JP7356066B2 - 熱間圧延鋼板 - Google Patents
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Description
(1)化学組成が、質量%で、
C:0.30~0.80%、
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:0.30~1.00%、
Ti:0~1.00%、
Nb:0~0.10%、
V:0~1.00%、
Cu:0~1.00%、
Ni:0~2.00%、
Mo:0~0.40%、
B:0~0.0100%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.005%、ならびに
残部:Feおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト:90~100%、および
初析フェライト:0~10%であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が0.08~0.30μmであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満のセメンタイトの割合が15%未満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、
Ti:0.01~1.00%、
Nb:0.01~0.10%、
V:0.01~1.00%、
Cu:0.01~1.00%、
Ni:0.10~2.00%、
Mo:0.01~0.40%、
B:0.0005~0.0100%、
Ca:0.0005~0.0050%、および
REM:0.0005~0.005%
からなる群から選ばれる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)引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、上記(1)または(2)に記載の熱間圧延鋼板。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、質量%で、
C:0.30~0.80%、
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:0.30~1.00%、
Cr:0.30~1.00%、
Ti:0~1.00%、
Nb:0~0.10%、
V:0~1.00%、
Cu:0~1.00%、
Ni:0~2.00%、
Mo:0~0.40%、
B:0~0.0100%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.005%、ならびに
残部:Feおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト:90~100%、および
初析フェライト:0~10%であり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が0.08~0.30μmであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満のセメンタイトの割合が15%未満であることを特徴としている。
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0.30%以上とする。C含有量は0.35%以上、0.36%以上、0.37%以上、0.40%以上、0.45%以上または0.50%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0.80%以下とする。C含有量は0.77%以下、0.75%以下、0.70%以下または0.65%以下であってもよい。
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0.35%以下であってもよい。
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%以下もしくは1.50%以下であってもよい。
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%以上としてもよい。
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、0.0070%以下または0.0060%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%以上としてもよい。
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、0.001%以上または0.003%以上であるのが好ましい。一方、Al含有量は0.070%以下、0.050%以下または0.040%以下であってもよい。
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ことによって鋼の靱性を向上させる。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%以下または0.0070%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は、パーライトのラメラ間隔を微細化させる効果を有し、これによって鋼板の強度を担保することができる。また、Crはセメンタイトの球状化を抑制する効果を有し、巻取後の鋼板のセメンタイトの球状化を抑制することができる。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの割合を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Crを一定以上含有させる必要がある。このために、Cr含有量の下限を0.30%、好ましくは0.40%、より好ましくは0.45%または0.50%とする。さらに、Crはセメンタイトを安定化させることから、Crを含有することでパーライトの生成領域を低炭素側に拡張させることができる。このため、Crを適切な量すなわち0.30%以上の量において含有することで、比較的低いC含有量の場合であっても90%以上のパーライト分率を達成することが可能となる。一方、Crを過剰に添加することによりパーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生じてしまい、パーライト分率90%以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Crが過剰であると、パーライトの平均ラメラ間隔が小さくなりすぎて、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。そのため、Cr含有量の上限を1.00%、好ましくは0.90%、より好ましくは0.85%または0.80%とする。
[Nb:0~0.10%]
[V:0~1.00%]
