WO2014148001A1 - ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板 - Google Patents

７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板 Download PDF

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WO2014148001A1
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steel sheet
mpa
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tensile strength
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中島　勝己
船川　義正
中村　展之
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention has a high magnetic property with a tensile strength of 780 MPa or more, which is used for a rim material for a rotor of a hydroelectric generator, such as a rim material for a rotary machine. It relates to workable high-strength hot-rolled steel sheet.
  • the permeability increases as the amount of coarse carbides in the steel decreases, and the magnetic flux density increases as the amount of nonmagnetic elements in the steel decreases.
  • ultra-low carbon steel has been used for steel sheets having excellent magnetic properties. However, this cannot achieve the high strength for which needs are increasing.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having a high magnetic flux density using Si—Mn steel to which Ti and B are added.
  • B is added to improve hardenability.
  • B segregates at grain boundaries, suppresses ferrite transformation, and causes bainite transformation to occur at a lower temperature, so that carbide is dispersed in bainite-lath. It tends to be a bainite structure (lower bainite microstructure).
  • Patent Document 2 discloses a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more in which a carbide structure of less than 10 nm is dispersed in a ferrite structure having a volume ratio of 95% or more and a manufacturing method thereof.
  • a carbide structure of less than 10 nm is dispersed in a ferrite structure having a volume ratio of 95% or more and a manufacturing method thereof.
  • the local ductility of the material is high and the punching workability is poor.
  • Patent Documents 1 and 2 As described above, neither of the conventional techniques of Patent Documents 1 and 2 has achieved a high-strength hot-rolled steel sheet that sufficiently achieves both magnetic properties and punching workability as a rim material for a generator.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a high workability high strength hot-rolled steel sheet having excellent magnetic properties and excellent punching workability and having a tensile strength of 780 MPa or more. To do.
  • the present inventors have found that high strength is obtained by using a bainite structure as a base, magnetic properties are obtained by reducing the grain size of carbides, and the grain boundary has an appropriate size.
  • the knowledge that the punching processability can be improved by dispersing the carbide of each of the above has been obtained.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • C 0.070 to 0.140%
  • Si 0.10 to 1.00%
  • Mn 1.00 to 1.80%
  • P 0.050% or less
  • S Component composition containing 0.0050% or less
  • N 0.0080% or less
  • Al 0.010 to 0.100%
  • Ti 0.050 to 0.150%
  • the balance being Fe and inevitable impurities
  • the average crystal grain size of the bainitic ferrite is 1.5 to 5.0 ⁇ m, and high workability and excellent magnetic properties having a tensile strength of 780 MPa or more according to [1] Strength hot-rolled steel sheet.
  • the present invention it is possible to obtain a high workability high strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more which is excellent in magnetic properties and excellent in punching workability.
  • the high workability high strength hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable for a rim material of a large generator.
  • Component composition C 0.070 to 0.140%
  • C is an element that not only secures the required strength but is also effective in forming a bainite structure.
  • TS tensile strength of 780 MPa or more
  • the C content needs to be 0.070% or more.
  • the amount of C exceeds 0.140%, the carbides become coarse and the punching workability decreases. Therefore, the C content is 0.070 to 0.140%.
  • it is 0.080 to 0.120%.
  • Si 0.10 to 1.00% Addition of 0.10% or more Si is effective for improving the punching workability because the carbide is refined. On the other hand, if the amount of Si exceeds 1.00%, not only will the surface properties be significantly reduced, but it will be difficult to obtain the desired structure. Therefore, the Si content is 0.10 to 1.00%. Preferably it is 0.60 to 0.85%.
  • Mn 1.00 to 1.80% Mn is an effective element for securing strength by solute strengthening and forming a bainite structure.
  • the amount of Mn needs to be 1.00% or more.
  • the amount of Mn exceeds 1.80%, the strength becomes excessively high, so that the punching workability is remarkably deteriorated.
  • the transformation temperature becomes too low and lower bainite is generated, the magnetic properties are lowered. Therefore, the Mn content is 1.00 to 1.80%. Preferably it is 1.20 to 1.70%.
  • P 0.050% or less
  • P is made 0.050% or less.
  • it is 0.030% or less.
  • S 0.0050% or less S is made 0.0050% or less in order to form sulfides and reduce punching workability. Preferably it is 0.0030% or less.
  • N 0.0080% or less
  • the N content is 0.0080% or less.
  • it is 0.0050% or less.
