JPWO2018179387A1 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents

熱間圧延鋼板 Download PDF

Info

Publication number
JPWO2018179387A1
JPWO2018179387A1 JP2017540285A JP2017540285A JPWO2018179387A1 JP WO2018179387 A1 JPWO2018179387 A1 JP WO2018179387A1 JP 2017540285 A JP2017540285 A JP 2017540285A JP 2017540285 A JP2017540285 A JP 2017540285A JP WO2018179387 A1 JPWO2018179387 A1 JP WO2018179387A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
strain
shear
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2017540285A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6264515B1 (ja
Inventor
龍雄 横井
龍雄 横井
伸麻 吉川
伸麻 吉川
繁 米村
繁 米村
和也 大塚
和也 大塚
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Application granted granted Critical
Publication of JP6264515B1 publication Critical patent/JP6264515B1/ja
Publication of JPWO2018179387A1 publication Critical patent/JPWO2018179387A1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

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

Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.07-0.22％、Si：1.00-3.20％、Mn：0.80-2.20％、Al：0.010-1.000％、N≦0.0060％、P≦0.050％、S≦0.005％、Ti：0-0.150％、Nb：0-0.100％、V：0-0.300％、Cu：0-2.00％、Ni：0-2.00％、Cr：0-2.00％、Mo：0-1.00％、B：0-0.0100％、Mg：0-0.0100％、Ca：0-0.0100％、REM：0-0.1000％、Zr：0-1.000％、Co：0-1.000％、Zn：0-1.000％、W：0-1.000％、Sn：0-0.050％、残部：Feおよび不純物であり、鋼板の端面から1/4Wまたは3/4Wで、表面から1/4tまたは3/4tの位置における金属組織が、面積％で、残留オーステナイト：2％超-10％、マルテンサイト≦2％、ベイナイト：10-70％、パーライト≦2％、残部：フェライトであり、残留オーステナイト／マルテンサイトからなる金属相の平均円相当径が1.0-5.0μｍであり、隣接する前記金属相の最短距離の平均値が3μｍ以上であり、ナノ硬度の標準偏差が2.5GPa以下である、熱間圧延鋼板。

