JP6819770B2 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents
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Description
C:0.020〜0.180%、
Si:0.05〜1.70%、
Mn:0.50〜2.50%、
Al:0.010〜1.000%、
N:0.0060%以下、
P:0.050%以下、
S:0.005%以下、
Ti:0〜0.150%、
Nb:0〜0.100%、
V:0〜0.300%、
Cu:0〜2.00%、
Ni:0〜2.00%、
Cr:0〜2.00%、
Mo:0〜1.00%、
B:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.1000%、
Zr:0〜1.000%、
Co:0〜1.000%、
Zn:0〜1.000%、
W:0〜1.000%、
Sn:0〜0.050%、および
残部:Feおよび不純物であり、
鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における金属組織が、面積%で、
マルテンサイト:2%を超えて10%以下、
残留オーステナイト:2%未満、
ベイナイト:40%以下、
パーライト:2%以下、
残部:フェライトであり、
マルテンサイトおよび/または残留オーステナイトからなる金属相の平均円相当径が1.0〜5.0μmであり、
隣接する前記金属相の最短距離の平均値が3μm以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が2.0GPa以下である、
熱間圧延鋼板。
板厚が1.0〜4.0mmである、
上記(1)に記載の熱間圧延鋼板。
板鍛造は、従来の引張試験での破断歪みを超える歪み域(高歪み域)での変形を含んでいる。また、板鍛造は複合的加工のため、単純に引張試験およびせん断試験データだけでは評価できない。そこで、本発明者らは、「相当塑性歪み」を指標として導入し、新たな評価法を確立した。
単軸引張試験での引張応力σ=単純せん断試験でのせん断応力σs×κ
単軸引張試験での引張歪みε=単純せん断試験でのせん断塑性歪みεsp/κ
相当塑性歪みを求めるためには、引張試験による引張応力および引張歪みの関係と、せん断試験によるせん断応力およびせん断歪みの関係を取得する必要がある。しかし、板鍛造は、高歪み域での変形を含んでいる。そのため、通常使用されているせん断試験装置を用いて1回で試験を行うと、試験片を保持している部分から試験片に亀裂が進行してしまう。その結果、高歪み域までの変形を試験することができない場合が多い。したがって、板鍛造のような鋼板の板厚の減厚(減肉およびくびれ)が生じない加工を再現する方法が必要となる。
上述の多段せん断試験と、相当塑性歪みを用いた評価法と、板鍛造の前後における鋼板のミクロ調査とを採用することにより、亀裂の発生メカニズムについて、以下の知見を得た。
すなわち、ボイドは硬質相と(硬質相以外の)金属相との境界に発生するため、硬質相の平均径を限定することで、ボイドの発生が低減できる。
すなわち、硬質相と軟質相の硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が低減できる。
すわなち、ボイドは硬質相と他の金属相(軟質相)との境界に発生するため、硬質相同士を離して配置することにより、ボイドが成長しても結合しにくくすることができる。
前記の(i)〜(iii)の条件を満足することにより、破断時の相当塑性歪みが0.75(75%)以上となり、板鍛造のような複合的加工においても、一定の加工性を担保することが可能であることを確認した。
上記(i)〜(iv)の組織を得るために、熱間圧延における3段以上の多段(例えば6段または7段)の連続圧延で行われる多段仕上圧延において、最終3段の圧延における累積歪(以下「有効累積歪み」と記述する場合がある)が0.10〜0.40になるように、最終仕上圧延を行なうことが必要である。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、強度を高めるとともにマルテンサイトを確保するために有効な元素である。C含有量が低すぎると強度を十分高めることができず、またマルテンサイトを確保できない。一方、その含有量が過剰であるとマルテンサイトの量(面積率)が多くなり板鍛造での破断歪みが低下する。そのため、C含有量は0.020〜0.180%とする。C含有量は0.030%以上、0.040%以上または0.050%以上が好ましく、0.060%以上または0.070%以上がより好ましい。また、C含有量は0.160%以下、0.140%以下、0.120%以下または0.100%以下が好ましく、0.090%以下または0.080%以下がより好ましい。
Siは、脱酸効果を有し、有害な炭化物の生成を抑えフェライトを生成するのに有効な元素である。また、圧延後の冷却中のオーステナイトの分解を抑制し、後にマルテンサイト変態するオーステナイトとフェライトとの二相分離を促進する作用を有する。一方、その含有量が過剰であると延性が低下するほか、化成処理性も低下し塗装後耐食性が劣化する。そのため、Si含有量は0.05〜1.70%とする。Si含有量は0.07%以上、0.10%以上、0.30%以上、0.50%以上または0.70%以上が好ましく、0.80%以上または0.85%以上がより好ましい。また、Si含有量は1.50%以下、1.40%以下、1.30%以下または1.20%以下が好ましく、1.10%以下または1.00%以下がより好ましい。
