(57)【要約】  本発明は、自動車用シャーシ部品に適した、優れたロール成形性および優れた伸びフランジ成形性を有する、高強度熱間圧延鋼帯または鋼板、より具体的には、７８０ＭＰａ以上、好ましくは９５０ＭＰａ以上の引張伸びを有し、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労耐性の優れた組合せを有する高強度熱間圧延鋼帯または鋼板、ならびに、該鋼帯または鋼板の製造方法、該鋼帯または鋼板の部品における使用に関する。
2018532045.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板であって、質量％において、
・０．０５〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．７％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
−少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．５％のＳｉ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のＣａ、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含み、
前記鋼帯および鋼板は、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに最大で５％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含む微細構造を有し、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記全体的な微細構造は、少なくとも０．８％のΣ（Ｍ＋ＲＡ）を含み、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％で、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む、
鋼帯または鋼板。
【請求項２】
９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項３】
質量％において、
・少なくとも０．０８％のＣ、および／または、
・少なくとも０．１５％のＭｏ、および／または、
・少なくとも０．２０％のＣｒ、および／または、
・少なくとも０．０２％のＮｂ、
を含む、請求項１または２に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項４】
前記最大Ｃｒ含有量は、１．０％である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項５】
電子線後方散乱回折法により測定した前記微細構造の正規化方位差角度分布（ＭＯＤ）プロファイルにおいて、２０°〜５０°の方位差角度の強度の合計は、最大で０．５０である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項６】
電子線後方散乱回折法により測定した前記微細構造の方位差角度分布（ＭＯＤ）指数は、少なくとも０．４５である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項７】
Ｔｉは、少なくとも０．０１％であり、
【数１】
2018532045.tif 000029
かつ、
【数２】
2018532045.tif 000030
であり、式中、
【数３】
2018532045.tif 000031
である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項８】
Ｔｉは、最大で０．００５％であり、
【数４】
2018532045.tif 000032
かつ、
【数５】
2018532045.tif 000033
かつ、
【数６】
2018532045.tif 000034
である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項９】
Ｔｉは最大で０．００５％であり、
【数７】
2018532045.tif 000035
かつ、
【数８】
2018532045.tif 000036
かつ、
【数９】
2018532045.tif 000037
であり、式中、
【数１０】
2018532045.tif 000038
である、請求項１〜８のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１０】
・少なくとも０．７の降伏比（ＹＲ）、および４０％以上の穴広げ率（λ）、
・少なくとも０．８のＹＲ、および４０％以上のλ、
・少なくとも０．７のＹＲ、および５０％以上のλ、
・少なくとも０．８のＹＲ、および５０％以上のλ、
・少なくとも０．７のＹＲ、および６０％以上のλ、
・少なくとも０．８のＴＲ、および６０％以上のλ、
を有し、
引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２００の式を満たす、
請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１１】
前記鋼帯または鋼板は、上面および／または下面に亜鉛系コーティングが施される、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１２】
７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板の製造方法であって、前記方法は、質量％において、
・０．０５〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．７％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
−少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．５％のＳｉ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のＣａ、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含む、厚板スラブまたは薄板スラブを鋳造する工程、
その後、前記固化したスラブを、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱する工程、
前記鋼スラブを熱間圧延し、前記熱間圧延を、Ａｒ３−温度以上の仕上げ熱間圧延温度で仕上げる工程、
４５０〜６２０℃の温度範囲で、前記熱間圧延した鋼帯または鋼板をコイル化して、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに最大で５％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含み、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記全体的な微細構造は、少なくとも０．８％のΣ（Ｍ＋ＲＡ）を含み、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％で、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む微細構造を製造する工程、
を含む、鋼帯または鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記熱間圧延鋼帯または熱間圧延鋼板を、１０℃／秒以上１５０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記コイル化温度まで冷却する、請求項１２に記載の鋼帯または鋼板の製造方法。
【請求項１４】
前記コイル化された鋼帯または鋼板は、前記コイルを水槽中に浸漬することによる冷却、または水の噴霧による前記コイルの能動的な冷却に供される、請求項１２または１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記鋼帯は、少なくとも０．７のＹＲ、および４０％以上のλを有し、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２０００の式を満たす、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の高強度熱間圧延鋼帯または鋼板から製造した部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のシャーシ部品などに適した、優れたロール成形性および優れた伸びフランジ成形性を有する、高強度熱間圧延鋼帯または鋼板に関し、より具体的には、７８０ＭＰａ以上、好ましくは９５０ＭＰａ以上の引張強度を有し、全伸び、伸びフランジ成形性および耐疲労性の優れた組合せを有する鋼帯および鋼板、該鋼帯または鋼板の製造方法、ならびに部品における該鋼帯または鋼板の使用に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車産業への車両質量の軽量化への継続的な圧力は、費用対効果の高い軽量化対策の実現化を推進している。先進高強度鋼（ＡＨＳＳ）は、その強度を高めることによってダウンゲージし、それによって、安全性の妥協をすることなく、車両質量を軽量化する機会を開拓している。