Description

本発明は、熱間圧延鋼板に関する。
自動車の車体構造に使用される鋼板には、安全性の向上および軽量化の観点から、高強度化と高いプレス加工性とが求められている。特に、プレス加工性を高めるためには、加工時には延性を確保しつつ、自動車に搭載された際には耐衝突性を確保した高強度な鋼板が求められている。
このような鋼板として、残留オーステナイトを含む混合組織とした加工誘起変態型鋼板が知られている（例えば、特許文献１を参照）。なお、以降の説明において、加工誘起変態型鋼板をＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼板と呼ぶ場合がある。
さらに、近年の自動車軽量化および部品の複雑形状化の要求に対応するため、従来よりも高い伸びと局部延性とに優れた混合組織鋼板が提案されている。例えば、特許文献２では、フェライト相と硬質第二相（マルテンサイト、残留オーステナイト）からなる組織において、熱延後の冷却の際に、フェライト相中に合金炭化物を析出させることで、フェライト相を強化した鋼板が提案されている。なお、以降の説明の中で、特許文献２のようなフェライト等の軟質組織とマルテンサイト等の硬質組織をバランスよく分散させた鋼材を、ＤＰ（Ｄｕｐａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼と呼ぶ場合がある。
また、特許文献３では、オーステナイトからフェライトへの変態中にその相界面において、主に粒界拡散にて起こる析出現象によって析出分布が制御された析出強化フェライトと残留オーステナイトとの混合組織を用いて、伸びおよび局部延性に優れた高強度鋼板が提案されている。
特許文献４には、バーリング加工性に優れた引張強度５４０ＭＰａ以上の加工誘起変態型複合組織鋼板が開示されている。特許文献５には、コイル内材質変動の小さい熱延ＴＲＩＰ鋼すなわち材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板が開示されている。特許文献６には、衝撃荷重が負荷された時における割れの発生が抑制され、さらに有効流動応力の高い衝撃吸収部材を提供可能な鋼材が開示されている。特許文献７には、伸びフランジ性、塗装後耐食性および切欠き疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板というＤＰ鋼板が開示されている。そして、特許文献８には、穴拡げ性に優れた高ヤング率鋼板が開示されている。
特開平１０−１５８７３５号公報 特開２００９−８４６４８号公報 特開２０１１−２２５９４１号公報 特開２００２−１２９２８６号公報 特開２００１−１５２２５４号公報 特開２０１５−１２４４１１号公報 国際公開第２０１６／１３３２２２号 特開２００９−１９２６５号公報
自動車の車体構造の複雑化、部品形状の複雑化に伴い、自動車用鋼板の加工は、従来のプレス加工の要素だけでなく、板鍛造などのように従来のプレス加工要素に新たな加工要素が複合的に組み合わされてきている。従来のプレス加工要素とは、例えば深絞り加工、穴拡げ、張出し成形加工、曲げ加工、しごき加工といった要素であった。
しかし、近年の板鍛造に代表されるプレス加工は、前記の従来のプレス加工要素に、さらにプレス荷重を分散させて、部分的に圧縮荷重をかけることで、鍛造の加工要素、例えば据え込加工、増厚（増肉）加工、といった加工要素も付加されてきている。すなわち、板鍛造は、従来のような鋼板をプレス加工する際の加工要素の他に、鍛造加工特有の加工要素を含む複合的な加工要素を有するプレス加工である。
このような板鍛造を行うことで、従来のプレス加工により、鋼板の板厚が元の板厚のままか、減厚（減肉）しながら鋼板が変形して部品の成型が行われつつ、部分的には圧縮力がかかって鍛造加工を受けた部分では、鋼板の板厚が増厚（増肉）することで、機能上必要な個所の鋼板の板厚になるよう効率よく変形させることができ、部品の強度を確保することができる。
従来のＴＲＩＰ鋼は、従来のプレス加工では良好な成形性を示すことが知られている。しかしながら、従来のプレス加工に鍛造加工の要素も含む成形方法である板鍛造では、少ない加工度でも鋼板に亀裂が発生し破断する場合があることが判明した。
すなわち、従来のプレス加工においては、板厚くびれ（鋼板の板厚の減厚）が発生した部分でプレス割れが起こるが、板鍛造のように板厚くびれを伴わない加工においても、材料に亀裂が発生し破断して成品が得られない場合があることが判明した。
このような板鍛造の亀裂発生の限界が、鋼板のどのような性質により支配されていて、どのようにすれば向上できるのかについてはあまり知られていない。そのため、従来のＴＲＩＰ鋼の機能である、深絞り加工性、穴拡げ性、張出し成形加工性、といった機能を有効に活かしつつ、板鍛造加工しても破断しないＴＲＩＰ鋼が求められていた。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、ＴＲＩＰ鋼としての基本的機能を維持しつつ、部分的に圧縮力がかかって鍛造加工を受けた部分の割れ限界を向上させることが可能な板鍛造性に優れた熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の熱間圧延鋼板を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．２２％、
Ｓｉ：１．００〜３．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．２０％、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０〜０．１５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．３００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
Ｚｒ：０〜１．０００％、
Ｃｏ：０〜１．０００％、
Ｚｎ：０〜１．０００％、
Ｗ：０〜１．０００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、および、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
残留オーステナイト：２％を超えて１０％以下、
マルテンサイト：２％以下、
ベイナイト：１０〜７０％、
パーライト：２％以下、
残部：フェライトであり、
残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金属相の平均円相当径が１．０〜５．０μｍであり、
隣接する前記金属相の最短距離の平均値が３μｍ以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が２．５ＧＰａ以下である、
熱間圧延鋼板。
（２）引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
板厚が１．０〜４．０ｍｍである、
上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
本発明によれば、深絞り加工性、張出し成形加工性といったＴＲＩＰ鋼としての基本的機能を維持しつつ、板鍛造性に優れた熱間圧延鋼板を得ることが可能となる。
単純せん断試験を説明する概要図である。図１（ａ）は、単純せん断試験の試験片を示す図である。図１（ｂ）は、単純せん断試験後の試験片を示す図である。
本発明者らは、前記課題を解決するため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
（ａ）相当塑性歪み
板鍛造は、従来の引張試験での破断歪みを超える歪み域（高歪み域）での変形を含んでいる。また、板鍛造は複合的加工のため、単純に引張試験およびせん断試験データだけでは評価できない。そこで、本発明者らは、「相当塑性歪み」を指標として導入し、新たな評価法を確立した。
この相当塑性歪みを指標として用いることにより、引張試験をしたときの破断時の引張応力および引張歪みと、せん断試験をしたときの破断時のせん断応力およびせん断歪みとを、複合的に評価できることを見出した。
相当塑性歪みは、単純せん断試験でのせん断応力σｓとせん断塑性歪みεｓｐとの関係を、変形形態の異なる、単軸引張試験での引張応力σと引張歪みεとの関係に変換するものである。そして、等方硬化則および塑性仕事共役の関係を仮定して、定数である変換係数（κ）を用いることで、下式のように変換できる。後述の方法により、変換係数（κ）の算出した上で、相当塑性歪みを導出する。
単軸引張試験での引張応力σ＝単純せん断試験でのせん断応力σｓ×κ
単軸引張試験での引張歪みε＝単純せん断試験でのせん断塑性歪みεｓｐ／κ
（ｂ）多段せん断試験
相当塑性歪みを求めるためには、引張試験による引張応力および引張歪みの関係と、せん断試験によるせん断応力およびせん断歪みの関係を取得する必要がある。しかし、板鍛造は、高歪み域での変形を含んでいる。そのため、通常使用されているせん断試験装置を用いて１回で試験を行うと、試験片を保持している部分から試験片に亀裂が進行してしまう。その結果、高歪み域までの変形を試験することができない場合が多い。したがって、板鍛造のような鋼板の板厚の減厚（減肉およびくびれ）が生じない加工を再現する方法が必要となる。
そこで、せん断試験を多段階に分けて行い、各段階のせん断試験後毎に、試験片を保持している部分に発生している試験片の亀裂の起点を機械加工して、試験片の亀裂が進行しないようにし、これらのせん断試験結果を直列的につなげて試験結果を評価することとした。この試験方法を適用することにより、高歪み域までのせん断試験結果を得ることが可能となり、高歪み域までのせん断応力とせん断歪みとの関係を求めることができる。
一方、引張応力および引張歪みについては、従来の引張試験方法を適用することができる。例えば、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に基づいたＪＩＳ５号試験片を用いることができる。
（ｃ）亀裂発生のメカニズム
上述の多段せん断試験と、相当塑性歪みを用いた評価法と、板鍛造の前後における鋼板のミクロ調査とを採用することにより、亀裂の発生メカニズムについて、以下の知見を得た。
硬質相（マルテンサイト、残留オーステナイト）と、軟質相（フェライト、ベイナイト）の変形能の差から、両相の界面でボイド（微小な空洞）が発生する。その後、板鍛造の歪みが増加するとともに、ボイドが成長し、隣接ボイドと結合して亀裂になり、破断に至る。したがって、ボイドの発生を防止し、かつ、ボイドが成長しても、隣接ボイドとの結合を抑制できれば、亀裂発生を抑制できる。但し、その際にＴＲＩＰ鋼としての本来機能を損なわないことも重要である。なお、以降の説明において、マルテンサイトと残留オーステナイトを総称して硬質相と呼ぶ。硬質相は、「請求の範囲」に記載の「残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金属相」と完全に同じである。
