JP7131687B2 - 熱間圧延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、熱間圧延鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは自動車等の構造部材に使用される熱間圧延鋼板であって、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。一方で、衝突安全性に関する規制の強化により、車体骨格における補強部品の追加などが必要となり、重量の増加につながっている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
しかしながら、鋼板を高強度化するにつれて、一般的には鋼板の成形性が低下し、例えば、延性や穴広げ性（鋼板の伸びフランジ性を表す指標）などの機械的特性が低下するという問題がある。したがって、高強度鋼板の開発においては、これらの機械的特性を低下させずに高強度化を図ることが重要な課題となっている。
特許文献１では、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．４～０．８％、Ｓｉ：０．８～３．０％、Ｍｎ：０．１～０．６％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織が、全組織に対する面積率で、パーライトを８０％以上、残留オーステナイトを５％以上含むとともに、前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．５μｍ以下であり、方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、かつ、円相当直径０．１μｍ以上の炭化物が４００μｍ2当たり５個以下であることを特徴とする高強度高延性鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の高強度高延性鋼板によれば、パーライトを主要組織としつつ、そのラメラ間隔を小さくして降伏強度（ＹＳ）を高めるとともに、有効フェライト粒を微細化することで伸びフランジ性（λ）を高め、さらに残留オーステナイトを分散させることで伸び（ＥＬ）を高めることによって、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）が０．８以上、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）が１４０００ＭＰａ・％以上で、伸びフランジ性（λ）が３５％以上を確保しうると記載されている。
特許文献２では、重量％で、Ｃ：０．６０～１．２０％、Ｓｉ：０．１０～０．３５％、Ｍｎ：０．１０～０．８０％、Ｐ：０よりは大きく０．０３％以下、およびＳ：０よりは大きく０．０３％以下を含み、Ｎｉ：０．２５％以下（０を含む）、Ｃｒ：０．３０％以下（０を含む）、およびＣｕ：０．２５％以下（０を含む）のうちのいずれか一つ以上を含み、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物からなり、かつセメンタイトの幅は０より大きく０．２μｍ以下であり、前記セメンタイトとセメンタイトとの間隔が０よりは大きく０．５μｍ以下である微細パーライト組織を有することを特徴とする高炭素熱延鋼板が記載されている。また、特許文献２では、上記の高炭素熱延鋼板は、微細パーライト組織を有するため、最終製品に耐久性と強度を持たせることができると記載されている。
特許文献３では、成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．３～０．８５％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｒ：２．０～４．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、所定の式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする高強度鋼板が記載されている。また、特許文献３では、上記の高強度鋼板によれば、曲げ加工性に優れ、引張強さ１５００ＭＰａ以上の高強度化を実現することができると記載されている。
特許文献４では、Ｃ含有量が０．８ｍａｓｓ％以下の連続鋳造スラブを、粗圧延して粗バーを製造する工程と、前記粗バーを、（Ａｒ3変態点－２０）℃以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造する工程と、前記仕上圧延後の鋼帯を、５００～８００℃の温度まで１２０℃／ｓｅｃを超える冷却速度で一次冷却する工程と、前記一次冷却後の鋼帯を、１～３０ｓｅｃの間放冷する工程と、前記放冷後の鋼帯を、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で二次冷却する工程と、前記二次冷却後の鋼帯を、６５０℃以下の巻取温度で巻き取る工程とを有する薄鋼板の製造方法が記載されている。また、特許文献４では、上記の製造方法によれば、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な種々の強度レベルを有する薄鋼板が得られると記載されている。
特許文献５では、質量％で、Ｃ：０．７０～０．９５％、Ｓｉ：０．０５～０．４％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．００５～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．００６％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、及び、Ｎ：０．００１～０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ、組織が、観察組織１ｍｍ2当り１００個以上のボイドを有することを特徴とする軟質高炭素鋼板が記載されている。また、特許文献５では、上記の構成を有することで、打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板を提供することができると記載されている。加えて、特許文献５では、上記の軟質高炭素鋼板を得るために、熱延鋼板を所定の条件下で冷却、巻取り、酸洗した後、軟質化箱焼鈍を施すことを含む製造方法が教示されている。
特開２０１６－０９８４１４号公報 特表２０１１－５３０６５９号公報 特開２０１１－０９９１３２号公報 特開２００１－１６４３２２号公報 特開２０１１－０１２３１６号公報