【０００３】
しかしながら、ＡＨＳＳグレードは、製造ロバスト性および／または稼働中の性能について、課題を呈する可能性がある。特に、硬質低温変態相構成要素および／または島状残留オーステナイトを組み込んだ軟質、延性フェライトからなる微細構造を有する、二相（ＤＰ）鋼または変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼などのＡＨＳＳグレードは、伸びフランジ成形性または製造操作の間のエッジ延性についての問題を有し得る。さらに、ＡＨＳＳ中の様々な相構成要素間の硬度の差が大きいために、周期的負荷の間の耐疲労性について考慮すると、稼働中の耐久性を悪化させる可能性がある。
【０００４】
これらの制限を克服するために、フェライト−ベイナイト（ＦＢ）鋼および複相（ＣＰ）鋼が開発された。これらは、連続加工硬化挙動や良好な均一性や引張伸びを示しながら、ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼よりも改善された伸びフランジ成形性および改善された耐疲労性を示す。しかしながら、最終的なＣＰ微細構造中に、比較的多くの島状マルテンサイトを含む強化機構は、伸びフランジ成形性を犠牲にすることとなり、複合的で複雑な軽量設計に基づいた自動車のシャーシ部品を製造するためには低すぎる伸びフランジ成形性をもたらしかねない。ＣＰ鋼はまた一般的に、成形前には、ＤＰ鋼およびＴＲＩＰ鋼よりも、高い降伏力を示す。
【０００５】
ナノ析出強化単相フェライト高強度鋼は、その冷延伸性および伸びフランジ成形性の優れた組合せが知られており、高い耐疲労性を示す。優れた特性の原因は、延性単相フェライト微細構造であり、これは、（粗）セメンタイト、パーライト、ベイナイト、および／またはマルテンサイトのような硬質相構成要素を含まない。この均質な微細構造は、早発型の応力集中を防ぎ、それにより得られる高い耐損傷性は、高い引張伸びおよび高い穴広げ性の両方をもたらす。残念ながら、これらの鋼は、高い降伏力および高い降伏比を示し、そして巻き取られた状態で、不連続降伏挙動や、塑性変形の局所バンドをもたらす顕著な降伏点伸びを示す。これらのバンドは、外観に悪影響を有する可能性があり、例えば、材料を曲げる場合および／または伸ばす場合、またはロール成形してシャーシ部品を製造する場合などに、耐疲労性を損なう可能性がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、良好な全伸び、伸びフランジ成形性、および耐疲労性と組み合わせて、自動車のシャーシ部品などに適した、優れたロール成形特性および優れた伸びフランジ成形性を有する、高強度鋼を提供することである。
【０００７】
本発明の別の目的は、巻き取られた状態での、良好な全伸び、伸びフランジ成形性、連続降伏挙動への耐疲労性と組み合わせて、自動車のシャーシ部品などに適した、優れたロール成形特性および優れた伸びフランジ成形性を有する、高強度鋼を提供することである。
【０００８】
本発明の別の目的は、良好な全伸び、伸びフランジ成形性、および耐疲労性と、高降伏強度および高降伏比とを組み合わせて、自動車のシャーシ部品などに適した、優れたロール成形特性および優れた伸びフランジ成形性を有する、高強度鋼を提供することである。
【０００９】
本発明の別の目的は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼を提供することである。
【００１０】
本発明の別の目的は、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼を提供することである。
【００１１】
本発明の別の目的は、前記鋼帯または鋼板の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の第一の態様によると、１つ以上のこれらの目的は、７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板であって、質量％において、
・０．０５〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．７％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
−少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．５％のＳｉ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のカルシウム、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含み、
前記鋼帯および鋼板は、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに最大で５％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含む微細構造を有し、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記全体的な微細構造は、少なくとも０．８％のΣ（Ｍ＋ＲＡ）を含み、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％において、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む、鋼帯または鋼板により、達成することができる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明による鋼は、加工硬化を改善し、一方で不連続降伏および降伏点伸びを抑制するのに十分なマルテンサイト（Ｍ）を含む微細構造を有しているが、マルテンサイトを含む硬質な第二の相構成要素の量は、変形時に甚大な応力局在化を促進し、伸びフランジ成形性および／または耐疲労性を悪化させる恐れがある程度には高くはない。さらに、マルテンサイトを組み込むことにより、鋼の強度を向上させるために、結果として制限された、変態硬化剤を使用する可能性を補償するために、高降伏比（ＹＲ＝降伏比＝降伏力／引張強度＝Ｒｐ０．２／Ｒｍ）と組み合わせた高降伏力（Ｒｐ０．２）を提供する、巧みに設計されたマトリックスを実現させる。該マトリックスは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）とベイナイトフェライト（ＢＦ）の混合物からなり、ＰＦとＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、所望によりＴｉおよび／またはＮｂの複合炭化物および／または炭窒化物によって、析出強化されている。ナノメートルサイズの析出物は、所望の強度レベルを達成し、かつ、析出物中にＣを拘束することによって、（粗）セメンタイトまたはパーライトの形成を抑制する。
【００１４】
マトリックスは微細構造全体の少なくとも９５体積％を構成する。マトリックスに組み込まれており、ベイナイトフェライト構成要素の間にあるのは、小さいが、マルテンサイト（Ｍ）および残留オーステナイト（ＲＡ）相構成要素の微細構造全体の少なくとも０．５体積％、最大で５体積％の相当量（すなわち、Σ（Ｍ＋ＲＡ）は、０．５体積％以上５体積％以下である）であり、これによって、穴広げ性（もしくは、伸びフランジ成形性）または耐疲労性が顕著に悪化することなく、不連続降伏および降伏点伸びを抑制する。マトリックスと、小さな島状Ｍおよび／またはＲＡのこの組合せにより、粒状ベイナイトとして識別することができる。一方で連続降伏、他方で良好な穴広げ性および耐疲労性の間の正しいバランスを得るために、Ｍおよび／またはＲＡの量は、最大で５体積％までに限定するべきである。好ましい最小量は、０．８体積％である。好ましい最大量は、４体積％である。Ｖを含むマイクロ合金化元素の析出動力学が、十分な析出硬化を可能にし、穴広げ性を悪化させ得る（粗）セメンタイトおよび／またはパーライトの形成を抑制するのに、依然として十分に速いことを確保することが重要である。これを達成するために、ベイナイト変態を十分に促進することができる、他の合金化元素に加えて十分な量のＭｏおよび所望によりＣｒが必要である。微細構造全体は、マトリックス、ＭおよびＲＡから成り、該マトリックスは、（析出硬化された）ＰＦおよびＢＦから成ることに留意すべきである。したがって、本発明による鋼は、ＰＦ、ＢＦ、ＭおよびＲＡから成る全体的な微細構造を有し、微細構造中、Σ（ＰＦ、Ｍ、ＲＡ）＝１００体積％である。全体的な微細構造は、したがって、他の微細構造構成要素を含まず、特に、粗セメンタイトやパーライトなどの炭素リッチな微細構造構成要素を含まない。しかしながら、本発明による鋼の特性や性能に材料的に影響しない、顕著でない量および／または不可避な量のこれらの他の微細構造構成要素は、許容可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１ａは、主にポリゴナルフェライト特性を有する微細構造のサンプルの方位差角度分布を示し、図１ｂは、主にベイナイト特性を有する微細構造のサンプルの方位差角度分布曲線を示す。
【図２】図２は、ＭＯＤ指数に対してプロットした体積分率ＢＦ（体積％）のグラフを示す。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
