WO2012036307A1 - 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a suitable tensile strength of 780 MPa or more and excellent toughness for use in automobile structural parts, truck frames, and the like, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.035% or less, S: 0.0.
  • a steel slab containing 01% or less, Al: 0.02 to 0.15%, and Ti: 0.05 to 0.2% is hot-rolled at a finishing temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and then 30 ° C./s.
  • the coil after winding is cooled to 300 ° C.
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet which is a hot-rolled steel sheet having a structure containing volume% bainite and ferrite or ferrite and martensite.
  • the plate thickness 2. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength: 780 MPa or more at about 0 mm and a hole expansion ratio of 60% or more and excellent in hole expansion workability can be obtained.
  • Patent Document 2 C: 0.01 to 0.20 wt%, Si: 1.00 wt% or less, Mn: 2.00 wt% or less, Al: 0.10 wt% or less, N: 0.0070 70% by weight or less, Nb: 0.0050 to 0.15% by weight, the balance is substantially composed of Fe except for inevitable impurities, and fine ferrite having an average particle diameter of 2 to 3 ⁇ m is 70 in area ratio. %, The area ratio of the structure containing bainite and martensite is 20% or less, and the balance consists of a mixed structure of ferrite with an average particle size of 10 ⁇ m or less. Hot-rolled high tensile strength with excellent strength, ductility, toughness and fatigue properties A steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 3 C: 0.04 to 0.15%, Si: 0.05 to 1.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.06% or less, S : Steel slab containing 0.005% or less, Al: 0.10% or less, Ti: 0.05 to 0.20%, hot rolled at a finishing temperature of 800 to 1000 ° C, and then 55 ° C / s or more After cooling at a cooling rate of 500 ° C., cooling at a temperature range of 500 ° C.
  • Patent Document 3 A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having the following is described. According to the technique described in Patent Document 3, it has a structure consisting of more than 95% bainite and other phases less than 5% that occurs irreversibly, has excellent stretch flangeability after processing, and material fluctuations in the steel sheet. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a stable small tensile strength of 780 MPa or more can be obtained.
  • Patent Document 1 reduces the segregation temperature of P during the impact test by reducing the segregation of P to the ferrite grain boundary, there is no or very little ferrite. In some cases, it is difficult to apply.
  • Patent Document 2 since it is a structure containing 70% or more of fine ferrite, high strength up to 617 MPa is possible, but high strength of 780 MPa or more is stably secured. This is difficult, and there is a problem that the steel sheet strength is insufficient.
  • Patent Document 3 although a high strength of 780 MPa or more can be ensured, there is a problem that the structure control of bainite is insufficient, so that sufficient toughness is not provided as an automotive part. .
  • the present invention advantageously solves the above problems, and proposes a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent toughness, together with its advantageous production method, even when the tensile strength is increased to 780 MPa or more.
  • the purpose is to do.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5 to 1.2%, Mn: 1.0 to 1.8%, P: 0.03% or less, S: 0.0030 %, Al: 0.005 to 0.20%, N: 0.005% or less, and Ti: 0.03 to 0.13%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, the bainite phase
  • the average particle size of the bainite phase is 3 ⁇ m or less
  • the difference ⁇ Hv1 between the Vickers hardness at the position of 50 ⁇ m and the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness is 50 or less
  • the difference ⁇ Hv2 between the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness and the Vickers hardness at the 1/2 position of the plate thickness is 40 or less
  • the plate thickness is 4.0 mm or more and 12 mm or less
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • hot finish rolling is performed at a finishing temperature: Ar 3 to (Ar 3 + 80 ° C.), an unrecrystallization temperature.
  • a hot-rolled steel sheet with improved toughness can be stably obtained while maintaining a high strength of tensile strength: 780 MPa or more, which is extremely useful industrially.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is applied to automobile structural parts and truck frames, it is possible to reduce the weight of the vehicle body while ensuring the safety of the automobile, thereby reducing the environmental load. It becomes possible.
  • C 0.04 to 0.12% C is an element effective for increasing the strength and promotes the formation of bainite.
  • the addition of C lowers the bainite transformation point and makes the bainite structure fine, which is effective in improving toughness. Therefore, in the present invention, C is contained by 0.04% or more.
  • the amount of C exceeds 0.12%, coarse cementite increases and not only the toughness decreases, but also the weldability decreases, so the upper limit is made 0.12%.
  • it is 0.05 to 0.09% of range.
  • Si 0.5 to 1.2% Si is an element that contributes to the improvement of toughness by suppressing the formation of coarse cementite. To obtain this effect, it is necessary to add 0.5% or more. On the other hand, if the addition amount exceeds 1.2%, the surface properties of the steel sheet are remarkably deteriorated, not only lowering the toughness, but also causing a decrease in chemical conversion property and corrosion resistance, so the upper limit of Si is 1.2%. . In addition, Preferably it is the range of 0.6% or more and 1.0% or less.
  • Mn 1.0 to 1.8% Mn is an element effective for increasing the strength and not only contributes to increasing the strength by solid solution strengthening but also improves the toughness by improving the hardenability and promoting the formation of bainite. is there. In order to obtain such an effect, addition of 1.0% or more is necessary. On the other hand, when the addition amount exceeds 1.8%, the center segregation becomes remarkable and the toughness decreases. Therefore, the amount of Mn is limited to the range of 1.0 to 1.8%. In addition, Preferably it is 1.2 to 1.5% of range.
