JP2015190015A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】曲げ性および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C：0.020％以上0.080％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：1.20％以上2.20％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.040％以上0.080％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下およびCa：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置を、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織とし、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvを50以下とし、鋼板の板厚中央位置を、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織とし、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さを0.1μm以上10μm以下とすることで、曲げ性および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板とする。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C：0.020％以上0.080％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：1.20％以上2.20％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.040％以上0.080％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下およびCa：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置を、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織とし、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvを50以下とし、鋼板の板厚中央位置を、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織とし、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さを0.1μm以上10μm以下とすることで、曲げ性および低温靭性に優れた高強度熱延鋼板とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、パイプラインや油井管、或いは土木・建築等の分野で用いられる鋼管の素材として好適な、曲げ、低温靭性および強度のバランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、コスト削減の観点から、厚板素材のUOE鋼管に代わり熱延鋼板素材の電縫鋼管やスパイラル鋼管のニーズが高まっている。また、構造物の大型化に伴い、鋼管素材の高強度化、大径化、厚肉化のニーズが高まっている。更に、鋼管の使用環境が寒冷地の場合は低温靭性、敷設時または敷設後に変形をする場合には曲げ性が要求される。このような状況下、低温靭性や曲げ性を兼ね備えた鋼管用の高強度熱延鋼板に関しては、数多くの研究が為され、各種技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.5％、Mn：1.0〜2.0％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Al：0.005〜0.045％、Nb：0.005〜0.08％を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片に、所定の条件で加熱、熱間圧延および冷却を施すことで、板厚1/4位置における全組織に対するベイナイト面積率が80％以上である高強度鋼板とする技術が提案されている。そして、特許文献１には、ベイナイト分率が80％以上である鋼板組織とすることにより、強度と低温靭性のバランスに優れた高強度鋼板が得られると記載されている。
また、特許文献２には、高強度熱延鋼板に関し、質量％でC：0.08〜0.25％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.8〜2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とし、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒の平均粒径が、圧延方向に平行な断面で20μm以下で、かつ圧延方向に直交する断面で15μm以下である組織とする技術が提案されている。そして、特許文献２には、ベイナイト相または焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒の平均粒径を上記の如く制御することにより、曲げ性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られると記載されている。
更に、特許文献３には、質量％で、C：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつC、Ti、Nbを(Ti＋(Nb/2))/C<4を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施した後、表面から板厚方向に1mmの位置の平均冷却速度で80℃/s超で、表面から板厚方向に1mmの位置の温度で、Ms点以下の温度域の冷却停止温度まで冷却する第一段の冷却と、30s以下の空冷を行う第二段の冷却とからなる冷却工程を少なくとも２回行い、表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で80℃/s超で所定の冷却停止温度まで冷却する第三段の冷却と、を順次施し、所定の巻取温度で巻き取ることにより、板厚11mm以上の熱延鋼板を製造する技術が提案されている。
また、特許文献３には、上記方法に従い熱延鋼板を製造することで、表面から板厚方向に１mmの位置における組織が焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織のいずれかであり、板厚中央位置における組織がベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とし、体積％で2％以下の第二相からなる組織を有し、表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔHVが50ポイント以下である厚肉高張力熱延鋼板が得られると記載されている。更に、特許文献３には、上記の如く熱延鋼板の組織を板厚方向に均一な組織とすることにより、板厚が11mm以上であり且つ低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板が得られると記載されている。
しかしながら、上記の従来技術ではいずれも、鋼管用素材として好適な高強度熱延鋼板、すなわち高強度であり且つ低温靭性に優れ、更に造管時の成形条件や敷設後の地殻変動などによる変形に耐え得る十分な曲げ性をも兼ね備えた高強度熱延鋼板を得ることは極めて困難である。
特許文献１に提案された技術では、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られるものの、その加工性、特に曲げ性の確保に課題がある。具体的には、曲げ成形時に、鋼板の最表層側において大きな変形を受け、割れ発生などの懸念がある。
特許文献１に提案された技術では、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られるものの、その加工性、特に曲げ性の確保に課題がある。具体的には、曲げ成形時に、鋼板の最表層側において大きな変形を受け、割れ発生などの懸念がある。
特許文献２に提案された技術では、熱延鋼板のC含有量が多く、低温靭性や溶接性を確保できない可能性がある。また、熱延鋼板の引張強さTSが過度に高く、十分な曲げ性が得られない。特許文献３に提案された技術では、熱延鋼板の製造工程、特に熱間圧延後の冷却工程が複雑となり、量産安定性に課題がある。また、鋼板の曲げ性向上には、板厚方向での特性の均一性よりも寧ろ表層特性の均一性の寄与が大きいが、特許文献３に提案された技術では、熱延鋼板のコイル幅、長手方向において、冷却ムラに起因する特性バラツキの懸念がある。そのため、特許文献３に提案された技術では、熱延鋼板の曲げ性の確保に課題がある。
