高强度热轧钢板及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及在汽车用钢板等用途中有用的、 拉伸强度 (TS) 为 540 ～ 780MPa、 且卷 间及卷内的强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。背景技术
近年来， 从保护地球环境的观点出发， 为了限制 CO2 的排出量， 要求改善汽车的燃 料效率。 另外， 为了在碰撞时确保乘客的安全， 还要求提高以汽车车体的碰撞特性为中心的 安全性。因此， 正在同时推进汽车车体的轻量化和强化。为了同时满足汽车车体的轻量化 和强化， 在刚性不成为问题的范围内使部件原材料高强度化、 并通过减薄板厚来实现轻量 化是有效的， 最近正积极地将高强度钢板用于汽车部件。所使用的钢板强度越高则轻量化 效果越大， 因此在汽车产业界， 存在例如使用 TS 为 540MPa 以上的钢板作为结构用材料的倾 向。
另一方面， 以钢板作为原材料的汽车部件多通过冲压成形来制造。对高强度钢板 的成形性而言， 除裂纹、 褶皱之外尺寸精度是重要的， 特别是回弹的控制已成为重要的课 题。最近， 利用 CAE( 计算机辅助工序， Computer Assisted Engineering) 的新车的开发变 得非常高效， 不需要多次制造模具。而且， 输入钢板的特性， 则能够更加精度良好地预测回 弹量。 若回弹量存在偏差， 则在接合各部件时产生问题， 因此需要使偏差进一步减小， 为此， 特别需要强度偏差小的强度均匀性优良的高强度钢板。
作为减小卷内的强度偏差的方法， 在专利文献 1 中， 公开了通过在热轧含有 Nb 的 低 Mn 钢 (Mn ： 0.5 ％以下 ) 时将粗轧后的薄板坯暂时卷取为卷状、 然后边打开卷边与之前 通过的薄板坯接合而连续地进行精轧， 从而实现高强度热轧钢板的卷内的强度均匀化的方 法。另外， 在专利文献 2 中提出了复合添加 Ti 和 Mo 并使微细的析出物非常均匀地分散的、 强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板。
专利文献 1 ： 日本特开平 4-289125 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2002-322541 号公报 发明内容 但是， 上述的现有技术中存在如下问题。
在专利文献 1 中记载的方法中， 存在卷取时将卷再次分割等问题。而且， 由于添加 Nb 导致成本增加， 因而在经济上不利。另外， 专利文献 2 中记载的钢板， 虽然为 Ti 系， 但需 要添加昂贵的 Mo， 从而导致成本上升。而且， 在上述两专利文献中， 均没有考虑包含卷的宽 度方向和长度方向两个方向的、 卷表面内的二维强度的均匀性。由于这种卷表面内的强度 偏差， 无论怎样将卷取温度控制均匀， 都不可避免地产生卷取后的卷的冷却史在各个位置 不同的问题。
本发明鉴于上述情况， 顺利地解决了上述问题， 目的在于， 提供使用廉价的 Ti 系 广泛使用的钢板的、 拉伸强度 (TS) 为 540 ～ 780MPa、 且强度偏差小的强度均匀性优良的高
强度热轧钢板及其制造方法。
发明人为了解决上述问题而进行了专心研究， 通过对钢板的化学组成、 金属组织 及有助于析出强化的 Ti 的析出状态进行控制， 成功地得到热轧钢板整个表面的强度偏差 小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板， 从而完成了本发明。
利用本发明的、 面内强度的偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板及其制造 方法的主旨如下所示。
[1] 一种高强度热轧钢板， 其特征在于， 成分组成为， 以质量％计， 含有 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％， 余量由 Fe 及不可避免的杂质构成 ； 金属组织 为， 贝氏体铁素体以 70％以上的比例存在， 并且尺寸小于 20nm 的析出物中存在的 Ti 量为通 * 过下式 (1) 计算的 Ti 值的 50％以上，
