JP6536328B2

JP6536328B2 - High strength steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method of manufacturing the same

Info

Publication number: JP6536328B2
Application number: JP2015197139A
Authority: JP
Inventors: 洋志首藤; 浩作潮田; 栄作桜田; 信幸吉村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-10-02
Filing date: 2015-10-02
Publication date: 2019-07-03
Anticipated expiration: 2035-10-02
Also published as: JP2017066505A

Description

本発明は、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板に関するものである。 The present invention relates to a high strength steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability.

最近、自動車車体の軽量化を目的として、足回り部品または車体の構造用部品の高強度化による薄肉化が進んでいる。しかし、引張強さや耐力を向上しても、自動車において重要な特性である疲労強度は十分に向上せず、むしろ単なる高強度化では切欠きや溶接部などの構造的、組織的不連続部からの疲労亀裂伝播抵抗が低下するなどの問題点があった。 Recently, for the purpose of reducing the weight of automobile bodies, thinning of chassis parts or structural parts of vehicle bodies has been progressed by increasing their strength. However, even if tensile strength and yield strength are improved, fatigue strength, which is an important characteristic in automobiles, is not sufficiently improved, but rather mere high strength from structural and structural discontinuities such as notches and welds. There were problems such as a decrease in fatigue crack propagation resistance.

疲労強度向上技術として、組織を微細化させることが有効であることが知られている。例えば、特許文献１および特許文献２には、熱延のままで平均粒径２μｍ未満の超微細フェライト粒を有し、第２相としてベイナイト等を有する熱延鋼板が記載されており、この鋼板は、延性、靭性、疲労強度などに優れ、これらの特性の異方性が小さいとされている。
また、疲労き裂は、表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することも有効である。特許文献３には、主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が、板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織を有し、第２相としてベイナイト等を体積分率で５％以上含む熱延鋼板が記載されている。更に、マルテンサイト組織の細粒化も疲労特性の向上に有効である。特許文献４には、ミクロ組織の面分率の８０％以上がマルテンサイトであり、マルテンサイト組織の平均ブロック径が３μｍ以下であり、かつ最大ブロック径が平均ブロック径の１倍以上３倍以下である機械構造鋼管が記載されている。
さらに、特許文献４には、造管前のインゴットの組織を熱延で下部ベイナイト又はマルテンサイトとして炭素を均一に分散することが記載されている。しかし、細粒化は疲労き裂の発生を抑制するが、疲労き裂伝播特性を劣化させる欠点があり、その結果切欠きや溶接欠陥を含む疲労特性を低下させる問題があった。 It is known that refining the structure is effective as a fatigue strength improvement technique. For example, Patent Document 1 and Patent Document 2 describe a hot-rolled steel plate having ultrafine ferrite grains with an average particle diameter of less than 2 μm as hot-rolled and having bainite or the like as a second phase. Are excellent in ductility, toughness, fatigue strength, etc., and the anisotropy of these properties is considered to be small.
In addition, since fatigue cracks occur near the surface, it is also effective to refine the structure near the surface. In patent document 3, the average grain size of the polygonal ferrite which is the main phase has a grain size gradient structure in which the average grain size of the main phase gradually decreases from the thickness center toward the surface layer, and bainite etc. A hot rolled steel sheet containing 5% or more is described. Furthermore, the grain refinement of the martensitic structure is also effective in improving the fatigue characteristics. In Patent Document 4, 80% or more of the surface fraction of the microstructure is martensite, the average block diameter of the martensitic structure is 3 μm or less, and the maximum block diameter is 1 to 3 times the average block diameter The machine structural steel pipe is described.
Furthermore, Patent Document 4 describes that carbon is uniformly dispersed as lower bainite or martensite by hot rolling the structure of an ingot before pipe making. However, although the grain refinement suppresses the occurrence of fatigue cracks, there is a defect that the fatigue crack propagation characteristics are deteriorated, and as a result, there is a problem that the fatigue characteristics including notches and weld defects are deteriorated.

一方、疲労き裂伝播の抑制については、複合組織化が効果的であることが報告されている。特許文献５では、微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることで、き裂伝播速度を低減している。特許文献６および７では、複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を上げることでき裂伝播速度を低減できることが報告されている。しかし、これらは疲労き裂伝播速度を遅くすることについては効果のある方法であるが、き裂が進展しなくなる最小の応力拡大係数範囲である、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上については言及されていない。板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においては、き裂の伝播速度よりもΔＫｔｈの向上が重要な場合が多い。 On the other hand, it has been reported that complex organization is effective in suppressing fatigue crack propagation. In Patent Document 5, the crack propagation speed is reduced by dispersing hard bainite or martensite in a structure having fine ferrite as a main phase. Patent Documents 6 and 7 report that the crack propagation rate can be reduced by increasing the aspect ratio of martensite in the composite structure. However, although these are effective methods for reducing the fatigue crack propagation speed, the lower limit stress intensity factor range (ΔKth), which is the minimum stress intensity factor range in which the crack does not progress, is improved. Is not mentioned. In a steel plate having a small thickness and a short crack propagation life in fatigue life, it is often more important to improve ΔKth than the crack propagation speed.

特開平１１−９２８５９号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-92859 特開平１１−１５２５４４号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-152544 特開２００４−２１１１９９号公報Unexamined-Japanese-Patent No. 2004-211199 特開２０１０−７０７８９号公報Unexamined-Japanese-Patent No. 2010-70789 特開平０４−３３７０２６号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 04-337026 特開２００５−３２０６１９号公報JP, 2005-320619, A 特開平０７−９０４７８号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 07-90478

本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板を提供することを目的とし、板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においても、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上させることを課題とする。 The present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and it is an object of the present invention to provide a high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability, a thin plate thickness, and a crack propagation life occupying the fatigue life. It is an object of the present invention to improve the lower limit stress intensity factor range (ΔKth) even in a steel sheet having a short length.

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討し、以下の知見を得た。即ち、高強度鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．２００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、を含み
不純物であるＰとＳは、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．０２０以上０．１５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で８０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上２０％以下であり、
さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
なお、以下に示す更なる添加元素は、前記Ｆｅの一部を代替して添加するものである。
（２）
ＴｉＣの密度が１．０×１０^１６個／ｃｍ^３以下であることを特徴とする（１）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）〜（３）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（６）
さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷの１種または２種以上を合計で１質量％以下含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（７）
（１）〜（６）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法であって、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなるインゴットを、下記（式ｃ）から計算される温度Ｔ１（℃）もしくは１１００℃のいずれか大きい方の温度以上、１３００℃以下の温度まで加熱する加熱ステップと、
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。 MEANS TO SOLVE THE PROBLEM The present inventors earnestly examined in order to solve the said subject, and acquired the following knowledge. That is, by optimizing the composition and manufacturing conditions of the high strength steel plate and controlling the structure of the steel plate, it succeeded in manufacturing the high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability. The summary is as follows.
(1)
The chemical composition is in mass%,
C: 0.020 to 0.200%,
Si: 2.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Al: 2.000% or less,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Impurities P and S containing Ti: 0.200% or less are
P: 0.100% or less,
S: Limited to 0.0300% or less
A steel plate the balance of which is Fe and unavoidable impurities,
Using Tief calculated from the following (formula a),
The effective carbon amount Ceff calculated by the following (formula b) is 0.020 or more and 0.150% or less,
When a region surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more with adjacent crystals is defined as a crystal grain, the crystal grains having an average of the orientation difference within the crystal grain of 0 ° or more and 0.5 ° or less 80% or more in area ratio,
The sum of the area ratio of hard phases composed of martensite or tempered martensite or retained austenite is 2% or more and 20% or less,
Furthermore, the high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability characterized in that the amount of solid solution carbon in crystal grains having an average of the misorientation of 0 ° or more and 0.5 ° or less is 20 ppm or more and 200 ppm or less.
Tief = [Ti]-48/14 x [N]-48/32 x [S] ... (formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% of Ti, N, S, and C in the steel plate, respectively, and 0% is substituted when not contained. .
When Tief ≦ 0, calculation is made with Tief = 0 in (Expression b).
In addition, the further additional element shown below substitutes and adds a part of said Fe.
(2)
A high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to (1), characterized in that the density of TiC is 1.0 × 10 ¹⁶ pieces / cm ³ or less.
(3)
Furthermore by mass%,
Nb: not more than 0.100%,
V: 0.300% or less,
Cu: 1.20% or less,
Ni: 0.60% or less,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
A high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to (1) or (2), characterized in that it contains one or two or more of them.
(4)
Furthermore by mass%,
Mg: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
REM: 0.1000% or less,
A high strength steel plate excellent in the fatigue characteristics and the formability according to any one of (1) to (3), characterized by containing one or two or more of them.
(5)
Furthermore by mass%,
B: 0.0020% or less,
A high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of (1) to (4), characterized in that
(6)
Furthermore, the fatigue according to any one of (1) to (5), further comprising one or two or more of Sn, Zr, Co, Zn, and W in a total content of 1% by mass or less. High strength steel plate with excellent properties and formability.
(7)
It is a manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and formability of any one of (1)-(6), Comprising: It has a component composition of any one of (1)-(6). A heating step of heating the ingot made of steel to a temperature T1 (° C.) or 1100 ° C., whichever is greater, which is calculated from the following (formula c), and a temperature of 1300 ° C. or less;
A hot rolling step of roughly rolling the heated ingot and then performing finish rolling by multistage continuous rolling to obtain a hot rolled steel sheet;
Having a cooling step of cooling the obtained hot rolled steel sheet;
In finish rolling by multistage continuous rolling, the rolling temperature at the last stage among the stages having a rolling reduction of 5% or more is a temperature lower than Ar3 or 1000 ° C. whichever is calculated by the following (formula d) Temperature,
In the cooling step, the heat-rolled steel plate is subjected to Ae1 calculated by the following (formula e),
Retain for 8 seconds or more in the temperature range of Ae 1-30 ° C. or more and Ae 1 + 30 ° C. or less,
The cooling rate from Ae 1-30 ° C to 300 ° C is 100 ° C / sec or more,
Furthermore, a cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is set to 30 ° C./sec or more, and a method of manufacturing a high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability.
T1 (° C.) = 7000 / {2.75-log ([Ti] × [C])} − 273 (formula c)
Ar 3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 x [Al] ... (formula d)
Ae1 (° C.) = 723-10.7 × [Mn] + 29.1 × [Si] -16.9 × [Ni] + 16.9 × [Cr] + 70 × [Al] (E)
However, the [element name] in a formula shows content (mass%) in the steel plate of the element concerned, and when not containing, it shall substitute 0%.

