WO2014002941A1 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2014002941A1
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less
angle
steel sheet
segregation
grain boundary
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由起子 小林
栄作 桜田
邦夫 林
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet suitable for high-strength structural parts such as automobiles that are subjected to burring and stretch-flange processing, and to a method of manufacturing the hot-rolled steel sheet that is less likely to cause damage to the end face when the steel sheet is punched.
  • Patent Documents 5 and 6 in order to suppress breakage at the grain boundaries during processing, high strength hot-rolled steel sheet that suppresses the occurrence of damage to the punched end face by adding B or limiting the amount of P added. has been developed (see Patent Documents 5 and 6). Furthermore, by controlling the amount of segregation of C and C and B at the large-angle grain boundaries of ferrite, high-strength heat that can prevent the occurrence of damage to the punched end face even when punching is performed under extremely severe conditions A rolled steel sheet was developed (see Patent Documents 7 and 8). However, the steel sheets of Patent Documents 5 to 8 have a structure mainly composed of a ferrite phase, and it has been difficult to achieve a high strength of 850 MPa or more.
  • the present invention has been made in order to solve the above-described problems, and has both excellent stretch flangeability and ductility, and particularly has a high strength of a tensile strength of 850 MPa or more, under extremely severe conditions.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in punching workability that can prevent end face damage even when punching is performed.
  • the inventors of the present invention have examined the correlation between the frequency of occurrence of damage on the punched end face and the segregation element type and segregation amount at the grain boundaries, with the clearance of the punching process being the most severe condition.
  • the ratio of the large-angle crystal grain boundary where the bainite structure is mainly used and the grain boundary angle of the steel sheet is 15 ° or more and the small-angle crystal grain boundary where the grain boundary angle is 5 ° or more and less than 15 ° is appropriately set. It was found that the damage of the punched end face is reduced by segregating an appropriate amount of C and B at the large-angle grain boundaries.
  • This invention is made
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet which is air-cooled and then secondarily cooled to 200 ° C. or lower at a cooling rate of 15 ° C./s or higher and wound.
  • the steel slab is mass%, P: 0.02% or less, The manufacturing method of the high intensity
  • the balance between stretch flangeability and ductility is good, the tensile strength is particularly high, at least 850 MPa, and the occurrence of damage to the end face is suppressed regardless of the punching clearance conditions.
  • a hot-rolled high-strength steel sheet having excellent punchability is provided.
  • the present invention has a significant industrial contribution.
  • the present inventors performed punching at various clearances using a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more excellent in ductility and hole expansibility, and quantitatively investigated the end face properties.
  • a 10 mm diameter hole was punched by changing the clearance using the hole expansion test method described in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996, and damage was visually observed in the entire circumference of the end face punched into a circle.
  • the angles in the obtained range were measured and summed, and the value was divided by 360 ° to determine the damage occurrence ratio (referred to as the punched end face damage occurrence ratio) on the entire circumference of the punched end face.
  • the clearance is increased, peeling or damage that cannot be confirmed when punching with a clearance of around 12.5% recommended in the normal hole expansion test method will occur, and 16%
  • the clearance was found to be the most severe condition. Therefore, in the following, the investigation was carried out using a clearance of 16%.
  • the large-angle crystal grain boundary is defined as a grain boundary where the difference in crystal orientation between adjacent crystal grains is 15 ° or more.
  • the small-angle crystal grain boundary is defined as a grain boundary where the difference in crystal orientation between adjacent crystal grains is 5 ° or more and less than 15 °.
  • the segregation amounts of B, C, and P at five or more large-angle grain boundaries in each steel material were measured, and an average value was obtained.
  • small angle crystal grain boundaries having an angle of less than 15 ° are included in addition to large angle crystal grain boundaries.
  • the angle of the crystal orientation was determined by analyzing the Kikuchi pattern obtained from observation of the sample with a transmission electron microscope.
  • the structure mainly composed of bainite in the present invention preferably contains bainite of more than 50% in area ratio when the cross section is observed, and may contain less than 50% of ferrite and second phase.
  • FIGS. 1 (a) and 1 (b) An example of observation of crystal grain boundaries and an example of ladder chart analysis are shown in FIGS. 1 (a) and 1 (b), respectively.
  • the amount of segregation of each atom was evaluated using an excess amount that is segregated, that is, the number of atoms added from the solid solution amount per unit grain interface area. This evaluation was conducted by Takahashi et al., “Quantitative Observation of Grain Boundary Segregation Carbon Content of Paint Baking Hardened Steel Sheet”, Nippon Steel Technical Report, No. 381, October 2004, p. See 26-30.
  • the crystal grain boundary is originally a plane, but in the present invention, the length evaluated as follows was used as an index.
  • the sample cut out so as to obtain a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel plate was polished and further electropolished.
  • EBSP-OIM TM Electro Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Imaging Microscopy
  • the EBSP-OIM TM method uses a high-sensitivity camera to shoot a Kikuchi pattern formed by irradiating an electron beam onto a highly tilted sample in a scanning electron microscope (SEM) and backscattering it, and processing the computer image By doing so, it is composed of an apparatus and software for measuring the crystal orientation of the irradiation point in a short time.
  • the crystal orientation on the surface of the bulk sample can be quantitatively analyzed, and the analysis area is an area that can be observed by SEM.
  • the measurement can be performed over several hours, and tens of thousands of points can be mapped in an equally spaced grid to analyze the crystal orientation distribution in the sample.
  • FIG. 2 shows the relationship between the total amount of segregation of C and B, the ratio of the length of the large-angle grain boundary to the length of the small-angle grain boundary, and the punched end face damage occurrence ratio of the steel material. As shown in FIG. 2, many segregations of C and B were observed at the large-angle grain boundaries of the steel sheet having a small punching end face damage occurrence ratio.
  • carbides of Ti, Nb, V, and Mo are partially dispersed and precipitated in the crystal grains to ensure solid solution C in the crystal grains, and nitrides of Ti, Nb, and V are precipitated to form BN.
  • the total amount of segregation of C and B at the grain boundaries can be within an appropriate range by suppressing the precipitation of slag and leaving the solid solution B in the crystal grains.
