WO2024111527A1 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2024111527A1
WO2024111527A1 PCT/JP2023/041537 JP2023041537W WO2024111527A1 WO 2024111527 A1 WO2024111527 A1 WO 2024111527A1 JP 2023041537 W JP2023041537 W JP 2023041537W WO 2024111527 A1 WO2024111527 A1 WO 2024111527A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
steel sheet
rolled steel
amount
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/041537
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
寛 長谷川
広志 松田
隼佑 飛田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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スチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Publication of WO2024111527A1 publication Critical patent/WO2024111527A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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 hot-rolled steel sheets and their manufacturing methods, and in particular to high-strength hot-rolled steel sheets suitable as materials for automotive parts and their manufacturing methods.
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving stretch flangeability by setting the processing temperature (post-heating temperature) at 400 to 1000°C.
  • Patent Document 2 discloses a technique for a high-strength hot-rolled steel sheet with a TS of 730 MPa or more.
  • the hot-rolled steel sheet disclosed in Patent Document 2 has a structure in which bainite is the main phase and 80% or more of the total Ti is solid-solubilized Ti. This results in heat treatment hardening with an increase in YS (yield strength) and TS of 100 MPa or more after heat treatment in which the sheet is heated to a temperature range of 500°C to the Ac1 transformation point and held for 60 minutes.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving stretch flangeability by narrowing the post-heating heat treatment range to the stretch flange portion when performing press processing including stretch flange forming on a metal sheet.
  • Patent Document 1 does not take into consideration the performance of the part, such as strength and toughness after post-heating, and there is room for improvement.
  • the steel plate disclosed in Patent Document 2 has issues with toughness after heat treatment due to a significant increase in strength and fine precipitation of carbides after heat treatment, and there is room for improvement.
  • Patent Document 3 does not take into consideration the toughness after post-heating or the bendability of the heat-affected zone near the end face, and there is room for improvement.
  • the present invention was made in consideration of the above circumstances, and aims to provide a high-strength hot-rolled steel sheet that has excellent toughness and also has excellent strength, toughness, and bendability after post-heating, and a manufacturing method thereof.
  • the inventors focused on the precipitation behavior of Nb after post-heating of hot-rolled steel sheets, and came up with the idea of improving the strength and toughness after post-heating by controlling the initial coarse Nb-containing precipitates and the amount of dissolved Nb before post-heating.
  • high strength means that the tensile strength (TS) is 780 MPa or more and less than 1320 MPa.
  • excellent toughness means that in a Charpy impact test using a test piece taken from a hot-rolled steel sheet (original sheet or hot-rolled steel sheet after post-heating), the ductile fracture surface ratio at -40°C is 50% or more.
  • the thickness of the test piece is 0.6 to 3.0 mm, and when the thickness of the hot-rolled steel sheet exceeds 3.0 mm, the test piece taken from the hot-rolled steel sheet is ground on both sides to a thickness of 3.0 mm, and then subjected to the Charpy impact test.
  • excellent strength after post-heating means that the decrease in strength of the hot-rolled steel sheet after post-heating is 40 or less in Vickers hardness compared to the strength of the hot-rolled steel sheet (original sheet) before post-heating.
  • excellent bendability means that R/t, obtained by dividing the minimum bending radius (R (mm)) at which a crack having a length of 1 mm or more does not occur by the plate thickness (t (mm)), is 0.5 or less in a TS range of 780 MPa or more and less than 900 MPa, 2.0 or less in a TS range of 900 MPa or more and less than 1150 MPa, and 3.5 or less in a TS range of 1150 MPa or more and less than 1320 MPa.
  • post-heating means a heat treatment in which the hot-rolled steel sheet (original sheet) is heated to 400° C. or higher.
  • the present invention has the following configuration.
  • C 0.04 to 0.18%, Si: 0.1 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.5%, P: more than 0% and not more than 0.050%; S: more than 0% and 0.010% or less; Al: more than 0% and not more than 1.5%; N: more than 0% and not more than 0.010%; O: more than 0% and 0.003% or less; and Nb: 0.020 to 0.100%;
  • the balance is Fe and unavoidable impurities,
  • the steel structure has bainite as the main phase and retained austenite at a volume fraction of less than 3%;
  • the ratio of the amount of dissolved Nb to the Nb content is 0.300 or more and less than 0.800;
  • a high-strength hot-rolled steel sheet, in which the amount of Nb present as precipitates having a grain size of 100 nm or more is 0.010 to 0.030 mass %.
  • the composition further comprises, in mass%, Cr: 0.005 to 2.0%, Cu: 0.005 to 0.5%, Ni: 0.005 to 2.0%, Mo: 0.005 to 1.0%, V: 0.005 to 0.5%, Ti: 0.005 to 0.15%, B: 0.0002 to 0.0050%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, REM: 0.0001 to 0.0050%, Sb: 0.0010 to 0.10%, and Sn: 0.0010 to 0.50%
  • the high strength hot rolled steel sheet according to [1] comprising one or more selected from the following: [3] A method for producing a high strength hot rolled steel sheet according to the above [1] or [2], A slab having the above-mentioned composition is heated to a temperature range of 1150 to 1300°C and held at that temperature range for 0.2 to 3.5 hours; Next, when hot rolling is performed, After rough rolling with a total reduction of 80 to 90% in a temperature range of 1080 ° C.
  • the material is cooled to the finish rolling start temperature at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./s, and then finish rolling is performed.
  • the rolling is performed under conditions where the rolling reduction per pass is 25% or less at T (° C.) or less calculated by the following formula.
  • the material is allowed to cool for 2.0 s or more.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 50°C/s or more in a temperature range up to 550°C, and then coiled at a coiling temperature of the Ms point (°C) or higher and 550°C or lower.
  • T(°C) 800+2500[Nb]+1000[Ti]
  • [Nb] and [Ti] are the contents (mass%) of Nb and Ti, respectively, and are set to 0 when no Nb or Ti is contained.
  • the present invention provides a high-strength hot-rolled steel sheet that has excellent toughness and excellent strength, toughness, and bendability after post-heating, as well as a manufacturing method thereof.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength hot-rolled steel sheet which is suitable as a material for automobile parts and which exhibits excellent strength, toughness and bendability even after post-heating.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention products such as high-strength automobile parts that exhibit excellent strength and toughness can be obtained even after post-heating for improving workability and fatigue properties.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention may be either a black skin as hot-rolled, or a hot-rolled steel sheet called a white skin which is further pickled after hot rolling.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 0.6 mm or more.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 10.0 mm or less. When the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is used as a material for automobile parts, the thickness is more preferably 1.0 mm or more.
  • the thickness is more preferably 6.0 mm or less.
  • the width of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is preferably 500 mm or more, more preferably 700 mm or more.
  • the width of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is preferably 1800 mm or less, more preferably 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 steel structure will be explained in that order.
  • composition of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.04-0.18%, Si: 0.1-3.0%, Mn: 0.5-3.5%, P: 0.050% or less (excluding 0%), S: 0.010% or less (excluding 0%), Al: 1.5% or less (excluding 0%), N: 0.010% or less (excluding 0%), O: 0.003% or less (excluding 0%), Nb: 0.020-0.100%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.04 to 0.18% C is an element that is effective in increasing TS by generating and strengthening bainite, and in suppressing a decrease in strength after post-heating by combining with Nb, N, etc. to generate precipitates. If the C content is less than 0.04%, such effects are not sufficiently obtained, and the TS of the steel plate (original plate) of 780 MPa or more or excellent strength after post-heating is not obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.18%, the decrease in toughness is significant and the excellent toughness of the present invention is not obtained. Therefore, the C content is set to 0.04 to 0.18%.
  • the C content is preferably 0.05% or more.
  • the C content is preferably 0.16% or less, more preferably 0.11% or less.
  • Si 0.1 to 3.0%
  • Silicon is an element effective in strengthening the solid solution of steel and suppressing the decrease in strength and bendability after post-heating. To obtain such effects, the content must be 0.1% or more.
  • the Si content is set to 0.1 to 3.0%.
  • the Si content is preferably set to 0.2% or more.
  • the Si content is preferably set to 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 0.5 to 3.5%
  • Mn is an element effective in generating bainite and increasing TS. If the Mn content is less than 0.5%, this effect is not sufficiently obtained, and polygonal ferrite and the like are generated, making it impossible to obtain the microstructure of the present invention. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, the toughness decreases significantly and the excellent toughness of the present invention cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.5 to 3.5%.