特許文献１では、Ｃｒを含有しないかまたは比較的少ない量でＣｒを含有する鋼材を熱間圧延し、次いで冷間圧延した後、所定の熱処理を行うことによって鋼板が製造されている。しかしながら、このような成分組成および製造方法では、パーライトの平均ラメラ間隔を必ずしも十分に小さくすることはできず、それゆえ特許文献１に記載の高強度高延性鋼板では、機械的特性の向上に関して依然として改善の余地があった。
特許文献２に記載の高炭素熱延鋼板は、特許文献１に記載の高強度高延性鋼板の場合と同様に、Ｃｒを含有しないかまたは比較的少ない量でしかＣｒを含有していない。また、特許文献２では、上記のとおり、微細パーライト組織を有するため、最終製品に耐久性と強度を持たせることができると記載されているものの、具体的な引張強度については開示されていない。加えて、特許文献２では、他の機械的特性、例えば、延性や穴広げ性などの機械的特性の向上という観点からは何ら十分な検討がなされていない。
特許文献３では、引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されているものの、穴広げ性などの機械的特性の向上という観点からは何ら十分な検討がなされていない。実際、特許文献３に記載の高強度鋼板は、焼鈍炉によるパーライト化処理によってパーライト組織を主相とする鋼片を調製した後、これに圧延率が９０％以上の冷間圧延を施すことにより製造されているが、このような製造方法の場合、上記の冷間圧延によってパーライト中の層状セメンタイトの向きが圧延方向に揃ったミクロ組織が形成されることになる。しかしながら、このようなミクロ組織は穴広げ性を低下させるため、特許文献３に記載の高強度鋼板では、自動車用鋼板に使用するのに適した穴広げ性を達成することは困難である。
また、自動車部品などの加工では、プレス機械による打抜き工程が含まれることが多いが、とりわけ、高強度鋼板を打抜き加工する場合には、鋼板の高強度化に起因して打抜き端面において割れ（打抜き割れ）が発生し易いという問題がある。一方、特許文献１～４では、高強度鋼板の打抜き性を改善するという観点からも何ら十分な検討はなされていない。
これに関連して、特許文献５では、上記のとおり打抜き性に優れた軟質高炭素鋼板を提供することができると記載されているものの、特許文献５では、当該軟質高炭素鋼板を得るための熱処理として軟質化箱焼鈍を行っているため、炭化物が球状化し、微細なラメラ組織を得ることはできない。したがって、特許文献５に記載の軟質高炭素鋼板では、機械的特性の向上に関して依然として改善の余地があった。
そこで、本発明は、新規な構成により、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧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、上記目的を達成するために、熱間圧延鋼板の化学組成および組織について検討した。その結果、本発明者らは、熱間圧延鋼板の組織を優れた強度－延性バランスを持つパーライトを主体とし、それに加えて当該パーライトのミクロ組織を適切に制御することが重要であることを見出した。より具体的には、本発明者らは、パーライトを熱間圧延鋼板中に面積率で９０％以上含有させることで延性を担保し、一方で残留オーステナイトを含めないことで打抜き性を担保することができ、それに加えてパーライトブロック（パーライトを構成するフェライトの結晶方位が揃った領域に相当）を微細化することで局部変形時の亀裂の発生を抑制して穴広げ性を担保することができ、さらにはパーライト分率９０％以上を保ったまま当該パーライトのラメラ間隔を微細化することによって延性および穴広げ性を損なわずに熱間圧延鋼板の高強度化を図ることができることを見出し、本発明を完成させた。パーライトのラメラ間隔の微細化による熱間圧延鋼板の高強度化は、延性および穴広げ性の向上とは競合しないため、上記のように組織を制御することで、より高い強度においても優れた延性および穴広げ性を達成することが可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき完成したものであり、具体的には下記のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５０～１．００％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０～２．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、
疑似パーライト：０～１０％、および
初析フェライト：０～１％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、
前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、および
Ｍｏ：０．０１～０．５０％
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｖ：０．０１～１．００％、および
Ｔｉ：０．０１～１．００％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００５～０．０１００％を含むことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％
の１種または２種を含むことを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
（５）９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
（６）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板をＡｅ１点まで４０～８０℃／秒の平均冷却速度で一次冷却し、次いでＡｅ１点から巻取温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で二次冷却する工程、並びに
前記鋼板を５４０～７００℃の巻取温度で巻き取る工程
を含むことを特徴とする、熱間圧延鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができる。
パーライト、疑似パーライトおよび初析フェライトを示す参考図である。
＜熱間圧延鋼板＞
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５０～１．００％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．５０～２．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、面積率で、
パーライト：９０～１００％、
疑似パーライト：０～１０％、および
初析フェライト：０～１％であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、
