JP2019099846A - 熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上の熱延鋼鈑の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０３００％未満、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：４８×（Ｎ−０．００１）／１４（％）〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、残部が鉄及び不純物からなり、板厚１／２厚で測定した｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が６．０以上、｛３３２｝＜１１３＞，｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比がいずれも２．０以下である熱延鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、圧延方向および圧延直角方向に高いヤング率を有する熱延鋼鈑に関するものである。

自動車分野においては、衝突安全性確保と車体軽量化の両立の観点から、各種高強度鋼板が自動車部材に適用されている。しかしながら、薄板化に伴う部材剛性の低下は高強度化では改善できない事から、剛性ネックで薄板化が困難となる部材が増加している。

剛性は板厚とヤング率に比例するが、一般的に結晶方位がランダムな鉄のヤング率は２０６ＧＰａ程度とされており、少量の合金元素添加や金属組織変化ではほとんど変化しない。

一方、多結晶鉄の結晶方位（集合組織）を制御することで、特定の方向のヤング率を上げることが可能である。｛２１１｝＜０１１＞方位は、圧延方向に対して直角な方向（以下、圧延直角方向）のヤング率を高める方位として良く知られており、この方位への集積を高めた鋼板に関しては、これまでも多数の発明がなされている。また、この方位は圧延方向のヤング率も比較的高い方位である。ただし、熱延板においてこの方位が発達する場合には通常｛３３２｝＜１１３＞や｛１００｝＜０１１＞という方位も一緒に発達してしまう。これらの方位は圧延方向と圧延直角方向のヤング率が低い方位であるため、熱延鋼板としては圧延方向で２１８ＧＰａ、圧延直角方向で２４０ＧＰａを超える高いヤング率を得る事は難しい。

例えば特許文献１〜４は、何れも、｛２１１｝＜０１１＞またはそれに近い方位を発達させることで圧延直角方向のヤング率を高めた熱延鋼板またはその製造方法に関するものである。しかしながら、特許文献１〜４の何れにおいても、圧延直角方向以外のヤング率の記述はない。また特許文献２には｛３３２｝＜１１３＞や｛１００｝＜０１１＞に相当する面強度比の記載があるが、板長手方向のヤング率については検討されていない。また、特許文献２〜４はいずれも低温α域での熱延を実施するものであり、製造上の負荷も極めて高くなる。

また、本発明者等の一部は、圧延方向のヤング率が高い熱延鋼板及びそれらの製造方法について開示している（例えば、特許文献５、６を参照）。これら特許文献５、６は、｛１１０｝＜１１１＞方位や｛１１２｝＜１１１＞方位を活用して、圧延方向及び圧延直角方向のヤング率を高める技術であり、｛２１１｝＜０１１＞のみを高める技術ではなく、２４０ＧＰａを超える圧延直角方向ヤング率が得られる技術でもない。

また、特許文献７は、極低炭素冷延鋼板に関するものであり、焼鈍時に未再結晶フェライトを残存させることで｛２１１｝＜０１１＞への集積度を上げる技術が開示されている。しかし、この技術では冷延鋼板に関するものであり、したがって、熱延鋼板に特有の方位である｛３３２｝＜１１３＞に関する記述はなく、また圧延方向ヤング率に関する記述もない。

特開平５−２４７５３０号公報 特開平５−２６３１９１号公報 特開平８−２８３８４２号公報 特開平９−５３１１８号公報 特開２００９−１９２６５号公報 特開２００７−１４６２７５号公報 特開２０１２−２３３２２９号公報

本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上の熱延鋼鈑を提供することを課題とする。

本発明者らは、ヤング率を向上させる技術について鋭意研究を行った。その結果、Ｃの含有量を低減し、Ｍｎ，Ｂを含有させて焼き入れ性を高めた上でＮｂ，Ｔｉを含有したスラブを用い、熱間圧延を施す際に、熱間圧延条件を最適化させることにより、熱延鋼板の剛性を向上させられることを知見した。すなわち、上記条件を満足することにより、熱延鋼板の圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上を達成する事が可能となる。