  • P 0.03% or less
  • P has an effect of increasing the strength of the steel by solid solution, but segregates at the grain boundaries, particularly the prior austenite grain boundaries, leading to deterioration of toughness and workability. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce P as much as possible, but the content up to 0.03% is acceptable. In addition, Preferably it is 0.01% or less.
  • S 0.003% or less S combines with Ti and Mn to form a sulfide, thereby reducing the toughness of the steel sheet. Therefore, it is desirable to reduce the S amount as much as possible, but it is acceptable up to 0.003%. In addition, Preferably it is 0.002% or less, More preferably, it is 0.001% or less.
  • Al acts as a steel deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to obtain such an effect, addition of 0.005% or more is necessary. On the other hand, when the content exceeds 0.20%, oxide inclusions increase remarkably, not only lowering the toughness but also causing surface defects of the steel sheet. For this reason, the Al content is limited to a range of 0.005 to 0.20%. In addition, Preferably it is 0.02 to 0.06% of range.
  • N 0.005% or less N binds to a nitride-forming element such as Ti at a high temperature and precipitates as a nitride, but particularly bonds to Ti at a high temperature, tends to be a coarse nitride, and lowers toughness. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention. Therefore, the upper limit is made 0.005%. In addition, Preferably it is 0.004% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • Ti contributes to refinement of austenite grains, refines the steel sheet structure finally obtained, and contributes to improvement of toughness. In order to obtain such an effect, a content of 0.03% or more is required. On the other hand, an excessive content exceeding 0.13% causes an increase in coarse precipitates and reduces toughness. Therefore, Ti is limited to the range of 0.03 to 0.13%. In addition, Preferably it is 0.05 to 0.11% of range.
  • Ni can be included as an element for improving toughness and strength.
  • Ni: 0.01 to 0.50% Ni not only improves toughness, but also improves the hardenability, thereby facilitating the formation of a bainite phase and contributing to an increase in strength. In order to obtain this effect, addition of 0.01% or more is necessary. However, if the content exceeds 0.50%, a martensite phase tends to be generated, leading to a decrease in toughness and workability. Therefore, when Ni is contained, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.50%.
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • Nb facilitates the formation of a bainite phase by improving the hardenability and contributes not only to improving toughness and increasing the strength, but also to refining austenite grains, and refining the steel sheet structure finally obtained. This contributes to improved toughness.
  • 0.005% or more of content is required. However, if the content exceeds 0.10%, coarse precipitates are likely to be generated, and the toughness and workability are reduced. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably in the range of 0.005 to 0.10%.
  • V 0.002 to 0.50% V makes it easy to form a bainite phase through improvement of hardenability, and contributes to improvement of toughness and high strength. In order to obtain such an effect, the content of 0.002% or more is required. However, an excessive content exceeding 0.50% leads to an increase in coarse precipitates and lowers toughness and workability. . Therefore, when V is contained, the content is preferably in the range of 0.002 to 0.50%. More preferably, it is 0.05 to 0.40% of range.
  • Mo 0.02 to 0.50% Mo improves hardenability and facilitates the formation of a bainite phase, contributing to improved toughness and higher strength. In order to obtain this effect, a content of 0.02% or more is required. However, if the content exceeds 0.50%, a martensite phase is likely to be generated, leading to a decrease in toughness and workability. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably in the range of 0.02 to 0.50%.
  • Cr 0.03-0.50% Cr makes it easy to generate a bainite phase through improvement of hardenability, and contributes to improvement of toughness and high strength. In order to obtain this effect, addition of 0.03% or more is necessary. However, if the content exceeds 0.50%, a martensite phase is likely to be generated, leading to deterioration of toughness and workability. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably in the range of 0.03 to 0.50%.
  • B 0.0002 to 0.0050% B suppresses the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and facilitates the formation of a bainite phase through improved hardenability, thereby contributing to improved toughness and higher strength.
  • the effect is obtained at 0.0002% or more, but if it exceeds 0.0050%, the workability deteriorates. Therefore, when B is contained, the content is preferably in the range of 0.0002 to 0.0050%.
  • Cu 0.01 to 0.50% Cu, as a solid solution element, increases the strength of the steel and improves the hardenability, thereby facilitating the formation of a bainite phase, contributing to an increase in strength and toughness. In order to obtain this effect, addition of 0.01% or more is necessary. However, if the content exceeds 0.50%, surface properties are deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.50%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element effective for spheroidizing the shape of sulfide and improving the adverse effect of sulfide on toughness.
  • the effect can be obtained at 0.0005% or more, but inclusion exceeding 0.0050% leads to an increase in inclusions and the like, not only lowering toughness but also causing surface and internal defects. Therefore, when Ca is contained, the content is preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • REM 0.0005 to 0.0100%
  • Rare earth elements (REM) are effective elements for spheroidizing the shape of sulfides and improving the adverse effects of sulfides on toughness, like Ca. The effect can be obtained at 0.0005% or more. However, if the content exceeds 0.0100%, inclusions and the like increase, and not only the toughness is lowered, but also surface defects and internal defects tend to occur frequently. For this reason, when it contains REM, it is preferable to set it as 0.0005 to 0.0100% of range.