前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴としている。
まず、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板およびその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。以下の説明において、熱間圧延鋼板およびスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．５０～１．００％］
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．５０％以上とする。Ｃ含有量は０．５３％以上、０．５５％以上、０．６０％以上または０．６５％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると、セメンタイトが析出し、十分なパーライト分率が得られない場合があるかまたは延性や溶接性が低下する場合がある。このため、Ｃ含有量は１．００％以下とする。Ｃ含有量は０．９５％以下、０．９０％以下、０．８５％以下、０．８０％以下または０．７５％以下であってもよい。また、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板では、鋼中の全Ｃ量（Ｃ含有量）に対する固溶Ｃ量（Ｃ含有量からセメンタイトとして析出するＣ量を差し引いた量）の割合は一般的に５０％未満である。より具体的には、冷間圧延において高い圧下率で強加工を行った場合には、固溶Ｃ量が増加することがあるものの、このような冷間圧延を行わない本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板では、固溶Ｃ量の割合は一般的に５０％よりもかなり低く、例えば３０％以下、２０％以下または１０％以下である。
［Ｓｉ：０．０１～０．５０％］
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であると化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き性が悪化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上もしくは０．１５％以上であってもよく、および／または０．４５％以下、０．４０％以下もしくは０．３０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．５０～２．００％］
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になるとミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０～２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．７０％以上もしくは０．９０％以上であってもよく、および／または１．９０％以下、１．７０％以下、１．５０％以下もしくは１．３０％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるため、０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下または０．０３０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上とする。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００６０％以下または０．００１０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、好ましくは０．０００１％以上とする。
［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。しかし、Ａｌ含有量が過剰であると介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は０％であってもよいが、０．００５％以上または０．０１０％以上であるのが好ましい。一方、Ａｌ含有量は０．０８０%以下、０．０５０％以下または０．０４０％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害する。しかし、Ｎ含有量が過剰になるとその効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下または０．００５０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量の下限を設ける必要はなく０％であってもよいが、Ｎ含有量を０．００１０％未満に低減するには製鋼コストが嵩む。そのため、Ｎ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
［Ｃｒ：０．５０～２．００％］
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化させる効果を持ち、これによって鋼板の強度を担保することができる。このような効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量の下限を０．５０％、好ましくは０．６０％とする。一方、Ｃｒを過剰に添加することにより疑似パーライトやベイナイトといった組織が出現しやすくなり、パーライト分率９０％以上とすることが困難となる。そのため、Ｃｒ含有量の上限を２．００％、１．５０％、１．２５％好ましくは１．１５％とする。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板およびその製造に用いるスラブの基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該熱間圧延鋼板およびスラブは、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量の下限は０％である。
［Ｃｕ：０～１．００％］
Ｃｕは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下または０．６０％以下であるのが好ましく、０．４０％以下または０．２５％以下がより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
［Ｎｉ：０～１．００％］
