WO2018179389A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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龍雄 横井
伸麻 吉川
繁 米村
和也 大塚
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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 plate, a steel forged part, and a method for producing them.
  • Steel sheets used in automobile body structures are required to have high strength and high press workability from the viewpoint of improving safety and reducing weight.
  • a high-strength steel sheet excellent in hole expansibility (high burring property) better than before has been proposed.
  • a steel sheet excellent in hole expansibility ( ⁇ value) a steel sheet of a ferrite main phase that is precipitation strengthened by fine precipitates such as Ti and Nb and a manufacturing method thereof have been reported.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent stretch flangeability.
  • Patent Document 2 discloses a high-formability, high-tensile hot-rolled steel sheet having excellent material uniformity.
  • Patent Document 3 discloses a high-tensile hot-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability.
  • the processing of steel sheets for automobiles is not limited to conventional press processing elements, but new processing is applied to conventional press processing elements such as plate forging. Elements have been combined in a complex way.
  • Conventional press working elements include, for example, deep drawing, hole expansion, stretch forming, bending, and ironing.
  • plate forging is a press work having a composite working element including a working element peculiar to forging, in addition to a working element when pressing a conventional steel plate.
  • the plate thickness of the steel plate remains the original plate thickness, or the steel plate is deformed while being reduced (thinned) by conventional press processing, while the part is being molded,
  • the thickness of the steel sheet is increased (thickening) so that it can be efficiently deformed so that it has the thickness of the steel sheet necessary for its function. The strength of the parts can be ensured.
  • Patent Documents 1 to 3 do not mention any processing including a composite processing element typified by plate forging. Moreover, the winding conditions for manufacturing the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 1 are very strict and unrealistic. Furthermore, since the hot-rolled steel sheets described in Patent Documents 2 and 3 contain 0.07% or more of Mo, which is an expensive alloy element, there is a problem that the manufacturing cost is high.
  • High burring steel is known to exhibit good formability in conventional pressing.
  • plate forging which is a forming method that includes elements of forging in the conventional press working, cracks may occur in the steel sheet even when the degree of processing is small.
  • press cracks occur in the areas where sheet thickness constriction (reduction in sheet thickness) occurs, but even in processes that do not involve sheet thickness constriction, such as sheet forging, the material cracks. It has been found that the product may not be obtained due to breakage.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and while maintaining the basic function as a high burring steel, the crack limit of the portion subjected to forging by applying a partial compression force is achieved. It aims at providing the hot rolled steel plate excellent in the plate forgeability which can be improved.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and provides the following hot-rolled steel sheet and forged steel parts and methods for producing them.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%, C: 0.020 to 0.070%, Si: 0.05 to 1.70%, Mn: 0.60 to 2.50%, Al: 0.010 to 1.000% N: more than 0% to 0.0030% or less, P: 0.050% or less, S: 0.005% or less, Ti: 0.015 to 0.170%, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.300%, Cu: 0 to 2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Cr: 0 to 2.00% Mo: 0 to 1.00%, B: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, Ca: 0 to 0.0100%, REM: 0 to 0.1000%, Zr: 0 to 1.000%, Co: 0 to 1.000% Zn: 0 to 1.000%, W: 0 to 1.000% Sn: 0 to 0.050%, and Balance: Fe and impurities, In the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, when the
  • the average equivalent circle diameter of the precipitate containing Ti is 1.00 to 3.00 nm.
  • Tensile strength is 780 MPa or more
  • the product of uniform elongation and tensile strength is 7000 MPa ⁇ % or more
  • the product of the hole expansion ratio and the tensile strength is 50000 MPa ⁇ % or more
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above For the slab having the chemical composition described in (1) above, a heating process, a continuous hot rolling process, a first cooling process, a second cooling process, and a winding process are performed in order, In the heating step, the slab is heated to a temperature of SRTmin ° C. or higher and 1260 ° C. or lower represented by the following formula (i):
  • the continuous hot rolling step includes rough rolling and multi-stage finish rolling of three or more stages, The end temperature of the rough rolling is 1100 ° C.
  • the cumulative strain in the final three stages of rolling in the multistage finish rolling is 0.01 to 0.10
  • the rolling end temperature of the multistage finish rolling is a temperature of Ar 3 + 30 ° C. or higher obtained by the following formula (ii): In the first cooling step, after the multistage finish rolling is completed, cooling is started after 1.00 to 5.00 s, and the temperature is 10 ° C./s or more from the rolling end temperature to a temperature range of 650 to 750 ° C.
  • Cool at average cooling rate then hold in air for 1-10s
  • cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./s or more from a temperature range of 600 to 740 ° C.
  • winding is performed at a winding temperature of 450 to 650 ° C. Manufacturing method of hot rolled steel sheet.
  • At least forging processing is performed on the hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above. Manufacturing method of steel forged parts.
  • FIG.1 (a) is a figure which shows the test piece of a simple shear test.
  • FIG.1 (b) is a figure which shows the test piece after a simple shear test.
  • the inventors of the present invention conducted intensive studies to solve the above problems and obtained the following knowledge.
  • (A) Equivalent plastic strain Plate forging includes deformation in a strain range (high strain range) exceeding the fracture strain in the conventional tensile test. Moreover, since plate forging is a complex process, it cannot be evaluated simply by tensile test and shear test data. Therefore, the present inventors introduced “equivalent plastic strain” as an index, and established a new evaluation method.
  • Equivalent plastic strain converts the relationship between the shear stress ⁇ s and the shear plastic strain ⁇ sp in the simple shear test into the relationship between the tensile stress ⁇ and the tensile strain ⁇ in the uniaxial tensile test with different deformation modes. . Then, assuming the relationship between the isotropic hardening rule and the plastic work conjugate, the conversion can be performed as shown in the following equation by using a constant conversion coefficient ( ⁇ ). After calculating the conversion coefficient ( ⁇ ) by the method described later, the equivalent plastic strain is derived.
  • the shear test is performed in multiple stages, and after each stage of the shear test, the starting point of the crack of the test piece generated in the part holding the test piece is machined to crack the test piece.
  • the test results were evaluated by connecting these shear test results in series.
  • conventional tensile testing methods can be applied to tensile stress and tensile strain.
  • a JIS No. 5 test piece based on JIS Z2241 (2011) can be used.
  • TiN a structure mainly composed of ferrite (precipitation strengthened ferrite) that is precipitation strengthened by fine precipitates such as Ti and Nb is used in order to obtain excellent hole expansibility.
  • ferrite precipitation strengthened ferrite
  • fine precipitates such as Ti and Nb
  • TiN coarse TiN precipitates unless a special manufacturing method is used (hereinafter, the deposited TiN is also simply referred to as “TiN”).
  • TiN is a compound in which TiN is thermodynamically very stable and preferential to other compounds at high temperatures such as casting during the steel sheet manufacturing process, hot rolling heating, or rough rolling initial stage. This is because of crystallization or precipitation.
  • TiN is hard enough to be used as a coating for cutting tools, machine parts, plastic molding dies, sports equipment, ornaments, etc., and its hardness is known to be about Hv 2000-2300, and it is a very hard precipitate. It is a thing. Therefore, when subjected to deformation in a high strain region such as plate forging, voids are likely to occur at the interface due to the difference in deformability from the matrix structure.
  • the equivalent plastic strain at break is 0.90 (90%) or more.
  • the equivalent plastic strain at the time of fracture becomes 0.90 (90%) or more, and a certain workability can be obtained even in complex machining such as plate forging. Confirmed that it is possible to secure.
  • the effective cumulative strain is an index that takes into account the temperature during rolling, the recovery of crystal grains due to the rolling reduction of the steel sheet by rolling, recrystallization, and grain growth. Therefore, when obtaining the effective cumulative strain, a constitutive law expressing a static recovery phenomenon over time after rolling was used. Considering that the grains recover statically over time after rolling, the release of energy accumulated as strain in the grains after rolling is due to static recovery due to the disappearance of dislocations in the thermal grains. Because it happens. The disappearance of this thermal dislocation is influenced by the rolling temperature and the elapsed time after rolling. Therefore, taking this static recovery into account, we introduced an index that describes the temperature during rolling, the rolling reduction (logarithmic strain) of the steel sheet due to rolling, and the elapsed time after rolling as parameters, and this is called “effective cumulative strain”. Defined.
  • the desired microstructure can be obtained and the variation in nano hardness is reduced, so by suppressing the generation of voids at the interface between the hard tissue and the soft tissue, Since cracking does not occur even after plate forging, a steel plate excellent in plate forgeability can be obtained.
  • C 0.020 to 0.070%
  • C combines with Nb, Ti, etc. to form precipitates in the steel sheet, and contributes to strength improvement by precipitation strengthening.
  • the C content is less than 0.020%, the effect by the above action cannot be sufficiently obtained.
  • the C content exceeds 0.070%, the iron-based carbide that becomes the starting point of cracking during hole expansion processing increases, and the hole expansion value deteriorates. Therefore, the C content is 0.020 to 0.070%.
  • the C content is preferably 0.025% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • it is preferable that C content is 0.060% or less, and it is more preferable that it is 0.050% or less.
  • Si 0.05 to 1.70%
  • Si has a deoxidizing effect and an effect of suppressing precipitation of iron-based carbides such as cementite in the material structure and contributing to improvement of ductility and hole expandability.
  • carbides containing Ti are likely to precipitate at high temperatures. Precipitation of carbides at high temperatures tends to cause variations in the amount of precipitation, resulting in material variations such as strength and hole expandability. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 1.70%.
