JP7522980B1 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

靭性と打抜き性に優れ、かつ、後加熱後の強度と靭性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０％超０．０５０％以下、Ｓ：０％超０．０１０％以下、Ａｌ：０％超１．５％以下、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３％以下、Ｔｉ：０．０４０～０．１５０％を含み、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、鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、（固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量）が０．３０以上０．８０未満であり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。

Description

本発明は、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関し、特に、自動車用部品の素材として好適な、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から、自動車用部品に用いられる熱延鋼板には、高強度化が求められている。一方で、高強度化した熱延鋼板では、プレス時に加工性不足に起因した割れ発生が顕著となるため、プレス工法や鋼板の加工性の改善が必要とされる。工法に関しては、鋼板（原板）を加熱することで加工性の改善を図る検討がされている。なお、本明細書において、鋼板（原板）を部品に加工等する際に加える加熱処理を、後加熱ともいう。また一方で、鋼板に関しては、後加熱して加工した後（後加熱加工後）の部品の特性を考慮した開発が行われている。加えて、後加熱の前段階であるトリム工程にて端面割れが生じるとプレス成形性を劣化させるばかりでなく、疲労特性の低下を招くなど様々な不具合の起点となるため、トリム端面の安定性、すなわち優れた打抜き性も要求される。このような種々の課題に対し、様々な工法、鋼板の開発がなされてる。
特許文献１には、加工温度（後加熱の加熱温度）を４００～１０００℃とすることで伸びフランジ性を改善した工法に関する技術が開示されている。特許文献２には、ＴＳが７３０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。特許文献２に開示された熱延鋼板では、ベイナイトを主相とし、全Ｔｉ量の８０％以上を固溶Ｔｉとした組織とする。これにより、５００℃～Ａｃ１変態点の温度域に加熱し６０ｍｉｎ間保持する熱処理を施した後のＹＳ（降伏強さ）およびＴＳ増加量が１００ＭＰａ以上である熱処理硬化性が得られる。特許文献３には、マルテンサイトおよび／または焼戻しマルテンサイトを主相とした組織を有する、靭性、打抜き性および耐遅れ破壊特性等に優れた熱延鋼板に関する技術が開示されている。
特開２００２－１１３５２７号公報 特開２０１５－５７５１４号公報 特開２０１８－１８８６７５号公報
しかしながら、特許文献１では、後加熱後の強度や靭性等の部品としてのパフォーマンスを考慮しておらず、改善の余地がある。特許文献２に開示された鋼板は、熱処理後の強度上昇と炭化物の微細析出が顕著なため熱処理後の靭性に課題があり、また熱処理前の原板での打抜き性について考慮されておらず改善の余地がある。特許文献３は、原板での特性に着目したものであり、後加熱後の鋼板の強度や靭性については何ら考慮されておらず、改善の余地がある。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、靭性と打抜き性に優れ、かつ、後加熱後の強度と靭性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、熱延鋼板の後加熱後のＴｉの析出挙動に着目し、後加熱前の初期の粗大なＴｉ含有析出物と固溶Ｔｉ量を制御することによる後加熱後の鋼板特性の向上を想到した。その結果、化学成分を調整したうえでベイナイトを主相とし、残留γ量を体積率で３％未満とし、Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の比である（固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量）を０．３０以上０．８０未満、かつ、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量を０．０１０～０．０３０質量％とすることで、熱延鋼板（原板）で高強度かつ優れた打抜き性と靭性を具備しつつ、後加熱後も原板に近い特性を発現し、優れた靭性と高い強度が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
なお、本発明において高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満であることを意味する。
また、本発明において、靭性に優れるとは、熱延鋼板（原板または後加熱後の熱延鋼板）から採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験において、－４０℃での延性破面率が５０％以上であることを意味する。なお、前記試験片の板厚は０．６～３．０ｍｍとし、熱延鋼板の板厚が３．０ｍｍを超える場合は、熱延鋼板から採取した試験片を板厚３．０ｍｍまで表裏面研削加工し、シャルピー衝撃試験に供するものとする。
本発明において、打抜き性に優れるとは、クリアランス５～３０％で打抜いた際に、端面に欠けや割れを生じないクリアランス範囲が１０％以上であることを意味する。
本発明において、後加熱後の強度に優れるとは、後加熱後の熱延鋼板の強度の低下が、後加熱前の熱延鋼板（原板）の強度に対して、ビッカース硬さで４０以下であることを意味する。
なお、本発明において、後加熱とは、熱延鋼板（原板）を４００℃以上に加熱する熱処理を意味する。
本発明は、以下の構成を有する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１８％、
Ｓｉ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０％超０．０５０％以下、
Ｓ：０％超０．０１０％以下、
Ａｌ：０％超１．５％以下、
Ｎ：０％超０．０１０％以下、
Ｏ：０％超０．００３％以下、および
