WO2022244706A1 - 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2022244706A1
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bainite
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寛 長谷川
英之 木村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet suitable as a material for automobile parts.
  • Patent Document 1 it has a specific composition and a bainite phase with an area ratio of more than 95% throughout the plate thickness direction, and bainite in the region from the surface to the 1/4 position of the plate thickness in the plate thickness direction.
  • the average grain size of the phase is 5 ⁇ m or less in the thickness cross section parallel to the rolling direction, 4 ⁇ m or less in the thickness cross section perpendicular to the rolling direction, and the width in the thickness direction centering on the thickness center position In a region that is 1/10 of the thickness, by having a structure in which the number of crystal grains extended in the rolling direction with an aspect ratio of 5 or more is 7 or less, punching workability is improved.
  • Tensile strength (TS) is 780 MPa or more.
  • No. 2003/0000005 discloses a technology related to hot-rolled steel sheets.
  • Patent Document 2 it has a specific chemical composition, the grain boundary number density of solid solution C is 1/nm 2 or more and 4.5/nm 2 or less, and is precipitated at the grain boundary in the steel plate.
  • a hot-rolled steel sheet having a cementite grain size of 1 ⁇ m or less is described.
  • Patent Literature 2 discloses a technique related to a hot-rolled steel sheet having a TS of 540 MPa or more without fracture surface cracks by controlling solute C and grain boundary cementite.
  • Patent Document 3 discloses crystal grains having a specific chemical composition and a grain boundary misorientation of 15° or more between adjacent grains, and the average misorientation in the grains is 0 to 0.5°. It contains a certain crystal grain at an area fraction of 50% or more, and the total area fraction of martensite, tempered martensite, and retained austenite is 2% or more and 10% or less, and 40% of Tief represented by a specific formula
  • Patent Literature 3 discloses a technique related to a hot-rolled steel sheet in which ductility is improved by controlling the misorientation in crystal grains.
  • Patent Document 1 improves the Ra of the punched fracture end surface of the hot rolled steel sheet (improves the punching workability), there is no disclosure of knowledge on suppressing the occurrence of cracks, and the hole expandability is not disclosed. It has not been specifically evaluated and there is room for improvement.
  • the technique of Patent Document 2 only confirms the presence or absence of cracks on the member end faces under specific conditions, and cannot be said to stably improve the cracks on the member end faces against variations in clearance. , there is room for improvement.
  • Patent Document 3 can improve ductility, there is room for improvement because no consideration has been given to end face crack resistance.
  • the present invention is intended to solve the above problems, and provides a high-strength hot-rolled steel sheet and a high-strength steel sheet having excellent ductility, excellent resistance to edge cracking, and excellent hole expandability, which are suitable as materials for automobile parts.
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet.
  • high strength in the present invention means that TS is 980 MPa or more.
  • excellent ductility refers to a uniform elongation of 5.0% or more in a tensile test.
  • excellent end face crack resistance refers to a clearance range that does not cause cracks parallel to the plate surface of the sample end face in a sample punched at intervals of 5% from 5 to 30% in the punching test described later. 10% or more can be secured.
  • excellent hole expandability refers to a hole expansion rate of 40% or more in a hole expansion test described later.
  • the above-described tensile test for measuring TS and uniform elongation, the above-described punching test, and the above-described hole expanding test can be performed by the methods described in the examples below.
  • the present inventors focused on a hard phase that increases ductility but reduces end face crack resistance and hole expandability, and improved end face crack resistance by controlling its fraction and crystal orientation. Thought to improve.
  • the main phases are martensite and bainite, and a certain amount of martensite is dispersed in the bainite, and the crystal orientation of the martensite in the bainite is is close to the crystal orientation of the bainite around the martensite (the bainite adjacent to the martensite), the end face crack resistance is less likely to decrease and high hole expandability is obtained.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] in % by mass, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.1 to 3.0%, Mn: 0.5-3.5%, P: more than 0% and 0.100% or less, S: more than 0% and 0.020% or less, Al: including more than 0% and 1.5% or less, Further, Cr: 0.005-2.0%, Ti: 0.005-0.20%, Nb: 0.005-0.20%, Mo: 0.005-2.0%, V: 0.005-2.0%.
  • the steel structure has a main phase of martensite and bainite with a total area ratio of 80 to 100%, The total area ratio of martensite in bainite is 2 to 20%, Among martensite in bainite, the area ratio of martensite having an orientation difference of less than 15° between the crystal orientation of the martensite and the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite is A high-strength hot-rolled steel sheet having a ratio of 50% or more to martensite.
  • [3] A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet according to [1] or [2] above, heating a slab having the component composition; Then, when performing hot rolling, Rough rolling at 1100°C or higher with 3 passes or more and a rolling reduction of 15% or more per pass, the total rolling reduction at 1000°C or lower being 50% or more, and the total number of passes at 1000°C or lower being 3 or more. After finishing rolling at , allow to cool for 1.0 s or more, then cool under conditions where the average cooling rate from the cooling start temperature to 550 ° C. is 50 ° C./s or more, and then (Ms point -50) ° C.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in ductility, end face crack resistance, and hole expandability suitable as a material for automotive parts, and a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet. If the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is used as a raw material for automobile parts, products such as high-strength automobile parts can be obtained without cracking during work.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet and the method for producing the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention are described in detail below. In addition, this invention is not limited to the following embodiment.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is a hot-rolled steel sheet called black scale as hot rolled or white scale further pickled after hot rolling.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet targeted by the present invention preferably has a thickness of 0.6 mm or more and 10.0 mm or less, and when used as a material for automobile parts, it is 1.0 mm or more and 6.0 mm or less. is more preferable.
  • the plate width is preferably 500 mm or more and 1800 mm or less, more preferably 700 mm or more and 1400 mm or less.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has a specific chemical composition and a specific steel structure.
  • the chemical composition and the steel structure will be explained in order.
