JP2003268509A - 回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 磁気特性が高く、加工性に優れ、５９０ＭＰ
ａ級以上の強度を有する回転機鉄芯用高加工性高強度熱
延鋼板およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．
０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ
≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェ
ライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを
含む１０ｎｍ未満の炭化物を分散析出させ、好ましくは
セメンタイトの体積率が３％未満とし、５９０ＭＰａ級
以上の強度を有することにより、回転機鉄芯用高加工性
高強度熱延鋼板を得る。
ａ級以上の強度を有する回転機鉄芯用高加工性高強度熱
延鋼板およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．
０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ
≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェ
ライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを
含む１０ｎｍ未満の炭化物を分散析出させ、好ましくは
セメンタイトの体積率が３％未満とし、５９０ＭＰａ級
以上の強度を有することにより、回転機鉄芯用高加工性
高強度熱延鋼板を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大型発電機のロー
タ等の回転機鉄芯に用いられる５９０ＭＰａ級以上の強
度を有する高加工性高強度熱延鋼板およびその製造方法
に関する。
タ等の回転機鉄芯に用いられる５９０ＭＰａ級以上の強
度を有する高加工性高強度熱延鋼板およびその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、電気機器用構造部材に用いられる
鋼板には、電気機器の高性能化を目的に機械特性に加え
て磁気特性、すなわち、高い透磁率と磁束密度が要求さ
れるようになってきた。特に大型発電機のロータ等の回
転機鉄芯用の鋼板は、大きな遠心力を受けることから、
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。
鋼板には、電気機器の高性能化を目的に機械特性に加え
て磁気特性、すなわち、高い透磁率と磁束密度が要求さ
れるようになってきた。特に大型発電機のロータ等の回
転機鉄芯用の鋼板は、大きな遠心力を受けることから、
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。
【０００３】上記磁気特性のうち、透磁率は鋼中の粗大
な炭化物量が少ないほど、磁束密度は鋼中の非磁性元素
量が少ないほど高くなる。そのため、従来、磁気特性の
優れた鋼板には、極低炭素鋼が用いられてきたが、極低
炭素鋼板では、強度は高々３００ＭＰａしかないため、
高強度を得るにはＳｉ、Ａｌ、Ｐを多量に固溶させて強
度を上昇させてきた。
な炭化物量が少ないほど、磁束密度は鋼中の非磁性元素
量が少ないほど高くなる。そのため、従来、磁気特性の
優れた鋼板には、極低炭素鋼が用いられてきたが、極低
炭素鋼板では、強度は高々３００ＭＰａしかないため、
高強度を得るにはＳｉ、Ａｌ、Ｐを多量に固溶させて強
度を上昇させてきた。
【０００４】しかしながら、このような固溶強化による
高強度化では要求される５９０ＭＰａ級以上の強度は容
易に得ることができない上に、加工性が著しく低下し、
さらには、多量に添加したＳｉ、Ａｌ、Ｐで磁束密度が
低下してしまう。そこで、このようなニーズに対して、
フェライトを主体とした鋼を微細析出物で強化し、高強
度と高加工性、さらには高磁気特性を並立させることが
考えられる。
高強度化では要求される５９０ＭＰａ級以上の強度は容
易に得ることができない上に、加工性が著しく低下し、
さらには、多量に添加したＳｉ、Ａｌ、Ｐで磁束密度が
低下してしまう。そこで、このようなニーズに対して、
フェライトを主体とした鋼を微細析出物で強化し、高強
度と高加工性、さらには高磁気特性を並立させることが
考えられる。
【０００５】非特許文献１では、低炭素鋼にＴｉを加え
た加工性の優れた高張力熱延鋼板が提案されている。こ
の技術では、従来鋼よりＣ量を低減し、セメンタイト量
を低減させることで加工性を向上させ、Ｔｉ単独添加で
高強度を実現している。しかしながら、Ｃに対してＴｉ
を多量に添加するため、組織が転位密度の高いベイニテ
ィックフェライトとなり、磁気特性は回転機鉄芯として
実用に耐えるものではない。特に、９８０ＭＰａ級以上
の高強度を得るためにＴｉを多量に添加しても、析出物
が粗大化しやすくなり、逆に強度が低下するばかりか、
組織の転位密度が高くなり、回転機鉄芯としては使用す
ることができない。
た加工性の優れた高張力熱延鋼板が提案されている。こ
の技術では、従来鋼よりＣ量を低減し、セメンタイト量
を低減させることで加工性を向上させ、Ｔｉ単独添加で
高強度を実現している。しかしながら、Ｃに対してＴｉ
を多量に添加するため、組織が転位密度の高いベイニテ
ィックフェライトとなり、磁気特性は回転機鉄芯として
実用に耐えるものではない。特に、９８０ＭＰａ級以上
の高強度を得るためにＴｉを多量に添加しても、析出物
が粗大化しやすくなり、逆に強度が低下するばかりか、
組織の転位密度が高くなり、回転機鉄芯としては使用す
ることができない。
【０００６】また、特許文献１では、Ｔｉ添加低炭素鋼
による高強度熱延鋼板が開示されている。この技術は、
Ｃを０．０３〜０．０５％、Ｔｉを０．１〜０．２０％
含有する鋼のパーライトや低温変態相の体積率を規定す
ることで、加工性を向上させようとするものである。し
かしながら、５９０ＭＰａ級以上の高強度を得るには多
量のＴｉ添加が必須であり、強度上昇に寄与しない３０
ｎｍを超える粗大なＴｉ炭化物が生成しやすい上に、多
量の固溶Ｔｉ、および、不可避的に生成する転位密度の
高いベイニティックフライトが磁気特性を劣化させる。
による高強度熱延鋼板が開示されている。この技術は、
Ｃを０．０３〜０．０５％、Ｔｉを０．１〜０．２０％
含有する鋼のパーライトや低温変態相の体積率を規定す
ることで、加工性を向上させようとするものである。し
かしながら、５９０ＭＰａ級以上の高強度を得るには多
量のＴｉ添加が必須であり、強度上昇に寄与しない３０
ｎｍを超える粗大なＴｉ炭化物が生成しやすい上に、多
量の固溶Ｔｉ、および、不可避的に生成する転位密度の
高いベイニティックフライトが磁気特性を劣化させる。
【０００７】特許文献２には、Ｔｉ、Ｂ添加のＳｉ−Ｍ
ｎ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、焼き入れ性改善の
ためＢを添加し、圧延後急冷することでベイナイト組織
を生成させている。この転位密度の高いベイナイトによ
り磁気特性は回転機鉄芯として満足できるものではな
い。
ｎ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、焼き入れ性改善の
ためＢを添加し、圧延後急冷することでベイナイト組織
を生成させている。この転位密度の高いベイナイトによ
り磁気特性は回転機鉄芯として満足できるものではな
い。
【０００８】特許文献３にも、Ｔｉ添加による高磁束密
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、高強度熱延鋼板で用いられるＳｉを
０．１０％以下に低減する代わりに、ＴｉＣで強度を補
っている。しかし、この技術でもＴｉ添加により転位密
度の高いベイニティックフェライトが生成しやすく、や
はり磁気特性は回転機鉄芯としては不十分なものとなっ
てしまう。
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、高強度熱延鋼板で用いられるＳｉを
０．１０％以下に低減する代わりに、ＴｉＣで強度を補
っている。しかし、この技術でもＴｉ添加により転位密
度の高いベイニティックフェライトが生成しやすく、や
はり磁気特性は回転機鉄芯としては不十分なものとなっ
てしまう。
【０００９】
【特許文献１】特公平８−２６４３３号公報
【特許文献２】特開昭６３−１６６９３１号公報
【特許文献３】特開昭５９−９１１２１号公報
【非特許文献１】CAMP-ISIJ(1992),p1863-1866
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】このように、いずれの
従来技術も回転機鉄芯として十分な磁気特性を有する加
工性に優れた５９０ＭＰａ級以上の強度を有する高強度
熱延鋼板は未だ得られていない。
従来技術も回転機鉄芯として十分な磁気特性を有する加
工性に優れた５９０ＭＰａ級以上の強度を有する高強度
熱延鋼板は未だ得られていない。
【００１１】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、加工性に優れ、５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を有する回転機鉄芯用高加工性高強度