本発明は、上述のように、高いヤング率を有する熱延鋼鈑であり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．０３００％未満、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
Ｔｉ：４８×（Ｎ−０．００１）／１４（％）〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を満足するように含有し、
残部が鉄及び不純物からなる鋼組成を有し、
板厚１／２厚で測定した｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が６．０以上、｛３３２｝＜１１３＞，｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比がいずれも２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
［２］ さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、
Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
Ｖ：０．００１〜０．１００％
の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の熱延鋼板。
［３] １／８厚で測定した｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が４．０以上、｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の熱延鋼板。

本発明の熱延鋼鈑は、上記構成により、圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上のヤング率を有するものとなる。従って、例えば、足廻り部品等の自動車部材に本発明の熱延鋼板を適用することにより、剛性の向上による部材の薄板化に伴った燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができることから、その社会的貢献は計り知れない。

本発明の実施形態である熱延鋼鈑について説明する図であり、ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ；φ２＝４５°断面）上の各結晶方位の位置を示す図である。

以下、本発明の実施形態である熱延鋼鈑について説明する。なお、本実施形態は、本発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。

一般に、鋼板のヤング率は、結晶方位に依存して、大きくその値が変化することが知られている。｛２１１｝＜０１１＞方位は、特に圧延直角方向のヤング率を上げる方位として良く知られている。この方位は熱延板の板厚中心位置に発達する方位であり、熱間圧延時にγ相の再結晶を抑制し、未再結晶域で加工した後にベイナイト変態させる事によって発達する事が知られている。

一方、未再結晶からの変態方位としては他に｛３３２｝＜１１３＞方位や，｛１００｝＜０１１＞方位が存在し、これらの方位も同様に発達してしまう。これらの方位はいずれも、圧延直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ程度であることから、これらの方位が増えると圧延直角方向のヤング率２４０ＧＰａ以上を達成する事は困難となる。本発明は熱延板中に圧延直角方向のヤング率を高める｛２１１｝＜０１１＞のみを発達させ、この方向のヤング率を下げる｛３３２｝＜１１３＞と｛１００｝＜０１１＞を抑制することで２４０ＧＰａを超える圧延直角方向ヤング率を達成することが出来る事を新たに見出したものである。

なお、圧延方向とは、圧延方向に対して±５°の範囲を含むものとする。同様に、「圧延直角方向」とは、圧延方向の直角方向に対して±５°の範囲を含むものとする。圧延直角方向とは、熱延鋼板の板幅方向である。

「鋼組成」
以下、本発明において鋼組成を限定する理由についてさらに詳しく説明する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は質量％を表すものとする。

（Ｃ：炭素）０．０００５〜０．０３００％未満
Ｃの含有量が増えると集合組織がランダム化する傾向があり、｛３３２｝＜１１３＞方位や｛１００｝＜０１１＞方位が強くなる事から、含有量を０．０３００％未満とする。また、この観点からは、Ｃ量は０．０２００％以下にする事がより望ましく、さらに望ましくは０．０１００％以下である。一方、Ｃ量を０．０００５％未満にすることは、真空脱ガス処理コストが大きくなりすぎるにもかかわらず特段の効果が得られないことから、Ｃの下限は０．０００５％以上とする。

（Ｓｉ：シリコン）０．５０％以下
Ｓｉは、その下限は規定しないが、脱酸元素であることから０．０１％以上含まれていることが望ましい。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素であることから、用途に応じて０．５０％以下を上限に含有させる。Ｓｉを０．５０％を超えて含有することは、加工性の劣化を招くとともにフェライト変態を促進し｛１００｝＜０１１＞を発達しやすくすることから、０．５０％以下を上限とする。また、Ｓｉの含有は、Ｓｉスケールと呼ばれる熱延中のスケール疵の原因となる他、めっきの密着性を低下させることから、０．３０％以下とすることがより望ましい。また、この観点から、Ｓｉの含有量は、さらに望ましくは０．１０％以下である。