本発明は、従来技術が抱える上記の問題を解決し、鋼管用素材として好適な熱延鋼板、すなわち高強度であり且つ低温靭性に優れ、更に曲げ性にも優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、熱延鋼板の強度を確保しつつ、曲げ性および低温靭性を大幅に向上させる手段について鋭意検討した。
先述のとおり、熱延鋼板の曲げ性向上を図るうえでは、表層特性を均一化することが極めて重要である。また、熱延鋼板の曲げ性向上には、表層をある程度軟質化する必要がある。しかし、熱延鋼板を製造する際には、熱間圧延後の冷却工程において冷却ムラが生じ、板幅方向および長手方向で冷却ムラに起因する特性バラツキが発生する。また、鋼板表層は、板厚中央位置に比べて冷却され易いため、マルテンサイトが生成して硬さが上昇し易い。
先述のとおり、熱延鋼板の曲げ性向上を図るうえでは、表層特性を均一化することが極めて重要である。また、熱延鋼板の曲げ性向上には、表層をある程度軟質化する必要がある。しかし、熱延鋼板を製造する際には、熱間圧延後の冷却工程において冷却ムラが生じ、板幅方向および長手方向で冷却ムラに起因する特性バラツキが発生する。また、鋼板表層は、板厚中央位置に比べて冷却され易いため、マルテンサイトが生成して硬さが上昇し易い。
そこで、本発明者らは先ず、上記冷却ムラを抑制して鋼板表層の特性バラツキを低減するとともに、硬さ上昇を抑制する手段について検討した。その結果、熱延、冷却条件を制御し、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さを10μm以下に抑えて厚さを均一にすることで、熱延鋼板のコイル幅、長手方向に均一な冷却が可能となり、鋼板表層において均一な硬さ特性が得られるという知見を得た。また、熱延、冷却条件を制御し、鋼板表層を微細な焼戻マルテンサイトとすることで、鋼板表層の硬さ上昇が抑制され、靭性低下を伴うことなく曲げ性が向上することを見出した。更に、鋼板内部において残留オーステナイトを活用することにより、延性が向上し、熱延鋼板の曲げ性がより一層向上することを明らかとした。
一方、熱延鋼板の低温靭性を確保するうえでは、鋼板内部を、強度−靭性バランスに優れたベイナイトを主相とする組織とすることが有効である。また、熱延鋼板の高強度化には、鋼板内部においてマルテンサイト相を活用することが有効である。このようにマルテンサイト相を活用すれば、省合金成分で熱延鋼板の高強度化が可能である。また、一般に、残留オーステナイト相およびマルテンサイト相は靭性に好ましくないが、これらの組織分率を最適化し、更にマルテンサイト相の結晶粒径を制御することにより、優れた低温靭性を得ることが可能であることを明らかとした。
本発明は上記の知見に基づき為されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、C：0.020％以上0.080％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：1.20％以上2.20％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.040％以上0.080％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織を有し、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50以下であり、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織を有し、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さが0.1μm以上10μm以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［１］ 質量％で、C：0.020％以上0.080％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：1.20％以上2.20％以下、P：0.001％以上0.020％以下、S：0.0001％以上0.0050％以下、Al：0.005％以上0.050％以下、N：0.0010％以上0.0060％以下、Nb：0.040％以上0.080％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、Ti：0.005％以上0.050％以下、Cr：0.01％以上0.50％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織を有し、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50以下であり、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織を有し、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さが0.1μm以上10μm以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
［２］ 前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］に記載の組成からなる連続鋳造鋳片を、1050℃以上1300℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧力0.1MPa以上10.0MPa以下の高圧水によりデスケーリングを施し、デスケーリング後0.1s以上5.0s以内に仕上げ圧延を開始し、未再結晶温度域での圧下率を40％以上90％以下、仕上げ圧延終了温度を700℃以上900℃以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後1s以上10s以内に冷却を開始し、鋼板表面において、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度を50℃/s以上500℃/s以下、かつ（750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度）/（冷却開始温度から冷却終了温度までの平均冷却速度）≧1.10で200℃以上400℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、パイプラインや油井管、或いは土木・建築等の分野で用いられる鋼管素材として好適な、曲げ、低温靭性に優れた高強度熱延鋼板が従来の熱延設備により得られ、工業的に極めて有用である。
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明高強度熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
まず、本発明高強度熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％（mass％）を意味するものとする。
C ：0.020％以上0.080％以下
Cは、鋼板の強度向上に寄与する。本発明の所望の鋼板強度、例えば650MPa以上の引張強さを確保するには、C含有量を0.020％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.080％を超えると、マルテンサイト相または残留オーステナイト相が過度に生成し、鋼板の靭性または曲げ性に悪影響を及ぼす。したがって、C含有量は0.020％以上0.080％以下とする。好ましくは0.035％以上0.065％以下である。
Cは、鋼板の強度向上に寄与する。本発明の所望の鋼板強度、例えば650MPa以上の引張強さを確保するには、C含有量を0.020％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.080％を超えると、マルテンサイト相または残留オーステナイト相が過度に生成し、鋼板の靭性または曲げ性に悪影響を及ぼす。したがって、C含有量は0.020％以上0.080％以下とする。好ましくは0.035％以上0.065％以下である。
Si：0.05％以上0.50％以下
Siは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与し、その含有量を0.05％以上とすることで強度向上効果が認められる。しかし、Si含有量が0.50％を超えると、鋼板の溶接性が低下する。また、酸化鉄皮膜が厚くなり、鋼板を均一に冷却することが困難となり、曲げ性が低下する。したがって、Si含有量は0.05％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.40％以下である。
Siは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与し、その含有量を0.05％以上とすることで強度向上効果が認められる。しかし、Si含有量が0.50％を超えると、鋼板の溶接性が低下する。また、酸化鉄皮膜が厚くなり、鋼板を均一に冷却することが困難となり、曲げ性が低下する。したがって、Si含有量は0.05％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.40％以下である。