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下または０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下または０．３０％以下がより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
［Ｍｏ：０～０．５０％］
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が過剰であると、強度増加に伴う靱性の低下が顕著となる。したがって、Ｍｏの含有量は０．５０％以下または０．４０％以下であるのが好ましく、０．２０％以下または０．１０％以下がより好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～１．００％］
［Ｔｉ：０～１．００％］
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与するため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すると、多量の炭化物が生成し、鋼板の靱性を低下させる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下または０．０８％以下が好ましく、０．０５％以下がより好ましく、Ｖ含有量は１．００％以下または０．８０％以下が好ましく、０．５０％以下または０．２０％以下がより好ましく、Ｔｉ含有量は１．００％以下または０．５０％以下とすることが好ましく、０．２０％以下または０．０４％以下がより好ましい。一方、Ｎｂ、ＶおよびＴｉ含有量の下限値は、いずれの元素も０．０１％または０．０３％であってよい。
［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を赤める効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると、効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００２０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
［Ｃａ：０～０．００５０％］
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかし、その含有量が過剰であると効果が飽和して原料コストが嵩む。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４０％以下または０．００３０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
［ＲＥＭ：０～０．００５０％］
ＲＥＭは微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に添加すると逆に溶接性は悪化する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下または０．００４０％以下であるのが好ましい。上記効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。なお、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板において、上述成分以外の残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、熱間圧延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の組織の限定理由について説明する。
［パーライト：９０～１００％］
鋼板の金属組織をパーライトが主体の組織とすることによって、高い強度を保ちながらも延性および穴広げ性の優れた鋼板とすることが可能となる。パーライトが面積率で９０％未満であると、延性が確保できないかおよび／または組織の不均一性のために穴広げ性を確保できない。そのため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織中のパーライト含有量は、面積率で９０％以上とし、好ましくは９５％以上、９６％以上、９７％以上、９８％以上または９９％以上であり、１００％であってもよい。
［疑似パーライト：０～１０％］
［初析フェライト：０～１％］
パーライト以外の残部組織は０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それは疑似パーライトおよび初析フェライトのうち少なくとも１種からなる。残部組織を疑似パーライトおよび初析フェライトのうち少なくとも１種から構成すること、すなわち残部組織に残留オーステナイトを含めないことで良好な打抜き性を担保することが可能である。本発明において、「疑似パーライト」とは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散するパーライトに対して、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織を言うものであり、一部にラメラ状のセメンタイトを含有していてもよい。また、本発明において、「初析フェライト」とは、熱間圧延後の冷却段階において初晶として析出した実質的にセメンタイトを含まない、すなわち結晶粒内のセメンタイトの分率が面積率で１％未満のフェライトを言うものである（例えば、図１（ｃ）の参考図を参照）。なお、疑似パーライトは面積率で０～１０％とし、例えば面積率で８％以下、６％以下、４％以下、３％以下、２％以下、または１％以下であってもよい。初析フェライトは面積率で０～１％とし、例えば面積率で０．８％以下または０．６％以下であってもよい。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板においては、金属組織中に残留オーステナイト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマルテンサイトが存在しないかまたは実質的に存在しない。「実質的に存在しない」とは、これらの組織の面積率が合計でも０．５％未満であることを意味する。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。
［パーライトの平均ラメラ間隔：０．２０μｍ以下］
パーライト（ただし、前記の疑似パーライトを除く。）の平均ラメラ間隔は、鋼板の強度と強い相関を持ち、平均ラメラ間隔が小さいほど高い強度が得られる。さらに、同一成分であれば平均ラメラ間隔が小さいほど鋼板の穴広げ性が向上する。平均ラメラ間隔が０．２０μｍ超では引張強度９８０ＭＰａ以上もの強度が得られないかおよび／または穴広げ性が低下するため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板における金属組織中のパーライトの平均ラメラ間隔は０．２０μｍ以下、好ましくは０．１５μｍ以下または０．１０μｍ以下とする。なお、パーライトの平均ラメラ間隔の下限値は、特に限定されないが、例えば０．０５μｍまたは０．０７μｍであってもよい。
