JP6729835B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract
Description
C:0.17%以上0.35%以下、
Si:0.001%以上1.2%以下、
Mn:0.9%以上3.2%以下、
P:0.02%以下、
S:0.001%以下、
Al:0.01%以上0.2%以下、および
N:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトの1種または2種の面積率が合計で90%以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数が、5.0個/mm2以下である、高強度鋼板。
C:0.17%以上0.35%以下、
Si:0.001%以上1.2%以下、
Mn:0.9%以上3.2%以下、
P:0.02%以下、
S:0.001%以下、
Al:0.01%以上0.2%以下、
N:0.010%以下、および
Sb:0.001%以上0.1%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトの1種または2種の面積率が合計で90%以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数が、5.0個/mm2以下である、高強度鋼板。
B:0.0002%以上0.0035%未満を含有する、[1]又は[2]に記載の高強度鋼板。
Nb:0.002%以上0.08%以下および
Ti:0.002%以上0.12%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、[1]〜[3]のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
Cu:0.005%以上1%以下および
Ni:0.005%以上1%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、[1]〜[4]のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
Cr:0.01%以上1.0%以下、
Mo:0.01%以上0.3%未満、
V:0.003%以上0.5%以下、
Zr:0.005%以上0.20%以下、および
W:0.005%以上0.20%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、[1]〜[5]のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
Ca:0.0002%以上0.0030%以下、
Ce:0.0002%以上0.0030%以下、
La:0.0002%以上0.0030%以下、および
Mg:0.0002%以上0.0030%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、[1]〜[6]のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
Sn:0.002%以上0.1%以下を含有する[1]〜[7]のいずれか一つに記載の高強度鋼板。
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、AC3点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から550℃までの温度域の平均冷却速度を3℃/秒以上とし、かつ冷却停止温度を350℃以下とする冷却を行い、その後、100℃以上260℃以下の温度域で20秒以上1500秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、
を有する高強度鋼板の製造方法。
Cは焼入れ性を向上させる元素である。所定のマルテンサイトおよびベイナイトの1種または2種の合計面積率を確保するとともに、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、TS≧1470MPaを確保する観点から、C含有量は0.17%以上であり、好ましくは0.18%以上であり、より好ましくは0.19%以上である。一方、C含有量が0.35%を超えると、曲げ加工により亀裂発生が促進され、耐遅れ破壊特性を劣化する。したがって、C含有量は0.35%以下であり、好ましくは0.33%以下であり、より好ましくは0.31%以下である。
Siは固溶強化による強化元素である。また、Siは、200℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して伸びの向上に寄与する。さらに、板厚中央部でのMn偏析を軽減してMnSの生成の抑制にも寄与する。上記のような効果を十分に得るには、Si含有量は0.001%以上であり、好ましくは0.003%以上であり、より好ましくは0.005%以上である。一方、Si含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なMnSが生成しやすくなり、曲げ加工時の亀裂生成を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Si含有量は1.2%以下であり、好ましくは1.1%以下であり、より好ましくは1.0%以下である。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトおよびベイナイトの1種または2種の合計面積率を確保するために含有させる。Mn含有量が0.9%未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する。したがって、Mn含有量は0.9%以上であり、好ましくは1.0%以上であり、より好ましくは1.1%以上である。また、MnSが増加し、曲げ加工時の亀裂生成を助長させないために、Mn含有量は3.2%以下であり、好ましくは3.1%以下であり、より好ましくは3.0%以下である。
Pは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、P含有量は0.02%以下であり、好ましくは0.015%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.003%程度である。
Sは、MnS、TiS、Ti(C,S)等の介在物を形成する。この介在物による亀裂発生を抑制するために、S含有量は0.001%以下とする必要がある。S含有量は、好ましくは0.0009%以下、より好ましくは0.0007%以下、さらに好ましくは0.0005%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0002%程度である。
Alは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果が得るために、Al含有量が0.01%以上であり、好ましくは0.015%以上である。一方、Al含有量が0.2%超となると、熱間圧延後の巻き取り時に生成したセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、AlNの介在物も過剰に生成する。したがって、Al含有量は0.2%以下であり、好ましくは0.17%以下であり、より好ましくは0.15%以下である。