本発明によれば、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、自動車用材料の足回り部品に適用する複雑な形状の部品の疲労寿命を延ばすことが可能となり、産業上の貢献が顕著である。 According to the present invention, it is possible to provide a high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability. By using this steel plate, it is possible to extend the fatigue life of parts of complex shape applied to underbody parts of automotive materials, and the industrial contribution is remarkable.

以下に本発明の内容を詳細に説明する。なお、本発明は板厚１２ｍｍ以下の鋼板に好適に利用できる。特に板厚が薄ければ薄いほどその効果を発揮する。従って、最終製品の板厚が、好ましくは８ｍｍ以下、さらに好ましくは６ｍｍ以下、さらに好ましくは３ｍｍ以下になる鋼板に適用するとよい。 The contents of the present invention will be described in detail below. The present invention can be suitably used for a steel plate having a thickness of 12 mm or less. In particular, the thinner the plate thickness, the more effective it is. Therefore, it is good to apply to the steel plate from which board thickness of a final product becomes preferably 8 mm or less, more preferably 6 mm or less, and still more preferably 3 mm or less.

［鋼板の化学成分］
まず、本発明の鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、特に断りのない限り、含有量の％は質量％、ｐｐｍは質量ｐｐｍ（０．０００１質量％）を示す。
また、本明細書中の各式において用いる［元素名］の表示は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示すものとし、含有していない場合は０％を代入するものとする。例えば［Ｃ］はＣ（炭素）の、［Ｔｉ］はＴｉ（チタン）の含有量（質量％）を示す。 [Chemical composition of steel plate]
First, the reasons for limitation of the chemical components of the steel plate of the present invention will be described. In addition, unless there is particular notice,% of content shows mass% and ppm shows mass ppm (0.0001 mass%).
Moreover, the display of [element name] used in each formula in the present specification indicates the content (% by mass) of the element in the steel plate, and when it is not contained, 0% is substituted. . For example, [C] indicates the content (mass%) of C (carbon) and [Ti] indicates Ti (titanium).

（Ｃ：０．０２０％〜０．２００％）
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。本発明では、後述するが、炭素（Ｃ）はマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト等の硬質相の分率を増大させ、き裂の破面粗さを増大させる。これが疲労き裂の破面誘起き裂閉口を促進し、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させる。さらに、前記硬質相以外の結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、ΔＫｔｈを一層向上させることができる。
そのため、炭素（Ｃ）は、０．０２０％以上添加するとよい。また、加工性を確保するため、炭素（Ｃ）の含有量は、０．２００％以下にするとよい。 (C: 0.020% to 0.200%)
C is one of the important elements in the present invention. In the present invention, carbon (C) increases the fraction of hard phases such as martensite, tempered martensite and retained austenite, and increases the fracture surface roughness of the crack, which will be described later. This promotes fracture-induced crack closure of the fatigue crack and improves the lower limit stress intensity factor range (ΔKth). Furthermore, ΔKth can be further improved by controlling the solid solution carbon (solid solution C) in the crystal grains other than the hard phase to a predetermined amount.
Therefore, it is good to add carbon (C) 0.020% or more. Moreover, in order to ensure processability, the content of carbon (C) is preferably 0.200% or less.

（有効炭素量（Ｃｅｆｆ）：０．０２０〜０．１５０％）
Ｃは、鋼中にＴｉが存在するとＴｉＣとして析出するため、炭素（Ｃ）として有効に作用することができる有効炭素量（Ｃｅｆｆ）は、ＴｉＣ（Ｔｉ炭化物）の量によって変化する。
一方、Ｔｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物やＴｉ硫化物より低温で生成する。このため、鋼中のＮやＳが多いとＴｉ窒化物やＴｉ硫化物が優先して生成するので、ＴｉＣとして析出することができるＴｉ含有量（Ｔｉｅｆ）を、以下の（式ａ）で計算し指標として用いた。

Ｔｉｅｆが０以下（負又は零）の値となるとき、鋼中の全炭素量が、有効炭素量となる。 (Effective carbon content (Ceff): 0.020 to 0.150%)
Since C precipitates as TiC when Ti is present in the steel, the effective carbon amount (Ceff) that can effectively act as carbon (C) varies with the amount of TiC (Ti carbide).
On the other hand, Ti carbide is formed at a lower temperature than Ti nitride or Ti sulfide. For this reason, when N and S in the steel are high, Ti nitride and Ti sulfide are preferentially formed, and therefore the Ti content (Tief) that can be precipitated as TiC is calculated by the following (Formula a) It was used as an indicator.

When the Tief has a value of 0 or less (negative or zero), the total carbon content in the steel is the effective carbon content.

一方で、Ｔｉｅｆが０より大きい（正の）値となるときには、Ｃの一部がＴｉＣとして析出するため、有効炭素量は、鋼中の全炭素量よりも、ＴｉＣとして析出した分だけ低下する。このような場合には、ＴｉＣとして析出するＣ量を考慮して、有効炭素量を決めるとよい。即ち、有効炭素量Ｃｅｆｆは、（式ｂ）により計算すればよい。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
本発明では、後述する、結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることができる。 ΔＫｔｈを向上させる効果を得るためには、有効炭素量を０．０２０％以上とするとよい。この効果を確実に得るために、有効炭素量の下限は０．０３０％にすることが好ましく、０．０４０％であれば更に好ましい。 On the other hand, when Tief is greater than 0 (positive), part of C precipitates as TiC, so the effective carbon content decreases by the amount deposited as TiC from the total carbon content in the steel. . In such a case, the effective carbon amount may be determined in consideration of the amount of C precipitated as TiC. That is, the effective carbon amount Ceff may be calculated by (formula b).
Tief = [Ti]-48/14 x [N]-48/32 x [S] ... (formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% of Ti, N, S, and C in the steel plate, respectively, and 0% is substituted when not contained. .
When Tief ≦ 0, calculation is made with Tief = 0 in (Expression b).
In the present invention, the lower limit stress intensity factor range (ΔKth) can be improved by controlling the solid solution carbon (solid solution C) in crystal grains to be described later to a predetermined amount. In order to obtain the effect of improving ΔKth, it is preferable to make the effective carbon amount 0.020% or more. In order to ensure this effect, the lower limit of the effective carbon content is preferably 0.030%, and more preferably 0.040%.

一方、有効炭素量が０．１５０％を超えると硬質第二相である低温変態生成物の面積率が増加して穴広げ性と延性が低下する。このため有効炭素量は０．１５０％以下とする。穴広げ性と延性を確保する観点からは、望ましくは０．１２０％以下にするとよく、更に望ましくは０．１００％以下にするとよい。
以上が本発明の熱延高強度鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。 On the other hand, when the effective carbon content exceeds 0.150%, the area ratio of the low temperature transformation product as the hard second phase increases, and the hole expansibility and ductility decrease. Therefore, the effective carbon content is 0.150% or less. From the viewpoint of securing the hole expansibility and ductility, it is preferably 0.120% or less, more preferably 0.100% or less.
The above is the basic chemical components of the hot-rolled high-strength steel sheet of the present invention, but it may further contain the following components.

（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは加工性をそれほど損なわずに引張強さを向上できる元素であるため、添加して良い。しかしながら、２．００％超添加すると靭性や成形性が低下するためＳｉの含有量は２．００％以下、望ましくは１．５０％以下である。さらに望ましくは１．００％以下にするとよい。
一方、Ｓｉは不純物として自然に含まれるため、含有量を０．０１％未満にすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｓｉ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。 (Si: 2.00% or less)
Si may be added because Si is an element that can improve tensile strength without significantly reducing processability. However, since addition of more than 2.00% lowers the toughness and the formability, the content of Si is 2.00% or less, preferably 1.50% or less. More preferably, it may be 1.00% or less.
On the other hand, since Si is naturally contained as an impurity, it is not desirable from the viewpoint of cost to make the content less than 0.01%. Therefore, the lower limit of the Si content is desirably 0.01%.