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。
であって、磁気特性が良好で、加工性に優れ、５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を有する回転機鉄芯用高加工性高強度
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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく研究を重ねた結果、１μｍを超える粗大炭
化物および転位密度の高いベイニティックフェライトを
生じさせるＣおよびＴｉに対してその添加量を抑え、か
つ、極めて微細な析出物が分散したフェライト組織とす
ることにより、５９０ＭＰａ級以上の高強度と優れた加
工性を有しながら優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯
として十分な特性を有する鋼板が得られることを見出し
た。すなわち、ＴｉとＭｏまたは／およびＷとを鋼に添
加し、ＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭
化物からなる１０ｎｍ未満の超微細析出物で鋼を強化す
るとともに、Ｔｉ添加量を制限して、組織をフェライト
とすることで、磁気特性および加工性に優れた５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を有する、回転機用鉄芯用として十分
な特性の高強度熱延鋼板が得られることを見出した。
を解決すべく研究を重ねた結果、１μｍを超える粗大炭
化物および転位密度の高いベイニティックフェライトを
生じさせるＣおよびＴｉに対してその添加量を抑え、か
つ、極めて微細な析出物が分散したフェライト組織とす
ることにより、５９０ＭＰａ級以上の高強度と優れた加
工性を有しながら優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯
として十分な特性を有する鋼板が得られることを見出し
た。すなわち、ＴｉとＭｏまたは／およびＷとを鋼に添
加し、ＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭
化物からなる１０ｎｍ未満の超微細析出物で鋼を強化す
るとともに、Ｔｉ添加量を制限して、組織をフェライト
とすることで、磁気特性および加工性に優れた５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を有する、回転機用鉄芯用として十分
な特性の高強度熱延鋼板が得られることを見出した。
【００１３】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであって、以下の（１）〜（１１）を提供する。
たものであって、以下の（１）〜（１１）を提供する。
【００１４】（１）重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：
０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的に
フェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方
とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０
ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機鉄芯用高加工性高
強度熱延鋼板。
０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的に
フェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方
とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０
ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機鉄芯用高加工性高
強度熱延鋼板。
【００１５】（２）重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：
０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的に
フェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方
とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、セメン
タイトの体積率が３％未満であり、５９０ＭＰａ級以上
の強度を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼
板。
０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的に
フェライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方
とを含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、セメン
タイトの体積率が３％未満であり、５９０ＭＰａ級以上
の強度を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼
板。
【００１６】（３）上記（１）または（２）において、
さらにＮｂおよびＶのうち少なくとも一方を含むことを
特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
さらにＮｂおよびＶのうち少なくとも一方を含むことを
特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
【００１７】（４）重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦
０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎ
ｂ：０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜
０．２％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％
およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部
が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴ
ｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未
満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度
を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦
０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎ
ｂ：０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜
０．２％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％
およびＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部
が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴ
ｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未
満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度
を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
【００１８】（５）重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦
０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ
≦０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．
２％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部が実
質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴｉと
ＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の
炭化物が分散してなり、セメンタイトの体積率が３％未
満であり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機
鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦
０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ
≦０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．