Nは、鋼中でTiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて亀裂発生を促進させる。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するため、N含有量は0.010%以下であり、好ましくは0.007%以下であり、より好ましくは0.005%以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0006%程度である。
Sbは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。さらに脱炭の抑制により耐遅れ破壊特性も向上する。このような観点から、Sb含有量は好ましくは0.001%以上であり、より好ましくは0.002%以上であり、さらに好ましくは0.003%以上である。一方、Sbは0.1%を超えて含有させると、旧オーステナイト(γ)粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。このため、Sb含有量は、好ましくは0.1%以下であり、より好ましくは0.08%以下であり、さらに好ましくは0.06%以下である。なお、Sbを含有することが好ましいが、Sbを含有せずに鋼板の高強度化及び耐遅れ破壊特性の向上の効果を十分に得られる場合は、Sbを含有しなくてもよい。
Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Mn含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなBの効果を得るに、B含有量は好ましくは0.0002%以上であり、より好ましくは0.0005%以上であり、さらに好ましくは0.0007%以上である。また、Nを固定する観点から、0.002%以上のTiと複合添加することが好ましい。一方、B含有量が0.0035%以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、B含有量は好ましくは0.0035%未満であり、より好ましくは0.0030%以下であり、さらに好ましくは0.0025%以下である。
NbやTiは、旧オーステナイト(γ)粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Nb含有量およびTi含有量は、それぞれ、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003%以上であり、さらに好ましくは0.005%以上である。一方、NbやTiを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するNbN、Nb(C,N)、(Nb,Ti)(C,N)等のNb系の粗大な析出物、TiN、Ti(C,N)、Ti(C,S)、TiS等のTi系の粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Nb含有量は好ましくは0.08%以下であり、より好ましくは0.06%以下であり、さらに好ましくは0.04%以下である。また、Ti含有量は、好ましくは0.12%以下であり、より好ましくは0.10%以下であり、さらに好ましくは0.08%以下である。
CuやNiは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、耐遅れ破壊特性向上の観点からは、CuやNiは0.005%以上含有させることがより好ましく、さらに好ましくは0.008%以上である。しかしながら、CuやNiが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Cu含有量およびNi含有量は、それぞれ、好ましくは1%以下であり、より好ましくは0.8%以下であり、さらに好ましくは0.6%以下である。
Cr、Mo、Vは、鋼の焼入れ性の向上効果目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Cr含有量およびMo含有量は、それぞれ、好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.02%以上であり、さらに好ましくは0.03%以上である。V含有量は、好ましくは0.003%以上であり、より好ましくは0.005%以上であり、さらに好ましくは0.007%以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのためCr含有量は、好ましくは1.0%以下であり、より好ましくは0.4%以下であり、さらに好ましくは0.2%以下である。Mo含有量は、好ましくは0.3%未満であり、より好ましくは0.2%以下であり、さらに好ましくは0.1%以下である。V含有量は、好ましくは0.5%以下であり、より好ましくは0.4%以下であり、さらに好ましくは0.3%以下である。
Ca、Ce、Laは、Sを硫化物として固定することで、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは0.0002%以上であり、より好ましくは0.0003%以上であり、さらに好ましくは0.0005%以上である。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは0.0030%以下であり、より好ましくは0.0020%以下であり、さらに好ましくは0.0010%以下である。
Snは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような観点から、Sn含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003%以上であり、さらに好ましくは0.004%以上である。一方、Snを、0.1%を超えて含有させると、旧オーステナイト(γ)粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Sn含有量は、好ましくは0.1%以下であり、より好ましくは0.08%以下であり、さらに好ましくは0.06%以下である。
TS≧1470MPaの高強度を得るため、鋼板組織全体に対して、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトの1種または2種の面積率が合計で90%以上とする。90%未満の場合、フェライトが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で100%であってもよい。また、マルテンサイトおよびベイナイトのうちどちらか一方の面積率が上記範囲内であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲内であってもよい。また、強度を高める観点から、上記面積率は、好ましくは91%以上、より好ましくは92%以上、さらに好ましくは93%以上である。