  • the chemical composition of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.1 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.5%, P: more than 0% and 0.100% or less, S: more than 0% and 0.020% or less, Al: more than 0% and 1.5% or less, Cr: 0.005 to 2.0%, Ti: One or two selected from 0.005 to 0.20%, Nb: 0.005 to 0.20%, Mo: 0.005 to 2.0%, V: 0.005 to 1.0% It contains more than seeds, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.04-0.18%
  • C is an effective element for generating and strengthening bainite and martensite to raise TS. If the C content is less than 0.04%, such an effect cannot be sufficiently obtained, and a TS of 980 MPa or more cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.18%, hardening of martensite becomes remarkable, and end face crack resistance and hole expansion property of the present invention cannot be obtained. Therefore, the C content should be 0.04 to 0.18%. From the viewpoint of stably obtaining a TS of 980 MPa or more, the C content is preferably 0.05% or more. The C content is preferably 0.16% or less, more preferably 0.10% or less, from the viewpoint of improving end face crack resistance and hole expanding property.
  • Si 0.1-3.0%
  • Si is an element effective in increasing TS by solid-solution strengthening of steel and suppressing temper softening of martensite.
  • it is an element effective in suppressing cementite and obtaining a structure in which martensite is dispersed in bainite.
  • the Si content must be 0.1% or more.
  • the Si content should be 0.1 to 3.0%.
  • the Si content is preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 0.5-3.5%
  • Mn is an element effective in generating martensite and bainite to raise TS. If the Mn content is less than 0.5%, such an effect cannot be sufficiently obtained, polygonal ferrite or the like is generated, and the steel structure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, bainite is suppressed and the steel structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the Mn content should be 0.5 to 3.5%.
  • the Mn content is preferably 1.0% or more from the viewpoint of more stably obtaining a TS of 980 MPa or more. From the viewpoint of stably obtaining bainite, the Mn content is preferably 3.0% or less, more preferably 2.3% or less.
  • P more than 0% and 0.100% or less P lowers the end face crack resistance, so it is desirable to reduce the amount as much as possible.
  • the P content can be allowed up to 0.100%. Therefore, the P content should be 0.100% or less, preferably 0.030% or less.
  • the P content is more than 0%, and if the P content is less than 0.001%, the production efficiency is lowered, so 0.001% or more is preferable.
  • the S content should be 0.020% or less, preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the S content is more than 0%, and if the S content is less than 0.0002%, the production efficiency is lowered, so 0.0002% or more is preferable.
  • Al more than 0% and 1.5% or less Al acts as a deoxidizing agent and is preferably added in the deoxidizing step.
  • the lower limit of the Al content is more than 0%, and from the viewpoint of use as a deoxidizing agent, the Al content is preferably 0.01% or more. If a large amount of Al is contained, a large amount of polygonal ferrite is generated and the steel structure of the present invention cannot be obtained.
  • the present invention allows an Al content of up to 1.5%. Therefore, the Al content is set to 1.5% or less. It is preferably 0.50% or less.
  • Cr 0.005-2.0%
  • Ti 0.005-0.20%
  • Nb 0.005-0.20%
  • Mo 0.005-2.0%
  • V 0.005- One or Two or More Selected from 1.0% Cr, Ti, Nb, Mo and V are elements effective for obtaining a structure in which martensite is dispersed in bainite.
  • the content of one or more elements selected from the above elements should be equal to or higher than the respective lower limits.
  • the content of one or more elements selected from the above elements exceeds their respective upper limits, such effects cannot be obtained, and the steel structure of the present invention cannot be obtained.
  • Cr 0.005-2.0%, Ti: 0.005-0.20%, Nb: 0.005-0.20%, Mo: 0.005-2.0%, V: 0.005-2.0%. 005 to 1.0%.
  • Cr 0.1% or more, Ti: 0.010% or more, Nb: 0.010% or more, Mo: 0.10% or more, V: 0.10% That's it.
  • the upper limits are preferably Cr: 1.0% or less, Ti: 0.15% or less, Nb: 0.10% or less, Mo: 1.0% or less, V: 0.1% or less, respectively. 5% or less.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurity elements include N, and the allowable upper limit of this element is preferably 0.010%.
  • the above ingredients are the basic ingredient composition of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the following elements can be further contained as necessary.
  • Cu 0.05-4.0%, Ni: 0.005-2.0%, B: 0.0002-0.0050%, Ca: 0.0001-0.0050%, REM: 0.0001- 0.0050%, Sb: 0.0010 to 0.10%, Sn: 1 or 2 or more selected from 0.0010 to 0.50% Cu and Ni generate martensite and have high strength It is an effective element that contributes to In order to obtain such an effect, when Cu and Ni are contained, it is preferable to make each content equal to or higher than the above lower limit. When the respective contents of Cu and Ni exceed the above upper limits, bainite is suppressed and the steel structure of the present invention may not be obtained.
  • the Cu content is more preferably 0.10% or more and more preferably 0.6% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.1% or more, and more preferably 0.6% or less.
  • B is an effective element that enhances the hardenability of steel sheets, generates martensite, and contributes to high strength.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the content is preferably 0.0002 to 0.0050%.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0040% or less.
  • Ca and REM are elements that are effective in improving workability by controlling the morphology of inclusions.
  • the content of Ca is 0.0001 to 0.0050% and the content of REM is 0.0001 to 0.0050%. If the contents of Ca and REM exceed the above upper limits, the amount of inclusions may increase and workability may deteriorate.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more and more preferably 0.0030% or less.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more and more preferably 0.0030% or less.
  • Sb is an element that suppresses denitrification, deboronization, etc., and is effective in suppressing a decrease in strength of steel.
  • the Sb content is preferably 0.0010 to 0.10%. If the Sb content exceeds the above upper limit, the steel sheet may become embrittled.
  • the Sb content is more preferably 0.0050% or more, and more preferably 0.050% or less.
  • Sn is an element that suppresses the formation of pearlite and is effective in suppressing the strength reduction of steel.
  • the Sn content is preferably 0.0010 to 0.50%. If the Sn content exceeds the above upper limit, the steel sheet may become embrittled.
  • the Sn content is more preferably 0.0050% or more, and more preferably 0.050% or less.
  • the steel structure of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has a total area ratio of 80 to 100% martensite and bainite as the main phase, and the total area ratio of martensite in bainite is 2 to 20%.
  • the area ratio of the martensite having a crystal orientation difference of less than 15° between the crystal orientation of the martensite and the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite is the total martensite is 50% or more for
  • Total area ratio of martensite and bainite 80-100%
  • a steel structure having mainly martensite and bainite (martensite and bainite being the main phases) is used in order to provide high TS, excellent resistance to edge cracking and hole expansion. If the total area ratio of martensite and bainite is less than 80% with respect to the entire steel sheet structure, at least one of high TS, resistance to edge cracking, and resistance to hole expansion cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 80-100%, preferably 83-100%, more preferably 88-100%.