２％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およ
びＷ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部が実
質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴｉと
ＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の
炭化物が分散してなり、セメンタイトの体積率が３％未
満であり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機
鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
【００１９】（６）上記（１）から（５）のいずれかに
おいて、上記炭化物の組成が、原子数比で、０．５≦Ｔ
ｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦２を満たすことを特徴とする回転機
鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
おいて、上記炭化物の組成が、原子数比で、０．５≦Ｔ
ｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦２を満たすことを特徴とする回転機
鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
【００２０】（７）上記（１）から（５）のいずれかに
おいて、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、 ｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２ を満足することを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強
度熱延鋼板。ただし、上記式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成
分の重量％を表す。
おいて、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、 ｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２ を満足することを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強
度熱延鋼板。ただし、上記式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成
分の重量％を表す。
【００２１】（８）上記（１）から（５）において、鋼
におけるＣ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８
４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ を満足することを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強
度熱延鋼板。ただし、上記式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは
各成分の重量％を表す。
におけるＣ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８
４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ を満足することを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強
度熱延鋼板。ただし、上記式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは
各成分の重量％を表す。
【００２２】（９）上記（４）、（５）、（７）、
（８）のいずれかにおいて、重量％で、さらに、Ｓｂ≦
０．１％、Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦
０．３％、Ｃａ≦０．００５％を含むことを特徴とする
回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
（８）のいずれかにおいて、重量％で、さらに、Ｓｂ≦
０．１％、Ｂ≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦
０．３％、Ｃａ≦０．００５％を含むことを特徴とする
回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。
【００２３】（１０）上記（１）から（９）のいずれか
において、前記炭化物の長辺と短辺との長さの比が２以
下であることを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強度
熱延鋼板。
において、前記炭化物の長辺と短辺との長さの比が２以
下であることを特徴とする回転機鉄芯用高加工性高強度
熱延鋼板。
【００２４】（１１）上記（１）から（１０）のいずれ
かの鋼板を製造するにあたり、熱間圧延を８００℃以上
で終了し、５７０〜６７０℃で巻取ることを特徴とする
回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
かの鋼板を製造するにあたり、熱間圧延を８００℃以上
で終了し、５７０〜６７０℃で巻取ることを特徴とする
回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明に係る回転機鉄芯用の熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含
み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のうち少
なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にＴｉと
ＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の
炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有
する。
明する。本発明に係る回転機鉄芯用の熱延鋼板は、重量
％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含
み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のうち少
なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にＴｉと
ＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の
炭化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有
する。
【００２６】マトリックスを実質的にフェライト組織と
したのは、マルテンサイトを含む複合組織および転位密
度の高いベイニティックフェライト組織、アシキュラー
フェライト組織では、良好な磁気特性が得られないから
である。すなわち、本発明でいうフェライト組織は、ベ
イニティックフェライトやアシキュラーフェライトを除
く高温でも組織変化のないフェライトをいう。
したのは、マルテンサイトを含む複合組織および転位密
度の高いベイニティックフェライト組織、アシキュラー
フェライト組織では、良好な磁気特性が得られないから
である。すなわち、本発明でいうフェライト組織は、ベ
イニティックフェライトやアシキュラーフェライトを除
く高温でも組織変化のないフェライトをいう。
【００２７】本発明では実質的にフェライト組織になっ
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、ＴｉとＭｏお
よびＷの少なくとも一方とを含む炭化物からなる微細な
析出物以外の粗大なセメンタイトは、高強度鋼板の磁気
特性を劣化させるため、体積率を３％未満とすることが
望ましい。さらに望ましくは１％未満である。
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、ＴｉとＭｏお
よびＷの少なくとも一方とを含む炭化物からなる微細な
析出物以外の粗大なセメンタイトは、高強度鋼板の磁気
特性を劣化させるため、体積率を３％未満とすることが
望ましい。さらに望ましくは１％未満である。
【００２８】本発明において、鋼組織をフェライト組織
とするには、ランナウトテーブル上で冷却時に起こるγ
→α変態を７００℃以下にまで遅延させる必要がある。
これは、７００℃以上で変態が開始すると、γ＋α二相
域におけるＣのαからγへの再分配が生じ、パーライト
または低温変態相が生成しやすくなるためである。そこ
で、本発明においては、ＭｏおよびＷの少なくとも一方
を添加することでフェライト変態を遅延させる。Ｍｏや
Ｗはパーライト変態も同時に遅延させるので、粗大Ｆｅ
炭化物の析出も抑制することができる。
とするには、ランナウトテーブル上で冷却時に起こるγ
→α変態を７００℃以下にまで遅延させる必要がある。