  • the balance other than the above elements is Fe and inevitable impurities.
  • the structure of the steel sheet of the present invention needs to have a fine bainite phase as a main phase, in which the bainite phase is more than 95% in terms of the area ratio with respect to the entire structure, and the average grain size of the bainite phase is 3 ⁇ m or less. There is. Thereby, it can be set as the hot-rolled steel plate which combines the tensile strength: the high strength of 780 Mpa or more, and the outstanding toughness.
  • the area ratio of the bainite phase is 95% or less or the average particle size of the bainite phase exceeds 3 ⁇ m, the tensile strength: high strength of 780 MPa or more and excellent toughness cannot be combined.
  • the bainite phase is preferably 98% or more, and more preferably a bainite single phase. Further, since the finer the particle size of the bainite phase is, the more effective the toughness is. Therefore, from this viewpoint, the average particle size is preferably 2 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the second phase should be 3 ⁇ m or less. Is preferred. More preferably, it is 2 ⁇ m or less.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet having a relatively thick plate thickness of 4.0 mm or more and 12 mm or less, which is particularly targeted by the present invention, By making the hardness uniform, that is, by reducing the difference in hardness in the thickness direction, it is possible to effectively suppress the occurrence and progress of cracks and improve toughness.
  • the surface layer tends to be softened by decarburization, but if it is excessively decarburized, the toughness is lowered, so the hardness difference between the surface layer portion and the inside of the plate thickness needs to be constant or less.
  • the Vickers hardness difference ⁇ Hv1 between the position of 50 ⁇ m from the surface layer and the position of the plate thickness 1 ⁇ 4 needs to be 50 points or less. More preferably, it is 30 points or less.
  • the Vickers hardness difference ⁇ Hv2 between the thickness 1/4 position and the thickness 1/2 position needs to be 40 points or less. Preferably it is 25 points or less.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and after melting the molten steel having the above composition in a converter or electric furnace, preferably after performing secondary refining in a vacuum degassing furnace.
  • any conventional method using a steel material such as a slab by continuous casting or the like can be applied.
  • Material heating temperature 1200 ⁇ 1350 °C
  • carbonitride-forming elements such as Ti are mostly present as coarse carbonitrides. Since coarse precipitates reduce toughness, it is necessary to make a solid solution once before hot rolling. For that purpose, it is necessary to heat to a temperature of 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel material was limited to the range of 1200 to 1350 ° C. The range is preferably from 1230 to 1300 ° C. From the viewpoint of dissolving carbonitride, the residence time in the temperature range of 1200 ° C. or higher is preferably 1800 s or longer.
  • Finishing temperature Ar 3 to (Ar 3 + 80 ° C.), reduction ratio in non-recrystallization temperature range ⁇ 40%
  • the hot finishing temperature is lowered, the strain is accumulated in austenite to increase the bainite generation site, and then a predetermined winding temperature at a cooling rate described later. Need to cool down. That is, as the hot rolling conditions, it is important that the finishing temperature is (Ar 3 + 80 ° C.) or lower and the rolling reduction in the non-recrystallization temperature region is 40% or higher. Fine bainite is obtained.
  • the finish rolling temperature is less than Ar 3 , since the rolling is performed in the two-phase region of ferrite + austenite, the processed structure remains after rolling, and the toughness and workability deteriorate. For this reason, the finishing temperature is limited to a range of Ar 3 to (Ar 3 + 80 ° C.). Further, if the reduction rate in the non-recrystallization temperature range is less than 40%, it is difficult to sufficiently refine the bainite, and therefore the reduction rate in the non-recrystallization temperature range is set to 40% or more.
  • the finishing temperature is (Ar 3 + 50 °C) or less
  • the reduction ratio in the pre-recrystallization temperature region is 50% or more .
  • the non-recrystallization temperature range can be determined by the following method, for example. A small piece is cut out from the slab, hot-rolled at different temperatures in the laboratory, the hot-rolled steel sheet is immediately water-cooled after rolling, and a sample for structure observation is cut out from the water-cooled hot-rolled steel sheet, mirror polished and 3% nital.
  • the structure is revealed by corrosion, the recrystallization rate of austenite is investigated by image analysis, a temperature range in which the recrystallization rate of austenite is less than 50% is obtained, and if it is this temperature range, it is an unrecrystallized temperature range I can say that.
  • Cooling rate from finishing temperature to coiling temperature 25 ° C./s or more
  • hot rolling is performed under the conditions described above, and then cooled to a predetermined coiling temperature by rapid cooling. There is a need.
  • the cooling rate to the coiling temperature is less than 25 ° C./s, the formation of ferrite remarkably progresses during cooling or pearlite is generated, and the desired strength and toughness cannot be obtained. For this reason, the cooling rate from the finishing temperature to the coiling temperature is set to 25 ° C./s or more.
  • Winding temperature 300 ⁇ 500 °C
  • the lower limit of the coiling temperature is 300 ° C.
  • the temperature exceeds 500 ° C.