  • Total area ratio of martensite in bainite 2-20% Martensite is a steel structure effective for increasing TS, and is a steel structure effective for increasing uniform elongation by being dispersed in bainite. To obtain such an effect, the total area ratio of martensite in bainite must be 2% or more. On the other hand, if the total area ratio of martensite exceeds 20%, at least one of uniform elongation, end face crack resistance and hole expansion property cannot be obtained. Therefore, the total area ratio of martensite is set to 2 to 20%.
  • the total area ratio of martensite is preferably 3% or more, more preferably 4% or more.
  • the total area ratio of martensite is preferably 15% or less, more preferably 12% or less.
  • the area ratio of martensite having an orientation difference of less than 15° between the crystal orientation of the martensite and the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite total martensite 50% or more to the site Martensite in which the crystal orientation of the martensite in the bainite has an orientation difference of less than 15° with the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite (Hereinafter, sometimes referred to as "martensite dispersed phase".)
  • the above-mentioned "martensite having a crystal orientation difference of less than 15° between the crystal orientation of the martensite and the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite” is, for example, a plurality of It means that when there is martensite surrounded by bainite with a crystal orientation, the orientation difference between at least one bainite among the bainite with a plurality of crystal orientations and the martensite is less than 15°. .
  • the martensite dispersed phase has an area ratio of 50% or more.
  • the ratio of martensite with a small orientation difference that can suppress void formation is 50% or more, the effect of suppressing connection of voids is increased, and cracking is significantly suppressed.
  • the area ratio of the martensite dispersed phase is set to 50% or more with respect to all martensite. It is preferably 60% or more, more preferably 70% or more.
  • the upper limit of the area ratio is not particularly defined. It is preferably 99% or less, more preferably 98% or less.
  • the martensite dispersed phase can be determined by the method described in Examples below.
  • the crystal orientations of bainite and martensite are determined by electron backscattering diffraction (EBSD), and the boundaries of the misorientation of 15° or more are displayed to identify the above martensite and the bainite adjacent to the martensite (adjacent bainite), the area ratio of martensite having a crystal orientation difference of less than 15° from at least one bainite is determined.
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • the structures other than martensite and bainite mentioned above are ferrite, pearlite, and retained austenite.
  • the total area ratio of structures other than martensite and bainite shall be less than 20%. If the total area ratio is less than 20%, the characteristics of the present invention can be achieved.
  • the area ratio of each structure and the crystal orientation of martensite and bainite can be measured by the methods described in the examples described later.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is produced by heating a slab having the chemical composition described above and then subjecting it to hot rolling.
  • the heated slab is roughly rolled at 1100 ° C. or higher with 3 passes or more and a rolling reduction of 15% or more per pass, and the total rolling reduction at 1000 ° C. or less is 50% or more and 1000 ° C. or less.
  • the manufacturing method will be explained in detail below.
  • the above temperature is the temperature (surface temperature) of the width center of the slab or steel plate, and the above average cooling rate is the average cooling speed of the width center of the steel plate. These temperatures can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • Number of passes at 1100°C or higher 3 or more
  • the austenite grains are regulated and non-uniformity is eliminated, and the bainite Among the martensites, the area ratio of martensites having a crystal orientation difference of less than 15° between the crystal orientation of the martensite and the crystal orientation of at least one bainite among the bainite adjacent to the martensite is stably 50% or more of all martensite. If the number of passes at 1100° C. or higher is less than 3, such an effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the number of passes at 1100° C. or higher is set to 3 or more. The number of passes at 1100° C.
  • the upper limit of the number of passes at 1100° C. or higher is not particularly specified, but if it exceeds 15, it may lead to hindrance to productivity such as an increase in scale loss, so it is preferably 15 or less.
  • Rolling reduction per pass at 1100°C or higher 15% or more In rough rolling of hot rolling, if the rolling reduction per pass at 1100°C or higher is less than 15%, not only does the nonuniformity of the austenite grains disappear, On the contrary, it becomes worse, and martensite having characteristics of this crystal orientation cannot be obtained sufficiently. Therefore, the draft per pass at 1100° C. or higher is set to 15% or higher.
  • the rolling reduction per pass at 1100° C. or higher is preferably 18% or higher, more preferably 20% or higher.
  • the upper limit of the rolling reduction per pass at 1100° C. or higher is not particularly specified, but if it exceeds 60%, the plate shape may be deteriorated or manufacturing troubles may occur, so 60% or less is preferable.
  • Total rolling reduction at 1000° C. or less 50% or more
  • the crystal orientation of the present invention that is, martensite and at least one crystal orientation of the bainite adjacent to the martensite
  • the crystal orientation of the present invention can account for 50% or more of the total martensite phase.
  • the total rolling reduction at 1000° C. or lower in finish rolling of hot rolling is set to 50% or higher. It is preferably 60% or more.
  • the upper limit of the total rolling reduction is not particularly defined. If the total rolling reduction is too large, texture may develop and workability such as hole expandability may be impaired, so it is preferably 90% or less.
  • the total rolling reduction is the difference between the inlet strip thickness before the first pass in the above temperature range and the outlet strip thickness after the final pass in this temperature range, divided by the inlet strip thickness before the first pass.
  • Total number of passes at 1000°C or less 3 times or more In the finish rolling of hot rolling, the reduction at 1000°C or less is distributed multiple times and the reduction rate per pass is reduced, so that the crystal orientation of bainite is improved. Closely oriented martensite (ie, martensite with an orientation difference of less than 15° from at least one crystallographic orientation of adjacent bainite) is more likely to form.
  • the total number of passes is 3 or more, and the steel structure of the present invention (i.e., martensite having an orientation difference of less than 15° with at least one crystal orientation of adjacent bainite) has an area ratio of 50% to all martensite. above) can be obtained. It is preferably 4 times or more.
  • the upper limit of the total number of passes is not specified. From the viewpoint of production efficiency, etc., it is preferable to set the number to 10 times or less.
  • the finish rolling finish temperature is preferably 750 to 1000°C. By controlling the temperature at 750 to 1000° C., stable surface properties can be easily obtained. It is more preferably 780° C. or higher, and more preferably 950° C. or lower.