一実施形態において、鋼帯または鋼板は、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する。
【００１７】
一実施形態において、鋼帯または鋼板は、質量％で、
・少なくとも０．０８％、および／または、
・少なくとも０．１５％のＭｏ、および／または、
・少なくとも０．１５％、もしくは少なくとも０．２０％のＣｒ、および／または、
・少なくとも０．０２％のＮｂ、
を含む。
【００１８】
一実施形態において、本発明による鋼帯または鋼板の微細構造は、少なくとも０．８％のΣ（Ｍ＋ＲＡ）を含み、および／または、該マトリックスはマトリックスの体積％で、少なくとも６０％のＢＦおよび最大で４０％のＰＦを、好ましくは少なくとも８０％のＢＦおよび最大で２０％のＰＦを含む。
【００１９】
析出強化されたＰＦは、引張伸びを向上することができるため、相当量の析出強化されたＰＦが、マトリックス中で許容され得る。しかしながら、高すぎるＰＦの体積分率は、本発明において避けられるべきである、強度の損失につながり、更に不連続降伏および降伏点伸びを誘発することから、その体積分率は、マトリックスの好ましくは最大６０体積％、より好ましくは最大４０体積％、最も好ましくは最大２０体積％である。
【００２０】
本発明の一実施形態において、電子線後方散乱回折法により測定した微細構造の正規化方位差角度分布（ＭＯＤ）プロファイルにおいて、２０°〜５０°の方位差角度の強度の合計は、最大で０．５０、好ましくは最大で０．４０、より好ましくは最大で０．２０である。
【００２１】
一実施形態において、電子線後方散乱回折法により測定した前記微細構造の方位差角度分布（ＭＯＤ）指数は、少なくとも０．４５、好ましくは少なくとも０．６５、より好ましくは少なくとも０．８５である。
【００２２】
一実施形態において、本発明による鋼帯または鋼板の複合体は、Ｔｉが少なくとも０．０１％である場合、以下の式、
【数１】
2018532045.tif 000003
および
【数２】
2018532045.tif 000004
を満たし、式中、
【数３】
2018532045.tif 000005
である。
【００２３】
好ましくは、
【数４】
2018532045.tif 000006
および
【数５】
2018532045.tif 000007
を満たし、式中、
【数６】
2018532045.tif 000008
である。
【００２４】
これらの式、および以下の式において、元素が、例えばＭｏなどの周期表中で使用される符号で示される場合、これは、式中に質量％のその元素を代入することを意味する。
【００２５】
一実施形態において、本発明による鋼帯または鋼板の組成は、Ｔｉが最大で０．００５％である場合（すなわち、Ｔｉは不可避不純物であり、意図的な合金化元素ではない）は、以下の式、
【数７】
2018532045.tif 000009
および
【数８】
2018532045.tif 000010
および
【数９】
2018532045.tif 000011
を満たす。
好ましくは、
【数１０】
2018532045.tif 000012
および
【数１１】
2018532045.tif 000013
および
【数１２】
2018532045.tif 000014
を満たす。
【００２６】
一実施形態において、本発明による鋼帯または鋼板の組成は、Ｔｉが最大で０．００５％である場合（すなわち、Ｔｉは不可避不純物であり、意図的な合金化元素ではない）は、以下の式、
【数１３】
2018532045.tif 000015
および
【数１４】
2018532045.tif 000016
および
【数１５】
2018532045.tif 000017
を満たし、式中、
【数１６】
2018532045.tif 000018
である。
好ましくは、
【数１７】
2018532045.tif 000019
および
【数１８】
2018532045.tif 000020
および
【数１９】
2018532045.tif 000021
を満たし、式中、
【数２０】
2018532045.tif 000022
である。
【００２７】
一実施形態において、本発明による高強度熱間圧延鋼帯または鋼板は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２０００の式、および以下の（ｉ〜ｖｉ）、
ｉ．    少なくとも０．７のＹＲ、および４０％以上のＨＥＲ、または、
ｉｉ．  少なくとも０．８のＹＲ、および４０％以上のＨＥＲ、または、
ｉｉｉ．少なくとも０．７のＹＲ、および５０％以上のＨＥＲ、または、
ｉｖ．  少なくとも０．８のＹＲ、および５０％以上のＨＥＲ、または、
ｖ．    少なくとも０．７のＹＲ、および６０％以上のＨＥＲ、または
ｖｉ．  少なくとも０．８のＹＲ、および６０％のＢＦおよび次第４０％以上のＨＥＲ、
の内の１つを満たす、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）を有する。
【００２８】
一実施形態において、本発明による鋼帯または鋼板は、上面および／または下面に金属コーティング、好ましくは亜鉛系コーティングが施される。金属コーティングによる熱間圧延鋼帯のコーティングは、例えば、電解析出法により、または、ＨＴＣ−周期の間の温度を、鋼の特性への悪影響を避けることができる程度に低く維持される、ヒートトゥコート（ＨＴＣ）周期における溶融めっきにより、施すことができる。上面および／または下面という用語は、鋼帯の主な表面を指す。
【００２９】
一実施形態において、熱間圧延鋼帯または熱間圧延鋼板の厚さは、少なくとも１．０ｍｍであり、最大５．０ｍｍである。適切な最大厚さは、３．７ｍｍである。好ましくは、厚さは、少なくとも１．２５ｍｍ、および／または最大３．５ｍｍである。適切な最大厚さは、３．２ｍｍである。より好ましくは、厚さは、少なくとも１．５０ｍｍ、および／または最大３．０ｍｍである。
【００３０】
連続降伏は、鋼の有するＡｅ値として規定することができ、最大で０．１％であり、好ましくは０である。好ましくは、ＹＲは、少なくとも０．７０である。
【００３１】
ここで、個々の合金化元素の役割について記載する。全ての組成は、別段の指示がない限り、質量％で記載する。
【００３２】
炭素（Ｃ）を添加して、ＶおよびＭｏ、所望によりＴｉおよび／またはＮｂと、炭化物および／または炭窒化物析出物を形成し、小さいが相当な割合のＭおよび／またはＲＡが、ベイナイトフェライト（ＢＦ）中に組み込まれるのを促進し、これを、粒状ベイナイトマトリックスと定義することができる。このΣ（Ｍ＋ＲＡ）は、０．５体積％以上５体積％以下であり、不連続降伏および降伏点伸びを抑制するために極めて重要であり、鋼帯および鋼板のロール成形性に有益であると考えられる。Ｃの量は、Ｖ、Ｍｏ、および所望によりＴｉおよび／またはＮｂに基づいて、変態温度で、依然として十分に析出硬化が達成される程度に十分な析出反応速度を提供する、十分な量の粒状ベイナイトを促進するのに、十分高い必要がある。同時に、Ｃの量は、少なくとも７８０ＭＰａの引張強度を有する鋼帯または鋼板を達成するのに望ましい析出硬化の量に依存する。更に、これらの相構成要素が存在することにより穴広げ性を低減することができるため、（粗）セメンタイトおよび／またはパーライトの形成を抑制することができる。これは、Ｃの量が、Ｖ、Ｍｏ、および所望によりＴｉおよび／またはＮｂと析出物を形成するのに十分に高くなければならず、セメンタイトおよび／またはパーライトの形成を防ぐのに十分に低くなければならないことを意味する。したがって、Ｃの量は、０．０５％〜０．１４％でなければならない。好ましくは、Ｃの含有量は、少なくとも０．０８％である。
【００３３】
ケイ素（Ｓｉ）は、固溶強化および、セメンタイトおよび／またはパーライトの形成を抑制するのに有益である。パーライトおよび／またはセメンタイトは、伸びフランジ成形性および耐疲労性を低減するため、後者は本発明の課題に極めて関連がある。しかしながら、低いＳｉ含有量は、転動荷重を低減し、スケールの問題を避けるために望ましく、また、鋼帯または鋼板の疲労特性を低減し得る。したがって、Ｓｉ含有量は、０．５％を超えないようにすべきである。適切な最小Ｓｉ含有量は、０．０５％である。適切な最大Ｓｉ含有量は、０．３％である。
【００３４】
マンガン（Ｍｎ）は、マトリックスの固溶強化をもたらし、Ａｒ３−変態温度を下げ、それにより、Ｍｏおよび／またはＣｒなどの他の合金化元素と組み合わせて、ベイナイトマトリックス（ＢＦ）に組み込まれたＭおよび／またはＲＡから構成される粒状ベイナイトを含む、低温変態生成物を細粒化および刺激するために、重要である。さらに、Ｍｎは、変態速度を減速し、これは相間析出に貢献することができ、したがって、析出硬化を最適化するための炭化物および／または窒化炭素の比較的均一で微細な分布に貢献することができる。したがって、Ｍｏ含有量は、少なくとも１．０％とすべきである。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎる場合には、（中心線での）分離につながり、これは、鋼帯または鋼板の打ち抜きまたは切断の際の分裂を促進し、同様に、鋼帯または鋼板の伸びフランジ成形性を害する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１〜２．０％の範囲とすべきである。適切な最小Ｍｎ含有量は、１．２０％である。適切な最大Ｍｎ含有量は、１．９％である。
【００３５】