耐遅れ破壊特性が良好な鋼板を得るためには、圧延方向と垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数を5.0個/mm2以下とする必要がある。鋼板を切断したときの端面からの遅れ破壊は、当該端面の微小亀裂から進展し、その微小亀裂は母相と介在物の境界で発生する。この介在物の平均粒径が5μm以上となると、微小亀裂の発生が顕著になる。したがって、平均粒径が5μm以上の介在物を低減することが耐遅れ破壊特性の向上につながる。したがって、平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数を5.0個/mm2以下であり、好ましくは4.0個/mm2以下、より好ましくは3.0個/mm2以下である。下限は特に限定せず、0個/mm2であってもよい。
本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態は、鋳造工程、熱延工程(熱間圧延工程)、冷延工程(冷間圧延工程)、及び焼鈍工程を少なくとも有する。より具体的には、本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態は、上記成分組成を有する鋼を、鋳造速度1.80m/分以下で鋳造した後、スラブ加熱温度1200℃以上、仕上げ圧延終了温度840℃以上として熱間圧延し、巻き取り温度630℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、AC3点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から550℃までの温度域の平均冷却速度を3℃/秒以上とし、かつ冷却停止温度を350℃以下とする冷却を行い、その後、100℃以上260℃以下の温度域で20秒以上1500秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する。それぞれの工程について以下に説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
前述した成分組成を有する鋼を、鋳造速度1.80m/分以下で鋳造する。鋳造速度は耐遅れ破壊特性を劣化させる介在物の生成量に大きく影響を及ぼし、鋳造速度が速くなれば介在物の生成量も多くなり、圧延方向と垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数を5.0個/mm2以下にすることができない。したがって、介在物の生成を抑えるために、鋳造速度は1.80m/分以下であり、好ましくは1.75m/分以下であり、より好ましくは1.70m/分以下である。下限は特に限定しないが、生産性の観点から、好ましくは1.25m/分以上であり、より好ましくは1.30m/分以上である。
前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度を1200℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とMn偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、耐遅れ破壊特性を向上させる。このため、スラブ加熱温度は1200℃以上であり、好ましくは1220℃以上であり、より好ましくは1240℃以上である。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、1400℃以下が好ましい。また、介在物の成長を抑制する観点から、スラブ加熱時の加熱速度は5〜15℃/分とし、スラブ均熱時間は30〜100分とすることが好ましい。
冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、冷延鋼板を製造する。酸洗の条件は特に限定はされない。圧下率が20%未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる可能性があるので、圧下率は、好ましくは20%以上であり、より好ましくは30%以上であり、さらに好ましくは40%以上である。
冷間圧延後の冷延鋼板を、AC3点以上の焼鈍温度に加熱する。焼鈍温度がAC3点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はAC3点以上であり、好ましくはAC3点+10℃以上であり、より好ましくはAC3点+20℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は900℃以下が好ましい。
なお、AC3点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。フェライトからオーステナイトへの変態を十分に進行させる観点から、均熱時間は10秒以上であることが好ましい。
AC3点(℃)=910−203√(%C)+45(%Si)−30(%Mn)−20(%Cu)−15(%Ni)+11(%Cr)+32(%Mo)+104(%V)+400(%Ti)+460(%Al)
焼鈍温度から550℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「(焼鈍温度−550℃)/(焼鈍温度から550℃までの冷却時間)」である。
550℃から350℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「(550℃−350℃)/(550℃から350℃までの冷却時間)」である。
したがって、滞留温度は100℃以上260℃以下であり、滞留時間は20秒以上1500秒以下である。また、滞留温度は好ましくは130℃以上240℃以下であり、滞留時間は好ましくは50秒以上1000秒以下である。
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて種々の鋳造速度で溶製後、分塊圧延し27mm厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚4.0〜2.8mmまで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、板厚1.4mmまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表2〜4に示す条件で熱処理を行った(焼鈍工程)。なお、表1の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない(0質量%)場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、鋳造工程、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表2〜4に示す。
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、介在物の平均個数および平均粒径の測定し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験により後述する臨界負荷応力を測定し耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