  • the Mn content is preferably set to 1.0% or more. Moreover, the Mn content is preferably set to 2.7% or less.
  • P more than 0% and 0.050% or less P reduces toughness, so it is desirable to reduce the amount as much as possible.
  • a P content of up to 0.050% is acceptable. Therefore, the P content is set to 0.050% or less.
  • the P content is preferably set to 0.030% or less. There is no particular lower limit, and the P content may be more than 0%, but if the P content is less than 0.001%, production efficiency decreases, so the P content is preferably 0.001% or more.
  • S more than 0% and 0.010% or less S reduces toughness, so it is preferable to reduce the amount as much as possible, but in the present invention, an S content of up to 0.010% is acceptable. Therefore, the S content is set to 0.010% or less.
  • the S content is preferably set to 0.0050% or less, and more preferably set to 0.0020% or less. There is no particular lower limit, and the S content may be more than 0%, but if the S content is less than 0.0002%, production efficiency decreases, so the S content is preferably 0.0002% or more.
  • Al more than 0% and not more than 1.5% Al acts as a deoxidizer, and is preferably added in the deoxidization process.
  • the Al content may be more than 0%, but from the viewpoint of use as a deoxidizer, the Al content is preferably 0.01% or more.
  • the Al content is allowed up to 1.5%. Therefore, the Al content is set to 1.5% or less.
  • the Al content is preferably set to 0.50% or less, more preferably 0.25% or less.
  • N more than 0% and 0.010% or less N generates NbN and inhibits the precipitation of NbC, so it is preferable to reduce the amount as much as possible.
  • an N content of up to 0.010% is acceptable. Therefore, the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably set to 0.007% or less.
  • the N content may be more than 0%, but if the N content is less than 0.0005%, the production efficiency decreases, so the N content is preferably 0.0005% or more.
  • O more than 0% and 0.003% or less O reduces toughness, so it is preferable to reduce the amount as much as possible.
  • an O content of up to 0.003% is acceptable. Therefore, the O content is set to 0.003% or less.
  • the O content is preferably set to 0.002% or less. There is no particular limit to the lower limit, and the O content may be more than 0%, but if the O content is less than 0.0002%, production efficiency decreases, so the O content is preferably 0.0002% or more.
  • Nb 0.020 to 0.100%
  • Nb is the most important element in the present invention, and is an element necessary for obtaining excellent strength and toughness after post-heating by generating appropriate precipitates such as NbC after post-heating. If the Nb content is less than 0.020%, such effects are not sufficiently obtained, and excellent strength after post-heating is not obtained. On the other hand, if it exceeds 0.100%, the precipitates after post-heating become excessive, and excellent toughness after post-heating cannot be obtained. Therefore, the Nb content is set to 0.020 to 0.100%. The Nb content is preferably set to 0.030% or more. Moreover, the Nb content is preferably set to 0.080% or less.
  • the above components are the basic components of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention contains the above components, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention can further contain one or more selected from the following: Cr: 0.005-2.0%, Cu: 0.005-0.5%, Ni: 0.005-2.0%, Mo: 0.005-1.0%, V: 0.005-0.5%, Ti: 0.005-0.15%, 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%.
  • Cr 0.005 to 2.0% Cr is an element effective in stabilizing austenite and generating bainite.
  • the Cr content is preferably 0.005% or more.
  • the Cr content exceeds 2.0%, the deterioration of corrosion resistance may become significant, so when Cr is contained, the Cr content is preferably 2.0% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.1% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.8% or less.
  • Cu 0.005 to 0.5%
  • Cu is an element effective in stabilizing austenite and generating bainite.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more.
  • the Cu content exceeds 0.5%, the generation of Cu precipitates becomes significant, which may lead to a decrease in toughness, so when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.5% or less.
  • the Cr content is more preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.3% or less.
  • Ni 0.005 to 2.0%
  • Ni is an element effective in stabilizing austenite and generating bainite.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Ni content exceeds 2.0%, a large amount of residual ⁇ is formed, which may lead to a decrease in toughness, so when Ni is contained, the Ni content is preferably 2.0% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.05% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • Mo 0.005 to 1.0%
  • Mo is an element effective in improving the hardenability of the steel plate and generating bainite.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more.
  • the Mo content exceeds 1.0%, the generation of Mo-based precipitates becomes significant, which may lead to a decrease in toughness, so when Mo is contained, the Mo content is preferably 1.0% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.05% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.50% or less.
  • V 0.005 to 0.5%
  • V is an element effective in improving the hardenability of the steel sheet and generating bainite.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content exceeds 0.5%, the generation of V-based precipitates becomes significant, which may lead to a decrease in toughness, so when V is contained, the V content is preferably 0.5% or less.
  • the V content is more preferably 0.01% or more.
  • the V content is more preferably 0.2% or less, and further preferably 0.1% or less.
  • Ti forms a compound with C and N, and is an element effective in increasing strength by precipitation strengthening.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.15%, which may cause a decrease in toughness, so when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.15% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.01% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.1% or less.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element effective in improving the hardenability of a steel sheet and generating bainite.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.0050%, the B-based compounds increase, and the toughness may decrease. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0050% or less.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is more preferably 0.0040% or less.
  • Ca and REM are each an element effective in improving workability by controlling the shape of inclusions.
  • the respective contents are preferably 0.0001% or more.
  • the respective contents of Ca and REM exceed 0.0050%, the influence of the increase in the amount of inclusions becomes significant, and the toughness may decrease. Therefore, when Ca and REM are contained, the respective contents of Ca and REM are preferably 0.0050% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0030% or less.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0030% or less.
  • REM is a collective term for Sc, Y, and 15 elements from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, and the REM content here is the total content of these elements.
  • Sb 0.0010 to 0.10%
  • Sn 0.0010 to 0.50%
  • Sb and Sn are elements that suppress surface reactions such as oxidation, denitrification, and deboronization, improve the surface properties of the steel sheet, and are effective in improving toughness.
  • the contents of Sb and Sn are preferably 0.0010% or more.
  • the Sb content exceeds 0.10% or the Sn content exceeds 0.50%, the steel sheet may be embrittled and the toughness may be significantly reduced. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.10% or less, and when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.50% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.0050% or more. Moreover, the Sb content is more preferably 0.030% or less. The Sn content is more preferably 0.0050% or more. Moreover, the Sn content is more preferably 0.050% or less.
  • the present invention may further contain, by mass%, one or more of Mg, As, W, Ta, Pb, Zr, Hf, Te, Bi, and Se in a total amount of 0.3% or less. It is preferable to limit the content of each of these elements to 0.03% or less.
  • the steel structure of the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has bainite as the main phase, with the volume fraction of residual ⁇ being less than 3%.
  • Main phase bainite
  • the structure in order to obtain high strength, excellent toughness, and excellent bendability after post-heating, the structure has bainite as the main phase. If ferrite, pearlite, residual ⁇ , martensite, or the like becomes the main phase, it becomes difficult to simultaneously achieve high strength, excellent toughness, and excellent bendability after post-heating. Therefore, the steel structure has bainite as the main phase.
  • the main phase means a phase that occupies 50% or more in terms of area ratio.
  • the area ratio of the main phase is preferably 55% or more, and more preferably 65% or more.
  • the area ratio of the main phase is preferably 98% or less, and more preferably 95% or less.
  • the volume fraction of retained ⁇ is allowed to be less than 3%. Therefore, the volume fraction of retained ⁇ is set to less than 3%.
  • the volume fraction of retained ⁇ is preferably less than 2%, and more preferably less than 1%. There is no particular limit on the lower limit of the volume fraction of retained ⁇ , and the volume fraction of retained ⁇ may be 0%.
  • the phases other than bainite and residual gamma include one or more of ferrite, pearlite, and martensite.
  • the total area ratio of the other phases is preferably 50% or less, and more preferably 40% or less. There is no particular lower limit to the area ratio of the other phases, but the total area ratio of the other phases is preferably 1% or more, more preferably 3% or more, and even more preferably 10% or more.
  • Solute Nb content/total Nb content 0.300 or more and less than 0.800 If the ratio of the solute Nb content to the Nb content (Solute Nb content/total Nb content) is less than 0.300, the amount of solute Nb that becomes precipitates during post-heating to offset the strength reduction is insufficient, and excellent strength after post-heating cannot be obtained. On the other hand, if it is 0.800 or more, the strength increase due to precipitation after post-heating becomes significant, and excellent toughness after post-heating cannot be obtained. Therefore, the solute Nb content/total Nb content is 0.300 or more and less than 0.800. It is preferably 0.350 or more. It is also preferably 0.700 or less. The solute Nb content/total Nb content is determined by the method described in the examples.