  • the Si content is preferably 0.06% or more, more preferably 0.08% or more, from the viewpoint of suppressing the occurrence of scale defects such as scales and spindle scales. Moreover, it is preferable that Si content is 1.50% or less, and it is more preferable that it is 1.00% or less from a viewpoint of improving chemical conversion property and corrosion resistance after coating.
  • Mn 0.60 to 2.50%
  • Mn is an element that contributes to strengthening ferrite and improving hardenability.
  • the Mn content is set to 0.60 to 2.50%.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, and more preferably 1.50% or more.
  • Mn content is 2.00% or less, and it is more preferable that it is 1.80% or less.
  • Al 0.010 to 1.000%
  • Al like Si, has a deoxidizing effect and an effect of generating ferrite.
  • the Al content is set to 0.010 to 1.000%.
  • the Al content is preferably 0.015% or more or 0.020% or more, and more preferably 0.025% or more or 0.030% or more.
  • the Al content is preferably 0.800% or less, 0.700% or less or 0.600% or less, more preferably 0.500% or less or 0.400% or less.
  • N More than 0% to 0.0030% or less If N is contained in a large amount, not only does solid-solution nitrogen remain and ductility decreases, but TiN precipitates and decreases hole expansibility. Therefore, the N content is 0.0030% or less. The N content is preferably 0.0025% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an impurity contained in the hot metal, and since it segregates at the grain boundaries, it degrades local ductility and weldability. Therefore, the P content is limited to 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less or 0.020% or less.
  • the lower limit is 0%. However, excessively reducing the content increases the cost during refining, so the lower limit may be made 0.001%.
  • S 0.005% or less
  • S is also an impurity contained in the hot metal, and forms MnS to deteriorate local ductility and weldability. Therefore, the S content is limited to 0.005% or less.
  • the S content may be 0.003% or less or 0.002% or less.
  • the lower limit is 0%. However, excessively reducing the content increases the cost during refining, so the lower limit may be made 0.0005%.
  • Ti 0.015 to 0.170%
  • Ti has the effect that carbonitride or solute Ti delays grain growth during hot rolling, thereby reducing the grain size of the hot-rolled sheet and improving low-temperature toughness. Further, by finely dispersing in the ferrite as TiC, it contributes to increasing the strength of the steel sheet through precipitation strengthening. However, when the content is excessive, in addition to saturation of the effect, TiN that is a hard precipitate is likely to be precipitated. Therefore, the Ti content is set to 0.015 to 0.170%.
  • the Ti content is preferably 0.030% or more, 0.045% or more, or 0.060% or more, 0.070% or more, 0.080% or more, 0.090% or more, or 0.100% or more. It is more preferable that The Ti content is preferably 0.160% or less, 0.150% or less, 0.140% or less, 0.130% or less, or 0.120% or less.
  • Nb 0 to 0.100%
  • Nb has the effect of reducing the grain size of the hot-rolled sheet and improving low-temperature toughness by delaying grain growth during hot rolling by carbonitride or solute Nb.
  • NbC by existing as NbC, it contributes to the strengthening of a steel plate through precipitation strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Nb content is 0.100% or less. If necessary, the Nb content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • the lower limit is 0%, but the lower limit may be 0.001% or 0.010% in order to sufficiently obtain the above effect.
  • V 0 to 0.300%
  • V is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the V content is set to 0.300% or less. If necessary, the V content may be 0.200% or less, 0.100% or less, or 0.060% or less. The lower limit is 0%, but the lower limit may be 0.001% or 0.010% in order to sufficiently obtain the above effect.
  • Cu 0 to 2.00%
  • Cu is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Cu content is 2.00% or less. In addition, if the Cu content is large, scratches due to scale may occur on the surface of the steel sheet. Therefore, the Cu content may be 1.20% or less, 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.25% or less.
  • the lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the Cu content may be 0.01%.
  • Ni 0 to 2.00%
  • Ni is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Ni content is 2.00% or less. Moreover, when Ni content is contained abundantly, there exists a possibility that ductility may deteriorate. Therefore, the Ni content may be 0.60% or less, 0.35% or less, or 0.20% or less. The lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the Ni content may be 0.01%.
  • Cr 0 to 2.00% Cr is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Cr content is 2.00% or less.
  • the upper limit may be set to 1.00%, 0.60%, or 0.30%.
  • the lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the Cr content may be 0.01%.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Mo content is set to 1.00% or less. In order to further improve economy, the upper limit may be set to 0.60%, 0.30%, or 0.10%. The lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the Mo content may be 0.005% or 0.01%.
  • B 0 to 0.0100% B segregates at the grain boundaries and improves the low temperature toughness by increasing the grain boundary strength. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the B content is 0.0100% or less. Further, B is a strong quenching element, and if its content is large, ferrite transformation does not proceed sufficiently during cooling, and sufficient retained austenite may not be obtained. Therefore, the B content may be 0.0050% or less, 0.0020% or less, or 0.0015%. The lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the B content may be 0.0001% or 0.0002%.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Mg is an element that improves the workability by controlling the form of non-metallic inclusions that become the starting point of fracture and cause the workability to deteriorate. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Mg content is 0.0100% or less.
  • the lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effect, the lower limit of the Mg content may be 0.0001% or 0.0005%.
  • Ca 0 to 0.0100% Ca is an element that improves the workability by controlling the form of non-metallic inclusions that become the starting point of fracture and cause the workability to deteriorate. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Ca content is 0.0100% or less.
  • the lower limit is 0%, but in order to sufficiently obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0 to 0.1000% REM (rare earth element) is an element that improves the workability by controlling the form of non-metallic inclusions that become the starting point of destruction and cause the workability to deteriorate. Therefore, you may make it contain as needed. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the REM content is 0.1000% or less. If necessary, the upper limit may be 0.0100% or 0.0060%. The lower limit is 0%, but the lower limit of the REM content may be 0.0001% or 0.0005% in order to sufficiently obtain the above effect.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements.
  • the lanthanoid is industrially added in the form of misch metal.
  • Zr 0 to 1.000% Co: 0 to 1.000% Zn: 0 to 1.000% W: 0 to 1.000% It has been confirmed that even if Zr, Co, Zn, and W are each in the range of 1.000% or less, the effects of the present invention are not impaired. These upper limits may be set to 0.300% or 0.10%.
  • the total content of Zr, Co, Zn and W is preferably 1.000% or less or 0.100%. These contents are not essential, and the lower limit is 0%, but the lower limit may be 0.0001% if necessary.
  • Sn 0 to 0.050% It has been confirmed that the effect of the present invention is not impaired even if Sn is contained in a small amount. However, if it exceeds 0.05%, wrinkles may occur during hot rolling. Therefore, the Sn content is 0.050% or less.
  • the content of Sn is not essential, and the lower limit is 0%, but the lower limit may be 0.001% if necessary.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially manufacturing steel sheets, and are permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • (B) Metal structure The metal structure of the steel plate of this invention is demonstrated.
  • the metallographic structure is 1/4 W or 3/4 W from the end face of the steel sheet when the width and thickness of the steel sheet are W and t, respectively, in a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and The structure at a position of 1/4 t or 3/4 t from the surface of the steel sheet.
  • “%” means “area%”.
  • Precipitation strengthened ferrite 5 to 70% Supersaturation of Ti carbides when fine precipitates containing Ti (such as finely precipitated Ti carbides, hereinafter also referred to as “fine Ti precipitates”) undergo a ⁇ ⁇ ⁇ transformation during cooling after rolling. With the degree of driving force, Ti carbide is precipitated at the phase interface or homogeneously nucleated in the ferrite, and the pro-eutectoid ferrite in which the Ti carbide is finely dispersed is precipitation strengthened ferrite (hereinafter also referred to as “precipitation strengthened ferrite”). ). Precipitation strengthened ferrite is a structure necessary for achieving both excellent uniform elongation and strength.
  • the area ratio of the precipitation strengthened ferrite is set to 5 to 70%.
  • the area ratio of precipitation strengthened ferrite is preferably 7% or more, and more preferably 10% or more. Further, the area ratio of the precipitation strengthened ferrite is preferably 65% or less, and more preferably 60% or less.
  • the precipitation strengthened ferrite means a ferrite in which the number density of fine Ti precipitates contained in the grains is 1.0 ⁇ 10 16 to 50.0 ⁇ 10 16 pieces / cm 3. . If the number density of fine Ti precipitates contained in the ferrite grains is less than 1.0 ⁇ 10 16 pieces / cm 3 , the effect of precipitation strengthening cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the number density of fine Ti precipitates exceeds 50.0 ⁇ 10 16 pieces / cm 3 , not only the strength is saturated but also the ductility is lowered.
  • the area ratio of precipitation strengthened ferrite is 5 to 70%.
  • the area ratio of ferrite is 5 to 70% and the number density of fine Ti precipitates contained in the ferrite grains is 1.0. It means that it is ⁇ 10 16 to 50.0 ⁇ 10 16 pieces / cm 3 .
  • the average equivalent circle diameter of the fine Ti precipitates contained in the grains of the precipitation strengthened ferrite is preferably 1.00 to 3.00 nm. If the average equivalent circle diameter of the fine Ti precipitate is less than 1.00 nm, it is difficult to obtain the effect of precipitation strengthening. On the other hand, if the average equivalent circle diameter is more than 3.00 nm due to coarse grains, a sufficient amount of fine Ti precipitate is precipitated. This is because things cannot be secured.