Mn：1.20％以上2.20％以下
Mnは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のベイナイトまたはマルテンサイトを有する鋼板を得るためには、Mn含有量を1.20％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.20％を超えると、中心偏析が顕著になり、鋼板の曲げ性が大幅に低下する。また、Mn含有量が2.20％を超えると、鋼板の低温靭性も低下する。したがって、Mn含有量は1.20％以上2.20％以下とする。好ましくは1.40％以上2.00％以下である。
Mnは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のベイナイトまたはマルテンサイトを有する鋼板を得るためには、Mn含有量を1.20％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.20％を超えると、中心偏析が顕著になり、鋼板の曲げ性が大幅に低下する。また、Mn含有量が2.20％を超えると、鋼板の低温靭性も低下する。したがって、Mn含有量は1.20％以上2.20％以下とする。好ましくは1.40％以上2.00％以下である。
P ：0.001％以上0.020％以下
Pは、鋼板の靭性および溶接性に悪影響を及ぼすため、その含有量が低ければ低いほど好ましいが、0.020％以下であれば許容できる。一方、Pの過度の低減は生産性を阻害するので、P含有量の下限は0.001％とする。
Pは、鋼板の靭性および溶接性に悪影響を及ぼすため、その含有量が低ければ低いほど好ましいが、0.020％以下であれば許容できる。一方、Pの過度の低減は生産性を阻害するので、P含有量の下限は0.001％とする。
S ：0.0001％以上0.0050％以下
Sは、鋼中でMnSとして存在し、延性に悪影響を及ぼし、鋼板の曲げ性を低下させる。S含有量は少なければ少ないほど好ましいが、0.0050％以下であれば許容できる。一方、Sの過度の低減は生産性を阻害するので、S含有量の下限は0.0001％とする。
Sは、鋼中でMnSとして存在し、延性に悪影響を及ぼし、鋼板の曲げ性を低下させる。S含有量は少なければ少ないほど好ましいが、0.0050％以下であれば許容できる。一方、Sの過度の低減は生産性を阻害するので、S含有量の下限は0.0001％とする。
Al：0.005％以上0.050％以下
Alは、脱酸を目的として添加され、0.005％以上の含有で脱酸効果を発現する。一方、Al含有量が0.050％を超えると、介在物として鋼中に存在し、鋼板の曲げ性、靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Al含有量は0.005％以上0.050％以下とする。好ましくは0.020％以上0.045％以下である。
Alは、脱酸を目的として添加され、0.005％以上の含有で脱酸効果を発現する。一方、Al含有量が0.050％を超えると、介在物として鋼中に存在し、鋼板の曲げ性、靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Al含有量は0.005％以上0.050％以下とする。好ましくは0.020％以上0.045％以下である。
N ：0.0010％以上0.0060％以下
Nは、鋼中で窒化物として存在し、0.0060％を超えて含有するとスラブ鋳造時に割れが発生し、また、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。N含有量は少なければ少ないほど好ましいが、その一方で過度の低減は生産性を低下させる。したがって、N含有量は0.0010以上0.0060％以下とする。
Nは、鋼中で窒化物として存在し、0.0060％を超えて含有するとスラブ鋳造時に割れが発生し、また、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。N含有量は少なければ少ないほど好ましいが、その一方で過度の低減は生産性を低下させる。したがって、N含有量は0.0010以上0.0060％以下とする。
Nb：0.040％以上0.080％以下
Nbは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与する。また、Nbは、結晶粒径の細粒化により鋼板の強度向上および靭性向上に寄与する。これらの効果を発現させるために、Nb含有量を0.040％以上とする。一方、Nb含有量が0.080％を超えると、微細析出物量が過度に多くなり、鋼板の靭性が劣化する。したがって、Nb含有量は0.040％以上0.080％以下とする。好ましくは0.050％以上0.070％以下である。
Nbは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与する。また、Nbは、結晶粒径の細粒化により鋼板の強度向上および靭性向上に寄与する。これらの効果を発現させるために、Nb含有量を0.040％以上とする。一方、Nb含有量が0.080％を超えると、微細析出物量が過度に多くなり、鋼板の靭性が劣化する。したがって、Nb含有量は0.040％以上0.080％以下とする。好ましくは0.050％以上0.070％以下である。
Mo：0.01％以上0.50％以下
Moは、焼き入れ性向上を介して鋼板の強度向上に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のマルテンサイトおよび残留オーステナイトを有する鋼板を得るためには、Mo含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Mo含有量が0.50％を超えると、過度にマルテンサイト相が生成し、鋼板の曲げ性および靭性が大幅に低下する。したがって、Mo含有量は0.01％以上0.50％以下とする。好ましくは0.05％以上0.25％以下である。
Moは、焼き入れ性向上を介して鋼板の強度向上に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のマルテンサイトおよび残留オーステナイトを有する鋼板を得るためには、Mo含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Mo含有量が0.50％を超えると、過度にマルテンサイト相が生成し、鋼板の曲げ性および靭性が大幅に低下する。したがって、Mo含有量は0.01％以上0.50％以下とする。好ましくは0.05％以上0.25％以下である。
Ti：0.005％以上0.050％以下
Tiは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与する。その効果の発現には、Ti含有量を0.005％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.050％を超えて過剰になると、鋼板の靭性および溶接性が劣化する。したがって、Ti含有量は0.005％以上0.050％以下とする。好ましくは0.010％以上0.030％以下である。
Tiは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与する。その効果の発現には、Ti含有量を0.005％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.050％を超えて過剰になると、鋼板の靭性および溶接性が劣化する。したがって、Ti含有量は0.005％以上0.050％以下とする。好ましくは0.010％以上0.030％以下である。
Cr：0.01％以上0.50％以下
Crは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のマルテンサイトまたは残留オーステナイトを有する鋼板を得るためには、Cr含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Cr含有量が0.50％を超えると、過剰にマルテンサイトが生成し、鋼板の靭性および曲げ性が大幅に低下する。したがって、Cr含有量は0.01％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.35％以下である。
Crは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。パーライト、フェライト生成を抑制し、後述する所望のマルテンサイトまたは残留オーステナイトを有する鋼板を得るためには、Cr含有量を0.01％以上とする必要がある。一方、Cr含有量が0.50％を超えると、過剰にマルテンサイトが生成し、鋼板の靭性および曲げ性が大幅に低下する。したがって、Cr含有量は0.01％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.35％以下である。
Ca：0.0005％以上0.0050％以下