  • the damage resistance of the end surface at the time of punching a steel plate can be maintained favorably.
  • the reason why the end face damage resistance of the steel sheet is thus improved is that the segregated C and B reinforce the crystal grain boundaries and suppress the crack growth at the grain boundaries during the punching process.
  • FIG. 3 shows the relationship between the amount of segregation of P and the punched end face damage occurrence ratio. As shown in FIG. 3, it is understood that the punching damage occurrence ratio increases when the segregation amount of C and B is set to a certain level or more at the grain boundary, P is intentionally added, and the P segregation amount is increased. It was.
  • the sum of the segregation amount of C and the segregation amount of B at the large-angle grain boundaries is 4 atoms / nm 2 or more, punching is performed when the steel sheet is punched under the strictest clearance conditions.
  • the end face damage occurrence ratio can be within 0.3.
  • the grain boundary strengthening amount is insufficient, and punching end face damage becomes remarkable.
  • the upper limit of the amount that can be substantially segregated in the steel sheet of the present invention was considered to be about 20 atoms / nm 2 .
  • a more preferable range of the total amount of C segregation and B segregation at the grain boundary is 6 to 15 atoms / nm 2 at which damage to the punched end face hardly occurs.
  • the grain boundary segregation amount of C is reduced, and after achieving a predetermined segregation by cooling after hot rolling.
  • the total of the segregation amount of C and the segregation amount of B can be 4 to 20 atoms / nm 2 .
  • the amount of segregation is small.
  • the reason for this is considered that P has an effect of embrittlement of grain boundaries.
  • the amount of segregation of P increases, the progress of the crack at the time of stamping is promoted, and the occurrence rate of damage is increased.
  • the amount of segregation of P is preferably 1 atoms / nm 2 or less. In order to reduce the amount of segregation of P to 1 atoms / nm 2 or less, the P content may be limited to 0.02% or less.
  • the sum of the segregation amount of C and the segregation amount of B is 4 to 20 atoms / nm 2
  • the length ratio of the large-angle crystal grain boundary to the length of the small-angle crystal grain boundary is 1 or more and 4 or less. If there is, the punching end face damage occurrence ratio when the steel sheet is punched under the strictest clearance conditions can be within 0.3. If the length ratio of the large-angle grain boundaries to the length of the small-angle grain boundaries is smaller than 1, the block grain size of bainite tends to increase, and the toughness deteriorates, and the ratio of the occurrence of punching edge damage increases. It is done.
  • the punched end face damage generation ratio can be suppressed low, but the structure is mainly composed of ferrite, so that the strength is reduced and the tensile strength is 850 MPa or more.
  • the steel plate of the present invention is not satisfied.
  • the steel sheet structure has the above-mentioned grain boundary segregation amount and the length ratio of the large angle grain boundaries to the small angle grain boundaries, the steel sheet has an elongation of 15% or more, a hole expansion ratio of 25% or more, and a tensile strength of 850 MPa.
  • the component composition of the steel sheet is preferably defined as follows. The “%” shown below means “mass%” unless otherwise specified.
  • the basic components described below are sufficiently effective for the purpose of the present invention, but in the range that does not impair the steel sheet properties of the present invention, it is possible to contain other components It is acceptable.
  • it may contain less than 0.2% Cr and less than 0.15% Cu.
  • C is an element that contributes to the improvement of strength, and in order to obtain a structure mainly composed of bainite of the present invention and to ensure a sufficient amount of C segregation to the grain boundary, the content of C is 0.050% or more. is necessary. On the other hand, when the C content exceeds 0.200%, formation of cementite and formation of a transformation structure such as pearlite and martensite are promoted more than necessary, and elongation and hole expansibility decrease. Therefore, the C content is set to 0.050 to 0.200%.
  • B is an important element in the present invention, and even when the segregation of C at the grain boundary is insufficient, the segregation of B prevents the punched end face from being damaged. In order to acquire this effect, it is necessary to contain B 0.0002% or more. On the other hand, when B exceeds 0.0030%, workability such as ductility is lowered. Therefore, the B content is 0.0002 to 0.0030%.
  • Si is effective as a solid solution strengthening element for increasing the strength, and it is necessary to contain 0.01% or more to obtain the effect. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the workability deteriorates. Therefore, the Si content is in the range of 0.01 to 1.5%.
  • Mn is necessary for deoxidation and desulfurization, and is also effective as a solid solution strengthening element. Moreover, in order to stabilize austenite and to easily obtain a bainite structure, the Mn content needs to be 1.0% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, segregation is likely to occur and the workability is deteriorated. Therefore, the Mn content needs to be 1.0 to 3.0%.
  • Ti is an element that precipitates carbides and nitrides in ferrite and bainite crystal grains and increases the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. In order to sufficiently generate carbide and nitride, the Ti content is set to 0.03% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.20%, carbides and nitrides may become coarse. Therefore, the Ti content is set to 0.03 to 0.20%.
  • P is an impurity, and it is necessary to limit the P content to 0.05% or less. In order to suppress segregation of P to grain boundaries and prevent grain boundary cracking, it is preferable to limit to 0.02% or less.
  • one or more of V, Nb, and Mo may be contained as carbide precipitation elements in the crystal grains.
  • V and Nb, which are nitride precipitation elements are nitride precipitation elements, to suppress the precipitation of BN.
  • V, Nb V and Nb are elements that precipitate carbide and nitride in ferrite and bainite crystal grains and increase the strength of the steel sheet by precipitation strengthening.
  • the contents of V and Nb it is preferable to set the contents of V and Nb to 0.01% or more, respectively.
  • the contents of V and Nb are preferably set to 0.01 to 0.20%, respectively.
  • Mo is a carbide forming element, and can be contained for the purpose of precipitating carbide in crystal grains and contributing to precipitation strengthening. In order to sufficiently generate carbide, it is preferable to contain 0.01% or more of Mo. On the other hand, when the addition amount of Mo exceeds 0.20%, coarse carbides may be generated. Therefore, the Mo content is preferably 0.01 to 0.20%.
  • N forms nitrides and lowers the workability of the steel sheet, so the content is preferably limited to 0.009% or less.