Ｔｉ：０．０４０～０．１５０％を含み、
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、
鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、
Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の比である（固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量）が０．３０以上０．８０未満であり、
粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００５～２．０％、
Ｃｕ：０．００５～０．５％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
Ｍｏ：０．００５～１．０％、
Ｖ：０．００５～０．５％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、および
Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含む、［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量が、０質量％超０．１００質量％以下である、［１］または［２］に記載の高強度熱延鋼板。
［４］前記［１］～［３］のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、１．０ｓ以上放冷し、
次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝８００＋１０００［Ｔｉ］
ただし、［Ｔｉ］は、Ｔｉの含有量（質量％）である。
［５］５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却してから巻き取るまでの間に、４８０～５５０℃の温度域の冷却停止温度で冷却を停止し、該冷却停止温度±２０℃で０．５～４．０ｓ保持した後、前記巻取り温度で巻き取る、［４］に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、靭性と打抜き性に優れ、かつ、後加熱後の強度と靭性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本発明によれば、自動車用部品の素材として好適な、後加熱後にも優れた強度と靭性を発現する高強度熱延鋼板が得られる。
本発明の高強度熱延鋼板を用いれば、加工性改善や疲労特性向上等のために後加熱を施した後でも、優れた強度と靭性を発現する高強度自動車部品等の製品を得ることができる。
以下に、本発明の高強度熱延鋼板及びその製造方法の実施形態について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜高強度熱延鋼板＞
本発明の高強度熱延鋼板は、熱間圧延ままの黒皮、または熱間圧延後さらに酸洗する白皮と称される熱延鋼板のどちらであってもよい。また、本発明が目的とする高強度熱延鋼板は、板厚が０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が１０．０ｍｍ以下であることが好ましい。本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が１．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が６．０ｍｍ以下であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、５００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、１８００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、特定の成分組成と、特定の鋼組織とを有する。ここでは、成分組成、鋼組織の順に説明する。
まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味するものとする。
本発明の高強度熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０～０．１５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｃ：０．０４～０．１８％
Ｃは、ベイナイトを生成および強化させてＴＳを上昇させたり、ＴｉやＮ等と結合して析出物を生成することで後加熱後の強度低下抑制等に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満ではこのような効果が十分得られず、７８０ＭＰａ以上の鋼板（原板）のＴＳあるいは後加熱後の優れた強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると靭性や打抜き性の低下が顕著となり本発明の特性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１８％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１６％以下とし、より好ましくは０．１１％以下とする。
Ｓｉ：０．１～３．０％
Ｓｉは、鋼の固溶強化、ベイナイト中のセメンタイトの抑制、後加熱後の強度低下の抑制に有効な元素である。このような効果を得るにはその含有量を０．１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１～３．０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上とする。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下とし、より好ましくは１．５％以下とする。
Ｍｎ：０．５～３．５％
Ｍｎは、フェライトを抑制して、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満ではこうした効果が十分得られず、ポリゴナルフェライト等が生成し、本発明のミクロ組織が得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、マルテンサイトが増大するとともに靭性の低下が顕著になり本発明の優れた靭性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～３．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上とする。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７％以下とする。
