JP2015160985A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.06〜0.13%、Si:0.09%以下、Mn:0.01〜1.20%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、Nb:0.10〜0.18%、V:0.03〜0.20%を含有し、Ti:0.02%以下(0を含む)に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相の面積率が80%以上、フェライト相の面積率が15%以下、マルテンサイト相の面積率が5%以下、セメンタイトの析出量が0.08%以上で平均粒子径が2μm以下、前記ベイナイト相の結晶粒内に平均粒子径10nm未満の炭化物が微細分散した組織、表面から0.2μmまでの深さのSi濃化量を制御し、引張強さが690MPa以上である高強度熱延鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、690MPa以上の引張強さを有し、良好な表面性状を有し、打抜性にも優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
また、Nb、Vの炭化物は、熱間圧延終了後の巻取り工程において析出する。これらの炭化物の最も析出し易い温度域はフェライト変態が生じる温度域、すなわちベイナイト変態が生じる温度域よりも高い温度域である。しかし、ベイナイト変態により、鋼板中に炭化物の核生成サイトとなる転位が導入されるため、Nb、Vの炭化物はベイナイト変態が生じる温度域においても微細な状態で析出する。
[1] 質量%で、C:0.06%以上0.13%以下、Si:0.09%以下、Mn:0.01%以上1.20%以下、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、Nb:0.10%以上0.18%以下、V:0.03%以上0.20%以下を含有し、Ti:0.02%以下(0を含む)に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相の面積率が80%以上、フェライト相の面積率が15%以下(0を含む)、マルテンサイト相の面積率が5%以下(0を含む)、セメンタイトの析出量が質量%で0.08%以上、該セメンタイトの平均粒子径が2μm以下であり、前記ベイナイト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満である炭化物が微細分散した組織を有し、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量が地鉄でのSi固溶量の1.3倍以下であり、引張強さが690MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
まず、本発明熱延鋼板の組織および鋼板表面Si濃化量の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、ベイナイト相の面積率が80%以上、フェライト相の面積率が15%以下(0を含む)、マルテンサイト相の面積率が5%以下(0を含む)、セメンタイトの析出量が質量%で0.08%以上、該セメンタイトの平均粒子径が2μm以下であり、前記ベイナイト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満である炭化物が微細分散した組織を有し、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量が地鉄でのSi固溶量の1.3倍以下である。
ベイナイト相は、粒内に多量の転位を含むために、セメンタイトやNb、Vを含む炭化物の核生成を促進させる。また、ベイナイト相が成長する温度域ではセメンタイトとNb、Vを含む炭化物の析出が競合するため、熱延鋼板の打抜性と高強度を両立させることが可能となる。以上の理由により、本発明では実質的にベイナイト単相組織とする必要があり、ベイナイト相を主相とし、その面積率を80%以上とする。好ましくは90%以上である。
フェライト相の粒内には、NbやVを含む炭化物が多量に析出するため、フェライト相の強度(硬度)はベイナイト相よりも高くなる。このように主相であるベイナイト相との硬度差を有するフェライト相が混在すると、熱延鋼板の打ち抜き加工時にフェライト相とベイナイト相との界面で不均一な応力集中が生じるため、打ち抜き端面での割れや荒れ等の異常部発生の原因となる。また、セメンタイトはフェライト相の粒内に生じ難く、フェライト粒界に優先的に析出する。そのため、フェライト相には、粒内にセメンタイトを均一に分散させることができず、打ち抜き加工時の亀裂成長を制御することが困難となる。フェライト相の面積率が15%を超えると上記悪影響が顕在化するため、フェライト相の面積率は15%以下とする。好ましくは10%以下である。なお、本発明の熱延鋼板は、フェライト相の面積率を0%としてもよく、フェライト相を含まないことが好ましい。
マルテンサイト相は非常に硬質であるため、熱延鋼板の打ち抜き加工時に局所的な応力集中を生じさせ、打ち抜き端面での亀裂や割れ等の原因となり、打ち抜き端面性状を劣化させる。マルテンサイト相の面積率が5%を超えると上記悪影響が顕在化するため、マルテンサイト相の面積率は5%以下とする。好ましくは3%以下である。なお、本発明の熱延鋼板は、マルテンサイト相の面積率を0%としてもよく、マルテンサイト相を含まないことが好ましい。