（Ｍｎ：２．００％以下）
Ｍｎは、固溶強化元素として添加してよい。Ｍｎ含有量が２．００％超となるように添加すると、鋼板の板厚方向の中心部にМｎの偏析帯が生じ、この偏析帯が割れの起点になるため穴広げ率が低下する。従って、Ｍｎの含有量は２．００％以下とする。一方で、Ｍｎは不純物として自然に含まれるため含有量を０．０１％以下とすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｍｎ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。 (Mn: 2.00% or less)
Mn may be added as a solid solution strengthening element. When the Mn content is more than 2.00%, a segregation band of М n is generated at the center of the steel plate in the thickness direction, and this segregation band becomes a starting point of cracking, resulting in a decrease in hole expansion rate. Therefore, the content of Mn is 2.00% or less. On the other hand, since Mn is naturally contained as an impurity, it is not desirable from the viewpoint of cost to make the content 0.01% or less. Therefore, the lower limit value of the Mn content is desirably 0.01%.

（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、少ないほど望ましい。Ｐを０．１００％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１００％以下に制限する。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３０％以下に制限することが望ましい。 (P: 0. 100% or less)
P is an impurity contained in hot metal, is an element which segregates at grain boundaries and lowers the low temperature toughness with an increase in the content. Therefore, the lower the P content, the better. If the P content exceeds 0.100%, the formability and the weldability are adversely affected, so the content is limited to 0.100% or less. In particular, in consideration of weldability, it is desirable to limit the P content to 0.030% or less.

（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３００％以下に制限する。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下に制限することが望ましい。 (S: 0.0300% or less)
S is an impurity contained in hot metal, and is an element that generates inclusions such as MnS that not only cause cracking during hot rolling but also deteriorate hole expandability if the content is too large. For this reason, the content of S should be reduced as much as possible, but if it is less than or equal to 0.0300%, it is an acceptable range, so the content is limited to less than or equal to 0.0300%. However, it is desirable to limit the S content in the case where a certain degree of hole expandability is required to 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.

（Ａｌ：２．０００％以下）
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素であり、他の元素の溶鋼歩留を安定させる効果があるため、添加してもよい。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を望ましくは０．０１０％とするとよい。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると圧延中に割れが発生することがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０００％にする。また、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると溶接性や靭性などが劣化し始めるので、Ａｌ含有量の上限は、望ましくは１．０００％とし、より望ましいＡｌ含有量の上限は、０．５００％である。 (Al: 2.000% or less)
Al is an element effective as a deoxidizer for molten steel, and has the effect of stabilizing molten steel yield of other elements, and therefore may be added. In order to obtain this effect, the lower limit of the Al content is desirably set to 0.010%.
On the other hand, if the Al content exceeds 2.000%, cracking may occur during rolling. Therefore, the upper limit of the Al content is 2.000%. When the Al content exceeds 1.000%, weldability and toughness start to deteriorate, so the upper limit of the Al content is desirably 1.000%, and the upper limit of the more desirable Al content is 0. 0%. It is 500%.

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、インゴット加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから、添加してもよい。ただし、鋼中の窒化物は穴広げ率を低下させるため、０．０１００％以下にする必要がある。望ましくは０．００５０％以下である。一方、０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。 (N: 0.0100% or less)
N, which is present as TiN, may be added because it contributes to the improvement of low temperature toughness through the refinement of the crystal grain size at the time of ingot heating. However, in order to reduce the hole expansion rate, the nitride in the steel needs to be 0.0100% or less. Desirably, it is 0.0050% or less. On the other hand, since it is not economically desirable to make it less than 0.0005%, it is desirable to make it 0.0005% or more.

（Ｏ：０．０１００％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１００％以下にする必要がある。一方、０．００１０％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１０％以上とすることが望ましい。 (O: 0.0100% or less)
Since O forms an oxide and degrades formability, it is necessary to suppress the content. In particular, when O exceeds 0.0100%, this tendency becomes remarkable, so it is necessary to make it 0.0100% or less. On the other hand, since it is economically unpreferable to set it as less than 0.0010%, it is desirable to set it as 0.0010% or more.

（Ｔｉ：０．２００％以下）
ＴｉはＴｉＣとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与するため、添加してもよい。ただし、０．２００％を超えて添加してもこの効果は飽和することに加えて鋳造時のノズル閉塞の原因となるため、Ｔｉの含有量は０〜０．２００％とする。また後述するようにＴｉの含有量が０．０５０％超であるとＴｉＣの密度が１．０×１０^１６個／ｃｍ^３以上となり、成形性が低下する。このため、Ｔｉの望ましい含有量は０．０５０％以下にするとよい。
一方、Ｔｉが０．００１％未満では析出強化の効果を十分に得られない場合があるため、０．００１％以上添加することが望ましい。析出強化の効果を確実にするためには、０．０１０％以上添加することがさらに望ましい。 (Ti: 0.200% or less)
Ti may be added because it is present as TiC and contributes to the strengthening of the steel sheet through precipitation strengthening. However, even if it is added in excess of 0.200%, this effect saturates and causes nozzle clogging at the time of casting, so the content of Ti is set to 0 to 0.200%. Further, as described later, when the content of Ti is more than 0.050%, the density of TiC becomes 1.0 × 10 ¹⁶ pieces / cm ³ or more, and the formability is lowered. Therefore, the desirable content of Ti may be 0.050% or less.
On the other hand, if Ti is less than 0.001%, the effect of precipitation strengthening may not be obtained sufficiently in some cases, so it is desirable to add 0.001% or more. In order to ensure the effect of precipitation strengthening, it is more desirable to add 0.010% or more.

（Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｎｂは、この炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので添加しても良い。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。したがって、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。 (Nb: 0. 100% or less)
Nb may be added because the grain size of the hot-rolled sheet can be refined by delaying the grain growth of this carbonitride or solid solution Nb during hot rolling, and the low-temperature toughness can be improved. Even if the Nb content exceeds 0.100%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Moreover, if the Nb content is less than 0.010%, the above effect can not be sufficiently obtained. Therefore, when Nb is contained, it is preferable that the Nb content be 0.010% or more.

（Ｖ：０．３００％以下）
Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｖ含有量が０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下であることが望ましい。
また、Ｖの含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上であることが望ましい。 (V: 0.300% or less)
V is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the V content exceeds 0.300%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.300% or less.
In addition, if the content of V is less than 0.010%, the above effect can not be sufficiently obtained. Therefore, when V is contained, the V content is desirably 0.010% or more.

（Ｃｕ：２．００％以下）
Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｕ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが望ましい。さらに、Ｃｕの含有量が１．２０％超では鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがあるので、Ｃｕは１．２０％以下であることが、より望ましい。
また、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。 (Cu: 2.00% or less)
Cu is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Cu content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Cu is contained, it is desirable that Cu content is 2.00% or less. Furthermore, if the content of Cu is more than 1.20%, scratches due to scale may occur on the surface of the steel sheet, so Cu is more preferably 1.20% or less.
Moreover, if the content of Cu is less than 0.01%, the above effect can not be sufficiently obtained. Accordingly, when Cu is contained, the Cu content is desirably 0.01% or more.

（Ｎｉ：２．００％以下）
Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｎｉ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始めるので、望ましくはＮｉ含有量は０．６０％以下にするとよい。
また、Ｎｉの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上にすることが望ましい。 (Ni: 2.00% or less)
Ni is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Ni content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 2.00% or less. If the content of Ni exceeds 0.60%, the ductility starts to deteriorate, so the Ni content is preferably made 0.60% or less.
In addition, if the content of Ni is less than 0.01%, the above effect can not be sufficiently obtained. Therefore, when it contains Ni, it is desirable for Ni content to be 0.01% or more as needed.

（Ｃｒ：２．００％以下）
Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｒ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。
また、Ｃｒの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。 (Cr: 2.00% or less)
Cr is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Cr content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when it contains Si, it is desirable that Si content is 2.00% or less.
In addition, if the content of Cr is less than 0.01%, the above effect can not be sufficiently obtained. Therefore, when it contains Cr as needed, it is desirable for Cr content to be 0.01% or more.

（Ｍｏ：１．００％以下）
Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｍｏ含有量が１．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。 (Mo: 1.00% or less)
Mo is an element having the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Mo content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when it contains Mo, it is desirable for Mo content to be 1.00% or less.
Moreover, if the content of Mo is less than 0.01%, the above effect can not be sufficiently obtained. Therefore, when it contains Mo as needed, it is desirable for Mo content to be 0.01% or more.

（Ｍｇ：０．０１００％以下）
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。 (Mg: 0.0100% or less)
Mg may be added because it is an element that serves as a starting point of destruction and controls the form of non-metallic inclusions that cause deterioration of processability and improves processability. Even if the content of Mg exceeds 0.0100%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when it contains Mg, it is desirable for Mo content to be 1.00% or less.
In addition, the content of Mg becomes remarkable when it is added by 0.0005% or more. Therefore, as needed, when it contains Mg, it is desirable for Mg content to be 0.0005% or more.