これは、７００℃以上で変態が開始すると、γ＋α二相
域におけるＣのαからγへの再分配が生じ、パーライト
または低温変態相が生成しやすくなるためである。そこ
で、本発明においては、ＭｏおよびＷの少なくとも一方
を添加することでフェライト変態を遅延させる。Ｍｏや
Ｗはパーライト変態も同時に遅延させるので、粗大Ｆｅ
炭化物の析出も抑制することができる。
【００２９】マトリックスが実質的にフェライトである
鋼を高強度化するためには超微細析出物を用いる。一般
に、ＭｏはＭｏ２Ｃを形成するが、Ｍｏ２Ｃは析出しに
くいため、Ｍｏ単独添加では５９０ＭＰａ級以上の強度
を得ることは困難である。そこで、本発明においては、
鋼中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗの量を制御することで、ＴｉとＭ
ｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭化物を１０ｎｍ
未満と超微細にかつ適当な早さで析出させる。このよう
な観点から、炭化物のＴｉとＭｏ＋Ｗとの比であるＴｉ
／（Ｍｏ＋Ｗ）を原子数比で０．５以上、２以下とする
ことが好ましい。また、このような析出物は、さらにＮ
ｂおよびＶのうち少なくとも一方を含んでいてもよい。
鋼を高強度化するためには超微細析出物を用いる。一般
に、ＭｏはＭｏ２Ｃを形成するが、Ｍｏ２Ｃは析出しに
くいため、Ｍｏ単独添加では５９０ＭＰａ級以上の強度
を得ることは困難である。そこで、本発明においては、
鋼中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗの量を制御することで、ＴｉとＭ
ｏおよびＷの少なくとも一方とを含む炭化物を１０ｎｍ
未満と超微細にかつ適当な早さで析出させる。このよう
な観点から、炭化物のＴｉとＭｏ＋Ｗとの比であるＴｉ
／（Ｍｏ＋Ｗ）を原子数比で０．５以上、２以下とする
ことが好ましい。また、このような析出物は、さらにＮ
ｂおよびＶのうち少なくとも一方を含んでいてもよい。
【００３０】また、超微細析出物として存在する上記炭
化物においては、その形状が球形に近い方が磁気特性が
良好になる。これは、長方形の析出物、展伸した析出物
では、長辺側の曲率が極めて大きくなり、その周囲のマ
トリックスに大きな応力場が生じて結果的に磁気特性が
劣化するためである。そのため、電子顕微鏡で観察した
析出物の長辺と短辺との長さの比、すなわちアスペクト
比が２以下であることが好ましい。
化物においては、その形状が球形に近い方が磁気特性が
良好になる。これは、長方形の析出物、展伸した析出物
では、長辺側の曲率が極めて大きくなり、その周囲のマ
トリックスに大きな応力場が生じて結果的に磁気特性が
劣化するためである。そのため、電子顕微鏡で観察した
析出物の長辺と短辺との長さの比、すなわちアスペクト
比が２以下であることが好ましい。
【００３１】熱延鋼板の強度を５９０ＭＰａ級以上とし
たのは、回転機鉄芯用鋼板として用いる場合に生じる大
きな遠心力に耐えるために必要であるからである。
たのは、回転機鉄芯用鋼板として用いる場合に生じる大
きな遠心力に耐えるために必要であるからである。
【００３２】次に、上記化学成分組成について説明す
る。 Ｃ≦０．１０％ ＣはＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物として
固定され、鋼の強度を担う元素である。しかし、含有量
が０．１０％を超えると粗大なＦｅ炭化物や島状マルテ
ンサイトが生成しやすくなり、加工性が劣化する傾向に
ある。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。一
方、５９０ＭＰａ級以上の強度を得る観点からは０．０
０５０％以上が望ましく、０．０１％超がさらに望まし
い。
る。 Ｃ≦０．１０％ ＣはＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物として
固定され、鋼の強度を担う元素である。しかし、含有量
が０．１０％を超えると粗大なＦｅ炭化物や島状マルテ
ンサイトが生成しやすくなり、加工性が劣化する傾向に
ある。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。一
方、５９０ＭＰａ級以上の強度を得る観点からは０．０
０５０％以上が望ましく、０．０１％超がさらに望まし
い。
【００３３】Ｔｉ：０．０２〜０．２％
ＴｉはＭｏまたは／およびＷとともに微細炭化物を形成
し、鋼の強度を担う。しかし、０．０２％未満では微細
析出物量が少なくなり、高強度を実現しにくくなり、一
方、０．２％を超えると転位密度の高いベイニティック
フェライトの生成が促進される傾向にあり、磁気特性が
劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２％
とする。
し、鋼の強度を担う。しかし、０．０２％未満では微細
析出物量が少なくなり、高強度を実現しにくくなり、一
方、０．２％を超えると転位密度の高いベイニティック
フェライトの生成が促進される傾向にあり、磁気特性が
劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．２％
とする。
【００３４】Ｍｏ≦０．７％
Ｍｏは、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を調
整し、高温でのγ＋α二相組織の形成を抑制してフェラ
イト主体組織を形成しやすくする他、同時にＦｅ炭化物
の生成を抑制する。０．７％を超えるとマトリックスが
ベイナイト化しやすくなり、磁気特性が劣化するおそれ
がある。このため、Ｍｏ含有量は０．７％以下とする。
好ましくは０．５％以下である。一方、Ｗが添加されな
い場合、Ｍｏが０．０５％未満では粗大なＦｅ炭化物の
析出を抑制することが困難となるため好ましくは０．０
５％以上である。
整し、高温でのγ＋α二相組織の形成を抑制してフェラ
イト主体組織を形成しやすくする他、同時にＦｅ炭化物
の生成を抑制する。０．７％を超えるとマトリックスが
ベイナイト化しやすくなり、磁気特性が劣化するおそれ
がある。このため、Ｍｏ含有量は０．７％以下とする。
好ましくは０．５％以下である。一方、Ｗが添加されな
い場合、Ｍｏが０．０５％未満では粗大なＦｅ炭化物の
析出を抑制することが困難となるため好ましくは０．０
５％以上である。
【００３５】Ｗ≦１．５％
Ｗは、ＴｉとともにまたはＴｉおよびＭｏとともに微細
な炭化物を析出し、Ｆｅ炭化物の生成を抑制して、鋼の
高強度化に寄与する。Ｗ含有量が１．５％を超えると転
位密度の低いフェライト組織を得ることが困難になるこ
とからＷ含有量は１．５％以下とする。Ｍｏが添加され
ない場合、Ｗ含有量が少ないと冷却中のＦｅ炭化物析出
を抑制することができないことから、その場合にはＷ含
有量は０．１％以上が望ましい。
な炭化物を析出し、Ｆｅ炭化物の生成を抑制して、鋼の
高強度化に寄与する。Ｗ含有量が１．５％を超えると転
位密度の低いフェライト組織を得ることが困難になるこ
とからＷ含有量は１．５％以下とする。Ｍｏが添加され
ない場合、Ｗ含有量が少ないと冷却中のＦｅ炭化物析出
を抑制することができないことから、その場合にはＷ含
有量は０．１％以上が望ましい。
【００３６】本発明では、上記要件さえ満たしていれば
回転機鉄芯用熱延鋼板として十分な磁気特性、加工性お
よび強度を有する熱延鋼板を得ることができ、他の化学
成分は特に限定されないが、上記成分の他の成分とし
て、重量％で、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ
≦０．００６％、Ｎｂ≦０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｖ≦０．１％が好ましい。以下、これら各成分について
説明する。
回転機鉄芯用熱延鋼板として十分な磁気特性、加工性お
よび強度を有する熱延鋼板を得ることができ、他の化学
成分は特に限定されないが、上記成分の他の成分とし
て、重量％で、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ
≦０．００６％、Ｎｂ≦０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｖ≦０．１％が好ましい。以下、これら各成分について
説明する。
【００３７】Ｓｉ≦０．５％
Ｓｉは高強度鋼板を製造する場合に、固溶強化元素とし
てよく用いられてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケー
ルを生成し、表面性状を劣化させてしまう。したがっ
て、Ｓｉ量は０．５％以下が好ましい。望ましくは０．
２％以下、さらに望ましくは、０．０５％以下である。
てよく用いられてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケー
ルを生成し、表面性状を劣化させてしまう。したがっ
て、Ｓｉ量は０．５％以下が好ましい。望ましくは０．
２％以下、さらに望ましくは、０．０５％以下である。
【００３８】Ｍｎ：０．２〜２％
Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、その量
が０．２％未満では焼入元素が添加されていてもパーラ
イトが生成しやすくなって５９０ＭＰａ級の強度を得難
くなり、一方、２％を超えると鋼中の偏析が著しくなっ