  • S S is preferably contained as inclusions such as MnS and deteriorates the stretch flangeability, and further causes cracking during hot rolling, so that it is preferably reduced as much as possible.
  • S content in order to prevent cracking during hot rolling and improve workability, it is preferable to limit the S content to 0.005% or less.
  • Al Since Al forms precipitates such as nitrides and impairs the workability of the steel sheet, it is preferably limited to 0.5% or less. In addition, it is preferable to add 0.002% or more for molten steel deoxidation.
  • W may be added as a solid solution strengthening element for the purpose of improving the strength of the steel sheet.
  • the steel slab is preferably manufactured by continuous casting equipment from the viewpoint of productivity.
  • the heating temperature of the hot rolling is set to 1200 ° C. or higher in order to sufficiently decompose and dissolve the carbide forming element and carbon in the steel material. Since it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high, the upper limit of the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less.
  • the steel slab may be cooled and rolling may be started at a temperature of 1200 ° C. or higher. When heating a steel piece cooled to 1200 ° C. or lower, it is preferable to hold for at least 1 hour.
  • the finishing temperature of finish rolling in hot rolling needs to be 910 ° C. or higher in order to suppress the formation of coarse carbides.
  • the upper limit of the finishing temperature of finish rolling is not particularly required to obtain the effect of the present invention, but is preferably 1000 ° C. or less because there is a possibility that scale flaws may occur in operation.
  • the rolling reduction is 60% or more in total from the last stand to 3 stands. The rolling reduction is preferably as high as possible, but 95% is a practical upper limit from the viewpoint of productivity and equipment load.
  • the cooling rate of primary cooling is set to 40 ° C./s or more, and the end temperature of primary cooling is set to 550 ° C. or less and 450 ° C. or more. It is necessary to. If the cooling rate of the primary cooling is less than 40 ° C./s, coarse carbide precipitates during the cooling and segregates at the grain boundaries, and the punched end face may be damaged. Although the upper limit of the cooling rate of primary cooling is not particularly defined, an appropriate cooling rate is 300 ° C./s or less because of the capacity of the cooling facility.
  • the bainite transformation it is necessary to hold or air cool at a temperature not higher than the primary cooling stop temperature and not lower than 450 ° C. for 7.5 seconds or longer. If it is less than 7.5 seconds, the bainite transformation becomes insufficient, and a large amount of martensite is generated by subsequent cooling, resulting in deterioration of workability. Preferably it is 10 seconds or more, More preferably, it is 15 seconds or more. Air cooling is preferable from the viewpoint of productivity, and the upper limit is 30 seconds.
  • secondary cooling is performed at a temperature of 15 ° C./s or higher to a temperature of 200 ° C. or lower.
  • the reason for this is that if it is kept at a temperature higher than 200 ° C. after bainite transformation, carbides such as cementite precipitate and C to be segregated becomes insufficient, and it becomes difficult to obtain the grain boundary segregation amount of C of the present invention. Because.
  • the upper limit of the cooling rate of the secondary cooling is not particularly defined, but 200 ° C./s or less is a reasonable cooling rate due to the capacity of the cooling facility. By cooling to 200 ° C.
  • Hot rolling was performed under the production conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet.
  • Primary cooling is cooling immediately after the end of hot rolling, and secondary cooling is cooling before winding.
  • the hole expansion test was evaluated according to the test method described in Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996.
  • the damage occurrence ratio of the punched end face damage occurrence ratio is the range in which damage is recognized among the end faces punched out in a circular shape by punching a 10 mm diameter hole as in the hole expansion test and visually observing the end face shape. By measuring the angle, the punching end face damage occurrence ratio was determined.
  • the hole expansion rate was tested in accordance with the hole expansion test method for metallic materials described in JIS Z 2256, and the hole expansion rate was evaluated as passing 25% or more.
  • a columnar sample having a size of 0.3 mm ⁇ 0.3 mm ⁇ 10 mm was cut out from the steel plate, and the target grain boundary portion was made into a sharp needle shape by electrolytic polishing or a focused ion beam processing method, and three-dimensional atom probe measurement was performed.
  • a rectangular parallelepiped was cut out from the atomic distribution image including the grain boundary perpendicular to the grain boundary to obtain a ladder chart. From the ladder chart analysis, the segregation amount of each atom was evaluated using the Excess amount. In each steel material, the segregation amount of each element was examined for five or more grain boundaries, and the average value was defined as each element segregation amount of each steel material.
  • the sample cut out so as to obtain a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel plate was polished, further electropolished, and using the above-mentioned EBSP-OIM TM method, the magnification was 2000 times, the area of 40 ⁇ m ⁇ 80 ⁇ m, Measurement Step EBSP measurement was performed under measurement conditions of 0.1 ⁇ m. From the measurement results of each steel material, the region where the crystal grain orientation difference is 15 ° or more is recognized as a large-angle crystal grain boundary, and the region where the crystal grain orientation difference is 5 ° or more and less than 15 ° is recognized as a small-angle crystal grain boundary. I asked for the length above.
  • Test No. 2, 4, 7, 9, and 10 are examples in which the components and production conditions of the steel sheet are within the scope of the present invention, and have high strength, good hole expansibility, and a small damage ratio of the punched end face.
  • no. No. 1 has a slow primary cooling rate.
  • No. 6 is an example in which the coiling temperature is high, the total amount of segregation of grain boundaries of C and B is insufficient, and the punched end face is damaged.
  • No. No. 5 is an example in which the end temperature of primary cooling is low, a large amount of martensite is generated, and the hole expansion rate is lowered.
  • No. No. 3 has a short air cooling time after hot rolling.
  • No. 8 has a high primary cooling end temperature.
  • No. 14 is an example in which the C content is insufficient and the strength is lowered.
  • No. No. 11 is an example in which the end temperature of the primary cooling is slightly high, the ratio of the large-angle grain boundaries is reduced, and the punched end face is damaged.
  • No. No. 13 is an example in which the B content is insufficient, the grain boundary segregation amount cannot be achieved, and end face damage occurs during punching.