（Ｃａ：０．０１００％以下）
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。
また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。 (Ca: 0.0100% or less)
Ca may be added because it is an element that serves as a starting point of destruction and controls the form of nonmetallic inclusions that cause deterioration of processability and improves processability. Even if the content of Ca exceeds 0.0100%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when it contains Ca, it is desirable that Ca content is 0.0100% or less.
In addition, the content of Ca becomes remarkable when it is added by 0.0005% or more. Therefore, when it contains Ca as needed, it is desirable that Ca content is 0.0005% or more.

（ＲＥＭ：０．１０００％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下であることが望ましい。
また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。 (REM: 0.1000% or less)
REM (rare earth element) is an element that serves as a starting point of destruction and controls the form of nonmetallic inclusions that cause deterioration of processability, and may be added because it is an element that improves processability. Even if the content of REM exceeds 0.1000%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when REM is contained, the REM content is desirably 0.1000% or less.
In addition, the content of REM becomes remarkable when it is added by 0.0005% or more. Therefore, when REM is contained, it is desirable that the REM content be 0.0005% or more.

（Ｂ：０．０１００％以下）
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。このことから、添加しても良い。Ｂの含有量が０．０１００％超の添加は、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣る。従って、Ｂを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。また、この効果は、鋼板へのＢ含有量が０．０００２％以上とすることで顕著となる。
また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、０．００２０％超を添加した場合、本研究において重要な結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°であるような結晶粒の面積率を減じてしまうことがある。従って、必要に応じて、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。 (B: 0.0100% or less)
B segregates at grain boundaries and improves low-temperature toughness by increasing grain boundary strength. From this, you may add. The addition of B content of more than 0.0100% not only saturates the effect but also is less economical. Therefore, when it contains B, it is desirable for Ca content to be 0.0100% or less. Moreover, this effect becomes remarkable when B content to a steel plate sets it as 0.0002% or more.
In addition, B is a strong quenching element, and the area of crystal grains such that the average of misorientation in the crystal grains which is important in this research is 0 to 0.5 ° when 0.0020% or more is added. It may reduce the rate. Therefore, when it contains B as needed, it is desirable for B content to be 0.0002% or more.

なお、その他の元素について、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。 In addition, it has been confirmed that the effects of the present invention are not impaired even if Sn, Zr, Co, Zn, and W are contained in total of 1% or less of other elements. Among these elements, Sn is preferably 0.05% or less because of the risk of generating wrinkles during hot rolling.

［鋼板のミクロ組織］
鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上含むことを特徴とする。結晶粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定できる。このような結晶粒内の方位差を有する結晶粒は延性が高く変形能が均一で降伏比が低いため、その割合を高めることで、成形性を向上させることができる。
また、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が９８％超であると、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の分率を２％以上とすることができないため、上限を９８％とすることが望ましい。 [Microstructure of steel plate]
The microstructure of the steel plate will be described.
In the steel plate of the present invention, when a region surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more with an adjacent crystal is defined as a crystal grain, the average of the orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 °. It is characterized in that a certain crystal grain contains 80% or more in area ratio. The misorientation in the crystal grain can be measured using the EBSD method (electron beam backscattering diffraction pattern analysis method) often used for crystal orientation analysis. Since the crystal grain having such misorientation in the crystal grain is high in ductility, uniform in deformability and low in yield ratio, the formability can be improved by increasing the ratio.
In addition, when the area ratio of crystal grains having an average of misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° is more than 98%, the proportion of hard phase composed of martensite or tempered martensite or retained austenite Since the rate can not be 2% or more, the upper limit is preferably 98%.

なお、ここで定義する成形性とは、全伸びで表される延性が高いこと、穴広げ率で表わされる伸びフランジ性が高いこと、そして望ましくは降伏比が低いことの３つを示す。全伸びが小さいとプレス成型時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、全伸び（Ｅｌ）と引張り強さ（ＴＳ）との積：（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすとよい。ただし、引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳＺ２２４１２０１１の引張強さ、全伸び（Ｅｌ）はＪＩＳＺ２２４１２０１１の破断時全伸びを表す。
また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の試験方法による穴広げ率を（λ）としたとき、本特許における成形性に優れた鋼板はλ≧５０％を満たすとよい。λ≧５０％を満たす鋼板であれば、高い伸びフランジ性が求められる部品以外は成型が可能である。
また、降伏比をＹＲとしたとき、ＹＲ≦０．８０を満たす鋼板は引張強さの割にプレス荷重が低く、成形性に優れることが多い。 In addition, the formability defined here indicates that the ductility represented by the total elongation is high, the stretch flangeability represented by the hole expansion ratio is high, and desirably, the yield ratio is low. If the total elongation is small, thickness reduction due to necking is likely to occur during press molding, which causes press cracking. In order to ensure press formability, it is preferable that the product of the total elongation (El) and the tensile strength (TS): (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%. However, tensile strength (TS) represents tensile strength in JIS Z 2241 2011, and total elongation (El) represents total elongation at break in JIS Z 2241 2011.
Further, when the hole expansion ratio according to the test method described in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996 is (λ), it is preferable that the steel sheet having excellent formability in this patent satisfy λ ≧ 50%. If it is a steel plate which satisfies λ5050%, molding is possible except for parts where high stretch flangeability is required.
In addition, when the yield ratio is YR, the steel sheet satisfying YR ≦ 0.80 has a low press load in spite of the tensile strength and is often excellent in formability.

［結晶粒方位の測定方法］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合は、例えば以下の方法で測定することができる。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）もしくは３／４Ｗ（幅）位置において、
鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えば、ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。
ここで方位差とは、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域が円相当径で０．３μｍ以上の場合に、本願ではこれを結晶粒と定義した。この結晶粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積割合を求める。なお結晶粒の定義や結晶粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア、例えば、「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ^ＴＭ」を用いて求めることができる。 [Method of measuring grain orientation]
The proportion of crystal grains having an average of misorientation in crystal grains of 0 to 0.5 ° can be measured, for example, by the following method.
Assuming that the plate width of the steel plate is W, at the 1/4 W (width) or 3/4 W (width) position from one end in the width direction of the steel plate,
A sample is taken so that the cross section (width direction cross section) of the steel plate in the width direction viewed from the rolling direction is the observation surface, and the width direction of the steel plate 200 μm × thickness direction from the surface of the steel plate at 1/4 depth of plate thickness. EBSD analysis of a 100 μm rectangular area at a measurement interval of 0.2 μm.
Here, EBSD analysis is performed using a device configured of a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (for example, HIKARI detector manufactured by TSL). Perform at analysis speed.
Here, the “orientation difference” refers to the difference in crystal orientation between adjacent measurement points based on the crystal orientation information of each measurement point measured as described above. When this misorientation is 15 ° or more, the middle of adjacent measurement points is judged as a grain boundary, and in the case where the region surrounded by this grain boundary is 0.3 μm or more in equivalent circle diameter, this is a crystal in the present application. It was defined as grain. The misorientation in the crystal grains is simply averaged to calculate the mean misorientation. Then, the area ratio of crystal grains in which the average misorientation in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is determined. Incidentally calculation of the average misorientation of the crystal grains of the definitions and grains, software that came with the EBSD analysis device, for example, can be determined using the "OIM Analysis ^TM".

［結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％未満である場合には延性が悪化し、延性の良い自動車用足回り高強度鋼板の目安である（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たさなくなる。そのため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上とするとよい。結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積率で８５％以上にするとよい。 [The crystal grains having an average of misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° are 80% or more in area ratio]
The ductility is deteriorated when the crystal grain having an average of misorientation within the crystal grain of 0 to 0.5 ° is less than 80% in area ratio, and it is a standard of a high ductile automobile underbody high strength steel plate It does not satisfy (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%. Therefore, it is preferable that the crystal grains having an average of misorientation in crystal grains of 0 to 0.5 ° be 80% or more in area ratio. The ductility is improved as the area ratio of crystal grains of which the average of the misorientation in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is higher, so the area ratio is desirably 85% or more.

本実施形態における結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒と、光学顕微鏡の観察結果から定義されるフェライトを直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、フェライト面積率が８０％以上の鋼板があったとしても、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合が８０％以上であるとは限らない。従って、フェライト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。 The crystal grain having an average of misorientation in the crystal grain in the present embodiment of 0 to 0.5 ° does not directly relate to the ferrite defined from the observation result of the optical microscope. In other words, even if there is a steel plate having a ferrite area ratio of 80% or more, for example, the proportion of crystal grains having an average of misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° is limited to 80% or more Absent. Therefore, the characteristics equivalent to the steel plate according to the present embodiment can not be obtained only by controlling the ferrite area ratio.