Ti、NbおよびVは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ti、NbおよびV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、Ti含有量は1.00%以下または0.60%以下、Nb含有量は0.10%以下または0.08%以下、V含有量は1.00%以下または0.60%以下であるのが好ましい。一方、上記効果を十分に得るためには、Ti、NbおよびV含有量の下限値は、いずれの元素も0.01%または0.05%であるのが好ましい。
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2.00%以下または1.00%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、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0.40%以下または0.20%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、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。
Bは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。B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、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%以下であるのが好ましい。B含有量は0.0080%以下または0.0060%以下であるのがより好ましい。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。Ca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%以下であるのが好ましい。Ca含有量は0.0045%以下または0.0040%以下であるのがより好ましい。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く、0.0010%以上であるのがより好ましい。
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0.005%以下または0.004%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、0.001%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。
鋼板のミクロ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、強度もしくは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打抜き時のボイド発生の起点となりうるフェライト-パーライト境界が増加する。そのため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のミクロ組織中のパーライトは、面積率で90%以上とする。パーライトは、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。
パーライト以外の残部組織は、面積率で0%であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それは初析フェライトに限る。したがって、初析フェライトは面積率で0~10%とする。残部組織を初析フェライトとすることで、良好な延性および打抜き性を担保することが可能である。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。なお、初析フェライトは、例えば、面積率で5%以下、4%以下、3%以下、2%以下、または1%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、ミクロ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。本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、C含有量が0.77%を超える過共析鋼の範囲を包含するものである。一般に、過共析鋼では、成分や冷却速度に依存して、冷却中に一定の温度範囲内で初析セメンタイトが生成する可能性がある。しかしながら、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板のようにC含有量が0.8%を超えない範囲であれば、初析セメンタイトが生成する温度範囲は十分狭く、かつ、初析セメンタイトの生成が遅いため、冷却中に初析セメンタイトが生成する前に鋼板の温度が初析セメンタイトの生成温度範囲を下回ることになり、初析セメンタイトはほとんど生成しない。例えば、後で詳しく説明する熱間圧延鋼板の製造方法では、比較的速い冷却速度で冷却工程が実施され、その結果として初析セメンタイトの生成温度範囲内での保持時間が短くなるため、たとえC含有量が比較的高い0.80%の過共析範囲であったとしても、初析セメンタイトは生成しないかまたはほとんど生成しない。このため、初析セメンタイトは、面積率で1%未満である。
パーライト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。平均ラメラ間隔が大きいと引張強さ780MPa以上の強度が得られないため、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板におけるミクロ組織中のパーライトの平均ラメラ間隔は0.30μm以下、好ましくは0.25μm以下または0.20μm以下とする。また、平均ラメラ間隔が小さすぎると、引張強さの向上に伴い延性が低下する場合がある。したがって、パーライトの平均ラメラ間隔の下限値を、0.08μmとする。パーライトの平均ラメラ間隔の下限値は、好ましくは0.09μm、より好ましくは0.10μmとする。
セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値のことである。また、長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満のセメンタイトをここでは粗大な球状セメンタイトと定義する。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板打抜き時にボイド発生の起点となること、および、粗大な球状セメンタイトの全セメンタイトに対する割合を一定以下とすることで鋼板打抜き時のボイド発生を抑制する効果が得られることが本発明者らの検討により判明した。このような効果を得るためには、粗大な球状セメンタイトは、パーライト中の全セメンタイトに対する割合で、15%未満とし、好ましくは14%以下、より好ましくは12%以下または10%以下とする。この割合の下限は0%であるが、1%又は3%としてもよい。なお、詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により、個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行い、当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比である。