Ｐ：０％超０．０５０％以下
Ｐは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．０５０％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０％超でよいが、Ｐ含有量が０．００１％未満では生産能率が低下するため、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０％超０．０１０％以下
Ｓは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本発明ではＳ含有量が０．０１０％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とし、より好ましくは０．００２０％以下とする。下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０％超でよいが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率が低下するため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ａｌ：０％超１．５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ含有量は０％超でよいが、脱酸剤として用いる観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、多量にＡｌを含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。本発明ではＡｌ含有量が１．５％まで許容される。したがって、Ａｌ含有量は１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎ：０％超０．０１０％以下
Ｎは、ＴｉＮを生成させ、ＴｉＣの析出を阻害するため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＮ含有量が０．０１０％まで許容できる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７％以下とする。下限は特に限定されず、Ｎ含有量は０％超でよいが、Ｎ含有量が０．０００５％未満では生産能率が低下するため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｏ：０％超０．００３％以下
Ｏは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＯ含有量が０．００３％まで許容できる。したがって、Ｏ含有量は０．００３％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。下限は特に限定されず、Ｏ含有量は０％超でよいが、Ｏ含有量が０．０００２％未満では生産能率が低下するため、Ｏ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
Ｔｉ：０．０４０～０．１５０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素であり、後加熱後に適度なＴｉＣ等の析出物を生成させることで、後加熱後の優れた強度と靭性を得るのに必要な元素である。Ｔｉ含有量が０．０４０％未満ではこのような効果が十分得られず、後加熱後の優れた強度が得られない。一方、０．１５０％を超えると後加熱後の析出物が過剰となり、後加熱後の優れた靭性が得られなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０４０～０．１５０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上とする。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１２０％以下とする。
上記成分が本発明の高強度熱延鋼板の基本の成分である。本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とすることができる。
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分に加えて、さらに、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～０．５％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．００５～１．０％、Ｖ：０．００５～０．５％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｒ：０．００５～２．０％
Ｃｒは、フェライトを抑制して、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、耐食性の低下が顕著となる場合があるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．８％以下とする。
Ｃｕ：０．００５～０．５％
Ｃｕは、オーステナイトを安定化し、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると、Ｃｕ析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３％以下とする。
Ｎｉ：０．００５～２．０％
Ｎｉは、フェライトを抑制して、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、マルテンサイトや残留γを多量に形成して靭性低下を招く場合があるため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８％以下とし、さらに好ましくは０．５％以下とする。
Ｍｏ：０．００５～１．０％
Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、Ｍｏ系析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ｖ：０．００５～０．５％