  • the growth of the precipitates competes with the precipitation of new NbC during post-heating. This appropriately suppresses the precipitation of fine NbC, and it is possible to suppress excessive strength increase and toughness decrease.
  • the amount of Nb present as precipitates having a grain size of 100 nm or more must be 0.010 mass% or more.
  • the amount of Nb present as precipitates having a grain size of 100 nm or more is set to 0.010 to 0.030 mass%. It is preferably set to 0.013 mass% or more. It is also preferably set to 0.027 mass% or less.
  • the amount of Nb present as precipitates having a grain size of 100 nm or more is determined by the method described in the examples.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is manufactured by heating a slab having the above-mentioned composition to a temperature range of 1150 to 1300°C, holding the slab in the temperature range for 0.2 to 3.5 hours, and then performing hot rolling, which involves performing rough rolling at a total rolling reduction of 80 to 90% in a temperature range of 1080°C or higher, followed by cooling to the finish rolling start temperature at an average cooling rate of 1 to 20°C/s, and performing finish rolling, and in the finish rolling, the finish rolling is performed under conditions where the rolling reduction per pass is 25% or less at or below T (°C) calculated by the following formula, followed by allowing to cool for 2.0 s or more, and then cooling at an average cooling rate of 50°C/s or more in a temperature range up to 550°C, and then coiling at a coiling temperature of Ms point (°C) or higher and 550°C or lower.
  • T(°C) 800+2500[Nb]+1000[Ti]
  • [Nb] and [Ti] are the contents (mass%) of Nb and Ti, respectively, and are set to 0 when no Nb or Ti is contained.
  • the total reduction in the temperature range of 1080° C. or higher is determined from the ratio of the slab thickness before hot rolling to the sheet thickness at 1080° C.
  • the reduction per pass below T (° C.) is determined from the ratio of the sheet thickness before and after each pass of rolling below T (° C.).
  • the above temperatures are the surface temperatures at the center of the width of the steel plate, and the above average cooling rates and cooling speeds are the average cooling rate and cooling speed at the surface at the center of the width of the steel plate, respectively. Furthermore, unless otherwise specified, the average cooling rate is [(cooling start temperature - cooling stop temperature) / cooling time from cooling start temperature to cooling stop temperature].
  • Slab heating temperature 1150-1300°C If the heating temperature of the slab is less than 1150°C, the dissolution of Nb-containing precipitates becomes insufficient, and the value of the amount of dissolved Nb/total Nb of 0.300 to less than 0.800, or the value of the amount of Nb present as precipitates with a grain size of 100 nm or more cannot be obtained. On the other hand, if the heating temperature of the slab exceeds 1300°C, the dissolution of Nb-containing precipitates becomes excessive, and the value of the amount of dissolved Nb/total Nb of 0.300 to less than 0.800, or the value of the amount of Nb present as precipitates with a grain size of 100 nm or more cannot be obtained.
  • the heating temperature of the slab is set to 1150 to 1300°C.
  • the heating temperature is preferably 1170°C or more, more preferably 1185°C or more.
  • the heating temperature is preferably 1280°C or less, more preferably 1265°C or less.
  • Holding time in the temperature range of 1150 to 1300 ° C 0.2 to 3.5 hours If the holding time in the temperature range of 1150 to 1300 ° C is less than 0.2 hours, the dissolution of Nb-containing precipitates is insufficient. As a result, a value of 0.300 or more and less than 0.800 for the amount of dissolved Nb/total Nb, or a value of 0.010 to 0.030 mass % for the amount of Nb present as precipitates with a grain size of 100 nm or more cannot be obtained.
  • the holding time of the slab in the above temperature range is set to 0.2 to 3.5 hours.
  • the holding time is preferably set to 0.4 hours.
  • the holding time is preferably set to 2.5 hours or less.
  • Total reduction rate at temperatures above 1080°C 80-90% After the above holding, hot rolling is performed.
  • hot rolling rough rolling with a total reduction of 80 to 90% is performed in a temperature range of 1080 ° C. or more, and then finish rolling is performed.
  • finish rolling is performed.
  • the generation and growth of coarse Nb-containing precipitates of 100 nm or more can be promoted, and the amount of Nb present as precipitates with a particle size of 100 nm or more can be set to 0.010 to 0.030 mass %.
  • the total rolling reduction in the temperature range of 1080° C. or higher is set to 80 to 90%.
  • the total rolling reduction is preferably set to 81% or higher.
  • the total rolling reduction is preferably set to 88% or lower.
  • Average cooling rate from rough rolling to finish rolling start temperature 1 to 20 ° C./s If the average cooling rate from the temperature after the rough rolling (the rolling end temperature in the last pass of the rough rolling performed in a temperature range of 1080 ° C. or more) to the finish rolling start temperature (the rolling start temperature in the first pass of the finish rolling) is less than 1 ° C./s, the amount of Nb present as precipitates with a particle size of 100 nm or more due to dissolution of the coarse Nb-containing precipitates is less than 0.010 mass%. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 20 ° C./s, the plate shape is deteriorated due to thermal strain, which adversely affects the operation.
  • the plate is cooled at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./s from the time of the rough rolling to the finish rolling start temperature.
  • the average cooling rate is preferably 1 to 15 ° C./s, more preferably 1 to 10 ° C./s, and even more preferably 1 to 5 ° C./s.
  • Reduction rate per pass at T (°C) or less 25% or less
  • the material is cooled to the finish rolling start temperature at the above cooling rate, and then finish rolling is performed.
  • the finish rolling if a reduction of more than 25% per pass is performed at T (°C) or less calculated by the following formula, Nb-containing precipitates are generated, and a value of 0.300 or more and less than 0.800 of the amount of solid-solubilized Nb/total amount of Nb cannot be obtained. Therefore, the reduction rate per pass at T (°C) or less is 25% or less.
  • the reduction rate is preferably 20% or less, more preferably 18% or less.
  • the lower limit of the reduction rate is not particularly limited, but since coarse grains may occur when the reduction rate is 5% or less, it is preferable that the reduction rate is more than 5%.
  • the reduction rate per pass above T (°C) is not particularly limited.
  • [Nb] and [Ti] are the contents (mass%) of Nb and Ti, respectively, and are set to 0 when no Nb or Ti is contained.
  • Cooling for 2.0 s or more By cooling after the above-mentioned finish rolling, it is possible to release some strain and suppress the generation of Nb-containing precipitates during the subsequent cooling. In order to obtain such an effect, it is necessary to set the cooling time after the completion of the finish rolling to 2.0 s or more.
  • the cooling time is preferably 2.2 s or more.
  • There is no particular upper limit to the cooling time but if the cooling time is 5.0 s or less, it becomes easier to control the subsequent hot rolling, so the cooling time is preferably 5.0 s or less. Note that cooling means exposure to the atmosphere (air cooling) without active cooling (accelerated cooling) by pouring water or the like.
  • Cooling at an average cooling rate of 50°C/s or more in the temperature range up to 550°C After the above cooling, cooling at an average cooling rate of 50°C/s or more in the temperature range up to 550°C. If the average cooling rate up to 550°C is less than 50°C, ferrite and Nb-containing precipitates are excessively generated, and the phase structure and precipitates of the present invention cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from the cooling start temperature to 550°C after the above cooling is 50°C/s or more. The average cooling rate is preferably 70°C/s or more.
  • the average cooling rate is 500°C/s or more, deterioration of the steel sheet shape may occur, so the average cooling rate is preferably less than 500°C/s, and more preferably 300°C/s or less.
  • Coiling temperature Ms point (°C) or higher and 550°C or lower If the coiling temperature exceeds 550°C, ferrite and Nb-containing precipitates are excessively generated, and the phase structure and precipitates of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if the coiling temperature is lower than the Ms point, martensite is excessively generated and the structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the coiling temperature is set to be Ms point (°C) or higher and 550°C or lower. It is preferably set to be (Ms point + 20)°C or higher. It is also preferably set to be 530°C or lower.
  • the Ms point (°C) is the martensite transformation start temperature, and is determined by a processing formaster or the like.
  • a sample is heated to 1250°C, held at that temperature for 300s, and then cooled at a cooling rate of 100°C/s, and the temperature at which the size of the sample changes from contraction to expansion can be determined as the Ms point (°C).
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has excellent strength, toughness, and bendability after post-heating.
  • the heating temperature of the post-heating is 400°C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature of the post-heating is not particularly limited, but an example of the heating temperature of the post-heating is 1150°C or lower.