Mnは、フェライトを強化するとともに焼入れ性を高めマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると焼入れ性が必要以上に高まりフェライトを十分に確保できなくなり、また鋳造時にスラブ割れが発生する。そのため、Mn含有量は0.50〜2.50%とする。Mn含有量は0.70%以上、0.85%以上または1.00%以上であるのが好ましく、1.20%以上、1.30%以上、1.40%以上または1.50%以上がより好ましい。また、Mn含有量は2.30%以下、2.15%以下または2.00%以下が好ましく、1.90%以下または1.80%以下がより好ましい。
Alは、Siと同様に脱酸効果とフェライトを生成する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると脆化を招くとともに、鋳造時にタンディッシュノズルを閉塞し易くする。そのため、Al含有量は0.010〜1.000%とする。Al含有量は0.015%以上または0.020%以上が好ましく、0.030%以上、0.050%以上、0.070%以上または0.090%以上がより好ましい。また、Al含有量は0.800%以下、0.600%以下または0.500%以下が好ましく、0.400%以下または0.300%以下がより好ましい。
Nは、AlN等を析出して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、時効劣化が激しくなる。そのため、N含有量は0.0060%以下とする。N含有量は0.0050%以下または0.0040%以下であるのが好ましい。N含有量の下限を特に定める必要はなく、その下限は0%である。また、過度に含有量を低下させることは、精錬時のコスト増につながるため、下限を0.0010%にとしてもよい。
Pは溶銑に含まれる不純物であり、粒界偏析するため局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、P含有量は0.050%以下に制限する。P含有量は0.030%以下または0.020%以下が好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を0.001%としてもよい。
Sも溶銑に含まれる不純物であり、MnSを形成して局部延性および溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、S含有量は0.005%以下に制限する。延性または溶接性の向上のため、S含有量を0.003%以下または0.002%以下としてもよい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を0.0005%としてもよい。
Tiは、炭窒化物、または固溶Tiが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、TiCとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与する。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和することに加えて、鋳造時のノズル閉塞の原因となる。そのため、Ti含有量は0.150%以下とする。必要に応じて、その上限を0.100%、0.060%または0.020%としてもよい。Ti含有量の下限は0%であるが、析出強化の効果を十分に得るために、下限を0.001%または0.010%としてもよい。
Nbは、炭窒化物、または固溶Nbが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、NbCとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与する。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Nb含有量は0.100%以下とする。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、下限を0.001%または0.010%以上としてもよい。
Vは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、V含有量は0.300%以下とする。必要にV応じて、V含有量を0.200%以下、0.100%以下または0.060%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、下限を0.001%または0.010%としてもよい。
Cuは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Cu含有量は2.00%以下とする。また、Cu含有量が多量に含まれると鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。そのため、Cu含有量は1.20%以下、0.80%以下、0.50%以下または0.25%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Cu含有量は0.01%としてもよい。
Niは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ni含有量は2.00%以下とする。また、Ni含有量が多量に含まれると延性が劣化するおそれがある。そのため、Ni含有量を0.60%以下、0.35%以下または0.20%以下としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Ni含有量の下限を0.01%としてもよい。