上記焼鈍工程で得られた鋼板(以下、焼鈍鋼板という。)に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率1500倍のSEM像上の、実長さ82μm×57μmの領域上に4.8μm間隔の16mm×15mmの格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトの面積率を計算し、それらの合計の面積率を算出した。面積率は、倍率1500倍の別々のSEM像から求めた3つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、ベイナイトは黒色の組織の内部に微細な炭化物が析出している。ベイナイトおよびマルテンサイト中の炭化物の平均粒径は以下ように算出した。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
焼鈍鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率5000倍のSEM像上の炭化物の総面積を二値化による画像解析にて測定し、その総面積を個数平均することで炭化物1個あたりの面積を算出した。炭化物1個あたりの面積から求めた円相当直径を平均粒径とした。
焼鈍鋼板を、圧延方向(L方向)に垂直な方向(C方向)でせん断し、試験片を採取した。次いで、せん断面(圧延方向に垂直な断面)を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、光学顕微鏡を用いて、倍率400倍でせん断面(圧延方向に垂直な断面)の画像を撮影した。当該画像を観察し、平均粒径が5μm以上の介在物の個数をカウントした。そして、カウント数を観察した画像の面積(mm2)で割ることによって1mm2当たりの平均個数を算出した。観察した画像において、母相は白色もしくは灰色の組織であり、介在物は黒色である。また、二値化による画像解析にてそれぞれの介在物の面積を測定し、その面積から円相当直径を算出した。それぞれの介在物の円相当直径を個数平均することで平均粒径を算出した。
焼鈍鋼板の圧延方向から、標点間距離50mm、標点間幅25mm、板厚1.4mmのJIS5号試験片を採取し、JISZ2241(2011)に準拠し、引張速度が10mm/分で引張試験を行い、引張強度(TS)および降伏強度(YS)を測定した。
遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、上記曲げ加工後の鋼板をpH=1(25℃)の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視および実体顕微鏡で倍率×20まで拡大した画像にて行い、100時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが200μm以上の亀裂が発生した場合を指す。
耐遅れ破壊特性は、臨界負荷応力≧YSの場合を「合格(良好)」とし、臨界負荷応力<YSの場合を「不合格(不良)」として評価した。
上記評価結果を表5〜7に示す。
20 ボルト
21 ナット
22 テーパーワッシャー
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.17%以上0.35%以下、
Si:0.001%以上1.2%以下、
Mn:0.9%以上3.2%以下、
P:0.02%以下、
S:0.001%以下、
Al:0.01%以上0.2%以下、および
N:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトの1種または2種の面積率が合計で90%以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数が、5.0個/mm2以下である、高強度鋼板。 - 質量%で、
C:0.17%以上0.35%以下、
Si:0.001%以上1.2%以下、
Mn:0.9%以上3.2%以下、
P:0.02%以下、
S:0.001%以下、
Al:0.01%以上0.2%以下、
N:0.010%以下、および
Sb:0.001%以上0.1%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が50nm以下の炭化物を含有するマルテンサイトの1種または2種の面積率が合計で90%以上であり、
圧延方向に垂直な断面にある平均粒径が5μm以上の介在物の平均個数が、5.0個/mm2以下である、高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
B:0.0002%以上0.0035%未満を含有する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Nb:0.002%以上0.08%以下および
Ti:0.002%以上0.12%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Cu:0.005%以上1%以下および
Ni:0.005%以上1%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上1.0%以下、
Mo:0.01%以上0.3%未満、
V:0.003%以上0.5%以下、
Zr:0.005%以上0.20%以下、および
W:0.005%以上0.20%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1〜5のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ca:0.0002%以上0.0030%以下、
Ce:0.0002%以上0.0030%以下、
La:0.0002%以上0.0030%以下、および
Mg:0.0002%以上0.0030%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1〜6のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Sn:0.002%以上0.1%以下を含有する請求項1〜7のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 請求項1〜8のいずれか一項に記載の高強度鋼板を製造する高強度鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼を、鋳造速度1.80m/分以下で鋳造した後、スラブ加熱温度1200℃以上、仕上げ圧延終了温度840℃以上として熱間圧延し、巻き取り温度630℃以下で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、AC3点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から550℃までの温度域の平均冷却速度を3℃/秒以上とし、かつ冷却停止温度を350℃以下とする冷却を行い、その後、100℃以上260℃以下の温度域で20秒以上1500秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、
を有する高強度鋼板の製造方法。
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