  • the heating time of the post-heating (holding time at the heating temperature) is not particularly limited, but an example of the heating time is more than 0 seconds.
  • the heating time of the post-heating is 3600 seconds or less, for example.
  • Hot-rolled steel sheets Steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab, which was then heated and hot rolled under the conditions shown in Table 2 to produce hot-rolled steel sheets (original sheets).
  • the hot-rolled steel sheets obtained were used to perform the following test methods: structural observation, analysis of dissolved Nb and Nb-containing precipitates, and evaluation of tensile properties, hardness, toughness, and bendability.
  • the hot-rolled steel sheets were then post-heated as shown in Table 2, and the post-heated hot-rolled steel sheets were used to perform the following test methods: hardness, toughness, and bendability.
  • the post-heating temperature was set to 400°C or higher, at which an improvement in stretch flangeability is observed, and the post-heating time was set to 3600 s or less from the viewpoint of productivity. Note that "-" in Table 2 indicates that the treatment was not performed.
  • the Ms point (°C) in Table 2 was determined from tests using a processing formaster.
  • the area ratio of bainite is the ratio of the area of bainite to the observed area.
  • the area ratio of martensite was measured by cutting out a sample from the obtained hot-rolled steel sheet, polishing the plate thickness cross section parallel to the rolling direction, corroding it with 3% nital, and photographing three fields of view at 1/4 plate thickness position with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times.
  • the area ratio of each structure was calculated from the image data of the obtained secondary electron image using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, and the average area ratio of the three fields of view was taken as the area ratio of each structure.
  • the structure may be determined by a general classification, but can be determined, for example, as follows.
  • bainite is distinguished as black or dark gray containing carbides or martensite with a linear interface
  • lower bainite is distinguished as black or dark gray, gray, or light gray containing oriented carbides.
  • Martensite is a black to light gray structure containing regular carbides with multiple orientations. Alternatively, it is observed as white or light gray without carbide.
  • Residual ⁇ is observed as white or light gray without carbide. Since it may be difficult to distinguish between a part of martensite and residual ⁇ , the residual ⁇ was obtained by the method described later, and the area ratio of martensite was obtained by subtracting it from the total area ratio of martensite and residual ⁇ obtained from the SEM image.
  • the martensite may be fresh martensite, autotempered martensite, tempered martensite, etc. depending on the degree of tempering, and any of these martensites may be used.
  • the bainite may be any of upper bainite, lower bainite, tempered bainite, etc., but upper bainite and tempered bainite are more preferable. The more the degree of tempering is strong, the black contrast of the base material becomes an image, so the color of the base material is a guideline, and in the present invention, the amount of carbide, the structure form, etc. are comprehensively judged, and the structure, including the structure described later, is classified into one of the structures with similar characteristics.
  • the carbides are white dots or lines.
  • ferrite is a structure that is black or dark gray and does not have a substructure such as a group of carbides or laths inside, and pearlite can be distinguished as a black and white layered or partially interrupted layered structure.
  • the amount of residual ⁇ is determined as follows. After grinding the hot-rolled steel sheet to 1/4 + 0.1 mm of the sheet thickness, the surface polished by chemical polishing for another 0.1 mm is used as the measurement surface.
  • the integrated reflection intensity of the (200), (220), and (311) surfaces of fcc iron ( ⁇ ) and the (200), (211), and (220) surfaces of bcc iron (ferrite) is measured using Mo K ⁇ 1 rays in an X-ray diffraction device. Then, the volume fraction is calculated 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 is the amount of residual ⁇ .
  • Table 3 shows the structures constituting the main phase and other structures that account for 50% or more of the area ratio of each structure obtained. Note that in Table 3, B means bainite, ⁇ means retained austenite, and O means other phases. Other phases include one or more of ferrite, pearlite, and martensite.
  • Test pieces with a width of 30 mm and a length of 30 mm were taken from the obtained hot-rolled steel sheet, and constant current electrolysis was performed in a non-aqueous solvent-based electrolyte (10% AA-based electrolyte: 10 Vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol).
  • the current density was 20 mA/cm 2 , and the amount of electrolysis was about 0.2 g.
  • the electrolyte after electrolysis was used as an analysis solution, and the concentrations (mass%) of Nb and Fe as a comparative element were measured using ICP mass spectrometry.
  • the concentration ratio of Nb to Fe was calculated, and the amount of dissolved Nb (mass%) was calculated by multiplying the amount of dissolved Nb by the amount of dissolved Nb (mass%) in the test piece.
  • the amount of dissolved Fe (mass%) in the test piece was calculated by subtracting the total amount of components other than Fe (mass%) from 100 mass%.
  • the amount of dissolved Nb (mass%) obtained was used to calculate the ratio to the amount of contained Nb (mass%).
  • the test piece with the deposits on the surface after electrolysis was taken out of the electrolytic solution and immersed in an aqueous solution of sodium hexametaphosphate (500 mg/L) (hereinafter referred to as SHMP aqueous solution).
  • the SHMP aqueous solution containing the deposits was filtered using a filter with a pore size of 100 nm, and then the deposits collected on the 100 nm filter were decomposed with acid, and the decomposition solution was analyzed using an ICP emission spectrometer to measure the absolute value of Nb in the decomposition solution.
  • the obtained absolute value of Nb was divided by the amount of electrolyte to obtain the amount of Nb contained in the deposits with a particle size of 100 nm or more (mass %) when the total composition of the test piece was taken as 100 mass %).
  • the obtained amount of Nb (mass %) was divided by the amount of Nb contained in the test piece (mass %) to obtain the amount of Nb (mass %) present as deposits containing Nb with a particle size of 100 nm or more.
  • the amount of electrolyte was determined by measuring the mass of the test piece after the deposit was peeled off and subtracting it from the mass of the test piece before electrolysis.
  • JIS No. 5 tensile test pieces (JIS Z 2241:2011) were taken from the obtained hot-rolled steel sheets in the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241:2011 at a strain rate of 10 ⁇ 3 /s to determine TS.
  • a TS of 780 MPa or more and less than 1320 MPa was considered to be acceptable.
  • Vickers hardness test Samples were cut out from the obtained hot-rolled steel sheet and the hot-rolled steel sheet after post-heating, and the cross section of the sheet thickness parallel to the rolling direction was polished. Then, a Vickers hardness test was performed at a 1/4 position of the sheet thickness with a load of 5 kg and five measurement points, and the average (arithmetic mean) was taken as the Vickers hardness of the steel sheet. A difference in hardness ( ⁇ HV) of 40 or less before and after post-heating was judged to be excellent in strength after post-heating and was rated as passing.
  • ⁇ HV hardness
  • Charpy impact test Test pieces with a width of 10 mm and a length of 55 mm were taken from the obtained hot-rolled steel sheet and the post-heated hot-rolled steel sheet, respectively, and Charpy impact test pieces with a V-notch with a tip angle of 45° and a length of 2 mm were prepared. Then, in accordance with JIS Z 2242:2018, the Charpy impact test was performed five times at -40 ° C. to evaluate the ductile fracture rate. The average value of the five ductile fracture rates of 50% or more was judged to be excellent in toughness and was passed. The plate thickness was 2.9 mm, and the notch direction was parallel to the rolling direction.
  • the minimum bending radius R (mm) at which a crack of 1 mm or more was not generated was divided by the plate thickness t (mm), and the R/t was judged to be excellent in bendability after post-heating and was passed when the R/t was 0.5 or less in the range of TS: 780 MPa or more and less than 900 MPa, 2.0 or less in the range of TS: 900 MPa or more and less than 1150 MPa, and 3.5 or less in the range of TS: 1150 MPa or more and less than 1320 MPa.
  • All of the inventive examples are high-strength steel plates that have a TS of 780 MPa or more and less than 1,320 MPa, excellent toughness, and further excellent strength, toughness, and bendability after post-heating.
  • the comparative examples that fall outside the scope of the present invention either do not have one or more of the desired strength and toughness, or do not obtain one or more of the desired strength, toughness, and bendability after post-heating.
  • the present invention it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having a TS of 780 MPa or more and less than 1,320 MPa, excellent toughness, and excellent strength, toughness and bendability after post-heating.
