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WO2025023016A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2025023016A1
WO2025023016A1 PCT/JP2024/024817 JP2024024817W WO2025023016A1 WO 2025023016 A1 WO2025023016 A1 WO 2025023016A1 JP 2024024817 W JP2024024817 W JP 2024024817W WO 2025023016 A1 WO2025023016 A1 WO 2025023016A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
bainite
phase
area ratio
strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/024817
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
康平 川染
寛 長谷川
広志 松田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2024556691A priority Critical patent/JP7666761B1/ja
Publication of WO2025023016A1 publication Critical patent/WO2025023016A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/114—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means
    • B22D11/115—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means by using magnetic fields
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to high-strength steel sheets (particularly hot-rolled steel sheets) suitable for use as automotive components, which have improved fatigue resistance and punchability in addition to strength and ductility, and to a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses technology related to high-strength hot-rolled steel sheet with excellent formability and fatigue resistance by controlling the manufacturing conditions of hot rolling, making the main phase ferrite, and controlling the shape and dispersion of inclusions.
  • Patent Document 2 discloses technology related to high-strength hot-rolled steel sheet that has excellent punching fatigue resistance and workability by controlling the shape and hardness of martensite in the center of the sheet thickness.
  • Patent Documents 1 to 3 have the following problems.
  • Patent Documents 1 and 2 do not achieve a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the present invention aims to provide a high-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more, as well as excellent ductility, fatigue strength, and punchability, and a manufacturing method thereof.
  • excellent ductility means that the steel has a uniform elongation of 6.0% or more.
  • Excellent fatigue strength means that the ratio of plane bending fatigue strength at 2 ⁇ 10 6 times to the tensile strength (fatigue limit ratio) is 0.50 or more in a plane bending test with a stress ratio of -1.
  • Excellent punchability means that when punched with a 10 mm ⁇ punch at three or more clearances including 10% and 20% within a clearance range of 10 to 20%, there are no cracks, chips, brittle fracture surfaces, or secondary shear surfaces on the end surfaces of each punched hole.
  • the inventors have conducted extensive research to improve the ductility, fatigue strength, and punchability of hot-rolled steel sheets while maintaining a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the main phase is bainite, and the area ratio of soft granular bainite and upper bainite generated near the Bs point is controlled within a certain range, and the hard second phase, fresh martensite and retained austenite phase, is set to less than 15%. Segregation is reduced by setting the difference
  • the average crystal grain size of the upper bainite is set to 7 ⁇ m or less. It has been discovered that these results make it possible to obtain a steel sheet with excellent ductility, fatigue strength, and punchability while maintaining a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the upper bainite phase here is an aggregate of lath-shaped bainitic ferrite. More specifically, it refers to a structure having Fe-based carbides and/or retained austenite phase between lath-shaped bainitic ferrite.
  • Lathyrus bainitic ferrite differs from lamellar (layered) ferrite and polygonal ferrite in pearlite in that it has a lathyrus shape and a relatively high dislocation density inside, making the two distinguishable using a SEM (scanning electron microscope) or TEM (transmission electron microscope).
  • Fresh martensite is martensite that does not contain Fe-based carbides.
  • granular bainite means a structure composed of granular bainitic ferrite, with Fe-based carbides and/or residual austenite phase between the granular bainitic ferrite.
  • the aspect ratio is 2 or less, and the grains have grain boundaries that do not have the orientation relationship of ⁇ axial direction>-rotation angle of ⁇ 15 16 18>-60°, ⁇ 6 15 15>-56°, ⁇ 6 7 7>-50°, ⁇ 1 0 1>-60°, ⁇ 1 2 2>-17°.
  • the crystal orientation is determined using the Electron Backscatter Diffraction Patterns (EBSD) method. Fresh martensite and/or residual austenite phase has low clarity (IQ value).
  • the fresh martensite and/or retained austenite phase has brighter contrast in the SEM image than the upper bainite phase, the lower bainite and/or tempered martensite phase, and the polygonal ferrite phase. Therefore, the fresh martensite phase and/or retained austenite phase can be distinguished from these structures using SEM.
  • the fresh martensite and retained austenite phases have similar contrast in SEM, but can be distinguished from each other using electron beam reflection diffraction.
  • the microstructure has a bainite phase consisting of upper bainite and granular bainite at an area ratio of 85% or more as the main phase, and fresh martensitic a hard second phase including a bainite phase and/or a retained austenite phase having an area ratio of less than 15%, an area ratio of granular bainite relative to the area ratio of upper bainite in the bainite phase being 5% or more and 40% or less, a difference
  • a method for producing a high strength steel sheet comprising cooling under the conditions of: time to start: 2.0 s or less, average cooling rate on the surface to Bs: 30°C/s or more, residence time at a temperature of (Bs-100)°C or more and Bs°C or less: 3.0 s or more and 10.0 s or less, cooling stop temperature: (Bs-250)°C or more and (Bs-100)°C or less, coiling the cooled steel sheet under the conditions of a coiling temperature: (Bs-250)°C or more and (Bs-100)°C or less, and cooling to (Bs-400)°C or less at an average cooling rate of 1°C/s or less.
  • RC and Bs are defined by the following formulas (1) and (2), respectively.
  • RC (°C) 750 + 120 x C + 100 x N + 10 x Mn + 250 x Ti + 5000 x B + 10 x Cr + 50 x Mo + 750 x Nb + 150 x V...
  • Bs (°C) 830-270 x C-90 x Mn-70 x Cr-37 x Ni-83 x Mo-20 x Cu... (2)
  • each element symbol in the above formulas (1) and (2) represents the content (mass %) of each element, and when no element is contained, it is set to 0.
  • the high-strength steel plate of the present invention When the high-strength steel plate of the present invention is applied to automobile undercarriage parts such as suspensions, structural parts, skeletal parts, and truck frame parts, it ensures safety and reduces the weight of the automobile body, which is of great industrial benefit.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the shape of a test piece for a plane bending fatigue test in the present invention.
  • the steel plate has the following composition.
  • % which is the unit of element content in the composition, means “mass %” unless otherwise specified.
  • C is an element that is effective in promoting the formation of bainite by improving hardenability and improving strength. It also lowers the Bs point and transforms bainite at a lower temperature, which promotes the formation of granular bainite. If the C content is less than 0.04%, this effect is not sufficiently obtained, and a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.04% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.18%, the hard second phase including fresh martensite and/or retained austenite phase is excessively generated. As a result, sufficient fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.18% or less, preferably 0.17% or less, and more preferably 0.15% or less.
  • Si 0.1 to 2.5%> Silicon strengthens the steel through solid solution and contributes to improving the strength of the steel. Therefore, the silicon content is 0.1% or more, preferably 0.3% or more, and more preferably 0.5% or more.
  • Si is an element that promotes the formation of ferrite, and if the Si content exceeds 2.5%, ferrite is formed and the fatigue strength decreases. Therefore, the Si content should be 2.5% or less. It is preferably 2.3% or less, and more preferably 2.0% or less.
  • the P content is allowed up to 0.1%. Therefore, the P content is set to 0.1% or less. Lower limit Although the P content is not particularly specified, a P content of less than 0.003% leads to an increase in refining costs, so the P content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • Al acts as a deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. If the amount of Al is too small, the effect is not necessarily sufficient. For this reason, the Al content is set to 0.010 % or more, preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more. On the other hand, Al is an element that promotes the formation of ferrite. If the Al content exceeds 1.0%, ferrite Therefore, the Al content is set to 1.0% or less, preferably 0.8% or less, and more preferably 0.5% or less.