  • decarburization after winding is likely to occur, and not only the toughness is reduced due to a decrease in the hardness of the surface layer portion, but also the toughness is reduced by the formation of oxides at the grain boundaries of the surface layer structure. .
  • the coiling temperature is set to 500 ° C. or less. Since the bainite structure tends to become finer as the temperature decreases, the temperature is preferably 460 ° C. or lower.
  • the hot-rolled sheet may be subjected to temper rolling by a conventional method, or may be pickled to remove the scale.
  • a plating treatment such as hot dip galvanization or electrogalvanization or chemical conversion treatment may be performed.
  • Test specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and the structure fraction, particle size, hardness and hardness difference were determined by the following methods. Further, yield strength (YP), tensile strength (TS), and elongation (EL) were determined by a tensile test, and ductility-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) was determined by a Charpy test to evaluate toughness.
  • ⁇ Structure fraction As for the structure fraction, 3% nital solution reveals the structure of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction, and 3 fields of view at 3000 times using a scanning electron microscope (SEM) at the 1/4 thickness position. Images were taken and the area ratio of each phase was quantified by image processing.
  • SEM scanning electron microscope
  • the load is 0.98 N (100 gf) at the position of 50 ⁇ m from the surface layer, and the plate thickness is 1/4 and the plate thickness 1/2.
  • the load is 4.9 N (500 gf)
  • 5 points are measured at each position, the average value of 3 points excluding the maximum value and the minimum value among the 5 points is calculated, and the hardness at each position is obtained.
  • a hardness difference ⁇ Hv1 between the plate thickness 1/4 position and the surface layer 50 ⁇ m position and a hardness difference ⁇ Hv2 between the plate thickness 1/2 position and the plate thickness 1/4 position were determined.

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Abstract

引張強度を780MPa以上まで高強度化した場合であっても、優れた靭性を有する高強度熱延鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：0.04～0.12％、Si：0.5～1.2％、Mn：1.0～1.8％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.0030％以下、Al：0.005～0.20％、Ｎ：0.005％以下およびTi：0.03～0.13％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とし、ベイナイト相の面積率が95％超で、該ベイナイト相の平均粒径が３μm以下の組織とし、さらに表層から50μmの位置でのビッカース硬度と板厚1/4位置でのビッカース硬度の差ΔＨv1を50以下、板厚1/4位置でのビッカース硬度と板厚1/2位置でのビッカース硬度の差ΔＨv2を40以下にすると共に、板厚：4.0mm以上 12mm以下、引張強さ：780MPa以上とする。

Description

靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の構造部品やトラックのフレーム等に供して好適な引張強度が７８０ＭＰａ以上で、しかも靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保護の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっており、さらに衝突安全性との両立のため、使用する材料を高強度化し、部材を薄肉化して、車体自体の軽量化を図る動きが活発化している。これまで、自動車部品として、引張強さが４４０ＭＰａ級や５９０ＭＰａ級の熱延鋼板が使用されてきたが、最近では、７８０ＭＰａ級以上の高強度熱延鋼板の要望が高くなっている。
　しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化に伴い、靭性は低下する。そのため、自動車部品用として要求される靭性の向上を図るべく様々の試みがなされている。