［パーライトの平均パーライトブロック径：２０．０μｍ以下］
パーライトブロックとは、パーライト（ただし、前記の疑似パーライトを除く。）を構成するフェライトの結晶方位が揃った領域に相当するものである。ここで、パーライトの平均パーライトブロック径は、鋼板の局部延性および靱性と相関を持ち、平均パーライトブロック径が小さいほど穴広げ性が向上する。平均パーライトブロック径が２０．０μｍ超では穴広げ性が劣化してしまうため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の金属組織中の平均パーライトブロック径は２０．０μｍ以下とし、好ましくは１８．０μｍ以下であり、より好ましくは１６．０μｍ以下である。なお、パーライトの平均パーライトブロック径の下限値は、特に限定されないが、例えば３．０μｍ、５．０μｍまたは７．０μｍであってもよい。
［パーライトおよび残部組織の認定方法および測定方法］
パーライトおよび残部組織の分率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。倍率は５０００倍（測定領域：８０μｍ×１５０μｍ）とし、得られた組織写真から点算法を用いてセメンタイトが層状となっている領域をパーライトと認定し（例えば、図１（ａ）の参考図を参照）、その分率を算出する。一方、フェライト相とセメンタイトが層状に分散するのではなく、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織の場合には、疑似パーライト（例えば、図１（ｂ）の参考図を参照）と認定してその分率を算出する。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。また、塊状またはフィルム状の鉄系炭化物であって、円相当直径が３００ｎｍ以上である領域を初析セメンタイトと認定する。図１（ａ）又は（ｂ）のような組織である場合、観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイト又は鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイト又は鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。初析フェライトと残留オーステナイトは共に内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｂｃｃ構造の組織を初析フェライトと判定し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
［平均ラメラ間隔の測定方法］
平均ラメラ間隔は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。倍率は５０００倍（測定領域：８０μｍ×１５０μｍ）とし、セメンタイト層が組織写真の紙面に対して垂直に横切っている箇所を１０個以上選択する。ピクラール腐食液で腐食させて測定することにより、深さ方向の情報が得られるため、セメンタイト層を垂直に横切っている箇所がわかる。そのような箇所を１０個以上選択して測定することにより、それぞれの箇所でラメラ間隔Ｓを求め、それらの平均をとることで平均ラメラ間隔とする。各箇所でのラメラ間隔の測定方法は以下のとおりとする。まず、セメンタイト層を１０～３０本横切るようにセメンタイト層に対して垂直に直線を引き、その直線の長さをＬとする。またその直線が横切るセメンタイト層の数をＮとする。このとき、当該箇所でのラメラ間隔Ｓは、Ｓ＝Ｌ／Ｎによって求められる。
［平均パーライトブロック径の測定方法］
平均パーライトブロック径はＥＢＳＤを用いて測定する。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、観察面を鏡面研磨し、ＥＢＳＤを用いて鉄の結晶方位を測定し、結晶粒界を求める。結晶粒界は結晶方位が１５°変化する境界と定義する。測定領域は１００μｍ×２００μｍ、測定点間隔は０．２μｍピッチとする。最後に、上記結晶粒界によって囲まれる領域の面積から円相当直径を求め、測定領域内におけるすべての結晶粒について算出された円相当直径のＡｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎ法による平均値を平均パーライトブロック径と定義する。
［機械的特性］
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強度、具体的には９８０ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。引張強度を９８０ＭＰａ以上とするのは、自動車における車体の軽量化の要求を満足させるためである。引張強度は、好ましくは１０５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１１００ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強度は１５００ＭＰａ以下、１４００ＭＰａ以下または１３００ＭＰａ以下であってよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い延性を達成することができ、より具体的には１３％以上、好ましくは１５％以上、より好ましくは１７％以上の全伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、全伸びは３０％以下または２５％以下であってよい。さらに、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、優れた穴広げ性を達成することができ、より具体的には４５％以上、好ましくは５０％以上、より好ましくは５５％以上の穴広げ率を達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、穴広げ率は８０％以下または７０％以下であってよい。引張強度および全伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。一方、穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ２２５６（２０１０）に準拠して穴広げ試験を行うことで測定される。
［板厚］
本発明の実施形態に係る熱間熱延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下もしくは４．０ｍｍ以下であってもよい。
