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WO2019031583A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2019031583A1
WO2019031583A1 PCT/JP2018/029920 JP2018029920W WO2019031583A1 WO 2019031583 A1 WO2019031583 A1 WO 2019031583A1 JP 2018029920 W JP2018029920 W JP 2018029920W WO 2019031583 A1 WO2019031583 A1 WO 2019031583A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
rolling
cooling
length
rolled steel
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2018/029920
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English (en)
French (fr)
Inventor
哲矢 平島
武 豊田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to JP2018560046A priority patent/JP6468410B1/ja
Priority to EP18843301.5A priority patent/EP3666916B1/en
Priority to BR112019026926-6A priority patent/BR112019026926A2/pt
Priority to US16/626,469 priority patent/US11326235B2/en
Priority to MX2019015358A priority patent/MX2019015358A/es
Priority to KR1020197037726A priority patent/KR102378147B1/ko
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet excellent in strength and toughness and excellent in isotropy of toughness, which is suitable as a material of structural parts and frame of a car, and a track frame, and a method of manufacturing the same.
  • a hot rolled steel sheet excellent in strength and toughness and excellent in isotropy of toughness which is suitable as a material of structural parts and frame of a car, and a track frame, and a method of manufacturing the same.
  • Patent Document 1 C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.60% or less, Mn: 0.10 to 2.50%, sol.
  • the temperature range from the temperature of solution to the temperature of TiC to the temperature of 1400 ° C is heated at the temperature rising rate of 150 ° C / h or more, the holding time at the heating temperature is 5 minutes to 30 minutes, and then hot
  • a method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet for rolling has been proposed.
  • the ferrite structure is refined by using a small amount of Ti as a precipitation strengthening element and a small amount of solid solution B as a stabilizing element of austenite which lowers the transformation temperature at the time of cooling, and the tensile strength It is disclosed that a high-strength hot-rolled steel sheet having a high strength of about 1020 MPa and a high toughness of about -70 ° C. in transition temperature to a fracture surface can be obtained.
  • Patent Document 2 C: 0.05 to 0.18%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.04% or less, S: in mass%. 0.006% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.008% or less, Ti: 0.05 to 0.20%, V: more than 0.1 to 0.3%, balance Heating a steel piece consisting of iron and unavoidable impurities to 1200 ° C or higher, rough rolling, making the cumulative rolling reduction at 1000 ° C or less 50% or more, and finishing the finish rolling temperature to 820 ° C or more and 930 ° C or less After hot rolling including rolling, cooling is started within 4.0 seconds, cooled at an average cooling rate of 20 ° C./s or more, and taken up at 300 ° C.
  • bainite laths are 400 nm or less, and the average major axis length of laths is 5.0 ⁇ m or less Having a metallic structure is, the method of producing a high strength hot-rolled steel sheet excellent in toughness has been proposed.
  • Patent Document 3 C: 0.08 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.8 to 1.5%, P: 0.025% or less by mass%. S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ti: 0.001 to 0.05%, Mo: 0.1 to 1.
  • a steel piece containing 0%, Cr: 0.1 to 1.0%, B: 0.0005 to 0.0050% and the balance iron and unavoidable impurities is heated to 1100 to 1250 ° C., and finish rolling Immediately after the finish rolling with the entry side temperature in the range of 900 to 1100 ° C., the finish roll exit temperature in the range of 800 to 900 ° C., and the cumulative rolling reduction in the recrystallized austenite region of 60 to 90% Start cooling, and within 30 seconds from the start of cooling, at a cooling rate above the critical cooling rate that generates martensite (M After cooling to the cooling stop temperature below the point + 50 ° C, and then holding for 10 to 60 seconds in the temperature range (cooling stop temperature ⁇ 100 ° C), take up and use martensite or tempered martensite as the main phase.
  • a method for producing a high strength hot rolled steel sheet excellent in low temperature toughness, having a metal structure in which the aspect ratio of prior austenite grains in the rolling direction cross section is 3 to 18 has
  • Patent Documents 1 and 2 it may be difficult to manufacture a hot-rolled steel sheet in which the metal structure is mainly composed of ferrite and bainite and which has both high strength and high toughness. Further, in the technique described in Patent Document 3, addition of Nb, Ti, Mo and Cr is essential, which is not preferable from the viewpoint of economy, and a direction (L direction) parallel to the rolling direction of the steel plate and the plate The toughness may not be excellent in both directions (C direction) parallel to the width direction, and the anisotropy of the toughness may be large.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art described above, and to provide a relatively low alloy hot rolled steel sheet excellent in strength and toughness and excellent in isotropy of toughness and a method of manufacturing the same.
  • the present inventors define one crystal grain having an orientation difference of 5 ° or more between adjacent crystal grains as one crystal grain, and the direction parallel to the rolling direction (L direction when calculated by the intercept method)
  • the average length of the crystal grains of 0.2 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less, and the average length of crystal grains in the direction (C direction) parallel to the sheet width direction is 0.1 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less
  • the ratio of the average length of crystal grains in L direction (L direction grain length) and the average length of crystal grains in C direction (C direction grain length) is 0.2 ⁇ C direction grain length / L direction grains It is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more and excellent in toughness and isotropy of toughness by having a metal structure of martensite which is a main
  • the cumulative rolling reduction in the recrystallization ⁇ region is 70% or more
  • the interpass time is 0.2 seconds or more and 10.0 seconds or less
  • the A value represented by the following formula (1) is 0.05 ⁇ It is important to immediately start cooling at a cooling rate higher than the critical cooling rate V (° C / s) for martensite formation and finish winding at a winding temperature of 300 ° C or lower after finish rolling satisfying A ⁇ 23.0. It was found that However, n in the said Formula (1) is a roll rotational speed (rpm), r is a rolling-reduction
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical component is, by mass%, C: 0.06% or more and 0.20% or less, Si: 1.0% or less, Mn: more than 1.5% and 3.5% or less, P: 0.040% or less, S: 0.004% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.004% or less, Ti: 0.04% or more and 0.20% or less, Nb: 0% or more and 0.04% or less, Mo: 0% or more and 1.0% or less, Cu: 0% or more and 0.5% or less, Ni: 0% or more and 0.5% or less, And the balance consists of Fe and impurities,
  • the metallographic structure at a plate thickness of 1/4 depth and at the center position of the plate width consists of 90% by volume or more of martensite and 0% by volume or more and 10% by volume or less of a remaining structure,
  • the average length of crystal grains in the direction is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m, and the average length of crystal grains in the L direction, which is the average length of crystal grains in the L direction, and the average length of crystal grains in the C direction
  • the ratio to a certain C direction grain length is 0.2 ⁇ C direction grain length / L direction grain length ⁇ 5.0,
  • the tensile strength is 1180 MPa or more.
  • the hot rolled steel sheet according to the above [1] has the average length of the prior austenite grains in the L direction as L direction old ⁇ in the metallographic structure at the position of 1 ⁇ 4 depth and the center position of the sheet width.
  • the ratio of the L direction old ⁇ grain length to the C direction old ⁇ grain length is 0.03 ⁇ C, where G is the grain length and the average length of the old austenite grains in the C direction is the C direction old ⁇ grain length.
  • the direction old ⁇ grain length / L direction old ⁇ grain length may be 0.40 or less.
  • the mass ratio of the chemical component is Nb: 0.01% or more and 0.04% or less, Mo: 0.01% or more. It may contain one or more selected from 0% or less, Cu: 0.01% or more and 0.5% or less, Ni: 0.01% or more and 0.5% or less.
  • a method of manufacturing a hot rolled steel sheet according to another aspect of the present invention includes the following steps (a) to (d): (A) a heating step of heating the steel material consisting of the chemical component described in the above [1] to 1200 ° C. or more and 1350 ° C. or less; (B) A finishing rolling process in which the heated steel material is continuously passed through a plurality of rolling stands for rolling, and the finish rolling start temperature is 800 ° C.
  • Cooling is started within 10.0 seconds after finish rolling, and an average cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate V (° C./s) of martensite formation defined by the following equation (2) and the following equation (3) A cooling step of cooling; and (d) after cooling, a winding step of winding at a winding temperature of 300 ° C.
  • n in the above equation (1) is the roll rotational speed (rpm)
  • r is the rolling reduction (%)
  • H is the rolling entry side plate thickness (mm)
  • C in the above equation (3) Si Mn, Ni and Mo are mass% of each element, and when Ni and Mo are not contained, 0 mass% is substituted to the terms of Ni and Mo.
  • the ductility-brittle transition temperature has high toughness of -60 ° C. or less in both the direction (L direction) parallel to the rolling direction and the direction (C direction) parallel to the sheet width direction.
  • a hot rolled steel sheet can be obtained. Therefore, if the hot rolled steel sheet according to the above aspect of the present invention is applied to a structural part of a car, a frame, a frame of a truck or the like, the vehicle weight can be reduced while securing the safety of the car and the environmental load reduced. Is possible.
  • C 0.06% or more and 0.20% or less C is an element necessary to improve the hardenability of the steel and to generate martensite which is a low temperature transformation phase to obtain the strength of the hot rolled steel sheet.
  • a C content of 0.06% or more is required.
  • the C content is 0.06% or more and 0.20% or less.
  • the C content is 0.08% or more and 0.18% or less.
  • Si 1.00% or less
  • Si is an element that suppresses the formation of coarse oxides and cementite that degrades the toughness of the steel sheet and contributes to solid solution strengthening, but the Si content exceeds 1.00%. And the surface properties of the steel plate deteriorate significantly, and the chemical conversion treatment property and corrosion resistance decrease. Therefore, the Si content is 1.00% or less. From the viewpoint of suppressing formation of coarse oxides and cementite and contributing to solid solution strengthening, the Si content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.40% or more. In addition, the Si content is preferably 0.80% or less.
  • Mn more than 1.5% and 3.5% or less
  • Mn is an element which forms a solid solution in the steel and contributes to the improvement of the strength of the steel and enhances the hardenability. In order to acquire such an effect, it is necessary to make Mn content more than 1.5%.