低い硫黄（Ｓ）含有量は、成形性に有益である。したがって、低いＳ含有量は、高い穴広げ性を得るために必要である。含有物制御のためのカルシウム（Ｃａ）処理が、可鍛性を改善し、ＭｎＳを改良するために望まれ得る。Ｓ含有量は、最大で０．００８％、好ましくは最大で０．００５％とすべきである。カルシウム処理を用いる場合、鋼帯または鋼板のカルシウム含有量は、一般的には、１００ｐｐｍを超えず、通常５〜７０ｐｐｍである。
【００３６】
リン（Ｐ）は、有効な固溶強化元素である。しかしながら、高いレベルでは、Ｐの中心線偏析は、粒子境界への偏析がなされる場合には、打ち抜きの際の分裂を促進し、粒間の開裂を促進し得る。このように、高いＰレベルは、伸びフランジ成形性を害し得る。したがって、Ｐ含有量は、０．０４％以下、好ましくは最大で０．０１％、より好ましくは最大で０．００５％とすべきである。
【００３７】
アルミニウム（Ａｌ）を、脱酸素剤として加え、オーステナイト相中のＡＩＮ析出の存在により、鋼帯または鋼板の再加熱および熱間圧延の間の粒径制御に貢献することができる。鋼をキルドした結果として、Ａｌ（Ａｌ＿ｏｘ）から構成される鋼（Ａｌ＿ｔｏｔ）中のＡｌ含有量は、酸化物（Ａｌ＿ｏｘ）内に結合し、鋼製造および鋳造の間に溶融物から取り除かれず、Ａｌの残渣は、鋼マトリックス中の固溶化された状態で、または窒化アルミニウム析出物としてのいずれかで存在する。鋼マトリックス中の固溶化されたＡｌおよび窒化物析出物として存在するＡｌを、酸に溶解して、その含有量を測定することができ、これは、可溶性アルミニウム（Ａｌ＿ｓｏｌ）として定義される。Ａｌ＿ｓｏｌが高すぎる場合には、伸びフランジ成形性を害する。したがって、Ａｌ＿ｓｏｌの含有量は、最大で０．１％とすべきである。Ａｌ＿ｓｏｌの好ましい量は、鋼中の析出強化元素としてのＶおよびＴｉの存在および含有量に依存する。
【００３８】
高レベルのＮを用いることにより炭化物（ＶＣ）を消費して、窒化物（ＶＮ）および／または炭窒化物（ＶＣＮ）析出の形成を促進することにより、Ｖの析出強化効果を向上することができる。この理由は、それらの低い溶解性に起因するＶＮおよびＶＣＮ析出物が、ＶＣよりも熱的により安定であり、したがって、コイル化の間に粗雑になりにくくなるという事実によりものである。その結果として、ＶＮおよびＶＣＮ析出物のサイズが小さいほど、高い程度の析出強化に貢献する。ＶＮおよびＶＣＮ析出に利用可能なできるだけ多くのＮを有するためには、Ａｌは効果的なＮの捕捉剤であるため、低レベルのＡｌを使用することが推奨される。この場合、最大で０．０７％、最も好ましくは最大で０．０２５％の比較的低いＡｌ＿ｓｏｌレベルを使用することが好ましい。
【００３９】
Ｖに加え、Ｔｉもまた、十分な析出強化を達成するために加えることができる（すなわち、加えられるＴｉの量は、工業的に製造された鋼帯または鋼板中の、典型的な不可避的不純物よりも高い）。そのような場合には、ホットストリップミル中の工業的なスラブ再加熱条件の間に、全く溶解しないか部分的にのみ溶解する、ＴｉＮまたはＴｉＶＮ形成を促進するため、高いＮレベルの使用を避けるべきである。さらに、ＴｉＮは、大きな直方体含有物として析出する傾向があり、これは応力集中部として機能し得、したがって、変形の際の鋼帯または鋼板中のボイドおよび微小なひびの形成のための潜在的な核生成部位を構成し、伸びフランジ成形性および／または耐疲労性の低下につながる。したがって、ＶおよびＴｉの両方を、鋼帯または鋼板の析出強化のために使用する場合には、低レベルのＡｌを使用する必要はない。この場合、０．０２５〜０．１のＡｌ＿ｓｏｌ含有量を使用することが好ましい。
【００４０】
窒素（Ｎ）は、炭化物析出物を消費して炭窒化物析出を促進するための、有益な元素である。したがって、Ｖ析出強化の場合、高レベルのＮは、鋼帯または鋼板のマトリックスの析出強化へのＶの貢献を向上するために有益である。前述したとおり、これは、析出強化のために、Ｖに加えてＴｉも加える場合には、該当しない。高レベルのＴｉおよびＮの組合せは、ＴｉＮおよびＴｉＶＮを促進する。これらの種類の窒化物析出は、オーステナイト相中において比較的低い溶解生成物を有し、したがって、１０５０〜１２５０℃の温度範囲で、工業的なスラブ再加熱の間、全く溶解しないか、または部分的にのみ溶解する。これは、鋼帯または鋼板の最終的な微細構造の析出強化を作るための、ＶおよびＴｉの両方の有効性を低減する。さらに、Ｔｉと組み合わせた高レベルのＮは、前述の大きな直方体ＴｉＮ含有物の形成につながり、これは、成形性および耐疲労性を害する可能性がある。大部分の微粒化のために、任意の中程度の量のＮｂとは別に、Ｔｉを加えずＶを使用する場合、０．０２％という比較的高レベルのＮを使用することが好ましい。Ｖと組み合わせて、析出強化のためにＴｉを加える場合、最大で０．００６％、好ましくは０．０３％、または最も好ましくは最大で０．００１％という比較的低いレベルのＮを使用することが好ましい。
【００４１】
ニオブ（Ｎｂ）は、細粒化を提供し、比較的程度は低いが、いくらかの析出強化を提供する。細粒化は、強度および成形性の間の良好なバランスのために重要であり、改善された耐疲労性に貢献すると考えられる。一方、Ｎｂはまた、熱間圧延の間の再結晶化を抑制し、したがって、高レベルのＮｂは、（非常に）高い圧延荷重につながり得る。本発明中のＮｂの存在は、したがって、任意であり、使用する場合には、０．１％までの量に限られ、好ましくは少なくとも０．０２％、より好ましくは少なくとも０．０３５％である。
【００４２】
バナジウム（Ｖ）は、析出強化を提供する。炭化物および／または炭窒化物析出を含む、微細なＶに基づく析出強化は、高い伸長度および高い穴広げ性と組み合わせて、（粒状）ベイナイト微細構造に基づいて、所望の強度レベルを達成するために、極めて重要である。成形性について、Ｖは、炭化物および／または炭窒化物析出中にＣを実質的に固定するために極めて重要であり、成形性を害する可能性があるベイナイトマトリックス中の（粗）埋没したセメンタイトおよびラス内セメンタイトの形成を抑制するために極めて重要である、マイクロ合金化元素の内の一つである。このためには、最小Ｖ含有量は０．１％である。Ｖが多すぎると、（中心線）偏析につながる可能性があり、鋼帯または鋼板の打ち抜きまたは切断の際に分裂を促進し、鋼帯または鋼板の伸びフランジ成形性の低減を促進する可能性がある。したがって、Ｖ含有量は、０．１０〜０．４０％の範囲とすべきである。適切な最小Ｖ含有量は、少なくとも０．１５％である。適切な最大Ｖ含有量は最大で０．３５％、より好ましくは最大で０．３２％、最も好ましくは最大で０．２５％である。
【００４３】
チタン（Ｔｉ）は、細粒化を析出強化と結びつける。細粒化は、強度と伸長度の間の良好なバランスのために重要である。さらに、Ｔｉ由来の析出強化は、（粒状）ベイナイト微細構造の十分な強化を達成し、したがって、鋼帯または鋼板の所望の降伏力および伸長強度を達成するために、望まれ得る。しかしながら、その使用により、比較的大きな直方体のＴｉＮ含有物の形成につながる可能性があり、これは、特に穴広げ性および／または耐疲労性などの成形性を害する可能性がある。さらに、Ｎｂと同様に、Ｔｉも熱間圧延の間の再結晶化を抑制し、したがって、オーステナイトの熱間圧延の間の十分なオーステナイト微粒化を防ぐ可能性があり、これは、高すぎる圧延荷重につながり得る。したがって、Ｔｉの使用は、本発明においては任意であり、十分な析出強化を達成するために使用する場合には、Ｔｉの適切な範囲は、０．０１〜０．１４％である。適切な最大Ｔｉ含有量は、使用する場合には、０．１２％、より好ましくは０．０８％、または最も好ましくは０．０５％である。適切な最大Ｔｉ含有量は、使用する場合には、０．０２％である。
【００４４】
モリブデン（Ｍｏ）は、セメンタイトおよびパーライトの形成を抑制し、ベイナイト微小構造を促進することにより硬化性をもたらし、特にＣｒ、Ｍｏの使用と組み合わせる場合に、高レベルの温度でのベイナイト微小構造の形成を促進し、従って、比較的高い温度でのコイル化を可能にする。これらの高い温度は、実質的な析出強化を刺激するための十分な析出動態を提供する。炭化物形成剤として、Ｍｏは、本発明において、Ｍｏに加えて、Ｖおよび所望によりＴｉおよび／またはＮｂを含む、複合炭化物および／または炭窒化物析出の形成において、関連性のある役割を果たす。さらに、Ｍｏは、冷却およびコイル化の間の鋼帯または鋼板の、オーステナイトからフェライト（γ→α）変態界面の転移速度を強く抑制し、したがって、相γ→α変態を減速する。高いレベルで用いる場合、これは析出を可能にし、本質的に比較的遅いプロセスであるため相変態を伴い、相間析出を促進する。Ｍｏは、Ｖおよび所望によりＴｉおよび／またはＮｂを含む、炭化物および／または炭窒化物析出の熱的安定性に貢献し、複合炭化物および／または炭窒化物析出が形成された後の、ホットストリップミルにおけるコイル化の間の析出の結晶粒粗大化速度を低減すると考えられる。そのように、Ｍｏは、コイル化の間の析出強化における損失を抑制するのに有益であり、マイクロ合金化元素であるＶ、Ｔｉ、および／またはＮｂのより効率的な使用を可能にする。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０５〜０．７％の範囲とすべきである。適切な最大Ｍｏ含有量は、０．１５％、より好ましくは０．２５％である。好ましくは、Ｍｏ含有量は最大で０．５５％、より好ましくは、最大で０．４５％である。
【００４５】