これらの知見から以下の事項を見出した。
（ｉ）硬質相の平均径を限定すること。
すなわち、ボイドは硬質相と（硬質相以外の）金属相との境界に発生するため、硬質相の平均径を限定することで、ボイドの発生が低減できる。
（ii）ナノ硬度バラツキを低減させること。
すなわち、硬質相と軟質相の硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が低減できる。
（iii）硬質相同士の距離を制限すること。
すわなち、ボイドは硬質相と他の金属相（軟質相）との境界に発生するため、硬質相を離して配置することにより、ボイドが成長しても結合しにくくすることができる。
（iv）破断時の相当塑性歪みが０．５０（５０％）以上であること。
前記の（ｉ）〜（iii）の条件を満足することにより、破断時の相当塑性歪みが０．５０（５０％）以上となり、板鍛造のような複合的加工においても、一定の加工性を担保することが可能であることを確認した。
（ｄ）有効累積歪み
上記（ｉ）〜（iv）の組織を得るために、熱間圧延における３段以上の多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる多段仕上圧延において、最終３段の圧延における累積歪（以下「有効累積歪み」と記述する場合がある）が０．１０〜０．４０になるように、最終仕上圧延を行なうことが必要である。
有効累積歪みは、圧延時の温度、圧延による鋼板の圧下率による結晶粒の回復、再結晶および粒成長を考慮した指標である。そのため、有効累積歪みを求めるに際しては、圧延後の時間経過による静的回復現象を表現する構成則を用いた。結晶粒が圧延後の時間経過により静的回復することを考慮したのは、圧延後の結晶粒に歪みとして蓄積されたエネルギーの解放が、熱的な結晶粒の転位の消滅による静的回復により起こるからである。そして、この熱的な転位の消滅は、圧延温度と圧延後の経過時間とに影響されるものである。そこで、この静的回復も考慮して、圧延時の温度、圧延による鋼板の圧下率（対数歪み）、圧延後の時間経過をパラメーターとして記述した指標を導入し、これを「有効累積歪み」と定義した。
このように、有効累積歪みを制限することにより、硬質相の平均円相当径が制限され、隣接硬質相間の距離が制限され、ナノ硬度のバラツキが低減される。その効果として、硬質相と軟質相の界面に生じるボイドの成長を抑制し、ボイドが成長しても結合しにくくさせることができる。これにより、板鍛造しても亀裂が発生しないので、板鍛造性に優れた鋼板を得ることができる。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０７〜０．２２％
Ｃは、強度を高めるとともに残留オーステナイトを確保するために有効な元素である。Ｃ含有量が低すぎると強度を十分高めることができず、また残留オーステナイトを確保できない。一方、その含有量が過剰であると残留オーステナイトの量（面積率）が多くなり板鍛造での破断歪みが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０７〜０．２２％とする。Ｃ含有量は０．０８％以上、０．１０％以上または０．１２％以上が好ましく、０．１４％以上、０．１５％以上または０．１６％以上がより好ましい。また、Ｃ含有量は０．２０％以下または０．１８％以下が好ましく、０．１７％以下がより好ましい。
Ｓｉ：１．００〜３．２０％
Ｓｉは、脱酸効果を有し、有害な炭化物の生成を抑えフェライトを生成するのに有効な元素である。また、残留オーステナイトの分解を抑制する作用を有する。一方、その含有量が過剰であると延性が低下するほか、化成処理性も低下し塗装後耐食性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．００〜３．２０％とする。Ｓｉ含有量は１．２０％以上、１．３０％以上または１．４０％以上が好ましく、１．５０％以上または１．６０％以上がより好ましい。また、Ｓｉ含有量は３．００％以下、２．８０％以下または２．６０％以下が好ましく、２．５０％以下、２．４０％以下または２．３０％以下がより好ましい。
Ｍｎ：０．８０〜２．２０％
Ｍｎは、オーステナイト域温度を低温側に拡大させてフェライトとオーステナイトとの二相域の温度範囲を拡大し、残留オーステナイトの安定化に有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると焼入れ性が必要以上に高まりフェライトを十分に確保できなくなり、また鋳造時にスラブ割れが発生する。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０〜２．２０％とする。Ｍｎ含有量は０．９０％以上、１．００％以上、１．２０％以上または１．４０％以上が好ましく、１．５０％以上がより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．００％以下または１．９０％以下が好ましく、１．８０％以下または１．７０％以下がより好ましい。
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸効果とフェライトを生成する効果を有する。一方、その含有量が過剰であると脆化を招くとともに、鋳造時にタンディッシュノズルを閉塞し易くする。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０〜１．０００％とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上または０．０２０％以上が好ましく、０．０２５％以上または０．０３０％以上がより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．８００％以下、０．７００％以下または０．６００％以下が好ましく、０．５００％以下または０．４００％以下がより好ましい。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに有効な元素である。一方、その含有量が過剰であると固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、時効劣化が激しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量の下限を特に定める必要はなく、その下限は０％である。Ｎ含有量は０．００５０％以下または０．００４０％以下が好ましい。また、過度に含有量を低下させることは、精錬時のコスト増につながるため、下限を０．００１０％としてもよい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは溶銑に含まれる不純物であり、粒界偏析するため局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は０．０３０％以下または０．０２０％以下が好ましい。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を０．００１％としてもよい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも溶銑に含まれる不純物であり、ＭｎＳを形成して局部延性および溶接性を劣化させるので、できるだけ少ない方がよい。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下に制限する。延性または溶接性の向上のため、Ｓ含有量を０．００３％以下または０．００２％以下としてもよい。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。しかし、過度に含有量を低下させることは精錬時のコスト増になるため、下限を０．０００５％としてもよい。
Ｔｉ：０〜０．１５０％
Ｔｉは、炭窒化物、または固溶Ｔｉが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が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。そのため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とする。必要に応じて、その上限を０．１００％、０．０６０％または０．０２０％としてもよい。Ｔｉ含有量の下限は０％であるが、析出強化の効果を十分に得るために、下限を０．００１％または０．０１０％としてもよい。
Ｎｂ：０〜０．１００％
Ｎｂは、炭窒化物、または固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延させることで、熱延板の粒径を微細化し、低温靭性を向上させる効果を有する。また、ＮｂＣ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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、下限を０．００１％または０．０１０％としてもよい。
Ｖ：０〜０．３００％
Ｖは、析出強化また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る。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。必要にＶ応じて、Ｖ含有量を０．２００％以下、０．１００％以下または０．０６０％以下としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、下限を０．００１％または０．０１０％としてもよい。
Ｃｕ：０〜２．００％
Ｃｕは、析出強化また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る。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。また、Ｃｕ含有量が多量に含まれると鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。そのため、Ｃｕ含有量は１．２０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下または０．２５％以下としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量の下限を０．０１％としてもよい。
Ｎｉ：０〜２．００％
Ｎｉ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る。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。また、Ｎｉ含有量が多量に含まれると延性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｉ含有量を０．６０％以下、０．３５％以下または０．２０％以下としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量の下限を０．０１％としてもよい。