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。測定領域は80μm×150μmの面積、すなわち12,000μm2の面積とし、例えば倍率が5000倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が15°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および/または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状(ラメラ状)に分散したものに加え、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%超含有する組織をも包含するものである。後者の塊状に分散したセメンタイトを主体とするパーライトは少なく、全パーライトの10%以下としてもよい。また、パーライト中のセメンタイトは、大きいものでも210nm程度であり(平均的には100nm程度)、300nmを超えるものはない。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。パーライト組織において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。測定領域は80μm×150μmすなわち12,000μm2(倍率は例えば5000倍)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。平均ラメラ間隔の測定では、フェライト相とセメンタイトが層状(ラメラ状)に分散したパーライトを測定対象とすることとし、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織は平均ラメラ間隔の測定対象とはしない。
上記Rの値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。測定領域は80μm×150μmすなわち12,000μm2(倍率は例えば5000倍)とし、得られた画像を2値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
[アスペクト比]=[長軸の長さ]/[短軸の長さ]
80μm×150μmの1視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満であるセメンタイトの面積の合計を画像処理により算出し、これを全セメンタイトの合計面積で除したものを百分率で表現した値を本発明で規定するRの値とする。
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、高い引張強さ、具体的には780MPa以上の引張強さを達成することができる。引張強さを780MPa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。引張強さは、好ましくは880MPa以上であり、より好ましくは980MPa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、引張強さは1500MPa以下または1400MPa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15%以上、好ましくは17%以上、より好ましくは20%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40%以下または30%以下であってよい。引張強さおよび全伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からJIS Z2241(2011)の5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。
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、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。
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
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、前記仕上げ圧延の最終パス圧下率が20%以上で出側温度FTが750~850℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から下記に示す1次冷却終了温度まで40~200℃/秒の平均冷却速度で冷却し(1次冷却)、次いで2~20秒放冷し、10~200℃/秒の平均冷却速度で560℃以下の温度まで冷却(2次冷却)することを含む冷却工程であって、下記式1で計算される温度Tcまたは前記出側温度FT-70℃のうち低い方の温度をTsとした場合に、前記1次冷却終了温度がTs~Ts+20℃の範囲内にある冷却工程、および
前記鋼板を巻取温度400~550℃で巻き取る工程
を含むことを特徴としている。
Tc(℃)=412.7+411.9×[C]+21.0×[Si]+2.7×[Mn]+114.4×[Cr] ・・・式1
ここで、[C]、[Si]、[Mn]および[Cr]は、各元素の含有量[質量%]である。以下、各工程について詳しく説明する。
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、1150℃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。
(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。
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最終パス圧下率は20%以上、出側温度FTは750~850℃に制御される。仕上げ圧延の最終パス圧下率が20%未満、および/または出側温度FTが850℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、巻取前にパーライト変態を完了することが困難となり、パーライト分率が90%以上を達成することができない。そのため、仕上げ圧延における最終パス圧下率は20%以上、好ましくは25%以上、さらに好ましくは30%以上とする。最終パス圧下率の上限値については特に規定する必要はないが、例えば、最終パス圧下率50%以下であってよい。また、同様に90%以上のパーライト分率を達成するため、仕上げ温度の出側温度FTの上限は850℃、好ましくは830℃、さらに好ましくは820℃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FT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FTの下限を750℃とする。
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、1次冷却、放冷(空冷)、および2次冷却に細分化される。