　例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０２~０．１５％、Ｔｉ：０．０５~０．２％を含む鋼スラブを、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、３０℃／ｓ以上の冷却速度で４００~５５０℃の温度域まで冷却してコイル状に巻取り、巻取り後のコイルを冷却速度：５０~４００℃／ｈで３００℃以下まで冷却することにより、６０~９５体積％のベイナイトと、フェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織からなる熱延鋼板とする、高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、巻取り後のコイルを急冷してＰの粒界偏析を抑制することにより衝撃試験時における破面遷移温度を低下させることで、板厚：２．０ｍｍ程度で、引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、穴広げ率が６０％以上となる、穴広げ加工性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　特許文献２には、Ｃ：０．０１~０．２０重量％、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：２．００重量％以下、Ａｌ：０．１０重量％以下、Ｎ：０．００７０重量％以下、Ｎｂ：０．００５０~０．１５重量％を含み、残余は不可避不純物を除き実質的にＦｅの組成からなり、フェライトの平均粒径が２~３μｍの微細フェライトが面積率で７０％以上、ベイナイトとマルテンサイトを含む組織の面積率が２０％以下で、残部が平均粒径：１０μｍ以下のフェライトの混合組織からなる、強度、延性、靭性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板が開示されている。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．０４~０．１５％、Ｓｉ：０．０５~１．５％、Ｍｎ：０．５~２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５~０．２０％を含む鋼片を、８００~１０００℃の仕上げ温度で熱間圧延したのち、５５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引続き５００℃以下の温度域を１２０℃／ｓ以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却し、３５０~５００℃で巻き取ることにより、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。
　特許文献３に記載された技術によれば、９５％超のベイナイトと不可逆的に生じる５％未満の他の相からなる組織を有し、加工後の伸びフランジ性に優れ、鋼板内材質変動が安定して小さい７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度熱延鋼板が得られるとしている。
特開２００６−２７４３１８号公報 特開昭６３−１４５７４５号公報 特開２００９−２８０９００号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術は、フェライト粒界へのＰの偏析を低減することにより衝撃試験時の破面遷移温度を低下させてものであるため、フェライトが存在しない、あるいは極めて少ない場合には適用が困難である。
　また、特許文献２に記載された技術では、微細フェライトを７０％以上含む組織であるため、６１７ＭＰａまでの高強度化は可能ではあるものの、引張強度：７８０ＭＰａ以上という高強度を安定して確保することは難しく、鋼板強度が不足するという問題があった。
　さらに、特許文献３では、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度は確保できるものの、ベイナイトの組織制御が不十分であるため、自動車用部品として十分な靭性を備えるには至っていないという問題があった。
　上述したとおり、従来、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板では、十分に満足いくほどの靭性の向上を得ることは困難であった。
　本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、引張強度を７８０ＭＰａ以上まで高強度化した場合であっても、優れた靭性を有する高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
　さて、発明者らは、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上で、板厚が４．０~１２ｍｍの高強度熱延鋼板の靭性を改善すべく鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
　主相を微細ベイナイト、具体的には、ベイナイトの分率を９５％超とし、かつベイナイト相の平均粒径を３μｍ以下にすると共に、板厚方向にわたる硬度分布を低減することによって、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上の高強度を保持した上で、靭性が著しく向上することを見出した。
　これは、板厚全体にわたって微細ベイナイトとすることにより、クラックの進展が抑制されると共に、表層での脱炭の影響や、中央偏析の影響による部分的な組織の脆化が抑制されることによって、靭性の有利な向上が達成されるものと考えられる。本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねた末に、完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０４~０．１２％、Ｓｉ：０．５~１．２％、Ｍｎ：１．０~１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５~０．２０％、Ｎ：０．００５％以下およびＴｉ：０．０３~０．１３％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、ベイナイト相の面積率が９５％超で、該ベイナイト相の平均粒径が３μｍ以下であり、表層から５０μｍの位置でのビッカース硬度と板厚１／４位置でのビッカース硬度の差ΔＨｖ１が５０以下で、かつ板厚１／４位置でのビッカース硬度と板厚１／２位置でのビッカース硬度の差ΔＨｖ２が４０以下であり、さらに板厚が４．０ｍｍ以上１２ｍｍ以下で、引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、靭性に優れた高強度熱延鋼板。
２．前記鋼板が、質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１~０．５０％を含有する組成からなることを特徴とする前記１に記載の靭性に優れた高強度熱延鋼板。
３．前記鋼板が、質量％でさらに、Ｎｂ：０．００５~０．１０％、Ｖ：０．００２~０．５０％、Ｍｏ：０．０２~０．５０％、Ｃｒ：０．０３~０．５０％、Ｂ：０．０００２~０．００５０％、Ｃｕ：０．０１~０．５０％、Ｃａ：０．０００５~０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする前記１または２に記載の靭性に優れた高強度熱延鋼板。
４．前記１乃至３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材を、１２００~１３５０℃に加熱したのち、熱間仕上げ圧延を、仕上げ温度：Ａｒ３~（Ａｒ３＋８０℃）、未再結晶温度域での圧下率：４０％以上の条件で行い、熱間圧延終了後、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上の速度で巻取り温度：３００~５００℃まで冷却することを特徴とする、靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度を維持したまま、靭性を向上させた熱延鋼板を安定して得ることができ、産業上極めて有用である。
　また、本発明の高強度熱延鋼板を自動車の構造部品やトラックのフレームに適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ、車体重量を軽減することができ、ひいては環境負荷を低減することが可能となる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明の高強度熱延鋼板において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０４~０．１２％