  • N combines with elements that form nitrides to precipitate as nitrides, contributing to the refinement of crystal grains.
  • N tends to combine with Ti at high temperatures to form coarse nitrides, and excessive N can cause problems. Excessive N content reduces fatigue strength. Therefore, the N content is 0.01% or less, preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less. There is no particular lower limit, but If the N content is less than 0.001%, production efficiency will decrease, so the N content is preferably 0.001% or more.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the above components are the basic composition of the high-strength steel plate of the present invention. If necessary, the following elements can also be included.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.3% or more, and more preferably 0.8% or less.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and more preferably 0.3% or less.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and more preferably 0.3% or less.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and more preferably 0.3% or less.
  • Sb is an element that is effective in preventing the loss of elements from the surface of steel material when the steel material is heated, and thus preventing the strength of the steel from decreasing. For this reason, when Sb is contained, the content is preferably set to 0.001 to 0.1%. If the Sb content exceeds the above upper limit, it may lead to embrittlement of the steel plate. The Sb content is more preferably 0.005% or more, and more preferably 0.05% or less.
  • Sn is an element that is effective in suppressing the formation of pearlite and preventing the deterioration of the strength of steel.
  • the content is preferably 0.001 to 0.1%. If the Sn content exceeds the above upper limit, it may lead to embrittlement of the steel plate.
  • the Sn content is more preferably 0.005% or more, and more preferably 0.05% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements that are effective in improving punchability by controlling the shape of inclusions.
  • the respective contents are preferably set to Ca: 0.0001-0.005%, Mg: 0.0001-0.005%, and REM: 0.0001-0.005%.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more and more preferably 0.003% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more and more preferably 0.003% or less.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more and more preferably 0.003% or less.
  • REM rare earth elements
  • Sc, Y, and 15 elements ranging from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, and the REM content here refers to the total content of these elements.
  • e vanadium-oxide
  • the component is considered to be included as an unavoidable impurity.
  • the high-strength steel plate of the present invention has the following microstructure.
  • the main phase is a bainite phase consisting of upper bainite and granular bainite with an area ratio of 85% or more.
  • the area ratio of a hard second phase including fresh martensite and/or retained austenite phase is less than 15%.
  • the area ratio of granular bainite relative to the area ratio of upper bainite is 5% to 40%, and the average crystal grain size of the upper bainite phase is 7 ⁇ m or less.
  • between the hardness Hv1 at 1/2 the plate thickness position and the hardness Hv2 at 1/4 the plate thickness position is 30% or less for 0.3TS.
  • the microstructure of the high-strength steel plate of the present invention contains a bainite phase consisting of upper bainite and granular bainite as a main phase. If the bainite phase is less than 85% by area, excellent punchability cannot be obtained. Therefore, the bainite phase is set to 85% or more, preferably 90% or more, and more preferably 95% or more.
  • ⁇ Hard second phase Fresh martensite and/or retained austenite phase less than 15%> If the hard second phase is controlled to be fresh martensite and/or retained austenite and the area ratio is less than 15%, no macroscopic stress concentration occurs at the phase interface during fatigue testing, and no fatigue cracks will be initiated, resulting in excellent fatigue strength. For this reason, the area ratio of the hard second phase containing fresh martensite and/or retained austenite is set to less than 15%, preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • ⁇ Average grain size of upper bainite phase is 7 ⁇ m or less>
  • the grain boundaries have the effect of making it difficult for the slip deformation to propagate to adjacent grains, and as a result, the fatigue strength can be improved. Therefore, the average grain size of the upper bainite phase is 7 ⁇ m or less, and preferably 6 ⁇ m or less. Although there is no particular lower limit, if the average grain size is too small, it may lead to a decrease in ductility, so the average grain size is preferably 1 ⁇ m or more, and more preferably 2 ⁇ m or more.
  • between the hardness Hv1 at the 1/2 position of the sheet thickness and the hardness Hv2 at the 1/4 position of the sheet thickness is 30% or less with respect to 0.3TS, preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
  • the lower limit does not need to be particularly limited, and may be 0%.
  • TS is tensile strength. The measurements of the hardness Hv1, Hv2, and TS at this time are performed by the method shown in the examples.
  • the high-strength steel plate of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more, and also has excellent ductility, excellent fatigue strength, and excellent punchability. Therefore, the high-strength steel plate of the present invention has high tensile strength, and even when thinned, it ensures safety and can be used as a component for trucks and passenger cars.
  • the area ratio of each structure and the mechanical properties described above are values measured using the method described in the examples.
  • the temperature indication "°C” refers to the surface temperature of the object (steel material or steel plate) unless otherwise specified.
  • the high-strength steel plate of the present invention can be produced by sequentially carrying out the following processes (1) to (6). Each process will be described below.
  • the method of melting the molten steel is not particularly limited.
  • the molten steel having the above-mentioned composition can be melted by a known method such as a converter to obtain the molten steel. Scrap may be used as the raw material.
  • the obtained molten steel is made into a steel material by a continuous casting method.
  • Induction electromagnetic stirring has the effect of reducing the segregation of components that occurs during solidification by dividing the columnar crystals growing from the mold and generating equiaxed crystals from the 1/4 to 1/2 plate thickness positions, and promotes the formation of granular bainite. If the rotation speed during electromagnetic stirring is less than 10 cm/s, the columnar crystals are not sufficiently divided and such an effect cannot be obtained. For this reason, the rotation speed is 10 cm/s or more in the horizontal plane, preferably 15 cm/s or more, and more preferably 20 cm/s or more.
  • the steel material is heated to a heating temperature of 1150°C or more.
  • the heating temperature of the steel material is 1150°C or more, preferably 1180°C or more, and more preferably 1200°C or more.
  • the heating temperature of the steel material is preferably 1350°C or less, more preferably 1300°C or less, and even more preferably 1280°C or less.
  • the time for holding at the heating temperature is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the temperature uniformity of the steel material, it is preferable to set it to 1800 seconds or more. On the other hand, if the holding time exceeds 10000 seconds, the amount of scale generation increases.
  • the holding time is preferably 10000 seconds or less, and more preferably 8000 seconds or less.
  • this heating step also includes a case where the steel material before hot rolling is directly subjected to hot rolling (direct rolling) while still at a high temperature (i.e., while maintaining the temperature in the above heating temperature range) after casting.
  • the heated steel material (or the steel material still at a high temperature after casting) is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling.
  • the conditions of the rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be secured.
  • the steel material is rough rolled to obtain a rough rolled plate.
  • the obtained rough rolled plate may be descaled (high-pressure water descaling) by spraying high-pressure water on the entry side of the finish rolling mill.
  • the finish rolling end temperature is set to be (RC-50)°C or more and (RC+100)°C or less.
  • RC is the lower limit temperature of austenite recrystallization estimated from the component composition. If the finish rolling end temperature is less than (RC-50)°C, strain relief by recrystallization is difficult to occur, and the austenite continues to accumulate strain as it transitions to cooling, excessively promoting the formation of granular bainite. For this reason, the finish rolling end temperature is (RC-50)°C or more, preferably (RC-30)°C or more, and more preferably RC°C or more.
  • the finish rolling end temperature is (RC+100)°C or less, preferably (RC+80)°C or less, and more preferably (RC+50)°C or less.
  • RC is defined by the following formula (1).