  • Al 0.010 to 0.100%
  • Al is an important element as a deoxidizing agent for steel, and for that purpose, the Al content needs to be 0.010% or more.
  • the Al content is 0.010 to 0.100%.
  • the content is 0.020 to 0.075%.
  • Ti 0.050 to 0.150%
  • Ti is an effective element for increasing the strength, refining crystal grains, and forming a bainite structure.
  • the Ti amount needs to be 0.050% or more. If it exceeds 0.150%, coarse nitrides and carbides are formed, which adversely affects punching workability and toughness. Therefore, the Ti amount is 0.050 to 0.150%. Preferably it is 0.060 to 0.140%.
  • V 0.005 to 0.100%
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • both V and Nb have a recrystallization inhibiting effect (retardation of recrystallization), they may be contained for the purpose of crystal grain refinement. Any of these effects can be obtained by setting the content to 0.005% or more. Even if the content exceeds 0.100%, the effect corresponding to the cost cannot be obtained, so the content is made 0.100% or less. Preferably, each is 0.030% or less. Since both V and Nb have a higher alloy cost than Ti, they are used as secondary materials.
  • Cu 0.005 to 0.100%
  • Ni 0.005 to 0.100%
  • Cr 0.002 to 0.100%
  • Mo 0.002 to 0.100%
  • at least one or more can be contained.
  • It may contain at least one of Ca: 0.0005 to 0.0050% and REM: 0.0005 to 0.0300%.
  • the Ca and REM are effective elements for the morphological control of inclusions and contribute to improving punching workability.
  • the Ca content and the REM content are preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0005 to 0.0050%, and the REM content is preferably 0.0005 to 0.0300%. More preferably, the Ca content is 0.0010 to 0.0030%, and the REM content is 0.0010 to 0.0050%.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the bainite structure has a volume ratio of 95% or more, and 80% or more of all precipitated carbides are dispersed in the grain boundaries of bainitic ferrite constituting the bainite structure. It is extremely important that 80% or more of all precipitated carbides have a particle size of 20 to 300 nm.
  • a bainite structure is effective from the viewpoint of securing a tensile strength of 780 MPa or more. Also, from the viewpoint of magnetic properties, since the movement of magnetic flux is hindered at the phase boundary in the multiphase structure, the single phase structure is most desirable, and it is desirable to reduce the second phase as much as possible.
  • bainite that transforms at a low temperature such as lower bainite
  • coarse carbides such as pearlite are generated, which also deteriorates the magnetic properties.
  • a bainite transformation is caused at a relatively high temperature (but lower than the temperature at which ferrite is transformed), thereby obtaining a bainite single phase structure. Since the transformation is performed at a relatively high temperature, the dislocation density in bainite is not so high and the magnetic properties are not deteriorated. Furthermore, since the bainite transformation is performed at a relatively high temperature, unlike the lower bainite, carbides are mainly precipitated at the bainitic ferrite grain boundaries. 80% or more of the total precipitated carbide is dispersed in the grain boundary of bainitic ferrite, and 80% or more of the total precipitated carbide is a carbide having a particle size of 20 to 300 nm, thereby punching without deteriorating the magnetic properties.
  • the bainite structure here refers to the upper bainite.
  • Upper bainite is a structure in which carbide and / or island martensite (MA) are present at the grain boundaries of bainitic ferrite constituting bainite. Bainitic ferrite and cementite and / or island martensite (MA) as a whole are referred to as upper bainite.
  • the lower bainite is a structure in which cementite is precipitated in bainitic ferrite, and the precipitation position of cementite is different from that of the upper bainite.
  • Upper bainite and lower bainite are collectively referred to as bainite.
  • Bainite structure volume ratio 95% or more
  • the volume ratio of the bainite structure is 97% or more.
  • Carbides dispersed at the grain boundaries of bainitic ferrite 80% or more of all precipitated carbides
  • bainitic ferrite The amount of carbides present in the grains increases and the punched end face properties deteriorate. Desirably, it is 85% or more.
  • Percentage of carbides having a particle size of 20 to 300 nm in the total precipitated carbides 80% or more A large proportion of carbides having a particle size exceeding 300 nm adversely affects the magnetic properties. Moreover, when the ratio of the carbide
  • the average particle size of bainitic ferrite constituting the bainite structure is preferably 1.5 to 5.0 ⁇ m.