　Ｃは、高強度化に有効な元素であり、ベイナイトの形成を促進する。また、Ｃを添加することでベイナイト変態点が低下し、ベイナイト組織が微細になるため、靭性の向上にも有効である。そのため、本発明では、Ｃを０．０４％以上含有させるものとする。一方、Ｃ量が０．１２％を超えると粗大なセメンタイトが増加し、靭性が低下するのみならず、溶接性が低下するため、上限は０．１２％とする。なお、好ましくは０．０５％以上０．０９％以下の範囲である。
Ｓｉ：０．５~１．２％
　Ｓｉは、粗大なセメンタイトの生成を抑制することで靭性の向上に寄与する元素であり、この効果を得るためには０．５％以上の添加が必要である。一方、添加量が１．２％を超えると鋼板の表面性状が著しく劣化し、靭性を低下させるのみならず、化成処理性や耐食性の低下を招くので、Ｓｉの上限は１．２％とする。なお、好ましくは０．６％以上１．０％以下の範囲である。
Ｍｎ：１．０~１．８％
　Ｍｎは、高強度化に有効な元素であり、固溶強化により高強度化に寄与するのみならず、焼入れ性を向上させ、ベイナイトの生成を促進することで靭性の向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには１．０％以上の添加が必要である。一方、添加量が１．８％を超えると、中心偏析が顕著になり、靭性が低下する。従って、Ｍｎ量は１．０~１．８％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．２％以上１．５％以下の範囲である。
Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有するが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、靭性や加工性の低下を招く。そのため、本発明では、Ｐは極力低減することが好ましいが、０．０３％までの含有は許容できる。なお、好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ：０．００３％以下
　Ｓは、ＴｉやＭｎと結合して硫化物を形成し、鋼板の靭性を低下させる。そのため、Ｓ量は極力低下することが望ましいが、０．００３％までは許容できる。なお、好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
Ａｌ：０．００５~０．２０％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。一方、含有量が０．２０％を超えると酸化物系の介在物が著しく増加し、靭性を低下させるだけでなく、鋼板の表面疵の原因になる。このため、Ａｌ量は０．００５~０．２０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２~０．０６％の範囲である。
Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、高温でＴｉ等の窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出するが、特にＴｉとは高温で結合し、粗大な窒化物となりやすく、靭性を低下させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。そのため上限を０．００５％とする。なお、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
Ｔｉ：０．０３~０．１３％
　Ｔｉは、オーステナイト粒の微細化に寄与し、最終的に得られる鋼板組織を微細化し、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１３％を超える過剰な含有は、粗大な析出物の増加を招いて、靭性を低下させる。そのため、Ｔｉは０．０３~０．１３％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０５~０．１１％の範囲である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、靭性および強度の改善元素としてＮｉを含有させることができる。
Ｎｉ：０．０１~０．５０％
　Ｎｉは、靭性を向上させるのみならず、焼入れ性を向上させることでベイナイト相を形成しやすくし、高強度化にも寄与する。この効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超える含有はマルテンサイト相が生成しやすくなり、靭性や加工性の低下を招く。そのため、Ｎｉを含有させる場合には０．０１~０．５０％の範囲とすることが好ましい。
　本発明では、さらに、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃｕ，ＣａおよびＲＥＭのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で含有させることもできる。
Ｎｂ：０．００５~０．１０％
　Ｎｂは、焼入れ性を向上させることによりベイナイト相を生成しやすくし、靭性の向上や高強度化に寄与するのみならず、オーステナイト粒の微細化に寄与し、最終的に得られる鋼板組織を微細化することによって、靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかしながら、０．１０％を超える含有は、粗大な析出物が生成しやすくなり、靭性や加工性を低下させる。そのため、Ｎｂを含有させる場合には０．００５~０．１０％の範囲とすることが好ましい。
Ｖ：０．００２~０．５０％
　Ｖは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相を形成しやすくし、靭性の向上と高強度化に寄与する。このような効果を得るためには０．００２％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超える過剰な含有は、粗大な析出物の増加を招いて、靭性や加工性を低下させる。そのため、Ｖを含有させる場合には０．００２~０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５~０．４０％の範囲である。
Ｍｏ：０．０２~０．５０％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させてベイナイト相を形成しやすくし、靭性の向上や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０２％以上の含有を必要とするが、０．５０％を超えて含有するとマルテンサイト相が生成しやすくなり、靭性や加工性の低下を招く。そのため、Ｍｏを含有させる場合には０．０２~０．５０％の範囲とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０３~０．５０％
　Ｃｒは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相を生成しやすくし、靭性の向上や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超えて含有されるとマルテンサイト相が生成しやすくなり、靭性や加工性の低下を招く。そのため、Ｃｒを含有させる場合には０．０３~０．５０％の範囲とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００２~０．００５０％