  • a hot-rolled steel sheet having a TS of 780 MPa or more and less than 1,320 MPa excellent toughness, and excellent strength, toughness and bendability after post-heating.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is used for automobile parts, it can greatly contribute to improving the collision safety and fuel efficiency of automobiles.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

靭性に優れ、かつ、後加熱後の強度、靭性および曲げ性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０％超０．０５０％以下、Ｓ：０％超０．０１０％以下、Ａｌ：０％超１．５％以下、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００３％以下、Ｎｂ：０．０２０～０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、（固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．３００以上０．８００未満であり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。

Description

高強度熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関し、特に、自動車用部品の素材として好適な、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
　自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から、自動車用部品に用いられる熱延鋼板には、高強度化が求められている。一方で、高強度化した熱延鋼板では、プレス時に加工性不足に起因した割れ発生が顕著となるため、プレス工法や鋼板の加工性の改善が必要とされる。工法に関しては、鋼板（原板）を加熱することで加工性の改善を図る検討がされている。なお、本明細書において、鋼板（原板）を部品に加工等する際に加える加熱処理を、後加熱ともいう。また一方で、鋼板に関しては、後加熱して加工した後（後加熱加工後）の部品の特性を考慮した開発が行われている。
　特許文献１には、加工温度（後加熱の加熱温度）を４００～１０００℃とすることで伸びフランジ性を改善した工法に関する技術が開示されている。特許文献２には、ＴＳが７３０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に関する技術が開示されている。特許文献２に開示された熱延鋼板では、ベイナイトを主相とし、全Ｔｉ量の８０％以上を固溶Ｔｉとした組織とする。これにより、５００℃～Ａｃ１変態点の温度域に加熱し６０ｍｉｎ間保持する熱処理を施した後のＹＳ（降伏強さ）およびＴＳ増加量が１００ＭＰａ以上である熱処理硬化性が得られる。特許文献３には、金属板に伸びフランジ成形を含むプレス加工を施す際に、後加熱の熱処理範囲を伸びフランジ部に絞って適用することで、伸びフランジ性を改善する技術が開示されている。
特開２００２－１１３５２７号公報 特開２０１５－５７５１４号公報 国際公開第２０１９／１３１２８９号
　しかしながら、特許文献１では、後加熱後の強度や靭性等の部品としてのパフォーマンスを考慮しておらず、改善の余地がある。特許文献２に開示された鋼板は、熱処理後の強度上昇と炭化物の微細析出が顕著なため熱処理後の靭性に課題があり、改善の余地がある。特許文献３は、後加熱後の靭性や端面近傍の熱影響部の曲げ性等の加工性については考慮されておらず、改善の余地がある。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れ、かつ、後加熱後の強度、靭性および曲げ性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、熱延鋼板の後加熱後のＮｂの析出挙動に着目し、後加熱前の初期の粗大なＮｂ含有析出物と固溶Ｎｂ量を制御することによる後加熱後の強度と靭性の向上を想到した。その結果、化学成分を調整したうえでベイナイトを主相とし、残留γ量を体積率で３％未満とし、Ｎｂ含有量に対する固溶Ｎｂ量の比である（固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量）を０．３００以上０．８００未満、かつ、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量を０．０１０～０．０３０質量％とすることで、後加熱後も優れた靭性を発現すること、さらにＳｉを添加することで後加熱後にも優れた曲げ性が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　なお、本発明において高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満であることを意味する。
また、本発明において、靭性に優れるとは、熱延鋼板（原板または後加熱後の熱延鋼板）から採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験において、－４０℃での延性破面率が５０％以上であることを意味する。なお、前記試験片の板厚は０．６～３．０ｍｍとし、熱延鋼板の板厚が３．０ｍｍを超える場合は、熱延鋼板から採取した試験片を板厚３．０ｍｍまで表裏面研削加工し、シャルピー衝撃試験に供するものとする。
本発明において、後加熱後の強度に優れるとは、後加熱後の熱延鋼板の強度の低下が、後加熱前の熱延鋼板（原板）の強度に対して、ビッカース硬さで４０以下であることを意味する。
本発明において、曲げ性に優れるとは、長さ１ｍｍ以上の亀裂を生じない最小の曲げ半径（Ｒ（ｍｍ））を板厚（ｔ（ｍｍ））で除したＲ／ｔが、ＴＳ７８０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の範囲では０．５以下、ＴＳ９００ＭＰａ以上１１５０ＭＰａ未満の範囲では２．０以下、ＴＳ１１５０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満の範囲では３．５以下であることを意味する。
なお、本発明において、後加熱とは、熱延鋼板（原板）を４００℃以上に加熱する熱処理を意味する。
　本発明は、以下の構成を有する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１８％、
Ｓｉ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．５～３．５％、
Ｐ：０％超０．０５０％以下、
Ｓ：０％超０．０１０％以下、
Ａｌ：０％超１．５％以下、
Ｎ：０％超０．０１０％以下、
Ｏ：０％超０．００３％以下、および
Ｎｂ：０．０２０～０．１００％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、
Ｎｂ含有量に対する固溶Ｎｂ量の比である（固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．３００以上０．８００未満であり、
粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００５～２．０％、
Ｃｕ：０．００５～０．５％、
Ｎｉ：０．００５～２．０％、
Ｍｏ：０．００５～１．０％、
Ｖ：０．００５～０．５％、
Ｔｉ：０．００５～０．１５％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、および
Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含む、［１］に記載の高強度熱延鋼板。
［３］前記［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１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、
次いで、熱間圧延を施すに際し、
１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延開始温度までを１～２０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、２．０ｓ以上放冷し、
次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ（℃）＝８００＋２５００［Ｎｂ］＋１０００［Ｔｉ］
ただし、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
　本発明によれば、靭性に優れ、かつ、後加熱後の強度、靭性および曲げ性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
　本発明によれば、自動車用部品の素材として好適な、後加熱後にも優れた強度、靭性および曲げ性を発現する高強度熱延鋼板が得られる。
本発明の高強度熱延鋼板を用いれば、加工性改善や疲労特性向上等のために後加熱を施した後でも、優れた強度と靭性を発現する高強度自動車部品等の製品を得ることができる。
　以下に、本発明の高強度熱延鋼板及びその製造方法の実施形態について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度熱延鋼板＞
　本発明の高強度熱延鋼板は、熱間圧延ままの黒皮、または熱間圧延後さらに酸洗する白皮と称される熱延鋼板のどちらであってもよい。また、本発明が目的とする高強度熱延鋼板は、板厚が０．６ｍｍ以上であることが好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、板厚が１０．０ｍｍ以下であることが好ましい。本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が１．０ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板を自動車用部品の素材として用いる場合には、板厚が６．０ｍｍ以下であることがより好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、５００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。本発明の高強度熱延鋼板の板幅は、１８００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度熱延鋼板は、特定の成分組成と、特定の鋼組織とを有する。ここでは、成分組成、鋼組織の順に説明する。
　まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味するものとする。
　本発明の高強度熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１８％、Ｓｉ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．５％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０２０～０．１００％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　Ｃ：０．０４～０．１８％
　Ｃは、ベイナイトを生成および強化させてＴＳを上昇させたり、ＮｂやＮ等と結合して析出物を生成することで後加熱後の強度低下抑制等に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満ではこのような効果が十分得られず、７８０ＭＰａ以上の鋼板（原板）のＴＳあるいは後加熱後の優れた強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると靭性の低下が顕著となり本発明の優れた靭性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１８％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１６％以下とし、より好ましくは０．１１％以下とする。
　Ｓｉ：０．１～３．０％
　Ｓｉは、鋼を固溶強化したり、後加熱後の強度低下および曲げ性低下の抑制に有効な元素である。このような効果を得るには、その含有量を０．１％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１～３．０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上とする。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下とし、より好ましくは１．５％以下とする。
　Ｍｎ：０．５～３．５％
　Ｍｎは、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、本発明のミクロ組織が得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、靭性の低下が顕著になり本発明の優れた靭性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～３．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上とする。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７％以下とする。
　Ｐ：０％超０．０５０％以下
　Ｐは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ含有量が０．０５０％まで許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。下限は特に限定されず、Ｐ含有量は０％超でよいが、Ｐ含有量が０．００１％未満では生産能率が低下するため、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０％超０．０１０％以下