  • No. No. 12 is an example in which the P content is large and

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０５０～０．２００％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ： １．０～３．０％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ｔｉ：０．０３～０．２０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下に制限され、Ｎｂ：０．０１～０．２０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～０．２０％のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、結晶方位角５°以上１５°未満の界面である小角結晶粒界の長さと結晶方位角１５°以上の界面である大角結晶粒界の長さとの比率が１：１～１：４であり、前記大角結晶粒界へのＣの偏析量とＢの偏析量との合計が４～２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２であり、引張強度が８５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が２５％以上である、高強度熱延鋼板。

Description

高強度熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、バーリング加工、伸びフランジ加工が施される、例えば、自動車などの高強度構造用部品に好適な、鋼板の打ち抜き時の端面の損傷が発生しにくい熱延鋼板及びその製造方法に関する。本願は、２０１２年６月２６日に日本に出願された特願２０１２－１４２６９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　最近の自動車用部材は、省エネルギー化の視点から軽量化が重視され、これに加えて安全性や耐久性も重視される傾向があり、従来にも増して、高強度化が急速に進んでいる。このような傾向の一例として、自動車の外板パネルだけでなく、構造用部材にも高強度鋼板が適用されるようになっている。
　この構造用部材に適用される鋼板には、プレス成形性に加えて、穴拡げ性などの加工性も要求される。そのため、バーリング加工、伸びフランジ加工などの加工性の優れた高強度熱延鋼板の開発が進められてきた（例えば、特許文献１、２参照）。
　しかし、熱延鋼板の高強度化に伴い、鋼板を打ち抜き加工して形成された穴の端面にハガレやメクレ上の欠陥が発生することが問題となっている。これらの欠陥は製品端面の意匠性を著しく損なうばかりか、応力集中部となって疲労強度などにも影響を及ぼす危険性がある。
　以上のような問題に対して、硬質第２相及びセメンタイトの面積率を制限し、打ち抜き端面の損傷を抑えた熱延鋼板が提案されている（例えば、特許文献３、４参照）。しかし、硬質第２相及びセメンタイトの生成を抑制しても、打ち抜き加工のクリアランスを、端面の損傷性に対して最も厳しい条件とした場合には、穴の端面に欠陥が発生することがあった。
　これに対し、加工時の結晶粒界での破壊を抑えるために、Ｂを添加したり、Ｐの添加量を制限したりすることで、打ち抜き端面の損傷の発生を抑えた高強度熱延鋼板が開発された（特許文献５、６参照）。さらに、フェライトの大角結晶粒界におけるＣ、またＣおよびＢの偏析量を制御することで、極めて厳しい条件で打ち抜き加工を行った場合でも打ち抜き端面の損傷の発生を防止することのできる高強度熱延鋼板が開発された（特許文献７、８参照）。しかし、特許文献５～８の鋼板はフェライト相を主体とする組織からなり、８５０ＭＰａ以上の高強度を達成することは難しかった。
特開平１０－３６９１７号公報 特開２００１－１７２７４５号公報 特開２００４－３１５８５７号公報 特開２００５－２９８９２４号公報 特開２００４－３１５８５７号公報 特開２００５―２９８９２４号公報 特開２００８－２６１０２９号公報 特開２００８－２６６７２６号公報
　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って、優れた伸びフランジ性と延性を両立し、特に、引張強さが８５０ＭＰａ以上という高強度を有し、極めて厳しい条件で打ち抜き加工を行った場合でも、端面の損傷を防止することができる、打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、打ち抜き加工のクリアランスを最も厳しい条件とし、打ち抜き端面の損傷の発生頻度と結晶粒界への偏析元素種及び偏析量との相関について検討した。その結果、主にベイナイト組織を利用し、かつ鋼板の粒界角が１５°以上となる大角結晶粒界と粒界角が５°以上１５°未満となる小角結晶粒界との比率を適正な範囲とし、大角結晶粒界に適正な量のＣ及びＢを偏析させることにより、打ち抜き端面の損傷が減少することを見出した。
　本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、
　Ｃ：０．０５０～０．２００％、
　Ｓｉ：０．０１～１．５％、
　Ｍｎ：
１．０～３．０％、
　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
　Ｔｉ：０．０３～０．２０％、
を含有し、
　Ｐ：０．０５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ａｌ：０．５％以下、
　Ｎ：０．００９％以下
に制限され、
　Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、
　Ｍｏ：０．０１～０．２０％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
　結晶方位角５°以上１５°未満の界面である小角結晶粒界の長さと結晶方位角１５°以上の界面である大角結晶粒界の長さとの比率が１：１～１：４であり、前記大角結晶粒界へのＣの偏析量とＢの偏析量との合計が４～２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２であり、引張強度が８５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が２５％以上である、高強度熱延鋼板。
（２）質量％で、
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐ：０．０２％以下、
に制限され、前記大角結晶粒界へのＰの偏析量が１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下である、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（３）質量％で、
　Ｃ：０．０５０～０．２００％、
　Ｓｉ：０．０１～１．５％、
　Ｍｎ：
１．０～３．０％、
　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
　Ｔｉ：０．０３～０．２０％、
を含有し、
　Ｐ：０．０５％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ａｌ：０．５％以下、
　Ｎ：０．００９％以下
に制限され、
　Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
　Ｖ：０．０１～０．２０％、
　Ｍｏ：０．０１～０．２０％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、９１０℃以上の温度で仕上圧延を完了し、前記仕上圧延終了後に０．５～７秒の空冷を行い、４０℃／ｓ以上の冷却速度で５５０～４５０℃まで一次冷却し、前記一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５～３０秒間、保持または空冷し、続いて１５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで二次冷却し、巻取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼片は、質量％で、
　Ｐ：０．０２％以下、
　に制限されている、（３）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明により、伸びフランジ性と延性とのバランスが良好であり、特に引張強さが少なくとも８５０ＭＰａという高強度を有し、かつ、打ち抜き加工のクリアランスの条件に依らず、端面の損傷発生を抑えた打ち抜き加工性に優れた熱延高強度鋼板が提供される。本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
三次元アトムプローブ測定法によって得られた、結晶粒界位置の三次元原子分布像（ａ）とラダーチャート解析（ｂ）の一例を示す図である。 Ｃ偏析量、および小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さの比率と、打ち抜き端面損傷発生率の相関を示す図である。 Ｐ偏析量と打ち抜き端面損傷発生率の相関を示す図である。
本発明者らは、延性と穴拡げ性に優れた引張強さが８５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を用いて、種々のクリアランスにて打ち抜き加工を行い、その端面性状について定量的に調査した。