  • the Mn content exceeds 3.5%, not only the above effects are saturated, but also a band-like structure due to solidification segregation is formed, and the workability and delayed fracture resistance of the steel sheet are degraded. Therefore, the Mn content is made more than 1.5% and 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 1.8% or more and 2.0% or more, and is preferably 3.0% or less.
  • P 0.040% or less
  • P is an element that forms a solid solution in the steel and contributes to the improvement of the strength of the steel, but segregates to grain boundaries, particularly to the prior austenite grain boundaries, and lowers the low temperature toughness and workability of the steel sheet Is also an element that causes For this reason, it is preferable to reduce P content as much as possible, and it is preferable to set it as 0%, but P content to 0.040% is acceptable. Therefore, the P content is 0.040% or less. However, even if the P content is excessively reduced, an effect corresponding to the increase in the refining cost can not be obtained, so the P content is preferably set to 0.003% or more and 0.005% or more. The P content is preferably 0.030% or less and 0.020% or less.
  • S 0.004% or less
  • S is an element which combines with Ti and Mn in the steel to form a coarse sulfide and reduces the workability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and it is preferable to make it 0%, but an S content of up to 0.004% is acceptable. Therefore, the S content is made 0.004% or less. However, even if the S content is excessively reduced, an effect corresponding to the increase in the refining cost can not be obtained, so the S content is to be 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more. Is preferred.
  • the S content is preferably 0.003% or less and 0.002% or less.
  • Al acts as a deoxidizer at the steel making stage, and is an element effective to improve the cleanliness of the steel. However, if Al is contained excessively, it causes an increase in oxide-based inclusions, which lowers the toughness of the hot-rolled steel sheet and causes the generation of wrinkles. Therefore, the Al content is 0.10% or less. 0.005% or more, 0.01% or more is preferable, and Al content is preferably 0.08% or less.
  • N 0.004% or less
  • N is an element that precipitates in the steel as a nitride by combining with a nitride forming element and contributes to the refinement of crystal grains, so the N content is 0.0005% or more It is preferable to However, N combines with Ti at high temperature and tends to precipitate as a coarse nitride, and the coarse nitride lowers the toughness of the hot rolled steel sheet. For this reason, the N content is made 0.004% or less. 0.001% or more of N content is more preferable, and 0.003% or less is preferable.
  • Ti improves the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet by forming fine carbonitrides in the steel to refine the crystal grains. In order to express such an effect, it is necessary to make Ti content into 0.04% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.20%, the above effect is saturated, and a large number of coarse precipitates precipitate in the steel, whereby the toughness of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.04% or more and 0.20% or less. 0.05% or more and 0.05% or more are preferable, and 0.10% or less of Ti content is preferable.
  • the heat-rolled steel plate according to the present embodiment is, for example, Nb, Mo, Cu and, if necessary, for the purpose of further improving toughness and strengthening.
  • One or more selected from Ni can be contained. When these elements are not contained, the lower limit of these elements is 0%.
  • Nb 0% or more and 0.04% or less
  • Nb is an element that improves the strength of steel by forming a carbonitride. In order to exhibit such an effect, it is preferable to make Nb content into 0.01% or more.
  • the Nb content exceeds 0.04%, deformation resistance increases, so the rolling load of hot rolling during production increases and the load on the rolling mill becomes too large, making the rolling operation itself difficult May be
  • the Nb content exceeds 0.04%, coarse precipitates may be formed in the steel and the toughness of the hot-rolled steel sheet may be reduced. Therefore, the Nb content is preferably 0.01% or more and 0.04% or less.
  • the Nb content is more preferably 0.02% or more and 0.03% or less.
  • Mo 0% or more and 1.0% or less
  • Mo is an element that enhances the hardenability of the steel and contributes to the strengthening of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is preferable to make Mo content into 0.01% or more. However, since Mo has a high alloy cost, containing a large amount of Mo causes an increase in cost, and when the Mo content exceeds 1.0%, the weldability of the steel sheet may be reduced. Therefore, the Mo content is preferably 0.01% or more and 1.0% or less. The Mo content is more preferably 0.02% or more and 0.4% or less.
  • Cu 0% or more and 0.5% or less
  • Cu is an element that forms a solid solution in the steel and contributes to the improvement of the strength of the steel.
  • Cu is also an element that improves the hardenability.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more and 0.5% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more and 0.3% or less.
  • Ni 0% or more and 0.5% or less Ni dissolves in the steel to contribute to the increase in strength of the steel and also improves the hardenability. In order to acquire these effects, it is preferable to make Ni content into 0.01% or more. However, since Ni has a high alloy cost, containing a large amount of Ni causes an increase in cost, and when the Ni content exceeds 0.5%, the weldability of the steel sheet may be reduced. Therefore, the Ni content is preferably 0.01% or more and 0.5% or less. The Ni content is more preferably 0.02% or more and 0.3% or less.
  • the steel plate according to the present embodiment may contain, for example, 0.005% or less of Ca, REM, or the like for the purpose of improving the delayed fracture resistance, for example.
  • the steel sheet according to the present embodiment can also contain a trace element or the like that improves the hot workability.
  • the metal structure of the heat-rolled steel plate according to the present embodiment contains martensite as a main phase, and is more preferably made of a single phase of martensite.
  • the difference in orientation between adjacent crystal grains is defined as 5 ° or more as one crystal grain
  • the average length of crystal grains in the direction (L direction) parallel to the rolling direction calculated by the slice method is 0.2 ⁇ m.
  • the average length of crystal grains in the direction (C direction) parallel to the sheet width direction is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m
  • the average length of crystal grains in the L direction (L direction) It has a metal structure in which the ratio of grain length) to the average length of crystal grains in the C direction (C direction grain length) is 0.2 ⁇ C direction grain length / L direction grain length ⁇ 5.0.
  • the remaining structure when martensite is included as the main phase in the metal structure, the remaining structure is further included. In addition, when the metal structure is a single phase of martensite, the remaining structure is not included. In addition, with “90% by volume or more of martensite", only 90% by volume or more of martensite may be contained, or both of martensite and tempered martensite may be contained by 90% by volume or more in total . In this embodiment, in either of the modes, since it is possible to secure excellent strength and toughness isotropy, it is not necessary to distinguish between martensite and tempered martensite.
  • the tempered martensite is obtained by tempering martensite, and is martensite having a dislocation density lower than that of martensite.
  • the manufacturing method according to the present embodiment described later does not include a heating step for tempering after rapid cooling, tempered martensite may be generated due to quenching or reheating after winding.
  • the “main phase” refers to the case where the phase is 90% or more in volume fraction.
  • the remaining structure other than the main phase contains bainite and / or ferrite.
  • the volume fraction of the remaining tissue is high, the strength of the steel plate is reduced, and it is not possible to obtain a desired strength. Therefore, the remaining tissue is 10% or less in volume fraction.
  • the residual tissue is preferably at most 5%, more preferably at most 1%.
  • single phase means one form of “main phase” and means that the volume fraction of the phase is 100%.
  • the volume fraction of the remaining structure is 0%.
  • the measurement of the metallographic structure is carried out by first using a scanning electron microscope so that a cross section parallel to the rolling direction and the sheet width direction becomes the observation plane from the position at the sheet thickness 1/4 depth of the hot rolled steel sheet and the sheet width center position. Take a test piece for observation.
  • the position at which the thickness is 1 ⁇ 4 the depth is a position at which the length of 1 ⁇ 4 of the thickness advances from the surface of the steel plate in the thickness direction.
  • image processing is performed to measure the type of metallographic structure and the area fraction of the metallographic structure. Since the area fraction and the volume fraction are substantially the same, the area fraction of each metal structure obtained is taken as the volume fraction of each metal structure.
  • the average length of crystal grains in the direction (L direction) parallel to the rolling direction is 0.2 ⁇ m in the metallographic structure at the position of 1/4 thickness and the center position of the plate width.
  • the average length of crystal grains in the direction (C direction) parallel to the sheet width direction is 0.1 ⁇ m to 5.0 ⁇ m, and the average length of crystal grains in the L direction
  • the ratio of L direction grain length) to the average length of crystal grains in C direction (C direction grain length) is 0.2 ⁇ C direction grain length / L direction grain length ⁇ 5.0.
  • the toughness in the L direction and / or the C direction is deteriorated.
  • the average length of crystal grains in the L direction is less than 0.2 ⁇ m, or the average length of crystal grains in the C direction is less than 0.1 ⁇ m, the effect of toughness improvement due to the reduction of crystal grains is saturated.
  • the ratio of L-direction grain length to C-direction grain length exceeds 5.0 or less than 0.2, the anisotropy of toughness becomes large, and the L direction Excellent toughness can not be obtained in both the C and C directions.
  • L-direction grain length is 0.2 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less
  • C-direction grain length is 0.1 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less
  • the average length of the crystal grain by the section method is, for example, drawn 100 to 150 line segments of the total length L in the L direction and the C direction on the photograph of the cross section of the sample.
  • the number n is determined, L / n of each line segment drawn on the photograph is calculated, and their average value is taken as the average length of the crystal grain in each of the L direction and the C direction.
  • EBSP backscattered electron diffraction
  • Test specimens are collected, and the observation surface is polished, and then the tissue is revealed by electrolytic polishing, and three fields of view are taken at a magnification of 8000 times using a backscattered electron diffraction apparatus (EBSP apparatus).
  • EBSP apparatus backscattered electron diffraction apparatus
  • Each measurement field of view is 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m.
  • EBSP measurement data analysis software one having an orientation difference of 5 ° or more between adjacent grains is defined as one crystal grain.
  • 100 to 150 line segments with a total length of 100 ⁇ m are drawn on the image in directions parallel to the L and C directions, and L / n is determined from the number of crystal grains crossing each straight line. And the average length of crystal grains in the C direction.
  • parallel to the rolling direction includes a range of ⁇ 5 ° with respect to the rolling direction.
  • parallel to the sheet width direction includes a range of ⁇ 5 ° with respect to a direction parallel to the sheet width direction.
  • the factor of the crystal grain refinement in each of the L direction and the C direction is not clear, but is presumed as follows.