て加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は０．２〜
２％が好ましい。望ましくは、０．５〜２％である。
が０．２％未満では焼入元素が添加されていてもパーラ
イトが生成しやすくなって５９０ＭＰａ級の強度を得難
くなり、一方、２％を超えると鋼中の偏析が著しくなっ
て加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は０．２〜
２％が好ましい。望ましくは、０．５〜２％である。
【００３９】Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加さ
れると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、
０．０６％以下が好ましい。
れると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、
０．０６％以下が好ましい。
【００４０】Ｓ≦０．０１％
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定される。このため、Ｓは
材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、ま
た延性も低下させることから、０．０１％以下が好まし
い。さらに好ましくは０．００５％以下である。
材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、ま
た延性も低下させることから、０．０１％以下が好まし
い。さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００４１】Ａｌ≦０．１％
鋼中Ａｌは脱酸材として使用される。しかし、その含有
量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、
０．１％以下が好ましい。
量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、
０．１％以下が好ましい。
【００４２】Ｎ≦０．００６％
Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．００６％を
超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因とな
ることから、０．００６％以下が好ましい。
超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因とな
ることから、０．００６％以下が好ましい。
【００４３】Ｃｒ≦０．５％
Ｃｒが０．５％を超えるとＭｎと同様に低延性の低温変
態相が生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．５％以下が好ましい。
態相が生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．５％以下が好ましい。
【００４４】Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目
的で添加してもよい。しかし、０．０８％を超えると結
晶粒の極度の微細化をもたらし、伸びが低下する傾向が
あることから添加する場合には０．０８％以下が好まし
い。結晶粒微細化効果は０．００５％以上のＮｂ添加で
顕著であることから、０．００５％以上が一層好まし
い。
的で添加してもよい。しかし、０．０８％を超えると結
晶粒の極度の微細化をもたらし、伸びが低下する傾向が
あることから添加する場合には０．０８％以下が好まし
い。結晶粒微細化効果は０．００５％以上のＮｂ添加で
顕著であることから、０．００５％以上が一層好まし
い。
【００４５】Ｖ≦０．１％
Ｖは１０ｎｍ未満の微細析出物として存在する炭化物の
一部を構成することができるため、添加してもよい。た
だし、Ｖは鋼の焼入性を増大する元素であることから
０．１％以上添加すると、転位密度の大きいベイニティ
ックフェライトが生成しやすくなる。したがって、Ｖを
添加する場合には、０．１％以下が好ましい。
一部を構成することができるため、添加してもよい。た
だし、Ｖは鋼の焼入性を増大する元素であることから
０．１％以上添加すると、転位密度の大きいベイニティ
ックフェライトが生成しやすくなる。したがって、Ｖを
添加する場合には、０．１％以下が好ましい。
【００４６】なお、本発明においては、耐二次加工脆
性、耐食性向上等のため、Ｓｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０
０２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．
００５％の１種類以上を含んでいても特性上問題はな
い。
性、耐食性向上等のため、Ｓｂ≦０．１％、Ｂ≦０．０
０２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃａ≦０．
００５％の１種類以上を含んでいても特性上問題はな
い。
【００４７】本発明では、上記炭化物をフェライト中に
微細に析出させるために、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの
組成比が以下の（１）式を満足することが望ましく、
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が以下の（２）式を満足す
ることが望ましい。 ｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋ （Ｗ／１８４）｝≧０．２ …（１） （ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分の
重量％を表す。） ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６） ｝≦１．５ …（２） （ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成
分の重量％を表す。）
微細に析出させるために、鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの
組成比が以下の（１）式を満足することが望ましく、
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が以下の（２）式を満足す
ることが望ましい。 ｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋ （Ｗ／１８４）｝≧０．２ …（１） （ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分の
重量％を表す。） ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６） ｝≦１．５ …（２） （ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成
分の重量％を表す。）
【００４８】｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／
｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝
の値が０．２未満では、微細な炭化物が粗大化しやすく
５９０ＭＰａ級以上の強度を得難くなる。したがって、
上記（１）式のように｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８
４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１
８４）｝の値を０．２以上とすることが好ましい。より
望ましくは０．４以上である。また、この値が０．８を
超えると、炭化物の析出量が少なくなり、やはり５９０
ＭＰａ級以上の強度を得難くなるため０．８以下とする
ことが好ましい。
｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝
の値が０．２未満では、微細な炭化物が粗大化しやすく
５９０ＭＰａ級以上の強度を得難くなる。したがって、
上記（１）式のように｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８
４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１
８４）｝の値を０．２以上とすることが好ましい。より
望ましくは０．４以上である。また、この値が０．８を
超えると、炭化物の析出量が少なくなり、やはり５９０
ＭＰａ級以上の強度を得難くなるため０．８以下とする
ことが好ましい。
【００４９】また、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．５未満で
は、強度を担う微細な炭化物量が少なくなり、５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を得難くなる。また、１．５を超える
と、粗大セメンタイト量が多くなることから磁気特性が
劣化する。したがって、上記（２）式のように（Ｃ／１
２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９