Crは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Cr含有量は2.00%以下とする。より経済性を高めるため、その上限を1.00%、0.60%または0.30%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Cr含有量の下限を0.01%としてもよい。
Moは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Mo含有量は1.00%以下とする。より経済性を高めるため、その上限を0.60%、0.30%または0.10%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Mo含有量の下限を0.005%または0.01%としてもよい。
Bは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、B含有量は0.0100%以下とする。また、Bは強力な焼き入れ元素であり、その含有量が多量であると冷却中にフェライト変態が十分に進行せず、十分な残留オーステナイトが得られないことがある。そのため、B含有量を0.0050%以下、0.0020%以下または0.0015%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、B含有量の下限を0.0001%または0.0002%としてもよい。
Mgは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Mg含有量は0.0100%以下とする。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、Mg含有量の下限を0.0001%または0.0005%としてもよい。
Caは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ca含有量は0.0100%以下とする。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るためには、Ca含有量は0.0005%以上であるのが好ましい。
REM(希土類元素)は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、REM含有量は0.1000%以下とする。必要に応じて、その上限を0.0100%または0.0060%としてもよい。その下限は0%であるが、上記効果を十分に得るために、REM含有量の下限を0.0005%としてもよい。
Co:0〜1.000%
Zn:0〜1.000%
W:0〜1.000%
Zr、Co、ZnおよびWは、それぞれ1.000%以下の範囲であれば含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの上限を0.300%または0.100%としてもよい。Zr、Co、ZnおよびWの合計含有量が1.000%以下または0.100%であることが好ましい。これらの含有は必須でなく、下限は0%であるが、必要に応じて、下限を0.0001%としてもよい。
Snは、少量であれば含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。しかし、0.050%を超えると熱間圧延時に疵が発生するおそれがある。そのため、Sn含有量は0.050%以下とする。Snの含有は必須でなく、下限は0%であるが、必要に応じて、下限を0.001%としてもよい。
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における組織をいうものとする。また、以下の説明において「%」は、「面積%」を意味する。
DP鋼は、軟質相であるフェライトの存在により加工性を確保しつつ、硬質相であるマルテンサイトを一定量確保することで、強度と加工性とを両立することが特徴である。しかしながら、マルテンサイトの面積率が2%以下では、目的とする強度を得られないばかりか、その特徴である低降伏比と優れた加工硬化特性とが得られない。一方、その面積率が10%を超えると、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、マルテンサイトとフェライトとの境界にボイドが発生し易くなり、破断しやすくなる。そのため、マルテンサイトの面積率は2%を超えて10%以下とする。マルテンサイトの面積率は4%以上であるのが好ましく、6%以上であるのがより好ましい。
DP鋼は、軟質相であるフェライトの存在により加工性を確保しつつ、強度を確保するためマルテンサイトを一定量確保することが特徴である。しかしながら、鋼板中にマルテンサイト変態を起こさなかった熱力学的に安定な残留オーステナイトが存在するということは、その残留オーステナイトのC濃度は高いことを意味する。C濃度が高い残留オーステナイトが板鍛造時に加工誘起変態して生成するマルテンサイトの硬度は非常に高いため、ボイドの発生を助長してしまう。そのため残留オーステナイトはできるだけ少ない方がよく、その面積率は2%未満とする。残留オーステナイトの面積率は1.5%以下、1%以下または0.5%以下が好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は0%であり、0%が最も好ましい。
軟質相であるベイナイトは、強度と伸びとのバランスを確保するために重要な組織であり、亀裂の伝搬を抑制する効果がある。しかし、ベイナイトの面積率が過剰になると、フェライトを確保できず、DP鋼の本来的機能が確保できなるため、40%以下とする。伸び等の向上のため、上限を36%、33%、30%、27%または25%としてもよい。一方、強度向上のため、下限を0%、4%、8%、10%または12%としてもよい。