  • RC (°C) 750 + 120 x C + 100 x N + 10 x Mn + 250 x Ti + 5000 x B + 10 x Cr + 50 x Mo + 750 x Nb + 150 x V... (1)
  • each element symbol in the above formula (1) represents the content (mass%) of each element, and when the element is not contained, it is set to 0.
  • Cooling start time the time from the end of hot rolling to the start of cooling (cooling start time) is set to within 2.0 seconds after the end of finish rolling. If the cooling start time exceeds 2.0 seconds, the austenite grains become coarse and the average grain size of the upper bainite becomes large, so that sufficient tensile strength and fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the cooling start time is set to within 2.0 seconds, preferably within 1.5 seconds, and more preferably within 1.0 seconds.
  • the average cooling rate at the surface from the finish rolling end temperature to Bs is 30°C/s or more. If the average cooling rate from the finish rolling end temperature to Bs is too slow, excessive ferrite is produced, and sufficient tensile strength and fatigue strength cannot be obtained. For this reason, the average cooling rate is 30°C/s or more, preferably 40°C/s or more, and more preferably 50°C/s or more. On the other hand, although there is no particular upper limit, if it is too fast, it becomes difficult to control the cooling stop temperature. For this reason, the average cooling rate is preferably 500°C/s or less, more preferably 300°C/s or less, and even more preferably 150°C/s or less.
  • the residence time at a temperature of (Bs-100)°C or higher and Bs°C or lower is set to 3.0 s or higher and 10.0 s or lower. If the residence time at a temperature of (Bs-100)°C or higher and Bs°C or lower is less than 3.0 s, sufficient granular bainite is not obtained. For this reason, the residence time at a temperature of (Bs-100)°C or higher and Bs°C or lower is 3.0 s or higher, preferably 4.0 s or higher, and more preferably 5.0 s or higher.
  • the residence time at a temperature of (Bs-100)°C or higher and Bs°C or lower exceeds 10.0 s, excessive granular bainite is generated and sufficient fatigue strength is not obtained. For this reason, the residence time at a temperature of (Bs-100)°C or higher and Bs°C or lower is set to 10.0 s or lower, preferably 9.0 s or lower, and more preferably 8.0 s or lower.
  • the cooling method is not particularly limited as long as forced cooling is performed so as to achieve the above average cooling rate.
  • the cooling stop temperature is (Bs-250)°C or more and (Bs-100)°C or less. If the cooling stop temperature is less than (Bs-250)°C, the microstructure becomes lower bainite. The lower bainite is a high-strength structure, but does not have excellent ductility. For this reason, the cooling stop temperature is (Bs-250)°C or more, preferably (Bs-220)°C or more, and more preferably (Bs-200)°C or more.
  • the cooling stop temperature is (Bs-100)°C or less, preferably (Bs-120)°C or less, and more preferably (Bs-150)°C or less.
  • Bs is defined by the following formula (2).
  • Bs (°C) 830-270 x C-90 x Mn-70 x Cr-37 x Ni-83 x Mo-20 x Cu... (2)
  • each element symbol in the above formula (2) represents the content (mass %) of each element, and an element that is not contained is set to 0.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is coiled under the condition of a coiling temperature of (Bs-250)°C or more and (Bs-100)°C or less. If the coiling temperature is less than (Bs-250)°C, lower bainite and/or tempered martensite are generated, resulting in insufficient ductility. For this reason, the coiling temperature is (Bs-250)°C or more, preferably (Bs-230)°C or more, and more preferably (Bs-200)°C or more. On the other hand, if the coiling temperature is higher than (Bs-100)°C, granular bainite is excessively generated, and therefore excellent fatigue strength cannot be obtained. For this reason, the coiling temperature is (Bs-100)°C or less, preferably (Bs-120)°C or less, and more preferably (Bs-150)°C or less.
  • the steel is cooled to (Bs-400) ° C. or less at an average cooling rate of 1 ° C./s or less (second cooling). If the average cooling rate from the coiling temperature to (Bs-400) ° C. or less exceeds 1 ° C./s, lower bainite and/or tempered martensite will be generated, resulting in insufficient ductility. For this reason, the average cooling rate from the coiling temperature to (Bs-400) ° C. or less is 1 ° C./s or less, preferably 0.8 ° C./s or less, and more preferably 0.5 ° C./s or less.
  • the cooling can be performed to any temperature below (Bs-400) ° C., but it is preferable to cool to 50 ° C.
  • the cooling can be performed in any form, for example, in the state of a coiled coil.
  • the high-strength steel plate of the present invention can be manufactured by the above procedure. After coiling and subsequent cooling, the steel plate can be processed in the usual manner. For example, temper rolling can be performed, and pickling can be performed to remove scale formed on the surface.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and cast by a continuous casting method at the rotation speed shown in Table 2 to produce a steel slab as a steel material.
  • the obtained steel material was heated to the heating temperature shown in Table 2, and then the heated steel material was subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling end temperature in the hot rolling was as shown in Table 2.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was cooled under the conditions of the average cooling rate and cooling stop temperature shown in Table 2 (first cooling).
  • the cooled hot-rolled steel sheet was coiled at the coiling temperature shown in Table 2, and the coiled steel sheet was cooled at the average cooling rate shown in Table 2 (second cooling) to obtain a high-strength steel sheet.
  • temper rolling was performed and pickling was performed. Pickling was performed using a hydrochloric acid aqueous solution with a concentration of 10 mass% at a temperature of 85°C.
  • ⁇ Microstructure> A test piece for microstructure observation was taken from the obtained high-strength steel plate so that the plate thickness cross section parallel to the rolling direction was the observation surface. The surface of the obtained test piece was polished, and the surface was further corroded using an etching solution (3% nital solution) to reveal the microstructure. Next, the plate thickness 1/4 position was photographed at 10 fields of view at a magnification of 5000 times using a scanning electron microscope (SEM) to obtain an SEM image of the microstructure. The obtained SEM image was analyzed by image processing to quantify the area ratio of upper bainite (UB), polygonal ferrite (F), lower bainite and/or tempered martensite (LB + TM).
  • SEM scanning electron microscope
  • JIS No. 5 tensile test pieces (JIS Z 2201) were taken so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241, which specifies a strain rate of 10 -3 /s, to determine the tensile strength and uniform elongation.
  • JIS Z 2241 which specifies a strain rate of 10 -3 /s, to determine the tensile strength and uniform elongation.
  • a tensile strength of 980 MPa or more was considered to be acceptable.
  • a uniform elongation of 6.0% or more was evaluated as excellent ductility.
  • Test pieces (size: t (sheet thickness) x 30 mm (width) x 30 mm (length)) were taken from the obtained hot-rolled steel sheet. A punch was made in the center of the taken test piece by punching with a cylindrical punch of 10 mm ⁇ at three or more clearances including 10% and 20% within a clearance range of 10 to 20% to form a punched hole. The clearance is a percentage [%] of the sheet thickness of the test piece. When no cracks, chips, brittle fracture surfaces, or secondary shear surfaces were visually observed on the end surface of the punched hole, the test piece was evaluated as having excellent punchability ( ⁇ ), and when these were confirmed, the test piece was evaluated as having excellent punchability ( ⁇ ).
  • All of the examples of the invention are high-strength steel plates with tensile strengths of 980 MPa or more, as well as excellent ductility, fatigue strength, and punchability.
  • the comparative examples which fall outside the scope of the present invention, do not achieve a tensile strength of 980 MPa or more, or do not achieve excellent ductility, fatigue strength, or punchability.