  • the grain boundary of bainitic ferrite is important as a site for precipitation of carbides (precipitation site). If the grain size of bainitic ferrite becomes too large, the area of the grain boundary becomes small, and it becomes difficult for carbide to precipitate at the grain boundary. As a result, carbides are likely to precipitate in the grains, and the carbides dispersed at the grain boundaries will be less than 80% of the total precipitated carbides. For this reason, the average particle size of bainitic ferrite is preferably 5.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of bainitic ferrite is preferably 1.5 ⁇ m or more. More preferably, it is 1.7 ⁇ m or more.
  • Reheating temperature of steel slab Heating from 1150 to 1300 ° C.
  • Ti carbide in the slab does not re-dissolve and adversely affects toughness and magnetic properties.
  • the temperature exceeds 1300 ° C. the surface structure becomes coarse and the punching processability is deteriorated.
  • the Si-based scale is generated and the surface properties are impaired, so that the temperature is set to 1300 ° C. or lower.
  • Hot rolling conditions Ar 3 transformation point to (Ar 3 transformation point +80) ° C. finishing temperature and reduction rate of 20% or more at the final stage of finish rolling Hot rolling finishing temperature is Ar 3 transformation point to (Ar 3 The range of transformation point +80) ° C. is preferred. When the temperature is less than the Ar 3 transformation point, ferrite is generated, and a desired bainite structure cannot be obtained. In the case of a temperature exceeding (Ar 3 transformation point +80) ° C., the crystal grains become coarse and the punching workability is lowered.
  • the Ar 3 transformation point is a transformation obtained by obtaining a thermal expansion curve by a thermo-mechanical simulation test with a cooling rate of 10 ° C./s. Temperature.
  • the austenite grain size immediately after the end of rolling becomes large.
  • the grain size of bainitic ferrite constituting bainite transformed from austenite also increases.
  • a structure in which the carbide dispersed in the grain boundary of bainitic ferrite is 80% or more of the total precipitated carbide cannot be obtained, and the punching processability is not improved.
  • 20% or more of the rolling reduction in a finish rolling final stand is preferable. More preferably, it is 25% or more.
  • Average cooling rate after hot rolling Immediately after finishing hot rolling at 30 ° C./s or more, preferably, forced cooling is started within 1.5 s, cooling is stopped at the coiling temperature, and coiled take.
  • the average cooling rate from the rolling end temperature to the coiling temperature is less than 30 ° C./s, a ferrite phase is generated, and it becomes difficult to make the bainite phase of the hot-rolled steel sheet 95% or more. Therefore, the average cooling rate after hot rolling is preferably 30 ° C./s or more. More preferably, it is 40 ° C./s or more. There is no particular upper limit on the average cooling rate.
  • the average cooling rate is preferably 150 ° C./s or less.
  • the said average cooling rate be an average cooling rate in the surface of a steel plate.
  • Winding temperature 380-480 ° C
  • the coiling temperature exceeds 480 ° C.
  • pearlite is generated, and a bainite structure of 95% or more cannot be secured.
  • the temperature is lower than 380 ° C., the structure becomes high in dislocation density such as lower bainite or martensite, and the magnetic properties cannot be satisfied.
  • the subsequent casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
  • the method by the partial rolling is also possible.
  • the cast slab may be a normal slab having a thickness of about 200 to 300 mm or a thin slab having a thickness of about 30 mm. If a thin slab is used, rough rolling can be omitted.
  • the slab after casting may be directly hot-rolled as it is or may be hot-rolled after reheating in a heating furnace.
  • the high workability high strength hot-rolled steel sheet of the present invention includes electro-galvanized steel sheet (electrolytic zinc-coated steel sheets), hot-dip zinc-coated steel plate (hot-dip zinc-coated steel sheets), alloyed hot-dip galvanized steel plate ( alloyed hot dip galvanized steel sheets) etc.
  • the conditions for plating are not particularly limited and may be any conventional method.
  • the volume fraction of the bainite structure, the average grain size of bainitic ferrite, the proportion of carbides precipitated at the grain boundaries, and the proportion of carbides having a particle size of 20 to 300 nm were determined by the following methods.
  • a specimen for a scanning electron microscope (SEM) was taken, the thickness cross section parallel to the rolling direction was polished, nital etched, the total thickness was divided into 10 parts, and the central part of each part was magnified.
  • SEM photographs were taken at 1500 times, and the second phase such as polygonal ferrite phase and pearlite was extracted by image processing, and the area ratio obtained by subtracting these phases from the whole by image analysis processing was measured. .
  • the average value of these 10 visual fields was used as the volume ratio of the bainite structure in the present invention. Further, the average crystal grain size of bainitic ferrite constituting the bainite structure was measured according to the line segment method.