［マルテンサイト＋焼き戻しマルテンサイト＋残留オーステナイト≧２％］
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相は疲労き裂の進展経路を屈曲させ、疲労き裂の破面粗さを増大させる。これが破面誘起き裂閉口を促進し、ΔＫｔｈを向上させる。この効果は硬質相の面積分率が２％以上で発現し始め、硬質相の分率が増大するほど効果が顕著になる。従って、硬質相の面積分率は２％以上とするとよく、さらに望ましくは５％以上にするとよい。
一方で、硬質相の面積分率が高すぎると穴広げ率が低下し、２０％超であると（λ）≧５０％を満たすことができない。よって、硬質相の面積分率は２０％以下である。さらに望ましくは１０％以下にするとよい。以上のような本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよびオーステナイトの面積分率の求め方を以下に示す。 [Martensite + tempered martensite + retained austenite 2 2%]
The hard phase composed of martensite or tempered martensite or retained austenite bends the propagation path of the fatigue crack and increases the fracture surface roughness of the fatigue crack. This promotes fracture-induced crack closure and improves ΔKth. This effect starts to appear when the area fraction of the hard phase is 2% or more, and the effect becomes more remarkable as the fraction of the hard phase increases. Therefore, the area fraction of the hard phase may be 2% or more, and more preferably 5% or more.
On the other hand, if the area fraction of the hard phase is too high, the hole expansion rate decreases, and if it is more than 20%, (λ) ≧ 50% can not be satisfied. Therefore, the area fraction of the hard phase is 20% or less. More preferably, it is 10% or less. The method of determining the area fraction of martensite, tempered martensite and austenite constituting the steel sheet structure of the present invention as described above will be shown below.

本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率は、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察して求めた。ＦＥ−ＳＥＭで観察した際、ラス状（薄くて長い板状）の組織であり、かつ炭化物が析出していないものをマルテンサイトとした。ラス状の組織であり、炭化物が、マルチバリアントで析出（セメンタイトが色々な方向を向いて析出）しているものを焼き戻しマルテンサイトとした。なお、炭化物が、シングルバリアントで析出（セメンタイトが一方向に揃って析出）しているものはベイナイトと判断した。ＦＥ−ＳＥＭを用いて１２０μｍ×１００μｍの領域を１０００倍の倍率で、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１０視野測定した。各視野毎に、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの代表的な面積分率とした。 The area fraction of martensite and tempered martensite constituting the steel sheet structure of the present invention is a cross section (width in which the width direction of the steel sheet is viewed from the rolling direction at a 1/4 W or 3/4 W position of the sheet width W from one end of the steel sheet The sample is taken so that the direction cross section is the observation surface, the observation surface is polished, nital etching, FE thickness ranges of 1/4 thickness, 3/8 thickness, and 1/2 thickness range. It was determined by observation using a field emission scanning electron microscope. When observed by FE-SEM, a structure having a lath-like (thin and long plate-like) structure and no precipitation of carbide was regarded as martensite. A lath-like structure in which carbides precipitate in multiple variants (cementite precipitates in various directions) is used as tempered martensite. In addition, it was determined that bainite is one in which carbide is precipitated in a single variant (cementite is uniformly deposited in one direction). An area of 120 μm × 100 μm was measured at a magnification of 1000 times using FE-SEM at a magnification of 1000 for each of 10 fields of thickness of 1⁄4, 3⁄8 and 1⁄2 thickness. The area fraction of martensite and tempered martensite is determined for each field of view, and their average value is taken as the representative area fraction of martensite and tempered martensite.

残留オーステナイトの面積分率は、マルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトと同様に、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、電解研磨で加工層を取り除いた後にＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定した。後方散乱によって得られた６本以上のバンド（結晶面に対応）の全ての組み合わせの角度差を求め、例えば、「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ^ＴＭ」内にあるデータファイル、または適切な試料の測定によって作成したデータファイルと比較し、バンド同士の角度差がデータファイルの結晶粒がフェライトの場合のバンド同士の角度差よりも、データファイルの結晶粒がオーステナイトの場合のバンド同士の角度差に近い場合に、この結晶粒を残留オーステナイトと定義した。ＥＢＳＤ法を用いて、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１００μｍ×１００μｍ以上の領域を観察した。各範囲毎に、残留オーステナイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、残留オーステナイトの代表的な面積分率とした。 The area fraction of retained austenite is the cross section (width direction cross section seen in the width direction of the steel plate from the rolling direction at the 1/4 W or 3/4 W position of the plate width W from one end of the steel plate, similarly to martensite and tempered martensite The sample was taken such that the observation surface was the observation surface, the observation surface was polished, and the processed layer was removed by electrolytic polishing, and then measured using the EBSD method (electron beam backscattering diffraction pattern analysis method). It obtains an angular difference of all combinations of the obtained six or more bands (corresponding to the crystal plane) by backscattering, for example, data created by the measurement data file or appropriate samples are within "OIM Analysis ^TM" Compared with the file, the angle difference between bands is closer to the angle difference between bands when the crystal grain of the data file is austenite than the angle difference between bands when the crystal grain of the data file is ferrite. Grains were defined as retained austenite. The EBSD method was used to observe an area of 100 μm × 100 μm or more for each range of 1⁄4, 3⁄8 and 1⁄2 thickness of the plate thickness. The area fraction of retained austenite is determined for each range, and the average value of them is used as the representative area fraction of retained austenite.

［方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍ］
次に、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ（固溶炭素）について述べる。結晶粒内の固溶Ｃは下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上のために重要である。ΔＫｔｈは疲労き裂が停留し、進展しなくなる限界の応力拡大係数範囲を表し、平滑材の疲労限の向上や打ち抜き材、切り欠き材の疲労特性向上に寄与する。疲労き裂が進展するためには、疲労き裂先端で転位が活動する必要がある。発明者らは鋭意検討の結果、結晶粒内の固溶Ｃが２０ｐｐｍ以上であれば転位の運動が抑制され、ΔＫｔｈが向上することを見出した。結晶粒内の固溶Ｃは多いほどその効果が顕著で、望ましくは５０ｐｐｍ以上、さらに望ましくは１００ｐｐｍ以上あるとよい。固溶Ｃが転位の運動を抑制する原因は動的ひずみ時効効果にあると考えられる。固溶Ｃ量の上限は指定しないが、フェライト中のＣ溶解度は、溶解度が最大となるＡｅ１温度付近でも２００ｐｐｍ程度であるため、それを上回ることは原理上難しい。 [The amount of solid solution carbon in crystal grains having an average of misorientation of 0 to 0.5 ° is 20 to 200 ppm]
Next, solid solution C (solid solution carbon) in the crystal grain in which the average of the misorientation in the crystal grain is 0 to 0.5 ° will be described. Solid solution C in the crystal grains is important to improve the lower limit stress intensity factor range (ΔKth). ΔKth represents a stress intensity factor range at which fatigue crack stops and does not progress, and contributes to the improvement of the fatigue limit of the smooth material and the improvement of the fatigue characteristics of the punching material and the notch material. In order for a fatigue crack to propagate, dislocation must be activated at the fatigue crack tip. As a result of intensive studies, the inventors have found that if the solid solution C in the crystal grain is 20 ppm or more, the movement of dislocations is suppressed and ΔKth is improved. The effect is more remarkable as the amount of solid solution C in the crystal grains is larger, preferably 50 ppm or more, more preferably 100 ppm or more. It is believed that the cause of the suppression of dislocation motion due to solid solution C is the dynamic strain aging effect. Although the upper limit of the amount of solid solution C is not specified, the solubility of C in ferrite is about 200 ppm even at around the Ae1 temperature where the solubility becomes maximum, so it is difficult in principle to exceed it.

結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて測定が可能である。具体的には、測定対象となる結晶粒が測定可能な位置になるように試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求め、固溶Ｃの量を測定する。本検討では、試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、１ｎｍ^３の体積の中に炭素原子が合計で５個以上含む場合に、これを集合体（炭素化合物やクラスター）と判断し、観察した領域内の全ての炭素から集合体に含まれる炭素を引いたものを固溶Ｃ量とし、観察した領域から集合体を除いた領域中に、この固溶Ｃが含まれる質量分率を固溶炭素量（固溶Ｃ量）と定義した。 Although the means to measure the amount of solid solution C in the crystal grain whose average of misorientation in the crystal grain is 0 to 0.5 ° is not particularly specified, for example, measurement using 3D-AP (three-dimensional atom probe) It is possible. Specifically, a needle-like sample is created through processing by focused ion beam processing as necessary while performing electrolytic polishing after cutting out the sample so that the crystal grain to be measured is at a measurable position. . Next, a plurality of two-dimensional distribution images of atoms of the created needle-like sample are acquired in the depth direction of the needle-like sample by a three-dimensional atom probe, and the plurality of two-dimensional distribution images obtained are reconstructed to obtain real space The three-dimensional distribution image of the atoms at is calculated, and the amount of solid solution C is measured. In this study, if a 20 nm × 20 nm × 50 nm wide field of view of the sample is observed for at least 10 fields or more, and the volume of 1 nm ³ contains a total of 5 or more carbon atoms, the aggregate (carbon compound And the amount of carbon contained in the aggregate from all carbon in the observed region is defined as the solid solution C amount, and this solid solution C is in the region excluding the aggregate from the observed region. The mass fraction containing is defined as the amount of solid solution carbon (the amount of solid solution C).