DP鋼においては、パーライトの面積率は低く、本発明においては2%以下とする。パーライトには非常にもろいセメンタイトが含まれるために板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、セメンタイトが割れてボイドが発生し、破断しやすくなる。パーライトの面積率は極力低減することが好ましく、1.5%以下、1%以下、0.5%以下または0%であることが好ましい。
軟質相であるフェライトも、強度と伸びとのバランスを確保し、加工性を向上させる観点から重要な組織である。したがって、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト以外の組織はフェライトであることが好ましい。残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの面積率の上限値の合計値は54%であり、残部組織のフェライトの面積率の下限は46%となる。強度と伸びとのバランスを確保ためには、下限を50%、54%、58%、62%、66%または70%としてもよい。一方、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの面積率の下限値の合計値は2%であり、残部組織のフェライトの面積率の上限は98%となる。このような組織が得られることはほとんどなく、上限を96%、92%、90%または88%としてもよい。
DP鋼としての本来的機能を確保するには、上記金属相の面積が一定以上必要であることから、金属相の平均円相当径は1.0μm以上とする。一方、金属相が大きすぎると、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、粒界に存在するボイドが結合し易くなることから、金属相の平均円相当径率は5.0μm以下とする。金属相の平均円相当径は1.5μm以上または1.8μm以上が好ましく、2.0μm以上がより好ましい。また、金属相の平均円相当径は4.8μm以下、4.4μm以下または4.2μm以下が好ましく、4μm以下、3.6μm以下または3.2μm以下がより好ましい。
硬質相と軟質相との界面に発生したボイドが成長し、ボイド同士が結合して更に大きなボイドとならないようにするため、硬質相間の距離を一定量確保する必要がある。そのため、隣接する金属相間の距離の平均値を3μm以上とする。
ds<(500×da×fM)/TS ・・・(0)
ナノ硬度の標準偏差:2.0GPa以下
硬質相と軟質相との変形能の差を小さくすることにより両相の界面に発生するボイドを少なくし、さらにボイド間隔をあけることにより、ボイドが結合して亀裂に成長することを抑制することが可能になる。そこで、硬質相と軟質相との変形能の差に対応するナノ硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が抑制できる。本発明においては、軟質相と硬質相との硬度差の指標として、試料断面におけるナノ硬度の標準偏差を採用する。
本発明に係る鋼板は、従来のDP鋼と同等の780MPa以上の引張強さを有することが好ましい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、1200MPa、1150MPaまたは1000MPaとしてもよい。
均一伸びが小さいとプレス成型時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、均一伸び(u−EL)と引張強さ(TS)との積:TS×u−EL≧8000MPa%を満たすことが好ましい。ただし、均一伸びは、JIS Z 2241(2011)で規定する試験において、公称応力σnと公称歪みεnとの関係で、公称応力σnを公称歪みεnで微分したときの値がゼロとなる点の公称歪みをεn0とした時、以下の式で表される。
均一伸び(u−EL)=ln(εn0+1)
相当塑性歪みは、単純せん断試験でのせん断応力σsとせん断塑性歪みεspとの関係を、変形形態の異なる、単軸引張試験での引張応力σと引張歪みεとの関係に変換するものであり、等方硬化則と塑性仕事共役との関係を仮定して、定数である変換係数(κ)を用いて変換したものである。
単軸引張試験での引張応力σ(変換)=単純せん断試験でのせん断応力σs×κ
単軸引張試験での引張歪みε(変換)=単純せん断試験でのせん断塑性歪みεsp/κ
板厚:1.0〜4.0mm
本発明に係る鋼板は、主に自動車などが主な用途であり、その板厚範囲は主に1.0〜4.0mmである。このため、板厚範囲を1.0〜4.0mmとしてもよい、必要に応じて、下限を1.2mm、1.4mmまたは1.6mmに、上限を3.6mm、3.2mmまたは2.8mmとしてもよい。
発明者らは、これまでの研究により、下記に示す(a)から(l)までの製造工程により、本発明の熱間圧延鋼板を製造することができることを確認している。以下、各製造工程について詳しく説明する。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉または電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行って上述した成分組成となるように調整する。次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法でスラブを製造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップ等を使用しても構わない。