Ｃｒ：０〜２．００％
Ｃｒ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る。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２．００％以下とする。より経済性を高めるため、その上限を１．００％、０．６０％または０．３０％としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量の下限を０．０１％としてもよい。
Ｍｏ：０〜１．００％
Ｍｏは、析出強化また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る。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。より経済性を高めるため、その上限を０．６０％、０．３０％または０．１０％としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量の下限を０．００５％または０．０１％としてもよい。
Ｂ：０〜０．０１００％
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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、その含有量が多量に含まれると冷却中にフェライト変態が十分に進行せず、十分な残留オーステナイトが得られないことがある。そのため、Ｂ含有量を０．００５０％以下、０．００２０％以下または０．００１５％としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｂ含有量の下限を０．０００１％または０．０００２％としてもよい。
Ｍｇ：０〜０．０１００％
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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、Ｍｇ含有量の下限を０．０００１％または０．０００５％としてもよい。
Ｃａ：０〜０．０１００％
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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．１０００％
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。したがって、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して経済性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下とする。必要に応じて、その上限を０．０１００％または０．００６０％としてもよい。その下限は０％であるが、上記効果を十分に得るために、ＲＥＭ含有量の下限を０．０００１％または０．０００５％としてもよい。
ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
Ｚｒ：０〜１．０００％
Ｃｏ：０〜１．０００％
Ｚｎ：０〜１．０００％
Ｗ：０〜１．０００％
Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷは、それぞれ１．０００％以下の範囲であれば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。これらの上限を０．３００％または０．１０％としてもよい。Ｚｒ、Ｃｏ、ＺｎおよびＷの合計含有量が１．０００％以下または０．１００％であることが好ましい。これらの含有は必須でなく、下限は０％であるが、必要に応じて、下限を０．０００１％としてもよい。
Ｓｎ：０〜０．０５０％
Ｓｎは、少量であれば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。しかし、０．０５％を超えると熱間圧延時に疵が発生するおそれがある。そのため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎの含有は必須でなく、下限は０％であるが、必要に応じて、下限を０．００１％としてもよい。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）金属組織
本発明の鋼板の金属組織について説明する。なお、本発明において金属組織は、鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における組織をいうものとする。また、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。
残留オーステナイト：２％を超えて１０％以下
残留オーステナイトは、加工誘起変態（いわゆるＴＲＩＰ現象）を得る上で必要な組織である。残留オーステナイトが、加工によりマルテンサイト変態し、加工後にマルテンサイトとして存在することにより、加工性を確保しつつ、加工後の部品において強度を確保することができるものである。ＴＲＩＰ鋼板の本来機能を得るため、残留オーステナイトの面積率は２％を超える値とする。
一方、残留オーステナイトが過剰になると、加工誘起変態で硬質相であるマルテンサイトが多く存在して、軟質相であるフェライトとの変形能の差から、両相の界面でボイドが発生し、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、ボイドが結合し亀裂に成長する。したがって、残留オーステナイトの面積率は１０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は２．５％以上であるのが好ましく、３％以上または４％以上であるのがより好ましい。また、残留オーステナイトの面積率は９％以下であるのが好ましく、８％以下であるのがより好ましい。
マルテンサイト：２％以下
ＴＲＩＰ鋼は、加工性を確保しつつ、加工の際に加工誘起変態により残留オーステナイトをマルテンサイト化することが特徴である。したがって、加工性を確保するため、硬質相であるマルテンサイトはできるだけ少ない方がよい。そのため、マルテンサイトの面積率は２％以下とする。マルテンサイトの面積率は１．５％以下、１％以下または０．５％以下であるのが好ましい。しかしながら、特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。
ベイナイト：１０〜７０％
軟質相であるベイナイトは、強度と伸びとのバランスを確保するために重要な組織であり、亀裂の伝搬を抑制する効果がある。この観点から、ベイナイトの面積率を１０％以上とする。強度向上のため、下限を２０％、３０％、３５％または４０％としてもよい。一方、ベイナイトの面積率が過剰になると、残留オーステナイトを確保できず、ＴＲＩＰ鋼の本来的機能が確保できなるため、７０％以下とする。必要に応じて、上限を６５％、６０％、５５％または５０％としてもよい。
パーライト：２％以下
パーライトが多量に存在すると強度が低下するため、その面積率は２％以下とする。必要に応じて、その上限を１％または０．５％としてもよい。パーライトの面積率は極力低減することが好ましく、０％であることが好ましい。
残部：フェライト
軟質相であるフェライトも、強度と伸びとのバランスを確保し、加工性を向上させる観点から重要な組織である。したがって、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト以外の組織はフェライトである。残部組織であるフェライトの面積率を特に制限する必要はない。しかしながら、その面積率の下限を１０％、上限を８８％としてもよい。必要に応じて、その下限を２０％、３０％、３５％または４０％に、その上限を８０％、７０％、６０％または５５％としてもよい。
ここで、本発明において、金属組織の面積率は以下のように求める。上述のように、まず鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置から試料を採取する。そして、該試料の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）を観察する。
具体的には、試料をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行う。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライトの面積率Ａ、パーライトの面積率Ｂ、ならびにベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率Ｃを得る。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行う。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率Ｄを算出する。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。体積率は面積率にほぼ等しいので、前記体積率を残留オーステナイトの面積率Ｅとする。面積率Ｃと面積率Ｄとの差からベイナイトの面積率を、面積率Ｅと面積率Ｄとの差からマルテンサイトの面積率を求める。この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
また、本発明においては、残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金属相（以下、単に「金属相」ともいう。）の存在状態についても以下のように規定する。なお、上記金属相（硬質相）は残留オーステナイトを主体であること、つまり、残留オーステナイトの面積率がマルテンサイトの面積率より多いことが、好ましい。
金属相の平均円相当径：１．０〜５．０μｍ
ＴＲＩＰ鋼としての本来的機能を確保するには、上記金属相の面積が一定以上必要であることから、金属相の平均円相当径は１．０μｍ以上とする。一方、金属相が大きすぎると、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、粒界に存在するボイドが結合し易くなることから、金属相の平均円相当径率は５．０μｍ以下とする。金属相の平均円相当径は１．５μｍ以上が好ましく、１．８μｍ以上または２．０μｍ以上がより好ましい。また、金属相の平均円相当径は４．８μｍ以下、４．４μｍ以下または４．２μｍ以下好ましく、４μｍ以下、３．５μｍ以下または３μｍ以下がより好ましい。
金属相の平均円相当径（直径）は、以下のようにして求める。まず、面積率Ｄを測定する方法に準じ、レペラエッチング後の組織写真より、個々の金属相面積から円相当径を求める。そして、測定した円相当径の（単純）平均値を、平均円相当径とする。