  • Cooling time after finish rolling 1.0 s or more
  • the cooling time after finish rolling is set to 1.0 s or longer. It is preferably 1.5s or more.
  • the upper limit of the cooling time is not particularly defined. Cooling for 10 s or more may cause formation of structures such as ferrite, which is not desired in the present invention, so the cooling time is preferably 10 s or less.
  • Average cooling rate from the cooling start temperature to 550°C 50°C/s or more
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to 550°C should be 50° C./s or more. It is preferably 80° C./s or more.
  • the average cooling rate is preferably 1000° C./s or less from the viewpoint of the shape stability of the steel sheet.
  • the cooling start temperature is preferably 700°C or higher. More preferably, the temperature is 720° C. or higher. Moreover, since it is technically difficult to make the cooling start temperature higher than the finish rolling end temperature, the cooling start temperature is preferably equal to or lower than the finish rolling end temperature.
  • Winding temperature (Ms point -50) ° C ⁇ 550 ° C If the coiling temperature is less than (Ms point -50)°C, martensite increases and the steel structure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 550°C, ferrite and pearlite are generated, and the steel structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the winding temperature is (Ms point-50)°C to 550°C. It is preferably (Ms point -30)°C or higher, preferably 520°C.
  • the Ms point is the temperature at which martensite transformation starts, and can be determined by actually measuring thermal expansion during cooling by a Formaster test or by measuring electrical resistance.
  • the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher from the viewpoint of segregation removal, precipitate solid solution, etc., and is preferably 1300° C. or lower from the viewpoint of energy efficiency.
  • the finish rolling is performed by 4 or more passes from the viewpoint of reducing coarse grains that cause deterioration of workability.
  • the number of passes in finish rolling refers to the total number of passes in finish rolling, and includes the above-mentioned "total number of passes at 1000°C or lower".
  • the area ratio of martensite and bainite means the ratio of the area of each structure to the observed area.
  • the area ratio of martensite is determined as follows. A sample was cut out from the obtained hot-rolled steel sheet, the thickness cross section parallel to the rolling direction was polished, then corroded with 3% nital, and the 1/4 thickness position was examined by SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. Three fields of view were photographed. The area ratio of each tissue was obtained from the obtained image data of the secondary electron image using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, and the average area ratio of the visual field was defined as the area ratio of each tissue.
  • upper bainite is distinguished as black or dark gray with carbides or martensite with straight interfaces.
  • Lower bainite is distinguished as black, dark gray, gray, or light gray containing oriented carbides.
  • Martensite is distinguished as black, dark gray, gray, or light gray with multiple orientations of carbides, or white or light gray with no carbides.
  • Retained austenite is distinguished as white or light gray with no carbides.
  • the total area ratio of martensite and retained austenite obtained from the SEM image is divided by the area ratio of retained austenite obtained by the method described later, and the area ratio of martensite asked for
  • martensite may be any martensite such as fresh martensite, autotempered martensite, and tempered martensite.
  • the bainite may be any bainite such as upper bainite, lower bainite, and tempered bainite.
  • ferrite has a black structure, a dark gray structure that does not have or has a slight amount of carbide inside, or a dark gray structure that does not have a linear interface with martensite Distinguishable as an organization.
  • Perlite can be distinguished as a black and white lamellar or partially interrupted lamellar structure.
  • the steel plate after annealing was ground to a position of 1/4 + 0.1 mm of the plate thickness, and then the surface was further polished by 0.1 mm by chemical polishing.
  • Measurement of integrated reflection intensity of fcc iron (austenite) (200), (220) and (311) planes and bcc iron (ferrite) (200), (211) and (220) planes Did.
  • the volume ratio was determined from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron to the integrated reflection intensity from each surface of bcc iron, and this was defined as the area ratio of retained austenite.
  • crystal orientation The crystal orientations of bainite and martensite are determined by the back electron scattering diffraction method (EBSD) in the same field of view of the same sample used for the above structure observation, and the boundaries of the misorientation of 15° or more are indicated.
  • EBSD back electron scattering diffraction method
  • a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) was taken from the obtained hot-rolled steel sheet in a direction parallel to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 at a strain rate of 10 -3 /s. was performed to obtain TS and uniform elongation.
  • a TS of 980 MPa or more and a uniform elongation of 5.0% or more were evaluated as acceptable.
  • the end face crack resistance was evaluated by a punching test.
  • a test piece having a width of 150 mm and a length of 150 mm was taken from the obtained hot-rolled steel sheet.
  • the test piece is punched three times using a ⁇ 10 mm punch under conditions where the clearance is 5%, 10%, 15%, 20%, 25%, and 30%, and the plate surface of the punched end surface (plate surface ) was investigated for the presence or absence of cracks parallel to ), and the end face crack resistance was evaluated.
  • the clearance range in which cracks did not occur was 10% or more
  • the end face crack resistance was evaluated as acceptable. For example, if the punch test performed in the manner described above yields 10%, 15%, 20%, and 25% crack-free clearance, the crack-free clearance range is the maximum crack-free clearance range. The minimum clearance of 10% is subtracted from the clearance of 25%, resulting in 15%.
  • ⁇ Hole expansion test> The hole expansibility was evaluated by a hole expansive test. Using three test pieces punched out under the condition that the clearance is 10% in the punching test, a hole expansion test was performed three times using a 60 ° conical punch according to JFST 1001 (Japan Iron and Steel Federation Standard, 2008). The average hole expansion ratio (%) was obtained by using the hole expansion ratio. A hole expansion ratio of 40% or more was evaluated as acceptable.
  • Table 3 shows various evaluation results.
  • the invention examples are all high-strength hot-rolled steel sheets having excellent uniform elongation, excellent end face crack resistance, and excellent hole expansibility.
  • the comparative examples outside the scope of the present invention did not achieve desired strength, uniform elongation, edge crack resistance, and hole expansibility.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength hot-rolled steel sheet having a TS of 980 MPa or more, excellent ductility, excellent end face crack resistance, and excellent hole expandability.
  • the use of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention for automobile parts can greatly contribute to the improvement of collision safety and fuel efficiency of automobiles.