製造されたスラブは、加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延工程における条件についても特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を1050〜1260℃とするのが好ましい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延してもよい。
上式(1)中のΣは、i=1〜3についての総和を示す。
但し、i=1は、多段仕上圧延において最後から1段目の圧延(つまり、最終段圧延)を、i=2は最後から2段目の圧延、i=3は最後から3段目の圧延を、それぞれ示す。
εi(ti,Ti)=ei/exp((ti/τR)2/3) ・・・(2)
ti:最後からi段目の圧延から最終段圧延後の一次冷却開始までの時間(s)
Ti:最後からi段目の圧延の圧延温度(K)
ei:最後からi段目の圧延で圧下したときの対数歪み
ei=|ln{1−(i段目の入側板厚−i段目の出側板厚)/(i段目の入側板厚)}|
=|ln{(i段目の出側板厚)/(i段目の入側板厚)}| ・・・(3)
τR=τ0・exp(Q/(R・Ti)) ・・・(4)
τ0=8.46×10−9(s)
Q:Feの転位の移動に関する活性化エネルギーの定数=183200(J/mol)
R:ガス定数=8.314(J/(K・mol))
Ar3=970−325×C+33×Si+287×P+40×Al−92×(Mn+Mo+Cu)−46×(Cr+Ni)
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0を代入するものとする。
仕上げ圧延終了後、0.5s以内に得られた熱間圧延鋼板の冷却を開始する。そして、650〜735℃の温度まで10〜40℃/sの平均冷却速度で冷却し、その後大気中で3〜10s冷却する(空冷工程)。第1冷却工程における平均冷却速度が10℃/s未満であるとパーライトが生成し易くなる。
空冷工程後、直ちに300℃以下の温度まで20〜40℃/sの平均冷却速度で冷却する。加速冷却の温度の下限を特に設ける必要はないが、室温(20℃程度)以下にまで冷却する必要はない。
その後、冷却された熱間圧延鋼板を巻き取る。巻取工程における条件は、特に限定されない。第2(加速)冷却工程の後、巻取工程までの間に、大気中での空冷を行ってもよい。この大気中の空冷であれば、冷却速度を特に制限する必要はない。
得られた熱間圧延鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
機械特性のうち引張強度特性(引張強さ(TS)、均一伸び(u−EL))は、板幅をWとした時に、板の片端から板幅方向に1/4Wもしくは3/4Wのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向(幅方向)を長手方向として採取したJIS Z 2241(2011)の5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011)に準拠して評価した。
せん断応力σs=せん断力/(鋼板の圧延方向の試験片の長さ×試験片の板厚)
せん断歪みεs=tan(θ)
せん断塑性歪みεsp=せん断歪みεs−せん断弾性歪みεse
せん断弾性歪みεse=σs/G
σs:せん断応力
G:せん断弾性率
ここで、G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)とした。
E(ヤング率(縦弾性係数))=206000(MPa)
ポアソン比(ν)=0.3
2 チャッキング部
Claims (2)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.020〜0.180%、
Si:0.05〜1.70%、
Mn:0.50〜2.50%、
Al:0.010〜1.000%、
N:0.0060%以下、
P:0.050%以下、
S:0.005%以下、
Ti:0〜0.150%、
Nb:0〜0.100%、
V:0〜0.300%、
Cu:0〜2.00%、
Ni:0〜2.00%、
Cr:0〜2.00%、
Mo:0〜1.00%、
B:0〜0.0100%、
Mg:0〜0.0100%、
Ca:0〜0.0100%、
REM:0〜0.1000%、
Zr:0〜1.000%、
Co:0〜1.000%、
Zn:0〜1.000%、
W:0〜1.000%、
Sn:0〜0.050%、および
残部:Feおよび不純物であり、
鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれWおよびtとしたときに、該鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、かつ、該鋼板の表面から1/4tまたは3/4tの位置における金属組織が、面積%で、
マルテンサイト:2%を超えて10%以下、
残留オーステナイト:2%未満、
ベイナイト:40%以下、
パーライト:2%以下、
残部:フェライトであり、
マルテンサイトおよび/または残留オーステナイトからなる金属相の平均円相当径が1.0〜5.0μmであり、
隣接する前記金属相の最短距離の平均値が3μm以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が2.0GPa以下である、
熱間圧延鋼板。 - 引張強さが780MPa以上であり、
板厚が1.0〜4.0mmである、
請求項1に記載の熱間圧延鋼板。
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