隣接する金属相の最短距離の平均値：３μｍ以上
硬質相と軟質相との界面に発生したボイドが成長し、ボイド同士が結合してさらに大きなボイドとならないようにするため、硬質相間の距離を一定量確保する必要がある。そのため、隣接する金属相間の距離の平均値を３μｍ以上とする。
ボイドの成長による亀裂発生を抑制する観点から、上記平均値は４μｍ以上であるのが好ましく、５μｍ以上であるのがより好ましい。上限は特に設定しないが、ＴＲＩＰ鋼としての本来的機能を確保するためには、上記平均値は１０μｍ以下にすることが好ましい。
隣接する金属相の最短距離の平均値は、以下のようにして求める。任意の金属相を２０個選択し、それと最も近接する金属相までの距離をそれぞれ測定し、その平均値を算出する。なお、金属相間の最短距離は、面積率Ｄを測定する方法に準じ、レペラエッチング後の光学顕微鏡の観察画像を画像解析することで求める。
（Ｃ）機械特性
ナノ硬度の標準偏差：２．５ＧＰａ以下
硬質相と軟質相との変形能の差を小さくすることにより両相の界面に発生するボイドを少なくし、さらにボイド間隔をあけることにより、ボイドが結合して亀裂に成長することを抑制することが可能になる。そこで、硬質相と軟質相との変形能の差に対応するナノ硬度差をできるだけ低減することにより、ボイドの発生が抑制できる。本発明においては、軟質相と硬質相との硬度差の指標として、試料断面におけるナノ硬度の標準偏差を採用する。
ナノ硬度は、例えば、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて測定することが可能である。１ｍＮの荷重にて１００点以上のナノ硬度を任意に測定し、その結果からナノ硬度の標準偏差を算出することができる。
軟質相と硬質相の硬度差を減少させ、ボイドの発生を抑制するには、ナノ硬度の標準偏差は小さい方がよく、２．５ＧＰａ以下とする。好ましくは、２．４ＧＰａ以下または２．３ＧＰａ以下とするとよい。
引張強さ：７８０ＭＰａ以上
本発明に係る鋼板は、従来のＴＲＩＰ鋼と同等の７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することが好ましい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、１２００ＭＰａ、１１５０ＭＰａまたは１０００ＭＰａとしてもよい。ただし、引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の引張強さを示す。
均一伸びと引張強さとの積：９５００ＭＰａ％以上
均一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、均一伸び（ｕ−ＥＬ）と引張強さ（ＴＳ）との積：ＴＳ×ｕ−ＥＬ≧９５００ＭＰａ％を満たすことが好ましい。ただし、均一伸びは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）で規定する試験において、公称応力σｎと公称歪みεｎとの関係で、公称応力σｎを公称歪みεｎで微分したときの値がゼロとなる点の公称歪みをεｎ０とした時、以下の式で表される。
均一伸び（ｕ−ＥＬ）＝ｌｎ（εｎ０＋１）
相当塑性歪み：０．５０以上
相当塑性歪みは、単純せん断試験でのせん断応力σｓとせん断塑性歪みεｓｐとの関係を、変形形態の異なる、単軸引張試験での引張応力σと引張歪みεとの関係に変換するものであり、等方硬化則と塑性仕事共役との関係を仮定して、定数である変換係数（κ）を用いて変換したものである。
ここで、等方硬化則とは、降伏曲線の形状は、歪みが進展しても変化しない（つまり、相似形に膨張する）と仮定した加工硬化則である。塑性仕事共役の関係とは、加工硬化は塑性仕事のみの関数として記述され、変形形態によらず同じ塑性仕事（σ×ε）を与えられたとき、同じ加工硬化量を示すという関係である。
これにより、単純せん断試験でのせん断応力とせん断塑性歪みを、それぞれ単軸引張試験の引張応力と引張歪みに変換することができる。この関係を以下に示す。
単軸引張試験での引張応力σ（変換）＝単純せん断試験でのせん断応力σｓ×κ
単軸引張試験での引張歪みε（変換）＝単純せん断試験でのせん断塑性歪みεｓｐ／κ
次に、せん断応力とせん断塑性歪みの関係を、引張応力と引張歪みの関係に相似になるよう変換係数κを求める。例えば、変換係数κは、以下の手順で求めることができる。まず、単軸引張試験での引張歪みε（実測値）と引張応力σ（実測値）の関係を求めておく。続いて、単軸せん断試験でのせん断歪みεｓ（実測値）とせん断応力σｓ（実測値）の関係を求める。
次に、κを変化させて、せん断歪みεｓ（実測値）から求めた引張歪みε（変換）と、せん断応力σｓ（実測値）から求めた引張応力σ（変換）とを求めておき、引張歪みε（変換）が、０．２％から均一伸び（ｕ−ＥＬ）までの間のときの、引張応力σ（変換）を求める。この時の、引張応力σ（変換）と引張応力σ（実測値）との誤差を求め、誤差が最少となるκを、最小二乗法を用いて求める。
相当塑性歪みεｅｑは、求めたκを用いて、単純せん断試験での破断時のせん断塑性歪みεｓｐ（破断）を、単純引張試験での引張歪みεに変換したものとして定義される。
本発明に係る鋼板は、板鍛造に代表させる高歪み領域での加工特性がよいことが特徴であり、相当塑性歪みεｅｑが０．５０以上を満たしている。従来のＴＲＩＰ鋼の相当塑性歪みが高々０．３０程度であることから、本発明に係る鋼板の板鍛造性が良好であることが確認された。
（Ｄ）寸法
板厚：１．０〜４．０ｍｍ
本発明に係る鋼板は、主に自動車などが主な用途であり、その板厚範囲は主に１．０〜４．０ｍｍである。このため、板厚範囲を１．０〜４．０ｍｍとしてもよい、必要に応じて、下限を１．２ｍｍ、１．４ｍｍまたは１．６ｍｍに、上限を３．６ｍｍ、３．２ｍｍまたは２．８ｍｍとしてもよい。
（Ｅ）製造方法
発明者らは、これまでの研究により、下記に示す（ａ）から（ｌ）までの製造工程により、本発明の熱間圧延鋼板を製造することができることを確認している。以下、各製造工程について詳しく説明する。
（ａ）溶製工程
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、高炉または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する。次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法でスラブを製造すればよい。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等を使用しても構わない。
（ｂ）熱間圧延工程
製造されたスラブは、加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延工程における条件についても特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０５０〜１２６０℃とするのが好ましい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、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よい。
加熱後は、加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延およびその後の仕上圧延を施す。前述したように、仕上圧延は、３段以上の多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる多段仕上圧延である。そして、最終３段の圧延における累積歪（有効累積歪み）が、０．１０〜０．４０になるように最終仕上圧延を行なう。
前述したように、有効累積歪みは、圧延時の温度、圧延による鋼板の圧下率による結晶粒径の変化と、結晶粒が圧延後の時間経過により静的に回復する結晶粒径の変化とを考慮した指標である。有効累積歪み（εｅｆｆ）は、以下の式で求めることができる。
有効累積歪み（εｅｆｆ）＝Σεｉ（ｔｉ，Ｔｉ） ・・・（１）
上式（１）中のΣは、ｉ＝１〜３についての総和を示す。
但し、ｉ＝１は、多段仕上圧延において最後から１段目の圧延（つまり、最終段圧延）を、ｉ＝２は最後から２段目の圧延、ｉ＝３は最後から３段目の圧延を、それぞれ示す。
ここで、ｉで示される各圧延において、εｉは以下の式で表される。
εｉ（ｔｉ，Ｔｉ）＝ｅｉ／ｅｘｐ（（ｔｉ／τＲ）２／３） ・・・（２）
ｔｉ：最後からｉ段目の圧延から最終段圧延後の一次冷却開始までの時間（ｓ）
Ｔｉ：最後からｉ段目の圧延の圧延温度（Ｋ）
ｅｉ：最後からｉ段目の圧延で圧下したときの対数歪み
ｅｉ＝｜ｌｎ｛１−（ｉ段目の入側板厚−ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜
＝｜ｌｎ｛（ｉ段目の出側板厚）／（ｉ段目の入側板厚）｝｜ ・・・（３）
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／（Ｒ・Ｔｉ）） ・・・（４）
τ０＝８．４６×１０−９（ｓ）
Ｑ：Ｆｅの転位の移動に関する活性化エネルギーの定数＝１８３２００（Ｊ／ｍｏｌ）
Ｒ：ガス定数＝８．３１４（Ｊ／（Ｋ・ｍｏｌ））
このようにして導いた有効累積歪みを規定することにより、残留オーステナイトを主体とする金属相の平均円相当径および隣接する金属相間の距離が制限され、さらにナノ硬度のバラツキが低減される。その結果として、硬質相と軟質相との界面に生じるボイドの成長を抑制し、ボイドが成長しても結合しにくくさせることができ、板鍛造しても亀裂が発生しない、板鍛造性に優れた鋼板を得ることができる。
仕上圧延の終了温度、すなわち連続熱延工程の終了温度は、Ａｒ３（℃）以上、Ａｒ３（℃）＋３０℃未満の温度にするとよい。これにより、残留オーステナイトの量を制限しつつ、２相域で圧延を完了させることができるからである。なお、Ａｒ３の値は下記式により算出することができる。
Ａｒ３＝９７０−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）
但し、上記式中の元素記号は、各元素の熱間圧延鋼板中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（ｃ）第１（加速）冷却工程
仕上げ圧延終了後、０．５ｓ以内に得られた熱間圧延鋼板の冷却を開始する。そして、６５０〜７５０℃の温度まで１０〜４０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、その後大気中で３〜１０ｓ冷却する（空冷工程）。この工程と続く大気中での冷却においてフェライト変態を促進し、後の巻取り工程でのオーステナイトの残留に必要なＣの分配を行う。この第１冷却工程における平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であるとパーライトが生成し易くなる。一方、４０℃／ｓ超ではフェライト変態ではなく比較的高温でのベイナイト変態が起こってしまい、後のオーステナイトの残留を妨げる。