鉄系の炭化物であるセメンタイトは粗大であるため、熱延鋼板に打ち抜き加工を施すと、セメンタイトとマトリックス(主にベイナイト相)との界面に応力集中が生じ、ボイド発生の基点となる。ここで、良好な打ち抜き端面性状を得るには、熱延鋼板の板厚方向にわたって均一にボイドを発生させ、ボイドの成長、合体を促進し、亀裂成長方向を制御する必要がある。したがって、狭い粒度分布を有するセメンタイトを均一に分布させることが肝要となる。セメンタイトの平均粒子径が2μmを超えると、粒度分布が広くなり、セメンタイトとマトリックスの界面における応力集中が不均一となり、打ち抜き端面性状が劣化する。したがって、セメンタイトの平均粒子径は2μm以下とする。好ましくは1μm以下である。更に、熱延鋼板中にセメンタイトを均一に分布させるためには、セメンタイトの最近接間距離を5μm以下にすることが好ましい。
上記のとおり、本発明においては、セメンタイトを微細かつ均一に分散させることで、熱延鋼板の打抜性を高めている。このような効果を発現させるためには、セメンタイトの析出量((熱延鋼板中に含まれるセメンタイトの全質量)/(熱延鋼板の質量)×100)を、質量%で0.08%以上とする必要がある。好ましくは0.10%以上である。但し、セメンタイトの析出量が過剰になると、ボイド発生起点が不均一となるために打抜性が劣化するばかりか、微細に析出するNb、V等を含む炭化物の析出量が減少するため鋼板強度が低下するおそれがある。したがって、セメンタイトの析出量は、質量%で0.18%以下とすることが好ましい。
本発明の熱延鋼板では、固溶強化元素であるSiの含有量を極力低下させるため、ベイナイト相による変態強化(転位強化)のみでは引張強さ:690MPa以上の熱延鋼板を安定的に得ることは困難である。
そこで、本発明の熱延鋼板では、ベイナイト相の結晶粒内に炭化物を微細析出させて、粒子分散強化により高強度化を図ることが必須となる。本発明において、ベイナイト相の結晶粒内に微細析出させる炭化物としては、Nb炭化物、V炭化物およびNbとVの複合炭化物が挙げられる。なお、これらの炭化物の多くは、熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の巻取り過程で、ベイナイト相の結晶粒内の転位を核生成サイトとして析出する炭化物である。
本発明では、ベイナイト相の結晶粒内に前記したNbやVを含む炭化物を微細に分散させることで、熱延鋼板の強化を図っている。炭化物が粗大化すると、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物が微細化するほど鋼板は高強度化する。引張強さ690MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、上記炭化物の平均粒子径を10nm未満とする必要がある。好ましくは6nm以下である。
Si表面濃化層は、鋼板表面の濡れ性を著しく低下させ、めっき性や化成性を低下させる。したがって、Si濃化量が増加すると、熱延鋼板の表面性状が劣化する。表面性状の劣化を抑制するためには、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量を、地鉄でのSi固溶量の1.3倍以下とする必要がある。好ましくは1.2倍以下である。
なお、本発明において「鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量」は、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるグロー放電発光分析法によるSiのスペクトル強度から得られる濃度プロファイルから測定される値とする。一方、「地鉄のSi固溶量」は、鋼板表面から0.2μmから0.4μmまでの深さにおけるグロー放電発光分析法によるSiの濃度プロファイルから測定される値とする。
C:0.06%以上0.13%以下
Cは、NbやVと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。さらに、NbやVを含む炭化物の形成に関与しないCは、セメンタイトとして析出する。すなわちCは、微細な炭化物を形成して鋼板強度を上昇させるとともに、微細なセメンタイトを分散させて優れた打抜性を得るのに重要な元素である。引張強さが690MPa以上であり且つ優れた打抜性を有する高強度熱延鋼板を得るには、C含有量を少なくとも0.06%以上とする必要がある。一方、C含有量が0.13%を超えると、粗大なセメンタイトが析出するようになり、打抜性が劣化する。したがって、C含有量は0.06%以上0.13%とする。好ましくは0.07%以上0.11%以下である。
Siは、鋼板表面に濃化してSi表面濃化層を形成するが、この表面濃化層は鋼板表面の濡れ性を著しく低下させるため、めっき性や化成性を低下させる。また、Siは、鋼板表面に赤スケールを生成させ、鋼板表面の外観を著しく損ねる。さらに、この赤スケールは鋼板表面にノッチを生成させるため、鋼板の曲げ性や耐疲労性を低下させる原因となる。したがって、本発明ではSi含有量を極力低減することが望ましいが、0.09%までは許容できるため、Si含有量の上限を0.09%とする。好ましくは0.05%未満である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよい。
Mnは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程においてオーステナイト→フェライト変態点を低下させる作用があり、熱延鋼板組織を実質的なベイナイト単相組織とするのに必要な元素である。このような効果を得るには、Mn含有量を0.01%以上とする必要がある。一方、Mnは表面濃化するうえ、Siの表面濃化を助長させるため、必要以上に含有させれば熱延鋼板の表面性状を悪化させることになる。本発明においては、Mn含有量が1.20%以下であれば表面性状の劣化が問題とならないため、Mn含有量の上限を1.20%とする。好ましくは0.10%以上0.80%以下である。