６）｝の値を０．５以上、１．５以下とすることが好ま
しい。より望ましくは０．７５以上、１．３以下であ
る。
（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．５未満で
は、強度を担う微細な炭化物量が少なくなり、５９０Ｍ
Ｐａ級以上の強度を得難くなる。また、１．５を超える
と、粗大セメンタイト量が多くなることから磁気特性が
劣化する。したがって、上記（２）式のように（Ｃ／１
２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９
６）｝の値を０．５以上、１．５以下とすることが好ま
しい。より望ましくは０．７５以上、１．３以下であ
る。
【００５０】次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了
し、５７０〜６７０℃で巻取る。
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了
し、５７０〜６７０℃で巻取る。
【００５１】仕上圧延温度：８００℃以上
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８００
℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化
してしまい、熱延鋼板の組織に変動が認められるように
なることから、仕上圧延温度は８００℃以上が好まし
い。さらに、８７０℃以上とすることがより一層望まし
い。
℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化
してしまい、熱延鋼板の組織に変動が認められるように
なることから、仕上圧延温度は８００℃以上が好まし
い。さらに、８７０℃以上とすることがより一層望まし
い。
【００５２】巻取り温度：５７０〜６７０℃
本発明鋼ではＴｉとＭｏまたは／およびＷを含む炭化物
の析出で粒界セメンタイトの析出を抑制することから、
巻取り温度をＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化
物の析出しやすい５７０〜６７０℃とした。また、本発
明鋼では、ＭｏまたはＷによりフェライト変態が抑制さ
れていることから、コイル内の巻取温度変動に関わらず
幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後にＴｉ
とＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物が析出する。こ
のため、強度、延性ともに安定する。
の析出で粒界セメンタイトの析出を抑制することから、
巻取り温度をＴｉとＭｏまたは／およびＷとを含む炭化
物の析出しやすい５７０〜６７０℃とした。また、本発
明鋼では、ＭｏまたはＷによりフェライト変態が抑制さ
れていることから、コイル内の巻取温度変動に関わらず
幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後にＴｉ
とＭｏまたは／およびＷとを含む炭化物が析出する。こ
のため、強度、延性ともに安定する。
【００５３】なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。さら
に、鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施し
た後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発
明の効果に影響はない。さらにまた、粗圧延後に仕上圧
延前もしくは圧延機スタンド間で圧延材を加熱しても、
粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、
さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発
明の効果は損なわれない。また、薄スラブ鋳造を用い
て、粗圧延を省略しても差し支えない。
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。さら
に、鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施し
た後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発
明の効果に影響はない。さらにまた、粗圧延後に仕上圧
延前もしくは圧延機スタンド間で圧延材を加熱しても、
粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、
さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発
明の効果は損なわれない。また、薄スラブ鋳造を用い
て、粗圧延を省略しても差し支えない。
【００５４】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分を有する鋼
を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が３．０ｍｍの高強度
熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕微
鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細炭化物を
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するととも
に、微細炭化物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー
分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握し
た。
を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が３．０ｍｍの高強度
熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕微
鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細炭化物を
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するととも
に、微細炭化物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー
分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握し
た。
【００５５】また、得られた鋼板の機械的特性および磁
気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪ
ＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び
（ＥＬ）および穴広げ性（λ）によって評価した。穴広
げ性については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に
従って測定した。磁気特性については磁束密度Ｂ300
（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。こ
れらの結果を表２に示す。
気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪ
ＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び
（ＥＬ）および穴広げ性（λ）によって評価した。穴広
げ性については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に
従って測定した。磁気特性については磁束密度Ｂ300
（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。こ
れらの結果を表２に示す。
【００５６】Ｎｏ．１では、フェライト組織であり、強
度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含む炭化物であり、
その大きさは１〜５ｎｍ程度と極めて微細でり、引張強
度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ級以上であって、本発明の範
囲内である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比が
１．１でありほぼ球形である。そのため、加工性の指標
である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が良好であり、磁
束密度も回転機鉄芯用として十分な値を示した。
度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含む炭化物であり、
その大きさは１〜５ｎｍ程度と極めて微細でり、引張強
度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ級以上であって、本発明の範
囲内である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比が