［ＴｉＣの密度が１．０×１０^１６個／ｃｍ^３以下］
次に、組織中のＴｉＣの量について述べる。ＴｉＣは析出物であり、析出強化によって降伏比（ＹＲ）を高くする効果がある。ＹＲが低い鋼板はプレス成形時の荷重が小さくなる傾向があるため、プレス時の板押さえ力を小さくでき、プレス成形性に有利である。発明者らの検討によれば、ＴｉＣの密度が１．０×１０^１６個／ｃｍ^３超であるとＴｉＣによるＹＲ上昇効果が大きくなりＹＲ＞０．８０となる。よって、ＴｉＣの密度は１．０×１０^１６個／ｃｍ^３以下とすることが望ましい。ただし、本特許で定義するＴｉＣはチタン炭化物だけでなくＴｉ（ＣＮ）、（ＴｉＮｂ）Ｃ、（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）などのチタン炭化物に窒素やニオブが化合した複合化合物を含む。 [The density of TiC is 1.0 × 10 ¹⁶ / cm ³ or less]
The amount of TiC in the tissue will now be described. TiC is a precipitate and has the effect of increasing the yield ratio (YR) by precipitation strengthening. A steel sheet having a low YR tends to reduce the load at the time of press forming, so that the plate pressing force at the time of pressing can be reduced, which is advantageous for press formability. According to the inventors' studies, if the density of TiC is more than 1.0 × 10 ¹⁶ pieces / cm ³ , the YR increase effect by TiC becomes large, and YR> 0.80. Therefore, the density of TiC is desirably 1.0 × 10 ¹⁶ / cm ³ or less. However, TiC defined in the present patent includes not only titanium carbide but also a composite compound in which nitrogen or niobium is combined with titanium carbide such as Ti (CN), (TiNb) C, (TiNb) (CN).

ＴｉＣを同定し密度を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて、鋼板中のＴｉとＣの存在位置を測定し、ＴｉとＣの存在位置が一致する場合をＴｉＣと定義することで、粒径が小さいＴｉＣについても高精度で個数を測定することができる。試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、観察視野の範囲と観察されたＴｉＣ個数の関係から、析出物の密度を算出する。 Although the means to identify TiC and measure the density is not particularly specified, for example, using 3D-AP (three-dimensional atom probe), the positions of Ti and C in the steel sheet are measured, and the positions of Ti and C coincide By defining the case to be TiC, it is possible to measure the number of TiC with small particle diameter with high accuracy. The field of view of 20 nm × 20 nm × 50 nm of the sample is observed for at least 10 fields or more, and the density of the precipitate is calculated from the relationship between the range of the observation field of view and the number of TiCs observed.

以上のような組織と組成を有する本発明の高強度鋼板は、熱延で製造しても冷延で製造してもよい。また、表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を添加し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた打抜き疲労特性及び加工性を損なうものではない。また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。 The high strength steel sheet of the present invention having the above-described structure and composition may be manufactured by hot rolling or cold rolling. In addition, the corrosion resistance can be improved by forming a galvanizing layer by galvanizing treatment on the surface, and further, performing an alloying treatment after plating to provide an alloyed zinc plating layer. Further, the plating layer is not limited to pure zinc, and elements such as Si, Mg, Al, Fe, Mn, Ca, and Zr may be added to further improve the corrosion resistance. The provision of such a plated layer does not impair the excellent punching fatigue characteristics and processability of the present invention. In addition, the effect of the present invention can be obtained regardless of any of the surface treatment layer by organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, non-black treatment and the like.

［鋼板の製造方法］
本発明に係る鋼板の製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような方法がある。 [Method of manufacturing steel plate]
Although the manufacturing method of the steel plate which concerns on this invention is not specifically limited, For example, there exist the following methods.

熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。 The manufacturing method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, subsequent to smelting by a blast furnace, an electric furnace or the like, various secondary smeltings may be performed to adjust to the above-mentioned component composition, and then casting may be performed by a method such as normal continuous casting or thin slab casting. At that time, as long as the component range of the present invention can be controlled, scrap may be used as the raw material.

鋳造したインゴット（スラブ）は、熱間圧延を開始するに当たり所定の温度に加熱される（加熱ステップ）。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。 The cast ingot (slab) is heated to a predetermined temperature when starting hot rolling (heating step). In the case of continuous casting, it may be cooled once to a low temperature and then reheated and then hot rolled, or it may be heated and subsequently hot rolled following continuous casting without cooling.

熱間圧延のインゴット加熱温度は、（式ｃ）で表わされるＴ１（℃）以上とする。ただしＴ１が１１００℃を下回るか、Ｔｉが添加されていない場合には、インゴット加熱温度を１１００℃以上とする。通常の鋳造を行った場合、インゴット温度は鋳造後に一旦Ａｒ３温度以下まで低下するため、Ｔｉが添加されている場合にはＴｉＣが組織中に析出する。インゴット加熱温度がＴ１未満ではインゴット中に析出したＴｉＣが十分に溶体化せず、固溶Ｃ量の制御ができないため、加熱炉の温度はＴ１℃以上とする。また、インゴット加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、インゴット表面が酸化してスケールになり経済上好ましくない。このことから、インゴット加熱温度の上限は１３００℃以下とすることが望ましい。なお、Ａｒ３とはオーステナイトから冷却した際にフェライト変態が開始する温度のことであり、Ｔ１とはＴｉＣが溶体化する温度のことを表す。
Ｔ１＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｃの質量％を示す。 The ingot heating temperature of hot rolling is set to T1 (° C.) or more represented by (Formula c). However, when T1 is less than 1100 ° C. or Ti is not added, the ingot heating temperature is set to 1100 ° C. or more. In the case of normal casting, since the ingot temperature is once lowered to the Ar3 temperature or lower after casting, TiC precipitates in the structure when Ti is added. If the ingot heating temperature is less than T1, the TiC precipitated in the ingot is not sufficiently solutionized, and the amount of solid solution C can not be controlled, so the temperature of the heating furnace is set to T1 ° C. or higher. Further, the upper limit of the ingot heating temperature is not particularly limited, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the heating temperature is excessively high, the ingot surface is oxidized to become a scale, which is economically unpreferable. From this, it is desirable to set the upper limit of the ingot heating temperature to 1300 ° C. or less. Ar3 is a temperature at which ferrite transformation starts when austenite is cooled, and T1 is a temperature at which TiC is solutionized.
T1 = 7000 / {2.75-log ([Ti] x [C])}-273 (formula c)
However, [Ti] and [C] show the mass% of Ti and C, respectively.

加熱ステップ後は、加熱炉より抽出したインゴットに対して熱間圧延の粗圧延工程とその後の仕上げ圧延工程により、熱延鋼板を得る（熱間圧延ステップ）。仕上圧延は、通常、多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる。そして、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延は、前段側（上流側）ほど後段側（下流側）に比べて圧下率が高く、後段側（下流側）は圧下率を低くして圧延することがある。本発明においては、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延において、圧下率が５％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側（下流側）の仕上圧延の段での圧延温度（圧下率５％以上の最終圧延温度ともいう）を、（式ｄ）で表わされるＡｒ３（℃）または１０００℃のいずれか低い温度以上とする。Ａｒ３℃未満で圧延すると二相域圧延となり、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上とすることができない。ただし、圧下率５％以上の最終圧延温度が１０００℃以上であれば、Ａｒ３以下の最終圧延温度であっても、二相域圧延後のフェライト再結晶により結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上にすることができる。上記の圧下率５％以上の最終圧延温度の上限は特に指定しないが、最終圧延温度が１１００℃超であることを実現するには、加熱炉の温度の大幅な高温化や圧延中の再加熱設備が必要となり、コスト増となるため、望ましくは最終圧延温度の上限は１１００℃以下とするとよい。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
また、圧下率は、各段ごとに以下の式で求められる。
圧下率＝（当該圧延機の入側の板厚−当該圧延機の出側の板厚）／（当該圧延機の入側の板厚）×１００％ After the heating step, the ingot extracted from the heating furnace is subjected to a rough rolling process of hot rolling and a subsequent finish rolling process to obtain a hot rolled steel sheet (hot rolling step). Finish rolling is usually performed by multistage (for example, six or seven) continuous rolling. And, in finish rolling performed in this multistage continuous rolling, the rolling reduction is higher on the front side (upstream side) than on the rear side (downstream side), and rolling is performed on the rear side (downstream side) at a low rolling ratio. Sometimes. In the present invention, in the finishing rolling performed in the multistage continuous rolling, the rolling temperature (pressure reduction at the finish rolling step on the downstream side) of the finish rolling steps having a rolling reduction of 5% or more. The final rolling temperature, which is a percentage of 5% or more, is set to a temperature lower than Ar3 (° C.) represented by (Formula d) or 1000 ° C., whichever is lower. Rolling at a temperature lower than Ar 3 ° C. results in two-phase region rolling, and the area fraction of crystal grains having an average of misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° can not be 80% or more. However, if the final rolling temperature at a rolling reduction of 5% or more is 1000 ° C. or higher, even if the final rolling temperature is Ar 3 or less, the average of the misorientation in the crystal grains is 0 by ferrite recrystallization after two-phase region rolling. The area fraction of crystal grains, which is about 0.5 °, can be 80% or more. The upper limit of the final rolling temperature above 5% or more is not specified, but in order to realize that the final rolling temperature is over 1100 ° C, the temperature of the heating furnace is significantly raised or reheating during rolling The upper limit of the final rolling temperature is desirably 1100 ° C. or less because equipment is required and cost increases.
Ar 3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 x [Al] ... (formula d)
Moreover, a rolling reduction is calculated | required by the following formula for every stage.
Rolling reduction ratio = (plate thickness on the entry side of the rolling mill-plate thickness on the exit side of the rolling mill) / (plate thickness on the entry side of the rolling mill) x 100%