Pは、粒界に偏析して熱延鋼板の打ち抜き加工時に粒界割れの起点となり、打ち抜き端面の性状を劣化させる有害な元素であるため、極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、熱延鋼板の打ち抜き加工時に楔状に伸び変形が不均一となるため、打抜性に著しい悪影響をもたらす。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.02%以上含有することが望ましいが、Al含有量が0.1%を超えるとアルミナなどの介在物による打抜性への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.08%以下である。
Nは、製鋼の段階でNbなどと結合して粗大な窒化物を形成し、微細な炭化物の形成を阻害するため熱延鋼板強度を著しく低下させる。また、粗大な窒化物は、局所的な応力集中を生じさせるため熱延鋼板の打抜性をも低下させる。したがってN含有量は極力低減することが好ましく、0.01%以下とする。好ましくは0.008%以下である。
Nbは、微細な炭化物を形成して熱延鋼板強度を上昇させるうえ、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程においてオーステナイト→フェライト変態を遅延させる焼入性元素としての作用があるため、本発明において重要な元素である。引張強さ:690MPa以上ならびに実質的なベイナイト単相組織である熱延鋼板を得るのに必要なNb含有量は0.10%以上である。好ましくは0.11%以上である。一方、Nb含有量が0.18%を超えると熱間圧延前の鋼素材の加熱工程において粗大なNb炭化物を溶解することができず、最終的に得られる熱延鋼板中に粗大なNb炭化物が残存する。この粗大なNb炭化物は熱延鋼板の強度上昇に寄与しないため、Nb含有量が0.18%を超えると高強度化の効果が飽和する。更に、粗大なNb炭化物は局所的な応力集中を発生させるため、Nb含有量が0.18%を超えると打ち抜き端面性状が劣化する。以上の理由により、Nb含有量の上限を0.18%とする。好ましくは0.17%以下である。
Vは、Nbと同様、Cと炭化物を形成して熱延鋼板の高強度化に寄与する元素である。Nbのみでは炭化物の析出量が不足し所望の熱延鋼板強度(引張強さ:690MPa以上)が得られないため、V含有量を少なくとも0.03%以上とする必要がある。好ましくは、0.08%以上である。一方、VはNbよりも炭化物形成能が低く鋼板中に固溶状態として残存し易い元素であるが、固溶状態にあるVは結晶格子をひずませる効果が小さいため高強度化に寄与しない。0.20%を超えるVを添加しても、炭化物の析出量は殆ど増加せず、高強度化の効果が飽和する。したがって、V含有量の上限を0.20%とする。好ましくは0.18%以下である。
Tiは、鋼中への溶解量が少ないため、熱間圧延前の鋼素材の加熱で鋼に溶解させることが困難な元素である。特に、本発明のようにNb含有量が0.10%以上0.18%以下である鋼の場合、熱間圧延前の鋼素材を粗大なNb炭化物が溶解する温度域に加熱しても、粗大なNbおよび/またはTiを含む炭化物の溶解を妨げる。この粗大なNbおよび/またはTiを含む炭化物は、熱延鋼板の打ち抜き加工時に局所的な応力集中源となり、打ち抜き端面性状を劣化させる。上記悪影響はTi含有量が0.02%を超えると顕在化するため、Ti含有量は0.02%以下に制限する必要がある。好ましくは0.01%以下に制限する。なお、Ti含有量は不純物レベルまで低減してもよく、0%としてもよい。
Bは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程においてオーステナイト→フェライト変態の進行を阻害させる元素であるため、Bを含有することにより実質的なベイナイト単相組織の熱延鋼板が製造し易くなる。上記の効果を得るには、B含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0030%を超えると、変態点を制御する上記効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0002%以上0.0030%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005%以上0.0020%以下である。
上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明は、上記した組成の鋼素材(鋼スラブ)を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を850℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の冷却速度を40℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする。
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大な炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。また、粗大な炭化物が生成することにより熱延鋼板の打ち抜き端面性状が劣化する。一方、上記加熱温度が1350℃を上回ると、スケールが噛み込み、熱延鋼板の表面性状が悪化する。
仕上げ圧延終了温度が850℃を下回ると、仕上げ圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となるため、熱延鋼板の打抜性が著しく低下する。したがって、仕上げ圧延終了温度は850℃以上とする。好ましくは870℃以上である。