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Abstract

引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、疲労強度、打抜き性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。　所定の成分組成を有し、面積率で８５％以上の上部ベイナイトと粒状ベイナイトからなるベイナイト相を主相とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相の面積率が１５％未満であり、ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％以上４０％以下であり、板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１―Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％以下であり、上部ベイナイト相の平均結晶粒径が７μｍ以下であることを特徴とする、高強度鋼板。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は自動車用部材として好適な、特に強度と延性に加え、耐疲労特性と打抜き性が向上された高強度鋼板（特に、熱延鋼板）と、その製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、世界的な枠組みでＣＯ２排出量の削減が求められている。特に自動車の燃費向上は強く要望されており、自動車車体の軽量化が指向されている。自動車部材の素材となる鋼板の強度を高めて薄肉化することは、自動車車体の強度を低下させることなく軽量化することに有効な手段の一つである。特に引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板は、薄肉化を通じて自動車燃費を飛躍的に向上させる素材として期待されている。
　一方で、鋼板の引張強度を高めると延性が低下するため、該鋼板のプレス成形性が悪化する。自動車部品、特にサスペンション部品などの足回り部品は剛性確保のために複雑な形状とする必要があるため、自動車部品の素材には高いプレス成形性、とりわけ優れた延性が要求される。
　さらに、自動車部品の薄肉化に伴って、低下する耐久性を確保するために、鋼板の疲労強度を向上させる必要がある。自動車部品、特にサスペンション部品などの足回り部品は、タイヤから繰り返し荷重を受けるため、疲労強度が低いと、走行距離が長くなるにつれて、設計上想定していた部品耐久性を下回る可能性がある。しかしながら、一般的に鋼板の強度を高めても疲労強度は必ずしも上がらず、加えて材料を高強度化したことにより、打抜き端面に凹凸を伴う欠陥が発生しやすくなり、この欠陥を起点として亀裂が発生し、耐疲労特性の劣化につながる。
　このように、引張強さを９８０ＭＰａ以上にまで高強度化した鋼板では、優れた延性とともに優れた疲労強度と優れた打抜き性が求められている。これまでにも、鋼板の引張強さを高めつつ疲労強度と打抜き性を向上させるために、種々の検討がなされている（特許文献１～３）。
　特許文献１には、熱間圧延の製造条件を制御し、主相をフェライトとし、介在物の形状および分散形態を制御することで、成形性、および耐疲労特性に優れた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には、板厚中央部のマルテンサイトの形状、および硬度を制御することで、耐打抜き疲労特性と加工性に優れた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３には、熱間圧延の製造条件を制御し、主相をベイナイトとし、硬質第２相の形状および分散形態に加え、析出物の量を制御することで、穴広げ性と打抜き性に優れた高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１４－３１５６０号公報 特開２０１５－２１４７１８号公報 再公表２０１７－０１７９３３号公報
　しかし、特許文献１～３に記載されているような従来技術には、以下に述べる問題があった。
　特許文献１、２に記載の技術では９８０ＭＰａ以上の引張強さを得られていない。
　特許文献３に記載の技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた疲労強度および優れた打抜き性を有する熱延鋼板が得られている。特許文献３に記載の技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、優れた打抜き性、および優れた穴広げ性を有する熱延鋼板が得られている。しかしながら、本願の課題としている疲労強度については述べられておらず、必ずしも良好な疲労強度が得られているとは限らない。
　このように、従来技術では、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、疲労強度、打抜き性に優れた高強度熱延鋼板を製造する技術は確立されていない。
　そこで、本発明は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、疲労強度、打抜き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ことを目的とする。
　なお、本発明において、優れた延性とは、６．０％以上の一様伸びを有することを意味する。また、優れた疲労強度とは、応力比が－１の平面曲げ試験において、引張強さに対する２×１０６回の平面曲げ疲労強度の比（疲労限度比）が０．５０以上であることを意味する。また、優れた打抜き性とは、１０ｍｍφのポンチを用いて、クリアランス範囲１０～２０％の内、１０％と２０％を含む３つ以上のクリアランスで打抜き加工し、各打抜き穴端面に割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が無いことを意味する。
　発明者らは、上記目的を達成するために、引張強さ９８０ＭＰａ以上を確保しつつ、熱延鋼板の延性、疲労強度および打抜き性を向上させるべく鋭意検討した。その結果、主相をベイナイトとして、Ｂｓ点付近で生成される軟質な粒状ベイナイトと上部ベイナイトの面積率を一定範囲に制御し、さらに硬質第２相であるフレッシュマルテンサイトや残留オーステナイト相を１５％未満とした。また、板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１―Ｈｖ２｜が０．３ＴＳ（ＭＰａ）に対して３０％以下とすることにより偏析を低減した。さらに、上部ベイナイトの平均結晶粒径を７μｍ以下とした。これらにより、引張強さ９８０ＭＰａ以上を確保しつつ、優れた延性、疲労強度、および打抜き性を有する鋼板が得られることを知見した。
　なお、ここで上部ベイナイト相は、ラス状ベイニティックフェライトの集合体である。具体的には、ラス状ベイニティックフェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を有する組織を意味する。
　ラス状ベイニティックフェライトは、パーライト中のラメラ状（層状）フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状でかつ内部に比較的高い転位密度を有するため、両者はＳＥＭ（走査電子顕微鏡）やＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて区別可能である。
　なお、ラス間に残留オーステナイト相を有する場合は、ラス状ベイニティックフェライト部のみを上部ベイナイトとみなし、残留オーステナイト相とは区別する。フレッシュマルテンサイトとは、Ｆｅ系炭化物を有しないマルテンサイトである。
　また、粒状ベイナイトは粒状ベイニティックフェライトから構成され、粒状ベイニティックフェライト間にＦｅ系炭化物および／または残留オーステナイト相を有する組織を意味する。また、アスペクト比は２以下であり、＜軸方向＞－回転角の関係が、＜１５　１６　１８＞－６０°、＜６　１５　１５＞－５６°、＜６　7　７＞－５０°、＜１　０　１＞－６０°、＜１　２　２＞－１７°の方位関係を有しない粒界を持つ粒とする。該結晶方位は、電子線反射回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用い求められる。フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相は鮮明度（ＩＱ値）が低い。旧オーステナイト粒はアスペクト比が大きく、結晶粒が大きいため、本検討ではアスペクト比が２以上で、１０μｍ以上の結晶粒を旧オーステナイト粒とみなした。したがって、１５°以上の方位差を持つ結晶粒より、上部ベイナイト粒を除外し、残った結晶粒の内、ＩＱ値が高く、１０μｍ以下のアスペクト比が２以下である結晶粒を粒状ベイナイトと判断した。
　また、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相は、上部ベイナイト相、下部ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト相、並びに、ポリゴナルフェライト相と比較して、ＳＥＭ像のコントラストが明るい。このため、フレッシュマルテンサイト相および／または残留オーステナイト相は、ＳＥＭを用いてこれらの組織と区別できる。
　フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、ＳＥＭでは同様のコントラストを有するが、電子線反射回折法を用いることで、互いに区別できる。