Ｖは、鋼板の焼き入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖの含有量が０．５％を超えると、Ｖ系析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とする。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．１％以下とする。
Ｂ：０．０００２～０．００５０％
Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えるとＢ系化合物が増加して、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）はそれぞれ、介在物の形態制御により加工性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、それぞれの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの含有量がそれぞれ０．００５０％を超えると、介在物量の増加の影響が顕著となり、靭性が低下する場合がある。よって、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙと、原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
Ｓｂ、Ｓｎはそれぞれ、酸化、脱窒、脱硼等の表面反応を抑制して、鋼板の表面性状を向上させ、靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、Ｓｂ、Ｓｎの含有量をそれぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂの含有量が０．１０％を超えると、またはＳｎの含有量が０．５０％を超えると、逆に鋼板の脆化を招き、靭性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂの含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。また、Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。また、Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。
なお、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎの含有量が、上記の下限値未満であっても、本発明の効果を害さない。したがって、これらの成分の含有量が上記下限値未満の場合は、これらの元素を不可避的不純物として含むものとして扱う。
また、本発明では、前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｍｇ、Ａｓ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｅの１種または２種以上を合計で０．３％以下の範囲で含有させても良い。なお、これらの元素の含有量はそれぞれ０．０３％以下に制限することが好ましい。
続いて、本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留γが体積率で３％未満である。
主相：ベイナイト
本発明では、高強度と優れた靭性を得るため、ベイナイトを主相とする組織とする。フェライトやパーライトや残留γ等が主相となると高強度と優れた靭性や打抜き性の両立が困難となる。また、マルテンサイトが主相となると靭性や打抜き性が低下するため好ましくない。したがって、鋼組織はベイナイトを主相とする。なお、ベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しベイナイト、ベイニティックフェライトのいずれであっても構わない。なお、本発明において、主相とは、面積率で５０％以上を占める相を意味する。主相の面積率は、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６５％以上である。また、主相の面積率は、好ましくは９５％以下である。
残留オーステナイト（残留γ）量：３％未満
残留オーステナイト（残留γ）は、鋼板の靭性を低下させるとともに、後加熱後はパーライトに変態することで強度や靭性を著しく低下させる組織であるため極力低減することが好ましい。本発明では、体積率で、残留γが３％未満まで許容される。よって、残留γは体積率で３％未満とする。残留γは、体積率で、好ましくは２％未満であり、より好ましくは１％未満である。残留γの体積率の下限は特に限定されず、残留γの体積率は０％であってもよい。
なお、ベイナイト、残留γ以外の相（その他の相）としては、フェライト、パーライト、マルテンサイトのうちの１種または２種以上が挙げられる。その他の相の面積率は、合計で４０％以下が好ましい。その他の相の面積率の下限は、特に限定されないが、その他の相の面積率は、合計で、好ましくは３％以上であり、より好ましくは５％以上であり、さらに好ましくは１０％以上である。
固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量：０．３０以上０．８０未満
Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の比である（固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量）が０．３０未満では、後加熱時に析出物となって強度低下を相殺するための固溶Ｔｉ量が不十分となり、後加熱後の強度低下を招いたり、微細析出物となって靭性の低下を招く。一方、０．８０％以上では後加熱後の析出による強度上昇が顕著となり、後加熱後の優れた靭性が得られなくなる。したがって、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量は０．３０以上０．８０未満とする。好ましくは０．３５以上とする。また、好ましくは０．７０以下とする。なお、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量は、実施例に記載の方法により求められる。
粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量：０．０１０～０．０３０質量％