１．１でありほぼ球形である。そのため、加工性の指標
である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が良好であり、磁
束密度も回転機鉄芯用として十分な値を示した。
【００５７】これに対し、Ｎｏ．２では、組織がフェラ
イト＋パーライトであり、３０ｎｍ程度の粗大な析出物
が多数観察され、その析出物の組成はＴｉＣおよびＴｉ
とＮｂのみを含む炭化物であり、本発明から外れる比較
例である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比も２
を超えている。そのため、磁束密度Ｂ300がＮｏ．１の
本発明例の鋼板に比べて劣っている。さらに、加工性の
指標である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が悪く、回転
機鉄芯用として十分な加工性を有していないことが確認
された。
イト＋パーライトであり、３０ｎｍ程度の粗大な析出物
が多数観察され、その析出物の組成はＴｉＣおよびＴｉ
とＮｂのみを含む炭化物であり、本発明から外れる比較
例である。また、析出物の長辺と短辺との長さの比も２
を超えている。そのため、磁束密度Ｂ300がＮｏ．１の
本発明例の鋼板に比べて劣っている。さらに、加工性の
指標である伸び（ＥＬ）と穴広げ性（λ）が悪く、回転
機鉄芯用として十分な加工性を有していないことが確認
された。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】（実施例２）表３に示す化学成分を有する
鋼を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が４．５ｍｍの高強
度熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕
微鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細析出物
を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するととも
に、析出物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散
型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。
鋼を溶製し、熱間圧延を行い、板厚が４．５ｍｍの高強
度熱延鋼板を製造した。得られた鋼板の組織は、光学顕
微鏡で観察して同定した。さらに強度を担う微細析出物
を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察するととも
に、析出物の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散
型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。
【００６１】また、得られた鋼板の機械的特性および磁
気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪ
ＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び
（ＥＬ）で評価した。磁気特性については磁束密度Ｂ30
0（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。
これらの結果を表４に示す。
気特性を測定した。機械的特性については引張特性をＪ
ＩＳ５号試験片にて測定した。加工性については、伸び
（ＥＬ）で評価した。磁気特性については磁束密度Ｂ30
0（３０ｋＡ／ｍでの磁束密度：単位Ｔ）を測定した。
これらの結果を表４に示す。
【００６２】Ｎｏ．１１〜２２は、７８０ＭＰａ級の本
発明例であり、強度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含
む５ｎｍ未満の炭化物であった。そのため、磁束密度Ｂ
300、強度、加工性ともに優れた値を示した。これらの
うちＮｏ．１１〜１７はＭｏを添加した例であり、Ｎ
ｏ．１８はＭｏとＷ、Ｎｏ．１９はＷを添加した例であ
る。また、Ｎｏ．２０はＶ、Ｎｏ．２１はＣｕとＮｉ、
Ｎｏ．２２はＢを添加した例である。
発明例であり、強度を担う析出物は、ＴｉとＭｏとを含
む５ｎｍ未満の炭化物であった。そのため、磁束密度Ｂ
300、強度、加工性ともに優れた値を示した。これらの
うちＮｏ．１１〜１７はＭｏを添加した例であり、Ｎ
ｏ．１８はＭｏとＷ、Ｎｏ．１９はＷを添加した例であ
る。また、Ｎｏ．２０はＶ、Ｎｏ．２１はＣｕとＮｉ、
Ｎｏ．２２はＢを添加した例である。
【００６３】Ｎｏ．１２〜２２は、｛（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．４〜０．８の好ましい範
囲にあり、Ｎｏ．１１よりも高い強度を示している。ま
た、Ｎｏ．１２，１３，１５，１７，１９，２０，２
１，２２は、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／
１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．７５〜１．３の
好ましい範囲にあり、Ｎｏ．１１，１４，１６，１８よ
りも優れたＢ300の値を示している。
（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）
＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．４〜０．８の好ましい範
囲にあり、Ｎｏ．１１よりも高い強度を示している。ま
た、Ｎｏ．１２，１３，１５，１７，１９，２０，２
１，２２は、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／
１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．７５〜１．３の
好ましい範囲にあり、Ｎｏ．１１，１４，１６，１８よ
りも優れたＢ300の値を示している。
【００６４】Ｎｏ．２３〜２６は９８０ＭＰａ級の本発
明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で９８０ＭＰ
ａ級まで高強度化されており、優れたＢ300を兼備して
いる。これらのうち、Ｎｏ．２３はＭｏ、Ｎｏ．２４は
ＭｏとＷ、Ｎｏ．２５はＷを添加した例であり、Ｎｏ．
２６はＭｏとＮｂを添加した例である。
明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で９８０ＭＰ
ａ級まで高強度化されており、優れたＢ300を兼備して
いる。これらのうち、Ｎｏ．２３はＭｏ、Ｎｏ．２４は
ＭｏとＷ、Ｎｏ．２５はＷを添加した例であり、Ｎｏ．
２６はＭｏとＮｂを添加した例である。
【００６５】Ｎｏ．２７，２８は５９０ＭＰａ級の本発
明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で高強度化さ
れており、優れたＢ300も兼備している。Ｎｏ．２７は
Ｍｏ、Ｎｏ．２８はＭｏとＷとＮｂ，Ｃａを添加した例
である。
明例であり、いずれも５ｎｍ未満の析出物で高強度化さ
れており、優れたＢ300も兼備している。Ｎｏ．２７は
Ｍｏ、Ｎｏ．２８はＭｏとＷとＮｂ，Ｃａを添加した例
である。
【００６６】Ｎｏ．２９，３０は７８０ＭＰａ級の比較
材である。Ｎｏ．２９では、組織がフェライト−パーラ
イトであり、析出物径も大きく、析出物の長辺と短辺と
の長さの比が２．３と大きいため、Ｂ300が低かった。
また、Ｎｏ．３０は組織がベイナイトであり、Ｂ300が
極めて低い値となった。
材である。Ｎｏ．２９では、組織がフェライト−パーラ
イトであり、析出物径も大きく、析出物の長辺と短辺と
の長さの比が２．３と大きいため、Ｂ300が低かった。
また、Ｎｏ．３０は組織がベイナイトであり、Ｂ300が
極めて低い値となった。
【００６７】
【表３】
【００６８】
【表４】
【００６９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％
を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のう
ち少なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にＴ
ｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未
満の炭化物が分散してなる、強度５９０ＭＰａ級以上の
高強度熱延鋼板としたので、優れた加工性を有しながら
優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯として十分な特性
を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％
を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ≦１．５％のう
ち少なくとも一方を含み、実質的にフェライト組織にＴ
ｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未
満の炭化物が分散してなる、強度５９０ＭＰａ級以上の
高強度熱延鋼板としたので、優れた加工性を有しながら