  • the former austenite grains grow in the L direction (rolling direction), but the dislocation density introduced into the former austenite grains increases and martensitic transformation occurs.
  • the group of parallel arranged lass laths of different orientations are mixed and generated to generate a tendency to reduce the block size. As a result, it is considered that not only the block size in the C direction but also the block size in the L direction expanded by rolling is miniaturized.
  • the aspect ratio of the prior austenite grains (L direction old ⁇ grain length which is the average length of the prior austenite grains in the L direction and the C direction And the aspect ratio is 0.03 ⁇ C direction old ⁇ grain length / L direction old ⁇ grain length ⁇ 0.40. It is preferable to satisfy. If the ratio of L direction old ⁇ grain length to C direction old ⁇ grain length (C direction old ⁇ grain length / L direction old ⁇ grain length) is over 0.40, the accumulation of strain during manufacturing is insufficient However, there are cases where it is not possible to obtain the desired structure in the hot-rolled steel sheet after production.
  • the ratio between the L direction old ⁇ grain length, which is the average length of the L-direction old austenite grains, and the C direction old ⁇ grain length, which is the average length of the old austenite grains in the C direction, is measured by the following method.
  • a cross section (L cross section) perpendicular to the sheet width direction and a cross section (C cross section) perpendicular to the rolling direction from the position at 1/4 depth of the sheet thickness and the sheet width center position of the heat-rolled steel sheet As such, two optical microscope test pieces are collected.
  • the observation surface is corroded with nital solution, and 500 ⁇ m in the thickness direction and in the direction perpendicular to the thickness direction using an optical microscope Shoot a 2000 ⁇ m field of view.
  • the average length of old austenite grains in the L direction (L direction old ⁇ grain length) is measured from the photographed picture of the sample for L cross section observation, and from the photographed picture of the sample for C cross section observation, the old austenite grain in the C direction Measure the average length of (C direction old ⁇ grain length).
  • the L direction old ⁇ grain length and the C direction old ⁇ grain length are measured by measuring and averaging each 100 crystal grains in each photographed photograph.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment has the above-described chemical components and metal structure.
  • the tensile strength is 1180 MPa or more
  • the thickness can be reduced while securing desired strength. Can contribute to improving the fuel efficiency of automobiles.
  • the thickness of the heat-rolled steel plate according to the present embodiment is not particularly limited, but may be 1.0 mm or more and 3.6 mm or less as a structural steel plate for automobiles.
  • the method of manufacturing a hot rolled steel sheet according to the present embodiment includes a heating step (a) of heating the steel material having the above-described chemical component, a finish rolling step (b) of finish rolling the steel material after heating, and finish rolling It has a cooling step (c) of cooling at an average cooling rate of martensite formation critical cooling rate V (° C / s) or more, and a winding step (d) of winding at a winding temperature of 300 ° C. or less after cooling. ing.
  • a rough rolling process may be included between the heating process (a) and the finish rolling process (b).
  • (A) Heating step In the heating step, the steel material comprising the above-described chemical components is heated to 1200 ° C. or more and 1350 ° C. or less. There is no need to specifically limit the method of producing the steel material, and there is no problem that a method of using a molten steel having the above-mentioned chemical components is melted by a converter or the like and made into a steel material such as slab by a casting method such as continuous casting. Applicable The ingot-lumping method may be used.
  • the steel material is heated to a heating temperature of 1200 ° C. or higher and held for a predetermined time, but if the holding time exceeds 4800 seconds, the amount of scale generation increases, so that scale biting and the like are likely to occur in the subsequent finish rolling process.
  • the surface quality of the heat-rolled steel plate may be degraded. Therefore, the holding time of the steel material in the temperature range of 1200 ° C. or more is preferably 4800 seconds or less.
  • the rough rolling may be performed on the steel material between the heating process and the finish rolling process. Rough rolling is only required to obtain a desired sheet bar size, and the conditions are not particularly limited.
  • Finish rolling step Finish rolling is performed on the steel material heated in the heating step or the steel material after rough rolling. Descaling is preferably performed before finish rolling or in the middle of rolling between finish rolling rolling stands.
  • the steel material after heating or rough rolling is continuously passed through a plurality of rolling stands to perform rolling.
  • rolling is performed at a cumulative rolling reduction of 70% or more in a temperature range of 800 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • the final rolling stand outlet side temperature is set to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • the pass time between the rolling stands is set to 0.2 seconds or more and 10.0 seconds or less.
  • n is a roll rotational speed (rpm) at each rolling stand
  • r is a rolling reduction (%) at each rolling stand
  • H is a rolling entry thickness (mm) at each rolling stand .
  • finish rolling start temperature 800 ° C or more
  • finish rolling start temperature is set to 800 ° C. or more.
  • the finish rolling start temperature is the temperature at the entrance of the rolling stand through which the steel sheet first passes, and is the surface temperature of the steel sheet.
  • finishing rolling start temperature is set to 800 ° C. or more and defining the final rolling stand outlet side temperature to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less as described below, the temperature range of 800 ° C. or more in all rolling stands Rolling will take place.
  • the upper limit of the finish rolling start temperature may be 1100 ° C. in order to suppress coarsening of austenite.
  • the unrecrystallized austenite region is a temperature region of about 950 ° C. or less. Therefore, when the temperature on the outlet side of the final rolling stand exceeds 950 ° C., austenite grains grow and the grain length of martensite of the heat-rolled steel sheet obtained after cooling becomes large.
  • the final rolling stand outlet side temperature is set to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less.
  • the temperature said here shall represent the surface temperature of a steel plate.
  • the unrecrystallized austenite region is a temperature region of approximately 950 ° C. or less, so the exit side temperature of the final rolling stand is 950 ° C. or less.
  • the cumulative rolling reduction in finish rolling is less than 70% in the temperature range (800 ° C. or more and 950 ° C. or less) from the finish rolling start temperature to the exit side temperature of the final rolling stand, the dislocation density introduced into unrecrystallized austenite is small. Become.
  • the cumulative rolling reduction at 800 ° C. or more and 950 ° C. or less by a plurality of rolling stands in finish rolling is set to 70% or more.
  • the cumulative rolling reduction at 800 ° C. or more and 950 ° C. or more exceeds 97%, the shape of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the cumulative rolling reduction in the above temperature range is desirably 97% or less.
  • the cumulative rolling reduction at 800 ° C. to 950 ° C. means the total rolling reduction in this temperature range (the inlet plate thickness before the first pass in rolling in this temperature range and the final thickness in rolling in this temperature range) It is a percentage of the difference in exit board thickness after the pass.
  • time between passes between rolling stands 0.2 seconds or more and 10.0 seconds or less
  • rolling is performed by continuously passing the heated steel material through a plurality of rolling stands. If the time between passes of each rolling stand exceeds 10.0 seconds, recovery and recrystallization between passes will progress, strain accumulation will be difficult, and the desired structure can not be obtained. Although it is preferable that the time between passes be short, the shortening of the time between passes is limited to 0.2 seconds or more because there is a restriction in the installation space of the rolling stand and the rolling speed.
  • the A value defined by the above equation (1) is a value calculated based on the rolling conditions, and this can indicate the magnitude relationship of dislocation density.
  • the higher the value of A the higher the dislocation density introduced into austenite.
  • the value of A exceeds 23.0, the heat generation of machining becomes significant, so that the temperature of the billet becomes high, and the path between rolling stands Even if the interval time is 0.2 seconds or more and 10.0 seconds or less, the accumulation of distortion becomes difficult.
  • the A value is less than 0.05, the dislocation density introduced into austenite decreases even if the time between passes between rolling stands is 0.2 seconds or more and 10.0 seconds or less.
  • a more preferable range of the A value is 0.20 or more and 20.0 or less. Further, it is more preferable to set the A value in the final stand to 10.0 or more.
  • Cooling Step In the cooling step, cooling is started within 10.0 seconds after completion of finish rolling, and cooling is performed at an average cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate V (° C./s) for forming martensite.
  • a cooling facility is installed downstream of the finishing rolling facility, and cooling is performed while passing the steel plate after finish rolling to the cooling facility.
  • the cooling equipment is preferably equipment capable of cooling the steel sheet at an average cooling rate equal to or higher than the critical cooling rate V (° C./s) at which martensite is formed.
  • V critical cooling rate
  • a water cooling installation using water as a cooling medium can be illustrated, for example.
  • the average cooling rate in the cooling step is a value obtained by dividing the temperature drop of the steel plate from the start of cooling to the end of cooling by the time required from the start of cooling to the end of cooling.
  • the start of cooling is at the time of introduction of the steel plate to the cooling facility, and the end of cooling is at the time of delivery of the steel plate from the cooling facility.
  • the cooling equipment includes equipment having no air cooling section in the middle and equipment having one or more air cooling sections in the middle. In the present embodiment, any cooling equipment may be used. Even in the case of using a cooling facility having an air-cooling zone, the average cooling rate from the start of cooling to the end of cooling may be equal to or higher than the critical cooling rate V (° C./s) of martensite formation.
  • the cooling stop temperature is 300 ° C. or less, and this condition will be described in the winding process.
  • Cooling is started immediately after finish rolling. More specifically, cooling is started within 10.0 seconds, more preferably within 5.0 seconds, and still more preferably within 1.0 seconds after finish rolling. When the cooling start time is delayed, recrystallization proceeds and cooling is performed with strain released, and a desired structure can not be obtained.
  • the average cooling rate is set to a martensite formation critical cooling rate V (° C./s) or more.
  • the martensitic critical cooling rate V (° C./s) in the present embodiment is the minimum cooling rate at which the martensite fraction of the metal structure after cooling is 90% or more.
  • the martensitic critical cooling rate V (° C./s) in the present embodiment is calculated by the following equations (2) and (3).
  • the elemental symbol in following formula (3) is content (mass%) of the said element.
  • 0 mass% is substituted to the term of Ni and Mo.
  • the cooling at a martensite formation critical cooling rate V (° C./s) or more may be performed until the cooling stop temperature is reached.
  • (D) Winding process The steel plate cooled to the cooling stop temperature in the above-mentioned cooling process is wound up at 300 ° C or less.