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Abstract

本発明の高強度熱延鋼板は、特定の成分組成を有し、鋼組織は、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトにおける結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％以上である。

Description

高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
本発明は、自動車用部品の素材として好適な、高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板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。９８０ＭＰａ超級の熱延鋼板は、複雑な形状の部品への適用のため、特に高い延性が求められる。また、材料のせん断の際の端面割れや穴広げ加工時の割れが発生しやすくなるため、優れた耐端面割れ性や伸びフランジが求められる。
　これらの要求に対し、例えば特許文献１～特許文献３のような、様々な熱延鋼板が開発されてきた。
　特許文献１には、特定の組成と、板厚方向の全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有し、かつ表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、圧延方向に平行な板厚断面で５μｍ以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μｍ以下であり、さらに板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織を有することにより、打抜き加工性を改善した引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の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、特定の化学成分を有し、固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下であり、鋼板中の粒界に析出しているセメンタイト粒径が１μｍ以下である熱延鋼板について記載されている。特許文献２には、固溶Ｃおよび粒界のセメンタイトを制御することにより、破断面割れの無いＴＳが５４０ＭＰａ以上の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、特定の化学組成とし、隣接する結晶粒の粒界の方位差を１５°以上とした結晶粒であって、結晶粒内の方位差の平均が０～０．５°である結晶粒を面積率で５０％以上含み、さらにマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が面積分率で２％以上１０％以下であり、さらに特定の式で表わされるＴｉｅｆの４０％以上の質量％のＴｉがＴｉ炭化物として存在し、当該Ｔｉ炭化物の円相当粒径が７ｎｍ以上２０ｎｍ以下であるものの質量が、全Ｔｉ炭化物の質量の５０％以上である熱延鋼板について記載されている。特許文献３には、結晶粒内の方位差を制御することにより、延性を改善した熱延鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２－６２５６２号公報 国際公開第２００８／１２３３６６号 特開２０１６－２０４６９０号公報
　しかしながら、特許文献１の技術は、熱延鋼板における打抜き破断端面のＲａを改善（打抜き加工性を改善）しているものの、クラックの発生を抑制する知見の開示は無く、また穴広げ性については具体的に評価されておらず、改善の余地がある。特許文献２の技術は、特定の条件下での部材端面の割れの有無を確認しているのみであり、クリアランスの変動に対して安定的に部材端面の割れを改善しているとはいえず、改善の余地がある。特許文献３の技術は、延性を改善できる一方で、端面割れ性について何ら検討されておらず、改善の余地がある。
　本発明は、上記の課題を解決するものであり、自動車用部品の素材として好適な、優れた延性と優れた耐端面割れ性および優れた穴広げ性を備えた高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、本発明において「高強度」とは、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを指す。本発明において「優れた延性」とは、引張試験の一様伸びが５．０％以上であることを指す。本発明において「優れた耐端面割れ性」とは、後述する打ち抜き試験において、クリアランスが５～３０％まで５％間隔で打ち抜いたサンプルにおける、サンプル端面の板表面と平行な亀裂を生じないクリアランス範囲が１０％以上を確保できることを指す。本発明において「優れた穴広げ性」とは、後述する穴広げ試験において、穴広げ率が４０％以上であることを指す。
なお、本発明では、上記したＴＳと一様伸びを測定する引張試験、上記した打ち抜き試験、および上記した穴広げ試験は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、延性は高めるが耐端面割れ性および穴広げ性を低下させる硬質相に着目し、その分率と結晶方位を制御することによって耐端面割れ性を向上することに想到した。その結果、熱延鋼板の化学成分を特定の範囲に調整したうえで、マルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、かつ、ベイナイト中に一定量のマルテンサイトを分散させ、ベイナイト中のマルテンサイトの結晶方位が該マルテンサイトの周りのベイナイト（該マルテンサイトに隣接するベイナイト）の結晶方位と近い場合に、耐端面割れ性が低下しにくく、かつ高い穴広げ性が得られる。このことを見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明は、以下を要旨とする。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１８％、
Ｓｉ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０％超０．１００％以下、
Ｓ：０％超０．０２０％以下、
Ａｌ：０％超１．５％以下を含み、
さらに、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～１．０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含み、
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、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、
　ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、
ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％以上である高強度熱延鋼板。
［２］　前記成分組成に加えて、質量％で、
Ｃｕ：０．０５～４．０％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
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種以上を含む上記［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］　上記［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加熱し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
１１００℃以上で３パス以上かつ１パスあたり１５％以上の圧下率で粗圧延し、１０００℃以下での合計圧下率が５０％以上、１０００℃以下での合計パス数が３回以上となる条件で仕上げ圧延した後、１．０ｓ以上放冷し、その後、冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、その後、（Ｍｓ点－５０）℃～５５０℃の巻取り温度で巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、自動車用部品の素材として好適な、延性、耐端面割れ性および穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法を提供することができる。本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材に用いれば、加工割れを生じることなく、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高強度熱延鋼板の製造方法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である。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１０．０ｍｍ以下であることが好ましく、自動車用部品の素材として用いる場合には１．０ｍｍ以上６．０ｍｍ以下であることがより好ましい。また、板幅は、５００ｍｍ以上１８００ｍｍ以下であることが好ましく、７００ｍｍ以上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％超０．１００％以下、Ｓ：０％超０．０２０％以下、Ａｌ：０％超１．５％以下を含み、さらに、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～１．０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含み、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、ベイナイトやマルテンサイトを生成および強化させてＴＳを上昇させるの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、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、マルテンサイトの硬化が顕著になって本発明の耐端面割れ性や穴広げ性が得られなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１８％とする。Ｃ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、耐端面割れ性および穴広げ性の向上の観点から、好ましくは０．１６％以下とし、より好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｓｉ：０．１～３．０％