（Ｍｎ：マンガン）０．８０〜２．５０％
Ｍｎは、熱延終了後の冷却時の焼き入れ性を高め、変態時のバリアント選択性を高める事で熱延板の集合組織を発達させる。そのため、本発明においては、Ｍｎの含有量は０．８０％以上とする。また、この観点からは、Ｍｎを１．００％以上含有させることが望ましい。
一方、Ｍｎが２．５０％超を含有すると、｛３３２｝＜１１３＞方位が発達することから、２．５０％以下をＭｎの上限とする。この観点からは２．００％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは１．５０％以下である。

（Ｐ：リン）０．１０％以下
Ｐは、その下限は限定しないが、安価に強度を向上させることが出来る元素であることから、用途に応じて０．００５％超を含有する。一方、Ｐが０．１０％超を含有することは、二次加工割れの原因となると共に延性を劣化させることから、０．１０％以下を上限とする。また、この観点からは、Ｐ量は０．０８％以下にすることがより望ましく、０．０６％以下にすることが更に望ましい。

（Ｓ：硫黄）０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、加工性の劣化を招くことから、０．０１０％以下を上限とする。また、この観点からは、Ｓ量は、さらに望ましくは０．００８％以下とする。

（Ａｌ：アルミニウム）０．１０％以下
Ａｌは、脱酸調整剤であり、下限は特に限定しないが、脱酸作用の観点からは０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは変態点を著しく高める元素であり、０．１０％超を含有すると、フェライト変態が促進され集合組織が弱くなることから、その上限を０．１０％以下とする。加工性の観点からは０．０６％以下とする事が望ましい。

（Ｎ：窒素）０．００６％以下
Ｎは、鋼中に含まれる不純物であり、下限は特に設定しないが、０．０００５％未満とすると製鋼コストが高くなることから、０．０００５％以上、好ましくは０．００１０％超とすることが好ましい。一方、Ｎは高温でＢＮを形成し、固溶Ｂ量を低減させることから、上限は０．００６％以下とする。また、この観点からは、Ｎ量は０．００４％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。

（Ｎｂ：ニオブ）０．００５〜０．０８０％
Ｎｂは、熱間圧延においてγ相を加工した際の再結晶を顕著に抑制し、γ相での加工集合組織の形成を顕著に促すことから、下限を０．００５％以上とする。この観点から０．０１５％以上を含有することがより望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８０％を超えると、加工性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量の上限は０．０８０％以下とする。また、この観点からは、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．０４０％以下である。

（Ｔｉ：チタン）４８×（Ｎ−０．００１）／１４（％）〜０．１００％
Ｔｉは、深絞り性とヤング率の向上に寄与する重要な元素である。Ｔｉは、γ相高温域で窒化物を形成することによって、ＢＮの析出を抑制し、焼き入れ性をあげる固溶Ｂを確保することができるので、ヤング率の向上に好ましい集合組織の発達が促進される。この効果を得るためには、Ｔｉを４８×（Ｎ−０．００１）／１４％以上を含有することが必要である。ただし４８×（Ｎ−０．００１）／１４％は０％超である必要がある。ここで、「４８×（Ｎ−０．００１）／１４」中のＮには、Ｎ（窒素）の含有率（質量％）を代入する。一方、Ｔｉが０．１００％超を含有すると加工性が著しく劣化することから、０．１００％以下を上限とする。また、この観点からは、Ｔｉ量を０．０８０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０６０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。

（Ｂ：ボロン）０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼き入れ性を高める元素であり、熱延板の集合組織を最適化する。この観点から、Ｂは、０．０００５％以上を含有し、望ましくは０．００１０％以上を含有し、より望ましくは０．００２０％以上を含有する。一方、０．００５％超のＢの含有は、再結晶温度と焼き入れ性を上げ、加工性の劣化を招くとともに、｛３３２｝＜１１３＞の発達を促すことから、０．００５％以下を上限とする。この観点からは、Ｂ量は０．００４％以下とすることが望ましく、さらに望ましくは０．００３％以下である。

本発明においては、鋼特性を改善するための元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｒｅｍ（希土類元素）、Ｖのうちの１種又は２種以上を含有してもよい。具体的には、用途に応じて、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％のうちの１種又は２種以上を含有することが望ましい。これらの元素は、含有しなくてもよい。