Caは、板状S介在物の形態を粒状化し、鋼板の曲げ性および靭性の向上に寄与する。この効果の発現には、Ca含有量を0.0005％以上とする必要がある。一方、Ca含有量が0.0050％を超えると、鋼中にCa系介在物が過剰に存在し、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。したがって、Caは0.0005％以上0.0050％以下とする。好ましくは0.0010％以上0.0030％以下である。
Caは、板状S介在物の形態を粒状化し、鋼板の曲げ性および靭性の向上に寄与する。この効果の発現には、Ca含有量を0.0005％以上とする必要がある。一方、Ca含有量が0.0050％を超えると、鋼中にCa系介在物が過剰に存在し、鋼板の曲げ性に悪影響を及ぼす。したがって、Caは0.0005％以上0.0050％以下とする。好ましくは0.0010％以上0.0030％以下である。
以上の成分が基本の成分であるが、本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分に加えて更に、選択元素として必要に応じて、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる１種以上を含有してもよい。
V ：0.001％以上0.100％以下
Vは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与し、その効果の発現にはV含有量を0.001％以上とすることが好ましい。一方、V含有量が0.100％を超えて過剰になると、鋼板の靭性および溶接性が劣化するおそれがある。したがって、Vを含有する場合には、その含有量を0.001％以上0.100％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.020％以上0.070％以下である。
Vは、析出強化により鋼板の強度向上に寄与し、その効果の発現にはV含有量を0.001％以上とすることが好ましい。一方、V含有量が0.100％を超えて過剰になると、鋼板の靭性および溶接性が劣化するおそれがある。したがって、Vを含有する場合には、その含有量を0.001％以上0.100％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.020％以上0.070％以下である。
Cu：0.01％以上0.50％以下
Cuは、鋼板の強度向上に寄与し、この効果を発現させるためにはCu含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量が0.50％を超えると、熱間脆性の要因となる。したがって、Cuを含有する場合には、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.30％以下である。
Cuは、鋼板の強度向上に寄与し、この効果を発現させるためにはCu含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量が0.50％を超えると、熱間脆性の要因となる。したがって、Cuを含有する場合には、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.30％以下である。
Ni：0.01％以上0.50％以下
Niは、鋼板の強度向上および靭性向上に寄与する。このような効果を発現させるためには、Ni含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量は、0.50％を超えても構わないが、0.50％を超えるとその効果が飽和する傾向にある。したがって、Niを含有する場合には、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.30％以下である。
Niは、鋼板の強度向上および靭性向上に寄与する。このような効果を発現させるためには、Ni含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量は、0.50％を超えても構わないが、0.50％を超えるとその効果が飽和する傾向にある。したがって、Niを含有する場合には、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.30％以下である。
B ：0.0001％以上0.0040％以下
Bは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0001％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0040％を超えると、鋼板を溶接する際、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0001％以上0.0040％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005％以上0.0020％以下である。
Bは、焼き入れ性向上を介して鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0001％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0040％を超えると、鋼板を溶接する際、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0001％以上0.0040％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005％以上0.0020％以下である。
なお、本発明の高強度熱延鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばCo、W、Pb、Sn等が挙げられ、これらの元素の含有量はそれぞれ0.0050％以下であれば許容することができる。
次に、本発明高強度熱延鋼板の組織、表層硬さ特性および酸化鉄皮膜厚さの限定理由について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織を有する。また、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50以下である。
本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織を有する。また、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50以下である。
焼戻マルテンサイト相の面積比率：90％以上100％以下
焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径：1.0μm以上5.0μm以下
本発明においては、鋼板表層を、実質的に微細な焼戻マルテンサイト単相組織とし、硬さがある程度抑制された均一な組織とすることで、鋼板の曲げ性向上を図る。鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％未満になると、鋼板表層において焼戻マルテンサイト相と硬さが異なるその他の相が混在し、硬さが不均一となり、鋼板の曲げ性は劣化する。したがって、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率は90％以上100％以下とする。好ましくは95％以上100％以下である。
焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径：1.0μm以上5.0μm以下
本発明においては、鋼板表層を、実質的に微細な焼戻マルテンサイト単相組織とし、硬さがある程度抑制された均一な組織とすることで、鋼板の曲げ性向上を図る。鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％未満になると、鋼板表層において焼戻マルテンサイト相と硬さが異なるその他の相が混在し、硬さが不均一となり、鋼板の曲げ性は劣化する。したがって、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率は90％以上100％以下とする。好ましくは95％以上100％以下である。
また、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が5.0μmを超えると、鋼板の靭性に悪影響を及ぼす。更に、粗大粒が混在することになり、鋼板表層の均一性を阻害し、鋼板の曲げ性にも悪影響を及ぼす。したがって、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径は5.0μm以下とする。一方、上記平均結晶粒径は細かくても構わないが、生産性、コストの観点から下限は1.0μmとする。
なお、鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置における組織は、上記の微細な焼戻マルテンサイト相のほかに、フェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相等を含有し得る。これらの相の合計面積比率は、5％以下とすることが好ましく、3％以下とすることがより好ましく、0％（すなわち焼戻マルテンサイト単相）とすることがより一層好ましい。
板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHv：50以下