Ti* ＝ [Ti]-48÷14×[N]...(1)
这里， [Ti] 及 [N] 分别表示钢板的以质量％计的 Ti 及 N 的成分组成。
[2] 一种高强度热轧钢板的制造方法， 其特征在于， 将钢坯加热至 1150 ～ 1300℃ 的加热温度后， 在 800 ～ 950℃的终轧温度下进行热终轧， 在所述热终轧后 2 秒内以 20℃ / s 以上且 80℃ /s 以下的冷却速度开始冷却， 在 620℃以下的温度下停止冷却， 然后在 550℃ 以上的温度下进行卷取， 所述钢坯的成分组成为， 以质量％计， 含有 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％， 余量由 Fe 及不可避免的杂质构成。 根据本发明， 拉伸强度 (TS) 为 540 ～ 780MPa 的高强度热轧钢板能够减小卷内的 强度偏差， 由此， 实现使本钢板的冲压成形时的形状固定性或部件强度、 耐久性的稳定化， 并可提高汽车部件的生产·使用时的可靠性。而且， 本发明中， 虽然没有使用 Nb 等昂贵的 原料但仍得到了上述效果， 因此可以降低成本。
附图说明 图 1 是表示研究贝氏体铁素体的比例 (％ ) 与拉伸强度 TS(MPa) 的相关性而得到 的结果的图。
图 2 是表示研究相对于 Ti* 的尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 量的比例 (％ )、 与拉伸强度 TS(MPa) 的相关性而得到的结果的图。
具体实施方式
下面， 对本发明进行详细说明。
1) 首先， 对本发明的强度偏差小的、 即强度均匀性的评价方法进行说明。
作为对象钢板的一个例子， 可以列举卷取为卷状的钢板， 其重量为 5t 以上， 钢板 的宽度为 500mm 以上的钢板。在这种情况下， 处于热轧状态下的、 长度方向的前端部和后 端部的最内周和最外周的各一卷以及宽度方向两端的 10mm 不作为评价对象。对长度方向 上至少分割为 10 部分、 宽度方向上至少分割为 5 部分的对象进行二维测定， 并根据测定的 拉伸强度的分布来评价强度偏差。而且， 本发明将钢板的拉伸强度 (TS) 为 540MPa 以上且 780MPa 以下的范围作为对象。2) 然后， 对本发明钢的化学成分 ( 成分组成 ) 的限定理由进行说明。
并且， 元素含量的单位均为 “质量％” ， 以下， 若没有特殊说明则只用 “％” 表示。
C： 0.05 ～ 0.12％
C 和后述的 Ti 是本发明中的重要的元素。C 与 Ti 一起形成碳化物， 并通过析出强 化而对提高钢板强度有效。 本发明中， 从析出强化的观点出发优选含有 C 为 0.05％以上， 进 一步优选为 0.06％以上。另一方面， 若含有超过 0.012％的 C 则容易给良好的伸长性及扩 孔性带来不良影响， 因而使 C 含量的上限为 0.12％， 优选为 0.10％以下。
Si ： 0.5％以下
Si 具有固溶强化的效果和使延展性提高的效果。为了得到上述效果， Si 含有 0.01％以上是有效的。 另一方面， 若含有 Si 超过 0.5％， 则在热轧时容易产生被称为红锈的 表面缺陷， 可能使制成钢板时的表面外观变差， 因此优选使 Si 含量为 0.5％以下， 进一步优 选 0.3％以下。
Mn ： 0.8 ～ 1.8％
Mn 在高强度化方面有效， 并且使相变点降低， 具有使铁素体粒径微细化的作用， Mn 需要含有 0.8％以上， 优选为 1.0％以上。另一方面， 若含有过量的 Mn 而超过 1.8％， 则热 轧后生成低温想变相， 延展性降低、 或 TiC 的析出容易变得不稳定， 因此使 Mn 含量的上限为 1.8％。
P： 0.030％以下
P 是具有固溶强化的效果的元素， 而且， 具有减轻由 Si 引起的锈皮缺陷的效果。 但 是， 若含有过量的 P 而超过 0.030％， 则 P 容易在晶界析出， 容易使韧性及焊接性变差。因 此， 使 P 含量的上限为 0.030％。