（Ｃｕ：銅）０．００５％〜０．５００％
Ｃｕは、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素であることから、０．００５％以上を含有することが望ましい。一方、Ｃｕの０．５００％超の含有は析出強化による強度上昇を招くことから、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。

（Ｎｉ：ニッケル）０．００５％〜０．５００％
Ｎｉは、鋼板強度を上げるとともに、靭性を向上させる元素であることから、０．００５％以上を含有することが望ましい。一方、Ｎｉの０．５００％超の含有は延性劣化の原因となるため、０．００５％以上、０．５００％以下の範囲で必要に応じて含有することが望ましい。

Ｃａ、Ｒｅｍ（希土類元素）、Ｖは、強度を高めたり、鋼板の材質を改善したりする効果を得るための元素として含有することが好ましい。Ｒｅｍとは、Ｌａ、Ｃｅなどの原子番号５７〜７１のランタノイド系の元素の単体または混合物を指す。
Ｃａ及びＲｅｍの含有量が０．０００５％未満、Ｖの含有量が０．００１％未満では、上記の十分な効果が得られないことがある。一方、Ｃａ及びＲｅｍの含有量が０．１０００％超、Ｖの含有量が０．１００％超になるように含有すると、延性を損なうことがある。従って、Ｃａ、Ｒｅｍ、Ｖを含有する場合には、それぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の範囲で含有することが好ましい。

また、本発明の鋼は、以上の元素の他にも、さらに、鋼特性を改善させるための元素を含んでいても良く、また、残部として、鉄を含むとともに、Ｓｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素（不純物）も含んでも良い。

「結晶方位」
次に、本発明の熱延鋼板において結晶方位を限定する理由について説明する。

本発明の熱延鋼板は、板厚１／２厚で測定した｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が６．０以上、｛３３２｝＜１１３＞，｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比がいずれも２．０以下を満足するものとして規定されている。さらに、１／８厚で測定した｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が４．０以上、｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０以下を満足することが好ましい。

図１に、本発明の熱延鋼板の結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦ（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を示す。ここで、結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を(ｈｋｌ)又は｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を[ｕｖｗ]又は＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝、＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、(ｈｋｌ) [ｕｖｗ]は、個々の結晶面を指す。すなわち、本発明においては、ｂ．ｃ．ｃ．構造を対象としているため、例えば、（１１１）、（−１１１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、（−１１−１）、（１−１−１）、（−１−１−１）面は等価であり、区別がつかない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。また、「−１」は「１」の上にバーを付与することを意味する。

なお、ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的には、φ１＝０〜３６０°、Φ＝０〜１８０°、φ２＝０〜３６０°で表現され、個々の方位が（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示される。しかしながら、本発明では、対称性の高い体心立方晶を対象としているため、Φとφ２については０〜９０°の範囲で表現される。また、φ１は、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変わるが、本発明においては、対称性を考慮し、φ１＝０〜９０°で表記する。すなわち、本発明では、φ１＝０〜３６０°での同一方位の平均値を、０〜９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、(ｈｋｌ)[ｕｖｗ]と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。従って、例えば、図１に示した、φ２＝４５°断面におけるＯＤＦの（１１２）[１−１０]のＸ線ランダム強度比は、｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比である。

ここで、｛２１１｝＜０１１＞方位、｛３３２｝＜１１３＞方位，｛１００｝＜０１１＞方位、｛１１０｝＜１１２＞方位、および｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）から求めればよい。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を、同条件でＸ線回折法等によって測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

図１に示したように、本発明の熱延鋼板の結晶方位の一つである１／２厚における｛２１１｝＜０１１＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝４５°で表される。しかしながら、試験片加工や試料のセッティングに起因する測定誤差を生じることがあるため、１／２厚における｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比の値は、φ１＝０〜５°、Φ＝３０〜４０°の範囲内での最大Ｘ線ランダム強度比とし、その値の下限は６．０以上とする。１／２厚における｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が６．０未満では圧延直角方向のヤング率を２４０ＧＰａ以上とする事が困難だからである。また、この観点からは、Ｘ線ランダム強度比の値は８．０以上であることがより望ましく、さらに望ましくは１０．０以上である。この方位のＸ線ランダム強度比の上限は設けないが、Ｘ線ランダム強度比が３０．０以上になることは鋼板内の結晶粒の方位が全て揃っていること、すなわち単結晶になっていることを示し、加工性の劣化等をもたらすおそれがあることから、３０．０未満とすることが望ましい。