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制し、また焼入れ性の向上を通じてベイナイト相を生成しやすくし、靭性の向上や高強度化に寄与する。その効果は、０．０００２％以上で得られるが、０．００５０％を超えると加工性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合には０．０００２~０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．０１~０．５０％
　Ｃｕは、固溶元素として、鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性を向上させることでベイナイト相を形成しやすくし、高強度化および靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超える含有は表面性状の低下を招く。そのためＣｕを含有させる場合には０．０１~０．５０％の範囲とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５~０．００５０％
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、靭性に対する硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は０．０００５％以上で得られるが、０．００５０％を超える含有は、介在物等の増加を招き、靭性を低下させるのみならず、表面および内部欠陥なども引き起こす。したがって、Ｃａを含有させる場合には０．０００５~０．００５０％の範囲とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｃａと同様、硫化物の形状を球状化し、靭性に対する硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は０．０００５％以上で得られるが、０．０１００％を超える含有は、介在物等の増加を招き、靭性を低下させるのみならず、表面欠陥や内部欠陥が多発しやすくなる。このため、ＲＥＭを含有させる場合には０．０００５~０．０１００％の範囲とすることが好ましい。
　上記した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
　本発明の鋼板の組織は、ベイナイト相が組織全体に対する面積率で９５％超であり、しかも該ベイナイト相の平均粒径が３μｍ以下である、微細なベイナイト相を主相とする組織とする必要がある。これにより、引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた靭性を兼備する熱延鋼板とすることができる。ベイナイト相の面積率が９５％以下あるいはベイナイト相の平均粒径が３μｍ超えでは、引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度と優れた靭性を兼備することができない。なお、好ましくはベイナイト相：９８％以上、さらに好ましくはベイナイト単相である。また、ベイナイト相の粒径は微細であるほど靭性の向上に効果があるため、この観点から、好ましくは平均粒径：２μｍ以下である。
　なお、主相以外の第２相として、フェライト、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイト、セメンタイトなどが混入する場合があるが、これらは総量で５％以下であれば問題はない。ただし、かかる第２相の平均粒径が大きくなると、主相と第２相との界面からクラックが発生しやすくなり、靭性が低下するので、第２相の平均粒径は３μｍ以下にすることが好ましい。より好ましくは２μｍ以下である。
板厚方向の硬度差
・表層から５０μｍの位置と板厚１／４位置でのビッカース硬度差ΔＨｖ１≦５０
・板厚１／４位置と板厚１／２位置でのビッカース硬度差ΔＨｖ２≦４０
　クラックの発生および進展は材料の最も弱い部分で進行するため、特に本発明が対象とするような、板厚が４．０ｍｍ以上１２ｍｍ以下といった比較的板厚が厚い高強度熱延鋼板では、材質を均一にする、すなわち板厚方向の硬度差を低減することにより、クラックの発生や進展を効果的に抑制して、靭性を向上させることができる。通常、表層では脱炭により軟化する傾向があるが、過度に脱炭してしまうと、靭性が低下するため、表層部と板厚内部の硬度差を一定以下とする必要がある。具体的には、表層から５０μｍの位置と板厚１／４位置でのビッカース硬度差ΔＨｖ１を５０ポイント以下とする必要がある。より好ましくは３０ポイント以下である。また、板厚１／２位置では、鋳造時の中央偏析に起因して硬化し、周囲との硬度差が大きくなると靭性が低下するため、やはり硬度差を一定以下とする必要がある。具体的には、板厚１／４位置と板厚１／２位置でのビッカース硬度差ΔＨｖ２を４０ポイント以下とする必要がある。好ましくは２５ポイント以下である。
　次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
　なお、鋼素材の製造方法については、特に限定されることはなく、上記した組成を有する溶鋼を転炉や電気炉で溶製し、好ましくは真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造等でスラブなどの鋼素材とする常用の方法がいずれも適用可能である。
素材加熱温度：１２００~１３５０℃
　スラブ等の鋼素材中では、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素は、ほとんどが粗大な炭窒化物として存在している。粗大な析出物は靭性を低下させるので、熱間圧延前に一旦固溶させる必要がある。そのためには、１２００℃以上の温度に加熱する必要がある。一方、１３５０℃を超えて加熱すると、スケール発生量が多くなり、スケール噛み込み等により表面品質が劣化する。それ故、鋼素材の加熱温度は１２００~１３５０℃の範囲に限定した。好ましくは１２３０~１３００℃の範囲である。なお、炭窒化物を固溶させる観点からは、１２００℃以上の温度域における滞留時間は１８００ｓ以上とすることが好ましい。
仕上げ温度：Ａｒ３~（Ａｒ３＋８０℃）、未再結晶温度域での圧下率≧４０％
　板厚全体で組織を微細ベイナイトとするためには、熱間仕上げ温度を低温とし、オーステナイト中に歪みを累積させてベイナイトの生成サイトを増加させ、その後、後述する冷却速度で所定の巻取り温度まで冷却する必要がある。すなわち、熱延条件としては、仕上げ温度を（Ａｒ３＋８０℃）以下、かつ、未再結晶温度域での圧下率を４０％以上とすることが重要であり、これにより平均粒径３μｍ以下の微細ベイナイトが得られる。一方、仕上げ圧延温度がＡｒ３未満の場合、フェライト＋オーステナイトの二相域で圧延されるため、圧延後に加工組織が残存し、靭性や加工性が低下する。このため、仕上げ温度はＡｒ３~（Ａｒ３＋８０℃）の範囲に限定する。また、未再結晶温度域での圧下率が４０％に満たないと、十分なベイナイトの微細化が困難となるので、未再結晶温度域での圧下率は４０％以上とする。
　なお、低温かつ圧下率が大きいほど、ベイナイト相の微細化に有効であるため、好ましくは、仕上げ温度は（Ａｒ３＋５０℃）以下、未再結晶温度域での圧下率は５０％以上である。
　ここでいう未再結晶温度域は、例えば、以下の方法で決定することができる。スラブから小片を切出し、実験室にて温度を変えて熱間圧延を行い、熱延鋼板を圧延後直ちに水冷し、水冷した熱延鋼板より組織観察用のサンプルを切出し、鏡面研磨および３％ナイタール腐食により組織を現出させ、オーステナイトの再結晶率を画像解析により調査し、オーステナイトの再結晶率が５０％未満となる温度域を求め、該温度域であれば未再結晶温度域であると言える。
仕上げ温度から巻取り温度までの冷却速度：２５℃／ｓ以上