＜熱間圧延鋼板の製造方法＞
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の製造方法は、上で説明した化学組成を有するスラブを１１００℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板をＡｅ１点まで４０～８０℃／秒の平均冷却速度で一次冷却し、次いでＡｅ１点から巻取温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で二次冷却する工程、並びに
前記鋼板を５４０～７００℃の巻取温度で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［スラブの加熱工程］
まず、上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１００℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。なお、使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
［熱間圧延工程］
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
（仕上げ圧延）
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における出側温度は８２０～９２０℃に制御される。仕上げ圧延の出側温度が９２０℃超であると、オーステナイトが粗大化して最終製品の前記平均パーライトブロック径の条件（すなわち２０．０μｍ以下）を満たさなくなる。そのため、仕上げ温度の出側温度の上限は９２０℃、好ましくは９００℃、さらに好ましくは８８０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度に下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となりうる。そのため、仕上げ圧延の出側温度の下限を８２０℃とする。
［冷却工程］
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、一次冷却および二次冷却に細分化される。
（Ａｅ１点まで４０～８０℃／秒の平均冷却速度で一次冷却）
一次冷却においては、上記の仕上げ圧延の出側温度から、４０～８０℃／秒の平均冷却速度でＡｅ１点まで冷却する。上記温度までの平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、初析フェライトおよび／または初析セメンタイトが析出し、上記パーライト分率の目標値（９０％以上）が達成できなくなるおそれがある。一次冷却の平均冷却速度は４３℃／秒以上または４５℃／秒以上であってもよい。一方、平均冷却速度が高くなりすぎると、鋼板を均一に冷却することができなくなり、材質のばらつきが生じる虞がある。したがって、一次冷却の平均冷却速度は８０℃／秒以下とし、例えば７０℃／秒以下であってもよい。なお、Ａｅ１（℃）は、下記の式を用いて求めることができる。
Ａｅ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］
但し、式中の［元素記号］は、それぞれ、質量％での各元素の含有量を示す。
（Ａｅ１点から巻取温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で二次冷却）
続いて、二次冷却では、Ａｅ１点から巻取温度（すなわち５４０～７００℃の温度域）まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する。このように冷却速度を一次冷却と比べて遅くすることにより、ラメラの方向がよりランダムなパーライト組織を生成することができるとともに、ラメラ間隔を細かくして穴広げ性を向上させることができる。一方、上記温度域までの平均冷却速度が高いと、ラメラ間隔が鋼板内で不均一となってしまい、穴広げ性が劣化するおそれがあるか、または疑似パーライトが多く生成してパーライト分率の目標値（９０％以上）が達成できなくなるおそれがある。したがって、上記二次冷却の平均冷却速度は２０℃／秒未満とし、好ましくは１５℃／秒以下、より好ましくは１０℃／秒以下、最も好ましくは１０℃／秒以下である。二次冷却は、フェライトの生成を確実に抑制するために、一次冷却終了後直ちに行うことが好ましい。
［巻き取り工程］
冷却工程の後、鋼板を巻き取る。巻取時の鋼板の温度は５４０～７００℃とする。巻取温度を５４０～７００℃に制御することで、巻き取りの中で組織を適切に変態させてパーライトの平均ラメラ間隔を微細化することにより、延性および穴広げ性を損なわずに熱間圧延鋼板を高強度化することが可能となる。一方で、巻取温度が５４０℃未満の場合、疑似パーライトやベイナイト等の他の組織が出現し、上記パーライト分率９０％以上を達成することが困難となる。したがって、巻取温度は５４０℃以上とし、５５０℃以上または６００℃以上であってもよい。また、巻取温度が７００℃超の場合、パーライトの平均ラメラ間隔が大きくなり、十分な強度および／または穴広げ性を担保することができなくなる。このため、巻取温度は７００℃以下とし、６８０℃以下または６５０℃以下であってもよい。巻取工程後の条件は、特に限定されない。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
以下の実施例では、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた熱間圧延鋼板の機械的特性について調べた。
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを製造した。次いで、これらのスラブから表２に示す加熱、熱間圧延、冷却および巻取条件により板厚３ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。冷却工程における二次冷却は一次冷却終了後直ちに行った。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。また、製造した熱間圧延鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すスラブの化学組成と同等であった。加えて、全ての実施例の熱間圧延鋼板において、固溶Ｃ量の割合は１０％以下であった。
Figure 0007131687000001
Figure 0007131687000002