　具体的には、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６に記載の穴拡げ試験方法でクリアランスを変化させて１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、円形に打ち抜いた端面の全周のうち、目視により損傷が認められた範囲の角度を測定して合計し、その値を３６０°で除して、打ち抜き端面の全周における損傷発生比率（打ち抜き端面損傷発生比率という。）を求めた。
　その結果、クリアランスを増加させると、通常の穴拡げ試験方法で推奨されている１２．５％前後のクリアランスで打ち抜いた場合には確認できないハガレやメクレ状の損傷が発生するようになり、１６％のクリアランスが最も厳しい条件であることが判った。
　そこで、以下では１６％のクリアランスを用いて調査を進めた。
　次に、鋼板の打ち抜き加工性に及ぼす組織の影響、更に、打ち抜き端面の損傷の発生頻度、即ち、打ち抜き端面損傷発生比率と大角結晶粒界に偏析した元素の種類及び偏析量、ならびに小角結晶粒界と大角結晶粒界との比率との相関について検討を行った。なお、本発明において大角結晶粒界とは、互いに隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上となる粒界で定義される。また、本発明において小角結晶粒界とは、互いに隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が５°以上１５°未満となる粒界で定義される。
　質量％にて、Ｃ：０．０５０～０．２００％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％、Ｔｉ：０．０３～０．２０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下に制限され、Ｎｂ：０．０１～０．２０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｍｏ：０．０１～０．２０％のうち１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を溶製し、熱間圧延して、種々の熱処理条件で鋼板を製造した。
　これらの鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張特性を評価した。また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６に記載の試験方法に従って穴拡げ試験を行い、鋼板の伸びフランジ性を評価した。なお、打ち抜き加工後、穴拡げ試験前に、打ち抜き端面損傷発生比率を評価した。
　次に、各鋼材中の５箇所以上の大角結晶粒界のＢ、Ｃ、Ｐの偏析量を測定し、平均値を求めた。
　本発明の鋼板においては、ベイナイトを積極的に活用するため、大角結晶粒界に加えて角度が１５°未満の小角結晶粒界も含まれる。小角結晶粒界では、偏析元素のトラップサイト数等の違いから大角粒界と比べ偏析量が減少する傾向を示した。しかし、大角結晶粒界の偏析量との相関が認められたため、ここでは大角粒界での偏析量を測定した。結晶方位の角度は、試料の透過型電子顕微鏡観察から得られる菊池図形を解析することにより求めた。
　本発明におけるベイナイトを主体とする組織は、断面観察したときの面積率で５０％超のベイナイトを含んでいることが望ましく、５０％未満のフェライトや第二相を含んでいても良い。
　偏析元素量の測定方法であるが、このような微小領域の偏析元素の分布を厳密に比較するには、三次元アトムプローブ法を用いて以下のようにＥｘｃｅｓｓ量を求めることが適している。つまり、測定対象の試料の結晶粒界部分から、切断及び電解研磨法により針状の試料を作製する。なお、この際、電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用してもよい。ＦＩＭにより比較的広い視野で結晶粒界を含む領域及び粒界角を観察し、三次元アトムプローブ測定を行う。
　三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。粒界位置は原子面が不連続となることからこれを粒界面と認識することができ、また種々の元素が偏析している様子が視覚的に観察できる。
　次に、各元素の偏析量を見積もるため、結晶粒界を含む原子分布像から結晶粒界に対して垂直に直方体を切り出し、ラダーチャートを得た。結晶粒界の観察例及びラダーチャート解析の一例を、それぞれ図１（ａ）、（ｂ）に示す。
　ラダーチャート解析から、各原子の偏析量を、偏析している、つまり固溶量からの上乗せ分の原子個数を単位粒界面積当たりで表すＥｘｃｅｓｓ量を用いて評価した。この評価は、高橋らによる、「塗装焼付硬化型鋼板の粒界偏析炭素量の定量観察」、新日鉄技報、第３８１号、２００４年１０月、ｐ．２６－３０を参照にした。
　また、結晶粒界は、本来、面であるが、本発明においては下記のように評価される長さを指標とした。
　鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面が得られるように切り出した試料を研磨し、さらに電解研磨した。続いてＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Imaging
Microscopy）法を用いて、倍率２０００倍、４０μｍ×８０μｍエリア、測定ステップ０．１μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。
　ＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭ法は、走査電子顕微鏡（SEM：Scanning Electron Microscope）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊地パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する装置およびソフトウェアで構成されている。
　ＥＢＳＰ測定ではバルク試料表面の結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域である。数時間かけて測定し、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行い、試料内の結晶方位分布を知ることができる。
　測定結果より、結晶粒の方位差が１５°以上となる領域が線上に現れ、これを大角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で大角結晶粒界の長さを求めた。同様に結晶粒の方位差が５°以上１５°未満となる領域を小角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で小角結晶粒界の長さを求めた。
　ＣとＢの偏析量の合計と、小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さの比率と、鋼材の打ち抜き端面損傷発生比率との関係を図２に示す。
　図２に示されるように、打ち抜き端面損傷発生比率が小さい鋼板の大角結晶粒界にはＣ及びＢの偏析が多く認められた。
　本発明の鋼板では、結晶粒中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの炭化物を部分的に分散析出させ結晶粒内に固溶Ｃを確保し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの窒化物を析出させてＢＮの析出を抑制し、結晶粒内に固溶Ｂを残すことにより、粒界へのＣとＢの偏析量の合計を適正な範囲とすることができる。これにより、鋼板の打ち抜き時の端面の耐損傷性を良好に維持できる。
　このように鋼板の耐端面損傷性が向上する理由として、偏析したＣ及びＢにより結晶粒界が強化され、打ち抜き加工時に粒界におけるき裂の進展が抑制されることが考えられる。
　一方で、大角結晶粒界にＣ及びＢが多く偏析していても、小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さの比率が小さいときには、鋼板の打ち抜き時の端面の耐損傷性が劣化した。この理由として、大角結晶粒界の長さの比率が低下すると相対的にベイナイトの組織の単位が大きくなり、ブロック粒界が減少する傾向となり、靭性が劣化したことと関係すると考えられる。また、大角結晶粒界の長さの比率が非常に大きくなった領域では、打ち抜き端面損傷の発生比率は低く抑えられたが、フェライトを主体とする組織となったため強度が低下した。
　また、図３にＰの偏析量と打ち抜き端面損傷発生比率との関係を示す。図３に示すように、結晶粒界においてＣ及びＢの偏析量を一定以上とし、Ｐを意図的に添加し、Ｐの偏析量を増加させると、打ち抜き損傷発生比率が増化することが判った。
　以上の結果から、熱延後の冷却中に炭化物及びＢＮが過剰に析出すると、固溶Ｃ及び固溶Ｂが低減して粒界に偏析するＣ及びＢが少なくなり、打ち抜き端面の損傷が生じることが判った。そこで、大角結晶粒界に通常の鋼材よりも多くのＣ及びＢを偏析させて打ち抜き加工性を向上させる方法について更なる検討を行った。
　その結果、結晶粒内への炭化物及びＢＮの析出を抑制すると、打ち抜き端面の損傷が抑制されることを見出した。一方、Ｃ及びＢとは異なり、粒界に偏析すると粒界強化量を低下させる元素があることも見出した。
　請求の範囲に規定される本発明の詳細について以下に説明する。
（偏析量）