  • Bainite 30-95% Bainite is a structure necessary for obtaining a balance between strength and local ductility, and has an effect of suppressing crack propagation. However, if the amount of bainite increases too much, ferrite decreases, and the local elongation is excellent, but the uniform elongation is significantly deteriorated. Therefore, the area ratio of bainite is set to 30 to 95%. The area ratio of bainite is preferably 80% or less, and more preferably 70% or less when the uniform elongation is important.
  • Residual austenite 2% or less
  • the high burring steel is characterized by ensuring high strength and ensuring both strength and workability while ensuring workability due to the presence of precipitation strengthened ferrite and bainite.
  • the presence of thermodynamically stable retained austenite that did not cause martensitic transformation in the steel sheet means that the C concentration of the retained austenite is high, and the retained austenite is formed by work-induced transformation during sheet forging. The hardness of the site becomes too high and promotes the generation of voids. Therefore, the retained austenite is preferably as small as possible, and the area ratio is 2% or less.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 1.5% or less, 1% or less, or 0.5% or less. In particular, there is no need to define a lower limit, and the lower limit is 0%, and 0% is most preferable.
  • Martensite 2% or less High burring steel is characterized by ensuring both high strength and workability while ensuring workability due to the presence of precipitation strengthened ferrite and bainite.
  • the area ratio of martensite which is a hard structure, exceeds 2%, voids are likely to be generated at the boundary between martensite and ferrite with an increase in distortion of the steel sheet due to plate forging, and breakage is likely to occur. Therefore, the area ratio of martensite is 2% or less.
  • the area ratio of martensite is preferably 1.5% or less, 1% or less, or 0.5% or less. In particular, it is not necessary to specify a lower limit, and the lower limit is 0%.
  • Pearlite 1% or less Since pearlite is the starting point of fracture during hole expansion molding, its area ratio is 1% or less. The area ratio of pearlite is preferably 0.5% or less. The area ratio of pearlite is preferably reduced as much as possible, and is preferably 0%.
  • Total of precipitation strengthening ferrite and bainite 95% or more High burring steel has precipitation strengthening ferrite that achieves both excellent uniform elongation and strength, and bainite that satisfies both strength and local ductility. This provides excellent strength, uniform elongation and local ductility. If the total area ratio of precipitation strengthened ferrite and bainite is less than 95%, these characteristics deteriorate. Therefore, the total area ratio of precipitation strengthened ferrite and bainite is 95% or more. The total area ratio is preferably 97% or more, and more preferably 98% or more.
  • the area ratio of the metal structure is obtained as follows. As described above, first, a sample is taken from a position of 1/4 W or 3/4 W from the end surface of the steel plate and from a position of 1/4 t or 3/4 t from the surface of the steel plate. And the rolling direction cross section (what is called L direction cross section) of this sample is observed.
  • the sample is subjected to nital etching, and after etching, observation is performed in a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m visual field using an optical microscope. Then, by performing image analysis on the obtained structure photograph, the area ratio A of ferrite, the area ratio B of pearlite, and the total area ratio C of bainite, martensite and retained austenite are obtained.
  • the nital-etched portion is repeller-etched and observed with a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m field of view using an optical microscope.
  • the total area ratio D of a retained austenite and a martensite is computed by performing image analysis with respect to the obtained structure
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that is chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio is substantially equal to the area ratio, the volume ratio is defined as the area ratio E of retained austenite.
  • the area ratio of bainite is determined from the difference between the area ratio C and the area ratio D, and the area ratio of martensite is determined from the difference between the area ratio E and the area ratio D.
  • the area ratio of precipitation strengthened ferrite can be determined by the Kernel Average Misoration (KAM) method equipped in EBSP-OIMTM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy).
  • KAM Kernel Average Misoration
  • the analysis conditions for precipitation strengthened ferrite in the present invention are as follows.
  • EBSP-OIMTM the average orientation difference between adjacent pixels is calculated by the third approximation, and the portion where this orientation difference is calculated to be 1 ° or less is precipitation strengthened. Ferrite was used.
  • the formation temperature range of the precipitation-strengthened ferrite of the present invention is that the Ti carbide precipitates at the phase interface or homogeneously nucleates in the ferrite with the driving force as the supersaturation degree of the Ti carbide during ⁇ ⁇ ⁇ transformation during cooling after rolling. It matches the temperature range.
  • Polygonal pro-eutectoid ferrite transformed at high temperature is formed by diffusion transformation, so that the dislocation density is small and the intra-granular strain is small, so the intra-granular difference in crystal orientation is small. Therefore, the crystal orientation difference of the precipitation strengthened ferrite is similarly reduced.
  • the polygonal ferrite area ratio obtained by optical microscope observation and the area where the azimuth difference in the third approximation measured by the KAM method is 1 ° or less can be obtained. This is because the area ratios are almost the same.
  • the measurement of the area fraction of precipitation strengthened ferrite was carried out in detail as follows.
  • a sample collected in the same manner as described in the structure observation was polished with a colloidal silica abrasive for 30 to 60 minutes, and EBSP measurement was performed under measurement conditions of a magnification of 400 times, an area of 160 ⁇ m ⁇ 256 ⁇ m, and a measurement step of 0.5 ⁇ m.
  • the EBSP-OIMTM method irradiates an electron beam onto a highly inclined sample in a scanning electron microscope (SEM), images the Kikuchi pattern formed by backscattering with a high-sensitivity camera, and processes the computer image. It consists of a device and software that measure the crystal orientation of the glass in a short time.
  • the EBSP method allows quantitative analysis of the microstructure and crystal orientation of the bulk sample surface, and the analysis area is an area that can be observed with an SEM. Depending on the resolution of the SEM, the analysis can be performed with a resolution of a minimum of 20 nm. The analysis takes several hours and is performed by mapping tens of thousands of points to be analyzed in a grid at equal intervals. In a polycrystalline material, the crystal orientation distribution and crystal grain size in the sample can be seen.
  • a needle-like sample is prepared from a sample to be measured by cutting and electrolytic polishing using a focused ion beam processing method in combination with an electrolytic polishing method as necessary.
  • the accumulated data can be reconstructed and obtained as an actual distribution image of atoms in real space.
  • the size of the fine Ti precipitate is an equivalent circle diameter calculated by assuming that the fine Ti precipitate is spherical from the number of Ti atoms constituting the fine Ti precipitate and the lattice constant of the fine Ti precipitate.
  • a method for obtaining the equivalent circle diameter (diameter) R of the precipitate using the number of Ti atoms of the fine Ti precipitate obtained by the three-dimensional atom probe measurement method is shown below.
  • the equivalent circle diameter is calculated to be approximately 1 nm.
  • the equivalent circle diameter (diameter) of 30 or more fine Ti precipitates is arbitrarily measured, and the average value is obtained.
  • the number density of fine Ti precipitates is determined using the measurement field of view as the denominator and the number of fine Ti precipitates as the numerator.
  • 5 or more fields of view of 10 nm (plate thickness direction t) ⁇ 40 nm (plate width direction W) ⁇ 60 nm (plate longitudinal direction L) were measured, and the number density (pieces / cm 3 ) The average value was obtained.
  • TiN In the present invention, the existence state of TiN is also defined as follows.
  • the average equivalent circle diameter of TiN 1.0-10.0 ⁇ m
  • the average equivalent circle diameter of TiN is set to 10.0 ⁇ m or less.
  • the average equivalent circle diameter of TiN is preferably 8.0 ⁇ m or less, and more preferably 5.0 ⁇ m or less.
  • TiN is preferably as small as possible, it is not necessary to originally provide a lower limit for the average equivalent circle diameter of TiN. However, in the TiN observation method described later, if the equivalent circle diameter of TiN is less than 1.0 ⁇ m, it is difficult to determine whether it is TiN. Therefore, in the present invention, only those having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more are set as TiN as measurement targets. Therefore, the average equivalent circle diameter of TiN is 1.0 ⁇ m or more.
  • the average equivalent circle diameter (diameter) of TiN is obtained as follows. As described above, first, a sample is taken from a position of 1/4 W or 3/4 W from the end surface of the steel plate and from a position of 1/4 t or 3/4 t from the surface of the steel plate. Then, the rolling direction cross section (so-called L direction cross section) of the sample is polished and observed without being etched. Specifically, a microstructure photograph is taken at a magnification of 1000 times using an optical microscope, and the microstructure photograph is observed visually or with an image processing apparatus or the like.
  • the equivalent circle diameter (diameter) is obtained for those that can be identified as TiN, and only those having an equivalent circle diameter (diameter) of 1.0 ⁇ m or more are defined as TiN. Then, the visual field of 60 ⁇ m (rolling direction L) ⁇ 40 ⁇ m (sheet thickness direction t) was observed for 20 or more visual fields, and the average of the equivalent circle diameter (diameter) of TiN was averaged. Diameter).
  • Average value of the shortest distance between adjacent TiN 10.0 ⁇ m or more
  • the distance between TiN It is necessary to secure a certain amount. Therefore, the average value of the distance between adjacent TiNs is set to 10.0 ⁇ m or more.
  • the average value is preferably 15.0 ⁇ m or more, and more preferably 20.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit is not particularly set, it is inevitable that TiN is deposited to some extent. Therefore, the average value of the shortest distance between adjacent TiNs is preferably set to 1000 ⁇ m or less.
  • the average value of the shortest distance between adjacent TiNs is obtained as follows. Twenty arbitrary TiNs are selected, the distance to the nearest TiN is measured, and the average value is calculated. In addition, the measurement of the shortest distance between TiN is calculated
  • Nano hardness can be measured using, for example, TriscopeScope / TriboIndenter manufactured by Hystron.