S： 0.01％以下
S 是杂质， 除了成为热断裂的原因之外， 其在钢中作为夹杂物而存在， 使钢板的各 特性变差， 因此需要尽可能减少。具体而言， 可以允许 S 含量至 0.01％， 因此使其为 0.01％ 以下。
Al ： 0.005 ～ 0.1％
Al 除了作为钢的脱氧元素而发挥作用之外， 还具有将作为杂质存在的固溶 N 固 定、 使常温时效性提高的作用。为了发挥上述作用， 需要使 Al 含量为 0.005％以上。另一方 面， 若含有 Al 超过 0.1％， 则导致高合金消耗， 而且容易诱发表面缺陷， 因此使 Al 含量的上 限为 0.1％。
N： 0.01％以下
N 是使耐常温时效性变差的元素， 是优选尽可能降低的元素。 若 N 含量增多则耐常 温时效性变差， 为了固定固溶 N 而需要添加大量的 Al、 Ti， 因此优选尽可能降低， 使 N 含量 的上限为 0.01％。
Ti ： 0.030 ～ 0.080％
Ti 通过析出强化使钢强化， 因此是重要的元素。 在本发明的情况下， 其通过与 C 一 起通过形成碳化物而有助于析出强化。
总而言之， 为了得到拉伸强度 TS 为 540MPa 以上、 780MPa 以下的高强度钢板， 优选 使析出物微细化， 以使析出物尺寸小于 20nm。而且， 重要的是提高该微小的析出物 ( 析出物尺寸小于 20nm) 的比例。作为其中的一个理由， 认为是若析出物的尺寸为 20nm 以上， 则 难以得到抑制位错迁移的效果， 而且由于不能使贝氏体铁素体充分地硬质化， 因此可能存 在强度降低的情况。因此， 优选使析出物的尺寸小于 20nm。而且， 在本发明中， 含有该小于 20nm 的微小的 Ti 的析出物， 是通过在上述范围内同时添加 Ti 和 C 而形成的。在本说明书 中， 将这些含有 Ti 和 C 的析出物总称成为 Ti 系碳化物。作为 Ti 系碳化物， 可以列举例如 TiC、 Ti4C2S2 等。而且， 上述碳化物中可以含有 N 成分， 也可以与 MnS 等复合析出。
在本发明的高强度钢板中， 可以确认， 析出物尺寸小于 20nm 的 Ti 系碳化物主要在 贝氏体铁素体中析出。这认为是由于贝氏体铁素体中的 C 的固溶度极限小， 因此过饱和的 C 容易作为碳化物在贝氏体铁素体中析出。因此， 由于这种析出物， 因此贝氏体铁素体进一 步硬质化 ( 高强度化 )， 从而能够得到 540MPa 以上、 780MPa 以下的拉伸强度 (TS)。同时由 于 Ti 容易与固溶 N 结合， 因此还是用于固定固溶 N 的优选的元素。出于上述原因， 使 Ti 含 量为 0030％以上。但是， 若添加过量的 Ti 则在加热阶段仅生成无助于强度的粗大的 Ti 的 未溶解碳化物 TiC， 因此不优选， 且不经济。从该观点出发， 使 Ti 的上限为 0.080％。
而且， 本发明中， 优选上述成分之外的余量实质上为铁及不可避免的杂质的组成。
3) 对限定本发明的钢板的钢组织的理由进行说明。 具有以 70％以上的比例含有贝氏体铁素土的组织， 并且尺寸小于 20nm 的析出物 * 中的 Ti 量为式 (1) 所示的 Ti 的 50％以上
本发明的高强度热轧钢板的强度， 基于钢本身具有的强度， 通过将取决于固溶强 化、 组织强化或析出强化 3 种强化机制的各强化量叠加来确定。其中， 基本强度是铁本来的 强度， 固溶强化量只要化学组成确定则几乎唯一地被确定， 因此这两种强化机制几乎与卷 内的强度偏差无关。与强度偏差关系最密切的是析出强化， 其次是组织强化。
基于析出强化的强化量， 通过析出物的尺寸和分散 ( 具体而言是析出物间隔 ) 来 确定。析出物的分散能够通过析出物的量和尺寸来表现， 因此只要确定析出物的尺寸和量 就能确定基于析出强化的强化量。组织强化根据钢组织的种类来确定。钢组织通过由奥氏 开始相变的温度来确定其种类， 只要确定化学组成和钢组织， 就能确定强化量。
4) 下面， 对本发明所依据的实验事实进行叙述。