  • the winding temperature is approximately equal to the cooling stop temperature since the steel sheet is wound immediately after cooling.
  • the coiling temperature to be the cooling stop temperature is set to 300 ° C. or less.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to temper rolling according to a conventional method, or may be pickled to remove the scale formed on the surface.
  • plating treatment such as hot-dip galvanizing or galvanizing or chemical conversion treatment may be further performed.
  • these steel materials are heated under the conditions shown in Table 2A and Table 2B and rough rolled, and then finish rolling (all 7 passes, rolling stands F1 to F7) under the conditions shown in Table 2A and Table 2B went.
  • the finish rolling start temperature was 800 ° C. or higher for all steel materials.
  • the steel sheet was cooled under the conditions shown in Table 2A and Table 2B, cooled to the winding temperature shown in Table 2A and Table 2B, and taken up, to obtain hot rolled steel sheets of the thickness shown in Table 2A and Table 2B. .
  • the cumulative rolling reductions in Tables 2A and 2B indicate cumulative rolling reductions at 800 ° C. or more and 950 ° C. or less in the rolling stands F1 to F7 of finish rolling.
  • “A” is an A value in each path calculated by the above equation (1)
  • “P / s” is an inter-pass time (seconds).
  • “P / s” described in the column of F1 indicates the time between passes between the rolling stand F1 and the rolling stand F2.
  • Cooling after finish rolling was performed by water cooling, and was performed by passing the steel plate through a water cooling facility that does not have an air cooling section in the middle.
  • the cooling rates in Tables 2A and 2B are average cooling rates obtained by dividing the temperature drop of the steel plate from the introduction of the water cooling facility to the time of the water cooling facility derivation by the required passage time of the steel plate to the water cooling facility.
  • the test piece was extract
  • the results of each test are shown in Tables 2C and 2D.
  • M phase of the metallographic structure column in Table 2C and Table 2D shows the volume fraction of martensite, and remainder structure shows the volume fraction of bainite, or a ferrite, or both.
  • the tissue observation method and various test methods were as follows.
  • a cross section (L cross section) perpendicular to the sheet width direction and a cross section (C cross section) perpendicular to the rolling direction from the position at 1/4 depth of the sheet thickness of the heat rolled steel sheet and the center position of the sheet width Two optical microscope test pieces were collected so that After mirror-polishing both the sample for L cross section observation and the sample for C cross section observation, the observation surface is corroded with nital solution, and 500 ⁇ m in the thickness direction and in the direction perpendicular to the thickness direction using an optical microscope A field of view of 2000 ⁇ m was taken.
  • the average length of old austenite grains in the L direction (L direction old ⁇ grain length) is measured from the photographed picture of the sample for L cross section observation, and from the photographed picture of the sample for C cross section observation, the old austenite grain in the C direction Average length (C direction old ⁇ grain length) was measured.
  • the L direction old ⁇ grain length and the C direction old ⁇ grain length were measured by measuring and averaging each 100 crystal grains in each photographed photograph.
  • four fields of view of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m adjacent to each other were measured, and by connecting them, a field of 500 ⁇ m ⁇ 2000 ⁇ m was observed.
  • Tensile test From a hot rolled steel sheet, a JIS No. 5 test piece is taken so that the tensile direction is parallel to the rolling direction, and a tensile test is conducted according to the provisions of JIS Z 2241: 2011 to obtain the tensile strength (TS) I asked.
  • TS tensile strength
  • Charpy impact test From a hot-rolled steel sheet, the subsize of 2.5 mm in thickness so that the longitudinal direction of the test piece is in the direction parallel to the rolling direction (L direction) and in the direction parallel to the plate width direction (C direction)
  • Test pieces (V-notch) are respectively collected and subjected to Charpy impact test from room temperature to -198 ° C. in accordance with JIS Z 2242: 2005, ductility-brittle transition temperature in each of L direction and C direction (DBTT: The ductile-brittle transition temperature) was determined.
  • the plate thickness of a test piece produced a test piece by setting a plate thickness to 2.5 mm by double-sided grinding of a hot rolled steel plate.
  • ductile-brittle transition temperatures in the L direction and C direction are indicated as “transition temperature (L)” and “transition temperature (C)", respectively.
  • transition temperature (L) transition temperature
  • C transition temperature
  • the heat-rolled steel plate of the example has desired tensile strength (1180 MPa or more) and excellent toughness (ductility-brittle transition temperature -60 ° C. or less in both L direction and C direction) It is a hot-rolled steel sheet that combines
  • the heat-rolled steel plate of the comparative example which is out of the range of the present invention can not secure predetermined tensile strength, or can not secure sufficient toughness.
  • No. 20 Since No. 20 has a long time until the start of cooling after finish rolling, the strain introduced to austenite is released, and a sufficiently refined martensitic structure can not be obtained, resulting in an example in which the toughness is insufficient.
  • No. 23 had a long interpass time between the rolling stand F1 and the rolling stand F2, so that the strain introduced into austenite was released, a sufficiently refined martensitic structure could not be obtained, and the toughness was insufficient It is an example. No. No. No.
  • No. No. 31 has an A value of 23.0 at the 7th pass rolling (F7), and a large processing heat is generated, so the temperature on the final rolling stand outlet side increases, and some strain is released before the cooling starts As a result, the tensile strength is insufficient.
  • No. No. 35 is an example in which the tensile strength is insufficient because the C content in the steel is lower than the predetermined component range.
  • No. No. 36 is an example in which the toughness is insufficient because the Ti content in the steel is higher than the predetermined component range and precipitates such as coarse TiC and TiN are generated.

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Abstract

本発明の一態様に係る熱延鋼板は、所定の化学成分を有し、板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織が、９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方であり、Ｌ方向の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、Ｃ方向の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、且つ、前記Ｌ方向の結晶粒の平均長さであるＬ方向粒長と前記Ｃ方向の結晶粒の平均長さであるＣ方向粒長との比が０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０であり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上である。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の構造部品や骨格、トラックフレームの素材として好適な、強度と靱性に優れ、靱性の等方性にも優れる熱延鋼板、およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１７年８月９日に、日本に出願された特願２０１７－１５４２９４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　地球環境保護の観点から、自動車排出ガス規制が強化されており、自動車の燃費向上が課題とされている。このような状況の下、自動車用鋼板の高強度化及び薄肉化が要求されており、自動車用部品の素材として、特に高強度熱延鋼板が積極的に適用されている。特に、引張強度１１８０ＭＰａ以上を有する高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上させ得る素材として注目されている。
　しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化に伴い、靱性は低下する。そのため、自動車用部品として要求される靱性を付与すべく、様々な検討がなされている。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．１０～２．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４～０．１０％、Ｔｉ：０．０４～０．３０％、Ｂ：０．０００５～０．００１５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、少なくとも１１００℃からＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の加熱温度までの温度領域を１５０℃／ｈ以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での保定時間を５分以上３０分以下とし、その後熱間圧延する、高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献１には、微量のＴｉを析出強化元素として、且つ微量の固溶Ｂを冷却時の変態温度を低下させるオーステナイトの安定化元素として利用することでフェライト組織を微細化し、引張強度１０２０ＭＰａ程度の高強度と、破面遷移温度－７０℃程度の高靱性を有する高強度熱延鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．０５～０．２０％、Ｖ：０．１超～０．３％、を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、粗圧延と、１０００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、仕上圧延終了温度を８２０℃以上、９３０℃以下とする仕上圧延を含む熱間圧延を施した後、４．０秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃以上、４５０℃以下で巻き取ることで、ベイナイトを主体とし、ベイナイトのラスの平均ラス間隔が４００ｎｍ以下、かつ、ラスの平均長軸長さが５．０μｍ以下である金属組織を有する、靱性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、１１００～１２５０℃に加熱し、仕上圧延入側温度を９００～１１００℃の範囲とし、仕上圧延出側温度を８００～９００℃の範囲とし、再結晶オーステナイト域での累積圧下率を６０～９０％とする仕上圧延を施した後、直ちに冷却を開始し、マルテンサイト生成臨界冷却速度以上の冷却速度で、冷却開始から３０秒以内に（Ｍｓ点＋５０℃）以下の冷却停止温度まで冷却し、次いで（冷却停止温度±１００℃）の温度範囲で１０～６０秒保持した後、巻き取ることで、マルテンサイト、または焼戻しマルテンサイトを主相とし、圧延方向断面における旧オーステナイト粒のアスペクト比が３～１８である金属組織を有する、低温靱性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。
日本国特開平５－３４５９１７号公報 日本国特開２０１４－２０５８８９号公報 日本国特開２０１１－５２３２１号公報
　しかしながら、特許文献１及び２に記載された技術では、金属組織がフェライトやベイナイト主体であり、高強度と高靱性とを兼備した熱延鋼板を製造することが困難な場合がある。
　また、特許文献３に記載された技術では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＣｒの添加が必須であり、経済性の観点から好ましくなく、また、鋼板の圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）及び板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）の両方において靱性が優れず、靱性の異方性が大きい場合がある。
　本発明は、上記した従来技術の課題を解決し、強度および靱性に優れ、靱性の等方性にも優れる比較的低合金の熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、高強度熱延鋼板の靱性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、本発明者らは、特許文献３のような従来の画像解析による粒径測定では、金属組織がマルテンサイトを含む複雑な組織の場合、粒径のアスペクト比と靱性の異方性との相関を取ることができないことを知見した。そこで、本発明者らは、試料断面について一次元の結晶粒長さを測定する切片法に着目し、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の結晶粒の平均長さと、板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）の結晶粒の平均長さとを算出し、それらの比と靱性の異方性とを調査したところ、それらが強い相関を示すことを知見した。具体的には、本発明者らは、隣接する結晶粒の方位差が５°以上のものを１つの結晶粒と定義し、切片法で算出した場合の、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、且つ、Ｌ方向の結晶粒の平均長さ（Ｌ方向粒長）とＣ方向の結晶粒の平均長さ（Ｃ方向粒長）との比が、０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０となる、マルテンサイトが主相の金属組織を有することにより、引張強度１１８０ＭＰａ以上の強度を有し、且つ靱性および靱性の等方性に優れた熱延鋼板が得られることを知見した。
　また、本発明者らは、上記した金属組織を有する熱延鋼板を製造するためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＴｉをそれぞれ適正範囲で調整したうえで、未再結晶γ域での累積圧下率が７０％以上、パス間時間が０．２秒以上１０．０秒以下かつ、各パスにおいて、下記式（１）で表されるＡ値が０．０５≦Ａ≦２３．０を満足する仕上圧延を施した後、マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の冷却速度で直ちに冷却を開始し、巻取り温度３００℃以下で巻き取ることが重要であることを知見した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ただし、上記式（１）におけるｎはロール回転速度（ｒｐｍ）であり、ｒは圧下率（％）であり、Ｈは圧延入側板厚（ｍｍ）である。
　本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
［１］　本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．５％超３．５％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下、
Ｎｂ：０％以上０．０４％以下、
Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０％以上０．５％以下、
Ｎｉ：０％以上０．５％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織が、９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方であり、圧延方向に対して平行な方向であるＬ方向の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、板幅方向に対して平行な方向であるＣ方向の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、且つ、前記Ｌ方向の結晶粒の平均長さであるＬ方向粒長と前記Ｃ方向の結晶粒の平均長さであるＣ方向粒長との比が０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０であり、
　引張強度が１１８０ＭＰａ以上である。
［２］　上記［１］に記載の熱延鋼板は、板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織において、前記Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さをＬ方向旧γ粒長とし、前記Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さをＣ方向旧γ粒長としたとき、前記Ｌ方向旧γ粒長と前記Ｃ方向旧γ粒長との比が０．０３≦Ｃ方向旧γ粒長／Ｌ方向旧γ粒長≦０．４０であってもよい。
［３］　上記［１］又は［２］に記載の熱延鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｎｂ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
［４］　本発明の別の態様に係る熱延鋼板の製造方法は、以下の（ａ）～（ｄ）の工程を有する：
（ａ）上記［１］に記載の化学成分からなる鋼素材を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程；
（ｂ）加熱後の前記鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行う仕上圧延工程であって、仕上圧延開始温度を８００℃以上とし、前記の各圧延スタンドにおいて下記式（１）によって定めるＡ値が０．０５≦Ａ≦２３．０を満足するように圧延すると共に、各圧延スタンド間のパス間時間を０．２秒以上１０．０秒以下とし、更に、最終圧延スタンド出側温度を８００℃以上９５０℃以下、かつ、８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率を７０％以上とする仕上圧延工程；
（ｃ）仕上圧延後の１０．０秒以内に冷却を開始し、かつ下記式（２）及び下記式（３）によって定めるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程；および
（ｄ）冷却後、巻取温度３００℃以下で巻き取る巻取工程、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　Ｖ＝１０２．９４－０．７５（β－１）　…（２）
　β＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋Ｍｏ　…（３）
　ただし、上記式（１）におけるｎはロール回転速度（ｒｐｍ）であり、ｒは圧下率（％）であり、Ｈは圧延入側板厚（ｍｍ）であり、上記式（３）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏは各元素の質量％であり、Ｎｉ、Ｍｏを含有しない場合はＮｉ、Ｍｏの項に０質量％を代入する。
　本発明に係る上記態様によれば、強度と靱性に優れ、靱性の等方性にも優れる比較的低合金の熱延鋼板を得ることができる。本発明に係る上記態様によれば、例えば、延性－脆性遷移温度が圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）および板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）ともに－６０℃以下の高靱性を有する熱延鋼板を得ることができる。従って、本発明の上記態様に係る熱延鋼板を自動車の構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム等に適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となる。
　また、本発明に係る上記別の態様によれば、引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度を有し、且つ靱性および靱性の等方性に優れた熱延鋼板を安定して製造でき、産業上格段の効果を奏することができる。
　以下、本実施形態に係る熱延鋼板およびその製造方法について具体的に説明する。
　まず、本実施形態に係る熱延鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の化学成分を表す％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下
　Ｃは、鋼の焼入れ性を向上させ、低温変態相であるマルテンサイトを生成させて熱延鋼板の強度を得るために必要な元素である。所望の強度を得るためには０．０６％以上のＣ含有量が必要である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、鋼板の加工性および溶接性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０６％以上０．２０％以下である。好ましくは、Ｃ含有量は、０．０８％以上、また０．１８％以下である。
Ｓｉ：１．００％以下
　Ｓｉは、鋼板の靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトの生成を抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。粗大な酸化物やセメンタイトの生成を抑制し固溶強化に寄与させる観点から、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．４０％以上がより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｍｎ：１．５％超３．５％以下
　Ｍｎは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与するとともに、焼入れ性を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．５％超とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、凝固偏析によるバンド状組織を形成して鋼板の加工性および耐遅れ破壊特性が低下する。従って、Ｍｎ含有量を１．５％超３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．８％以上、２．０％以上が好ましく、また、３．０％以下が好ましい。
Ｐ：０．０４０％以下
　Ｐは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、鋼板の低温靱性や加工性の低下を引き起こす元素でもある。このため、Ｐ含有量は極力低減することが好ましく、０％とすることが好ましいが、０．０４０％までのＰ含有量は許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。しかし、Ｐ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｐ含有量は、０．００３％以上、０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｐ含有量は、０．０３０％以下、０．０２０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．００４％以下
　Ｓは、鋼中のＴｉやＭｎと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましく、０％とすることが好ましいが、０．００４％までのＳ含有量は許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００４％以下とする。しかし、Ｓ含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、Ｓ含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓ含有量は、０．００３％以下、０．００２％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは、製鋼段階で脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ａｌを過剰に含有させると酸化物系介在物の増加を引き起こし、熱延鋼板の靱性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．００５％以上、０．０１％以上が好ましく、また、０．０８％以下が好ましい。
Ｎ：０．００４％以下
　Ｎは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として鋼中に析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素であるため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎは、高温でＴｉと結合して粗大な窒化物として析出し易く、粗大な窒化物は熱延鋼板の靱性を低下させる。このため、Ｎ含有量を０．００４％以下とする。Ｎ含有量は、０．００１％以上がより好ましく、また、０．００３％以下が好ましい。
Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下