  • the ratio of the carbides dispersed at the grain boundaries is the same 10-field SEM photograph as above, counting the number of carbides present on the grain boundaries and the total number of carbides (number of carbides present on the grain boundaries). / (Number of total carbides).
  • carbonized_material which exists on a grain boundary will be used as the carbide
  • the proportion of carbides with a particle size of 20 to 300 nm is the same 10-field SEM photograph as above, and the particle size of each carbide is measured and (number of carbides with a particle size of 20 to 300 nm) / (of all carbides). Number).
  • JIS No. 5 tensile test piece (perpendicular to the rolling direction) was sampled and determined by the following method.
  • JIS Z2241 two tensile test pieces were subjected to a tensile test at a strain rate of 10 mm / min to obtain yield strength (YS) and tensile strength (TS).
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • a tensile strength of 780 MPa or more was regarded as acceptable.
  • the magnetic flux density B50 was obtained by Epstein testing, and 1.48 or more was accepted.
  • punching workability the end face properties described below were evaluated, and pass / fail was judged.

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Abstract

　磁気特性が良好でかつ打抜き加工性に優れ、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高加工性高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。　質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：１．００～１．８０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％かつＴｉ：０．０５０～０．１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ体積率９５％以上のベイナイト組織を有し、前記ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの粒界には、全析出炭化物の８０％以上の炭化物が分散し、該全析出炭化物の８０％以上が平均粒径２０～３００ｎｍであることを特徴とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。

Description

７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板
　本発明は、水力発電機（hydraulic generator）のロータ(rotor)の回転機リム材(rim material for rotary machine)等に用いられる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する、磁気特性(magnetic property)に優れた高加工性高強度熱延鋼板（high strength hot rolled steel sheet with good formability）に関する。
　近年、電気機器用構造部材(structural member for electric equipment)に用いられる鋼板には、電気機器の高性能化を目的に機械特性(mechanical property)に加え磁気特性、すなわち高い透磁率(magnetic permeability)と磁束密度(magnetic flux density)が要求されるようになってきた。特に水力発電(hydraulic power generation)のような大型発電機(large generator)のロータ等の回転機リム用鋼板といった発電機用リム材(rim material for generator)は、大きな遠心力(centrifugal force)を受けることから、高強度であり、かつ高い磁束密度を有することが要求される。さらに発電機用リム材は、非常に多くの打ち抜き穴(punched holes)を付与されて使用されることが多いことから、高い打抜き加工性(punchability)が要求されることが多い。
　上記磁気特性のうち、透磁率は鋼中の粗大炭化物の量が少ないほど、磁束密度は鋼中の非磁性元素(nonmagnetic element)の量が少ないほど高くなる。従来、磁性特性の優れた鋼板には極低炭素鋼が用いられてきた。しかしながら、これではニーズが高まっている高強度を達成できない。