粒径１００ｎｍ以上のＴｉ含有析出物を一定以上含有させることで、後加熱の際に該析出物の成長と新たなＴｉＣの析出が競合することで微細なＴｉＣの析出が適度に抑制され、過度な強度上昇と靭性の低下を抑制することができる。このような効果を得るには粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量を０．０１０質量％以上とする必要がある。一方、前記Ｔｉ量が０．０３０質量％を超えると粗大析出物による靭性の低下が顕著になるため、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量を０．０３０質量％以下とする必要がある。したがって、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量を０．０１０～０．０３０質量％とする。好ましくは０．０１３質量％以上とする。また、好ましくは０．０２７質量％以下とする。なお、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量は、実施例に記載の方法により求められる。
粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量：０質量％超０．１００質量％以下（好適条件）
本発明では、上記に加えてさらに粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量を０質量％超０．１００質量％以下とすることで打抜き性をより高めることができる。粒径１００ｎｍ以上のＦｅ析出物は打抜き時の破断面形成の際の亀裂のパスとなって破断面の円滑化に有効である。一方、該析出物が多すぎると、かえって打抜き性を損ねる場合がある。したがって、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量が０質量％超０．１００質量％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００１質量％以上であり、さらに好ましくは０．００４質量％以上である。なお、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量は、実施例に記載の方法により求められる。
＜高強度熱延鋼板の製造方法＞
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、次いで、熱間圧延を施すに際し、１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、１．０ｓ以上放冷し、次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取ることにより製造する。
Ｔ（℃）＝８００＋１０００[Ｔｉ]
ただし、［Ｔｉ］は、Ｔｉの含有量（質量％）である。
また、１０８０℃以上の温度域での合計圧下率は、熱間圧延を施す前のスラブの厚さを基準とし、これと１０８０℃時点の板厚との比から求める。Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率は、Ｔ（℃）以下での各パスの圧延前後の板厚の比から求める。
以下、詳しく説明する。なお、上記した温度は鋼板の幅中央部の表面の温度であり、上記した平均冷却速度、冷却速度は、それぞれ鋼板の幅中央部の表面の平均冷却速度、冷却速度である。また、平均冷却速度は、特に断らない限り、［（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間］とする。
スラブの加熱温度：１１５０～１３００℃
スラブの加熱温度が１１５０℃未満では、Ｔｉ含有析出物の溶解が不十分となり、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量の０．３０以上０．８０未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。一方、スラブの加熱温度が１３００℃を超えるとＴｉ含有析出物の溶解が過剰となり、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量の０．３０以上０．８０未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。したがって、スラブの加熱温度は１１５０～１３００℃とする。前記加熱温度は、好ましくは１１７０℃以上とし、より好ましくは１１８５℃以上とする。また、前記加熱温度は、好ましくは１２８０℃以下とし、より好ましくは１２６５℃以下とする。
１１５０～１３００℃の温度域での保持時間：０．２～３．５時間
１１５０～１３００℃の温度域での保持時間が０．２時間未満では、Ｔｉ含有析出物の溶解が不十分となる。その結果、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量の０．３０以上０．８０未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。一方、前記温度域での保持時間が３．５時間を超えると、表層近傍での脱炭が顕著になり、表層近傍からフェライトや残留γが生じやすくなり、本発明の組織が得られなくなる。したがって、スラブの前記温度域での保持時間は０．２～３．５時間とする。前記保持時間は、好ましくは０．４時間以上とする。また、前記保持時間は、好ましくは２．５時間以下とする。
１０８０℃以上の温度域での合計圧下率：８０～９０％
上記保持後、熱間圧延を施す。熱間圧延を施す際、１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す。１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の圧下を施すことで１００ｎｍ以上の粗大Ｔｉ含有析出物の生成と成長を促進し、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量を０．０１０～０．０３０質量％とすることができる。該合計圧下率が８０％未満では粒径１００ｎｍ以上の析出物の生成が不十分となり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量が０．０１０質量％未満となる。一方、該合計圧下率が９０％を超えると、粒径１００ｎｍ以上の析出物の生成が過剰となり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量が０．０３０質量％超となる。したがって、１０８０℃以上の温度域での合計圧下率は８０～９０％とする。前記合計圧下率は、好ましくは８１％以上とする。また、前記合計圧下率は、好ましくは８８％以下とする。
Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率：２５％以下