  • the nano hardness of 100 points or more can be arbitrarily measured at a load of 1 mN, and the standard deviation of the nano hardness can be calculated from the result.
  • the standard deviation of the nano hardness should be as small as 1.0 GPa or less.
  • the standard deviation of nano hardness is preferably 0.8 GPa or less.
  • Tensile strength 780 MPa or more
  • the steel sheet according to the present invention preferably has a tensile strength of 780 MPa or more equivalent to that of conventional high burring steel.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly required, but may be 1200 MPa, 1150 MPa, or 1000 MPa. However, the tensile strength indicates the tensile strength of JIS Z 2241 (2011).
  • the uniform elongation is a nominal value at which the value obtained when the nominal stress ⁇ n is differentiated by the nominal strain ⁇ n is zero in the relationship between the nominal stress ⁇ n and the nominal strain ⁇ n in the test specified by JIS Z 2241 (2011).
  • the strain is ⁇ n0, it is expressed by the following formula.
  • Uniform elongation (u-EL) ln ( ⁇ n0 + 1)
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) represents ( ⁇ ) of the hole expansion rate according to a test method based on JIS Z 2256 (2010).
  • Equivalent plastic strain 0.9 or more Equivalent plastic strain is the relationship between the shear stress ⁇ s and the shear plastic strain ⁇ sp in the simple shear test, and the tensile stress ⁇ and tensile strain ⁇ in the uniaxial tensile test with different deformation modes. Assuming the relationship between the isotropic hardening rule and the plastic work conjugate, the relationship is converted using a constant conversion coefficient ( ⁇ ).
  • the isotropic hardening law is a work hardening law that assumes that the shape of the yield curve does not change even when strain progresses (that is, expands to a similar shape).
  • the relation of plastic work conjugation is a relation that work hardening is described as a function of only plastic work, and shows the same work hardening amount when given the same plastic work ( ⁇ ⁇ ⁇ ) regardless of the deformation form.
  • the conversion coefficient ⁇ is determined so that the relationship between shear stress and shear plastic strain is similar to the relationship between tensile stress and tensile strain.
  • the conversion coefficient ⁇ can be obtained by the following procedure. First, the relationship between tensile strain ⁇ (actual value) and tensile stress ⁇ (actual value) in a uniaxial tensile test is obtained. Subsequently, the relationship between the shear strain ⁇ s (actual value) and the shear stress ⁇ s (actual value) in the uniaxial shear test is obtained.
  • the tensile strain ⁇ (conversion) obtained from the shear strain ⁇ s (actual value) and the tensile stress ⁇ (conversion) obtained from the shear stress ⁇ s (actual value) are obtained in advance.
  • the tensile stress ⁇ (conversion) is determined when the strain ⁇ (conversion) is between 0.2% and uniform elongation (u-EL).
  • u-EL uniform elongation
  • the equivalent plastic strain ⁇ eq is defined as a value obtained by converting the shear plastic strain ⁇ sp (rupture) at the time of rupture in the simple shear test into the tensile strain ⁇ in the simple tensile test using the obtained ⁇ .
  • the steel plate according to the present invention is characterized by good processing characteristics in a high strain region represented by plate forging, and the equivalent plastic strain ⁇ eq satisfies 0.50 or more. Since the equivalent plastic strain of the conventional TRIP steel is at most about 0.30, it was confirmed that the plate forgeability of the steel sheet according to the present invention is good.
  • the steel plate according to the present invention is mainly used for automobiles and the like, and its thickness range is mainly 1.0 to 4.0 mm. For this reason, the plate thickness range may be 1.0 to 4.0 mm.
  • the lower limit is 1.2 mm, 1.4 mm, or 1.6 mm
  • the upper limit is 3.6 mm, 3.2 mm, or 2. It may be 8 mm.
  • the manufacturing method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, it adjusts so that it may become the component composition mentioned above by performing various secondary smelting following melting by a blast furnace or an electric furnace. Then, what is necessary is just to manufacture a slab by methods, such as normal continuous casting and thin slab casting. At that time, scrap or the like may be used as a raw material as long as it can be controlled within the component range of the present invention.
  • (B) Heating process The manufactured slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the slab is heated.
  • the slab is heated to a temperature of SRTmin ° C. or higher and 1260 ° C. or lower represented by the following formula (i).
  • SRTmin means the solution temperature of TiC.
  • SRTmin 7000 / ⁇ 2.75-log (Ti ⁇ C) ⁇ -273 (i)
  • the element symbol in the said formula represents content (mass%) in the hot-rolled steel plate of each element, and shall substitute 0 when not containing.
  • the end temperature of rough rolling is 1100 ° C. or higher so that precipitates containing Ti do not precipitate.
  • the multistage finish rolling is performed by continuous rolling of three or more stages (for example, six stages or seven stages). Then, multi-stage finish rolling is performed so that the cumulative strain (effective cumulative strain) in the final three-stage rolling is 0.01 to 0.10.
  • the effective cumulative strain is the change in crystal grain size due to rolling temperature, rolling reduction of the steel sheet due to rolling, and change in crystal grain size where the crystal grains recover statically over time after rolling. It is an index that takes into account.
  • the effective cumulative strain ( ⁇ eff) can be obtained by the following equation.
  • Effective cumulative strain ( ⁇ eff) ⁇ i (ti, Ti) (iii)
  • ⁇ i is expressed by the following equation.
  • ⁇ i (ti, Ti) ei / exp ((ti / ⁇ R) 2/3 )
  • ti Time from the last i-th rolling to the start of primary cooling after the last rolling (s)
  • Q Q:
  • the desired microstructure can be obtained and the variation in nano hardness can be reduced.
  • it suppresses the growth of voids generated at the interface between the hard and soft tissues, makes it difficult to bond even when voids grow, and does not generate cracks even after plate forging. Steel plate can be obtained.
  • the end temperature of multi-stage finish rolling may be set to Ar 3 (° C.) + 30 ° C. or higher using Ar 3 obtained by the following equation (ii). This is because the intended precipitation-strengthened ferrite and bainite are obtained in the present invention.
  • Ar 3 970-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si + 287 ⁇ P + 40 ⁇ Al ⁇ 92 ⁇ (Mn + Mo + Cu) ⁇ 46 ⁇ (Cr + Ni) (ii)
  • the element symbol in the said formula represents content (mass%) in the hot-rolled steel plate of each element, and shall substitute 0 when not containing.
  • the average cooling rate in the first cooling step is less than 10 ° C./s, pearlite is easily generated.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but may be 300 ° C./s or less in order to avoid overcooling.
  • the holding temperature in the atmosphere is lower than 650 ° C., bainite is easily generated, and the bainite area ratio is increased.
  • the holding temperature in the atmosphere exceeds 750 ° C., pearlite is easily generated.
  • holding in the atmosphere includes that the hot-rolled steel sheet is limited to air cooling or cooling in the cooling facility to a minimum, and the lower limit of the cooling rate at this time is ideally 0 ° C./s.
  • the upper limit is 8 ° C./s.
  • (E) Second (accelerated) cooling step After holding in the air, cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./s or more from a temperature range of 600 to 740 ° C.
  • the cooling start temperature is less than 600 ° C.
  • the ferrite transformation does not proceed sufficiently and the precipitation of fine Ti precipitates becomes insufficient.
  • the cooling start temperature exceeds 740 ° C.
  • the ferrite transformation proceeds excessively, and pearlite is generated, which may deteriorate the hole expandability.
  • the average cooling rate is less than 10 ° C./s, pearlite is generated and the hole expandability may be deteriorated.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but it may be 1000 ° C./s or less because there is a concern that the steel sheet warps due to thermal strain due to thermal deviation.
  • (F) Winding step Thereafter, the cooled hot-rolled steel sheet is wound at a winding temperature of 450 to 650 ° C.
  • the conditions after the winding process are not particularly limited.
  • Table 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted to produce a slab.
  • the slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 and then cooled and wound to produce a hot-rolled steel sheet.
  • Table 3 shows the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet.
  • Metal structure The metal structure of the obtained hot rolled steel sheet was observed, and the area ratio of each structure was measured. Specifically, first, in the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, when the width and thickness of the steel sheet are W and t, respectively, 1/4 W from the end face of the steel sheet and 1 from the surface of the steel sheet A specimen for observing the metal structure was cut out from the position of / 4t.
  • the rolling direction cross section (so-called L direction cross section) of the above test piece was subjected to nital etching, and after etching, observation was performed in a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m visual field using an optical microscope. Then, by performing image analysis on the obtained structure photograph, the area ratio A of ferrite, the area ratio B of pearlite, and the total area ratio C of bainite, martensite and retained austenite were obtained.
  • the nital-etched portion was repeller-etched and observed with a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m field of view using an optical microscope.
  • the total area rate D of a retained austenite and a martensite was computed by performing image analysis with respect to the obtained structure
  • the volume ratio of the retained austenite was calculated
  • the area ratio of bainite was determined from the difference between the area ratio C and the area ratio D, and the area ratio of martensite was determined from the difference between the area ratio E and the area ratio D. By this method, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite were determined.
  • the area ratio of precipitation-strengthened ferrite was measured by EBSP after polishing the test piece with a colloidal silica abrasive and measuring a field of view of 160 ⁇ 256 ⁇ m at a magnification of 400 ⁇ under a measurement step of 0.5 ⁇ m. I asked for.
  • the fine Ti precipitate was also subjected to electrolytic polishing of the test piece and measured by a three-dimensional atom probe measurement method, and the equivalent circle diameter and number density were obtained.