クロム（Ｃｒ）は、硬化性を提供し、特にＭｎおよびＭｏと組み合わせた場合に、ベイナイト微細構造を促進する。工業に関連する冷却およびコイル化条件下で、ベイナイト微細構造を達成し、さらに炭化物および／または炭窒化物析出に基づく実質的な析出強化を可能にするために、ＭｎおよびＭｏに加えて、Ｃｒの使用も必要とされる可能性がある。この理由は、高レベルのＭｎは、偏析につながる可能性があり、したがって、成形性の低下につながる可能性があるからである。一方、Ｍｏレベルが高すぎる場合には、高い合金コストにつながるため同様に好ましくない。したがって、Ｃｒの使用は、任意であり、使用される場合、０．１〜１．２％の範囲とするべきである。適切な最小Ｃｒの含有量は、０．２０％である。適切な最大Ｃｒ含有量は、１．０％であり、より好ましくは０．７３％であり、さらにより好ましくは０．４５％である。
【００４６】
ホウ素（Ｂ）は、硬化性を提供し、その使用は、本発明には任意である。使用する場合には、Ｂ含有量は、最大で０．００３％とすべきである。
【００４７】
本発明の第二の態様によると、７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板の製造方法であって、前記方法は、質量％において、
・０．０５〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．７％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．５％のＳｉ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のＣａ、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含む、
厚板スラブまたは薄板スラブを鋳造する工程、
その後、前記固化したスラブを、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱する工程、
前記鋼スラブを熱間圧延し、前記熱間圧延を、Ａｒ３−温度以上の仕上げ熱間圧延温度で仕上げる工程、
４５０〜６２０℃の温度範囲で、前記熱間圧延した鋼帯または鋼板をコイル化して、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに最大で５％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含み、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記全体的な微細構造は、少なくとも０．８％のΣ（Ｍ＋ＲＡ）を含み、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％で、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む微細構造を製造する工程、
を含む。好ましくは、コイル化温度は、少なくとも５２０℃および／または最大で６００℃である。
【００４８】
一実施形態において、熱間圧延鋼帯または鋼板は、少なくとも１０℃／秒、最大で１５０℃／秒の平均冷却速度で、コイル化温度まで冷却される。好ましくは、この平均冷却速度は、少なくとも４０℃／秒である。
【００４９】
一実施形態において、コイル化された熱間圧延鋼帯または鋼板は、コイル化後に、該コイルを水相中に浸漬することによるか、またはコイル化後に、例えば、水を噴霧するなどの能動的な冷却により、冷却へ供される。
【００５０】
降伏力もＹＲも実質的に低減することなく、伸びフランジ成形性および／または耐疲労性を損なうことなく、連続的な降伏挙動を実現し、降伏点伸びを抑制するための、少なくとも９５％の析出強化されたＰＦおよびＢＦの混合物（マトリックス）および最大で５％のＭおよび／またはＲＡを含む微細構造を考慮して、合金組成およびランアウトテーブルおよび／またはコイラーについての作業条件を、所望の微細構造を可能にするのと並行して、変態および析出動態が良好に制御され、機能することができるように、設定すべきである。再加熱温度、仕上げ圧延条件、コイル化温度おおび冷却条件の選択された組合せにより、これを達成することができる。
【００５１】
本発明の第三の態様によると、請求項１〜１０および１４のいずれか一項に記載の高強度熱間圧延鋼板を用いた、部品、好ましくは自動車部品、より好ましくはシャーシ部品、または最も好ましくは、圧延形成した自動車部品を提供し、好ましくは、該鋼板は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２０００の式を満たす引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、板厚ｔ（ｍｍ）を有し、好ましくは、前記鋼帯は、以下の（ｉ〜ｖｉ）のいずれか一つを有する。
ｉ．      少なくとも０．７のＹＲおよび４０％以上のλ、または、
ｉｉ．    少なくとも０．８のＹＲおよび４０％以上のλ、または、
ｉｉｉ．  少なくとも０．７のＹＲおよび５０％以上のλ、または、
ｉｖ．    少なくとも０．８のＹＲおよび５０％以上のλ、または、
ｖ．      少なくとも０．７のＹＲおよび６０％以上のλ、または、
ｖｉ．    少なくとも０．８のＹＲおよび６０％以上のλ。
【実施例】
【００５２】
ここで、本発明を以下の非限定的な例によりさらに説明する。
[実施例１]
【００５３】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｅを、表２に示す条件下で熱間圧延し、鋼板１Ａ〜１０Ｅを作製した。引張試験の前に、熱間圧延鋼板を酸洗浄し、実験用圧延に起因する顕著な鋼板の表面粗度を、緩やかな研磨を用いて、約３．５ｍｍの圧延当初の厚さを有する鋼板を表２に示す最終厚さへ薄くすることにより取り除いた。
【００５４】
表２中の鋼板１Ａ〜１０Ｅの報告した引張特性は、ＪＩＳ  Ｎｏ５の引張試験片形状に基づき、ＥＮ  １０００２−１／ＩＳＯ  ６８９２−１（２００９）に従って、圧延方向に平行に引張試験を行った（Ｒｐ０．２＝０．２％オフセットプルーフすなわち０．２％オフセット降伏点、Ｒｍ＝最大抗張力、ＹＲ＝Ｒｐ０．２／最大抗張力で規定される降伏比、Ａ＝引張伸び、ＲｅＨ＝アッパープルーフすなわち上降伏点、ＲｅＬ＝下プルーフすなわち下降伏点、Ａｅ＝降伏点伸び）。伸びフランジ性の基準である穴広げ率λを決定するために、３つの正方形サンプル（９０×９０ｍｍ２のサイズ）を各鋼板から切り出し、続いて、打ち抜きによって１０ｍｍ径の穴をサンプルにあけた。サンプルの穴広げ性試験は、上向きバーリングで行った。６０°の円錐形ポンチを下から押し上げ、厚さ貫通クラックが形成された時点で、穴径ｄｆを測定した。穴広げ率λは、ｄ０＝１０ｍｍの場合に、以下の式を用いて算出した。
【数２１】
2018532045.tif 000023
【００５５】
鋼板１Ａ〜１０Ｅのλを、鋼板２Ａのλを１の数値と設定した、正規化穴広げ率（λＮ）とともに示す。
【００５６】
鋼板１Ａ〜１０Ｅの微細構造を、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて特徴付け、微細構造の一般的な特性を識別し、その相構成と分率を決定する。この目的のために、サンプルの準備、ＥＢＳＤデータ収集、およびＥＢＳＤデータ評価について、以下の手順に従った。
【００５７】
ＥＢＳＤ測定は、導電性樹脂に設置され、機械的に１μｍまで研磨されたサンプルについて、圧延方向に対して平行な断面（ＲＤ−ＮＤ平面）に対して行った。完全に変形の無い表面を得るために、最終研磨工程を、コロイド状シリカ（ＯＰＳ）を用いて行った。
【００５８】
ＥＢＳＤ測定のために使用される走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）は、電解放出銃を備えたツァイスウルトラ５５マシン（ＦＥＧ−ＳＥＭ）、およびＥＤＡＸ  ＰＥＧＡＳＵＳ  ＸＭ  ４  ＨＩＫＡＲＩ  ＥＢＳＤシステムである。鋼板のＲＤ−ＮＤ平面について、ＥＢＳＤスキャンを収集した。サンプルをＳＥＭ中に７０°以下の角度で配置した。加速電圧は、高電流オプションスイッチをオンにした状態で、１５ｋＶであった。スキャン中、１２０μｍの開口部を使用し、作動距離は１７ｍｍであった。スキャン中のサンプルの高傾斜角を安定させるために、ダイナミックフォーカス補正を使用した。
【００５９】
ＥＢＳＤスキャンを、ＴｅｘＳＥＭラボラトリーズ（ＴＳＬ）ソフトウェアＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｉｏｎ  Ｉｍａｇｉｎｇ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）データ収集バージョン７．０．１を用いて記録した。典型的には、以下のデータ収集設定を使用した：スタンダードバックグラウンドサブストラクションと組み合わせた６×６ビニングのＨｉｋａｒｉカメラ。スキャン領域は、全ての場合において、サンプル厚さの１／４の位置に配置し、スキャン領域に非金属含有物が含まれないように留意した。
【００６０】
ＥＢＳＤスキャンサイズは、全ての場合において、刻み幅０．１μｍで、１００×１００μｍであり、スキャン速度は、毎秒８０フレームであった。ＥＢＳＤ測定について、スキャン中、Ｆｅ（α）およびＦｅ（γ）を含めた。データ収集の間に用いたＨｏｕｇｈ設定は以下のとおりであった（約９６のＢｉｎｎｉｎｇパターンサイズ、５の最小ピークカウント、標準へのＨｏｕｇｈタイプ設定、低へのＨｏｕｇｈ分解能設定、９×９のバタフライＣｏｎｖｏｌｕｔｉｏｎ  ｍａｓｋ、０．５のピーク対称性、５の最小ピーク等級、１５の最大ピーク距離）。