但し、仕上げ圧延終了温度が過剰に高くなると、鋼板表面に生成するスケールが厚くなり、スケール噛み込みにより鋼板表面性状が劣化することが懸念されるため、1100℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延直後の高温状態の鋼板においては、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいため、ひずみ誘起析出による炭化物が生じる。この炭化物は、高温で析出するため粗大化し易いことから、ひずみ誘起析出が生じると微細な析出物が得られ難くなる。したがって、本発明では、ひずみ誘起析出を抑制する目的で熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に強制冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
上記のとおり、仕上げ圧延終了後の鋼板の高温に維持される時間が長いほど、ひずみ誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなり、熱延鋼板強度が低下する。また、冷却速度が40℃/s未満では、オーステナイト→フェライト変態が進行し、所望の金属組織を得ることができなくなる。そのため、本発明では仕上げ圧延終了後、後述する巻取り温度まで急冷する必要があり、上記問題を回避するには40℃/s以上の冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは50℃/s以上である。但し、仕上げ圧延終了後の冷却速度が過剰に大きくなると、巻取り温度の制御が困難となるおそれがあるため、200℃/s以下とすることが好ましい。
なお、上記の冷却速度は、仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの温度域における平均冷却速度である。
550℃以下の温度域では、NbやVを含む炭化物とセメンタイトの析出が競合し、高強度かつ良好な打ち抜き端面性状を有する熱延鋼板が得られるようになる。したがって、本発明では、仕上げ圧延終了後、550℃以下の巻取り温度まで急冷する。巻取り温度が550℃を上回ると、オーステナイト→フェライト変態の進行が優先的に生じるようになり、良好な打ち抜き端面性状が得られなくなる。一方、巻取り温度が350℃を下回るとNbやVを含む炭化物の析出が生じ難くなるため、熱延鋼板強度が不安定になるばかりか、マルテンサイト相が生成されるため打抜性が劣化する。以上の理由により、巻取り温度の範囲は350℃以上550℃以下とする。好ましくは380℃以上530℃以下である。
また、上記により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下の手法にしたがいSi濃度分布測定を行い、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量と地鉄でのSi固溶量を求め、地鉄でのSi固溶量に対する前記Si濃化量の比率を求めた。
更に、上記により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下の手法にしたがい、引張試験、打ち抜き加工試験および外観観察を行い、降伏強度、引張強さ、伸びを求めるとともに、熱延鋼板の打ち抜き端面性状評価および表面性状評価を行った。
ベイナイト相、フェライト相、マルテンサイト相等の各種金属組織の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。各種金属組織の面積率は、画像解析によりベイナイト相やフェライト相、マルテンサイト相等に分離し、観察視野面積に対する各種金属組織が占める面積の割合を面積率として求めた。
セメンタイトの析出量(質量%)は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から採取した電解抽出用サンプル(0.2g)を、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、電流密度20mA/cm2で定電流電解した後、炭化物を抽出し、その中に含まれるFeの質量%を求め、Fe:C=3:1としてセメンタイトの質量%を求めた。
セメンタイトの平均粒子径は、上記で抽出した炭化物を、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて観察した写真を用いて、セメンタイトの粒子径(円相当径)を測定することにより求めた。セメンタイトの同定にはSEMに付帯するエネルギー分散型X線分析装置(EDX)によりNbもしくはVが含まれない炭化物であることを確認すればよい。
ベイナイト相の結晶粒内の炭化物の平均粒子径は、得られた熱延鋼板の板厚中央部から薄膜法によってサンプルを作製し、透過型電子顕微鏡(倍率:120000倍)で観察を行い、100点以上の炭化物に対する円相当径の平均によって求めた。この炭化物粒子径を算出するうえでは、対象とする炭化物を、Nb、Vのいずれか一方または両方を含む炭化物に限定する。Nbおよび/またはVを含む炭化物の同定は、透過型電子顕微鏡に付帯するEDXによって分析すればよい。
グロー放電発光分析法により濃度プロファイルを測定し、熱延鋼板表層のSi濃化量および地鉄のSi固溶量を求めた。
熱延鋼板表面(GI材、GA材の場合は、酸洗によってめっき層を剥離した後の表面)から深さ0.2μmまでのSi積算値と、深さ0.2μmから0.4μmまでのSi積算値を求め、熱延鋼板表面から深さ0.2μmまでの濃度ピーク(Si濃化量)に深さ0.2μmから0.4μmまでの平均強度(Si固溶量)を割り付けることで、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量と地鉄でのSi固溶量の比(Si濃化量/Si固溶量)を求めた。