本発明においては、鋼板表層の組織を上記の如く実質的に微細な焼戻マルテンサイト単相とし、更に鋼板表層の硬さ分布を均一にすることにより、曲げ性のより一層の向上を図る。鋼板表層の硬さ分布を均一にすることにより、曲げ変形時に鋼板表層において均一な変形が可能となり、優れた曲げ性を確保することができる。鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50を超えると、鋼板表層における硬度ムラが大きくなり、局所的に延性が異なる領域が存在し、鋼板表層が不均一な組織となり、鋼板の曲げ性が劣化する。したがって、上記ΔHvは50以下とする。好ましくは40以下である。
本発明においては、鋼板表層の組織を上記の如く実質的に微細な焼戻マルテンサイト単相とし、更に鋼板表層の硬さ分布を均一にすることにより、曲げ性のより一層の向上を図る。鋼板表層の硬さ分布を均一にすることにより、曲げ変形時に鋼板表層において均一な変形が可能となり、優れた曲げ性を確保することができる。鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50を超えると、鋼板表層における硬度ムラが大きくなり、局所的に延性が異なる領域が存在し、鋼板表層が不均一な組織となり、鋼板の曲げ性が劣化する。したがって、上記ΔHvは50以下とする。好ましくは40以下である。
本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表層において上記の組織および硬さ特性を備えることに加えて、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織を有する。
ベイナイト相の面積比率：90％以上98％以下
本発明においては、鋼板内部の組織を強度−靭性バランスに優れたベイナイト相主体の組織とし、鋼板内部を均一な組織とすることで、鋼板の靭性を確保する。鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％に満たない場合、他の相、例えばベイナイト相より強度が高いマルテンサイト相などが大量に混在し、鋼板の靭性が劣化する。一方、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が98％を超えると、後述する所望のマルテンサイト相や残留オーステナイト相を確保することができず、鋼板の強度や曲げ性が低下する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率は90％以上98％以下とする。好ましくは95％以上97％以下である。
本発明においては、鋼板内部の組織を強度−靭性バランスに優れたベイナイト相主体の組織とし、鋼板内部を均一な組織とすることで、鋼板の靭性を確保する。鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％に満たない場合、他の相、例えばベイナイト相より強度が高いマルテンサイト相などが大量に混在し、鋼板の靭性が劣化する。一方、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が98％を超えると、後述する所望のマルテンサイト相や残留オーステナイト相を確保することができず、鋼板の強度や曲げ性が低下する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率は90％以上98％以下とする。好ましくは95％以上97％以下である。
マルテンサイト相の面積比率：1％以上5％以下
マルテンサイト相は、硬質であり鋼板の強度向上に寄与する。本効果を発揮させるためには、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率を1％以上とする必要がある。一方、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率が5％を超えると、鋼板の靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率は1％以上5％以下とする。好ましくは1.5％以上3.0％以下である。
マルテンサイト相は、硬質であり鋼板の強度向上に寄与する。本効果を発揮させるためには、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率を1％以上とする必要がある。一方、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率が5％を超えると、鋼板の靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の面積比率は1％以上5％以下とする。好ましくは1.5％以上3.0％以下である。
マルテンサイト相の平均結晶粒径：0.5μm以上5.0μm以下
鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の平均結晶粒径が5.0μmを超えると、粗大なマルテンサイト相が粗に分布することになり、鋼板の曲げ性および靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の平均結晶粒径は5.0μm以下とする。好ましくは2.5μm以下である。なお、上記平均結晶粒径は小さければ小さいほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.5μmとする。
鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の平均結晶粒径が5.0μmを超えると、粗大なマルテンサイト相が粗に分布することになり、鋼板の曲げ性および靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、マルテンサイト相の平均結晶粒径は5.0μm以下とする。好ましくは2.5μm以下である。なお、上記平均結晶粒径は小さければ小さいほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.5μmとする。
残留オーステナイト相の面積比率：1％以上5％以下
残留オーステナイト相は、延性向上を通じ、鋼板の曲げ性など加工性向上に寄与する。本効果を発揮するためには、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率を1％以上とする必要がある。一方、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率が5％を超えると、亀裂の伝播経路として働き、鋼板の靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率は1％以上5％以下とする。好ましくは1.5％以上2.5％以下である。
残留オーステナイト相は、延性向上を通じ、鋼板の曲げ性など加工性向上に寄与する。本効果を発揮するためには、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率を1％以上とする必要がある。一方、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率が5％を超えると、亀裂の伝播経路として働き、鋼板の靭性が劣化する。したがって、鋼板の板厚中央位置において、残留オーステナイト相の面積比率は1％以上5％以下とする。好ましくは1.5％以上2.5％以下である。
なお、鋼板の板厚中央位置における組織には、上記したベイナイト相、残留オーステナイト相およびマルテンサイト相のほか、パーライト、セメンタイト等を含んでもよい。パーライト、セメンタイト等の合計面積比率は、3％以下とすることが好ましい。
鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さ：0.1μm以上10μm以下
鋼板表面酸化鉄皮膜の厚みの均一化は、熱間圧延における鋼板の冷却を均一に行うことを通じ、板幅方向に均一な組織を達成し、優れた曲げ性に寄与する。酸化鉄皮膜の厚みが10μmを超えた領域が存在すると、鋼板の冷却を均一に行うことが困難となり、板幅方向における強度が不均一となり、曲げ性が低下する。一方、酸化鉄皮膜は薄ければ薄いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.1μmとする。
鋼板表面酸化鉄皮膜の厚みの均一化は、熱間圧延における鋼板の冷却を均一に行うことを通じ、板幅方向に均一な組織を達成し、優れた曲げ性に寄与する。酸化鉄皮膜の厚みが10μmを超えた領域が存在すると、鋼板の冷却を均一に行うことが困難となり、板幅方向における強度が不均一となり、曲げ性が低下する。一方、酸化鉄皮膜は薄ければ薄いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.1μmとする。
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。