　特許文献１には、Ｔｉ、Ｂを添加したＳｉ－Ｍｎ鋼による高磁束密度を有する高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。この技術では、焼入れ性改善のためにＢを添加している。しかしながら、Ｂは粒界に偏析し、フェライト変態（ferrite transformation）を抑制し、さらに、ベイナイト変態（bainite transformation）をより低温で起こさせるため、ベイナイトラス(bainite-lath)中に炭化物が分散した下部ベイナイト組織(lower bainite microstructure)となりやすい。炭化物は打抜き加工の際に微小亀裂の起点として作用するため、ベイナイトラス中に炭化物が分散していると、ベイナイトラス中の炭化物で発生した亀裂はベイナイトラス中をベイナイトラス境界まで進展する。さらに、この亀裂がベイナイトラス境界を超えて進展し、マクロな亀裂となりやすい。このため、打抜き端面（punched surface)に亀裂が生じやすくなる。したがって、本発明が目標とする、打抜き加工性が達成されない。
　特許文献２には、体積率９５％以上のフェライト組織に１０ｎｍ未満の炭化物を分散させた引張強度５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。フェライト組織の場合、材料の局部延性が高く、打抜き加工性に劣る。
特開昭６３－１６６９３１号公報 特許第４２７３７６８号公報
　このように、特許文献１および２のいずれの従来技術でも、発電機用リム材として、磁気特性と打抜き加工性を十分に両立する、高強度熱延鋼板は達成されていない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、磁気特性が良好でかつ打抜き加工性に優れ、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高加工性高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ベイナイト組織をベース(base)にすることにより高強度を、炭化物の粒径を微細にすることで磁気特性を、さらに、粒界に適切な大きさの炭化物を分散させることで打抜き加工性を、それぞれ向上させることができるという知見を得た。本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：１．００～１．８０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％かつＴｉ：０．０５０～０．１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ体積率９５％以上のベイナイト組織を有し、前記ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの粒界には全析出炭化物の８０％以上の炭化物が分散し、該全析出炭化物の８０％以上が２０～３００ｎｍの粒径を有することを特徴とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する磁気特性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
［２］前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１．５～５．０μｍであることを特徴とする［１］に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する磁気特性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｖ：０．００５～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％の中から選択された少なくとも一種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する磁気特性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．００２～０．１００％、Ｍｏ：０．００２～０．１００％のうち、少なくとも一種以上含有することを特徴とする［１］～［３］のいずれか１項に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する磁気特性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
［５］さらに、質量％でＣａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０３００％の少なくとも１種以上を含有することを特徴とする［１］～［４］のいずれか１項に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する磁気特性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
　本発明によれば、磁気特性に優れ、かつ打抜き加工性にも優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高加工性高強度熱延鋼板を得ることができる。本発明の高加工性高強度熱延鋼板は、大型発電機のリム材などに好適である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は特に断らない限り、「質量％」を意味するものとする。
　１）成分組成
Ｃ：０．０７０～０．１４０％
Ｃは、必要な強度を確保するだけでなく、ベイナイト組織形成に効果的な元素である。７８０ＭＰａ以上の引張強度（以下、ＴＳと称することもある。）および所望の組織を得るためには、Ｃ量を０．０７０％以上とする必要がある。一方、Ｃ量が０．１４０％を超えると、炭化物が粗大化して打抜き加工性が低下する。したがって、Ｃ量は０．０７０～０．１４０％とする。好ましくは０．０８０～０．１２０％である。
　Ｓｉ：０．１０～１．００％
０．１０％以上のＳｉ添加は炭化物を微細化するため、打抜き加工性向上に有効である。一方、Ｓｉ量が１．００％を超えると表面性状の著しい低下を招くばかりか、所望の組織を得ることが困難となる。したがってＳｉ量は０．１０～１．００％とする。好ましくは０．６０～０．８５％である。
　Ｍｎ：１．００～１．８０％
Ｍｎは、固溶強化（solute strengthening）による強度確保およびベイナイト組織形成に効果的な元素である。７８０ＭＰａ以上のＴＳおよび所望の組織を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると強度が過剰に高くなるため、打抜き加工性が著しく低下する。また、変態温度が低くなりすぎて下部ベイナイトを生じるため、磁気特性を低下させる。したがって、Ｍｎ量は１．００～１．８０％とする。好ましくは１．２０～１．７０％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