次に、圧延後の冷却ステップにおいて、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０（℃）の範囲で８秒以上滞留させる。
Ａｅ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］＋２９．１［Ｓｉ］−１６．９［Ｎｉ］
＋１６．９［Ｃｒ］＋７０［Ａｌ］・・・（式ｅ）
なお、Ａｅ１とは平衡状態でのオーステナイトからフェライトとセメンタイトへの共析変態開始温度のことである。
滞留時間は、望ましくは１０秒以上、更に望ましくは１２秒以上にするとよい。滞留時間の上限は特に指定しないが、滞留時間が長いほど生産性が低下するため、２０秒以下が望ましい。 Next, in the cooling step after rolling, it is retained for 8 seconds or more in the range of Ae1 ± 30 (° C.) represented by (Expression e).
Ae1 = 723-10.7 [Mn] +29.1 [Si] -16.9 [Ni]
+16.9 [Cr] + 70 [Al] ... (formula e)
In addition, Ae1 is an eutectoid transformation start temperature from austenite to ferrite and cementite in an equilibrium state.
The residence time is desirably 10 seconds or more, and more desirably 12 seconds or more. Although the upper limit of the residence time is not particularly specified, the productivity is lowered as the residence time is longer, so 20 seconds or less is desirable.

圧延後の温度からＡｅ１＋３０℃まで冷却するときの冷却速度は特に限定しない。この冷却速度が、空冷相当の１℃／ｓ以上、急冷相当の５００℃／ｓ以下であれば特性に問題が生じないことを確認している。Ａｅ１±３０（℃）の範囲での滞留時間が短いと、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上とすることができない。
滞留後、Ａｅ１−３０（℃）から３００℃までの冷却速度を１００℃／ｓ以上とし、更に３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以上にする。これらの冷却速度が実現できない場合、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量がセメンタイトなどの炭化物として析出するため、固溶Ｃ量を２０ｐｐｍ以上とすることができない。望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度を５０℃／ｓ以上とするとよい。Ａｅ１−３０（℃）から３００℃および３００℃から３０℃までの冷却速度の上限は特に限定しないが、１０００℃／ｓ超では効果が飽和するので、望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度は１０００℃／ｓ以下とするとよい。 The cooling rate when cooling from the temperature after rolling to Ae1 + 30 ° C. is not particularly limited. It has been confirmed that no problem occurs in the characteristics if the cooling rate is 1 ° C./s or more equivalent to air cooling and 500 ° C./s or less equivalent to quenching. If the residence time in the range of Ae 1 ± 30 (° C.) is short, the area fraction of crystal grains having an average of misorientation in crystal grains of 0 to 0.5 ° can not be 80% or more.
After residence, the cooling rate from Ae 1-30 (° C.) to 300 ° C. is set to 100 ° C./s or more, and the cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is set to 30 ° C./s or more. If these cooling rates can not be realized, the amount of solid solution C in the crystal grains having an average of misorientation in the crystal grain is 0 to 0.5 ° precipitates as carbides such as cementite, so the amount of solid solution C is 20 ppm It can not be more than. Desirably, the cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. may be 50 ° C./s or more. The upper limit of the cooling rate from Ae 1-30 (° C.) to 300 ° C. and 300 ° C. to 30 ° C. is not particularly limited, but the effect saturates at more than 1000 ° C./s, so the cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is desirable. The temperature should be 1000 ° C./s or less.

通常の熱延工程に付随する工程である酸洗等の一部を抜いて製造を行ったとしても本発明の効果である優れた疲労特性及び成形性を確保可能である。
また、適切な冷延・焼鈍を行うことで、冷延鋼板においても方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で８０％以上含み、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上であり、前記方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍである組織を製造することは可能である。 Even if manufacturing is performed by partially removing the pickling process, which is a process associated with a normal hot rolling process, excellent fatigue characteristics and formability, which are the effects of the present invention, can be secured.
In addition, when a region surrounded by grain boundaries having a misorientation of 15 ° or more is defined as crystal grains in a cold rolled steel sheet by performing appropriate cold rolling and annealing, the average of the misorientation in the crystal grains is The sum of the area ratio of hard phases composed of 80% or more of crystal grains at an area ratio of 0 to 0.5 ° and composed of martensite or tempered martensite or retained austenite is 2% or more; It is possible to produce a structure in which the amount of solid solution carbon in the crystal grains having an average of 0 to 0.5 ° is 20 to 200 ppm.

本発明の作用効果を確認するための試験結果について説明する。
表１に試験に供した鋼の成分を示す。
表２に試験に供した試験片の鋼種類とその製造条件を示す。
なお、仕上圧延は、７段式の連続圧延を行なった。
表３に、各試験片の評価結果を示す。
機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び、降伏比）は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳＺ２２４１２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１２０１１に準拠して評価した。降伏比に用いる降伏応力は下降伏応力を用いた。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。また、本発明における成形性に優れた高強度鋼板とは、（ＴＳ）≧５４０ＭＰａ、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％で、（λ）≧５０％を満たし、望ましくは（ＹＲ）≦０．８０を満たす鋼板である。ただし（ＴＳ）は引張強さ、（Ｅｌ）は全伸び、（λ）は穴広げ率、（ＹＲ）は降伏比である。 The test result for confirming the effect of this invention is demonstrated.
Table 1 shows the components of the steels subjected to the test.
Table 2 shows the steel types of the test pieces subjected to the test and the manufacturing conditions thereof.
In addition, finish rolling performed 7-step continuous rolling.
Table 3 shows the evaluation results of each test piece.
Among mechanical properties, tensile strength properties (tensile strength, total elongation, yield ratio) are, when the plate width is W, at either 1/4 W or 3/4 W in the plate width direction from one end of the plate Using the No. 5 test piece of JIS Z 2241 2011 taken in the direction perpendicular to the rolling direction (width direction) as the longitudinal direction, evaluation was performed according to JIS Z 2241 2011. Lower yield stress was used as the yield stress used for the yield ratio. The hole expansion ratio was evaluated according to the test method described in Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996, by collecting a test piece from the same position as the tensile test piece collection position. Further, the high strength steel plate excellent in formability in the present invention means that (TS) 540 540 MPa, (TS) x (El) 10000 10000 MPa%, (λ) 50 50%, desirably (YR) 0 0 It is a steel plate that satisfies .80. However, (TS) is tensile strength, (El) is total elongation, (λ) is a hole expansion ratio, and (YR) is a yield ratio.

本発明において、下限界応力拡大係数範囲を評価するため、引張試験片採取位置と同様の位置から圧延方向に直行する方向がき裂進展方向になるように、ＡＳＴＭＥ６４７−０８Ａ１．に示すＣｏｍｐａｃｔｓｐｅｃｉｍｅｎを採取し、ＡＳＴＭＥ６４７−０８に準拠する方法でき裂伝播試験を行った。応力比を０．０１とし、漸減法により応力拡大係数範囲ΔＫを下げていった際の疲労き裂伝播速度の低下を測定し、き裂伝播速度が１．０×１０^−１０（ｍ／ｃｙｃｌｅ）、すなわち１．０（Å（オングストローム）／ｃｙｃｌｅ）（＝１００ｐｍ／ｃｙｃｌｅ）となるΔＫをΔＫｔｈと定義した。このときの他の試験条件は下記のとおりである。
試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法による荷重漸減法Ｋ値減少法（亀裂の進展と共に荷重を自動的に減少させていく方法）によりΔＫｔｈを計測
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
応力比：Ｒ＝０．０１
周波数：１０〜２０Ｈｚ
本発明における疲労特性に優れた鋼板とは、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）となる鋼板のことである。 In the present invention, in order to evaluate the lower limit stress intensity factor range, the direction perpendicular to the rolling direction from the same position as the tensile test piece collecting position is the crack growth direction, ASTM E647-08 A1. The compact specimens shown in Table 1 were collected and crack propagation tests were conducted in accordance with ASTM E647-08. The reduction of the fatigue crack propagation speed when the stress intensity factor range ΔK is lowered by the reduction method with the stress ratio set to 0.01 is measured, and the crack propagation speed is 1.0 × 10 ⁻¹⁰ (m / cycle ΔK, which is 1.0), that is, 1.0 (Å (Å) / cycle) (= 100 pm / cycle) is defined as ΔKth. Other test conditions at this time are as follows.
Test method: Using an electrohydraulic servo type ± 10 ton fatigue tester, measurement of crack length uses computer-controlled compliance method load gradual reduction method K value reduction method (load is automatically reduced along with crack development Method) Measure ΔKth by Test environment: Room temperature, in the air Control method: Load control Stress ratio: R = 0.01
Frequency: 10 to 20 Hz
The steel plate excellent in fatigue characteristics in the present invention is a steel plate satisfying ΔKthK6.5 (MPa · m ^1/2 ).