上記粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す。仕上げ圧延において、下記式で求められるＴ（℃）以下で１パスあたり２５％超えの圧下を施すと、Ｔｉ含有析出物が生成し、固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量の０．３０以上０．８０未満の値が得られなくなる。したがって、Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率は２５％以下とする。前記圧下率は、好ましくは２０％以下とし、より好ましくは１８％以下とする。前記圧下率の下限は、特に限定されないが、前記圧下率が５％以下では粗大粒が生じる場合があるため、前記圧下率は、５％超とすることが好ましい。前記圧下率は、より好ましくは７％以上とする。なお、本発明では、Ｔ（℃）以下での圧延を施さなくても（Ｔ（℃）以下でのパス無しでも）構わない。また、仕上げ圧延において、Ｔ（℃）超での１パスあたりの圧下率は特に限定されない。
なお、Ｔ（℃）は下記式で求められる。
Ｔ（℃）＝８００＋１０００［Ｔｉ］
ただし、［Ｔｉ］は、Ｔｉの含有量（質量％）である。
１．０ｓ以上放冷
上記仕上げ圧延を施した後、放冷することにより、一部ひずみを開放し、続く冷却中のＴｉ含有析出物の生成を抑制することができる。このような効果を得るには仕上げ圧延終了後の放冷時間を１．０ｓ以上とする必要がある。前記放冷時間は、好ましくは１．５ｓ以上とし、より好ましくは２．０ｓ以上とし、さらに好ましくは２．２ｓ以上とする。前記放冷時間の上限は特に限定されないが、前記放冷時間が５．０ｓ以下であると、その後の熱延制御をし易くなるため、前記放冷時間は５．０ｓ以下が好ましい。なお、放冷とは、注水等による積極的な冷却（加速冷却）を行わずに大気中に暴露（空冷）することを意味する。
５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
上記放冷後、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、フェライトやＴｉ含有析出物を過剰に生成し、本発明の相組織や析出物が得られなくなる。したがって、前記放冷後の冷却開始温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは７０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、前記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では鋼板形状の劣化を招く場合があるため、前記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましく、３００℃／ｓ以下がより好ましい。
巻取り温度：Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下
巻取り温度が５５０℃を超えるとフェライトやＴｉ含有析出物を過剰に生成し、本発明の相組織や析出物が得られなくなる。一方、Ｍｓ点未満となるとマルテンサイトが過剰に生成して本発明の組織が得られない。したがって、巻取り温度はＭｓ点（℃）以上５５０℃以下とする。好ましくは（Ｍｓ点＋２０）℃以上とする。また、好ましくは５３０℃以下とする。なお、Ｍｓ点（℃）は、マルテンサイト変態開始温度であり、加工フォーマスタ等により求める。加工フォーマスタでＭｓ点（℃）を求める場合には、例えば、サンプルを１２５０℃に加熱し、前記温度で３００ｓ保持し、次いで１００℃／ｓの冷却速度で冷却した際に、サンプルの大きさが収縮から膨張に転じた温度をＭｓ点（℃）として求めることができる。
４８０～５５０℃の温度域の冷却停止温度±２０℃での保持時間：０．５～４．０ｓ（好適条件）
本発明ではさらに５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却してから巻き取るまでの間に、４８０～５５０℃の温度域の冷却停止温度で冷却を停止し、該冷却停止温度±２０℃で０．５～４．０ｓ保持することが好ましい。これにより、より打抜き性を高めることができる。０．５ｓ以上保持することでＦｅ含有析出物を生成させることができ、打抜き性をより高められる。一方、前記保持時間を４．０ｓ以下とすることで、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量を０．１００質量％以下としやすくなり、打抜き性向上効果が消失することを抑制しやすくなる。したがって、前記冷却停止温度±２０℃での保持時間は０．５～４．０ｓとすることが好ましい。より好ましくは０．５～２．０ｓとする。
上記した製造方法の条件以外は特に限定しないが、以下のように適宜条件を調整して製造することが好ましい。例えば、仕上げ圧延は、加工性の低下を招く粗粒低減等の観点から４パス以上とすることが好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、後加熱後の強度、靭性に優れる。ここで、後加熱の加熱温度としては、４００℃以上が挙げられる。また、後加熱の加熱温度の上限は、特に限定されないが、一例として、後加熱の加熱温度は１１５０℃以下が挙げられる。後加熱の加熱時間（前記加熱温度での保持時間）は、特に限定されないが、一例として、０ｓ超が挙げられる。また、前記加熱時間は、一例として、３６００ｓ以下が挙げられる。
表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、スラブとした後、表２に示す条件でスラブの加熱および熱間圧延を行い、熱延鋼板（原板）を製造した。得られた熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、組織観察、固溶ＴｉおよびＴｉ含有析出物分析、Ｆｅ含有析出物分析、引張特性、硬さ、打抜き性および靭性の評価を行った。さらに、前記熱延鋼板に表２に示す後加熱を施し、後加熱後の熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、硬さ、靭性および耐遅れ破壊特性の評価を行った。後加熱温度は伸びフランジ性の向上が認められるようになる４００℃以上とし、後加熱時間は生産性の観点から３６００ｓ以下の条件で行った。なお、表２中の「－」は、その処理を行わなかったことを示す。また、表２中のＭｓ点（℃）は、加工フォーマスタによる試験から求めた。
組織観察