　Ｔｉは、鋼中に微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、熱延鋼板の強度および靱性を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ｔｉ含有量を０．０４％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、上記効果が飽和するうえ、粗大な析出物が鋼中に多く析出することで、熱延鋼板の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０４％以上０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０５％以上、０．０５％超が好ましく、また、０．１０％以下が好ましい。
　以上が本実施形態に係る熱延鋼板の基本成分であるが、本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば更なる靱性向上や高強度化を目的として、必要に応じてＮｂ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉ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。これらの元素を含有しない場合、これらの元素の下限は０％である。
Ｎｂ：０％以上０．０４％以下
　Ｎｂは、炭窒化物を形成することで鋼の強度を向上させる元素である。このような効果を発現させるためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、変形抵抗が増加するため、製造時の熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる場合がある。また、Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、鋼中に粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靱性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．０４％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上、また０．０３％以下である。
Ｍｏ：０％以上１．０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏは、合金コストが高いため、Ｍｏを多く含有させるとコストの増加を引き起こし、またＭｏ含有量が１．０％を超えると鋼板の溶接性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１％以上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、０．０２％以上、また０．４％以下である。
Ｃｕ：０％以上０．５％以下
　Ｃｕは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると熱延鋼板の表面性状が低下し、化成処理性や耐食性が低下する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１％以上０．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上、また０．３％以下である。
Ｎｉ：０％以上０．５％以下
　Ｎｉは、鋼中に固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、焼入れ性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉは、合金コストが高いため、Ｎｉを多く含有させるとコストの増加を引き起こし、またＮｉ含有量が０．５％を超えると鋼板の溶接性を低下させる場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１％以上０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上、また０．３％以下である。
　上述した元素以外の元素については、本発明の効果を妨げない範囲で鋼板中に含まれていてもよい。即ち、残部が実質的に鉄であればよい。本実施形態に係る鋼板には、例えば耐遅れ破壊特性の向上を目的として、Ｃａ，ＲＥＭ等をそれぞれ０．００５％以下含有させてもよい。また、本実施形態に係る鋼板には、熱間加工性を向上させる微量元素等を含有させることもできる。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織の限定理由について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、マルテンサイトを主相として含むものであり、より好ましくはマルテンサイトの単相からなる。隣接する結晶粒の方位差が５°以上のものを１つの結晶粒と定義した場合に、切片法で算出した圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、Ｌ方向の結晶粒の平均長さ（Ｌ方向粒長）とＣ方向の結晶粒の平均長さ（Ｃ方向粒長）との比が０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０である金属組織を有する。
　本実施形態に係る熱延鋼板において、金属組織中にマルテンサイトを主相として含む場合には、残部組織を更に含む。また、金属組織がマルテンサイトの単相である場合は、残部組織は含まない。
　なお、「９０体積％以上のマルテンサイト」とは、９０体積％以上のマルテンサイトのみが含まれてもよいし、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの両方が合計で９０体積％以上含まれてもよい。本実施形態ではどちらの態様であっても、優れた強度および靱性の等方性を確保できるので、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとを区別する必要はない。
　なお、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトが焼戻されたものであって、マルテンサイトに比べて転位密度が低いマルテンサイトである。後述する本実施形態に係る製造方法は、急冷後に焼戻しを目的とする加熱工程を含まないが、焼入れや巻取後の復熱により焼戻しマルテンサイトが生成する場合がある。
　本実施形態において「主相」とは、当該相が体積分率で９０％以上である場合をいう。主相をマルテンサイトとすることにより、所望の高強度を得ることができる。なお、主相以外の残部組織には、ベイナイトおよび／またはフェライトを含む。残部組織の体積分率が高くなると、鋼板の強度が低下し、所望の強度を得ることができなくなる。このため、残部組織は体積分率で１０％以下とする。残部組織は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは１％以下である。
　本実施形態において「単相」とは、「主相」の一形態であって当該相の体積分率が１００％であることを意味する。金属組織がマルテンサイトの単相である場合の残部組織の体積分率は０％になる。
　金属組織の測定は、まず、熱延鋼板の板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、走査型電子顕微鏡観察用の試験片を採取する。本実施形態において、板厚１／４深さの位置とは、鋼板表面から板厚方向に向かって板厚の１／４の長さ進んだ位置である。観察面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール液で腐食し、走査型電子顕微鏡を用いて、２０００倍の倍率で３視野を撮影する。各測定視野は５００μｍ×５００μｍとする。その後、画像処理を行い、金属組織の種類及び金属組織の面積分率を測定する。面積分率と体積分率とは実質的に同じであるため、得られた各金属組織の面積分率を、各金属組織の体積分率とする。
　本実施形態に係る熱延鋼板では、板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置の金属組織において、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、且つ、Ｌ方向の結晶粒の平均長さ（Ｌ方向粒長）とＣ方向の結晶粒の平均長さ（Ｃ方向粒長）との比が、０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０である。Ｌ方向および／またはＣ方向の結晶粒の平均長さが５．０μｍ超では、Ｌ方向および／またはＣ方向の靱性が劣化する。また、Ｌ方向の結晶粒の平均長さが０．２μｍ未満、またはＣ方向の結晶粒の平均長さが０．１μｍ未満になると、結晶粒の細粒化による靱性改善の効果が飽和する。一方、Ｌ方向粒長とＣ方向粒長との比（Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長）が５．０を超えるか０．２未満となると、靱性の異方性が大きくなり、Ｌ方向及びＣ方向の両方において優れた靱性が得られない。このため、Ｌ方向粒長（平均長さ）を０．２μｍ以上５．０μｍ以下、Ｃ方向粒長（平均長さ）を０．１μｍ以上５．０μｍ以下、且つ０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０とする。
　切片法による結晶粒の平均長さは、例えば、試料断面を撮影した写真に、Ｌ方向及びＣ方向にそれぞれ全長Ｌの１００～１５０本の線分を引き、その線分が横切った結晶粒の数ｎを求め、写真上に引いたそれぞれの線分のＬ／ｎを算出し、それらの平均値を、Ｌ方向及びＣ方向それぞれの結晶粒の平均長さとする。
　本実施形態では、熱延鋼板の板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）用試験片を採取し、観察面を研磨後、電解研磨で組織を現出させ、後方散乱電子回折装置（ＥＢＳＰ装置）を用いて、８０００倍の倍率で３視野撮影する。各測定視野は５００μｍ×５００μｍとする。その後、ＥＢＳＰ測定データ解析ソフトウェアを用い、隣接する粒の方位差が５°以上のものを一つの結晶粒と定義する。そして、Ｌ方向及びＣ方向それぞれに平行な方向に全長１００μｍの線分を画像上に１００～１５０本引き、各直線を横切る結晶粒の数からＬ／ｎを求め、それらの平均値をＬ方向及びＣ方向それぞれの結晶粒の平均長さとする。
　本実施形態において、「圧延方向に対して平行」とは、圧延方向に対して±５°の範囲を含むものとする。同様に、「板幅方向に対して平行」とは、板幅方向に対して平行な方向に対して±５°の範囲を含むものとする。
　本実施形態に係る熱延鋼板において、Ｌ方向及びＣ方向それぞれで結晶粒が微細化される要因は定かではないが、以下のように推察される。非常に大きな累積圧下率で仕上圧延を行うことで、旧オーステナイト粒はＬ方向（圧延方向）に伸長するが、旧オーステナイト粒内に導入される転位密度が増加し、マルテンサイト変態が起きる際に、平行に並んだラスの集団の中に方位の異なるラスが入り乱れて生成してブロックサイズが微細化される傾向が高まる。その結果、Ｃ方向のブロックサイズだけでなく、圧延により伸長したＬ方向のブロックサイズも微細化されると考えられる。そのため、旧オーステナイト粒内に転位が十分に導入されたことを表す指標として、旧オーステナイト粒のアスペクト比（Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＬ方向旧γ粒長と、Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＣ方向旧γ粒長との比）が挙げられ、当該アスペクト比が、０．０３≦Ｃ方向旧γ粒長／Ｌ方向旧γ粒長≦０．４０を満たすことが好ましい。Ｌ方向旧γ粒長とＣ方向旧γ粒長との比（Ｃ方向旧γ粒長／Ｌ方向旧γ粒長）が０．４０超の場合は、製造時におけるひずみの累積が不十分であり、製造後の熱延鋼板において所望の組織を得ることができない場合がある。Ｌ方向旧γ粒長とＣ方向旧γ粒長との比（Ｃ方向旧γ粒長／Ｌ方向旧γ粒長）が０．０３未満の場合、Ｌ方向に大きく伸長した旧オーステナイト粒の拘束によりマルテンサイト変態の発生が困難になり、また旧オーステナイト粒内においてＬ方向を分断するようにラスが生成してＬ方向に微細なマルテンサイトが生成することが困難となる。また、旧オーステナイト粒界の形状が複雑化するため、製造後の熱延鋼板において所望の組織を得ることができない場合がある。
　Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＬ方向旧γ粒長と、Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＣ方向旧γ粒長との比は、以下の方法により測定する。
　熱延鋼板の板厚の１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、板幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）、および圧延方向に垂直な断面（Ｃ断面）それぞれが観察面となるように、光学顕微鏡試験片を２つ採取する。Ｌ断面観察用の試料およびＣ断面観察用の試料の両方について、鏡面研磨した後に、観察面をナイタール液で腐食し、光学顕微鏡を用いて板厚方向に５００μｍ、板厚方向と垂直の方向に２０００μｍの視野を撮影する。Ｌ断面観察用の試料の撮影写真から、Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さ（Ｌ方向旧γ粒長）を測定し、Ｃ断面観察用の試料の撮影写真から、Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さ（Ｃ方向旧γ粒長）を測定する。ただし、各撮影写真において各１００個の結晶粒で測定し、平均することで、Ｌ方向旧γ粒長及びＣ方向旧γ粒長を測定する。なお、結晶粒を観察しやすくするため、各断面において測定は隣り合う５００μｍ×５００μｍの視野を４視野測定し、それらを連結させることで、５００μｍ×２０００μｍの視野を観察するとよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記の化学成分および金属組織を有する。引張強度が１１８０ＭＰａ以上であれば、本実施形態に係る熱延鋼板を自動車の構造部品、骨格、トラックフレームなどに適用した場合に、所望される強度を確保したまま板厚を薄くすることができ、自動車の燃費向上に貢献することができる。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、自動車の構造用鋼板として、１．０ｍｍ以上３．６ｍｍ以下としてもよい。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、上述した化学成分を有する鋼素材を加熱する加熱工程（ａ）と、加熱後の鋼素材を仕上圧延する仕上圧延工程（ｂ）と、仕上圧延後にマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程（ｃ）と、冷却後、巻き取り温度３００℃以下で巻き取る巻取工程（ｄ）とを有している。なお、加熱工程（ａ）と仕上圧延工程（ｂ）との間に粗圧延工程を有してもよい。以下、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
（ａ）加熱工程
　加熱工程では、上記した化学成分からなる鋼素材を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱する。鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した化学成分を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法が適用できる。なお、造塊－分塊方法を用いてもよい。
　スラブ等の鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素の殆どが、鋼素材中に不均一な分布で、粗大な炭窒化物として存在している。不均一な分布で存在する粗大な析出物（炭窒化物）は、熱延鋼板の諸特性（例えば、引張強度、靱性、穴拡げ加工性など）を劣化させる。そのため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶させる。この粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を１２００℃以上とする必要がある。但し、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎると、表面疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を引き起こすため、鋼素材の加熱温度は１３５０℃以下とする。
　鋼素材を１２００℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が４８００秒を超えると、スケール発生量が増大する結果、続く仕上圧延工程においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、熱延鋼板の表面品質が劣化する場合がある。したがって、１２００℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、４８００秒以下とすることが好ましい。