また、大気中での冷却速度が８℃／ｓ超または空冷時間が１０ｓ超であると、ベイナイトが生成し易く、ベイナイト面積率が大きくなる。一方、大気中での冷却速度が４℃／ｓ未満または空冷時間が３ｓ未満であると、パーライトが生成し易くなる。なお、ここでいう大気中での冷却とは、鋼板が大気中で冷却速度４〜８℃／ｓで空冷されることを意味する。
（ｄ）第２（加速）冷却工程
空冷工程後、直ちに３５０〜４５０℃の温度まで３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。この平均冷却速度の上限は特に限定されないが、熱偏差による熱歪みで鋼板が反ることが懸念されることから、１０００℃／ｓ以下にするとよい。
（ｅ）巻取工程
その後、冷却された熱間圧延鋼板を巻き取る。巻取工程における条件は、特に限定されないが、巻き取り後、コイル表面温度が２００℃になるまでの平均冷却速度を３０〜１００℃／ｈにするとよい。第２（加速）冷却工程の後、巻取工程までの間に、大気中での空冷を行ってもよい。この大気中の空冷であれば、冷却速度を特に制限する必要はない。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを作製し、このスラブを、表２に示す条件で熱間圧延した後冷却してから巻き取り、熱間圧延鋼板を製造した。得られた熱間圧延鋼板の板厚を表３に示す。
Figure 2018179387
Figure 2018179387
Figure 2018179387
［金属組織］
得られた熱間圧延鋼板の金属組織観察を行い、各組織の面積率の測定を行った。具体的には、まず鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔの位置から金属組織観察用の試験片を切り出した。
そして、上記の試験片の圧延方向断面（いわゆるＬ方向断面）をナイタールエッチングし、エッチング後に光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行った。そして得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライトの面積率Ａ、パーライトの面積率Ｂ、ならびにベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率Ｃを求めた。
次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、光学顕微鏡を用いて３００μｍ×３００μｍの視野で観察を行った。そして、得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率Ｄを算出した。さらに圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。体積率は面積率にほぼ等しいので、前記体積率を残留オーステナイトの面積率Ｅとした。面積率Ｃと面積率Ｄとの差からベイナイトの面積率を、面積率Ｅと面積率Ｄとの差からマルテンサイトの面積率を求めた。この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を求めた。
さらに、上述のレペラエッチング後の組織写真より、金属相の個数および面積を求め、円相当径（直径）を算出し、これを個数平均して平均円相当径を求めた。同様に、レペラエッチング後の組織写真より、任意の金属相を２０個選択し、それと最も近接する金属相までの距離をそれぞれ測定し、その平均値を算出した。
［機械特性］
機械特性のうち引張強度特性（引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（ｕ−ＥＬ））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ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して評価した。
さらに、以下の手順によって単純せん断試験を行い、その結果に基づいて相当塑性歪みを求めた。
単純せん断試験の試験片は、鋼板の板幅を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する。図１（ａ）に試験片の一例を示す。図１に示す単純せん断試験の試験片は、板厚が２．０ｍｍになるように両面を均等に研削して板厚を揃え、鋼板の幅方向に２３ｍｍ、鋼板の圧延方向に３８ｍｍの矩形の試験片となるように加工した。
試験片の長片側（圧延方向）を、短片方向（幅方向）に向かって１０ｍｍずつ両側のチャッキング部２をチャッキングし、試験片の中央に、３ｍｍのせん断幅（せん断変形発生部１）を設けるようにした。なお、板厚が２．０ｍｍ未満の場合は、研削せずに、板厚はそのままで試験をした。また、試験片の中央には、短片方向（幅方向）にペン等で直線の印を付けた。
そして、チャッキングした長辺側を、長片方向（圧延方向）に、互いに逆向きになるように動かすことで、せん断応力σｓを負荷し、試験片にせん断変形を加えた。図１（ｂ）に、せん断変形をした試験片の一例を示す。せん断応力σｓは、下記式により求める公称応力である。
せん断応力σｓ＝せん断力／（鋼板の圧延方向の試験片の長さ×試験片の板厚）
なお、せん断試験では試験片の長さおよび板厚が変化しないので、せん断公称応力≒せん断真応力と考えてもよい。せん断試験中、試験片中央に描いた直線をＣＣＤカメラによって撮影し、その傾きθを計測した（図１（ｂ）参照）。この傾きθから、下記の式を用いて、せん断変形により発生した、せん断ひずみεｓを求めた。
せん断ひずみεｓ＝ｔａｎ（θ）
なお、単純せん断試験には、単純せん断試験機（最大変位８ｍｍ）を用いた。そのため、試験機のストローク（変位）の限界がある。また、試験片の端部またはチャック部でのき裂の発生により、一回のせん断試験では、試験片が破断するまで試験を行うことができない場合がある。そこで、前述したように、せん断試験荷重の負荷、荷重の除荷、試験片のチャック部端部を直線に切除、荷重の再負荷、といった一連の作業を繰り返す、「多段せん断試験法」を採用した。
これらの多段階のせん断試験結果を直列的に繋げて、連続した一つの単純せん断試験結果として評価するために、各段階のせん断試験で得られたせん断ひずみ（εｓ）から、せん断弾性率を考慮したせん断弾性ひずみ（εｓｅ）を減じた、せん断塑性ひずみ（εｓｐ）を下記のように求めて、各段階のせん断塑性ひずみ（εｓ）を纏めて一つに繋ぎ合わせた。
せん断塑性ひずみεｓｐ＝せん断ひずみεｓ−せん断弾性ひずみεｓｅ
せん断弾性ひずみεｓｅ＝σｓ／Ｇ
σｓ：せん断応力
Ｇ：せん断弾性率
ここで、Ｇ＝Ｅ／２（１＋ν）≒７８０００（ＭＰａ）とした。
Ｅ（ヤング率（縦弾性係数））＝２０６０００（ＭＰａ）
ポアソン比（ν）＝０．３
単純せん断試験では、試験片が破断するまで試験を行う。このようにして、せん断応力σｓとせん断塑性ひずみεｓｐの関係が追跡できる。そして、試験片が破断するときのせん断塑性ひずみがεｓｐｆである。
上記単純せん断試験で得られたせん断応力σｓと、試験片が破断するときのせん断塑性ひずみεｓｐｆとの関係から、前述した方法により、変換係数κを用いて、相当塑性歪みεｅｑを求めた。
次に、ナノ硬度の標準偏差の測定を行った。金属組織観察用の試験片を再度研磨し、１ｍＮの荷重（載荷１０ｓ、除荷１０ｓ）にて、圧延方向に平行な断面内の、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）について、２５μｍ×２５μｍの測定エリアを５μｍ間隔で測定した。その結果から、ナノ硬度の平均値およびナノ硬度の標準偏差を算出した。ナノ硬度の測定は、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて実施した。
これらの測定結果を表３に併せて示す。
表３からも明らかなように、本発明に係る熱間圧延鋼板であれば、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、均一伸びｕ−ＥＬと引張強さＴＳとの積（ＴＳ×ｕ−ＥＬ）が９５００ＭＰａ・％以上を有し、バランスのとれた特性を示す。また、本発明に係る熱間圧延鋼板は、相当塑性歪みも０．５０以上となり、板鍛造などの高歪み域加工にも耐えられる鋼板であることが確認された。
本発明によれば、深絞り加工性、張出し成形加工性といったＴＲＩＰ鋼としての基本的機能を維持しつつ、板鍛造性に優れた熱間圧延鋼板を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る熱間圧延鋼板は、広く、機械部品などに利用することができる。特に、板鍛造などの高歪み域での加工を有する鋼板の加工に適用することにより、その顕著な効果を得ることができる。
１ せん断変形発生部
２ チャッキング部
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．２２％、
Ｓｉ：１．００〜３．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．２０％、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０〜０．１５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．３００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｂ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
Ｚｒ：０〜１．０００％、
Ｃｏ：０〜１．０００％、
Ｚｎ：０〜１．０００％、
Ｗ：０〜１．０００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、および、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
残留オーステナイト：２％を超えて１０％以下、
マルテンサイト：２％以下、
ベイナイト：１０〜７０％、
パーライト：２％以下、
残部：フェライトであり、
残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金属相の平均円相当径が１．０〜５．０μｍであり、
隣接する前記金属相の最短距離の平均値が３μｍ以上であり、
引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
均一伸び（ｕ−ＥＬ）と引張強さ（ＴＳ）との積（ＴＳ×ｕ−ＥＬ）が９５００ＭＰａ％以上であり、
相当塑性歪みが０．５以上であり、
ナノ硬度の標準偏差が２．５ＧＰａ以下である、
熱間圧延鋼板。
（２）板厚が１．０〜４．０ｍｍである、
上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。