　Ｓは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが好ましいが、本発明ではＳ含有量が０．０１０％まで許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とし、より好ましくは０．００２０％以下とする。下限は特に限定されず、Ｓ含有量は０％超でよいが、Ｓ含有量が０．０００２％未満では生産能率が低下するため、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
　Ａｌ：０％超１．５％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ含有量は０％超でよいが、脱酸剤として用いる観点からは、Ａｌ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、多量にＡｌを含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成して本発明の鋼組織が得られなくなる。本発明ではＡｌ含有量が１．５％まで許容される。したがって、Ａｌ含有量は１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｎ：０％超０．０１０％以下
　Ｎは、ＮｂＮを生成させ、ＮｂＣの析出を阻害するため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＮ含有量が０．０１０％まで許容できる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７％以下とする。下限は特に限定されないず、Ｎ含有量は０％超でよいが、Ｎ含有量が０．０００５％未満では生産能率が低下するため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　Ｏ：０％超０．００３％以下
　Ｏは、靭性を低下させるため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＯ含有量が０．００３％まで許容できる。したがって、Ｏ含有量は０．００３％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。下限は特に限定されないず、Ｏ含有量は０％超でよいが、Ｏ含有量が０．０００２％未満では生産能率が低下するため、Ｏ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
　Ｎｂ：０．０２０～０．１００％
　Ｎｂは、本発明において最も重要な元素であり、後加熱後に適度なＮｂＣ等の析出物を生成させることで、後加熱後の優れた強度と靭性を得るのに必要な元素である。Ｎｂ含有量が０．０２０％未満では、このような効果が十分得られず、後加熱後の優れた強度が得られない。一方、０．１００％を超えると、後加熱後の析出物が過剰となり、後加熱後の優れた靭性が得られなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２０～０．１００％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３０％以上とする。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０８０％以下とする。
　上記成分が本発明の高強度熱延鋼板の基本の成分である。本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成とすることができる。
　本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分に加えて、さらに、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～０．５％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｍｏ：０．００５～１．０％、Ｖ：０．００５～０．５％、Ｔｉ：０．００５～０．１５％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
　Ｃｒ：０．００５～２．０％
　Ｃｒは、オーステナイトを安定化し、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、耐食性の低下が顕著となる場合があるため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１％以上とする。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。
　Ｃｕ：０．００５～０．５％
　Ｃｕは、オーステナイトを安定化し、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると、Ｃｕ析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３％以下とする。
　Ｎｉ：０．００５～２．０％
　Ｎｉは、オーステナイトを安定化し、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、残留γを多量に形成して靭性低下を招く場合があるため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を２．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８％以下とし、さらに好ましくは０．５％以下とする。
　Ｍｏ：０．００５～１．０％
　Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が１．０％を超えると、Ｍｏ系析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上とする。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下とする。
　Ｖ：０．００５～０．５％
　Ｖは、鋼板の焼き入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖの含有量が０．５％を超えると、Ｖ系析出物の生成が顕著となり、靭性低下を招く場合があるため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とする。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．２％以下とし、さらに好ましくは０．１％以下とする。
　Ｔｉ：０．００５～０．１５％
　Ｔｉは、ＣやＮと化合物を形成し、析出強化により高強度化に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１５％を超えると、靭性低下を招く場合があるため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量を０．１５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１％以上とする。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１％以下とする。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは、鋼板の焼入れ性を高め、ベイナイトを生成させるのに有効な元素である。このような効果を得るため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、Ｂ系化合物が増加して、靭性が低下する場合がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％
　Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）はそれぞれ、介在物の形態制御により加工性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、それぞれの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの含有量がそれぞれ０．００５０％を超えると、介在物量の増加の影響が顕著となり、靭性が低下する場合がある。よって、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。また、ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下とする。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙと、原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素の総称であり、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
　Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
　Ｓｂ、Ｓｎはそれぞれ、酸化、脱窒、脱硼等の表面反応を抑制して、鋼板の表面性状を向上させ、靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るため、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、Ｓｂ、Ｓｎの含有量をそれぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂの含有量が０．１０％を超えると、またはＳｎの含有量が０．５０％を超えると、逆に鋼板の脆化を招き、靭性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂの含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。また、Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上とする。また、Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下とする。
　なお、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎの含有量が、上記の下限値未満であっても、本発明の効果を害さない。したがって、これらの成分の含有量が上記下限値未満の場合は、これらの元素を不可避的不純物として含むものとして扱う。
　また、本発明では、前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｍｇ、Ａｓ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｅの１種または２種以上を合計で０．３％以下の範囲で含有させても良い。なお、これらの元素の含有量はそれぞれ０．０３％以下に制限することが好ましい。
　続いて、本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留γが体積率で３％未満である。
　主相：ベイナイト
　本発明では、高強度と優れた靭性および後加熱後の優れた曲げ性を得るため、ベイナイトを主相とする組織とする。フェライトやパーライトや残留γやマルテンサイト等が主相となると、高強度と優れた靭性および後加熱後の優れた曲げ性の両立が困難となる。したがって、鋼組織はベイナイトを主相とする。なお、本発明において、主相とは、面積率で５０％以上を占める相を意味する。主相の面積率は、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６５％以上である。また、主相の面積率は、好ましくは９８％以下であり、より好ましくは９５％以下である。
　残留オーステナイト（残留γ）量：３％未満
　残留オーステナイト（残留γ）は、鋼板の靭性を低下させるとともに、後加熱後はパーライトに変態することで強度と靭性を著しく低下させる組織であるため極力低減することが好ましい。本発明では、体積率で、残留γが３％未満まで許容される。よって、残留γは体積率で３％未満とする。残留γは、体積率で、好ましくは２％未満であり、より好ましくは１％未満である。残留γの体積率の下限は特に限定されず、残留γの体積率は０％であってもよい。
　なお、ベイナイト、残留γ以外の相（その他の相）としては、フェライト、パーライト、マルテンサイトのうちの１種または２種以上が挙げられる。その他の相の面積率は、合計で５０％以下が好ましく、４０％以下がより好ましい。その他の相の面積率の下限は、特に限定されないが、その他の相の面積率は、合計で、好ましくは１％以上であり、より好ましくは３％以上であり、さらに好ましくは１０％以上である。
　固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量：０．３００以上０．８００未満
　Ｎｂ含有量に対する固溶Ｎｂ量の比である（固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．３００未満では後加熱時に析出物となって強度低下を相殺するための固溶Ｎｂ量が不十分となり、後加熱後の優れた強度が得られなくなる。一方、０．８００以上では後加熱後の析出による強度上昇が顕著となり、後加熱後の優れた靭性が得られなくなる。したがって、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量は０．３００以上０．８００未満とする。好ましくは０．３５０以上とする。また、好ましくは０．７００以下とする。なお、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量は、実施例に記載の方法により求められる。
　粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量：０．０１０～０．０３０質量％