本発明の高強度熱延鋼板は、連続鋳造によって得られた上記組成を有するスラブ（鋳片）を再加熱後、粗圧延、仕上げ圧延を行ったのち、所定の条件にて冷却を行い、所定温度でコイルに巻き取ることにより製造することができる。
本発明の高強度熱延鋼板は、連続鋳造によって得られた上記組成を有するスラブ（鋳片）を再加熱後、粗圧延、仕上げ圧延を行ったのち、所定の条件にて冷却を行い、所定温度でコイルに巻き取ることにより製造することができる。
連続鋳造鋳片の再加熱温度：1050℃以上1300℃以下
連続鋳造鋳片の再加熱温度が1300℃を超えると、加熱中のオーステナイト粒が粗大化する結果、熱延後の最終結晶粒径が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。一方、連続鋳造鋳片の再加熱温度が1050℃未満では、Ti、Nbなど析出強化元素の固溶が不十分となり、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。また、所定の仕上げ圧延終了温度を確保することが困難となる。したがって、上記再加熱温度は1050℃以上1300℃以下とする。好ましくは1100℃以上1250℃以下である。
連続鋳造鋳片の再加熱温度が1300℃を超えると、加熱中のオーステナイト粒が粗大化する結果、熱延後の最終結晶粒径が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。一方、連続鋳造鋳片の再加熱温度が1050℃未満では、Ti、Nbなど析出強化元素の固溶が不十分となり、所望の鋼板強度を確保することが困難となる。また、所定の仕上げ圧延終了温度を確保することが困難となる。したがって、上記再加熱温度は1050℃以上1300℃以下とする。好ましくは1100℃以上1250℃以下である。
熱間圧延は、通常、粗圧延と仕上げ圧延からなるが、本発明において粗圧延の条件は特に限定されない。粗圧延後、以下の条件で高圧水によるデスケーリングを施したのち、以下の条件で仕上げ圧延を施す。
粗圧延後仕上げ圧延前のデスケーリング：衝突圧力0.1MPa以上10.0MPa以下の高圧水
高圧水の衝突圧力が10.0MPaを超えると、鋼板表面の粗度が大きくなり、表面性状が劣化し、曲げ性が低下する。一方、高圧水の衝突圧力が0.1MPa未満では、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、高圧水の衝突圧力は0.1MPa以上10.0MPa以下とする。好ましくは1.0MPa以上8.0MPa以下である。
高圧水の衝突圧力が10.0MPaを超えると、鋼板表面の粗度が大きくなり、表面性状が劣化し、曲げ性が低下する。一方、高圧水の衝突圧力が0.1MPa未満では、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、高圧水の衝突圧力は0.1MPa以上10.0MPa以下とする。好ましくは1.0MPa以上8.0MPa以下である。
デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間：0.1s以上5.0s以内
仕上げ圧延前に適切なデスケーリングを実施しても、時間の経過と共に新たな酸化鉄皮膜が生成する。デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間が5.0秒を超えると、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間は5.0秒以内とする。なお、デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間は短ければ短いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.1秒とする。
仕上げ圧延前に適切なデスケーリングを実施しても、時間の経過と共に新たな酸化鉄皮膜が生成する。デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間が5.0秒を超えると、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間は5.0秒以内とする。なお、デスケーリング後、仕上げ圧延を開始するまでの時間は短ければ短いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は0.1秒とする。
未再結晶温度域での圧下率：40％以上90％以下
仕上げ圧延において、未再結晶温度域での圧下率が40％に満たない場合、圧延再結晶による結晶粒微細化が不十分となり、結晶粒が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。微細粒を得るには未再結晶温度域での圧下率が高いほうが好ましいが、上記圧下率が90％を超えると変形抵抗が高くなり、圧延が困難となる。したがって、仕上げ圧延において、未再結晶温度域での圧下率は40％以上90％以下とする。好ましくは60％以上85％以下である。
仕上げ圧延において、未再結晶温度域での圧下率が40％に満たない場合、圧延再結晶による結晶粒微細化が不十分となり、結晶粒が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。微細粒を得るには未再結晶温度域での圧下率が高いほうが好ましいが、上記圧下率が90％を超えると変形抵抗が高くなり、圧延が困難となる。したがって、仕上げ圧延において、未再結晶温度域での圧下率は40％以上90％以下とする。好ましくは60％以上85％以下である。
仕上げ圧延終了温度：700℃以上900℃以下
仕上げ圧延終了温度が700℃に満たない場合、展伸粒、粗大粒と微細粒の混粒組織となり、組織が不均一となる、または表層においてフェライト相が生成し、所望の面積比率の焼戻マルテンサイト相を得ることが困難となり、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が900℃を超えると、結晶粒が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度は700℃以上900℃以下とする。好ましくは740℃以上840℃以下である。なお、これらの温度は、鋼板表面における温度である。
仕上げ圧延終了後、以下の条件で加速冷却する。
仕上げ圧延終了温度が700℃に満たない場合、展伸粒、粗大粒と微細粒の混粒組織となり、組織が不均一となる、または表層においてフェライト相が生成し、所望の面積比率の焼戻マルテンサイト相を得ることが困難となり、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度が900℃を超えると、結晶粒が粗大化し、鋼板の曲げ性、靭性が劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度は700℃以上900℃以下とする。好ましくは740℃以上840℃以下である。なお、これらの温度は、鋼板表面における温度である。
仕上げ圧延終了後、以下の条件で加速冷却する。
仕上げ圧延終了後、冷却を開始するまでの時間：1s以上10s以内
仕上げ圧延終了後、加速冷却を開始するまでの時間が10秒を超えると、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、仕上げ圧延終了後、加速冷却を開始するまでの時間は10秒以内とする。なお、仕上げ圧延終了後の冷却開始時間は早ければ早いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は1秒とする。
仕上げ圧延終了後、加速冷却を開始するまでの時間が10秒を超えると、鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚みが厚くなり、板幅方向に均一な組織が得られず、曲げ性が低下する。したがって、仕上げ圧延終了後、加速冷却を開始するまでの時間は10秒以内とする。なお、仕上げ圧延終了後の冷却開始時間は早ければ早いほど好ましいが、生産性、コストの観点から下限は1秒とする。
750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度：50℃/s以上500℃/s以下
転位密度の少ないポリゴナルフェライト相およびパーライト相の生成を抑制し、表層では焼戻マルテンサイト相、板厚中央ではベイナイト相を所望量確保して曲げ性と靭性の両立を図るには、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度を50℃/s以上とする必要がある。好ましくは100℃/s以上である。一方、上記温度域における冷却速度は速くても構わないが、平均冷却速度が500℃/sを超えると上記の効果は飽和する傾向にある。
なお、上記温度域および平均冷却速度は、鋼板表面における値である。
転位密度の少ないポリゴナルフェライト相およびパーライト相の生成を抑制し、表層では焼戻マルテンサイト相、板厚中央ではベイナイト相を所望量確保して曲げ性と靭性の両立を図るには、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度を50℃/s以上とする必要がある。好ましくは100℃/s以上である。一方、上記温度域における冷却速度は速くても構わないが、平均冷却速度が500℃/sを超えると上記の効果は飽和する傾向にある。