　組織を微細ベイナイトとするためには、前述した条件で熱間圧延を行ったのち、急速冷却にて所定の巻取り温度まで冷却する必要がある。巻取り温度までの冷却速度が２５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトの生成が著しく進行したり、パーライトが生成して、所望の強度および靭性が得られない。このため、仕上げ温度から巻取り温度までの冷却速度は２５℃／ｓ以上とする。
巻取り温度：３００~５００℃
　巻取り温度が、３００℃を下回ると鋼中に非常に硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトが著しく増加して靭性が低下するために、巻取り温度の下限は３００℃とする。好ましくは３５０℃以上である。一方、５００℃超えでは、巻取り後の脱炭が起こりやすく、表層部分の硬度低下により靭性が低下するだけではなく、表層の組織の粒界に酸化物が生成することによっても靭性が低下する。このため、巻取り温度は５００℃以下とする。低温ほどベイナイト組織が微細になりやすいため、好ましくは４６０℃以下である。
　なお、巻取り後、熱延板には、常法により調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施してスケールを除去してもよい。あるいはさらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や化成処理を施しても良い。
　表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。ついで、これらの鋼素材に対して、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却、巻取りを施し、熱延鋼板とした。
　ここで、Ａｒ３点は、スラブから小片を切り出し、実験室にて、表２に示した加熱および熱間圧延条件と同等の条件にて圧延を行い、圧延後、空冷し、空冷中の鋼板の温度を測定し、得られた冷却曲線を解析して求めた。
　また、未再結晶温度域での圧下率は、実験室にて、表２に示した加熱条件にて圧延を行い、上記の方法にて未再結晶温度域を求め、該未再結晶温度域での総圧下率として求めた。
　得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下に示す方法で、組織分率、粒径、硬度および硬度差を求めた。また、引張り試験により、降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を求め、さらにシャルピー試験により延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求め、靭性を評価した。
・組織分率
　組織分率は、圧延方向に平行な板厚断面について３％ナイタール溶液で組織を現出させ、板厚１／４位置にて走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い３０００倍で３視野撮影し、画像処理により各相の面積率を定量化した。
・各相の粒径
　組織分率の測定に用いた３０００倍のＳＥＭ写真にて、板厚方向に対して４５°の傾きを有する長さ：８０ｍｍの直線を直交するように２本引き、該直線がベイナイト相の各粒と交差する線分の長さをそれぞれ測定して、得られた線分の長さの平均値を求め、ベイナイト相の平均粒径とした。
・引張試験
　引張方向が、圧延方向と直角となるようにＪＩＳ５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した方法で引張試験を行ない、降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を求めた。
・硬度
　圧延方向に平行な板厚断面を鏡面研磨後、マイクロビッカース試験機にて、表層から５０μｍの位置については荷重を０．９８Ｎ（１００ｇｆ）とし、板厚１／４および板厚１／２位置については荷重を４．９Ｎ（５００ｇｆ）として、各位置にて５点測定し、５点中の最大値と最小値を除いた３点の平均値を計算して、各位置の硬度とし、板厚１／４位置と表層から５０μｍ位置との硬度差ΔＨｖ１と板厚１／２位置と板厚１／４位置との硬度差ΔＨｖ２を求めた。
・シャルピー試験
　得られた熱延板から、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように、長さ５５ｍｍ×高さ１０ｍｍ×幅５ｍｍのサブサイズ試験片を採取し、試験片中央に深さ２ｍｍＶノッチを加工して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠してシャルピー試験を行い、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定し、靭性を評価した。ここで、板厚が５ｍｍ超えの熱延板については両面研削にて板厚を５ｍｍとして、サンプルを作製し、板厚が５ｍｍ未満の熱延板については、元厚にてサンプルを作製し、シャルピー試験に供した。なお、このｖＴｒｓ値が−５０℃以下であれば靭性に優れているといえる。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示したとおり、発明例はいずれも、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上で、かつ延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−５０℃以下という、優れた強度と靭性を兼ね備えている。これに対し、比較例は、ＴＳおよびｖＴｒｓの少なくともいずれかが劣っていた。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４~０．１２％、Ｓｉ：０．５~１．２％、Ｍｎ：１．０~１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５~０．２０％、Ｎ：０．００５％以下およびＴｉ：０．０３~０．１３％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、ベイナイト相の面積率が９５％超で、該ベイナイト相の平均粒径が３μｍ以下であり、表層から５０μｍの位置でのビッカース硬度と板厚１／４位置でのビッカース硬度の差ΔＨｖ１が５０以下で、かつ板厚１／４位置でのビッカース硬度と板厚１／２位置でのビッカース硬度の差ΔＨｖ２が４０以下であり、さらに板厚が４．０ｍｍ以上１２ｍｍ以下で、引張強さが７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、靭性に優れた高強度熱延鋼板。
  2. 　前記鋼板が、質量％でさらに、Ｎｉ：０．０１~０．５０％を含有する組成からなることを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた高強度熱延鋼板。
  3. 　前記鋼板が、質量％でさらに、Ｎｂ：０．００５~０．１０％、Ｖ：０．００２~０．５０％、Ｍｏ：０．０２~０．５０％、Ｃｒ：０．０３~０．５０％、Ｂ：０．０００２~０．００５０％、Ｃｕ：０．０１~０．５０％、Ｃａ：０．０００５~０．００５０％およびＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成からなることを特徴とする請求項１または２に記載の靭性に優れた高強度熱延鋼板。
  4. 　請求項１乃至３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼素材を、１２００~１３５０℃に加熱したのち、熱間仕上げ圧延を、仕上げ温度：Ａｒ３~（Ａｒ３＋８０℃）、未再結晶温度域での圧下率：４０％以上の条件で行い、熱間圧延終了後、平均冷却速度：２５℃／ｓ以上の速度で巻取り温度：３００~５００℃まで冷却することを特徴とする、靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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