　粒径１００ｎｍ以上のＮｂ含有析出物を一定以上含有させることで、後加熱の際に該析出物の成長と新たなＮｂＣの析出が競合する。これにより、微細なＮｂＣの析出が適度に抑制され、過度な強度上昇と靭性の低下を抑制することができる。このような効果を得るには粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量を０．０１０質量％以上とする必要がある。一方、該Ｎｂ量が０．０３０質量％を超えると粗大析出物による靭性の低下が顕著になるため、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量を０．０３０質量％以下とする必要がある。したがって、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量を０．０１０～０．０３０質量％とする。好ましくは０．０１３質量％以上とする。また、好ましくは０．０２７質量％以下とする。なお、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量は、実施例に記載の方法により求められる。
　＜高強度熱延鋼板の製造方法＞
　本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、次いで、熱間圧延を施すに際し、１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延開始温度までを１～２０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で仕上げ圧延した後、２．０ｓ以上放冷し、次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取ることにより製造する。
Ｔ（℃）＝８００＋２５００[Ｎｂ]＋１０００[Ｔｉ]
ただし、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
また、１０８０℃以上の温度域での合計圧下率は、熱間圧延を施す前のスラブの厚さを基準とし、これと１０８０℃時点の板厚との比から求める。また、Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率は、Ｔ（℃）以下での各パスの圧延前後の板厚の比から求める。
　以下、詳しく説明する。なお、上記した温度は鋼板の幅中央部の表面の温度であり、上記した平均冷却速度、冷却速度は、それぞれ鋼板の幅中央部の表面の平均冷却速度、冷却速度である。また、平均冷却速度は、特に断らない限り、［（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間］とする。
　スラブの加熱温度：１１５０～１３００℃
　スラブの加熱温度が１１５０℃未満では、Ｎｂ含有析出物の溶解が不十分となり、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量の０．３００以上０．８００未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。一方、スラブの加熱温度が１３００℃を超えるとＮｂ含有析出物の溶解が過剰となり、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量の０．３００以上０．８００未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。したがって、スラブの加熱温度は１１５０～１３００℃とする。前記加熱温度は、好ましくは１１７０℃以上とし、より好ましくは１１８５℃以上とする。また、前記加熱温度は、好ましくは１２８０℃以下とし、より好ましくは１２６５℃以下とする。
　１１５０～１３００℃の温度域での保持時間：０．２～３．５時間
　１１５０～１３００℃の温度域での保持時間が０．２時間未満では、Ｎｂ含有析出物の溶解が不十分となる。その結果、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量の０．３００以上０．８００未満の値や、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量の０．０１０～０．０３０質量％の値が得られなくなる。一方、前記温度域での保持時間が３．５時間を超えると、表層近傍での脱炭が顕著になり、表層近傍からフェライトや残留γが生じやすくなり、本発明の組織が得られなくなる。したがって、スラブの前記温度域での保持時間は０．２～３．５時間とする。前記保持時間は、好ましくは０．４時間とする。また、前記保持時間は好ましくは２．５時間以下とする。
　１０８０℃以上の温度域での合計圧下率：８０～９０％
　上記保持後、熱間圧延を施す。熱間圧延を施す際、１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す。１０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の圧下を施すことで１００ｎｍ以上の粗大Ｎｂ含有析出物の生成と成長を促進し、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量を０．０１０～０．０３０質量％とすることができる。該合計圧下率が８０％未満では粒径１００ｎｍ以上の析出物の生成が不十分となり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０１０質量％未満となる。一方、該合計圧下率が９０％を超えると、粒径１００ｎｍ以上の析出物の生成が過剰となり、粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０３０質量％超となる。したがって、１０８０℃以上の温度域での合計圧下率は８０～９０％とする。前記合計圧下率は、好ましくは８１％以上とする。また、前記合計圧下率は、好ましくは８８％以下とする。
　粗圧延後から仕上げ圧延開始温度までの平均冷却速度：１～２０℃／ｓ
　上記粗圧延を施した後の温度（１０８０℃以上の温度域で施した粗圧延の最後のパスでの圧延終了温度）から仕上げ圧延開始温度（仕上げ圧延の最初のパスでの圧延開始温度）までの平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、粗大Ｎｂ含有析出物が溶解して粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０１０質量％未満となる。一方、前記平均冷却速度が２０℃／ｓ超では、熱ひずみにより板形状の悪化等が生じて操業に悪影響を与える。したがって、上記粗圧延を施した後から仕上げ圧延開始温度までを１～２０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度は、好ましくは１～１５℃／ｓであり、より好ましくは１～１０℃／ｓであり、さらに好ましくは１～５℃／ｓとする。
　Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率：２５％以下
　上記粗圧延を施した後、仕上げ圧延開始温度までを上記冷却速度で冷却し、仕上げ圧延を施す。仕上げ圧延において、下記式で求められるＴ（℃）以下で１パスあたり２５％超えの圧下を施すと、Ｎｂ含有析出物が生成し、固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量の０．３００以上０．８００未満の値が得られなくなる。したがって、Ｔ（℃）以下での１パスあたりの圧下率は２５％以下とする。前記圧下率は、好ましくは２０％以下とし、より好ましくは１８％以下とする。前記圧下率の下限は、特に限定されないが、前記圧下率が５％以下では粗大粒が生じる場合があるため、前記圧下率は５％超とすることが好ましい。なお、本発明では、Ｔ（℃）以下での圧延を施さなくても（Ｔ（℃）以下でのパス無しでも）構わない。また、仕上げ圧延において、Ｔ（℃）超での１パスあたりの圧下率は特に限定されない。
なお、Ｔ（℃）は下記式で求められる。
Ｔ（℃）＝８００＋２５００［Ｎｂ］＋１０００［Ｔｉ］
ただし、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
　２．０ｓ以上放冷
　上記仕上げ圧延を施した後、放冷することにより、一部ひずみを開放し、続く冷却中のＮｂ含有析出物の生成を抑制することができる。このような効果を得るには仕上げ圧延終了後の放冷時間を２．０ｓ以上とする必要がある。前記放冷時間は、好ましくは２．２ｓ以上とする。前記放冷時間の上限は特に限定されないが、前記放冷時間が５．０ｓ以下であると、その後の熱延制御をし易くなるため、前記放冷時間は５．０ｓ以下が好ましい。なお、放冷とは、注水等による積極的な冷却（加速冷却）を行わずに大気中に暴露（空冷）することを意味する。
　５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
　上記放冷後、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。５５０℃までの平均冷却速度が５０℃未満ではフェライトやＮｂ含有析出物を過剰に生成し、本発明の相組織や析出物が得られなくなる。したがって、前記放冷後の冷却開始温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度は、好ましくは７０℃／ｓ以上とする。前記平均冷却速度の上限は特に限定されないが、前記平均冷却速度が５００℃／ｓ以上では鋼板形状の劣化を招く場合があるため、前記平均冷却速度は５００℃／ｓ未満が好ましく、３００℃／ｓ以下がより好ましい。
　巻取り温度：Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下
　巻取り温度が５５０℃を超えるとフェライトやＮｂ含有析出物を過剰に生成し、本発明の相組織や析出物が得られなくなる。一方、Ｍｓ点未満となるとマルテンサイトが過剰に生成して本発明の組織が得られない。したがって、巻取り温度はＭｓ点（℃）以上５５０℃以下とする。好ましくは（Ｍｓ点＋２０）℃以上とする。また、好ましくは５３０℃以下とする。なお、Ｍｓ点（℃）は、マルテンサイト変態開始温度であり、加工フォーマスタ等により求める。加工フォーマスタでＭｓ点（℃）を求める場合には、例えば、サンプルを１２５０℃に加熱し、前記温度で３００ｓ保持し、次いで１００℃／ｓの冷却速度で冷却した際に、サンプルの大きさが収縮から膨張に転じた温度をＭｓ点（℃）として求めることができる。
　上記した製造方法の条件以外は特に限定しないが、以下のように適宜条件を調整して製造することが好ましい。例えば、仕上げ圧延は、加工性の低下を招く粗粒低減等の観点から４パス以上とすることが好ましい。
　本発明の高強度熱延鋼板は、後加熱後の強度、靭性、曲げ性に優れる。ここで、後加熱の加熱温度としては、４００℃以上が挙げられる。また、後加熱の加熱温度の上限は、特に限定されないが、一例として、後加熱の加熱温度は１１５０℃以下が挙げられる。後加熱の加熱時間（前記加熱温度での保持時間）は、特に限定されないが、一例として、０ｓ超が挙げられる。また、前記加熱時間は、一例として、３６００ｓ以下が挙げられる。
　表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、スラブとした後、表２に示す条件でスラブの加熱および熱間圧延を行い、熱延鋼板（原板）を製造した。得られた熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、組織観察、固溶ＮｂおよびＮｂ含有析出物分析、引張特性、硬さ、靭性および曲げ性の評価を行った。さらに、前記熱延鋼板に表２に示す後加熱を施し、後加熱後の熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、硬さ、靭性および曲げ性の評価を行った。後加熱温度は伸びフランジ性の向上が認められるようになる４００℃以上とし、後加熱時間は生産性の観点から３６００ｓ以下の条件で行った。なお、表２中の「－」は、その処理を行わなかったことを示す。また、表２中のＭｓ点（℃）は、加工フォーマスタによる試験から求めた。
　組織観察
　ベイナイトの面積率とは、観察面積に占めるベイナイトの面積の割合のことである。マルテンサイトの面積率は、得られた熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影した。得られた２次電子像の画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、３視野の平均面積率を各組織の面積率とした。組織の判定は一般的な分類により行って構わないが、例えば以下のように判定できる。画像データにおいて、ベイナイトは炭化物または直線的な界面を有するマルテンサイトを含む黒または暗灰色、下部ベイナイトは方位のそろった炭化物を含む黒または暗灰色または灰色または明灰色として区別される。マルテンサイトは規則的であるが複数の方位の炭化物を含む黒～明灰色の組織である。あるいは炭化物を含まない白色または明灰色として観察される。残留γは炭化物を含まない白または明灰色として観察される。マルテンサイトの一部と残留γは区別できない場合があるため、残留γは後述する方法にて求め、ＳＥＭ像から求めたマルテンサイトと残留γの合計面積率から除してマルテンサイトの面積率を求めた。なお、本発明において、マルテンサイトはその焼戻しの程度によりフレッシュマルテンサイトやオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイト等があるが、そのいずれのマルテンサイトであっても構わない。また、ベイナイトについても上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しベイナイト等のいずれのベイナイトであっても構わないが、上部ベイナイトや焼戻しベイナイトがより好ましい。焼戻しの程度が強い組織ほど、素地は黒が強いコントラストの像となるため、上記素地の色は目安であり、本発明では炭化物の量や組織形態等を総合して判断し、後述の組織を含め、特徴が近いいずれかの組織に分類した。炭化物は白色の点状または線状である。また、上記以外の組織として、フェライトは黒または暗灰色で内部に炭化物群やラス等の下部組織を有さない組織であり、パーライトは黒色と白色の層状または部分的に途切れた層状組織として区別できる。残留γ量は、次のように求める。熱延鋼板を板厚の１／４＋０．１ｍｍまで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面を測定面とする。前記測定面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα１線を用い、ｆｃｃ鉄（γ）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定する。そして、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、これを残留γ量とした。