　本発明は、以上の知見をもとに、さらに検討を加えてなされたものであり、以下を要旨とする。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１～２．５％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１０～１．０％、およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織は、面積率で８５％以上の上部ベイナイトと粒状ベイナイトからなるベイナイト相を主相とし、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相の面積率が１５％未満であり、ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％以上４０％以下であり、板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％以下であり、上部ベイナイト相の平均結晶粒径が７μｍ以下である、高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、ａ～ｅのうち、一つ以上の群を質量％で含む、［１］に記載の高強度鋼板。ａ群：Ｖ：０．００５～０．５％、Ｔｉ：０．００５～０．２％、およびＮｂ：０．００５～０．１％、のうちから選ばれる１種または２種以上、ｂ群：Ｃｕ：０．００５～０．５％、Ｎｉ：０．００５～０．５％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、およびＭｏ：０．００５～０．５％のうちから選ばれる１種又は２種以上、ｃ群：Ｂ：０．０００２～０．００５％、ｄ群：Ｓｂ：０．００１～０．１％、およびＳｎ：０．００１～０．１％のうちから選ばれる１種または２種、ｅ群：Ｃａ：０．０００１～０．００５％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、およびＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、のうちから選ばれる１種または２種以上。
［３］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する溶解鋼材を、誘導電磁攪拌装置により鋳型に対して水平面内で１０ｃｍ／ｓ以上の旋回速度で旋回させながら鋳造し、得られた鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、加熱後の鋼素材を粗圧延して鋼板とし、前記鋼板を、仕上げ圧延終了温度：（ＲＣ－５０）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下の条件で仕上げ圧延し、前記仕上げ圧延後の鋼板を仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、Ｂｓまでの表面での平均冷却速度：３０℃／ｓ以上、（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間：３．０ｓ以上１０．０ｓ以下、冷却停止温度：（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下の条件で冷却し、冷却後の鋼板を、巻取温度：（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下の条件で巻取り、１℃／ｓ以下の平均冷却速度で（Ｂｓ－４００）℃以下まで冷却する、高強度鋼板の製造方法。なお、ＲＣ、Ｂｓは、下記（１）、（２）式でそれぞれ定義される。
ＲＣ（℃）＝７５０＋１２０×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋２５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋７５０×Ｎｂ＋１５０×Ｖ…（１）
Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×Ｃ－９０×Ｍｎ－７０×Ｃｒ－３７×Ｎｉ－８３×Ｍｏ－２０×Ｃｕ…（２）
ここで、上記（１）、（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合には０とする。
　本発明によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、疲労強度、打抜き性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供できる。
　本発明の高強度鋼板をサスペンションなどの自動車足回り部品、構造部品、骨格部品、トラックフレーム部品に適用した場合、安全性を確保し、かつ自動車車体の軽量化ができるため、産業上格段の効果を奏する。
図１は、本発明における、平面曲げ疲労試験の試験片の形状を示す模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態の例を示すものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　鋼板は、以下の成分組成を有する。以下の説明において、成分組成における元素の含有量の単位である「％」は特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　＜Ｃ：０．０４～０．１８％＞
　Ｃは、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、強度を向上させるのに有効な元素である。また、Ｂｓ点を低下させ、ベイナイトをより低温で変態させることにより、粒状ベイナイトの生成を抑制する。Ｃ含有量が０．０４％未満ではこのような効果は十分得られず、９８０ＭＰａ以上の引張強さが得られない。このため、Ｃ含有量は、０．０４％以上であり、０．０５％以上が好ましく、０．０６％以上がより好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相が過剰に生成し、十分な疲労強度が得られない。このため、Ｃ含有量は、０．１８％以下であり、０．１７％以下が好ましく、０．１５％以下がより好ましい。
　＜Ｓｉ：０．１～２．５％＞
　Ｓｉは、鋼を固溶強化し、鋼の強度向上に寄与する。このため、Ｓｉ含有量は、０．１％以上であり、０．３％以上が好ましく、０．５％以上がより好ましい。一方、Ｓｉはフェライト形成を促進する元素であり、Ｓｉ含有量が２．５％を超えるとフェライトが形成され、疲労強度が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、２．５％以下であり、２．３％以下が好ましく、２．０％以下がより好ましい。
　＜Ｍｎ：１．０～３．０％＞
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、フェライトの形成を抑制し強度を向上させるのに有効な元素である。また、Ｂｓ点を低下させ、ベイナイトをより低温で変態させることにより、粒状ベイナイトの生成を抑制する。Ｍｎ含有量が１．０％未満ではこうした効果が十分得られず、フェライトや粒状ベイナイトが生成し、９８０ＭＰａ以上の引張強さ、および優れた疲労強度が得られない。このため、Ｍｎ含有量は、１．０％以上であり、１．２％以上が好ましく、１．５％以上がより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相が増大し、十分な疲労強度が得られない。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下であり、２．８％以下が好ましく、２．５％以下がより好ましい。
　＜Ｐ：０．１％以下＞
　Ｐは、溶接性が劣化するため、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０．１％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｐ含有量が０．００３％未満では精錬コストの増大を招くため、Ｐ含有量は０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
　＜Ｓ：０．０１％以下＞
　Ｓは、溶接性を劣化させるため、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０．０１％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。下限は特に規定しないが、Ｓ含有量が０．０００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。
　＜Ａｌ：０．０１０～１．０％＞
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。Ａｌが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。このため、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上であり、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。一方、Ａｌは、フェライト形成を促進する元素であり、Ａｌ含有率が１．０％を超えると、フェライトが生成し、疲労強度を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、１．０％以下であり、０．８％以下が好ましく、０．５％以下がより好ましい。
　＜Ｎ：０．０１％以下＞
　Ｎは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物になりやすく、過剰な含有は、疲労強度を低下させる。このため、Ｎ含有量は、０．０１％以下であり、０．００８％以下が好ましく、０．００６％以下がより好ましい。下限は特に規定しないが、Ｎ含有量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　上記成分が本発明の高強度鋼板の基本の成分組成である。必要に応じて、さらに以下の元素を含有することが出来る。
　Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは、炭化物を形成して、析出強化により強度を向上させるのに有効な元素である。このため、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂを含有する場合には、それぞれ含有量をＶ：０．００５～０．５％、Ｔｉ：０．００５～０．２％、Ｎｂ：０．００５～０．１％にすることが好ましい。Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量がそれぞれ上記の上限を超えると、炭化物が粗大化して、打抜き性が劣化する場合がある。このため、Ｖ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．３％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．１％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは、オーステナイトを安定化させる元素であり、フェライトの形成を抑制し強度を向上させるのに有効な元素である。また、Ｂｓ点を低下させ、ベイナイトをより低温で変態させることにより、粒状ベイナイトの生成を抑制する。このため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれ含有量をＣｒ：０．００５～１．０％、Ｎｉ：０．００５～０．５％、Ｃｕ：０．００５～０．５％、Ｍｏ：０．００５～０．５％にすることが好ましい。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの含有量がそれぞれ上記の上限を超えると、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相が過剰に生成し、本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．３％以上とし、より好ましくは０．８％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．３％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．３％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．３％以下とする。