Ｐ量が０．０５０％を超えると偏析による打抜き加工性の低下を招く。したがって、Ｐは０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、硫化物を形成して打抜き加工性を低下させるため、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｎ：０．００８０％以下
Ｎ量が０．００８０％を超えて多量に含有すると、製造工程で多量の窒化物を生成し熱間延性（hot ductility）を劣化させるので有害である。また、ＴｉＮなどの粗大な窒化物を生成するため、打抜き端面に亀裂を生じやすく、打ち抜き加工性を低下させる。したがって、Ｎ量は０．００８０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤（deoxidizing agent）として重要な元素であり、それにはＡｌ量を０．０１０％以上とする必要がある。一方、Ａｌ量が０．１００％を超えると鋳造が難しくなったり、鋼中に多量の介在物が残存し材質や表面性状の低下を招く。したがって、Ａｌ量は０．０１０～０．１００％とする。好ましくは０．０２０～０．０７５％である。
　Ｔｉ：０．０５０～０．１５０％
Ｔｉは強度上昇、結晶粒微細化、およびベイナイト組織形成に有効な元素である。体積率９５％以上のベイナイト組織形成のためには、Ｔｉ量は０．０５０％以上とする必要がある。０．１５０％を超えると粗大な窒化物や炭化物を形成するため、打抜き加工性、および、靭性等に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ量は０．０５０～０．１５０％とする。好ましくは０．０６０～０．１４０％である。
　さらに、必要に応じてＶ：０．００５～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％の中から選択された少なくとも一種以上含有することができる。
　Ｖ、Ｎｂはともに再結晶抑制効果（retardation of recrystallization）を有するので、結晶粒微細化目的で含有してもよい。いずれも０．００５％以上とすることによりこうした効果が得られる。０．１００％を超えて含有してもコストに見合った効果が得られなくなるので、０．１００％以下とする。好ましくは、それぞれ０．０３０％以下である。なお、Ｖ、ＮｂともにＴｉに比べ合金コストが高いので、副次的に活用する。
　さらに必要に応じて、Ｃｕ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．００２～０．１００％、Ｍｏ：０．００２～０．１００％のうち、少なくとも一種以上含有することができる。
　Ｃｕ、Ｎｉはともに０．００５％以上の含有により、強度上昇に寄与する。０．１００％を超えると、熱間圧延中に表層割れ(surface crack)を起こす恐れがあるので、０．１００％以下とする。Ｃｒ、Ｍｏはともに炭化物形成元素(carbide-forming element)であり、０．００２％以上とすることにより強度上昇に寄与する。０．１００％を超えるとコストに見合う効果が得られないので、０．１００％以下とする。好ましくは、それぞれ０．０５０％以下である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０３００％の少なくとも１種以上を含有することができる。
　ＣａやＲＥＭは、介在物の形態制御(morphological control)に有効な元素であり、打抜き加工性向上に寄与する。こうした効果を得るには、Ｃａ量やＲＥＭ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が０．００５０％を超えたり、ＲＥＭ量が０．０３００％を超えると、鋼中介在物が増加し材質が劣化する。したがって、Ｃａ量は０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ量は０．０００５～０．０３００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ量は０．００１０～０．００３０％、ＲＥＭ量は０．００１０～０．００５０％である。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　２）組織
　本発明において、体積率９５％以上のベイナイト組織を有し、ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライト(bainitic ferrite)の粒界には、全析出炭化物の８０％以上の炭化物が分散し、全析出炭化物の８０％以上が２０～３００ｎｍの粒径を有することが極めて重要である。７８０ＭＰａ以上の引張強度確保の観点からベイナイト組織は有効である。また、磁気特性の観点からは、複相組織では相境界(phase boundary)で磁束の移動が妨げられるため、単相組織が最も望ましく第二相をできるだけ少なくすることが望ましい。しかしながら、単相であっても、下部ベイナイト(lower bainite)のように低温で変態するベイナイトは転位密度(dislocation density)が極めて高く磁気特性が劣化する。一方で、高温でフェライト変態するとパーライトなどの粗大な炭化物が生成され、これらもまた磁気特性を低下させる。
　本発明においては、比較的高温（しかしフェライト変態する温度よりは低温）でベイナイト変態(bainite transformation)を起こさせることにより、ほぼベイナイト単相組織とした。比較的高温で変態するためベイナイト中の転位密度はあまり高くなく、磁気特性は劣化しない。さらに、比較的高温でベイナイト変態するため、下部ベイナイトとは異なり炭化物はベイニティックフェライト粒界に主に析出する。ベイニティックフェライト粒界に全析出炭化物の８０％以上が分散し、かつ全析出炭化物の８０％以上が２０～３００ｎｍの粒径を有する炭化物とすることにより、磁気特性を劣化させることなく、打ち抜き加工性を確保することができる。なお、ここで言うベイナイト組織とは上部ベイナイト（upper bainaite）のことを言う。上部ベイナイトは、ベイナイトを構成するベイニティックフェライトの粒界に炭化物および／または島状マルテンサイト（ＭＡ）が存在する組織である。ベイニティックフェライトと、セメンタイトおよび／または島状マルテンサイト（ＭＡ）の全体を１つの組織として上部ベイナイトという。なお、下部ベイナイトはベイニティックフェライト中にセメンタイトが析出した組織であり、セメンタイトの析出位置が上部ベイナイトとは異なる。上部ベイナイトと下部ベイナイトを総称して、ベイナイトと称する。また、第二相として、合計で５体積％以下のボリゴナルフェライト相(polygonal ferrite phase)、パーライトなどを含んでも本発明の範囲である。