  • the test specimen was observed at 20 magnifications at a magnification of 1000 times and a 60 ⁇ 40 ⁇ m visual field, and the average equivalent circular diameter of TiN was determined by image processing. Further, the shortest distance between TiNs was obtained by observing the same part as that in the structure investigation with a 500 times metal microscope.
  • the tensile strength properties (tensile strength (TS), uniform elongation (u-EL), hole expansion rate ( ⁇ )) are 1 / (2) from one end of the plate to the plate width direction when the plate width is W.
  • TS tensile strength
  • u-EL uniform elongation
  • ⁇ hole expansion rate
  • the test piece of the simple shear test is a direction (width direction) orthogonal to the rolling direction at a position of 1/4 W or 3/4 W from one end of the plate to the plate width direction when the plate width of the steel plate is W. Is taken as the longitudinal direction.
  • An example of a test piece is shown to Fig.1 (a).
  • the test piece of the simple shear test shown in FIG. 1 has a rectangular thickness of 23 mm in the width direction of the steel plate and 38 mm in the rolling direction of the steel plate so that both sides are evenly ground so that the thickness is 2.0 mm. It processed so that it might become a test piece.
  • the chucking part 2 on both sides is chucked by 10 mm toward the long piece side (rolling direction) of the test piece in the short piece direction (width direction), and a shear width of 3 mm (shear deformation generating part 1) is formed at the center of the test piece. It was made to provide. In addition, when the plate thickness was less than 2.0 mm, the plate thickness was tested as it was without grinding. Moreover, the center of the test piece was marked with a straight line with a pen or the like in the short piece direction (width direction).
  • FIG. 1B shows an example of a test piece subjected to shear deformation.
  • shear strain ⁇ s tan ( ⁇ )
  • the simple shear test In the simple shear test, a simple shear tester (maximum displacement 8 mm) was used. Therefore, there is a limit on the stroke (displacement) of the testing machine. In addition, due to the occurrence of cracks at the end of the test piece or at the chuck part, in one shear test, the test may not be performed until the test piece breaks. Therefore, as described above, the “multi-stage shear test method” is adopted, which repeats a series of operations such as loading of the shear test load, unloading of the load, cutting off the end of the chuck part of the test piece in a straight line, and reloading of the load. did.
  • Shear modulus is taken into account from the shear strain ( ⁇ s) obtained in each stage of the shear test.
  • the shear plastic strain ( ⁇ sp) obtained by subtracting the shear elastic strain ( ⁇ se) was determined as follows, and the shear plastic strain ( ⁇ s) at each stage was combined and joined together.
  • Shear plastic strain ⁇ sp Shear strain ⁇ s-Shear elastic strain ⁇ se
  • Shear elastic strain ⁇ se ⁇ s / G ⁇ s: Shear stress
  • G Shear elastic modulus
  • G Shear elastic modulus
  • G E / 2 (1 + ⁇ ) ⁇ 78000 (MPa).
  • the test is performed until the specimen breaks. In this way, the relationship between the shear stress ⁇ s and the shear plastic strain ⁇ sp can be traced.
  • the shear plastic strain when the test piece breaks is ⁇ spf.
  • the standard deviation of nano hardness was measured.
  • the specimen for observing the metallographic structure was ground again, and at a load of 1 mN (loading 10 s, unloading 10 s), a 1/4 depth position (1 / 4t part), a measurement area of 25 ⁇ m ⁇ 25 ⁇ m was measured at intervals of 5 ⁇ m. From the results, the average value of nano hardness and the standard deviation of nano hardness were calculated.
  • the measurement of nano hardness was carried out using a Triscope or TriboIndenter manufactured by Hystron.
  • the hot rolled steel sheet according to the present invention has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, a product of uniform elongation u-EL and tensile strength TS (TS ⁇ u-EL ) Is 7000 MPa ⁇ % or more, the product of the hole expansion ratio ⁇ and the tensile strength TS (TS ⁇ ⁇ ) is 50000 MPa ⁇ % or more, and a hot-rolled steel sheet having well-balanced characteristics is obtained. Moreover, it was confirmed that the hot-rolled steel sheet according to the present invention is a steel sheet that has an equivalent plastic strain exceeding 0.90 (90%) and can withstand high strain region processing such as plate forging.
  • TS tensile strength
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention can be widely used for machine parts and the like.
  • the remarkable effect can be obtained.

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Abstract

鋼板の化学組成が、質量％で、C：0.020-0.070％、Si：0.05-1.70％、Mn：0.60-2.50％、Al：0.010-1.000％、N>0-0.0030％、P≦0.050％、S≦0.005％、Ti：0.015-0.170％、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、鋼板の金属組織が、面積％で、フェライト：5-70％、ベイナイト：30-95％、残留γ≦2％、マルテンサイト≦2％、パーライト≦1％、フェライト+ベイナイト≧95％であり、フェライト粒内の微細Ti析出物の個数密度が、1.0×1016-50.0×1016個/cm3であり、鋼板中のTiN析出物の平均円相当径が1.0-10.0μmであり、隣接するTiN析出物間の最短距離の平均値が10.0μｍ以上であり、ナノ硬度の標準偏差が1.00GPa以下である、熱間圧延鋼板。

Description

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
　本発明は、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。このような要求に対して、従来よりも良好な穴広げ性（高いバーリング性）に優れた高強度な鋼板が提案されている。例えば、穴広げ性（λ値）に優れる鋼板としては、Ｔｉ、Ｎｂ等の微細析出物により析出強化されたフェライト主相の鋼板とその製造方法が報告されている。
　特許文献１には、高強度で優れた伸びフランジ性を備えた熱延鋼板が開示されている。また、特許文献２には、材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板が開示されている。さらに、特許文献３には、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板が開示されている。
特開２００２－１０５５９５号公報 特開２００２－３２２５４０号公報 特開２００２－３２２５４１号公報
　ところで、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。
　しかしながら、特許文献１～３では、板鍛造に代表される複合的加工要素を含む加工に関しては全く言及されていない。また、特許文献１に記載された熱延鋼板を製造するための巻き取り条件は非常に厳しく現実的ではない。さらに特許文献２および３に記載された熱延鋼板は高価な合金元素であるＭｏを０．０７％以上含有するため、製造コストが高いという問題がある。
　高バーリング鋼は、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、従来の高バーリング鋼の機能である、深絞り加工性、穴広げ性、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高バーリング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、高バーリング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および鋼製鍛造部品ならびにそれらの製造方法を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０２０～０．０７０％、
　Ｓｉ：０．０５～１．７０％、
　Ｍｎ：０．６０～２．５０％、
　Ａｌ：０．０１０～１．０００％、
　Ｎ：０％超～０．００３０％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．００５％以下、
　Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％、
　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、
　前記鋼板の圧延方向と垂直な断面において、前記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、前記鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、前記鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
　フェライト：５～７０％、
　ベイナイト：３０～９５％、
　残留オーステナイト：２％以下、
　マルテンサイト：２％以下、および、
　パーライト：１％以下、であり、かつ、
　フェライトおよびベイナイトの合計：９５％以上であり、
　前記フェライトは、粒内にＴｉを含む析出物を有し、
　前記Ｔｉを含む析出物の個数密度が、１．０×１０１６～５０．０×１０１６個／ｃｍ３であり、
　前記鋼板中にＴｉＮ析出物が含まれ、
　前記ＴｉＮ析出物の平均円相当径が１．０～１０．０μｍであり、
　隣接する前記ＴｉＮ析出物間の最短距離の平均値が１０．０μｍ以上であり、
　ナノ硬度の標準偏差が１．００ＧＰａ以下である、
　熱間圧延鋼板。
　（２）前記Ｔｉを含む析出物の平均円相当径が１．００～３．００ｎｍである、
　上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
　（３）引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
　均一伸びと引張強さとの積が７０００ＭＰａ・％以上であり、