Claims (2)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０７〜０．２２％、
    Ｓｉ：１．００〜３．２０％、
    Ｍｎ：０．８０〜２．２０％、
    Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ｔｉ：０〜０．１５０％、
    Ｎｂ：０〜０．１００％、
    Ｖ：０〜０．３００％、
    Ｃｕ：０〜２．００％、
    Ｎｉ：０〜２．００％、
    Ｃｒ：０〜２．００％、
    Ｍｏ：０〜１．００％、
    Ｂ：０〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０〜０．０１００％、
    Ｃａ：０〜０．０１００％、
    ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
    Ｚｒ：０〜１．０００％、
    Ｃｏ：０〜１．０００％、
    Ｚｎ：０〜１．０００％、
    Ｗ：０〜１．０００％、
    Ｓｎ：０〜０．０５０％、および、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    鋼板の圧延方向と垂直な断面において、鋼板の幅および厚さをそれぞれＷおよびｔとしたときに、該鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、該鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
    残留オーステナイト：２％を超えて１０％以下、
    マルテンサイト：２％以下、
    ベイナイト：１０〜７０％、
    パーライト：２％以下、
    残部：フェライトであり、
    残留オーステナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金属相の平均円相当径が１．０〜５．０μｍであり、
    隣接する前記金属相の最短距離の平均値が３μｍ以上であり、
    ナノ硬度の標準偏差が２．５ＧＰａ以下である、
    熱間圧延鋼板。
  2. 引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    板厚が１．０〜４．０ｍｍである、
    請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
JP2017540285A 2017-03-31 2017-03-31 熱間圧延鋼板 Active JP6264515B1 (ja)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/013743 WO2018179387A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 熱間圧延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6264515B1 JP6264515B1 (ja) 2018-01-24
JPWO2018179387A1 true JPWO2018179387A1 (ja) 2019-04-04