　Ｓｉは、鋼を固溶強化したり、マルテンサイトの焼き戻し軟化を抑制することでＴＳを上昇させるのに有効な元素である。また、セメンタイトを抑制して、ベイナイト中にマルテンサイトを分散させた組織を得るのに有効な元素である。このような効果を得るには、Ｓｉ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、マルテンサイトやベイナイトを生成させてＴＳを上昇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、本発明の鋼組織が得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、ベイナイトが抑制されて本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～３．５％とする。Ｍｎ含有量は、９８０ＭＰａ以上のＴＳをより安定的に得る観点から、好ましくは１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、ベイナイトを安定的に得る観点から、好ましくは３．０％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
　Ｐ：０％超０．１００％以下
　Ｐは、耐端面割れ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０．１００％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０％超とし、Ｐ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。
　Ｓ：０％超０．０２０％以下
　Ｓは、耐端面割れ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０．０２０％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。Ｓ含有量は０％超とし、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率の低下を招くため、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含有量の下限値は０％超とし、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。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。好ましくは０．５０％以下とする。
　Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～１．０％のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶは、ベイナイト中にマルテンサイトが分散した組織を得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、上記元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元素の含有量が、それぞれの下限値以上である必要がある。一方、上記元素のうちから選ばれる１種または２種以上の元素の含有量が、それぞれの上限値を超えるとこのような効果が得られなくなり、本発明の鋼組織が得られない。したがって、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～１．０％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とする。上記元素を含有する場合は、好ましくは、それぞれＣｒ：０．１％以上、Ｔｉ：０．０１０％以上、Ｎｂ：０．０１０％以上、Ｍｏ：０．１０％以上、Ｖ：０．１０％以上とする。上記元素を含有する場合の上限は、好ましくは、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下とする。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物元素としては、例えばＮが挙げられ、この元素の許容上限は好ましくは０．０１０％である。
　上記成分が本発明の高強度熱延鋼板の基本の成分組成である。本発明では、必要に応じて、さらに以下の元素を含有することができる。
　Ｃｕ：０．０５～４．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、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
　Ｃｕ、Ｎｉは、マルテンサイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれの含有量を上記下限値以上とすることが好ましい。Ｃｕ、Ｎｉのそれぞれの含有量が上記上限値を超えると、ベイナイトが抑制されて本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．６％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．６％以下とする。
　Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトを生成させ、高強度化に寄与する有効な元素である。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、焼入れ性が低下し、本発明の鋼組織が得られなくなる場合がある。したがって、Ｂを含有する場合には、含有量を０．０００２～０．００５０％とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００４０％以下とする。
　Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）は、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、それぞれ含有量をＣａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％にすることが好ましい。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が上記上限値を超えると、介在物量が増加して加工性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０．００３０％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０．００３０％以下とする。
　Ｓｂは、脱窒、脱硼等を抑制して、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、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量を０．００１０～０．１０％にすることが好ましい。Ｓｂ含有量が上記上限値を超えると、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０．００５０％以上とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
　Ｓｎは、パーライト生成を抑制して、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、Ｓｎ含有量を０．００１０～０．５０％にすることが好ましい。Ｓｎの含有量が上記上限値を超えると、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０．００５０％以上とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
　なお、Ｃｕ、Ｎｉ、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。
　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、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％以上である。
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：８０～１００％
　本発明では、高ＴＳと優れた耐端面割れ性および穴広げ性を備えるため、主にマルテンサイトおよびベイナイトを有する（マルテンサイトおよびベイナイトを主相とする）鋼組織とする。
鋼板組織全体に対し、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０％未満では、高ＴＳ、耐端面割れ性および穴広げ性の少なくともいずれか一つが得られなくなる。したがって、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、８０～１００％とし、好ましくは８３～１００％とし、より好ましくは８８～１００％とする。
　ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率：２～２０％
　マルテンサイトは、ＴＳを高めるのに有効な鋼組織であり、さらにベイナイト中に分散することで一様伸びを高めるのに有効な鋼組織である。このような効果を得るには、ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率を、２％以上とする必要がある。一方、上記マルテンサイトの全面積率が２０％を超えると、一様伸び、耐端面割れ性および穴広げ性の少なくともいずれか一つが得られなくなる。したがって、上記マルテンサイトの全面積率は、２～２０％とする。上記マルテンサイトの全面積率は、好ましくは３％以上とし、より好ましくは４％以上とする。上記マルテンサイトの全面積率は、好ましくは１５％以下とし、より好ましくは１２％以下とする。
　ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率：全マルテンサイトに対して５０％以上
　ベイナイト中のマルテンサイトにおいて、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトにおける結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイト（以下、「マルテンサイト分散相」と称する場合もある。）の面積率を、全マルテンサイトの面積に対して５０％以上とすることで、耐端面割れ性が高められる。その結果、本発明の穴広げ率が得られる。
ここで、上記の「該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトにおける結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイト」とは、例えば、複数の結晶方位のベイナイトに囲まれたマルテンサイトがあったときに、複数の結晶方位のベイナイトのうち一つ以上のベイナイトと、該マルテンサイトとの方位差が１５゜未満であればよいことを意味する。
　詳細な理由は明らかではないが、ベイナイト中のマルテンサイトが、該マルテンサイトの周りのベイナイト（該マルテンサイトに隣接するベイナイト）と近い結晶方位を有する場合には、せん断時にベイナイトとマルテンサイトの変形が追従してボイド形成が抑制される。このために、耐端面割れ性が向上することなどが考えられる。
　このような理由から、本発明では上記のマルテンサイト分散相の面積率を５０％以上とする。ボイド形成を抑制できる方位差の小さいマルテンサイトを５０％以上とすることでボイドの連結抑制効果が大きくなり、割れが顕著に抑制される。
　したがって、ベイナイト中のマルテンサイトにおいて、上記のマルテンサイト分散相の面積率を、全マルテンサイトに対して５０％以上とする。好ましくは６０％以上とし、より好ましくは７０％以上とする。上記面積率の上限は特に規定しない。９９％以下とすることが好ましく、９８％以下とすることがより好ましい。
　ここで、マルテンサイト分散相は、後述の実施例に記載する方法で求めることができる。まず、後方電子散乱回折法（ＥＢＳＤ）によりベイナイトおよびマルテンサイトの結晶方位を求め、１５゜以上の方位差の境界を表示することで、上記したマルテンサイトと、該マルテンサイトに隣接するベイナイト（隣接ベイナイト）のうち少なくとも１つのベイナイトとの結晶方位差が１５゜未満のマルテンサイトの面積率を求める。
　なお、上記したマルテンサイトおよびベイナイト以外のその他の組織は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトである。マルテンサイトおよびベイナイト以外のその他の組織の合計面積率は２０％未満とする。合計面積率が２０％未満であれば、本発明の特性を達成できる。
　本発明では、上記した各組織の面積率、マルテンサイトおよびベイナイトの結晶方位は、後述する実施例などに記載の方法で測定することができる。
　＜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加熱し、次いで、熱間圧延を施すことにより製造される。上記熱間圧延では、加熱したスラブを、１１００℃以上で３パス以上かつ１パスあたり１５％以上の圧下率で粗圧延し、１０００℃以下での合計圧下率が５０％以上、１０００℃以下での合計パス数が３回以上となる条件で仕上げ圧延した後、１．０ｓ以上放冷し、その後、冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、その後、（Ｍｓ点－５０）℃～５５０℃の巻取り温度で巻き取り、室温まで冷却する。
　以下、製造方法について詳しく説明する。なお、上記した温度は、スラブや鋼板の幅中央部の温度（表面温度）であり、上記した平均冷却速度は、鋼板の幅中央部の平均冷却速度である。これらの温度は、放射温度計等で測定することができる。
　１１００℃以上でのパス回数：３回以上
　熱間圧延の粗圧延において、１１００℃以上でのパス回数を３回以上とすることで、オーステナイト粒が整粒化して不均一が解消し、ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、安定して全マルテンサイトに対して５０％以上となる。１１００℃以上でのパス数が３回未満ではこのような効果が十分得られない。したがって、１１００℃以上でのパス数は３回以上とする。１１００℃以上でのパス数は、好ましくは、４回以上とし、より好ましくは５回以上とする。１１００℃以上でのパス回数の上限は特に規定しないが、１５回を超えると、スケールロスの増加等の製造性の阻害を招く場合があるため、１５回以下とすることが好ましい。
　１１００℃以上での１パスあたりの圧下率：１５％以上
　熱間圧延の粗圧延において、１１００℃以上での１パスあたりの圧下率が１５％未満ではオーステナイト粒の不均一が解消されないばかりか、返って悪化し、本結晶方位の特徴を有するマルテンサイトが十分に得られなくなる。したがって、１１００℃以上での１パスあたりの圧下率は１５％以上とする。１１００℃以上での１パスあたりの圧下率は、好ましくは１８％以上とし、より好ましくは２０％以上とする。１１００℃以上での１パスあたりの圧下率の上限は特に規定しないが６０％を超えると、板形状の悪化や製造トラブルを招く場合があるため６０％以下が好ましい。
　１０００℃以下での合計圧下率：５０％以上
　熱間圧延の仕上げ圧延における、１０００℃以下での合計圧下率を５０％以上とすることによって、上述した、本発明の結晶方位（すなわち、マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトの少なくとも１つの結晶方位との方位差が１５°未満）のマルテンサイト分散相を、全マルテンサイト相に対して５０％以上とすることができる。
　詳細な理由は明らかではないが、上記した条件での圧下によって、オーステナイトにおけるベイナイト変態時及びマルテンサイト変態時の各方位選択が制限されるためと推測される。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延における１０００℃以下での合計圧下率は、５０％以上とする。好ましくは６０％以上とする。上記合計圧下率の上限は特に規定しない。合計圧下率が大きくなりすぎると集合組織が発達して穴広げ性等の加工性を損ねる場合があるため、９０％以下とすることが好ましい。
ここで、合計圧下率とは、上記温度域における最初のパス前の入口板厚と、この温度域における最終パス後の出口板厚との差を、該最初のパス前の入口板厚で除した値の百分率である。
すなわち、（上記温度域における最初のパス前の入口板厚－上記温度域における最終パス後の出口板厚）／（上記温度域における最初のパス前の入口板厚）×１００（％）により求められる。
　１０００℃以下での合計パス数：３回以上
　熱間圧延の仕上げ圧延における、１０００℃以下での圧下を複数回に分散し、１パスあたりの圧下率を低減させることで、ベイナイトの結晶方位に近い方位のマルテンサイト（すなわち、隣接するベイナイトの少なくとも１つの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイト）が生成されやすくなる。合計パス数が３回以上で、本発明の鋼組織（すなわち、隣接するベイナイトの少なくとも１つの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの、全マルテンサイトに対する面積率を、５０％以上とすること）を得ることができる。好ましくは４回以上とする。上記合計パス数の上限は、特に規定しない。生産能率等の観点からは、１０回以下とすることが好ましい。
　仕上げ圧延終了温度（好適条件）
　仕上げ圧延終了温度は、７５０～１０００℃とすることが好ましい。７５０～１０００℃に制御することで、安定した表面性状が得やすくなる。より好ましくは７８０℃以上であり、より好ましくは９５０℃以下である。
　仕上げ圧延後の放冷時間：１．０ｓ以上
　仕上げ圧延後の放冷時間が１．０ｓ（秒）未満では、本発明の結晶方位のマルテンサイト分散相の全マルテンサイト相に対する面積率を５０％以上とすることができない。この理由は明らかではないが、放冷することによって、仕上げ圧延で導入された転位が一部回復し、続くベイナイト変態やマルテンサイト変態時の方位選択に影響しているものと考えられる。したがって、仕上げ圧延後の放冷時間は、１．０ｓ以上とする。好ましくは１．５ｓ以上とする。上記放冷時間の上限は特に規定しない。１０ｓ以上の放冷は、本発明では望まないフェライトなどの組織の生成を招く場合があるため、上記放冷時間は１０ｓ以下とすることが好ましい。
　冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
　冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度は、５０℃／ｓ以上とする。好ましくは８０℃／ｓ以上とする。上記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、鋼板の形状安定性等の観点からは、上記平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、冷却開始温度が７００℃未満となるとフェライトが生成しやすくなるため、冷却開始温度は７００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは７２０℃以上とする。また、冷却開始温度は、仕上げ圧延終了温度よりも高くすることは技術的に困難なため、冷却開始温度は仕上げ圧延終了温度以下とすることが好ましい。
　巻取り温度：（Ｍｓ点－５０）℃～５５０℃
　巻取り温度が（Ｍｓ点－５０）℃未満では、マルテンサイトが増加して、本発明の鋼組織が得られない。一方、５５０℃を超えると、フェライトやパーライトが生成して、本発明の鋼組織が得られない。したがって、巻取り温度は、（Ｍｓ点－５０）℃～５５０℃とする。好ましくは（Ｍｓ点－３０）℃以上であり、好ましくは５２０℃である。
　ここで、Ｍｓ点とはマルテンサイト変態開始温度であり、フォーマスタ試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