　穴広げ率と引張強さとの積が５００００ＭＰａ・％以上である、
　上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板を製造する方法であって、
　上記（１）に記載の化学組成を有するスラブに対して、加熱工程、連続熱延工程、第１冷却工程、第２冷却工程および巻取工程を順に施し、
　前記加熱工程において、前記スラブを下記（ｉ）式で表わされるＳＲＴｍｉｎ℃以上、１２６０℃以下の温度に加熱し、
　前記連続熱延工程は、粗圧延と３段以上の多段仕上圧延とを含み、
　前記粗圧延の終了温度が１１００℃以上であり、
　前記多段仕上圧延における最終３段の圧延における累積歪みが、０．０１～０．１０であり、
　前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記（ii）式で求められるＡｒ３＋３０℃以上の温度であり、
　前記第１冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、１．００～５．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、６５０～７５０℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で１～１０ｓ保持し、
　前記第２冷却工程では、前記大気中での保持後に、６００～７４０℃の温度範囲から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
　前記巻取工程では、４５０～６５０℃の巻取り温度で巻取る、
　熱間圧延鋼板の製造方法。
　ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（Ｔｉ×Ｃ）｝－２７３　・・・（ｉ）
　Ａｒ３＝９７０－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ－９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）－４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）　・・・（ii）
　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。
　（５）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板から得られる、
　鋼製鍛造部品。
　（６）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板に対して、少なくとも鍛造加工を施す、
　鋼製鍛造部品の製造方法。
　本発明によれば、高バーリング鋼としての基本的機能である良好な穴広げ性を維持しつつ、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。
　高バーリング鋼のミクロ組織として、優れた穴広げ性を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ等の微細析出物により析出強化されたフェライト（析出強化フェライト）を主相とした組織が用いられている。一方、Ｔｉが添加されると、特別な製法を用いない限り粗大なＴｉＮが析出する（以下、析出したＴｉＮを単に「ＴｉＮ」ともいう。）。これは、ＴｉＮが熱力学的に非常に安定した化合物であり、鋼板製造プロセス中の鋳造時、熱間圧延の加熱時、または粗圧延初期等の高温状態において、他の化合物に対して優先的に晶出または析出するためである。
　ＴｉＮは、切削工具、機械部品、プラスチック成型の金型、スポーツ用品、装飾品などのコーティング用途として用いられるほど硬く、その硬度はＨｖ２０００～２３００程度であることが知られおり、非常に硬質な析出物である。したがって、板鍛造のような高ひずみ域での変形を受けると、母相組織との変形能の差から界面でボイドが発生しやすい。
　硬質析出物（ＴｉＮ）と、適度に軟質な母相組織（フェライトまたはベイナイト）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。そこで、ボイドの発生を防止すること、および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ことを見出した。但し、その際に高バーリング鋼としての本来機能を損なわないことも重要である。
　これらの知見から以下の事項を見出した。
　（ｉ）ＴｉＮの平均径を限定すること。
　すなわち、ボイドは硬質析出物のＴｉＮの粒界に発生するため、ＴｉＮ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）ＴｉＮ同士の距離を制限すること。
　すわなち、ボイドはＴｉＮの粒界に発生するため、ＴｉＮ同士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。
　（iii）ナノ硬度バラツキを低減させること。
　すなわち、硬質組織と軟質組織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。
　（iv）破断時の相当塑性歪みが０．９０（９０％）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０．９０（９０％）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０．０１～０．１０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、目的とするミクロ組織が得られるとともにナノ硬度のバラツキが低減されるので、硬質組織と軟質組織の界面でのボイドの発生を抑制することにより、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：０．０２０～０．０７０％
　Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により強度向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０２０％未満では、上記作用による効果が十分には得られない。一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えると、穴広げ加工時の割れの起点となる鉄系炭化物が増加し、穴広げ値が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０２０～０．０７０％とする。Ｃ含有量は０．０２５％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～１．７０％
　Ｓｉは、脱酸効果、ならびに材料組織中におけるセメンタイト等の鉄系炭化物の析出を抑制し、延性および穴広げ性の向上に寄与する効果を有する。しかし、その含有量が過剰な場合、高温域でフェライト変態が生じやすくなり、これに伴い高温域でＴｉを含む炭化物が析出しやすくなる。高温域での炭化物の析出は、析出量のばらつきを生じやすく、結果として強度や穴広げ性等の材質変動をもたらす。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５～１．７０％とする。
　Ｓｉ含有量は、ウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生の抑制の観点から、０．０６％以上であるのが好ましく、０．０８％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は１．５０％以下であるのが好ましく、さらに化成処理性、塗装後耐食性を向上させる観点から、１．００％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：０．６０～２．５０％
　Ｍｎは、フェライトの強化および焼入れ性の向上に寄与する元素である。一方、多量に含有させると、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ず、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０．６０～２．５０％とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、１．５０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．００％以下であるのが好ましく、１．８０％以下であるのがより好ましい。
　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％超～０．００３０％以下
　Ｎは、多く含有すると、固溶窒素が残存して延性が低下するだけでなく、ＴｉＮが析出し穴広げ性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００３０％以下とする。Ｎ含有量は０．００２５％以下であるのが好ましい。
　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：０．０１５～０．１７０％
　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としてフェライト中に微細分散することで、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、硬質析出物であるＴｉＮを析出し易くなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０１５～０．１７０％とする。Ｔｉ含有量は０．０３０％以上、０．０４５％以上または０．０６０％以上であるのが好ましく、０．０７０％以上、０．０８０％以上、０．０９０％以上または０．１００％以上であるのがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．１６０％以下、０．１５０％以下、０．１４０％以下、０．１３０％以下または０．１２０％以下であるのが好ましい。
　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。必要に応じて、Ｎｂ含有量を０．０８０％以下、０．０６０％以下または０．０５０％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。
　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。
　析出強化フェライト：５～７０％
　Ｔｉを含有する微細な析出物（微細析出したＴｉの炭化物などであり、以下、「微細Ｔｉ析出物」ともいう。）が圧延後の冷却中にγ→α変態する際のＴｉの炭化物の過飽和度を駆動力としてＴｉの炭化物がフェライト中に相界面析出または均質核生成してＴｉの炭化物が微細に分散した初析フェライトが析出強化したフェライトである（以下、「析出強化フェライト」ともいう。）。析出強化フェライトは、優れた均一伸びと強度とを両立するために必要な組織である。
　しかしながら、析出強化フェライトの面積率が５％未満では均一伸びと強度とを両立することが難しく、一方、７０％を超えると均一伸びは優れるものの局部延性が劣化してしまう。そのため、析出強化フェライトの面積率は５～７０％とする。均一伸びと強度とのバランスを確保する観点から、析出強化フェライトの面積率は７％以上であるのが好ましく、１０％以上であるのがより好ましい。また、析出強化フェライトの面積率は６５％以下であるのが好ましく、６０％以下であるのがより好ましい。
　ここで、本発明において、析出強化フェライトとは、粒内に含まれる微細Ｔｉ析出物の個数密度が、１．０×１０１６～５０．０×１０１６個／ｃｍ３であるフェライトを意味する。フェライト粒内に含まれる微細Ｔｉ析出物の個数密度が、１．０×１０１６個／ｃｍ３未満では、析出強化による効果が十分に得られない。一方、微細Ｔｉ析出物の個数密度が、５０．０×１０１６個／ｃｍ３を超えると、強度が飽和するばかりか、延性が低下する。
　すなわち、析出強化フェライトの面積率が５～７０％であるとは、フェライトの面積率が５～７０％であり、かつ、フェライト粒内に含まれる微細Ｔｉ析出物の個数密度が、１．０×１０１６～５０．０×１０１６個／ｃｍ３であることを意味する。
　さらに、析出強化フェライトの粒内に含まれる微細Ｔｉ析出物の平均円相当径は、１．００～３．００ｎｍであることが好ましい。微細Ｔｉ析出物の平均円相当径が１．００ｎｍ未満では、析出強化の効果が得られにくく、一方、粗粒になり平均円相当径が３．００ｎｍを超えると、十分な量の微細Ｔｉ析出物を確保できなくなるためである。
　ベイナイト：３０～９５％
　ベイナイトは、強度と局部延性とのバランスを得るために必要な組織であり、亀裂の伝搬を抑制する効果がある。しかし、ベイナイトが多くなりすぎると、フェライトが減少し、局部延性は優れるものの均一伸びが著しく劣化してしまう。そのため、ベイナイトの面積率は３０～９５％とする。ベイナイトの面積率は８０％以下であることが好ましく、さらに均一伸びを重視する場合は７０％以下にすることがより好ましい。
　残留オーステナイト：２％以下
　高バーリング鋼は、析出強化フェライトおよびベイナイトの存在により加工性を確保しつつ、高強度も確保し、強度と加工性とを両立することが特徴である。しかしながら、鋼板中にマルテンサイト変態を起こさなかった熱力学的に安定な残留オーステナイトが存在するということは、その残留オーステナイトのＣ濃度は高く、残留オーステナイトが板鍛造時に加工誘起変態して生成するマルテンサイトの硬度が高くなりすぎて、ボイドの発生を助長してしまう。そのため、残留オーステナイトはできるだけ少ない方がよく、その面積率は２％以下とする。残留オーステナイトの面積率は１．５％以下、１％以下または０．５％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％であり、０％が最も好ましい。
　マルテンサイト：２％以下
　高バーリング鋼は、析出強化フェライトおよびベイナイトの存在により加工性を確保しつつ、高強度も確保し、強度と加工性とを両立することが特徴である。しかしながら、硬質組織であるマルテンサイトの面積率が２％を超えると、板鍛造による鋼板の歪み増加に伴い、マルテンサイトとフェライトとの境界にボイドが発生し易くなり、破断しやすくなる。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。特に下限を規定する必要はなく、下限は０％である。
　パーライト：１％以下
　パーライトは、穴広げ成形の際に破壊の起点となるため、その面積率は１％以下とする。パーライトの面積率は０．５％以下であるのが好ましい。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。
　析出強化フェライトおよびベイナイトの合計：９５％以上
　高バーリング鋼は、優れた均一伸びと強度とを両立する析出強化フェライト、および強度と局部延性とを両立するベイナイトを有する。これにより優れた強度、均一伸びおよび局部延性が得られる。析出強化フェライトとベイナイトとの合計面積率が９５％未満であると、これら特性が劣化してしまう。したがって、析出強化フェライトおよびベイナイトの合計面積率は９５％以上とする。該合計面積率は９７％以上であるのが好ましく、９８％以上であるのがより好ましい。
　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、析出強化フェライトの面積率は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）に装備されている、Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法によって、求めることができる。
　ＫＡＭ法は、測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個（第一近似）、さらにその外側１２個（第二近似）、またはさらにその外側の１８個（第三近似）のピクセル間の方位差を平均し、その平均した値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。すなわち、このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。
