５％以上が一層好ましい。
【００４５】
Ｖ≦０．１％
Ｖは１０ｎｍ未満の微細析出物として存在する炭化物の一部を構成することができるため、添加してもよい。ただし、Ｖは鋼の焼入性を増大する元素であることから０．１％以上添加すると、転位密度の大きいベイニティックフェライトが生成しやすくなる。したがって、Ｖを添加する場合には、０．１％以下が好ましい。
【００４６】
Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．００５％は、耐二次加工脆性、耐食性向上等のためのものであり、これらはこの範囲で１種以上含まれていても特性上問題はない。
【００４７】
本発明では、上記炭化物をフェライト中に微細に析出させるために、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が以下の（１）式を満足することが望ましく、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が以下の（２）式を満足することが望ましい。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２  …（１）
（ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分の重量％を表す。）
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  …（２）
（ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重量％を表す。）
【００４８】
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．２未満では、微細な炭化物が粗大化しやすく５９０ＭＰａ級以上の強度を得難くなる。したがって、上記（１）式のように｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値を０．２以上とすることが好ましい。より望ましくは０．４以上である。また、この値が０．８を超えると、炭化物の析出量が少なくなり、やはり５９０ＭＰａ級以上の強度を得難くなるため０．８以下とすることが好ましい。
【００４９】
また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．５未満では、強度を担う微細な炭化物量が少なくなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を得難くなる。また、１．５を超えると、粗大セメンタイト量が多くなることから磁気特性が劣化する。したがって、上記（２）式のように（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値を０．５以上、１．５以下とすることが好ましい。より望ましくは０．７５以上、１．３以下である。
【００５０】
次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
ここでは、上記成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了し、５７０〜６７０℃で巻取る。
【００５１】
仕上圧延温度：８００℃以上
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８００℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化してしまい、熱延鋼板の組織に変動が認められるようになることから、仕上圧延温度は８００℃以上が好ましい。さらに、８７０℃以上とすることがより一層望ましい。
【００５２】
巻取り温度：５７０〜６７０℃
本発明鋼ではＴｉとＭｏまたは／およびＷを含む炭化物の析出で粒界セメンタイトの析出を抑制することから、巻取り温度をＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物の析出しやすい５７０〜６７０℃とした。また、本発明鋼では、ＭｏまたはＷによりフェライト変態が抑制されていることから、コイル内の巻取温度変動に関わらず幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後にＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物が析出する。このため、強度、延性ともに安定する。
【００５３】
なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。さらに、鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。さらにまた、粗圧延後に仕上圧延前もしくは圧延機スタンド間で圧延材を加熱しても、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発明の効果は損なわれない。また、薄スラブ鋳造を用いて、粗圧延を省略しても差し支えない。
【００５４】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が３．０ｍｍの高強度熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕微鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細炭化物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するとともに、微細炭化物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。
【００５５】
また、得られた鋼板の機械的特性および磁気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び（ＥＬ）および穴広げ性（λ）によって評価した。穴広げ性については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に従って測定した。磁気特性については磁束密度Ｂ300（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。これらの結果を表２に示す。
【００５６】
Ｎｏ．１では、フェライト組織であり、強度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含む炭化物であり、その大きさは１〜５ｎｍ程度と極めて微細でり、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ級以上であって、本発明の範囲内である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比が１．１でありほぼ球形である。そのため、加工性の指標である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が良好であり、磁束密度も回転機鉄芯用として十分な値を示した。
【００５７】
これに対し、Ｎｏ．２では、組織がフェライト＋パーライトであり、３０ｎｍ程度の粗大な析出物が多数観察され、その析出物の組成はＴｉＣおよびＴｉとＮｂのみを含む炭化物であり、本発明から外れる比較例である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比も２を超えている。そのため、磁束密度Ｂ300がＮｏ．１の本発明例の鋼板に比べて劣っている。さらに、加工性の指標である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が悪く、回転機鉄芯用として十分な加工性を有していないことが確認された。
【００５８】
【表１】
0004273768.tif 000002
【００５９】
【表２】
0004273768.tif 000003
【００６０】
（実施例２）
表３に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が４．５ｍｍの高強度熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕微鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するとともに、析出物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。
【００６１】
また、得られた鋼板の機械的特性および磁気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び（ＥＬ）で評価した。磁気特性については磁束密度Ｂ300（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。これらの結果を表４に示す。
【００６２】
Ｎｏ．１１〜２２は、７８０ＭＰａ級の本発明例であり、強度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含む５ｎｍ未満の炭化物であった。そのため、磁束密度Ｂ300、強度、加工性ともに優れた値を示した。これらのうちＮｏ．１１〜１７はＭｏを添加した例であり、Ｎｏ．１８はＭｏとＷ、Ｎｏ．１９はＷを添加した例である。また、Ｎｏ．２０はＶ、Ｎｏ．２１はＣｕとＮｉ、Ｎｏ．２２はＢを添加した例である。
【００６３】
Ｎｏ．１２〜２２は、｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．４〜０．８の好ましい範囲にあり、Ｎｏ．１１よりも高い強度を示している。また、Ｎｏ．１２，１３，１５，１７，１９，２０，２１，２２は、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．７５〜１．３の好ましい範囲にあり、Ｎｏ．１１，１４，１６，１８よりも優れたＢ300の値を示している。
【００６４】
Ｎｏ．２３〜２６は９８０ＭＰａ級の本発明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で９８０ＭＰａ級まで高強度化されており、優れたＢ300を兼備している。これらのうち、Ｎｏ．２３はＭｏ、Ｎｏ．２４はＭｏとＷ、Ｎｏ．２５はＷを添加した例であり、Ｎｏ．２６はＭｏとＮｂを添加した例である。
【００６５】
Ｎｏ．２７，２８は５９０ＭＰａ級の本発明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で高強度化されており、優れたＢ300も兼備している。Ｎｏ．２７はＭｏ、Ｎｏ．２８はＭｏとＷとＮｂ，Ｃａを添加した例である。
【００６６】
Ｎｏ．２９，３０は７８０ＭＰａ級の比較材である。Ｎｏ．２９では、組織がフェライト−パーライトであり、析出物径も大きく、析出物の長辺と短辺との長さの比が２．３と大きいため、Ｂ300が低かった。また、Ｎｏ．３０は組織がベイナイトであり、Ｂ300が極めて低い値となった。
【００６７】
【表３】
0004273768.tif 000004
【００６８】
【表４】
0004273768.tif 000005
【００６９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなる、強度５９０ＭＰａ級以上の高強度熱延鋼板としたので、優れた加工性を有しながら優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯として十分な特性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。