　粗圧延工程
　加熱工程と仕上圧延工程との間で、鋼素材に対して粗圧延を行ってもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法を得ることができればよく、その条件は特に限定されない。
（ｂ）仕上圧延工程
　加熱工程において加熱した鋼素材または粗圧延を行った後の鋼素材に対し、仕上圧延を行う。なお、仕上圧延の前、もしくは仕上圧延の圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことが好ましい。
　仕上圧延工程では、加熱後または粗圧延後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行う。また、仕上圧延工程では、８００℃以上９５０℃以下の温度域において、累積圧下率７０％以上で圧延を行う。最終圧延スタンド出側温度は８００℃以上９５０℃以下とする。また、各圧延スタンドにおいては、下記式（１）によって定めるＡ値が０．０５≦Ａ≦２３．０を満足するように圧延する。更に、各圧延スタンド間のパス時間は０．２秒以上１０．０秒以下とする。下記式（１）におけるｎは各圧延スタンドにおけるロール回転速度（ｒｐｍ）であり、ｒは各圧延スタンドにおける圧下率（％）であり、Ｈは各圧延スタンドにおける圧延入側板厚（ｍｍ）である。以下、仕上圧延工程の限定理由を説明する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
（仕上圧延開始温度：８００℃以上）
　仕上圧延では、加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行うが、仕上圧延の開始温度は８００℃以上とする。仕上圧延開始温度が８００℃未満であると、複数の圧延スタンドの一部（特に前半の圧延スタンド）における圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われ、仕上圧延後に加工組織が残存して熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。よって、仕上圧延開始温度は８００℃以上とする。仕上圧延開始温度は、鋼板が最初に通過する圧延スタンドの入側温度であり、且つ鋼板の表面温度である。なお、仕上圧延開始温度を８００℃以上にするとともに、次に述べるように最終圧延スタンド出側温度を８００℃以上９５０℃以下と規定することにより、全ての圧延スタンドにおいて８００℃以上の温度域で圧延が行われるようになる。なお、仕上圧延開始温度の上限は、オーステナイトの粗大化を抑制するため、１１００℃とすればよい。
（最終圧延スタンド出側温度：８００℃以上９５０℃以下）
　仕上圧延終了温度である最終圧延スタンドの出側温度が８００℃未満では、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われるため、圧延後に加工組織が残存して熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。一方、本実施形態に係る化学成分を有する鋼素材においては、未再結晶オーステナイト域は概ね９５０℃以下の温度域である。従って、最終圧延スタンドの出側温度が９５０℃を超えると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱延鋼板のマルテンサイトの粒長が大きくなる。その結果、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、最終圧延スタンド出側温度は８００℃以上９５０℃以下とする。なお、ここで言う温度とは、鋼板の表面温度を表すものとする。
（８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率：７０％以上）
　上述のように、本実施形態に係る化学成分を有する鋼素材では、未再結晶オーステナイト域は概ね９５０℃以下の温度域であるため、最終圧延スタンドの出側温度を９５０℃以下とする。仕上圧延開始温度から最終圧延スタンドの出側温度の温度域（８００℃以上９５０℃以下）における仕上圧延の累積圧下率が７０％未満の場合、未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなる。未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなると、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、仕上圧延における複数の圧延スタンドによる８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率を７０％以上とする。しかし、８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率が９７％を超えると、鋼板の形状が劣化する場合があるため、上記温度域における累積圧下率は９７％以下とすることが望ましい。
　なお、本実施形態において８００℃以上９５０℃以下における累積圧下率とは、この温度域での合計圧下量（この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
（各圧延スタンド間のパス間時間：０．２秒以上１０．０秒以下）
　仕上圧延工程では、加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることにより圧延を行う。各圧延スタンド間のパス間時間が１０．０秒を超えると、パス間での回復及び再結晶が進行し、ひずみの累積が困難となり、所望の組織を得ることができない。パス間時間は短い方が好ましいが、パス間時間の短縮には、圧延スタンドの設置空間や圧延速度の点で制約があるため、０．２秒以上とする。
（各圧延スタンドにおけるＡ値：０．０５≦Ａ≦２３．０）
　上記式（１）で定めるＡ値は、圧延条件に基づいて算出される値であり、これにより転位密度の大小関係を示すことができる。Ａ値が高くなるほどオーステナイト中に導入される転位密度も大きくなるが、Ａ値が２３．０を超えると、加工発熱量が著しくなることで鋼片の温度が高くなり、各圧延スタンド間のパス間時間が０．２秒以上１０．０秒以下であってもひずみの累積が困難になる。一方、Ａ値が０．０５未満になると、各圧延スタンド間のパス間時間が０．２秒以上１０．０秒以下であっても、オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなる。その結果、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、仕上圧延の各圧延スタンド間のパス間時間を０．２秒以上１０．０秒以下とし、かつ、各圧延スタンドにおいて０．０５≦Ａ≦２３．０となるように圧延することが望ましい。Ａ値のより好ましい範囲は、０．２０以上、２０．０以下である。また、最終スタンドにおけるＡ値を１０.０以上とすることが更に好ましい。
（ｃ）冷却工程
　冷却工程では、仕上圧延完了から１０．０秒以内に冷却を開始し、マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で冷却する。
　本実施形態では、仕上圧延設備の後段に冷却設備を設置し、この冷却設備に対して仕上圧延後の鋼板を通過させながら冷却を行う。冷却設備は、マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で鋼板を冷却可能な設備が望ましい。そのような冷却設備として例えば、冷却媒体として水を用いた水冷設備を例示することができる。
　冷却工程における平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。冷却開始時とは、冷却設備への鋼板の導入時とし、冷却終了時とは、冷却設備からの鋼板の導出時とする。
　また、冷却設備には、途中に空冷区間がない設備や、途中に１以上の空冷区間を有する設備がある。本実施形態では、いずれの冷却設備を用いてもよい。空冷区間を有する冷却設備を用いる場合であっても、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上であればよい。
　以下、冷却条件の限定理由を説明する。なお、冷却停止温度は３００℃以下であり、この条件については巻取工程にて説明する。
（冷却開始時間：仕上圧延後１０．０秒以内）
　仕上圧延後、直ちに冷却を開始する。より具体的には、仕上圧延後１０．０秒以内、より好ましくは５．０秒以内、更に好ましくは１．０秒以内に冷却を開始する。冷却開始時間が遅れると、再結晶が進行し、ひずみが解放された状態で冷却が行われて、所望の組織を得ることができない。
（平均冷却速度：マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上）
　平均冷却速度は、マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上とする。マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）未満の平均冷却速度で冷却を行うと、ベイナイトやフェライトが形成されやすくなり、マルテンサイトの体積分率が小さくなる。本実施形態におけるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）は、冷却後の金属組織のマルテンサイト分率が９０％以上となる最小の冷却速度である。具体的には、本実施形態におけるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）は、下記式（２）及び（３）によって算出される。ただし、下記式（３）における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。なお、Ｎｉ、Ｍｏを含有しない場合はＮｉ、Ｍｏの項に０質量％を代入する。マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の冷却は、冷却停止温度になるまで行うとよい。
　Ｖ＝１０２．９４－０．７５（β－１）　…（２）
　β＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋Ｍｏ　…（３）
（ｄ）巻取工程
　上記冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、３００℃以下で巻き取る。冷却後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取温度が３００℃を超えると、ポリゴナルフェライトあるいはベイナイトが生成するため強度が低下する。従って、冷却停止温度となる巻取り温度は３００℃以下とする。
　なお、巻取り後、熱延鋼板には常法に従い、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
　表１に示す化学成分の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。なお、表１、表２Ａ、表２Ｂ中の「臨界冷却速度（℃／ｓ）」はマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）であり、下記式（２）及び（３）によって算出される。ただし、下記式（３）における元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。Ｎｉ、Ｍｏを含有しない場合はＮｉ、Ｍｏの項に０質量％を代入した。
　Ｖ＝１０２．９４－０．７５（β－１）　…（２）
　β＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋Ｍｏ　…（３）
　次いで、これらの鋼素材を、表２Ａ及び表２Ｂに示す条件で加熱し、粗圧延を行った後、表２Ａ及び表２Ｂに示す条件で仕上圧延（全７パス、圧延スタンドＦ１～Ｆ７）を行った。仕上圧延開始温度は全ての鋼素材において８００℃以上とした。仕上圧延終了後、表２Ａ及び表２Ｂに示す条件で冷却し、表２Ａ及び表２Ｂに示す巻取温度まで冷却して巻取り、表２Ａ及び表２Ｂに示す板厚の熱延鋼板を得た。
　表２Ａ及び表２Ｂ中の累積圧下率とは、仕上圧延の圧延スタンドＦ１～Ｆ７における８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率を示す。また、「Ａ」とは上記式（１）によって計算された各パスにおけるＡ値であり、「Ｐ／ｓ」はパス間時間（秒）である。例えば、Ｆ１の欄に記載した「Ｐ／ｓ」は、圧延スタンドＦ１と圧延スタンドＦ２との間のパス間時間を示す。
　仕上圧延後の冷却は水冷によるものとし、途中に空冷区間を有しない水冷設備に鋼板を通過させることにより行った。表２Ａ及び表２Ｂ中の冷却速度は、水冷設備導入時から水冷設備導出時に至るまでの鋼板の温度降下幅を、水冷設備に対する鋼板の所要通過時間で除した平均冷却速度である。
　得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。各試験の結果は表２Ｃ及び表２Ｄ中に示した。なお、表２Ｃ及び表２Ｄ中の金属組織欄のＭ相とはマルテンサイトの体積分率を、残部組織とはベイナイト、またはフェライト、もしくはその両方の体積分率を示す。また、組織観察方法および各種試験方法は次のとおりとした。
組織観察：金属組織の体積分率
　熱延鋼板の板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、走査型電子顕微鏡試験片を採取した。観察面を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して、走査型電子顕微鏡を用い、２０００倍の倍率で３視野撮影した。測定視野は５００μｍ×５００μｍとした。その後、画像処理を行い、金属組織の種類、各相及び金属組織の面積分率を測定した。得られた各金属組織の面積分率を、各組織の体積分率とした。
組織観察：結晶粒の平均長さ（Ｌ方向粒長及びＣ方向粒長）
　熱延鋼板の板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）用試験片を採取した。観察面を研磨後、電解研磨で組織を現出させ、後方散乱電子回折装置（ＥＢＳＰ装置）を用いて、８０００倍の倍率で３視野撮影した。測定視野は５００μｍ×５００μｍとした。その後、ＥＢＳＰ測定データ解析ソフトウェアを用い、隣接する粒の方位差が５°以上のものを一つの結晶粒と定義し、切片法により粒長を求めた。
　切片法では、Ｌ方向及びＣ方向それぞれに平行な方向に、全長１００μｍの線分を画像上に１３３本引き、各直線を横切る結晶粒の数からＬ／ｎを求め、それらの平均値をＬ方向及びＣ方向それぞれの結晶粒の平均粒長さとした。
　Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＬ方向旧γ粒長と、Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さであるＣ方向旧γ粒長との比は、以下の方法により測定した。
　まず、熱延鋼板の板厚の１／４深さの位置かつ板幅中央位置から、板幅方向に垂直な断面（Ｌ断面）、および圧延方向に垂直な断面（Ｃ断面）それぞれが観察面となるように、光学顕微鏡試験片を２つ採取した。Ｌ断面観察用の試料およびＣ断面観察用の試料の両方について、鏡面研磨した後に、観察面をナイタール液で腐食し、光学顕微鏡を用いて板厚方向に５００μｍ、板厚方向と垂直の方向に２０００μｍの視野を撮影した。Ｌ断面観察用の試料の撮影写真から、Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さ（Ｌ方向旧γ粒長）を測定し、Ｃ断面観察用の試料の撮影写真から、Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さ（Ｃ方向旧γ粒長）を測定した。ただし、各撮影写真において各１００個の結晶粒で測定し、平均することで、Ｌ方向旧γ粒長及びＣ方向旧γ粒長を測定した。なお、観察写真は、各断面において、隣り合う５００μｍ×５００μｍの視野を４視野測定し、それらを連結させることで、５００μｍ×２０００μｍの視野を観察した。
引張試験
　熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行な方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求めた。
　引張強度が１１８０ＭＰａ以上の場合を、本発明で所望される強度を有するとして合格と判定した。引張強度が１１８０ＭＰａ未満の場合を、本発明で所望される強度を有しないとして不合格と判定した。
シャルピー衝撃試験
　熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）、および板幅方向に平行な方向（Ｃ方向）になるように、厚さ２．５ｍｍのサブサイズ試験片（Ｖノッチ）をそれぞれ採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５の規定に準拠して、室温から－１９８℃でシャルピー衝撃試験を行い、Ｌ方向及びＣ方向それぞれの延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ：ｄｕｃｔｉｌｅ‐ｂｒｉｔｔｌｅ　ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を求めた。ここで、試験片の板厚は、熱延鋼板を両面研削にて板厚を２．５ｍｍとして試験片を作製した。表２Ｃ及び表２Ｄ中には、Ｌ方向及びＣ方向の延性－脆性遷移温度をそれぞれ「遷移温度（Ｌ）」及び「遷移温度（Ｃ）」と示す。