　本発明における析出強化フェライトの解析条件は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭにおいて、第三近似にて隣り合うピクセル間の平均の方位差を計算し、この方位差が１°以下と算出された部分を、析出強化フェライトとした。
　本発明の析出強化フェライトの生成温度域は、圧延後の冷却中にγ→α変態する際のＴｉの炭化物の過飽和度を駆動力としてＴｉの炭化物がフェライト中に相界面析出または均質核生成する温度域と合致している。高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さくなる。そのため、析出強化フェライトも同様に結晶方位差が小さくなる。これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果により、光学顕微鏡観察で得られるポリゴナルなフェライト面積率と、ＫＡＭ法にて測定した第三近似での方位差が１°以下で得られるエリアの面積率が、ほぼ一致するためである。
　析出強化フェライトの面積分率の測定は、詳細には下記のように行った。組織観察で述べたものと同様に採取した試料を、コロイダルシリカ研磨剤で３０～６０分研磨し、倍率４００倍、１６０μｍ×２５６μｍエリア、測定ステップ０．５μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。ＥＢＳＰ－ＯＩＭＴＭ法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）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池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事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアで構成されている。
　ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造および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、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。解析は数時間かけて、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う。多結晶材料では試料内の結晶方位分布および結晶粒の大きさを見ることができる。
　このようにして、上述の第三近似での方位差が１°以下と算出された部分を、析出強化フェライトとし、析出強化フェライトの面積を求め、測定面積に対して析出強化フェライトの面積率を求めた。
　また、微細Ｔｉ析出物の観察は、三次元アトムプローブ測定法により、以下のようにして行った。
　まず、測定対象の試料から、切断および電解研磨法により、必要に応じて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、針状の試料を作製する。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。Ｎａ－Ｃｌ構造の微細Ｔｉ析出物の場合、単位格子は、４．３３オングストロームであるので、ＴｉとＴｉの原子間距離は、４．３３×√２＝６．１オングストロームであるとした。
　そこで、ほぼ同一座標位置（７オングストローム以下）に、Ｔｉ原子が複数存在している場合には、これらのＴｉ原子は同一の析出物中にあると判断し、この同一の析出物中にあると判断されたＴｉ原子の個数をカウントし、この個数が５０個以上存在した場合に、この析出物を微細Ｔｉ析出物と定義した。
　上記微細Ｔｉ析出物のサイズは、観察した微細Ｔｉ析出物を構成するＴｉの原子の数と微細Ｔｉ析出物の格子定数から、微細Ｔｉ析出物を球状と仮定し算出した円相当径とする。
　三次元アトムプローブ測定法で得られた微細Ｔｉ析出物のＴｉ原子の個数を用いて、析出物の円相当径（直径）Ｒを求める方法を以下に示す。
　三次元アトムプローブ測定法で対象サンプルの全ての原子の数Ｎを測定するが、実際には、三次元アトムプローブ測定法では対象サンプルの全ての原子の数Ｎを検出することはできない。各装置固有の原子の検出率α（＝検出した原子の数／原子の総数）があるため、実際の測定値ｎから存在したであろう原子の数Ｎを算出する。すなわち、原子の総数Ｎ＝ｎ／αである。なお、本発明において測定した機器での検出率αは０．３５であった。
　次に、この原子の数Ｎに対して、Ｎａ－Ｃｌ構造のＴｉ析出物の場合は単位格子に８個のＴｉ原子が存在するとし、また、Ｎａ－Ｃｌ構造の格子定数ａは、４．３３オングストロームであるとし、次式にて円相当径を算出する。
　円相当径（直径）Ｒ＝｛（６／８）・（１／π）・Ｎ・ａ３｝（１／３）
　例えば、Ｔｉの数が５０個であった場合は、円相当径は、ほぼ、１ｎｍと計算される。本発明では、任意に３０個以上の微細Ｔｉ析出物の円相当径（直径）を測定し、その平均値を求める。
　微細Ｔｉ析出物の個数密度は、測定視野を分母とし、微細Ｔｉ析出物の数を分子として求める。個数密度の測定においては、１０ｎｍ（板厚方向ｔ）×４０ｎｍ（板幅方向Ｗ）×６０ｎｍ（板長手方向Ｌ）の視野を、５視野以上測定し、その個数密度（個／ｃｍ３）の平均値を求めた。
　また、本発明においては、ＴｉＮの存在状態についても以下のように規定する。
　ＴｉＮの平均円相当径：１．０～１０．０μｍ
　ＴｉＮが大きいと、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、ＴｉＮの平均円相当径は１０．０μｍ以下とする。これらの効果をより確実に確保するため、ＴｉＮの平均円相当径は８．０μｍ以下であるのが好ましく、５．０μｍ以下であることがより好ましい。
　なお、ＴｉＮは小さいほど好ましいため、ＴｉＮの平均円相当径には、本来下限を設ける必要はない。しかし、後述するＴｉＮの観察方法においては、ＴｉＮの円相当径が１．０μｍ未満では、ＴｉＮであるかどうかの判別が困難になる。そのため、本発明においては、円相当径が１．０μｍ以上であるもののみをＴｉＮとして測定対象とする。そのため、ＴｉＮの平均円相当径は１．０μｍ以上となる。
　ＴｉＮの平均円相当径（直径）は、以下のようにして求める。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）を研磨し、エッチングしない状態で観察する。具体的には、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率でミクロ組織写真を撮影し、ミクロ組織写真を目視または画像処理装置等により観察する。
　ミクロ組織写真において、ＴｉＮであると特定できるものについて、その円相当径（直径）を求め、この円相当径（直径）が１．０μｍ以上のもののみをＴｉＮとする。そして、６０μｍ（圧延方向Ｌ）×４０μｍ（板厚方向ｔ）の視野を、２０視野以上について観察し、ＴｉＮの円相当径（直径）のすべてを平均したものを、ＴｉＮの平均円相当径（直径）とする。
　隣接するＴｉＮ間の最短距離の平均値：１０．０μｍ以上
　ＴｉＮとフェライト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、ＴｉＮ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ＴｉＮ間の距離の平均値を１０．０μｍ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１５．０μｍ以上であるのが好ましく、２０．０μｍ以上であるのがより好ましい。上限は特に設定しないが、ある程度のＴｉＮの析出は不可避であることから、隣接ＴｉＮの間の最短距離の平均値は１０００μｍ以下にすることが好ましい。
　隣接するＴｉＮ間の最短距離の平均値は、以下のようにして求める。任意のＴｉＮを２０個選択し、それと最も近接するＴｉＮ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、ＴｉＮ間の最短距離の測定は、平均円相当径の測定と同様に求める。
　（Ｃ）機械特性
　ナノ硬度の標準偏差：１．０ＧＰａ以下
　硬質組織と軟質組織との変形能の差を小さくすることにより両組織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、硬質組織と軟質組織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、軟質組織と硬質組織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。
　軟質組織と硬質組織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、１．０ＧＰａ以下とする。ナノ硬度の標準偏差は０．８ＧＰａ以下であるのが好ましい。
　引張強さ：７８０ＭＰａ以上
　本発明に係る鋼板は、従来の高バーリング鋼と同等の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：７０００ＭＰａ・％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≧７０００ＭＰａ％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）
　穴広げ率と引張強さとの積：５００００ＭＰａ・％以上
　穴広げ性が悪いと、伸びフランジ加工をした際に材料流れ性が悪く割れを生じる可能性がある。そのため、穴広げ性を確保するため、穴広げ率（λ）と引張強さ（ＴＳ）との積：（ＴＳ）×（λ）≧５００００ＭＰａ％を満たすことが好ましい。ただし、穴広げ率（λ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０１０）に準拠した試験方法による穴広げ率の（λ）を表す。
　相当塑性歪み：０．９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（ｆ）までの製造工程を順に行うことにより、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）加熱工程
　製造されたスラブに熱間圧延を施し、熱間圧延鋼板とする。熱間圧延を行うに際しては、まず、スラブを加熱する。加熱工程においては、スラブを下記（ｉ）式で表わされるＳＲＴｍｉｎ℃以上、１２６０℃以下の温度に加熱する。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もよい。ここで、ＳＲＴｍｉｎは、ＴｉＣの溶体化温度を意味する。
　ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（Ｔｉ×Ｃ）｝－２７３　・・・（ｉ）
　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）連続熱延工程
　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多段仕上圧延を施す。Ｔｉを含む析出物が析出しないように、粗圧延の終了温度は１１００℃以上とする。また、前述したように、多段仕上圧延は、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。そして、最終３段の圧延における累積歪（有効累積歪み）が、０．０１～０．１０になるように多段仕上圧延を行なう。
　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）　　　・・・（iii）
　上式（iii）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）　　　・・・（iv）
　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）｝｜　　　・・・（ｖ）
　τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／（Ｒ・Ｔｉ））　　　・・・（vi）
　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、目的とするミクロ組織が得られるとともにナノ硬度のバラツキが低減される。その結果として、硬質組織と軟質組織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。
　多段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、下記（ii）式で求められるＡｒ３を用いて、Ａｒ３（℃）＋３０℃以上の温度にするとよい。これにより本発明で目的とする析出強化フェライトおよびベイナイトが得られるからである。
　Ａｒ３＝９７０－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ－９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）－４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）　・・・（ii）
　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。
　（ｄ）第１（加速）冷却工程
　多段仕上圧延終了後、１．００～５．００ｓ後に得られた熱間圧延鋼板の冷却を開始する。そして、圧延終了温度から、６５０～７５０℃の温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で１～１０ｓ保持する。
　連続熱延工程終了後から１．００ｓ未満で冷却を開始すると、フェライト変態が促進され、最終的なミクロ組織において目的とするベイナイト面積率が得られないばかりか、析出物が粗大化して本発明の効果が得られない。一方、５．００ｓを超えて冷却を開始するとフェライト変態が遅延して目的とする析出強化フェライトの面積率が得られない。
　また、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、冷却速度の上限は特に限定されないが、過冷却を回避するため３００℃／ｓ以下にするとよい。さらに、大気中での保持温度が６５０℃未満であると、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、大気中での保持温度が７５０℃を超えると、パーライトが生成し易くなる。
　なお、ここでいう大気中の保持とは、熱延鋼板が冷却設備内で空冷または冷却が最小限に制限されることを含み、この時の冷却速度の下限は理想的には０℃／ｓであり、上限は８℃／ｓである。
　（ｅ）第２（加速）冷却工程
　大気中での保持後に、６００～７４０℃の温度範囲から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。冷却開始温度が６００℃未満では、フェライト変態が十分に進行せず、微細Ｔｉ析出物の析出も不十分となる。一方、冷却開始温度が７４０℃を超えると、フェライト変態が過度に進行するとともに、パーライトが生成して穴広げ性が劣化するおそれがある。また、微細Ｔｉ析出物が粗大化して強度が低下するおそれがある。
　また、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合も、パーライトが生成して穴広げ性が劣化するおそれがある。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。
　（ｆ）巻取工程
　その後、冷却された熱間圧延鋼板を、４５０～６５０℃の巻取り温度で巻き取る。巻取工程後の条件は、特に限定されない。
　（Ｆ）鋼製鍛造部品
　上記のようにして得られた熱延鋼板は、板鍛造性に優れているため、当該熱延鋼板を板鍛造などの鍛造加工することにより、従来ではなし得なかった高強度を要する複雑形状の鍛造部品を得ることができる。
　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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［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。