表３に示すように、本発明例に係る高強度鋼板は、優れた疲労特性および成形性を有していた。 As shown in Table 3, the high strength steel plate according to the example of the present invention had excellent fatigue properties and formability.

一方、鋼番２９と３３は圧下率５％以上の最終圧延温度が（式ｄ）で表わされるＡｒ３℃未満かつ１０００℃未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 On the other hand, in steel Nos. 29 and 33, the final rolling temperature at a rolling reduction of 5% or more was less than Ar 3 ° C. and less than 1000 ° C. The area fraction of crystal grains which is ° was less than 80%, and it was not possible to satisfy (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%.

鋼番３０と３４は圧延後の冷却過程において、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０℃の範囲での滞留時間が８秒未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 Since steel numbers 30 and 34 had a residence time in the range of Ae 1 ± 30 ° C. represented by (E) of less than 8 seconds in the cooling process after rolling, the average of the misorientation in the crystal grains was 0 to 0 The area fraction of crystal grains which is .5 ° was less than 80%, and it was not possible to satisfy (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%.

鋼番３１と３５はＡｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）を満たすことができなかった。 Since steel numbers 31 and 35 had a cooling rate from Ae 1-30 ° C. to 300 ° C. less than 100 ° C./s, the solid solution in the crystal grains in which the average of misorientation in crystal grains is 0 to 0.5 ° The amount of carbon was less than 20 ppm, and ΔKth でき 6.5 (MPa · m ^1/2 ) could not be satisfied.

鋼番３２と３６は３００℃から３０℃までの冷却速度が３０℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）を満たすことができなかった。 Since steel numbers 32 and 36 had a cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. less than 30 ° C./s, the amount of solid solution carbon in the crystal grains having an average of misorientation in the crystal grains of 0 to 0.5 ° Was less than 20 ppm, and ΔKth ≧ 6.5 (MPa · m ^1/2 ) could not be satisfied.

鋼番３７は加熱温度が式（ｃ）で規定されるＴ１℃以下であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）を満たすことができなかった。 The steel No. 37 had a heating temperature of T1 ° C. or lower defined by the formula (c), so the amount of solid solution carbon in the crystal grains of which the average of the misorientation in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is less than 20 ppm As a result, ΔKth ≧ 6.5 (MPa · m ^1/2 ) could not be satisfied.

鋼番３８は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが負の値となり、Ｃの含有量が０．１５０％超であったため、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率が２０％超となり、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となった結果、（λ）≧５０％および（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 Steel No. 38 had a negative value of Tief represented by (Formula a), and the C content was more than 0.150%, so that in the hard phase composed of martensite or tempered martensite or retained austenite As a result that the area fraction of the crystal grain having an area ratio of more than 20% and the average of misorientation in the crystal grain being 0 to 0.5 ° becomes less than 80%, (λ) ≧ 50% and (TS) It was not possible to satisfy x (El) 10000 10000 MPa%.

鋼番３９はＣの含有量が０．０２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、硬質相の分率が２％未満となったため、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）を満たすことができなかった。 Since the steel No. 39 had a C content of less than 0.02%, the amount of solid solution carbon in the crystal grains of which the average of the misorientation in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is less than 20 ppm. As the fraction of was less than 2%, ΔKth 6.5 6.5 (MPa · m ^1/2 ) could not be satisfied.

鋼番４７は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが正の値となり、（ [Ｃ]−１２／４８×Ｔｉｅｆ）が０．０２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、硬質相の分率が２％未満となったため、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ^１／２）を満たすことができなかった。 In Steel No. 47, since Tief represented by (Formula a) is a positive value and ([C] -12 / 48 × Tief) is less than 0.02%, the average of the misorientation in the crystal grains is 0. Since the solid solution carbon content in the crystal grains which is ~ 0.5 ° is less than 20 ppm and the fraction of hard phase is less than 2%, ΔKth 6.5 6.5 (MPa · m ^1/2 ) can be satisfied. could not.

鋼番４０はＳｉの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 Since the steel No. 40 had a Si content of more than 2.00%, the workability was deteriorated, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.

鋼番４１はＭｎの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧５０％を満たすことができなかった。 Since the steel No. 41 had a content of Mn of more than 2.00%, the workability was deteriorated, and (λ) ≧ 50% could not be satisfied.

鋼番４２はＰの含有量が０．１００％超であったため加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 Since the steel No. 42 had a P content of more than 0.100%, the workability was lowered, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.

鋼番４３はＳの含有量が０．０３００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。 Since the steel No. 43 had a content of S of more than 0.0300%, cracking occurred during rolling, and a hot-rolled sheet could not be obtained.

鋼番４４はＡｌの含有量が２．０００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。 Since the steel No. 44 had an Al content of more than 2.000%, cracking occurred during rolling, and a hot-rolled sheet could not be obtained.

鋼番４５はＮの含有量が０．０１０％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧５０％を満たすことができなかった。 Since the steel No. 45 had a content of N of more than 0.010%, the workability was lowered, and (λ) ≧ 50% could not be satisfied.

鋼番４６はＴｉの含有量が０．２００％超であったため、鋳造時にノズル閉塞が発生し、熱延板を得ることができなかった。 Since the steel No. 46 had a Ti content of more than 0.200%, nozzle clogging occurred during casting, and a hot-rolled sheet could not be obtained.

本発明は、機械構造用の鋼材として利用することができる。特に、自動車の足回り部品や車体の構造用部品に適用することができる。 The present invention can be used as a steel material for machine structure. In particular, the present invention can be applied to underbody parts of automobiles and structural parts of vehicle bodies.

Claims

The chemical composition is in mass%,
C: 0.020 to 0.200%,
Si: 2.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Al: 2.000% or less,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Impurities P and S containing Ti: 0.200% or less are
P: 0.100% or less,
S: Limited to 0.0300% or less
A steel plate the balance of which is Fe and unavoidable impurities,
Using Tief calculated from the following (formula a),
The effective carbon amount Ceff calculated by the following (formula b) is 0.020 or more and 0.150% or less,
When a region surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more with adjacent crystals is defined as a crystal grain, the crystal grains having an average of the orientation difference within the crystal grain of 0 ° or more and 0.5 ° or less 80% or more in area ratio,
The sum of the area ratio of hard phases composed of martensite or tempered martensite or retained austenite is 2% or more and 20% or less,
Furthermore, the high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability characterized in that the amount of solid solution carbon in crystal grains having an average of the misorientation of 0 ° or more and 0.5 ° or less is 20 ppm or more and 200 ppm or less.
Tief = [Ti]-48/14 x [N]-48/32 x [S] ... (formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% of Ti, N, S, and C in the steel plate, respectively, and 0% is substituted when not contained. .
When Tief ≦ 0, calculation is made with Tief = 0 in (Expression b).

The high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to claim 1, wherein the density of TiC is 1.0 × 10 ¹⁶ pieces / cm ³ or less.

Furthermore by mass%,
Nb: not more than 0.100%,
V: 0.300% or less,
Cu: 1.20% or less,
Ni: 0.60% or less,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
The high strength steel plate excellent in the fatigue characteristics and the formability according to claim 1 or 2, characterized in that it contains one or two or more of them.

Furthermore by mass%,
Mg: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
REM: 0.1000% or less,
The high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it contains one or two or more of them.

Furthermore by mass%,
B: 0.0020% or less,
The high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of claims 1 to 4, characterized in that

The fatigue according to any one of claims 1 to 5, further comprising one or two or more of Sn, Zr, Co, Zn, and W in total at 1% by mass or less in total. High strength steel plate with excellent properties and formability.

It is a manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and formability according to any one of claims 1 to 6, and has the component composition according to any one of claims 1 to 6. A heating step of heating the ingot made of steel to a temperature T1 (° C.) or 1100 ° C., whichever is greater, which is calculated from the following (formula c), and a temperature of 1300 ° C. or less;
A hot rolling step of roughly rolling the heated ingot and then performing finish rolling by multistage continuous rolling to obtain a hot rolled steel sheet;
Having a cooling step of cooling the obtained hot rolled steel sheet;
In finish rolling by multistage continuous rolling, the rolling temperature at the last stage among the stages having a rolling reduction of 5% or more is a temperature lower than Ar3 or 1000 ° C. whichever is calculated by the following (formula d) Temperature,
In the cooling step, the heat-rolled steel plate is subjected to Ae1 calculated by the following (formula e),
Retain for 8 seconds or more in the temperature range of Ae 1-30 ° C. or more and Ae 1 + 30 ° C. or less,
The cooling rate from Ae 1-30 ° C to 300 ° C is 100 ° C / sec or more,
Furthermore, a cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is set to 30 ° C./sec or more, and a method of manufacturing a high strength steel plate excellent in fatigue characteristics and formability.
T1 (° C.) = 7000 / {2.75-log ([Ti] × [C])} − 273 (formula c)
Ar 3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 x [Al] ... (formula d)
Ae1 (° C.) = 723-10.7 × [Mn] + 29.1 × [Si] -16.9 × [Ni] + 16.9 × [Cr] + 70 × [Al] (E)
However, the [element name] in a formula shows content (mass%) in the steel plate of the element concerned, and when not containing, it shall substitute 0%.