　Ｌ方向及びＣ方向の延性－脆性遷移温度が－６０℃以下の場合を、靱性及び靱性の等方性に優れると判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表２Ｃ及び表２Ｄに示す実施例では、いずれも臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で冷却したため、マルテンサイトを体積％で９０％以上含んでいる。残部は、ベイナイトまたはフェライトの一方または両方である。ただし、Ｎｏ．２７については後述するように、マルテンサイトが十分に生成されず、ベイナイトが多く生成している。
　また、表２Ｃ及び表２Ｄに示すように、実施例の熱延鋼板は、所望の引張強度（１１８０ＭＰａ以上）と、優れた靱性（Ｌ方向、Ｃ方向ともに延性－脆性遷移温度－６０℃以下）とを兼備した熱延鋼板となっている。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所定の引張強度が確保できていないか、十分な靱性が確保できていない。
　Ｎｏ．６は、最終圧延スタンド出側温度が９８０℃となっているため、ひずみの累積が生じず、オーステナイトの粗大化が生じたため、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、引張強度及び靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．１３は、圧延スタンドＦ１と圧延スタンドＦ２との間のパス間時間が長いため、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、引張強度及び靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．１６は、９５０℃以下での累積圧下率が７０％未満となっており、十分なひずみの累積ができないため、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、引張強度及び靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．１８は、１パス目の圧延（Ｆ１）において、Ａ値が０．０５未満であったため、圧延時、オーステナイト中に導入される転位密度が低下し、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．２０は、仕上圧延後、冷却開始までの時間が長いため、オーステナイトに導入されたひずみが解放され、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．２３は、圧延スタンドＦ１と圧延スタンドＦ２との間のパス間時間が長かったため、オーステナイトに導入されたひずみが解放され、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、靱性が不足した例となっている。
　Ｎｏ．２７は、マルテンサイト臨界速度Ｖ（℃／ｓ）以上の冷却速度で冷却したが、冷却停止温度である巻取り温度が３００℃を超えたため、マルテンサイトが十分に生成されず、引張強度が不足した例となっている。
　Ｎｏ．３１は、７パス目の圧延（Ｆ７）においてＡ値が２３．０を超えており、大きな加工発熱が生じることで最終圧延スタンド出側温度が高くなり、冷却開始までに一部のひずみが解放されたため、引張強度が不足した例となっている。
　Ｎｏ．３５は、鋼中のＣ含有量が所定の成分範囲よりも低いため、引張強度が不足した例となっている。
　Ｎｏ．３６は、鋼中のＴｉ含有量が所定の成分範囲よりも高く、粗大なＴｉＣやＴｉＮといった析出物が生じたため、靱性が不足した例となっている。

Claims (4)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０６％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：１．５％超３．５％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．００４％以下、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．００４％以下、
    Ｔｉ：０．０４％以上０．２０％以下、
    Ｎｂ：０％以上０．０４％以下、
    Ｍｏ：０％以上１．０％以下、
    Ｃｕ：０％以上０．５％以下、
    Ｎｉ：０％以上０．５％以下、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織が、９０体積％以上のマルテンサイトと、０体積％以上１０体積％以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方であり、圧延方向に対して平行な方向であるＬ方向の結晶粒の平均長さが０．２μｍ以上５．０μｍ以下であり、板幅方向に対して平行な方向であるＣ方向の結晶粒の平均長さが０．１μｍ以上５．０μｍ以下であり、且つ、前記Ｌ方向の結晶粒の平均長さであるＬ方向粒長と前記Ｃ方向の結晶粒の平均長さであるＣ方向粒長との比が０．２≦Ｃ方向粒長／Ｌ方向粒長≦５．０であり、
    　引張強度が１１８０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
  2. 　板厚１／４深さの位置かつ板幅中央位置における前記金属組織において、前記Ｌ方向の旧オーステナイト粒の平均長さをＬ方向旧γ粒長とし、前記Ｃ方向の旧オーステナイト粒の平均長さをＣ方向旧γ粒長としたとき、前記Ｌ方向旧γ粒長と前記Ｃ方向旧γ粒長との比が０．０３≦Ｃ方向旧γ粒長／Ｌ方向旧γ粒長≦０．４０である、請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｎｂ：０．０１％以上０．０４％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上０．５％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１又は請求項２に記載の熱延鋼板。
  4. 　以下の（ａ）～（ｄ）の工程を有する、請求項１～３の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法：
    （ａ）請求項１に記載の化学成分からなる鋼素材を１２００℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程；
    （ｂ）加熱後の前記鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行う仕上圧延工程であって、仕上圧延開始温度を８００℃以上とし、前記の各圧延スタンドにおいて下記式（１）によって定めるＡ値が０．０５≦Ａ≦２３．０を満足するように圧延すると共に、各圧延スタンド間のパス間時間を０．２秒以上１０．０秒以下とし、更に、最終圧延スタンド出側温度を８００℃以上９５０℃以下、かつ、８００℃以上９５０℃以下での累積圧下率を７０％以上とする仕上圧延工程；
    （ｃ）仕上圧延後の１０．０秒以内に冷却を開始し、かつ下記式（２）及び下記式（３）によって定めるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖ（℃／ｓ）以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程；および
    （ｄ）冷却後、巻取温度３００℃以下で巻き取る巻取工程、
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　Ｖ＝１０２．９４－０．７５（β－１）　…（２）
    　β＝２．７×Ｃ＋０．４×Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５×Ｎｉ＋Ｍｏ　…（３）
    　ただし、上記式（１）におけるｎはｒｐｍでのロール回転速度であり、ｒは％での圧下率であり、Ｈはｍｍでの圧延入側板厚であり、上記式（３）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏは各元素の質量％での含有量であり、Ｎｉ、Ｍｏを含有しない場合はＮｉ、Ｍｏの項に０質量％を代入する。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021193310A1 (ja) * 2020-03-25 2021-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20220108810A (ko) * 2020-01-30 2022-08-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연강판 및 그 제조 방법
WO2022210219A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
US12344913B2 (en) 2020-05-08 2025-07-01 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114686767B (zh) * 2022-04-01 2023-05-12 山东钢铁集团日照有限公司 一种超低压缩比厚规格dh36钢板及其生产方法
WO2025219477A1 (de) * 2024-04-19 2025-10-23 Salzgitter Flachstahl Gmbh Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05345917A (ja) 1992-06-15 1993-12-27 Nippon Steel Corp 高強度熱延鋼板の製造方法
JP2011052321A (ja) 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013011068A (ja) * 2011-06-28 2013-01-17 Otis:Kk 屋根上取付具
JP2014205889A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2014227583A (ja) * 2013-05-24 2014-12-08 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017154294A (ja) 2016-02-29 2017-09-07 ブラザー工業株式会社 インクジェット記録装置及び方法
JP2017179540A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2850340C (en) 2011-09-30 2016-10-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in bake hardenability, and manufacturing method thereof
WO2013065346A1 (ja) 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5825224B2 (ja) 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN104968822B (zh) * 2013-02-26 2017-07-18 新日铁住金株式会社 烧结硬化性和低温韧性优异的最大拉伸强度980MPa以上的高强度热轧钢板
BR112015024840B1 (pt) 2013-04-15 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente
ES2728328T3 (es) * 2013-05-14 2019-10-23 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminado en caliente y método de fabricación de ésta
CN105143488B (zh) * 2013-05-21 2017-05-17 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
KR101987570B1 (ko) * 2015-03-25 2019-06-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6327282B2 (ja) * 2015-05-12 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6582590B2 (ja) 2015-06-17 2019-10-02 日本製鉄株式会社 Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
MX2018001082A (es) * 2015-07-27 2018-06-06 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
JP6424865B2 (ja) 2015-09-29 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有するステンレス鋼およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05345917A (ja) 1992-06-15 1993-12-27 Nippon Steel Corp 高強度熱延鋼板の製造方法
JP2011052321A (ja) 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2013011068A (ja) * 2011-06-28 2013-01-17 Otis:Kk 屋根上取付具
JP2014205889A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2014227583A (ja) * 2013-05-24 2014-12-08 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2017154294A (ja) 2016-02-29 2017-09-07 ブラザー工業株式会社 インクジェット記録装置及び方法
JP2017179540A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3666916A4

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220108810A (ko) * 2020-01-30 2022-08-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연강판 및 그 제조 방법
EP4098763A4 (en) * 2020-01-30 2022-12-28 Nippon Steel Corporation HOT ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF
KR102782496B1 (ko) 2020-01-30 2025-03-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연강판 및 그 제조 방법
US12319977B2 (en) 2020-01-30 2025-06-03 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and production method thereof
WO2021193310A1 (ja) * 2020-03-25 2021-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP7010418B1 (ja) * 2020-03-25 2022-01-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
US12344913B2 (en) 2020-05-08 2025-07-01 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
WO2022210219A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP7207615B1 (ja) * 2021-03-30 2023-01-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN117062930A (zh) * 2021-03-30 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法

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