　析出強化フェライトの面積率は、前述したように、上記試験片をコロイダルシリカ研磨剤で研磨後、倍率４００倍で１６０×２５６μｍの視野を測定ステップ０．５μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定し、ＫＡＭ法にて求めた。
　微細Ｔｉ析出物も、前述したように、上記試験片を電解研磨し、三次元アトムプローブ測定法にて測定し、その円相当径、個数密度を求めた。
　ＴｉＮも、前述したように、上記試験片を倍率１０００倍で、６０×４０μｍの視野を２０視野観察し、画像処理によりＴｉＮの平均円相当径を求めた。また、ＴｉＮ同士の最短距離は、組織調査と同じ箇所を５００倍の金属顕微鏡で観察して、求めた。
　［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）、穴広げ率（λ））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。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６　２０１０記載の試験方法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、試験片が破断する時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、試験片が破断する時のせん断塑性ひずみεｓｐｆ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７０００ＭＰａ・％以上、穴広げ率λと引張強さＴＳとの積（ＴＳ×λ）が５００００ＭＰａ・％以上を有し、バランスのとれた特性を有する熱延鋼板が得られる。また、本発明に係る熱延鋼板は、相当塑性歪みも０．９０（９０％）を超え、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、高バーリング鋼としての基本的機能である良好な穴広げ性を維持しつつ、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

Claims (6)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２０～０．０７０％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．７０％、
    　Ｍｎ：０．６０～２．５０％、
    　Ａｌ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｎ：０％超～０．００３０％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．００５％以下、
    　Ｔｉ：０．０１５～０．１７０％、
    　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、
    　前記鋼板の圧延方向と垂直な断面において、前記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、前記鋼板の端面から１／４Ｗまたは３／４Ｗで、かつ、前記鋼板の表面から１／４ｔまたは３／４ｔの位置における金属組織が、面積％で、
    　フェライト：５～７０％、
    　ベイナイト：３０～９５％、
    　残留オーステナイト：２％以下、
    　マルテンサイト：２％以下、および、
    　パーライト：１％以下、であり、かつ、
    　フェライトおよびベイナイトの合計：９５％以上であり、
    　前記フェライトは、粒内にＴｉを含む析出物を有し、
    　前記Ｔｉを含む析出物の個数密度が、１．０×１０１６～５０．０×１０１６個／ｃｍ３であり、
    　前記鋼板中にＴｉＮ析出物が含まれ、
    　前記ＴｉＮ析出物の平均円相当径が１．０～１０．０μｍであり、
    　隣接する前記ＴｉＮ析出物間の最短距離の平均値が１０．０μｍ以上であり、
    　ナノ硬度の標準偏差が１．００ＧＰａ以下である、
    　熱間圧延鋼板。
  2. 　前記Ｔｉを含む析出物の平均円相当径が１．００～３．００ｎｍである、
    　請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
  3. 　引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    　均一伸びと引張強さとの積が７０００ＭＰａ・％以上であり、
    　穴広げ率と引張強さとの積が５００００ＭＰａ・％以上である、
    　請求項１または請求項２に記載の熱間圧延鋼板。
  4. 　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有するスラブに対して、加熱工程、連続熱延工程、第１冷却工程、第２冷却工程および巻取工程を順に施し、
    　前記加熱工程において、前記スラブを下記（ｉ）式で表わされるＳＲＴｍｉｎ℃以上、１２６０℃以下の温度に加熱し、
    　前記連続熱延工程は、粗圧延と３段以上の多段仕上圧延とを含み、
    　前記粗圧延の終了温度が１１００℃以上であり、
    　前記多段仕上圧延における最終３段の圧延における累積歪みが、０．０１～０．１０であり、
    　前記多段仕上圧延の圧延終了温度が、下記（ii）式で求められるＡｒ３＋３０℃以上の温度であり、
    　前記第１冷却工程では、前記多段仕上圧延が終了した後、１．００～５．００ｓ後に冷却を開始し、前記圧延終了温度から、６５０～７５０℃の温度範囲まで、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、大気中で１～１０ｓ保持し、
    　前記第２冷却工程では、前記大気中での保持後に、６００～７４０℃の温度範囲から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
    　前記巻取工程では、４５０～６５０℃の巻取り温度で巻取る、
    　熱間圧延鋼板の製造方法。
    　ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（Ｔｉ×Ｃ）｝－２７３　・・・（ｉ）
    　Ａｒ３＝９７０－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ－９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）－４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）　・・・（ii）
    　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。
  5. 　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板から得られる、
    　鋼製鍛造部品。
  6. 　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の熱間圧延鋼板に対して、少なくとも鍛造加工を施す、
    　鋼製鍛造部品の製造方法。
     
     
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BR112019019317A BR112019019317A2 (pt) 2017-03-31 2017-03-31 folha de aço laminada a quente, parte forjada de aço e método de produção para a mesma
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MX2019011709A MX2019011709A (es) 2017-03-31 2017-03-31 Lamina de acero laminada en caliente, pieza forjada de acero y metodo de produccion para la misma.
US16/499,706 US20210095363A1 (en) 2017-03-31 2017-03-31 Hot rolled steel sheet, steel forged part and production method therefor
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021006298A1 (ja) * 2019-07-10 2021-01-14 日本製鉄株式会社 高強度鋼板

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114107790B (zh) * 2020-08-31 2023-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级超低碳马氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
CN114107792B (zh) * 2020-08-31 2024-01-09 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级高表面超高扩孔钢及其制造方法
CN112795849B (zh) * 2020-11-20 2022-07-12 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1300Mpa级高韧性热镀锌钢板及其生产方法
RU2765046C1 (ru) * 2020-11-23 2022-01-25 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства высокопрочного износостойкого металлопроката
CN113215485B (zh) * 2021-04-15 2022-05-17 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
WO2023084926A1 (ja) * 2021-11-12 2023-05-19 日本製鉄株式会社 熱延鋼板、溶融めっき鋼板、及び、熱延鋼板の製造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002105595A (ja) 2000-07-24 2002-04-10 Kobe Steel Ltd 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
JP2002161340A (ja) * 2000-11-24 2002-06-04 Nippon Steel Corp バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2002322541A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2002322540A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2007009322A (ja) * 2005-05-30 2007-01-18 Jfe Steel Kk 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
JP2009275238A (ja) * 2008-05-12 2009-11-26 Nippon Steel Corp 高強度鋼およびその製造方法
JP2011012308A (ja) * 2009-07-02 2011-01-20 Nippon Steel Corp バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
WO2011135997A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE1011149A3 (fr) * 1997-05-12 1999-05-04 Cockerill Rech & Dev Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier.
JP4692015B2 (ja) * 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP5194857B2 (ja) * 2008-02-08 2013-05-08 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
EP2692895B1 (en) * 2011-03-28 2018-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and production method thereof
US9783878B2 (en) * 2011-09-30 2017-10-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion, formability, and hole expandability with tensile strength of 980 MPa or more and manufacturing method therefor
KR101758003B1 (ko) * 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
TWI554618B (zh) * 2015-07-31 2016-10-21 新日鐵住金股份有限公司 高強度熱軋鋼板

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002105595A (ja) 2000-07-24 2002-04-10 Kobe Steel Ltd 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
JP2002322541A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2002322540A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2002161340A (ja) * 2000-11-24 2002-06-04 Nippon Steel Corp バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2007009322A (ja) * 2005-05-30 2007-01-18 Jfe Steel Kk 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
JP2009275238A (ja) * 2008-05-12 2009-11-26 Nippon Steel Corp 高強度鋼およびその製造方法
JP2011012308A (ja) * 2009-07-02 2011-01-20 Nippon Steel Corp バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
WO2011135997A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3604583A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021006298A1 (ja) * 2019-07-10 2021-01-14 日本製鉄株式会社 高強度鋼板

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EP3604583A1 (en) 2020-02-05
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