对以化学组成为 0.08C-0.1Si-1.5Mn-0.011P-0.002S-0.017Al-0.005N 作为基本 组成、 Ti 添加量为 0.04％的钢 A 及 Ti 添加量为 0.06％的钢 B， 进行实验室熔炼而制成钢坯。 通过开坯轧制将这些钢坯制成 25mm 厚的薄板坯。 在 1230℃下加热薄板坯， 在 5 道次内进行 终轧温度为 880℃的热轧， 从终轧起 1.7 秒后以 25℃ /s 的冷却速度实施水冷。此时， 使冷 却停止温度在 720 ～ 520℃之间进行各种变化。水冷后放冷 10 秒， 然后插入 500 ～ 700℃ 的电炉中进行卷取处理。此时， 使炉中的保持时间在 1 ～ 300 分钟之间进行变化。通过以 上的方法， 制造使 Ti 的析出状态和钢组织发生各种变化的热轧钢板。将这些热轧钢带酸洗 后， 实施伸长率为 0.5％的表面光轧， 然后裁取拉伸试验片和析出物分析样品。
从如上制造的热轧钢板组， 抽取尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 量为下式 (1) * 所示的 Ti 的 50％以上的钢板， 对贝氏体铁素体的比例 (％ ) 和拉伸强度 TS(MPa) 的相关 性进行了研究， 并将结果示于图 1。由该图可知， 随着贝氏体铁素体比例的增加， 拉伸强度 TS 显示出增加的倾向， 但在贝氏体铁素体比例为 70％以上的情况下， TS 的变化变小而稳定 化。
并且， 贝氏体铁素体的比例例如可以如下计算。 通过硝酸乙醇腐蚀液对除钢板的 L 截面 ( 与轧制方向平行的截面 ) 的板厚的表层 10％之外的部分进行腐蚀， 并通过扫描电子 显微镜 (SEM) 将显现出的组织放大 1000 倍来进行拍摄。将晶界中具有特征的结晶粒定义 为贝氏体铁素体， 从而与其他形态的铁素体、 珠光体或贝氏体等不同的的相变相进行区别， 上述特征为在晶界垂直方向上具有 0.1μm 以上的凹凸、 或晶粒内残留有 ( 由位错引起的 ) 腐蚀痕迹中的任意一种。 通过图像分析软件将照片彩色编码， 基于其面积率， 得到贝氏体铁 素体比例。
同样地， 从如上制造的热轧钢板组中， 抽取贝氏体铁素体的比例为 70％以上的钢 * 板， 对与下式 (1) 所示的 Ti 相对的尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 量的比例 (％ ) 与 拉伸强度 TS(MPa) 的相关性进行了研究， 并将结果示于图 2。如上述所示， 有助于析出强化 的尺寸小于 20 的析出物通过添加 Ti 而形成， 因此只要把握尺寸小于 20nm 的析出物中的 Ti 量， 就能够知道 Ti 是否高效地作为微细析出物而析出。由该图可知， 随着尺寸小于 20nm 的 析出物中含有的 Ti 量增加， TS 显示出增加的倾向， 但在析出物中含有的 Ti 量为 Ti* 的 50％ 以上的情况下， TS 的变化变小而稳定化。
由以上的结果可知， 只要将钢组织控制在贝氏体铁素体为 70 ％以上的比例范围 内， 并且将尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 量控制在下式 (1) 所示的 Ti* 的 50％以上 的范围， 则即使卷取后的卷的冷却史在每个位置不同而不可避免地产生强度偏差， 其产生 的强度偏差仍显著减小达到使用上不存在问题的水平。
Ti* ＝ [Ti]-48÷14×[N]...(1)
这里， [Ti] 及 [N] 分别表示钢板的 Ti 及 N 的成分组成 ( 质量％计 )。
因此， 若在钢板的任一位置实现本发明的必要条件， 则即使卷的冷却史在各个位 置不同， 其各位置的钢板的强化量仍大致相同， 结果是该钢板的强度偏差小且强度均匀性 优良， 其中， 上述必要条件为具有以 70％以上的比例含有贝氏体铁素体的组织， 并且尺寸小 * 于 20nm 的析出物中含有的 Ti 量为上式 (1) 所示的 Ti 的 50％以上。