　得られた各組織の面積率を用いて５０％以上となる主相を構成する組織とその他の組織を表３に示す。なお、表３中のＢはベイナイト、γは残留オーステナイト、Ｏはその他の相を意味する。その他の相には、フェライト、パーライト、マルテンサイトの１種または２種以上が含まれる。
　固溶ＮｂおよびＮｂ含有析出物分析
　得られた熱延鋼板より幅３０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を採取し、非水溶媒系電解液（１０％ＡＡ系電解液：１０Ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール）中で定電流電解を行った。電流密度は２０ｍＡ／ｃｍ２とし、電解量は約０．２ｇとした。電解後の電解液を分析溶液とし、ＩＣＰ質量分析法を用いてＮｂ、比較元素としてＦｅの液中濃度（質量％）を測定した。得られた濃度を基に、Ｆｅに対するＮｂの濃度比を算出し、さらに、試験片中のＦｅの含有量（質量％）を乗じることで、固溶Ｎｂ量（質量％）とした。なお、試験片中のＦｅの含有量（質量％）は、Ｆｅ以外の成分含有量の合計（質量％）を１００質量％から差し引くことで求めた。得られた固溶Ｎｂ量（質量％）を用いて、含有Ｎｂ量（質量％）に対する比率を算出した。一方、電解した後の、表面に析出物が付着している試験片を、電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液（５００ｍｇ／Ｌ）（以下、ＳＨＭＰ水溶液と称す）中に浸漬した。そして、超音波振動を付与して、析出物を試験片から剥離しＳＨＭＰ水溶液中に抽出した。ついで、析出物を含むＳＨＭＰ水溶液を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過し、次いで１００ｎｍフィルタに捕集された析出物を酸分解し、分解液に対してＩＣＰ発光分光分析装置を用いて分析し、分解液中のＮｂの絶対値を測定した。得られたＮｂの絶対値を電解質量で除し、粒径１００ｎｍ以上の析出物に含まれるＮｂ量（試験片の全組成を１００質量％とした場合の質量％）を得た。次に、得られたＮｂ量（質量％）を、試験片中の含有Ｎｂ量（質量％）で除し、粒径１００ｎｍ以上のＮｂを含む析出物として存在しているＮｂ量（質量％）とした。なお、電解質量は、析出物剥離後の試験片に対して質量を測定し、電解前の試験片質量から差し引くことで求めた。
　引張試験
　得られた熱延鋼板より、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、本発明では、ＴＳは７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満を合格とした。
　ビッカース硬さ試験
　得られた熱延鋼板および後加熱後の熱延鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、板厚１／４位置において、荷重を５ｋｇ、測定点数を５点として、ビッカース硬さ試験を行い、その平均（算術平均）を鋼板のビッカース硬さとした。後加熱前後の硬さの差（ΔＨＶ）が４０以下を後加熱後の強度に優れると判断し、合格とした。
　シャルピー衝撃試験
　得られた熱延鋼板および後加熱した熱延鋼板よりそれぞれ、幅が１０ｍｍ、長さが５５ｍｍの試験片を採取し、先端角４５゜、長さ２ｍｍのＶノッチを入れたシャルピー衝撃試験片を作製した。そして、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠して、シャルピー衝撃試験を－４０℃で５回行い、延性破面率を評価した。５回の延性破面率の平均値が５０％以上を靭性に優れると判断し、合格とした。なお、板厚は２．９ｍｍとし、ノッチ方向は圧延方向に平行とした。
　曲げ試験
　得られた熱延鋼板を後加熱した鋼板より、幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を採取し、ストローク速度５０ｍｍ／ｍｉｎ、押しつけ荷重１０ｔｏｎの条件で９０゜Ｖ曲げ試験を行った。なお、板厚は２．９ｍｍとし、曲げ稜線の方向は圧延方向に平行とした。長さ１ｍｍ以上の亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒ（ｍｍ）を板厚ｔ（ｍｍ）で除したＲ／ｔが、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の範囲では０．５以下、ＴＳ：９００ＭＰａ以上１１５０ＭＰａ未満の範囲では２．０以下、ＴＳ：１１５０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満の範囲では３．５以下を、後加熱後の曲げ性に優れると判断し、合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　発明例は、いずれも７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満のＴＳと、優れた靭性を有し、さらに、後加熱後の強度、靭性および曲げ性に優れる高強度鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度、靭性のいずれか一つ以上を有しないか、後加熱後の所望の強度、靭性、曲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７８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満で、靭性に優れ、かつ、後加熱後の優れた強度、靭性および曲げ性を有する熱延鋼板を得ることができる。本発明の高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。

 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４～０．１８％、
    Ｓｉ：０．１～３．０％、
    Ｍｎ：０．５～３．５％、
    Ｐ：０％超０．０５０％以下、
    Ｓ：０％超０．０１０％以下、
    Ａｌ：０％超１．５％以下、
    Ｎ：０％超０．０１０％以下、
    Ｏ：０％超０．００３％以下、および
    Ｎｂ：０．０２０～０．１００％を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼組織は、ベイナイトを主相とし、残留オーステナイトが体積率で３％未満であり、
    Ｎｂ含有量に対する固溶Ｎｂ量の比である（固溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量）が０．３００以上０．８００未満であり、
    粒径１００ｎｍ以上の析出物として存在しているＮｂ量が０．０１０～０．０３０質量％である、高強度熱延鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５～２．０％、
    Ｃｕ：０．００５～０．５％、
    Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    Ｍｏ：０．００５～１．０％、
    Ｖ：０．００５～０．５％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１５％、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｓｂ：０．００１０～０．１０％、および
    Ｓｎ：０．００１０～０．５０％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含む、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有するスラブを１１５０～１３００℃の温度域に加熱し、該温度域で０．２～３．５時間保持し、
    次いで、熱間圧延を施すに際し、
    １０８０℃以上の温度域で合計圧下率８０～９０％の粗圧延を施した後、仕上げ圧延開始温度までを１～２０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、仕上げ圧延を施し、かつ前記仕上げ圧延では、下記式で求められるＴ（℃）以下での１パスあたりの圧下率が２５％以下となる条件で圧延し、仕上げ圧延終了後、２．０ｓ以上放冷し、
    次いで、５５０℃までの温度域を５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、Ｍｓ点（℃）以上５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
    Ｔ（℃）＝８００＋２５００［Ｎｂ］＋１０００［Ｔｉ］
    ただし、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。

     
PCT/JP2023/041537 2022-11-22 2023-11-17 高強度熱延鋼板及びその製造方法 WO2024111527A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-186158 2022-11-22
JP2022186158 2022-11-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024111527A1 true WO2024111527A1 (ja) 2024-05-30

Family

ID=91195686

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/041537 WO2024111527A1 (ja) 2022-11-22 2023-11-17 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2024111527A1 (ja)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022042731A1 (zh) * 2020-08-31 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
WO2022042728A1 (zh) * 2020-08-31 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022042731A1 (zh) * 2020-08-31 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
WO2022042728A1 (zh) * 2020-08-31 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3415653B1 (en) High-strength galvanized steel sheet and method for producing same
JP5858174B2 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20170107057A (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP2004315900A (ja) 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2011065479A1 (ja) 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JPWO2020070810A1 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
EP2759613A1 (en) High-tensile-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2019159771A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN114630917A (zh) 热轧钢板及其制造方法
WO2021193310A1 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP7276618B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4924052B2 (ja) 高降伏比高張力冷延鋼板ならびにその製造方法
KR20220144405A (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
KR20200130422A (ko) 마르텐사이트계 스테인리스 강판 및 이의 제조 방법 및 스프링 부재
CN115698345A (zh) 经冷轧和热处理的钢板及其制造方法
JP7136335B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP6835294B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
WO2023032423A1 (ja) 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材
WO2021125283A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP2008174805A (ja) 高降伏強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2024111527A1 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2024111526A1 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5532791B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2024111525A1 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法