　最も厳しい条件であるクリアランスでの打ち抜き端面損傷発生比率が０．３以内であれば実用鋼として許容できる範囲である。本発明の検討では、１６％のクリアランスが最も厳しい条件であったが、これは、鋼板の材質、工具により変化するため、クリアランスを１２．５～２５％の間で変化させて打ち抜き加工を行って、端面の性状を確認し、最も厳しいクリアランスの条件を確認する必要がある。最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の端面損傷を０．３以内とするためには、以下のように結晶粒界の粒界偏析元素量を適正化することが必要である。
　図２に示されるように、大角結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計を４ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以上とすれば、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内にすることができる。Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計が４ａｔｏｍｓ／ｎｍ２未満であると、粒界強化量が不足し、打ち抜き端面損傷の発生が顕著になる。
　一方、好ましい結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計の上限はないが、本発明の鋼板において実質的に偏析できる量の上限は２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２程度と考えられた。結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計の更に好ましい範囲は打ち抜き端面損傷がほとんど発生しなくなる６～１５ａｔｏｍｓ／ｎｍ２である。
　さらに、偏析したＣが、その後、セメンタイト等の炭化物として析出することにより、Ｃの粒界偏析量が低下することを防止するために、熱間圧延後の冷却により所定の偏析を達成した後はすみやかに２００℃以下まで冷却することで、Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計は、４～２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２とすることができる。
　一方、Ｐについては、偏析量が少ない方が好ましい。この理由は、Ｐは粒界を脆化させる効果を持つからであると考えられる。また、Ｐの偏析量が増加すると、打ち抜き加工時の亀裂の進展が助長され、損傷の発生率が高められるためである。また、Ｐが偏析サイトを占めることでＣやＢの偏析量を低下させてしまう効果も懸念される。Ｐの偏析量は１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下とすることが好ましい。Ｐの偏析量を１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下とするには、Ｐの含有量を０．０２％以下に制限すればよい。
（小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率）
　図２に示すように、Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計が４～２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２となり、更に小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さ比率が１以上４以下であれば、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内にすることができる。小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さ比率が１より小さいとベイナイトのブロック粒径が大きくなる傾向となり、靭性が劣化することと関係し、打ち抜き端面損傷発生比率が増加すると考えられる。また、小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率が４より大きいと、打ち抜き端面損傷発生比率は低く抑えられるものの、フェライトを主体とする組織となるため、強度が低下し引張強度８５０ＭＰａ以上の本発明の鋼板を満たさなくなる。
（成分）
　本発明において、鋼板組織として上記粒界偏析量および小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率を有し、鋼板の伸びを１５％以上、穴拡げ率を２５％以上、引張強度を８５０ＭＰａ以上とし、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内とするためには、鋼板の成分組成を以下のように規定することが好ましい。なお、以下に示す「％」は特に説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
　また、以下に説明する基本成分により本発明の目的とする効果は十分に発揮されるものであるが、本発明の目的とする上記鋼板特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容されるものである。例えば、０．２％未満のＣｒ、０．１５％未満のＣｕを含有してもよい。
　Ｃ：Ｃは、強度の向上に寄与する元素であり、本発明のベイナイトを主体とする組織を得、また粒界へのＣ偏析量を十分確保するために、０．０５０％以上の含有が必要である。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、セメンタイトの生成や、パーライトやマルテンサイトなどの変態組織の形成が必要以上に促進され、伸びや穴拡げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５０～０．２００％とする。
　Ｂ：Ｂは本発明における重要な元素であり、粒界のＣの偏析が不足した場合にもＢの偏析により打ち抜き端面の損傷が防止される。この効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有することが必要である。一方、Ｂを０．００３０％超含有すると、延性等の加工性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量は０．０００２～０．００３０％とする。
　Ｓｉ：Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効であり、効果を得るには０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．５％の範囲とする。
　Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であり、また固溶強化元素としても有効である。また、オーステナイトを安定化させベイナイト組織を得やすくするため、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると偏析が生じやすくなり加工性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０～３．０％とすることが必要である。
　Ｔｉ：Ｔｉはフェライトやベイナイト結晶粒内に炭化物及び窒化物を析出し、析出強化により鋼板の強度を上昇させる元素である。炭化物及び窒化物を十分に生成させるには、Ｔｉの含有量を０．０３％以上にする。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％超になると、炭化物及び窒化物が粗大化することがある。したがって、Ｔｉ含有量を０．０３～０．２０％とする。
　Ｐ：Ｐは不純物であり、Ｐ含有量は０．０５％以下に制限することが必要である。また、Ｐの粒界への偏析を抑制して、粒界割れを防止するためには、０．０２％以下に制限することが好ましい。
　更に、本発明では、鋼板の高強度化のため、結晶粒内の炭化物析出元素として、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏのうちの１種又は２種以上を含有させても良い。また、Ｂの粒界偏析を促進するためには、窒化物析出元素であるＶ、Ｎｂのうちの一種又は２種を含有させて、ＢＮの析出を抑制することが好ましい。
　Ｖ、Ｎｂ：Ｖ、Ｎｂはフェライトやベイナイト結晶粒内に炭化物及び窒化物を析出し、析出強化により鋼板の強度を上昇させる元素である。炭化物及び窒化物を十分に生成させるには、Ｖ、Ｎｂの含有量をそれぞれ０．０１％以上にすることが好ましい。一方、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの含有量が０．２０％超になると、炭化物及び窒化物が粗大化することがある。したがって、Ｖ、Ｎｂの含有量を、それぞれ、０．０１～０．２０％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：Ｍｏは、炭化物形成元素であり、結晶粒内に炭化物を析出し、析出強化に寄与させる目的で含有することができる。炭化物を十分に生成させるには、Ｍｏを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｏの添加量が０．２０％を超えると粗大な炭化物が生成することがある。したがって、Ｍｏの含有量を０．０１～０．２０％とすることが好ましい。
　更に、Ｎ、Ｓ、及び、Ａｌの含有量の上限を以下のように制限するのが好ましい。
　Ｎ：Ｎは窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させるため、含有量を０．００９％以下に制限することが好ましい。