ベイナイトの面積率とは、観察面積に占めるベイナイトの面積の割合のことである。ベイナイトの面積率は、得られた熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影した。得られた２次電子像の画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、３視野の平均面積率を各組織の面積率とした。組織の判定は一般的な分類により行って構わないが、例えば以下のように判定できる。画像データにおいて、ベイナイトは炭化物または直線的な界面を有するマルテンサイトを含む黒または暗灰色、下部ベイナイトは方位のそろった炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色として区別される。マルテンサイトは規則的であるが複数の方位の炭化物を含む黒～明灰色の組織である。あるいは炭化物を含まない白色または明灰色として観察される。残留γは炭化物を含まない白または明灰色として観察される。マルテンサイトの一部と残留γは区別できない場合があるため、残留γは後述する方法にて求め、ＳＥＭ像から求めたマルテンサイトと残留γの合計面積率から除してマルテンサイトの面積率を求めた。なお、本発明において、マルテンサイトはその焼戻しの程度によりフレッシュマルテンサイトやオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト等があるが、そのいずれのマルテンサイトであっても構わない。また、ベイナイトについても上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しベイナイト等のいずれのベイナイトであっても構わないが、上部ベイナイトまたは焼戻しベイナイトがより好ましい。焼戻しの程度が強い組織ほど、素地は黒が強いコントラストの像となるため、上記素地の色は目安であり、本発明では炭化物の量や組織形態等を総合して判断し、後述の組織を含め、特徴が近いいずれかの組織に分類した。炭化物は白色の点状または線状である。また、上記以外の組織として、フェライトは黒または暗灰色で内部に炭化物やラス等の下部組織を有さない組織であり、パーライトは黒色と白色の層状または部分的に途切れた層状組織として区別できる。残留γ量は、次のように求める。熱延鋼板を板厚の１／４＋０．１ｍｍまで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面を測定面とする。前記測定面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（γ）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。そして、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留γ量とした。
得られた各組織の面積率を用いて５０％以上となる主相を構成する組織とその他の組織を表３に示す。なお、表３中のＢはベイナイト、γは残留オーステナイト、Ｏはその他の相を意味する。その他の相には、フェライト、パーライト、マルテンサイトの１種または２種以上が含まれる。
固溶ＴｉおよびＴｉ含有析出物分析
得られた熱延鋼板より幅３０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を採取し、非水溶媒系電解液（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）中で定電流電解を行った。電流密度は２０ｍＡ／ｃｍ２とし、電解量は約０．２ｇとした。電解後の電解液を分析溶液とし、ＩＣＰ質量分析法を用いてＴｉおよび比較元素としてＦｅの液中濃度（質量％）を測定した。得られた濃度を基に、Ｆｅに対するＴｉの濃度比を算出し、さらに、試験片中のＦｅの含有量（質量％）を乗じることで、固溶Ｔｉ量（質量％）とした。なお、試験片中のＦｅの含有量（質量％）は、Ｆｅ以外の成分含有量の合計（質量％）を１００質量％から差し引くことで求めた。得られた固溶Ｔｉ量（質量％）を用いて、含有Ｔｉ量（質量％）に対する比率を算出した。一方、電解した後の、表面に析出物が付着している試験片を、電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（５００ｍｇ／Ｌ）（以下、ＳＨＭＰ水溶液と称す）中に浸漬した。そして、超音波振動を付与して、析出物を試験片から剥離しＳＨＭＰ水溶液中に抽出した。ついで、析出物を含むＳＨＭＰ水溶液を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過し、次いで１００ｎｍフィルタに捕集された析出物を酸分解し、分解液に対してＩＣＰ発光分光分析装置を用いて分析し、分解液中のＴｉの絶対値を測定した。得られたＴｉの絶対値を電解質量で除し、粒径１００ｎｍ以上の析出物に含まれるＴｉ量（試験片の全組成を１００質量％とした場合の質量％）を得た。次に、得られたＴｉ量（質量％）を、試験片中の含有Ｔｉ量（質量％）で除し、粒径１００ｎｍ以上のＴｉを含む析出物として存在しているＴｉ量（質量％）とした。なお、電解質量は、析出物剥離後の試験片に対して質量を測定し、電解前の試験片質量から差し引くことで求めた。
Ｆｅ含有析出物分析
得られた熱延鋼板より幅３０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を採取し、非水溶媒系電解液（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）中で定電流電解を行った。電流密度は２０ｍＡ／ｃｍ２とし、電解量は約０．２ｇとした。電解した後の、表面に析出物が付着している試験片を、電解液から取り出して、ＳＨＭＰ水溶液中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試験片から剥離しＳＨＭＰ水溶液中に抽出した。ついで、析出物を含むＳＨＭＰ水溶液を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過し、次いで１００ｎｍフィルタに捕集された析出物を酸分解し、分解液に対してＩＣＰ発光分光分析装置を用いて分析し、分解液中のＦｅの絶対値を測定した。得られたＦｅの絶対値を電解質量で除し、粒径１００ｎｍ以上の析出物に含まれるＦｅ量（試験片の全組成を１００質量％とした場合の質量％）を得た。次に、得られたＦｅ量（質量％）を、試験片中の含有Ｆｅ量（質量％）で除し、粒径１００ｎｍ以上のＦｅを含む析出物として存在しているＦｅ量（質量％）とした。なお、電解質量は、析出物剥離後の試験片に対して質量を測定し、電解前の試験片質量から差し引くことで求めた。
引張試験