Family

ID=61020638

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2017540285A Active JP6264515B1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 熱間圧延鋼板

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10894996B2 (ja)
EP (1) EP3604585A4 (ja)
JP (1) JP6264515B1 (ja)
KR (1) KR20190135505A (ja)
CN (1) CN110506133A (ja)
BR (1) BR112019018960A2 (ja)
MX (1) MX2019011742A (ja)
WO (1) WO2018179387A1 (ja)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110506134A (zh) * 2017-03-31 2019-11-26 日本制铁株式会社 热轧钢板
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
WO2020196837A1 (ja) * 2019-03-28 2020-10-01 日本製鉄株式会社 骨格部材および車体構造
JP7168088B2 (ja) * 2019-07-10 2022-11-09 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
MX2021012787A (es) * 2019-07-10 2021-12-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
JPWO2022044494A1 (ja) * 2020-08-27 2022-03-03
MX2023001946A (es) * 2020-08-27 2023-03-14 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
KR20230041055A (ko) * 2020-08-27 2023-03-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN113564470B (zh) * 2021-07-16 2023-01-17 鞍钢股份有限公司 1700MPa耐热农机用钢及其制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10158735A (ja) 1996-11-28 1998-06-16 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強度薄鋼板とその製造方法
JP3858540B2 (ja) 1999-11-30 2006-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法
JP2002129286A (ja) 2000-10-30 2002-05-09 Nippon Steel Corp バーリング加工性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法
JP3775340B2 (ja) * 2002-04-30 2006-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板および加工方法
JP4649868B2 (ja) * 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4474952B2 (ja) 2004-03-11 2010-06-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高速変形特性および伸び特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5037415B2 (ja) 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP4955499B2 (ja) 2007-09-28 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP5510025B2 (ja) 2010-04-20 2014-06-04 新日鐵住金株式会社 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
PL2578711T3 (pl) 2010-05-27 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa i sposób jej wytwarzania
TWI470092B (zh) 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷軋鋼板及其製造方法
JP5640898B2 (ja) * 2011-06-02 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
MX356543B (es) 2011-09-30 2018-06-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia.
JP6241274B2 (ja) 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
BR112017013229A2 (ja) * 2015-02-20 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel product
US10689724B2 (en) * 2015-07-31 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same
CN110506134A (zh) * 2017-03-31 2019-11-26 日本制铁株式会社 热轧钢板

Also Published As

Publication number Publication date
US20200024683A1 (en) 2020-01-23
KR20190135505A (ko) 2019-12-06
EP3604585A1 (en) 2020-02-05
WO2018179387A1 (ja) 2018-10-04
EP3604585A4 (en) 2020-09-02
BR112019018960A2 (pt) 2020-04-22
US10894996B2 (en) 2021-01-19
JP6264515B1 (ja) 2018-01-24
CN110506133A (zh) 2019-11-26
MX2019011742A (es) 2019-11-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6264515B1 (ja) 熱間圧延鋼板
JP6819770B2 (ja) 熱間圧延鋼板
US11041225B2 (en) Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
WO2010114131A1 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP4977185B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6332570B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
CN109890993B (zh) 马氏体系不锈钢板
JP5042914B2 (ja) 高強度鋼およびその製造方法
WO1999046418A1 (fr) Tole d'acier laminee a chaud haute resistance, ayant une excellente aptitude au formage
JP2007154283A (ja) 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
WO2021149676A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JPWO2019216269A1 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP2021155790A (ja) ホットスタンプ部品およびその製造方法
JP6332571B1 (ja) 熱間圧延鋼板および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法
JP5483562B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2012197516A (ja) 熱延鋼板の製造方法
TWI613298B (zh) 熱軋鋼板
TWI614350B (zh) 熱軋鋼板
EP4074854A1 (en) Hot-rolled steel sheet
JP5035297B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP6379731B2 (ja) 高強度鋼材およびその製造方法
KR20220026194A (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
JP2021155789A (ja) ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20170728

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20170728

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20170831

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20171003

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20171017

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20171121

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20171204

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6264515

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350