　Ｂを含有する場合には、０．０００２～０．００５％にすることが好ましい。Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することで、上部ベイナイトおよび粒状ベイナイトの生成をより促進し、鋼板の強度をより向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発現させるためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。このため、Ｂ含有量は０．０００２％以上であり、０．０００５％以上が好ましく、０．０００７％以上がより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．００５％以下であり、０．００４％以下が好ましく、０．００３％以下がより好ましい。
　Ｓｂは、鋼素材を加熱する際に鋼材表面からの脱元素を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このため、Ｓｂを含有する場合には、含有量を０．００１～０．１％にすることが好ましい。Ｓｂの含有量が上記の上限を超えると、鋼板の脆化を招く場合がある。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０５％以下とする。
　Ｓｎはパーライトの生成を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｎを含有する場合には、含有量を０．００１～０．１％にすることが好ましい。Ｓｎの含有量が上記の上限を超えると、鋼板の脆化を招く場合がある。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０５％以下とする。
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、介在物の形態制御により打抜き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、Ｍｇ、ＲＥＭを含有する場合には、それぞれ含有量をＣａ：０．０００１～０．００５％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％にすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの含有量が上記の上限を超えると、介在物量が増加して疲労強度が劣化する場合がある。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３％以下とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、ＲＥＭ（希土類元素）とは、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。なお、ａ～ｅ群の各成分（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ）について、上記の下限値未満の場合、その成分は、不可避的不純物として含まれるものとする。
　続いて、本発明の高強度鋼板のミクロ組織について説明する。
　本発明の高強度鋼板は、以下のミクロ組織を有する。面積率で８５％以上の上部ベイナイトと粒状ベイナイトからなるベイナイト相を主相とする。また、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相の面積率が１５％未満とする。またベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％以上４０％以下であり、上部ベイナイト相の平均結晶粒径が７μｍ以下である。板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％以下である。
　＜主相：ベイナイト相８５％以上＞
　本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、上部ベイナイトと粒状ベイナイトからなるベイナイト相を主相として含む。ベイナイト相が面積率で８５％未満であると優れた打抜き性が得られない。このため、ベイナイト相は８５％以上とし、好ましくは９０％以上とし、より好ましくは９５％以上とする。
　＜硬質第２相：フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相１５％未満＞
　硬質第２相をフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相に制御し、面積率が１５％未満であれば、疲労試験時に相界面でマクロ的な応力集中が起きず、疲労き裂の発生起点とならないため、優れた疲労強度が得られる。このため、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相の面積率を１５％未満とし、好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５％以下とする。
　なお、上部ベイナイト、粒状ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相以外の残部組織は、３％以下であれば許容できる。なお、残部組織としては、例えば、下部ベイナイト、フェライト、焼戻しマルテンサイト、パーライト等が挙げられる。
　＜ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％以上４０％以下＞
　粒状ベイナイトは上部ベイナイトよりも延性に優れる。ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％未満では、優れた延性が得られない。このため、ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率は５％以上であり、８％以上は好ましく、１０％以上がより好ましい。一方、粒状ベイナイトの面積率が上部ベイナイトの面積率に対して４０％を超えると、顕著な疲労強度の劣化を招く。このため、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が４０％以下であり、３５％以下が好ましく、３０％以下がより好ましい。
　＜上部ベイナイト相の平均結晶粒径が７μｍ以下＞
　結晶粒界は上記すべり変形が隣接の結晶粒へ伝播しにくくする効果を有し、結果的に疲労強度を向上することができる。このため、上部ベイナイト相の平均結晶粒径は７μｍ以下であり、６μｍ以下が好ましい。下限は特に規定しないが、平均結晶粒径が小さくなりすぎると、延性の低下を招く場合があるため、平均結晶粒径は１μｍ以上が好ましく、２μｍ以上がより好ましい。
　＜板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％以下＞
　板厚１／２位置にＭｎ等の成分偏析が過大となると、局所的にフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相が生成され、母相組織との硬度差が生じるため、打抜き時にき裂や荒れが生じやすくなる。板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％を超えると、顕著に打抜き性が劣化する。このため、板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜は０．３ＴＳに対して３０％以下であり、２５％以下が好ましく、２０％以下がより好ましい。下限は特に限定する必要はなく、０％であっても良い。また、ＴＳは引張強度のことである。このときの硬度Ｈｖ１、Ｈｖ２、及びＴＳの測定は、実施例に示す方法で行う。
　本発明の高強度鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ優れた延性、優れた疲労強度、優れた打抜き性を兼ね備えている。そのため、本発明の高強度鋼板は、引張強さが高く、薄肉化した場合においても、安全性を確保し、トラックや乗用車の部材に適用できる。なお、本発明では、上記した各組織の面積率、および機械特性は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
　次に、本発明の一実施形態における高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、温度に関する表示「℃」は、とくに断らない限り、対象物（鋼素材または鋼板）の表面温度を表すものとする。
　本発明の高強度鋼板は、下記（１）～（６）の処理を順次施すことにより製造することができる。以下、各工程について説明する。
（１）溶製・鋳造
（２）加熱
（３）熱間圧延
（４）冷却（第１の冷却）
（５）巻取り
（６）冷却（第２の冷却）
　（１）溶製・鋳造
　溶解鋼材の溶製方法は、特に限定されない。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の方法で溶製し、溶解鋼材を得ることができる。なお、原料としてスクラップを使用しても構わない。得られた溶解鋼材を連続鋳造法によって鋼素材とする。誘導電磁攪拌は、鋳型から成長する柱状晶を分断し、板厚１／４位置から板厚１／２位置において等軸晶を生成させることで、凝固時に発生する成分の偏析を低減する効果を有し、粒状ベイナイトの形成を促進する。電磁攪拌時の旋回速度が１０ｃｍ／ｓ未満では、十分に柱状晶が分断されず、このような効果が得られない。このため、旋回速度は水平面内で１０ｃｍ／ｓ以上であり、１５ｃｍ／ｓ以上が好ましく、２０ｃｍ／ｓ以上がより好ましい。