得られた熱延鋼板より、圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、本発明では、ＴＳは７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満を合格とした。
ビッカース硬さ試験
得られた熱延鋼板および後加熱後の熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、板厚１／４位置において、荷重を５ｋｇ、測定点数を５点として、ビッカース硬さ試験を行い、その平均（算術平均）を鋼板のビッカース硬さとした。後加熱前後の硬さの差（ΔＨＶ）が４０以下を後加熱後の強度に優れると判断し、合格とした。
打抜き試験
得られた熱延鋼板より、幅が５０ｍｍ、長さが５０ｍｍの試験片を採取し、φ１０ｍｍの打抜きポンチを用いてクリアランスを５～３０％の範囲で各クリアランスにつき３回ずつ打抜きを行い、３回とも端面に欠けや割れの無いクリアランス範囲を求めた。クリアランス範囲が１０％以上を合格とした。
シャルピー衝撃試験
得られた熱延鋼板および後加熱した熱延鋼板よりそれぞれ、幅が１０ｍｍ、長さが５５ｍｍの試験片を採取し、先端角４５゜、先端半径０．２５ｍｍ、深さ２ｍｍのＶノッチを入れたシャルピー衝撃試験片を作製した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を－４０℃で５回行い、延性破面率を評価した。５回の延性破面率の平均値が５０％以上を靭性に優れると判断し、合格とした。なお、板厚は２．９ｍｍとし、ノッチ方向は圧延方向に平行とした。
Figure 0007522980000001
Figure 0007522980000002
Figure 0007522980000003
発明例は、いずれも７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満のＴＳを有し、優れた打抜き性と靭性を有し、さらに、後加熱後の強度と靭性に優れる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度、打抜き性、靭性のいずれか一つ以上を有しないか、後加熱後の所望の強度、靭性のいずれか一つ以上が得られていない。
本発明によれば、ＴＳが７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満で、優れた打抜き性と靭性を有し、後加熱後の強度および靭性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。本発明の高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．１８％、
    Ｓｉ：０．１～３．０％、
    Ｍｎ：０．５～３．５％、
    Ｐ：０％超０．０５０％以下、
    Ｓ：０％超０．０１０％以下、
    Ａｌ：０％超１．５％以下、
    Ｎ：０％超０．０１０％以下、
    Ｏ：０％超０．００３％以下、および
    Ｔｉ：０．０４０～０．１５０％を含み、
    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、
    鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、
    Ｔｉ含有量に対する固溶Ｔｉ量の比である（固溶Ｔｉ量／全Ｔｉ量）が０．３０以上０．８０未満であり、
    粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＴｉ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５～２．０％、
    Ｃｕ：０．００５～０．５％、
    Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    Ｍｏ：０．００５～１．０％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、および
    Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含む、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＦｅ量が、０質量％超０．１００質量％以下である、請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、
    次いで、熱間圧延を施すに際し、
    １０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、１．０ｓ以上放冷し、
    次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
    Ｔ（℃）＝８００＋１０００［Ｔｉ］
    ただし、［Ｔｉ］は、Ｔｉの含有量（質量％）である。
  5. 請求項３に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、
    次いで、熱間圧延を施すに際し、
    １０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、１．０ｓ以上放冷し、
    次いで５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
    Ｔ（℃）＝８００＋１０００［Ｔｉ］
    ただし、［Ｔｉ］は、Ｔｉの含有量（質量％）である。
  6. ５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却してから巻き取るまでの間に、４８０～５５０℃の温度域の冷却停止温度で冷却を停止し、該冷却停止温度±２０℃で０．５～４．０ｓ保持した後、前記巻取り温度で巻き取る、請求項４に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  7. ５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却してから巻き取るまでの間に、４８０～５５０℃の温度域の冷却停止温度で冷却を停止し、該冷却停止温度±２０℃で０．５～４．０ｓ保持した後、前記巻取り温度で巻き取る、請求項５に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。

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