なお、上記温度域および平均冷却速度は、鋼板表面における値である。
（750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度）/（冷却開始温度から冷却終了温度までの平均冷却速度）≧1.10
本発明においては、加速冷却開始温度から加速冷却終了温度までの平均冷却速度CR2に対し、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度CR1を速くする。
冷却初期の高温域の冷却速度（CR1）を速くすることにより、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板表層の焼戻マルテンサイト相および板厚中央位置のマルテンサイト相を所望の平均結晶粒径に制御し、優れた曲げ性、靭性を得ることができる。このような効果を発現させるためには、上記平均冷却速度CR1およびCR2を、(CR1/CR2)≧1.10となるように制御する必要がある。好ましくは、(CR1/CR2)≧1.12である。なお、これらの平均冷却速度は、鋼板表面における冷却速度である。
本発明においては、加速冷却開始温度から加速冷却終了温度までの平均冷却速度CR2に対し、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度CR1を速くする。
冷却初期の高温域の冷却速度（CR1）を速くすることにより、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板表層の焼戻マルテンサイト相および板厚中央位置のマルテンサイト相を所望の平均結晶粒径に制御し、優れた曲げ性、靭性を得ることができる。このような効果を発現させるためには、上記平均冷却速度CR1およびCR2を、(CR1/CR2)≧1.10となるように制御する必要がある。好ましくは、(CR1/CR2)≧1.12である。なお、これらの平均冷却速度は、鋼板表面における冷却速度である。
冷却停止温度：200℃以上400℃以下
冷却停止温度が400℃を超えると、表層において所望量の焼戻マルテンサイト相を得ることができず、板厚中央位置においても所望量のベイナイト相を得ることができない。一方、冷却停止温度が200℃より低くなると、表層においては所望の焼戻マルテンサイト相が得られるが、板厚中央位置において所望のベイナイト相または残留オーステナイト相が得られない。したがって、冷却停止温度は200℃以上400℃以下とする。好ましくは220℃以上350℃以下である。なお、これらの冷却停止温度は、鋼板表面における温度である。
冷却停止温度が400℃を超えると、表層において所望量の焼戻マルテンサイト相を得ることができず、板厚中央位置においても所望量のベイナイト相を得ることができない。一方、冷却停止温度が200℃より低くなると、表層においては所望の焼戻マルテンサイト相が得られるが、板厚中央位置において所望のベイナイト相または残留オーステナイト相が得られない。したがって、冷却停止温度は200℃以上400℃以下とする。好ましくは220℃以上350℃以下である。なお、これらの冷却停止温度は、鋼板表面における温度である。
巻取り温度：400℃以上600℃以下
巻取り温度が600℃を超えると、ポリゴナルフェライト相およびパーライト相が生成し、鋼板を所望の組織とすることができず、優れた曲げ性、靭性が得られない。一方、巻取り温度が400℃未満の場合、ベイナイト変態が不十分となり、また残留オーステナイト相が残存せず、所望のベイナイト相、残留オーステナイト相の確保が困難となる結果、優れた曲げ性、靭性が得られない。したがって、巻取り温度は400℃以上600℃以下とする。好ましくは460℃以上560℃以下である。なお、これらの巻取り温度は、鋼板表面における温度である。また、冷却停止後の鋼板は、所定時間放置することで、復熱により鋼板表面が冷却停止温度（200℃以上400℃以下）から巻取り温度（400℃以上600℃以下）に昇温する。
巻取り温度が600℃を超えると、ポリゴナルフェライト相およびパーライト相が生成し、鋼板を所望の組織とすることができず、優れた曲げ性、靭性が得られない。一方、巻取り温度が400℃未満の場合、ベイナイト変態が不十分となり、また残留オーステナイト相が残存せず、所望のベイナイト相、残留オーステナイト相の確保が困難となる結果、優れた曲げ性、靭性が得られない。したがって、巻取り温度は400℃以上600℃以下とする。好ましくは460℃以上560℃以下である。なお、これらの巻取り温度は、鋼板表面における温度である。また、冷却停止後の鋼板は、所定時間放置することで、復熱により鋼板表面が冷却停止温度（200℃以上400℃以下）から巻取り温度（400℃以上600℃以下）に昇温する。
表１に示す組成のスラブ（連続鋳造鋳片、肉厚：220mm）を、表２に示す温度に再加熱し、粗圧延後、表２に示す条件でデスケーリングし、表２に示す仕上げ圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取り温度で所定の寸法（幅：1500mm）のコイルに巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下に記載の組織観察、鋼板表面酸化鉄皮膜の厚さ測定、硬さ試験、引張試験、衝撃試験および曲げ試験を実施した。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下に記載の組織観察、鋼板表面酸化鉄皮膜の厚さ測定、硬さ試験、引張試験、衝撃試験および曲げ試験を実施した。
（１）組織観察
熱延鋼板の表面下1.5mm位置、板厚中央位置における組織を、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて各板厚位置で3視野以上観察して撮像し、主相である焼戻マルテンサイト（鋼板表面下1.5mm位置）およびベイナイト（板厚中央位置）、板厚中央位置の第二相であるマルテンサイト、残留オーステナイトの面積比率を測定した。
なお、板厚中央位置における残留オーステナイトの面積比率は、X線回折により求めた。具体的には、熱延鋼板から、板面に平行にX線回折用試験片を採取し、研削および研磨（化学研磨）し、研磨後の試験片表面を鋼板の板厚(1/2)t位置とした。その後、研磨後の試験片について、X線回折装置でMoのKα線を用いてbcc鉄の(200)、(211)、(220)面とfcc鉄の(200)、(220)、(311)面の積分強度を測定し、bcc鉄各面からの積分反射強度に占めるfcc鉄各面からの積分反射強度の強度比を求め、これを残留オーステナイトの面積比率とした。
また、板厚中央位置におけるマルテンサイト面積比率は、走査型電子顕微鏡の画像上で塊状かつ表面が平滑な領域をマルテンサイトと残留オーステナイトの合計とし、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積比率を求め、この合計面積比率からX線回折により求めた残留オーステナイトの面積比率を差し引くことにより求めた。
焼戻マルテンサイト（鋼板表面下1.5mm位置）の平均結晶粒径は、撮像したSEM写真を用いて焼戻マルテンサイトの面積を測定するとともに焼戻マルテンサイトの粒を数え、焼戻マルテンサイトの面積と粒数から平均粒面積aを算出し、粒径d=√aとする求積法により求めた。また、マルテンサイト（板厚中央位置）の平均結晶粒径も上記と同じ手法により求めた。
熱延鋼板の表面下1.5mm位置、板厚中央位置における組織を、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて各板厚位置で3視野以上観察して撮像し、主相である焼戻マルテンサイト（鋼板表面下1.5mm位置）およびベイナイト（板厚中央位置）、板厚中央位置の第二相であるマルテンサイト、残留オーステナイトの面積比率を測定した。
なお、板厚中央位置における残留オーステナイトの面積比率は、X線回折により求めた。具体的には、熱延鋼板から、板面に平行にX線回折用試験片を採取し、研削および研磨（化学研磨）し、研磨後の試験片表面を鋼板の板厚(1/2)t位置とした。その後、研磨後の試験片について、X線回折装置でMoのKα線を用いてbcc鉄の(200)、(211)、(220)面とfcc鉄の(200)、(220)、(311)面の積分強度を測定し、bcc鉄各面からの積分反射強度に占めるfcc鉄各面からの積分反射強度の強度比を求め、これを残留オーステナイトの面積比率とした。
また、板厚中央位置におけるマルテンサイト面積比率は、走査型電子顕微鏡の画像上で塊状かつ表面が平滑な領域をマルテンサイトと残留オーステナイトの合計とし、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積比率を求め、この合計面積比率からX線回折により求めた残留オーステナイトの面積比率を差し引くことにより求めた。
焼戻マルテンサイト（鋼板表面下1.5mm位置）の平均結晶粒径は、撮像したSEM写真を用いて焼戻マルテンサイトの面積を測定するとともに焼戻マルテンサイトの粒を数え、焼戻マルテンサイトの面積と粒数から平均粒面積aを算出し、粒径d=√aとする求積法により求めた。また、マルテンサイト（板厚中央位置）の平均結晶粒径も上記と同じ手法により求めた。