　なお、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、スラブ加熱温度は、偏析除去や析出物固溶等の観点からは１１００℃以上が好ましく、エネルギー効率等の観点からは１３００℃以下が好ましい。
また、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。なお、この仕上げ圧延のパス数とは、仕上げ圧延における全パス数を指し、上記の「１０００℃以下での合計パス数」を含めるものとする。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、スラブを製造した。その後、これらのスラブを、１２００℃に加熱し、表２に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。熱間圧延では、仕上げ圧延の全パス数を７パスとした。
なお、表１の空欄は、意図的に元素を添加しないことを表しており、含有しない（０％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。また、Ｎは不可避的不純物である。
　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、引張特性、耐端面割れ特性および穴広げ性の評価を行った。
　＜組織観察＞
　（各組織の面積率）
　マルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことである。
　マルテンサイトの面積率は、次のようにして求める。
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）により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、視野の平均面積率を各組織の面積率とした。
　画像データにおいて、上部ベイナイトは、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色または暗灰色として区別される。下部ベイナイトは、方位のそろった炭化物を含む黒色、暗灰色、灰色、または明灰色として区別される。マルテンサイトは、複数の方位の炭化物を含む黒色、暗灰色、灰色、または明灰色、あるいは炭化物を含まない白色または明灰色として区別される。残留オーステナイトは、炭化物を含まない白色または明灰色として区別される。
　マルテンサイトと残留オーステナイトは区別できない場合があるため、ＳＥＭ像から求めたマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの面積率を除して、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、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、ベイナイトは、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。
　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、本発明では、基本的には含有しないが、フェライトは黒色の組織、暗灰色で内部に炭化物を有さないまたはわずかに有する組織あるいは暗灰色でマルテンサイトと直線的な界面を有さない組織として区別できる。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。
　残留オーステナイトの面積率を求めるため、焼鈍後の鋼板を板厚の１／４＋０．１ｍｍの位置まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度の測定をした。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、これを残留オーステナイトの面積率とした。
　得られた各組織の面積率を用いて、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率、その他の組織の合計面積率を求め、その合計面積率を表３に示す。なお、表３中の「Ｖ（Ｍ）」はマルテンサイトの面積率（％）を意味し、「Ｖ（Ｂ＋Ｍ）」はベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率（％）を意味し、「Ｖ（Ｏ）」はその他の組織の合計面積率（％）を意味する。
　（結晶方位）
　上記組織観察に用いた同サンプルの同視野について、後方電子散乱回折法（ＥＢＳＤ）によりベイナイトおよびマルテンサイトの結晶方位を求め、１５゜以上の方位差の境界を表示する。これにより、ベイナイト中に分散されたマルテンサイトのうち、該マルテンサイトと、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトとの結晶方位差が１５゜未満のマルテンサイトの面積率を求めた。該マルテンサイトの面積率が全マルテンサイトの面積率に占める割合を求めた。なお、ＥＢＳＤの測定は、加速電圧３０ｋＶ、ステップサイズ０．０５μｍで１００μｍ×１００μｍの領域について行った。
得られた上記割合を表３に示す。なお、表３中の「隣接Ｂとの方位差が１５°未満のＭの割合」は上記割合（％）を意味する。
　＜引張試験＞
　引張特性の評価は、引張試験により行った。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　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、ＴＳおよび一様伸びを求めた。
なお、本発明では、ＴＳは９８０ＭＰａ以上を、一様伸びは５．０％以上を、それぞれ合格と評価した。
　＜打ち抜き試験＞
　耐端面割れ特性の評価は、打ち抜き試験により行った。得られた熱延鋼板より、幅が１５０ｍｍ、長さが１５０ｍｍの試験片を採取した。試験片に対して、クリアランスが５％、１０％、１５％、２０％、２５％、３０％となる条件で、Φ１０ｍｍのポンチを用いて打ち抜きを３回行い、打ち抜き端面の板面（板表面）と平行な亀裂の有無を調査し、耐端面割れ性を評価した。亀裂が生じないクリアランス範囲が１０％以上となった場合を、耐端面割れ性が合格と評価した。
例えば、上述の方法で行った打ち抜き試験において、亀裂を生じなかったクリアランスが１０％、１５％、２０％、２５％となった場合、亀裂を生じないクリアランス範囲は、亀裂が生じなかった最大のクリアランスである２５％から最小のクリアランスである１０％の差をとり、１５％となる。
　＜穴広げ試験＞
　穴広げ性は穴広げ試験により評価した。上記打ち抜き試験においてクリアランスが１０％となる条件で打ち抜いた試験片３枚を用いて、ＪＦＳＴ　１００１（日本鉄鋼連盟規格、２００８年）に準じて６０゜円錐ポンチを用いて穴広げ試験を３回行って平均の穴拡げ率（％）を求め、穴広げ率とした。穴広げ率が４０％以上を合格と評価した。
　表３に各種評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、本発明例は、いずれも優れた一様伸び、優れた耐端面割れ性および優れた穴広げ性を有する高強度熱延鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度、一様伸び、耐端面割れ性および穴広げ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９８０ＭＰａ以上で、優れた延性、優れた耐端面割れ性および優れた穴広げ性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。本発明の高強度熱延鋼板を自動車部品用途に使用することで、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 (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．１８％、
    Ｓｉ：０．１～３．０％、
    Ｍｎ：０．５～３．５％、
    Ｐ：０％超０．１００％以下、
    Ｓ：０％超０．０２０％以下、
    Ａｌ：０％超１．５％以下を含み、
    さらに、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～１．０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含み、
    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、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、
    　ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、
    ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％以上である高強度熱延鋼板。
  2. 　前記成分組成に加えて、質量％で、
    Ｃｕ：０．０５～４．０％、
    Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    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種以上を含む請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　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加熱し、
    次いで、熱間圧延を施すに際し、
    １１００℃以上で３パス以上かつ１パスあたり１５％以上の圧下率で粗圧延し、１０００℃以下での合計圧下率が５０％以上、１０００℃以下での合計パス数が３回以上となる条件で仕上げ圧延した後、１．０ｓ以上放冷し、その後、冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となる条件で冷却し、その後、（Ｍｓ点－５０）℃～５５０℃の巻取り温度で巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法。
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