冷却工程においては、上記の仕上げ圧延の出側温度FTから、40℃/秒以上の平均冷却速度で1次冷却終了温度まで冷却する。上記1次冷却終了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多く析出し、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。平均冷却速度は42℃/秒以上または45℃/秒以上であってもよい。平均冷却速度は、所望の組織を得るために200℃/秒以下とすることが好ましく、100℃/秒以下であってもよい。なお、1次冷却終了温度は、下記で説明するTs~Ts+20℃の範囲内で適宜選択することができる。
前記冷却は、温度Tcまたは仕上げ圧延の出側温度FT-70℃のうち低い方の温度をTsとした場合に、Ts~Ts+20℃の温度範囲内で終了するものとする。ここで、Tcはセメンタイトの析出温度であり、下記の式1で表されるものとする。
Tc(℃)=412.7+411.9×[C]+21.0×[Si]+2.7×[Mn]+114.4×[Cr] ・・・式1
ここで、[C]、[Si]、[Mn]および[Cr]は、各元素の含有量[質量%]である。1次冷却終了温度がTsよりも低い場合、パーライト変態が遅延し、後続する放冷中にパーライト変態が生じない。その結果、パーライト分率90%以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、550℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が0.08μmよりも小さくなる場合がある。また、1次冷却終了温度がTs+20℃よりも高い場合、パーライト変態の前にフェライト変態が生じて初析フェライトが比較的多く生成するため、同じくパーライト分率90%以上が達成できなくなる。このため、1次冷却終了温度を上記の通り指定する。
上記1次冷却の終了後、2~20秒間放冷することにより粗大な球状炭化物の少ないパーライトを生成させる。放冷時間が2秒未満または0秒であると、冷却工程にて十分に相変態(パーライト変態)が進まず、パーライト分率90%以上が達成できなくなるか、または巻き取り後にパーライト変態が生じることとなる。例えば、550℃以下の温度で巻き取り後にパーライト変態が進行すると、このような低温下で生成するパーライトが増加することでパーライトの平均ラメラ間隔が0.08μmよりも小さくなる場合がある。したがって、冷却工程においてパーライト分率90%以上の相変態を完了させるために、放冷時間は2秒以上、好ましくは3秒以上、さらに好ましくは5秒以上とする。放冷時間の上限は特に設ける必要はないが、生産性の観点から放冷時間の上限を20秒とする。放冷時間の上限は15秒であってもよい。
上記の放冷から下記の巻き取り工程までの間に2次冷却が行われる。先に説明したように1次冷却の終了後に2秒以上放冷することで、パーライト分率90%以上の相変態を完了させることができ、さらに以下で説明するように巻取温度を550℃以下とすることでセメンタイトの球状化を抑制することができる。このため、冷却工程における2~20秒の放冷と巻き取り工程の間の冷却は、10~200℃/秒の平均冷却速度で冷却すること以外に特に制限はない。2次冷却の平均冷却速度は鋼板のミクロ組織には大きな影響を与えないものの、平均冷却速度が高いほど鋼板の温度にムラが生じやすくなる。このため、2次冷却の平均冷却速度は200℃/秒以下とし、100℃/秒以下であってもよい。生産性の観点から、2次冷却の平均冷却速度は10℃/秒以上とし、20℃/秒以上であってもよい。また、2次冷却の終了温度は巻取温度と同じである必要はなく、巻取温度を制御する観点から560℃以下であればよい。2次冷却終了温度の下限は特に限定されないが、例えば、2次冷却終了温度は400℃以上であってよい。2次冷却の終了後直ちに巻取りを行ってもよく、2次冷却の終了後巻取りまでの間、放冷(空冷)としてもよい。
冷却工程の後、冷却中に相変態が一定以上完了した鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は400~550℃とする。巻取温度が550℃超の場合、その後のセメンタイトの球状化・粗大化が発生する温度域にある時間が長くなるため、冷却中の生成したパーライト中の層状セメンタイトが球状化してしまい、打抜き時のボイド起点となりうる粗大な球状セメンタイトが多数生じてしまう。その結果として、パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満のセメンタイトの割合が15%未満の特徴を満足しない組織が形成されてしまう場合がある。このため、巻取温度は550℃以下とし、540℃以下または530℃以下であってもよい。また、巻取温度が400℃未満の場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成するため、鋼板の伸びが低下する。このため、巻取温度は400℃以上とし、420℃以上または440℃以上であってもよい。本製造方法では、先に説明したとおり、1次冷却終了後の2~20秒間の放冷によって冷却工程においてパーライト変態を完了させるため、巻取温度はパーライトの平均ラメラ間隔には特に影響しない。
Claims (3)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.30~0.80%、
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:0.30~1.00%、
Ti:0~1.00%、
Nb:0~0.10%、
V:0~1.00%、
Cu:0~1.00%、
Ni:0~2.00%、
Mo:0~0.40%、
B:0~0.0100%、
Ca:0~0.0050%、
REM:0~0.005%、ならびに
残部:Feおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト:90~100%、および
初析フェライト:0~10%からなり、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が0.08~0.30μmであり、
前記パーライトを構成するセメンタイトのうち長軸の長さが0.3μm超でかつアスペクト比が3.0未満のセメンタイトの割合が15%未満であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.01~1.00%、
Nb:0.01~0.10%、
V:0.01~1.00%、
Cu:0.01~1.00%、
Ni:0.10~2.00%、
Mo:0.01~0.40%、
B:0.0005~0.0100%、
Ca:0.0005~0.0050%、および
REM:0.0005~0.005%
からなる群から選ばれる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。 - 引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、請求項1または2に記載の熱間圧延鋼板。
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