【００６１】
ＥＢＳＤスキャンを、ＴＳＬ  ＯＩＭ分析ソフトウェアバージョン７．１．０．×６４を用いて評価した。典型的には、データセットは、測定方向に関して、正しい方向でスキャンを得るために、ＲＤ軸に対して９０°回転させた。標準粒拡張除去を実施した（５°のＧｒａｉｎ  ｔｏｌｅｒａｎｃｅ  ａｎｇｌｅ、５ピクセルの最小粒サイズ、粒が単一拡張反復クリーンアップのための多列を含まなければならない基準を使用）。６００℃でコイル化した鋼板からのサンプルについて、クリーンアップした地点の割合は、典型的には０．５％であり、一方、６３０℃でコイル化した鋼板からのサンプルについて、クリーンアップした地点の割合は、典型的には１％であった。ＥＢＳＤデータの評価における最初の工程は、２つの区分、すなわち、Ｆｅ（α）およびＦｅ（γ）を作ることであった。後者は、残留オーステナイト（ＲＡ）として識別した。次の工程は、Ｆｅ（α）区分を、高い平均画質（ＩＱ）を有するＦｅ（α）区分と低い平均ＩＱを有するＦｅ（α）とに分けることからなる。所与の実験条件を用いて、これはそれぞれ、ＩＱ＞１２５０およびＩＱ≦１２５０である。低いＩＱのＦｅ（α）区分は、マルテンサイト（Ｍ）であると識別された。高いＩＱのＦｅ（α）区分は、ＢＦとＰＦとの混合物であると識別された。
【００６２】
高いＩＱのＦｅ（α）区分の方位差角度分布（ＭＯＤ）指数を、以下の方法を用いて計算した。１°のビニングで５°〜６５°の方位差角度範囲の、全ての境界を含む、正規化された方位差角度分布を、ＴＳＬ  ＯＩＭ分析ソフトウェアを用いて、分割したＥＢＳＤデータセットから計算した。同様に、ランダムに再結晶化されたＰＦの理論的に正規化された方位差角度分布を、測定した曲線と同じ方位差角度範囲およびビニングを用いて計算した。実際に、これは、ＴＳＬ  ＯＩＭ分析ソフトウェアに含まれる、所謂「ＭａｃＫｅｎｚｉｅ」に基づく方位差角度分布である。方位差角度分布の正規化とは、方位差角度分布の下の面積を１と定義することを意味する。ＭＯＤ指数を、次に、図１ａ（上図）および図１ｂ（下図）中の、理論曲線（破線）と実測曲線（実線）との間の面積として定義し、以下により定義することができる。
【数２２】
2018532045.tif 000024
式中、ＭＭＯＤ，ｉは、実測方位差角度分布の角度ｉ（５°〜６５°の範囲）での強度であり、ＲＭＯＤ，ｉは、ランダムに再結晶化されたＰＦの理論的なまたは「ＭａｃＫｅｎｚｉｅ」に基づく方位差角度分布である。
【００６３】
図１ａおよび１ｂ中の実線は、実測方位差角度分布を表し、破線の曲線は、ランダムに再結晶化されたポリゴナルフェライト構造についての、理論的な方位差角度曲線を表す。図１ａは、主にポリゴナルフェライト特性を有する微細構造のサンプルの方位差角度分布を示す。図１ｂは、主にベイナイト特性を有する微細構造のサンプルの方位差角度分布曲線を示す。ＭＯＤ指数は定義により０〜約２で変動し、実測曲線と理論曲線が等しい場合、二つの曲線の間の面積は０であり（ＭＯＤ指数は０となる）、一方、二つの分布曲線の間で（ほとんど）強度重複が無い場合には、ＭＯＤ指数は（ほとんど）２である。
【００６４】
そのため、図１に示されるように、方位差角度分布は、微細構造の性質についての情報を含み、ＭＯＤ指数は、光学顕微鏡などの従来の方法によるよりも、定量的な方法、したがって一義的な方法に基づいて、微細構造の特性を入手するために使用することができる。完全なＰＦ微細構造は、ほとんどの強度が２０°〜５０°の範囲であり、ピーク強度が約４５°である、単峰性方位差角度分布を有する。対照的に、完全なベイナイト微細構造は、５°〜１０°と５０°〜６０°の間にピーク強度と、２０°〜５０°の間に小さい強度とを有する、強い二峰性方位差角度分布を有する。したがって、本実施例における、低いＭＯＤ指数および高い２０°〜５０°ＭＯＤ強度は、主にポリゴナルフェライト微細構造であることの明確な特徴であり、一方、高いＭＯＤ指数および低い２０°〜５０°ＭＯＤ強度は、主にベイナイト微細構造であることの明確な特徴である。
【００６５】
ＢＦ対ＰＦに関してのマトリックスの特徴の定性的評価とは別に、ＭＯＤ指数はまた、ＢＦおよびＰＦの体積分率を量的に決定するためにも用いられた。図２は、ＭＯＤ指数に対してプロットした体積分率ＢＦ（体積％）のグラフを示し、体積分率ＢＦとＭＯＤ指数との間には、直線関係が推測される。０および１００％ＢＦに白丸を有する実線の黒色直線は、ＭＯＤ指数の関数としてのＢＦの量の理論的な関係を示す。しかしながら、発明者らは、１．１〜１．２の範囲のＭＯＤ指数を有する微細構造は、独占的、すなわち１００％ＢＦであるものについては、従来の光学顕微鏡に基づいて、すでに分類できることを見出した。したがって、本実施例において、体積分率ＢＦおよびＭＯＤ指数の間における、１００％ＰＦ型の微細構造は０のＭＯＤ指数を有し、１００％ＢＦ型の微細構造は１．１５のＭＯＤ指数を有するという、より実験に基づいた関係を見出した。この関係は、図２において、０および１００％ＢＦに黒三角を有する破線で示され、以下の式：
ＢＦｍａｔｒｉｘ＝８６．９６×ＭＯＤ  ｉｎｄｅｘ
を満たす。
【００６６】
この場合、ＰＦの量は、以下のように推測される。
ＰＦｍａｔｒｉｘ＝１００−ＢＦｍａｔｒｉｘ
【００６７】
式中、ＢＦｍａｔｒｉｘおよびＰＦｍａｔｒｉｘは、マトリックスの体積パーセントで表される。ＢＦおよびＰＦについての全体の微細構造の全体の体積分率は、以下の式：
ＢＦ＝ＢＦｍａｔｒｉｘ×ｆｍａｔｒｉｘ  および  ＰＦ＝ＰＦｍａｔｒｉｘ×ｆｍａｔｒｉｘ
により、ＢＦｍａｔｒｉｘおよびＰＦｍａｔｒｉｘをスケーリングすることにより計算され、式中、ｆｍａｔｒｉｘは、微細構造全体のパーセントでのマトリックスの体積分率として定義される（すなわち、少なくとも０．９５（すなわち、９５％））。
【００６８】
ここに記載したＥＢＳＤ手順は、前述のＭＯＤ指数および２０°〜５０°のＭＯＤ強度に基づいて、鋼板１Ａ〜１０Ｅの微細構造の特徴を識別するために用いた。さらに、高いＩＱのＦｅ（α）区画を、ポリゴナルフェライトとベイナイトフェライトとの合計区画（ＰＦ＋ＢＦ）を定量化するために用い、低いＩＱのＦｅ（α）区画とＦｅ（γ）区画との合計を、マルテンサイトおよび残留オーステナイト（Ｍ＋ＲＡ）の全区画を定量化するために用いた。鋼板１Ａ〜１０Ｅの算出した分率（ＰＦ＋ＢＦ）、（Ｍ＋ＲＡ）、ＭＯＤ指数、および２０°〜５０°のＭＯＤ強度、ならびに、ＭＯＤ指数にもとづいて決定した全体微細構造の体積パーセントで表されたＢＦおよびＰＦの体積分率を表２に示した。
【００６９】
表２に示された結果は、不連続降伏および降伏点伸びを、表１に示されるように、鋼板Ａ〜Ｅについてのコイル化温度を６３０℃から６００℃へ低下させることにより、効果的に抑制できることを示している。コイル化温度が６３０℃から６００℃へ低下するのに伴い、小さいが相当量のＭ＋ＲＡ区画の増加が実現する。一方、Ｍ＋ＲＡ相構成要素が最終微細構造中にこのように存在することにより、不連続降伏および降伏点伸び（Ａｅ）を効果的に抑制し、連続的な加工硬化反応を促進する。同時に、降伏比（＝ＹＲ）の損失は、組成Ａ〜Ｅを有する鋼板について６３０℃から６００℃へ３０℃コイル化温度を下げることにより最小限に維持し、６００℃のコイル化温度で得られた鋼板１Ａ、３Ｂ、５Ｃ、７Ｄおよび９ＥのＹＲは、典型的には０．７超の値と、比較的高く維持している。
【００７０】
表１および２に示される結果はまた、Ｍｏおよび／またはＣｒが増加することにより、ＭＯＤ指数の増加および２０°〜５０°のＭＯＤ強度の減少につながり、これは、Ｍｏおよび／またはＣｒの増加が、最終微細構造のベイナイト特性の量の増加につながる。０．４９５および０．６５１％という比較的高いＭｏ＋Ｃｒ含有量を有する１Ａおよび３ＢのＭＯＤ指数は、それぞれ０．８７および１．０９であり、一方、約０．３５という相当低いＭｏ＋Ｃｒ含有量を有する５Ｃおよび７Ｄは、それぞれ、０．４９および０．５７という相当低いＭＯＤ指数を有する。よりベイナイト微細構造を促進することとは別に、増加したＭｏおよび／またはＣｒ、したがって向上した硬度はまた、実施例１で用いられる６００℃でのコイル化による最終微細構造中のＭ＋ＲＡ相構成要素の分率の増加につながる。６００℃でのコイル化温度で製造され、０．４９５および０．６５１％という比較的高いＭｏ＋Ｃｒ含有量を有する１Ａおよび３Ｂの微細構造は、それぞれ、約３．６および３．９％のＭ＋ＲＡ相構成要素を含み、一方、６００℃でのコイル化温度で製造され、約０．３５％という相当低いＭｏ＋Ｃｒ含有量を有する５Ｃおよび７Ｄの微細構造は、約１．３および１．６％という相当低いＭ＋ＲＡ分率を含む。これらの結果は、実際に、増加したレベルのＭｏおよび／またはＣｒは、より粒状ベイナイト型の微細構造を促進し、ここで、粒状ベイナイトとは、小さなＭ＋ＲＡ相構成要素を含むＢＦ相構成要素からなる微細構造の型として定義される。実際に、結果は、表１に示される組成Ａ〜Ｅ、ならびにＭｏおよびＣｒレベルを用いて、比較的高いコイル化温度は、既に、実質的にまたは主に（粒状）ベイナイト微細構造を促進することができることを示している。この利益は、また、これらのコイル化温度、析出動態は依然として、Ｎｂ、最も好ましくは、ＶおよびＴｉなどのマイクロ合金化元素を用いて相当な析出硬化を達成し、マトリックスのＢＦまたはＰＦ部分のいずれかの中の、（粗）セメンタイト形成を抑制するために、一方では、（粒状）ベイナイト型微細構造を用いて、高い強化レベルを達成しながら、同時に、析出プロセス中でＣを固定できるようにしている。これは、同様に、高い強度とともに穴広げ性および引張伸びの間のバランスを最適化するのに有利である。