（２）鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さ測定
熱延鋼板表面のうち、酸化鉄皮膜の欠損、剥離、皮膜と地鉄界面に空隙の認められない表面位置における組織を、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて各板厚位置で10視野観察して撮像し、それぞれの像において酸化鉄皮膜の最大厚さを測定し、測定された最大厚さの10点単純平均として求め、これを熱延鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さとした。
熱延鋼板表面のうち、酸化鉄皮膜の欠損、剥離、皮膜と地鉄界面に空隙の認められない表面位置における組織を、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて各板厚位置で10視野観察して撮像し、それぞれの像において酸化鉄皮膜の最大厚さを測定し、測定された最大厚さの10点単純平均として求め、これを熱延鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さとした。
（３）硬さ測定
熱延鋼板の圧延方向断面について、ビッカース硬さ計（試験力9.8N、荷重1kgf）を用いて硬さHvを測定した。測定位置は、熱延鋼板の表面から板厚方向に1.5mmの位置とした。各位置での硬さ測定はN＝5で実施し、得られた測定結果を単純平均して硬さとした。板幅方向測定位置は、片側エッジから25mm位置、板幅方向の1/16、1/8、1/4、1/2、3/4、7/8、15/16位置、および反対側エッジから25mm位置とした。板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvは、測定された硬さの最大値から最小値を差し引くことにより求めた。
熱延鋼板の圧延方向断面について、ビッカース硬さ計（試験力9.8N、荷重1kgf）を用いて硬さHvを測定した。測定位置は、熱延鋼板の表面から板厚方向に1.5mmの位置とした。各位置での硬さ測定はN＝5で実施し、得られた測定結果を単純平均して硬さとした。板幅方向測定位置は、片側エッジから25mm位置、板幅方向の1/16、1/8、1/4、1/2、3/4、7/8、15/16位置、および反対側エッジから25mm位置とした。板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvは、測定された硬さの最大値から最小値を差し引くことにより求めた。
（４）引張試験
熱延鋼板の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、平板状の全厚引張試験片（板厚：全厚、平行部長さ：60mm、ゲージ間距離：50mm、ゲージ部幅：38mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。熱延鋼板の引張強さが650MPa以上である場合を、「高強度熱延鋼板」と評価した。
熱延鋼板の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、平板状の全厚引張試験片（板厚：全厚、平行部長さ：60mm、ゲージ間距離：50mm、ゲージ部幅：38mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。熱延鋼板の引張強さが650MPa以上である場合を、「高強度熱延鋼板」と評価した。
（５）シャルピー衝撃試験
熱延鋼板の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片（長さ55mm×高さ10mm×幅10mm）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性−脆性破面遷移温度（℃）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた延性−脆性破面遷移温度の算術平均を求め、その鋼板の延性−脆性破面遷移温度vTrsとした。vTrsが−80℃以下である場合を「靭性が良好である」と評価した。
熱延鋼板の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片（長さ55mm×高さ10mm×幅10mm）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、延性−脆性破面遷移温度（℃）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた延性−脆性破面遷移温度の算術平均を求め、その鋼板の延性−脆性破面遷移温度vTrsとした。vTrsが−80℃以下である場合を「靭性が良好である」と評価した。
（６）曲げ試験
熱延鋼板の幅1/4位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにJIS Z 2248の1号曲げ試験片を採取し、曲げ半径/板厚＝2.0の180°U曲げ試験を実施した。曲げ外表面を目視で観察し、割れ（クラック、毛割れ）の発生が観察されない場合を「曲げ性が良好である」と評価した。
以上により得られた結果を、表３に示す。
熱延鋼板の幅1/4位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにJIS Z 2248の1号曲げ試験片を採取し、曲げ半径/板厚＝2.0の180°U曲げ試験を実施した。曲げ外表面を目視で観察し、割れ（クラック、毛割れ）の発生が観察されない場合を「曲げ性が良好である」と評価した。
以上により得られた結果を、表３に示す。
表３に示すように、発明例の熱延鋼板は、曲げ性および靭性（低温靭性）がいずれも良好であった。これに対し、比較例の熱延鋼板は、曲げ性および靭性（低温靭性）のいずれか一方、或いは双方において、十分な特性が得られなかった。
Claims (3)
- 質量％で、
C ：0.020％以上0.080％以下、 Si：0.05％以上0.50％以下、
Mn：1.20％以上2.20％以下、 P ：0.001％以上0.020％以下、
S ：0.0001％以上0.0050％以下、 Al：0.005％以上0.050％以下、
N ：0.0010％以上0.0060％以下、 Nb：0.040％以上0.080％以下、
Mo：0.01％以上0.50％以下、 Ti：0.005％以上0.050％以下、
Cr：0.01％以上0.50％以下、 Ca：0.0005％以上0.0050％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、焼戻マルテンサイト相の面積比率が90％以上100％以下かつ該焼戻マルテンサイト相の平均結晶粒径が1.0μm以上5.0μm以下である組織を有し、
鋼板表面から板厚方向1.5mmの位置において、板幅方向のビッカース硬さの変動量ΔHvが50以下であり、
鋼板の板厚中央位置において、ベイナイト相の面積比率が90％以上98％以下、マルテンサイト相の面積比率が1％以上5％以下かつ該マルテンサイト相の平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下、残留オーステナイト相の面積比率が1％以上5％以下である組織を有し、
鋼板表面の酸化鉄皮膜の厚さが0.1μm以上10μm以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。 - 前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下、B：0.0001％以上0.0040％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
- 請求項１または２に記載の組成からなる連続鋳造鋳片を、1050℃以上1300℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧力0.1MPa以上10.0MPa以下の高圧水によりデスケーリングを施し、デスケーリング後0.1s以上5.0s以内に仕上げ圧延を開始し、未再結晶温度域での圧下率を40％以上90％以下、仕上げ圧延終了温度を700℃以上900℃以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後1s以上10s以内に冷却を開始し、鋼板表面において、750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度を50℃/s以上500℃/s以下、かつ（750℃以下650℃以上の温度域の平均冷却速度）/（冷却開始温度から冷却終了温度までの平均冷却速度）≧1.10で200℃以上400℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後400℃以上600℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
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