5) 而且， 尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 的量能够通过以下的方法进行测定。
在电解液中电解预定量的试样后， 从电解液中取出试样片并浸渍在具有分散性的 溶液中。接着， 使用孔径 20nm 的过滤器过滤该溶液中含有的析出物。与滤液一同通过该孔 径 20nm 的过滤器的析出物的尺寸小于 20nm。 接着， 从电感耦合等离子体发射光谱法、 ICP 质 谱法及原子吸收光谱法等中选择适当的方法对过滤后的滤液进行分析， 计算尺寸小于 20nm 的析出物的 Ti 量。
6) 下面， 对本发明的高强度热轧钢板的优选的制造方法的一例进行说明。
本发明的制造方法中使用的钢坯的组成与上述钢板的组成相同， 而且其限定理由 也相同。 本发明的高强度热轧钢板， 以具有上述范围内的组成的钢坯为原材料， 能够通过对 该原材料实施粗轧而制成热轧钢板的热轧工序来进行制造。
i) 加热温度 ： 1150℃～ 1300℃
对钢坯加热温度而言， 加热阶段为了使 TiC 这样的 Ti 系碳化物固溶， 优选将热轧 钢板加热至 1150℃以上。这是因为若 Ti 系碳化物未固溶则给热轧钢板的拉伸强度带来不 良影响， 因此优选避免。但是， 利用过高的温度进行加热， 会引起伴随氧化损失增加的铁损 增大等问题， 因此优选使钢坯加热温度的上限为 1300℃。对在上述条件下加热后的钢坯， 实施进行粗轧及终轧的热轧。 这里， 钢坯通过粗轧 而被制成薄板坯。并且， 粗轧的条件不需要特殊限定， 可以按照通常的方法来进行。而且， 从降低钢坯加热温度、 并防止热轧时的故障等观点出发， 优选活用加热薄板坯的、 所谓的薄 板坯加热器。
接着， 对薄板坯进行终轧而制成热轧钢板。
ii) 终轧温度 (FDT) ： 800 ～ 950℃
若终轧温度高则晶粒变得粗大， 成形性降低、 或容易产生锈皮缺陷， 因此使其为 950℃以下。而且， 若低于 800℃则轧制载荷增大， 轧制负荷增大， 奥氏体未再结晶状态下的 轧制率增高， 异常的集合组织增多， 因而从强度均匀性的观点出发不优选。 这表示使终轧温 度为 800℃以上且 950℃以下。优选为 840℃～ 920℃。
而且， 为了降低热轧时的轧制载荷， 可以在终轧的一部分或全部的道次之间进行 润滑轧制。从钢板形状的均匀化或强度的均匀化的观点出发， 进行润滑轧制是有效的。优 选使润滑轧制时的摩擦系数在 0.10 ～ 0.25 的范围内。而且， 优选进行使彼此相邻的薄板 坯之间接合、 并连续终轧的连续轧制工艺。 从热轧的操作稳定性的观点出发， 优选使用连续 轧制工艺。 iii) 热终轧后 2 秒内以 20℃ /s 以上且 80℃ /s 以下的冷却速度进行冷却
终轧后至冷却开始前所经过的时间若超过 2 秒， 则输出辊道上， 粗大的 TiC 等容易 不均匀地析出， 容易成为强度偏差的主要原因。另外， 冷却速度降至小于 20℃ /s 时也产生 同样的现象。 若冷却速度超过 80℃ /s 则容易生成硬质的低温相变相， 成为强度偏差的主要 原因。因此， 优选在热终轧后 2 秒内以 20℃ /s 以上且 80℃ /s 以下的冷却速度进行冷却。
iv) 在 620℃以下的温度范围内停止冷却， 然后在 550℃以上的温度范围内卷取为 卷形状
在冷却的停止温度超过 620℃的情况下， 粗大化的碳化物容易在输出辊道上不均 匀地析出， 并且由于相变 / 析出速度增大， 因此其严重依赖卷取后的冷却速度， 组织或析出 物变得不均匀且面内的强度偏差增大。 在卷取温度降至小于 550℃的情况下， 碳化物的析出 量过小因此难以实现预定的强度。若达到更低的温度则产生低温相变相， 成为强度偏差的 主要原因， 并且使延展性降低。因此， 在 620℃以下的温度范围内停止冷却。然后在 550℃ 以上的温度范围内进行卷取。
在卷内考虑了强度偏差的情况下， 例如 TiC 这样的 Ti 系碳化物的析出主要在卷取 后的冷却阶段进行， 因此优选考虑卷取后的钢板的冷却史。 特别是， 由于在卷的前端部和后 端部的冷却速度快， 因此有时 Ti 系碳化物的析出没能充分进行。因此， 在卷前端部和后端 部， 相对于该前端部和后端部之外的卷内侧， 提高温度而形成温度差时， 能够更进一步改善 强度偏差。