　ベイナイト組織体積率：９５％以上
　本発明において、ベイナイト組織の体積率が９５％未満の場合、磁気特性だけでなく、打抜き加工性、靭性などが低下する。望ましくは、ベイナイト組織の体積率が９７％以上である。
ベイニティックフェライトの粒界に分散する炭化物：全析出炭化物の８０％以上
　ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの粒界に分散する炭化物が全析出炭化物の８０％未満の場合、ベイニティックフェライトの粒内に存在する炭化物が多くなり、打抜き端面性状を悪化させる。望ましくは８５％以上である。
２０～３００ｎｍの粒径を有する炭化物が全析出炭化物に占める割合：８０％以上
　粒径が３００ｎｍを超える炭化物の割合が大きいと、磁気特性に悪影響を及ぼす。また、粒径が２０ｎｍ未満の炭化物の割合が大きいと、打抜き加工性が劣化する。したがって、２０～３００ｎｍの粒径を有する炭化物が全析出炭化物に占める割合が８０％未満となると磁気特性、あるいは、打抜き加工性が劣化する。このため、２０～３００ｎｍの粒径を有する炭化物が全析出炭化物に占める割合は８０％以上とする。
　ベイニティックフェライトの平均粒径：１．５～５．０μｍ
さらに、ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの平均粒径を１．５～５．０μｍとすることが好ましい。本発明において、ベイニティックフェライトの粒界は、炭化物が析出するサイト（precipitation site）として重要である。ベイニティックフェライトの粒径が大きくなり過ぎると粒界の面積が小さくなり、粒界に炭化物が析出することが難しくなる。その結果、粒内に炭化物が析出しやすくなり、粒界に分散する炭化物が全析出炭化物の８０％未満となってしまう。このため、ベイニティックフェライトの平均粒径は５．０μｍ以下が好ましい。より好ましくは４．０μｍ以下である。一方で、ベイニティックフェライトの粒界は磁束の移動を妨げ、磁気特性を低下させる。このため、ベイニティックフェライトの平均粒径は１．５μｍ以上が好ましい。より好ましくは１．７μｍ以上である。
　３）製造方法
次に、本発明の高加工性高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。上記の成分組成を有する鋼スラブを用いて高加工性高強度熱延鋼板を製造する。以下に、製造方法の好適条件について説明する。
　鋼スラブの再加熱温度：１１５０～１３００℃加熱
本発明において、上記の成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上に再加熱し、スラブ段階の炭化物を再固溶させることが重要である。１１５０℃未満の再加熱の場合、スラブ中のＴｉ炭化物が再固溶せず、靭性および磁気特性に悪影響を及ぼす。１３００℃を超えた場合、表層組織が粗大化し打抜き加工性を低下させるだけでなく、Ｓｉ系スケールが生成して表面性状を損ねるため、１３００℃以下とする。
　熱間圧延条件：Ａｒ３変態点～（Ａｒ３変態点＋８０）℃の仕上温度でかつ仕上圧延最終スタンドでの圧下率２０％以上
熱間圧延の仕上温度は、Ａｒ３変態点～（Ａｒ３変態点＋８０）℃の範囲が好ましい。Ａｒ３変態点未満の場合、フェライトが生成するため所望のベイナイト組織が得られない。（Ａｒ３変態点＋８０）℃を超える温度の場合、結晶粒が粗大化し打抜き加工性が低下する。なお、ここでいうＡｒ３変態点とは、冷却速度１０℃／ｓの熱間加工再現試験(thermo-mechanical simulation test)で熱膨張曲線（thermal expansion curve）を求め、その変化点により求めた変態温度である。また、本発明において、仕上圧延最終スタンドにおける圧下率が２０％未満の場合、圧延終了直後のオーステナイト粒径が大きくなる。その結果、オーステナイトから変態したベイナイトを構成するベイニティックフェライトの粒径も大きくなる。このため、ベイニティックフェライトの粒界に分散する炭化物が全析出炭化物の８０％以上である組織が得られず、打抜き加工性が向上しない。このため、仕上圧延最終スタンドにおける圧下率は２０％以上が好ましい。より好ましくは２５％以上である。
　熱間圧延後の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
熱間圧延を終了した後、直ちに、好ましくは１．５ｓ以内に強制冷却を開始し、巻取り温度で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、フェライト相が生成し、熱延鋼板のベイナイト相を９５％以上とすることが困難となる。したがって、熱間圧延後の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とすることが好ましい。さらに好ましくは４０℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に規定しない。一方で、平均冷却速度が大きくなりすぎると、ベイナイト変態がより低温で起こり、下部ベイナイトが生成しやすくなる。このため、所望の組織を確保することが困難となる。したがって、平均冷却速度は１５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、上記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度とする。
　巻取温度：３８０～４８０℃
　巻取温度が４８０℃を超える場合、パーライトが生成し、９５％以上のベイナイト組織を確保できない。３８０℃未満の場合、下部ベイナイトあるいはマルテンサイトなどの転位密度の高い組織となり磁気特性を満足できない。
　その他の製造条件は通常の条件で行うことができる。例えば、所望の組成を有する鋼は転炉や電気炉や誘導炉などで溶製を行う。その後真空脱ガス炉(vacuum degassing furnace)にて二次精錬(secondary smelting)を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うのが好ましい。なお、分塊圧延(blooming rolling)による方法も可能である。鋳造されるスラブは、厚みが２００～３００ｍｍ程度の通常のスラブであっても、厚み３０ｍｍ程度の薄スラブであってもよい。薄スラブにすれば粗圧延を省略できる。鋳造後のスラブは、そのまま直送熱間圧延しても、加熱炉で再加熱後に熱間圧延してもよい。