【００７１】
十分なマイクロ合金化添加物の利益、および、炭化物および／または炭窒化物析出プロセス中におけるかなりの程度までのＣの固定は、ベイナイト相構成要素中の（埋没した、およびラス内）セメンタイトの量の低減、および／または、ＰＦ粒間の粒界セメンタイトもしくはパーライトの低減につながるという事実は、以下のように合理的に説明することができる。セメンタイトまたはパーライト構成要素は、変形時の（微小な）ボイド形成の潜在的な各形成部位として機能し得るため、その量を低減することは、引張のびおよび穴広げ率性能の両方へ良い影響を有する（実施例２を参照）。これは、約５５０°以下のコイル化温度で一般的に得られた実質的なまたは主な（粒状）ベイナイト微細構造は、５５０°〜６００°の範囲の高いコイル化温度で、適切なレベルのＭｏおよび／またはＣｒを用いることにより、達成することができ、一方では十分な析出強化を達成し、他方では、炭化物および／または炭窒化物を介してＣを固定し、埋没した、およびラス内セメンタイトを抑制することができるために、析出動態が依然として十分であるという、本発明の主な冶金学的特徴の一つを例示している。これは、引張伸びおよび穴広げ率の両方の観点から、比較的高い強度レベルと高い成形性を組み合わせることが可能である（実施例２を参照）。
【００７２】
１Ａ〜８Ｄ対９Ｅおよび１０Ｅの間の比較は、析出硬化元素Ｖを高レベルのＴｉと置換した場合の、λについての性能の特徴的で顕著な差を示している。Ｔｉ合金は、大きな直方体のＴｉＮ含有物の存在を促進し、一方、打ち抜きおよび／または形成操作の間の応力集中部として機能する可能性があり、微細構造中のボイドおよび／または小さなひびの形成につながる。これらの微細構造の欠陥は、伸びフランジ成形性を損ない、耐疲労性を害する可能性があることである。表２に示される結果は、これを確認している。本発明のＶ合金化した１Ａ〜８Ｄについての穴広げ率λにより表される伸びフランジ成形性は、実質的に、Ｔｉ合金化した鋼板９Ｅ〜１０Ｅのフランジ成形性よりも高い。特に、６００℃という比較的低いコイル化温度を用いる場合、その効果は強い。Ｖ合金化した１Ａ、３Ｂ、５Ｃおよび７Ｄのλの値は、６５〜８０％であり、一方、Ｔｉ合金化した鋼板９Ｅのλはたったの４７％である。これらの結果は、高すぎるＴｉ含有量は、穴広げ性の実質的な低下につながる可能性があり、したがって避けるべきであることを示している。それでもなお、その結果はまた、特に、少なくとも７８０ＭＰａ、好ましくは９５０ＭＰａという高い引張強度が所望される場合には、Ｔｉは潜在的な析出効果剤であることも示している。したがって、Ｔｉは本発明において任意の合金化元素であると考えられ、使用される場合には、その含有量は、最大で０．１４％に限定され、好ましくは、（粗）直方体ＴｉＮ含有物の存在を可能な限り避けるために、低いＮ含有量と組み合わせて使用される。
【００７３】
本実施例の結果は、一方で良好な伸びフランジ成形性と、圧延形成操作のための良好な引張特性との間の最適なバランスを達成するために、実質的に、または主にベイナイトマトリックス、および少量のＭ＋ＲＡ相構成要素を有する微細構造、すなわち、所謂、粒状ベイナイト微細構造は、これらの特性の間で良好なトレードオフを提供し、これらの型の鋼強度鋼を、自動車用シャーシおよびサスペンション用途のために良好な状態にし、このような用途においては、冷延伸性および伸びフランジ性に関連する良好な冷間成形性、ならびに、前述の引張特性に関連する良好な圧延形成特性が重要であることを示している。
【００７４】
[実施例２]
表１に示す化学組成を有する鋼Ｆ〜Ｈを、表３に示す条件下で、約３．５ｍｍの最終厚さまで熱間圧延し、鋼板１Ｆ〜６Ｈを製造した。引張試験の前に、熱間圧延鋼板を酸洗浄した。
【００７５】
表３に報告した１Ｆ〜６Ｈの引張特性は、Ａ５０の引張試験片形状（測定長５０ｍｍ）に基づき、ＥＮ  １０００２−１／ＩＳＯ  ６８９２−１（２００９）に従って、圧延方向に平行に引張試験を行った。表３中に報告した、鋼板１Ｆ〜６Ｈの正規化穴広げ率（λＮ）を、鋼板２ＦのλＮを１の数値と設定した実施例１と同様にして決定した。
【００７６】
１Ｆ〜６Ｈの微細構造を、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて特徴付け、微細構造の一般的な特性を識別し、その相構成と分率を決定する。この目的のために、サンプルの準備、ＥＢＳＤデータ収集、およびＥＢＳＤデータ評価についての手順を実施例１に記載の通りとした。ポリゴナルフェライトおよびベイナイトフェライトを合わせた分率（ＰＦ＋ＢＦ）、ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた分率（Ｍ＋ＲＡ）を、鋼板１Ｆ〜６ＨのＭＯＤ指数および２０°〜５０°ＭＯＤ強度とともに表２に記載し、ＢＦおよびＰＦの体積分率は、ＭＯＤ指数に基づいて決定した全体的な微細構造の体積パーセントにより、表される。
【００７７】
表３中の引張結果は、表３に示される合金ＦおよびＧは、６３０〜６００℃のコイル化温度において、不連続降伏および降伏点の微を抑制し、６００℃の比較的高いコイル化温度で、１〜１．５％に近い低い分率のＭ＋ＲＡ相を含む、実質的に（粒状の）ベイナイト微細構造を促進する。
【００７８】
一方では６００℃でコイル化した１Ｆおよび３Ｇの比較、他方では６００℃でコイル化した５Ｈは、強度および成形性の間のバランスへの微小合金の影響及び重要性を示す。Ｖ合金した１Ｆおよび３Ｇの降伏力および引張強度は、それぞれ、約９６０および１０４５ＭＰａであり、一方、Ｖ合金していない５Ｈの降伏力および引張強度は、それぞれ６４０および７５０ＭＰａである。１Ｆ〜３Ｇ対５Ｈの降伏力および引張強度の差は、約３００ＭＰａである。強度のこの増加は、主に、鋼板１Ａおよび３Ｂについての０．３％のＶの添加によりもたらされている。同時に、１Ｆ、３Ｇおよび５Ｈの報告されているＡ５０引張伸びおよびλＮ値は、３００ＭＰａの強度増加は、穴広げ性の主な損失とは関連していないことを示している。実際、１Ｆおよび３Ｇの０．６２および０．５０のλＮ値はそれぞれ、０．５５のλＮ値を有する５Ｈに近い。さらに、１Ｆおよび３ＧのＡ５０引張伸びも５Ｈと近い。
【００７９】
１Ｆおよび３Ｇの比較的高い穴広げ率は、主に、（粒状）ベイナイト微細構造中のセメンタイト形成が、炭化物および／または炭窒化物析出プロセスにおいてＣが固定されることにより抑制される結果である。セメンタイトは、打ち抜きまたは疲労試験の際にボイドおよびひびの核形成の潜在的部位として機能し得るため、Ｃを完全にまたは部分的に固定するために十分なレベルのマイクロ合金化元素を使用することにより、セメンタイトの量を低減することは、改善された穴広げ率性能および改善された耐疲労性へ貢献する。同様に、これは、自動車用シャーシおよびサスペンション用途のための本発明の鋼板の改善された製造特性に貢献し、耐疲労性について、これらの本発明の鋼板の使用中の性能へ好影響を有する。
【００８０】
これらの見解は、一方では強度、他方では冷延伸性および伸びフランジ性の両方の面で表される成形性の間の優れたトレードオフを可能にする。強度と成形性との間の優れたバランスは、実質的に、または好ましくは、主に、Ｍｏおよび／またはＣｒ添加の適切な使用に起因する（粒状）ベイナイト微細構造が、例えば、５５０〜６００℃の範囲などの比較的高いコイル化温度で形成することができることにより、達成される。このコイル化温度の範囲は、実質的にまたは好ましくは主に（粒状）ベイナイト微細構造に基づいて、少なくとも７８０ＭＰａ、または好ましくは少なくとも９５０ＭＰａで、引張強度レベルを実現するための、実質的な析出強化を得るために、十分な析出動態を依然として可能にしている。
【００８１】
Ｍｏおよび任意のＣｒ添加は、硬度を提供し、小さいが相当量のＭ＋ＲＡ相構成要素を含むベイナイト微細構造を促進するために、極めて重要である。このように、本発明の独創的な鋼板の微細構造は、少なくとも部分的には、粒状ベイナイトとして分類することができる。ＢＦ構成要素間に組み込まれたこれらの第２の島状の相の存在は、不連続降伏および降伏点伸びを抑制し、したがって、比較的高い降伏力および降伏比（ＹＲ）と組み合わせて、連続的な加工硬化挙動を促進するために有益である。しかし、Ｍ＋ＲＡ相構成要素の量は、穴拡張お性が犠牲になり、降伏力の低下につながるため、高すぎることができない。その代わりに、Ｍ＋ＲＡ相構成要素の量は、その分率が、連続的な加工硬化挙動を提供できる程に十分に高く、降伏力および降伏比（ＹＲ）の実質的な損失、ならびに穴広げ性の実質的な低下につながらないように、バランスを取るべきである。最大５％の体積分率が、本発明に必要とされる。好ましくは、Ｍ＋ＲＡ相構成要素の量は、少なくとも０．８％、および／または最大で４％である。
【００８２】
[実施例３]
表１に示す化学組成を有する鋼Ｉ〜Ｌを、表４に示す条件下で、約３．６ｍｍの最終厚さまで熱間圧延し、鋼板１Ｉ〜４Ｌを製造した。引張試験の前に、熱間圧延鋼板を酸洗浄した。
【００８３】
表４に報告した１Ｉ〜４Ｌの引張特性は、Ａ５０の引張試験片形状（測定長５０ｍｍ）に基づき、ＥＮ  １０００２−１／ＩＳＯ  ６８９２−１（２００９）に従って、圧延方向に平行に引張試験を行った。表４中に報告した、鋼板１Ｉ〜４Ｌの穴広げ率（λ）を、実施例１と同様にして決定した。
【００８４】