得られた熱延鋼板から圧延方向と垂直方向にJIS13B号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。
得られた熱延鋼板の各々について、鋼板長手方向に50点の打ち抜き加工を行い、その打ち抜き端面の欠陥の有無を目視により観察した。なお、打ち抜き加工は、鋼板長手方向に直径:10mmφの穴を100mm間隔(穴の中心同士の間隔)で50点、打ち抜き加工(クリアランス:試験片板厚の13%)することにより行った。打ち抜き端面に亀裂や段差、めくれ、はがれなど端面に異常部が観察された場合には評価を“不良(×)”、これらの異常部が観察されない場合には評価を“良好(○)”とした。
得られた熱延鋼板の各々について、表面積が1.5m2以上の領域の鋼板表面を目視観察し、表面性状の優劣を判断した。めっき無しの酸洗材については、熱延鋼板表面に赤スケールや赤スケール由来の凹凸が認められた場合の評価を“不良”とし、上記赤スケールおよび上記凹凸がいずれも認められなかった場合の評価を“良好”とした。めっき材(GI材、GA材)については不めっき部が認められた場合の評価を不良として以下の表3中に“不めっき”と記す一方、不めっき部が認められなかった場合の評価を“良好”とした。
得られた結果を表3に示す。
Claims (12)
- 質量%で、
C :0.06%以上0.13%以下、 Si:0.09%以下、
Mn:0.01%以上1.20%以下、 P :0.03%以下、
S :0.005%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Nb:0.10%以上0.18%以下、
V :0.03%以上0.20%以下
を含有し、
Ti:0.02%以下(0を含む)
に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相の面積率が80%以上、フェライト相の面積率が15%以下(0を含む)、マルテンサイト相の面積率が5%以下(0を含む)、セメンタイトの析出量が質量%で0.08%以上、該セメンタイトの平均粒子径が2μm以下であり、前記ベイナイト相の結晶粒内に平均粒子径が10nm未満である炭化物が微細分散した組織を有し、鋼板表面から0.2μmまでの深さにおけるSi濃化量が地鉄でのSi固溶量の1.3倍以下であり、引張強さが690MPa以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、B:0.0002%以上0.0030%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Cu、Ni、Sn、Cr、Sb、Mg、Ca、Coのいずれか1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
- 前記めっき層が、亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項4に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記めっき層が、合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項4に記載の高強度熱延鋼板。
- 鋼素材を、加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量%で、
C :0.06%以上0.13%以下、 Si:0.09%以下、
Mn:0.01%以上1.20%以下、 P :0.03%以下、
S :0.005%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Nb:0.10%以上0.18%以下、
V :0.03%以上0.20%以下
を含有し、
Ti:0.02%以下(0を含む)
に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記加熱の加熱温度を1150℃以上1350℃以下とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を850℃以上とし、前記冷却を仕上げ圧延終了後3s以内に開始し、前記冷却の冷却速度を40℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を350℃以上550℃以下とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、B:0.0002%以上0.0030%以下を含有することを特徴とする請求項7に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、REM、Cu、Ni、Sn、Cr、Sb、Mg、Ca、Coのいずれか1種以上を合計で1.0%以下含有することを特徴とする請求項7または8に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 鋼板表面にめっき層を形成することを特徴とする請求項7ないし9のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記めっき層が、亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項10に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記めっき層が、合金化亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項10に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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