　また、本発明の高加工性高強度熱延鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板(electrolytic zinc-coated steel sheets)、溶融亜鉛めっき鋼板(hot-dip zinc-coated steel sheets)、合金化溶融亜鉛めっき鋼板(alloyed hot dip galvanized steel sheets)等のめっき鋼板としてもよい。めっきの条件は特に制限せず、常法であればよい。
　表１に示す組成とＡｒ３変態点を有する鋼スラブＮｏ．Ａ～Ｉを、１２５０℃に加熱し、表２に示す熱延条件で熱延鋼板Ｎｏ．１～１３を作製した。なお、表１のＡｒ３変態点は上記の方法により求めた。
　ベイナイト組織の体積率、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径、粒界に析出する炭化物の割合、粒径２０～３００ｎｍの炭化物の割合を、以下の方法により求めた。
　走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール腐食(nital etching)し、全板厚を１０等分し、各部位の中央部を倍率１５００倍でＳＥＭ写真を撮影し、ボリゴナルフェライト相(polygonal ferrite phase)、パーライトなどの第二相を画像処理により抽出し、画像解析処理により全体から、これらの相を差し引いた面積率を測定した。これらの１０視野の平均値を本発明におけるベイナイト組織の体積率とした。また、ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの平均結晶粒径を線分法に準拠して測定した。
　また、炭化物については、上記と同様の１０視野で、倍率１００００倍でＳＥＭ撮影し、粒界に分散する炭化物の割合、粒界に分散する平均粒径２０～３００ｎｍの炭化物の割合をそれぞれ測定した。
　粒界に分散する炭化物の割合は、上記と同様の１０視野のＳＥＭ写真で、粒界上に存在する炭化物の個数と、全炭化物の個数を数え、（粒界上に存在する炭化物の個数）/（全炭化物の個数）として求めた。なお粒界上に存在する炭化物は、炭化物の一部でも粒界に接していれば粒界上に存在する炭化物とした。また、粒径２０～３００ｎｍの炭化物の割合は上記と同じ１０視野のＳＥＭ写真で、炭化物のそれぞれの粒径を測定し、（粒径が２０～３００ｎｍである炭化物の個数）/（全炭化物の個数）として求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　機械特性については、ＪＩＳ　５号引張試験片（圧延方向に直角方向）を採取し、次の方法で求めた。ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、２本の引張試験片に歪み速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を求めた。引張強度７８０ＭＰａ以上を合格とした。
磁気特性については、エプスタイン試験（Epstein testing）により磁束密度Ｂ５０を求め、１．４８以上を合格とした。
打抜き加工性については、以下に記す端面性状を評価して、合否を判断した。クリアランス(clearance)１５％で１０ｍｍφの打抜きを行い、圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直交する方向（Ｃ方向）の打抜き端面をＳＥＭ撮影し、端面の破断部全体から、割れ部、脆性破面部(brittle fracture appearance)、二次せん断面部（secondary shear section）などの異常部を取り除いた残り正常部の割合を測定し、この正常部の割合が９５％以上を合格とした。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　いずれの発明例も、引張強度、磁気特性、および打抜き加工性が良好である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１４０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：１．００～１．８０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％かつＴｉ：０．０５０～０．１５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ体積率９５％以上のベイナイト組織を有し、前記ベイナイト組織を構成するベイニティックフェライトの粒界には、全析出炭化物の８０％以上の炭化物が分散し、該全析出炭化物の８０％以上が２０～３００ｎｍの粒径を有することを特徴とする７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。
  2. 　前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１．５～５．０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｖ：０．００５～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％の中から選択された少なくとも一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．００２～０．１００％、Ｍｏ：０．００２～０．１００％のうち、少なくとも一種以上含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。
  5. 　さらに、質量％でＣａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０３００％の少なくとも１種以上を含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７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板。
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