このようにして得られた熱間圧延鋼板から圧延方向に直角な方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。また、ＪＩＳ Ｚ２２５６（２０１０）に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。打抜き性は、打抜きクリアランスを１２．５％として１０ｍｍ径の穴を打抜き、目視で端面性状を観察し、端面に大きさが０．５ｍｍ以上の亀裂が観察された場合には、評価を「不合格（×）」とし、認められなければ「合格（○）」とした。ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、かつＥｌが１３％以上、λが４５％以上および打抜き性の評価が合格である場合を、高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板として評価した。結果を下表３に示す。
Figure 0007131687000003
表３からも明らかなように、実施例１、２、８～１１および１９～２５では、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、かつＥｌが１３％以上、λが４５％以上および打抜き性の評価が合格であることから、高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができた。
それらに対して、比較例３では、巻取温度が７００℃超であったためにパーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ超に粗大化した。そのため、ＴＳ９８０ＭＰａ以上およびλ４５％以上を達成できなかった。比較例４では、冷却工程における一次冷却の平均冷却速度が４０℃／秒未満であるために初析フェライトが多く生成し、パーライト分率が９０％未満となった。そのため、λ４５％以上を達成できなかった。比較例５では、二次冷却の平均冷却速度が高かったために疑似パーライトが増加してパーライト分率が９０％未満となった。そのため、λ４５％以上を達成できなかった。比較例６では、巻取工程における巻取温度が５４０℃より低いために疑似パーライトが増加してパーライト分率が９０％未満となった。そのため、Ｅｌ１３％以上およびλ４５％以上を達成できなかった。比較例７では、熱間圧延工程における仕上げ圧延出側温度が９２０℃を超えたためにパーライトブロックが粗大化し、平均パーライトブロック径が２０．０μｍ超となった。そのため、λ４５％以上を達成できなかった。
比較例１２では、Ｃｒ含有量が高かったために、疑似パーライトが増加するとともにベイナイトが混入し、パーライト分率が９０％未満となった。そのため、Ｅｌ１３％以上およびλ４５％以上を達成できなかった。比較例１３では、Ｃ含有量が低かったために、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を達成できなかった。比較例１４では、Ｃｒ含有量が低かったために、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を達成できなかった。さらに、比較例１４では、熱延工程における仕上げ圧延出側温度が９２０℃を超えたために、平均パーライトブロック径が２０．０μｍを超えてしまい、λ４５％以上を達成できなかった。比較例１５および１６では、Ｓｉ含有量が過剰であったために、残部組織に残留オーステナイトが混入し、打抜き性が不合格となった。比較例１７では、Ｃ含有量が高かったために、残部組織に初析セメンタイトが混入し、パーライト分率が９０％未満となった。そのため、Ｅｌ１３％以上およびλ４５％以上を達成できなかった。比較例１８では、Ｍｎ含有量が高かったために、λ４５％以上を達成できなかった。

Claims (6)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．５０～１．００％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：０．５０～２．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｔｉ：０～１．００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０～０．００５０％、ならびに
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    金属組織が、面積率で、
    パーライト：９０～１００％、
    疑似パーライト：０～１０％、および
    初析フェライト：０～１％であり、
    前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、
    前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、および
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    Ｖ：０．０１～１．００％、および
    Ｔｉ：０．０１～１．００％
    の１種または２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。
  3. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００５～０．０１００％を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延鋼板。
  4. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、および
    ＲＥＭ：０．０００５～０．００５０％
    の１種または２種を含むことを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
  5. ９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板。
  6. 請求項１～４のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを１１００℃以上に加熱する工程、
    加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
    得られた鋼板をＡｅ１点まで４０～８０℃／秒の平均冷却速度で一次冷却し、次いでＡｅ１点から巻取温度まで２０℃／秒未満の平均冷却速度で二次冷却する工程、並びに
    前記鋼板を５４０～７００℃の巻取温度で巻き取る工程
    を含むことを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の熱間圧延鋼板の製造方法。
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