　一方、電磁攪拌時の旋回速度は、上限は特に限定されないが、製造上の観点から、５０ｃｍ／ｓ以下が好ましく、４５ｃｍ／ｓ以下がより好ましく、４０ｃｍ／ｓ以下がより好ましい。なお、鋼素材は、連続鋳造法によって製造された後、直接、次の加熱工程に供してもよく、また、冷却して温片または冷片となった鋼素材を加熱工程に供してもよい。
また、最終的に得られる高強度鋼板の成分組成は、使用した鋼素材の成分組成と同じである。
　（２）加熱
　まず、鋼素材を、１１５０℃以上の加熱温度に加熱する。低温まで冷却された後の鋼素材中では、析出物形成元素のほとんどが、粗大な析出物として不均一に存在している。添加元素が粗大で不均一な析出物として存在した場合、添加元素の効果が十分得られず、所望の鋼組織が得られない。したがって、熱間圧延に先だって鋼素材を加熱し、粗大な析出物を固溶する必要がある。このため、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以上であり、１１８０℃以上が好ましく、１２００℃以上がより好ましい。一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎるとスラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招く。このため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下が好ましく、１３００℃以下がより好ましく、１２８０℃以下がさらに好ましい。加熱において、鋼素材の温度を均一化するという観点から、鋼素材を前記加熱温度まで昇温した後、当該加熱温度に保持することが好ましい。加熱温度に保持する時間（保持時間）は特に限定されないが、鋼素材の温度の均一性を高めるという観点からは、１８００秒以上とすることが好ましい。一方、保持時間が１００００秒を超えると、スケール発生量が増大する。その結果、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、表面疵不良による歩留まりの低下を招く。そのため、保持時間は１００００秒以下とすることが好ましく、８０００秒以下とすることがより好ましい。なお、この加熱工程には、熱間圧延前の鋼素材を、鋳造後に、高温のまま（すなわち、上記加熱温度の範囲の温度を維持したまま）で直接熱間圧延（直送圧延）に供する場合も含まれる。
　（３）熱間圧延
　次に、加熱した（または、鋳造後に高温のままの）鋼素材に対して、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
　先ず、鋼素材を粗圧延して粗圧延板を得る。得られた粗圧延板に対して、仕上げ圧延を施す前に、仕上げ圧延機の入り側において、高圧水を噴射するデスケーリング（高圧水デスケーリング）を行ってもよい。
　つぎに、本発明では、仕上げ圧延において、温度ＲＣを下記式（１）で定義したとき、仕上げ圧延終了温度が（ＲＣ－５０）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下とする。ＲＣは成分組成から推定されるオーステナイト再結晶下限温度である。仕上げ圧延終了温度が（ＲＣ－５０）℃未満であると、再結晶によるひずみの緩和が生じにくいため、オーステナイトにひずみが蓄積されたまま冷却へと移行し、粒状ベイナイトの生成が過剰に促進される。このため、仕上げ圧延終了温度は（ＲＣ－５０）℃以上であり、（ＲＣ－３０）℃以上が好ましく、ＲＣ℃以上がより好ましい。
　一方、仕上げ圧延終了温度が（ＲＣ＋１００）℃より高いと、オーステナイト粒が粗大化し、上部ベイナイトの平均粒径が大きくなるため、十分な疲労強度が得られない。このため、仕上げ圧延終了温度は（ＲＣ＋１００）℃以下であり、（ＲＣ＋８０）℃以下が好ましく、（ＲＣ＋５０）℃以下がより好ましい。なお、ＲＣは下記（１）式で定義される。
ＲＣ（℃）＝７５０＋１２０×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋２５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋７５０×Ｎｂ＋１５０×Ｖ・・・（１）
ここで、上記（１）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない場合は０とする。
　（４）冷却（第１の冷却）
　次いで、得られた熱延鋼板を冷却する（第１の冷却）。その際、熱間圧延終了から冷却開始までの時間（冷却開始時間）を仕上げ圧延終了後２．０ｓ以内とする。冷却開始時間が２．０ｓを超えると、オーステナイト粒が粗大化し、上部ベイナイトの平均粒径が大きくなるため、十分な引張強さおよび疲労強度が得られない。このため、冷却開始時間は、２．０ｓ以内とし、好ましくは１．５ｓ以内とし、より好ましくは１．０ｓ以内とする。
　また、仕上げ圧延終了温度からＢｓまでの表面での平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とする。仕上げ圧延終了温度からＢｓまでの平均冷却速度が遅すぎる場合、フェライトが過剰に生成し、十分な引張強さおよび疲労強度が得られない。このため、平均冷却速度は、３０℃／ｓ以上であり、４０℃／ｓ以上が好ましく、５０℃／ｓ以上がより好ましい。一方、上限は特に限定されないが、速すぎる場合、冷却停止温度の管理が困難となる。このため、平均冷却速度は、５００℃／ｓ以下が好ましく、３００℃／ｓ以下がより好ましく、１５０℃／ｓ以下がさらに好ましい。
　さらに、冷却において、（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間を３．０ｓ以上１０．０ｓ以下とする。（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間が３．０ｓ未満の場合、粒状ベイナイトが十分得られない。このため、（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間は３．０ｓ以上であり、４．０ｓ以上が好ましく、５．０ｓ以上がより好ましい。（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間が１０．０ｓを超えると、粒状ベイナイトが過剰に生成され、十分な疲労強度が得られない。このため、（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間は１０．０ｓ以下であり、９．０ｓ以下が好ましく、８．０ｓ以下がより好ましい。
　また、冷却においては、上記平均冷却速度となるよう強制冷却を行えばよく、冷却の方法は特に限定されない。冷却停止温度は、（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下とする。冷却停止温度が（Ｂｓ－２５０）℃未満であると、ミクロ組織が下部ベイナイトとなる。下部ベイナイトは、いずれも高強度の組織であるが、延性に優れない。このため、冷却停止温度は（Ｂｓ－２５０）℃以上であり、（Ｂｓ－２２０）℃以上が好ましく、（Ｂｓ－２００）℃以上がより好ましい。一方、冷却停止温度が（Ｂｓ－１００）℃より高いと、粒状ベイナイトが過剰に生成するため、優れた疲労強度が得られない。そのため冷却停止温度は（Ｂｓ－１００）℃以下であり、（Ｂｓ－１２０）℃以下が好ましく、（Ｂｓ－１５０）℃以下がより好ましい。なお、Ｂｓは下記（２）式で定義される。
Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×Ｃ－９０×Ｍｎ－７０×Ｃｒ－３７×Ｎｉ－８３×Ｍｏ－２０×Ｃｕ・・・（２）
ここで、上記（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有されていない元素の場合は０とする。
　（５）巻取り
　次いで、冷却後の熱延鋼板を、巻取温度：（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下の条件で巻取る。巻取温度が（Ｂｓ－２５０）℃未満であると、下部ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトが生成し、延性が不十分となる。このため、巻取温度は（Ｂｓ－２５０）℃以上であり、（Ｂｓ－２３０）℃以上が好ましく、（Ｂｓ－２００）℃以上がより好ましい。一方、巻取温度が（Ｂｓ－１００）℃より高いと、粒状ベイナイトが過剰に生成するため、優れた疲労強度が得られない。このため巻取温度は（Ｂｓ－１００）℃以下であり、（Ｂｓ－１２０）℃以下が好ましく、（Ｂｓ－１５０）℃以下がより好ましい。
　（６）冷却（第２の冷却）
　次いで、１℃／ｓ以下の平均冷却速度で（Ｂｓ－４００）℃以下まで冷却する（第２の冷却）。巻き取り温度から（Ｂｓ－４００）℃以下までの平均冷却速度が１℃／ｓ超となると、下部ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイトが生成し、延性が不十分となる。このため、巻き取り温度から（Ｂｓ－４００）℃以下までの平均冷却速度は１℃／ｓ以下であり、０．８℃／ｓ以下が好ましく、０．５℃／ｓ以下がより好ましい。平均冷却速度の下限値は特に限定する理由はないが、製造効率や炭化物の粗大化の点から、０．００１℃／ｓ以上が好ましい。冷却は、（Ｂｓ－４００）℃以下の任意の温度まで行うことができるが、５０℃まで冷却することが好ましい。なお、冷却は、任意の形態で行うことができ、例えば、巻取られたコイルの状態で行ってもよい。
　以上の手順により、本発明の高強度鋼板を製造することができる。なお、巻取りとそれに続く冷却の後には、常法にしたがって行えばよい。例えば、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により、表２に示す旋回速度で鋳造し、鋼素材としての鋼スラブを製造した。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱し、次いで、加熱後の鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は表２に示したとおりとした。次に、得られた熱延鋼板を、表２に示した平均冷却速度、冷却停止温度の条件で冷却した（第１の冷却）。冷却後の熱延鋼板を表２に示した巻取温度で巻取り、巻取られた鋼板を表２に示した平均冷却速度で冷却し（第２の冷却）、高強度鋼板を得た。冷却後には、調質圧延を行い、酸洗を行った。酸洗は、濃度１０質量％の塩酸水溶液を使用し、温度８５℃で実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた高強度鋼板から試験片を採取し、以下に述べる手順でミクロ組織と機械的特性を評価した。
　＜ミクロ組織＞