　Ｓ：Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として伸びフランジ性を劣化させ、更に熱間圧延時に割れを引き起こすので極力低下させるのが好ましい。特に、熱間圧延時に割れを防止し、加工性を良好にするためには、Ｓ含有量を０．００５％以下に制限することが好ましい。
　Ａｌ：Ａｌは、窒化物などの析出物を形成して鋼板の加工性を損なうため、０．５％以下に制限することが好ましい。なお、溶鋼脱酸のためには、０．００２％以上を添加することが好ましい。
　また、本発明において、上記基本成分の他に、鋼板の強度の向上する目的で、固溶強化元素としてＷを添加してもよい。
（製造条件）
　上記成分組成を有する鋼を常法によって溶製、鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。鋼片は、生産性の観点から、連続鋳造設備で製造することが好ましい。熱間圧延の加熱温度は、炭化物形成元素と炭素を十分に鋼材中に分解溶解させるため、１２００℃以上とする。加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないため、加熱温度の上限は１３００℃以下とすることが好ましい。鋳造後、鋼片を冷却して、１２００℃以上の温度で圧延を開始しても良い。１２００℃以下に冷却された鋼片を加熱する場合は、１時間以上の保持を行うことが好ましい。
　熱間圧延での仕上圧延の終了温度は、粗大な炭化物の生成を抑えるために、９１０℃以上とすることが必要である。仕上圧延の終了温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが好ましい。
　なお、仕上圧延ではオーステナイトの結晶粒径を微細化するために、最終スタンドから３スタンドの合計で６０％以上の圧下率とすることが好ましい。圧下率はできるだけ高いことが好ましいが、生産性や設備負荷の観点から９５％が実質的な上限である。
　熱間圧延終了後は、０．５～７秒の空冷を行うことが好ましい。これは、本発明のベイナイトを主体とする組織をより得やすくするため、オーステナイトの再結晶を促進させるためである。０．５秒未満であると、未再結晶粒オーステナイトからの変態となるため冷却中のフェライトが生成しやすくなる恐れがある。７秒超であるとオーステナイト中でのＴｉＣ析出が進行しベイナイトやフェライト中の有効な析出が少なくなってしてしまう恐れがある。
　続いてオーステナイト域における粗大な炭化物の析出、フェライト変態、パーライト変態を極力抑制するために、一次冷却の冷却速度を４０℃／ｓ以上とし、一次冷却の終了温度を５５０℃以下、４５０℃以上にすることが必要である。
　一次冷却の冷却速度が４０℃／ｓ未満であると、冷却途中に粗大な炭化物が析出し粒界に偏析するＣが減少して打ち抜き端面の損傷が増加する恐れがある。一次冷却の冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。また一次冷却の終了温度が５５０℃超であると、高温でのベイナイトが生成し大角結晶粒界の長さの比率が低下し、さらに６００℃超であるとフェライト変態が促進されて強度が低下したり、パーライトの生成により穴広げ率が低下したりする。一方で、４５０℃より低いとマルテンサイトが多量に生成し穴広げ率が低下する。
　続いて、ベイナイト変態を実現させるため、一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５秒以上の間、保持または空冷することが必要である。７．５秒未満であると、ベイナイト変態が不十分になり、その後の冷却によりマルテンサイトが多量に生成し加工性が劣化する。好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。生産性の観点からは空冷が好ましく、その上限は３０秒である。
　続いて、２００℃以下の温度まで１５℃／ｓ以上で二次冷却する。この理由はベイナイト変態した後に２００℃より高い温度で保持すると、セメンタイト等の炭化物が析出して偏析させるべきＣが不足してしまい、本発明のＣの粒界偏析量を得ることが困難となるためである。二次冷却の冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上２００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。２００℃以下室温以上まで冷却し巻取ることで、セメンタイト等の析出は起きにくくなりベイナイトの大角結晶粒界に偏析したＣが保持される。より好ましくは１００℃以上で巻取ることで、結晶粒内の固溶Ｃがより安定な結晶粒界へ移動し偏析量を増加させることができる。
　本発明の実施例を、比較例とともに説明する。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する材料を種々溶解した。表の成分値は化学分析値であり、単位は質量％である。表１の「－」は、意図的に添加していないことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、表２に示す製造条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。１次冷却は、熱延終了直後の冷却であり、２次冷却は巻き取り前の冷却である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの鋼板より、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に記載の試験方法に沿って、引張特性を評価した。伸びフランジ性の一つとして、穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６記載の試験方法に従って評価した。また、打ち抜き端面損傷発生比率の損傷の発生の比率は、穴拡げ試験と同様に１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、その端面形状を目視で観察し、円形に打ち抜いた端面のうち損傷が認められる範囲の角度を測定することにより打ち抜き端面損傷発生比率を求めた。また、穴広げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に記載の金属材料の穴広げ試験方法に従って試験を行い、穴広げ率が２５％以上を合格と評価した。
　また鋼板から０．３ｍｍ×０．３ｍｍ×１０ｍｍの柱状試料を切り出し、その目的粒界部分を電解研磨又は集束イオンビーム加工法により先鋭な針状形状とし、三次元アトムプローブ測定を行った。粒界における各元素の偏析量を見積もるため、結晶粒界を含む原子分布像から結晶粒界に対して垂直に直方体を切り出し、ラダーチャートを得た。ラダーチャート解析から、各原子の偏析量を、Ｅｘｃｅｓｓ量を用いて評価した。各鋼材において、５つ以上の粒界について各元素の偏析量を調べ、その平均値を各鋼材の各元素偏析量とした。
　また鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面が得られるように切り出した試料を研磨し、さらに電解研磨し、前述のＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭ法を用いて、倍率２０００倍、４０μｍ×８０μｍエリア、測定ステップ０．１μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。各鋼材の測定結果より、結晶粒の方位差が１５°以上となる領域を大角結晶粒界、結晶粒の方位差が５°以上１５°未満となる領域を小角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で長さを求めた。
　上記各試験結果について、表３に示す。次に、表３の各データについて、その概略を説明する。
　試験Ｎｏ．２、４、７、９、１０は、鋼板の成分及び製造条件を本発明の範囲内とした例であり、高強度で、穴広げ性が良好であり、打ち抜き端面の損傷比率も小さい。
　一方、Ｎｏ．１は１次冷却の冷却速度が遅く、Ｎｏ．６は巻取り温度が高く、ＣとＢの粒界偏析量の合計が不足し、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
　Ｎｏ．５は一次冷却の終了温度が低く、マルテンサイトが多量に発生し穴広げ率が低下した例である。
　Ｎｏ．３は熱間圧延後の空冷時間が短く、Ｎｏ．８は一次冷却の終了温度が高く、Ｎｏ．１４はＣの含有量が不足しており、強度が低下した例である。
　Ｎｏ．１１は一次冷却の終了温度がやや高く、大角結晶粒界の比率が低下し、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
Ｎｏ．１３は、Ｂの含有量が不足しており、粒界偏析量を達成することができず、打ち抜き時の端面損傷が発生した例である。
　Ｎｏ．１２は、Ｐの含有量が多く、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０～０．２００％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．５％、
    　Ｍｎ：
    １．０～３．０％、
    　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０．０３～０．２０％、
    を含有し、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ａｌ：０．５％以下、
    　Ｎ：０．００９％以下
    に制限され、
    　Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．２０％
    のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　結晶方位角５°以上１５°未満の界面である小角結晶粒界の長さと結晶方位角１５°以上の界面である大角結晶粒界の長さとの比率が１：１～１：４であり、前記大角結晶粒界へのＣの偏析量とＢの偏析量との合計が４～２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２であり、引張強度が８５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が２５％以上である、高強度熱延鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｐ：０．０２％以下、
    に制限され、前記大角結晶粒界へのＰの偏析量が１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下である、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０～０．２００％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．５％、
    　Ｍｎ：
    １．０～３．０％、
    　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０．０３～０．２０％、
    を含有し、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ａｌ：０．５％以下、
    　Ｎ：０．００９％以下
    に制限され、
    　Ｎｂ：０．０１～０．２０％、
    　Ｖ：０．０１～０．２０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．２０％
    のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、９１０℃以上の温度で仕上圧延を完了し、前記仕上圧延終了後に０．５～７秒の空冷を行い、４０℃／ｓ以上の冷却速度で５５０～４５０℃まで一次冷却し、前記一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５～３０秒間、保持または空冷し、続いて１５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで二次冷却し、巻取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼片は、質量％で、
    　Ｐ：０．０２％以下、
    　に制限されている、請求項３に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135896A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
BR112019001331B8 (pt) * 2016-08-05 2023-10-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6358406B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP7063810B2 (ja) * 2017-02-10 2022-05-09 タータ スチール リミテッド 最小で６００ＭＰａの引張強さを有する熱間圧延され析出強化され結晶粒が微細化された高強度二相鋼鈑およびその製造方法
CN108130480A (zh) * 2017-12-07 2018-06-08 安徽科汇钢结构工程有限公司 一种韧性高的热轧钢板
CN111074148B (zh) * 2018-10-19 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
WO2020169411A1 (en) * 2019-02-18 2020-08-27 Tata Steel Nederland Technology B.V. Tube section for evacuated tube transport system
MX2021008516A (es) * 2019-03-06 2021-08-19 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
WO2021187238A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23 日本製鉄株式会社 鋼板

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1036917A (ja) 1996-07-25 1998-02-10 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2001172745A (ja) 1999-12-15 2001-06-26 Nkk Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2004315857A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2008261029A (ja) 2007-04-13 2008-10-30 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2008266726A (ja) 2007-04-20 2008-11-06 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2012001776A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3636112B2 (ja) * 2001-08-07 2005-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性に優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
JP4661306B2 (ja) 2005-03-29 2011-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度熱延鋼板の製造方法
WO2007132548A1 (ja) * 2006-05-16 2007-11-22 Jfe Steel Corporation 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101142620B1 (ko) * 2007-03-27 2012-05-03 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5423191B2 (ja) * 2009-07-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5724267B2 (ja) 2010-09-17 2015-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1036917A (ja) 1996-07-25 1998-02-10 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2001172745A (ja) 1999-12-15 2001-06-26 Nkk Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2004315857A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2005298924A (ja) 2004-04-13 2005-10-27 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2008261029A (ja) 2007-04-13 2008-10-30 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2008266726A (ja) 2007-04-20 2008-11-06 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2012001776A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TAKAHASHI: "Quantitative Observation of Grain Boundary Carbon Segregation in Bake Hardening Steels", NIPPON STEEL TECHNICAL REPORT, October 2004 (2004-10-01), pages 26 - 30

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6354917B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026016A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11230755B2 (en) 2016-08-05 2022-01-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet

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