１Ｉ〜４Ｌの微細構造を、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いて特徴付け、微細構造の一般的な特性を識別し、その相構成と分率を決定する。この目的のために、サンプルの準備、ＥＢＳＤデータ収集、およびＥＢＳＤデータ評価についての手順を実施例１および２に記載の通りとした。ポリゴナルフェライトおよびベイナイトフェライトを合わせた分率（ＰＦ＋ＢＦ）、ならびにマルテンサイトおよび残留オーステナイトを合わせた分率（Ｍ＋ＲＡ）を、鋼板１Ｉ〜４ＬのＭＯＤ指数および２０°〜５０°ＭＯＤ強度とともに表４に記載し、ＢＦおよびＰＦの体積分率は、ＭＯＤ指数に基づいて決定した全体的な微細構造の体積パーセントにより、表される。
【００８５】
この実施例中の全ての鋼は、組成、方法、微細構造、引張特性および穴広げ性の値に関して、本発明の実施例であると考えられる。
【００８６】
【表１】
2018532045.tif 000025
【００８７】
【表２】
2018532045.tif 000026
【００８８】
【表３】
2018532045.tif 000027
【００８９】
【表４】
2018532045.tif 000028
【図１】
2018532045.tif 000039
【図２】
2018532045.tif 000040
【手続補正書】
【提出日】平成29年11月9日(2017.11.9)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板であって、質量％において、
・０．０８〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．４５％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
−少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
・少なくとも０．０５％、最大で０．５％のＳｉ、
・少なくとも０．０１％、最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のＣａ、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含み、
前記鋼帯および鋼板は、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに少なくとも０．８体積％、最大で５体積％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含む微細構造を有し、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％で、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む、
鋼帯または鋼板。
【請求項２】
９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する、請求項１に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項３】
質量％において、
・少なくとも０．１５％のＭｏ、および／または、
・少なくとも０．２０％のＣｒ、および／または、
・少なくとも０．０２％のＮｂ、
を含む、請求項１または２に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項４】
前記最大Ｃｒ含有量は、１．０％である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項５】
電子線後方散乱回折法により測定した前記微細構造の正規化方位差角度分布（ＭＯＤ）プロファイルにおいて、２０°〜５０°の方位差角度の強度の合計は、最大で０．５０である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項６】
電子線後方散乱回折法により測定した前記微細構造の方位差角度分布（ＭＯＤ）指数は、少なくとも０．４５である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項７】
Ｔｉは、少なくとも０．０１％であり、
【数１】
2018532045.tif 000041
かつ、
【数２】
2018532045.tif 000042
であり、式中、
【数３】
2018532045.tif 000043
である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項８】
Ｔｉは、最大で０．００５％であり、
【数４】
2018532045.tif 000044
かつ、
【数５】
2018532045.tif 000045
かつ、
【数６】
2018532045.tif 000046
である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項９】
Ｔｉは、最大で０．００５％であり、
【数７】
2018532045.tif 000047
かつ、
【数８】
2018532045.tif 000048
かつ、
【数９】
2018532045.tif 000049
であり、式中、
【数１０】
2018532045.tif 000050
である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１０】
・少なくとも０．７の降伏比（ＹＲ）、および４０％以上の穴広げ率（λ）、または、
・少なくとも０．８のＹＲ、および４０％以上のλ、または、
・少なくとも０．７のＹＲ、および５０％以上のλ、または、
・少なくとも０．８のＹＲ、および５０％以上のλ、または、
・少なくとも０．７のＹＲ、および６０％以上のλ、または、
・少なくとも０．８のＴＲ、および６０％以上のλ、
を有し、
引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２００の式を満たす、
請求項１〜９のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１１】
前記鋼帯または鋼板は、上面および／または下面に亜鉛系コーティングが施される、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の鋼帯または鋼板。
【請求項１２】
７８０ＭＰａ以上の引張強度、連続降伏挙動、ならびに、全伸び、伸びフランジ成形性、および疲労抵抗の優れた組合せを有する、高強度熱間圧延鋼帯または高強度熱間圧延鋼板の製造方法であって、前記方法は、質量％において、
・０．０８〜０．１４％のＣ、
・１．０〜２．０％のＭｎ、
・０．０５〜０．４５％のＭｏ、
・０．１０〜０．４０％のＶ、
・所望により、以下の１つ以上、
−少なくとも０．１％および／または最大で１．２％のＣｒ、
−少なくとも０．０１％および／または最大で０．１４％のＴｉ、
・少なくとも０．０５％、最大で０．５％のＳｉ、
・少なくとも０．０１％、最大で０．１０％のＮｂ、
・最大で０．０４％のＰ、
・最大で０．００８％のＳ、
・最大で０．１％のＡｌ＿ｓｏｌ、
・最大で０．０２０％のＮ、
・最大で０．００３％のＢ、
・所望により、含有物制御のためのカルシウム処理と一致する量のＣａ、
・残部のＦｅおよび不可避不純物、
を含む、厚板スラブまたは薄板スラブを鋳造する工程、
その後、前記固化したスラブを、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱する工程、
前記鋼スラブを熱間圧延し、前記熱間圧延を、Ａｒ３−温度以上の仕上げ熱間圧延温度で仕上げる工程、
前記熱間圧延鋼帯または熱間圧延鋼板を、１０℃／秒以上１５０℃／秒以下の平均冷却速度で、前記コイル化温度まで冷却する工程、
４５０〜６２０℃の温度範囲で、前記熱間圧延した鋼帯または鋼板をコイル化して、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）およびベイナイトフェライト（ＢＦ）ならびに少なくとも０．８体積％、最大で５体積％のΣ（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の混合物からなるマトリックスを含み、前記ＰＦおよびＢＦは、Ｖおよび／またはＭｏ、ならびに所望により、Ｔｉおよび／またはＮｂの微細な複合炭化物および／または炭窒化物により、析出強化されており、前記マトリックスは、前記マトリックスの体積％で、少なくとも４０％のＢＦ、および最大で６０％のＰＦを含む微細構造を製造する工程、
を含む、鋼帯または鋼板の製造方法。
【請求項１３】
前記コイル化された鋼帯または鋼板は、前記コイルを水槽中に浸漬することによる冷却、または水の噴霧による前記コイルの能動的な冷却に供される、請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記鋼帯は、少なくとも０．７のＹＲ、および４０％以上のλを有し、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＩ）、および板厚ｔ（ｍｍ）は、（ＴＳ×ＥＩ）／ｔ０．２＞１２０００の式を満たす、請求項１〜１１のいずれか一項に記載の高強度熱間圧延鋼帯または鋼板から製造した部品。
【国際調査報告】
2018532045.tif 000051
2018532045.tif 000052
2018532045.tif 000053