　得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう、ミクロ組織観察用試験片を採取した。得られた試験片の表面を研磨し、さらに腐食液（３％ナイタール溶液）を用いて表面を腐食させることによりミクロ組織を現出させた。次いで、板厚１／４位置を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、５０００倍の倍率で１０視野撮影してミクロ組織のＳＥＭ画像を得た。得られたＳＥＭ画像を画像処理により解析し、上部ベイナイト（ＵＢ）、ポリゴナルフェライト（Ｆ）、下部ベイナイトおよび／または焼戻しマルテンサイト（ＬＢ＋ＴＭ）の面積率を定量化した。また、上部ベイナイト（ＵＢ）、粒状ベイナイト（ＧＢ）、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）、残留オーステナイト相（γ）はＳＥＭでは区別が困難なため、電子線反射回折法を用いて同定し、それぞれの面積率と平均結晶粒径を求めた。測定された各ミクロ組織の面積率と上部ベイナイトの平均結晶粒径を表３に示す。なお、表３には、上部ベイナイトと粒状ベイナイトの合計面積率（Ｂ）とフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイト相の合計面積率（ＦＭ＋γ）も併記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜引張試験＞
　得られた熱延鋼板より、引張方向が圧延方向に対して直角になるようにＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さと一様伸びを求めた。なお、本発明では、引張強さは９８０ＭＰａ以上を合格とした。また、一様伸びが６．０％以上の場合、優れた延性と評価した。
　＜平面曲げ疲労試験＞
　得られた熱延鋼板から、試験片長手方向が、圧延方向と直角方向となるように、図１に示す寸法形状の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５の規定に準拠して平面曲げ疲労試験を実施した。応力負荷モードは、応力比Ｒ＝－１とし、周波数ｆ＝２５Ｈｚとした。負荷応力振幅を６段階に変化し、破断までの応力サイクルを測定し、Ｓ－Ｎ曲線を求め、２×１０６回における疲労強度（疲労限）を求めた。本発明では、疲労限を引張試験で求めた引張強さで除した値が０．５０以上の場合、優れた疲労特性と評価した。
　＜打抜き性評価＞
　得られた熱延鋼板から、試験片（大きさ：ｔ（板厚）×３０ｍｍ（幅）×３０ｍｍ（長さ））を採取した。採取した試験片の中央に、１０ｍｍφの円筒ポンチを用いて、クリアランス範囲１０～２０％の内、１０％と２０％を含む３つ以上のクリアランスで打抜き加工し、打抜き穴を形成した。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合［％］である。上記打抜き穴の端面に割れ、欠け、脆性破面、２次せん断面が目視にて認められない場合、優れた打抜き性ありとして○、これらが確認された場合には×と評価した。
　＜硬度測定＞
　得られた高強度鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が硬度測定断面となるよう、硬度測定用サンプルを採取し、板厚１／２位置の硬度（Ｈｖ１）および板厚１／４位置の硬度（Ｈｖ２）を測定した。ビッカース硬度測定条件は荷重１００ｇ、保持時間１０ｓとした。測定箇所はそれぞれ±板厚１／２０の領域を２５０μｍ以上の測定間隔で、５点測定し平均した。
　次いで、得られたＨｖ１とＨｖ２の差（｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜）について、引張試験で得られた引張強さの０．３倍の値に対する百分率を算出し、評価した。
　発明例は、いずれも引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、かつ延性、疲労強度、打抜き性に優れた高強度鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、９８０ＭＰａ以上の引張強さが得られていないか、優れた延性、疲労強度、打抜き性が得られていない。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．１８％、
    Ｓｉ：０．１～２．５％、
    Ｍｎ：１．０～３．０％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１０～１．０％および
    Ｎ：０．０１％以下
    を含有し、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    ミクロ組織は、面積率で８５％以上の上部ベイナイトと粒状ベイナイトからなるベイナイト相を主相とし、
    フレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト相を含む硬質第２相の面積率が１５％未満であり、
    ベイナイト相の内、上部ベイナイトの面積率に対する粒状ベイナイトの面積率が５％以上４０％以下であり、
    板厚１／２位置の硬度Ｈｖ１と、板厚の１／４位置の硬度Ｈｖ２の差｜Ｈｖ１－Ｈｖ２｜が０．３ＴＳに対して３０％以下であり、
    上部ベイナイト相の平均結晶粒径が７μｍ以下である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成に加えてさらに、ａ～ｅのうち、一つ以上の群を質量％で含む、請求項１に記載の高強度鋼板。
    ａ群：
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２％、および
    Ｎｂ：０．００５～０．１％、のうちから選ばれる１種または２種以上、
    ｂ群：
    Ｃｕ：０．００５～０．５％、
    Ｎｉ：０．００５～０．５％、
    Ｃｒ：０．００５～１．０％、および
    Ｍｏ：０．００５～０．５％、のうちから選ばれる１種または２種以上、
    ｃ群：
    Ｂ：０．０００２～０．００５％、
    ｄ群：
    Ｓｂ：０．００１～０．１％、および
    Ｓｎ：０．００１～０．１％、のうちから選ばれる１種または２種、
    ｅ群：
    Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、および
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、のうちから選ばれる１種または２種以上。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する溶解鋼材を、誘導電磁攪拌装置により鋳型に対して水平面内で１０ｃｍ／ｓ以上の旋回速度で旋回させながら鋳造し、
    得られた鋼素材を１１５０℃以上に加熱し、
    加熱後の鋼素材を粗圧延して鋼板とし、
    前記鋼板を、仕上げ圧延終了温度：（ＲＣ－５０）℃以上（ＲＣ＋１００）℃以下の条件で仕上げ圧延し、
    前記仕上げ圧延後の鋼板を仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間：２．０ｓ以内、Ｂｓまでの表面での平均冷却速度：３０℃／ｓ以上、（Ｂｓ－１００）℃以上Ｂｓ℃以下の温度での滞留時間：３．０ｓ以上１０．０ｓ以下、冷却停止温度：（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下の条件で冷却し、
    冷却後の鋼板を、巻取温度：（Ｂｓ－２５０）℃以上、（Ｂｓ－１００）℃以下の条件で巻取り、
    １℃／ｓ以下の平均冷却速度で（Ｂｓ－４００）℃以下まで冷却する、高強度鋼板の製造方法。
    なお、ＲＣ、Ｂｓは、下記（１）、（２）式でそれぞれ定義される。
    ＲＣ（℃）＝７５０＋１２０×Ｃ＋１００×Ｎ＋１０×Ｍｎ＋２５０×Ｔｉ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋５０×Ｍｏ＋７５０×Ｎｂ＋１５０×Ｖ・・・（１）
    Ｂｓ（℃）＝８３０－２７０×Ｃ－９０×Ｍｎ－７０×Ｃｒ－３７×Ｎｉ－８３×Ｍｏ－２０×Ｃｕ・・・（２）
    ここで、上記（１）、（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合には０とする。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7776802B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品
JP7776801B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品
JP7776800B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110116756A (ko) * 2010-04-20 2011-10-26 한국기계연구원 저항복비와 높은 균일연신율을 갖는 고강도 고인성 강판 및 이의 제조방법
JP2023510137A (ja) * 2019-12-20 2023-03-13 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 高い穴広げ率を有する熱間圧延高強度鋼ストリップ

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110116756A (ko) * 2010-04-20 2011-10-26 한국기계연구원 저항복비와 높은 균일연신율을 갖는 고강도 고인성 강판 및 이의 제조방법
JP2023510137A (ja) * 2019-12-20 2023-03-13 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 高い穴広げ率を有する熱間圧延高強度鋼ストリップ

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7776802B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品
JP7776801B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品
JP7776800B1 (ja) * 2024-07-30 2025-11-27 日本製鉄株式会社 鋼板及び部品

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