实施例 1
下面， 对本发明的实施例进行说明。
通过转炉熔炼表 1 所示组成的钢水， 通过连铸法制成钢坯。将这些钢坯加热至 1250℃、 粗轧、 制成薄板坯， 接着， 通过实施表 2 所示条件的终轧的热轧工序制成热轧钢板。
接着， 将这些热轧钢板酸洗后， 实施伸长率为 0.5％的表面光轧， 然后将宽度方向 的 10mm 的端部切边除去， 并对各种特性进行评价。在卷的长度方向的前端部和后端部， 将
最内周和最外周的各一卷切除， 并在切除的位置处和在长度方向上将卷内侧分割为 20 等 分的分割点裁取钢板。从这些热轧钢板的宽度方向边缘及在宽度方向上分割 8 分的分割点 裁取拉伸试验片和析出物分析样品。
拉伸试验的试验片是在与轧制方向平行的方向 (L 方向 ) 上裁取， 并加工为 JIS 5 号拉伸试验片。根据 JIS Z 2241 的规定以 10mm/ 分钟的十字头速度进行拉伸试验， 计算拉 伸强度 (TS)。将调查所得的各热轧钢板的拉伸特性的结果示于表 2。
显微组织， 通过硝酸乙醇腐蚀液对除 L 截面 ( 与轧制方向平行的截面 ) 的板厚的 表层 10％之外的部分进行腐蚀， 并通过扫描电子显微镜 (SEM) 将显现出的组织放大至 5000 倍来进行测定， 贝氏体铁素体的比例通过上述的方法、 使用图像处理软件来进行测定。
尺寸小于 20nm 的析出物中的 Ti 的定量通过以下的定量法来实施。将由上述得到 的热轧钢板切割至适当的尺寸， 在 10％ AA 类电解液 (10vol％乙酰丙酮 -1 质量％四甲基氯 2 化铵 - 甲醇 ) 中， 以 20mA/cm 的电流密度恒电流电解约 0.2g。
将电解后的、 表面上附着有析出物的试样片从电解液中取出， 浸渍在六偏磷酸钠 水溶液 (500mg/L)( 以下， 成为 SHMP 水溶液 ) 中， 施加超声波振动， 从试样片剥离析出物并 提取至 SHMP 水溶液中。接着， 使用孔径 20nm 的过滤器过滤含有析出物的 SHMP 水溶液， 使 用 ICP 发射分光光度计对过滤后的滤液进行分析， 测定滤液中的 Ti 的绝对量。接着， 用 Ti 的绝对量除以电解重量， 得到尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 的量 ( 质量％ )。并且， 对析出物剥离后的试样重量进行测定， 并将所得结果从电解前的试样重量中减除， 从而求 出电解重量。
然后， 通过使用由上述得到的尺寸小于 20nm 的析出物中含有的 Ti 的量 ( 质 量％ )， 除以将表 1 所示的 Ti 和 N 的含量代入式 (1) 而算出 Ti*， 得到尺寸小于 20nm 的析 出物中含有的 Ti 的量的比例。
这里， 表 2 所示的结果中， 相对于式 (1) 所示的 Ti* 的尺寸小于 20nm 的析出物中 含有的 Ti 量的比例、 及拉伸强度 TS 为测定的卷的长度方向中央的代表值。而且， 钢组织 适合率是在所测定的 189 个点中， 满足贝氏体铁素体比例与尺寸小于 20nm 的 Ti 系析出物 的 Ti 量的比例的、 两种必要条件的点的比例。TS 适合率是表示所测定的 189 个点中， TS 为540MPa 以上的值的比例。ΔTS 如下得到 ： 由所测定的 189 个点的 TS 计算标准偏差 σ、 并 求出其 4 倍的值。
由表 2 所示的调查结果可知， 本发明例中， 均能够得到具有 TS 为 540MPa 以上的高 强度， 并且， 卷面内的强度偏差 (ΔTS) 为小至 50MPa 以下的强度均匀性良好的钢板。
产业上的利用可能性
根据本发明， 能够廉价稳定地制造拉伸强度 (TS) 为 540MPa 以上且强度偏差小的 热轧钢板， 在产业上起到良好的效果。 例如， 在将本发明的高强度热轧钢板用于汽车部件中 的情况下， 能够减少高张力成形后的回弹量和碰撞特性的偏差， 使车身设计高精度化， 具有 充分有助于汽车车身的碰撞安全性和轻量化的效果。