優れた磁気特性をも備えた回転機鉄芯として十分な特性
を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
Claims (11)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．
０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ
≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェ
ライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを
含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、５９０ＭＰ
ａ級以上の強度を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度
熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｔｉ：０．
０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ≦０．７％およびＷ
≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、実質的にフェ
ライト組織にＴｉとＭｏおよびＷの少なくとも一方とを
含む１０ｎｍ未満の炭化物が分散してなり、セメンタイ
トの体積率が３％未満であり、５９０ＭＰａ級以上の強
度を有する、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 前記炭化物は、さらにＮｂおよびＶのう
ち少なくとも一方を含むことを特徴とする請求項１また
は請求項２に記載の回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼
板。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．
５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ≦
０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２
％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％および
Ｗ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部が実質
的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴｉとＭ
ｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭
化物が分散してなり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有す
る、回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．
５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｎｂ≦
０．０８％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２
％、Ｖ≦０．１％を含み、さらにＭｏ≦０．７％および
Ｗ≦１．５％のうち少なくとも一方を含み、残部が実質
的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織にＴｉとＭ
ｏおよびＷの少なくとも一方とを含む１０ｎｍ未満の炭
化物が分散してなり、セメンタイトの体積率が３％未満
であり、５９０ＭＰａ級以上の強度を有する、回転機鉄
芯用高加工性高強度熱延鋼板。 - 【請求項６】 上記炭化物の組成が、原子数比で、０．
５≦Ｔｉ／（Ｍｏ＋Ｗ）≦２を満たすことを特徴とする
請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の回転機鉄
芯用高加工性高強度熱延鋼板。 - 【請求項７】 鋼におけるＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比が、 ｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２ を満足することを特徴とする請求項１から請求項５のい
ずれか１項に記載の回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼
板。ただし、上記式中、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分の重量
％を表す。 - 【請求項８】 鋼におけるＣ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏの組成比
が、 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８
４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ を満足することを特徴とする請求項１から請求項５のい
ずれか１項に記載の回転機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼
板。ただし、上記式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の
重量％を表す。 - 【請求項９】 重量％で、さらに、Ｓｂ≦０．１％、Ｂ
≦０．００２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．３％、Ｃ
ａ≦０．００５％を含むことを特徴とする請求項４、
５、７、８のいずれか１項に記載の回転機鉄芯用高加工
性高強度熱延鋼板。 - 【請求項１０】 前記炭化物の長辺と短辺との長さの比
が２以下であることを特徴とする請求項１から請求項９
のいずれか１項に記載の回転機鉄芯用高加工性高強度熱
延鋼板。 - 【請求項１１】 請求項１から請求項１０のいずれかの
鋼板を製造するにあたり、熱間圧延を８００℃以上で終
了し、５７０〜６７０℃で巻取ることを特徴とする回転
機鉄芯用高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
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| JP2003000659A JP4273768B2 (ja) | 2001-12-28 | 2003-01-06 | 回転機鉄芯用熱延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2001399053 | 2001-12-28 | ||
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| JP2003268509A true JP2003268509A (ja) | 2003-09-25 |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2013133519A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 温間成形用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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-
2003
- 2003-01-06 JP JP2003000659A patent/JP4273768B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2014148001A1 (ja) * | 2013-03-19 | 2014-09-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板 |
| KR102104706B1 (ko) | 2013-03-19 | 2020-04-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판 |
| US10400316B2 (en) | 2013-03-19 | 2019-09-03 | Jfe Steel Corporation | High strength hot rolled steel sheet having tensile strength of 780 MPa or more |
| KR20170069307A (ko) * | 2013-03-19 | 2017-06-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판 |
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| WO2016084289A1 (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁極用熱延鋼板およびその製造方法、ならびに水力発電用リム部材 |
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