１／２厚における｛３３２｝＜１１３＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝９０°、Φ＝６５°、φ２＝４５°で表される。本発明では、上述したような、試験片加工等に起因する測定誤差を考え、｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比の値は、φ１＝８５〜９０°、Φ＝６０〜７０°の範囲内での最大Ｘ線ランダム強度比とし、その値の上限は２．０以下とする。この値が２．０超では、高いヤング率を得ることが出来ない。

１／２厚における｛１００｝＜０１１＞方位はＯＤＦ上ではφ１＝０°、Φ＝０°、φ２＝４５°で表わされる。この方位も上述の理由から｛１００｝＜０１１＞のＸ線ランダム強度比の値は、φ１＝０〜５°、Φ＝０〜５°の範囲内での最大Ｘ線ランダム強度比とし、その値の上限は２．０以下とする。この値が２．０超では、高いヤング率を得ることが出来ない。

１／８厚における｛１１０｝＜１１２＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝５５°、Φ＝９０°、φ２＝４５°で表される。この方位も、｛１１０｝＜１１２＞方位としてのＸ線ランダム強度比の値は、φ１＝５０〜６０°、Φ＝８５〜９０°の範囲内での最大Ｘ線ランダム強度比とし、その値の下限は４．０以上とする。この値が４．０未満では、高いヤング率を得ることが出来ない。

１／８厚における｛１１０｝＜００１＞方位は、ＯＤＦ上では、φ１＝９０°、Φ＝９０°、φ２＝４５°で表される。この方位のＸ線ランダム強度比の値は、φ１＝８５〜９０°、Φ＝８５〜９０°の範囲内での最大Ｘ線ランダム強度比とし、その値の上限は２．０以下とする。この値が２．０超では、高いヤング率を得ることが出来ない。

なお、Ｘ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。

まず、鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／２板厚部および１／８板厚部が測定面となるように調整する。ここで、測定面を正確に所定の板厚位置にすることは困難であるので、目標とする位置を中心として、板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、統計的に十分な数の測定を行っても良い。

ヤング率は板厚全厚での結晶方位の平均値と対応するが、熱延板の板厚表層部と中心部では発達する結晶方位が異なる。そこで、表層（１／８厚）と板厚中心部（１／２厚）での結晶方位の集積度を各々測定する。

「製造方法」
本発明の加工性に優れた高ヤング率熱延鋼板を製造するのに好ましい条件について詳しく述べる。

本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば以下のような熱間圧延工程及び冷却工程を含む製造方法によって得ることができる。

鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでも良いが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスター等を用いて製造してもよい。

また、通常、鋼片は鋳造後、冷却し、熱間圧延を行うために、再度、加熱する。この場合、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は１１５０℃以上とする。これは、鋼片の加熱温度が１１５０℃未満であると、ＮｂやＴｉが十分に固溶せず、熱間圧延中に高ヤング率化に適した集合組織の形成が阻害されるためである。また、鋼片を効率良く均一に加熱するという観点からも、加熱温度を１１５０℃以上とする。加熱温度の上限は規定しないが、１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。鋼片の加熱温度は鋼片の表面温度である。なお、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。

仕上圧延は、１１２０℃以下で開始する。望ましくは１０５０℃以下で開始する。一方、１０００℃未満で圧延を開始すると、８５０℃以上で圧延を終了する事が困難となることから１０００℃以上で熱延を開始する。仕上げ熱延は８５０〜９２０℃で終了する。９２０℃超で熱延を終了すると再結晶が進行し集合組織がランダム化して｛２１１｝＜０１１＞が弱くなる事からこの温度を上限とする。この観点からは９００℃以下で熱延を終了する事が望ましい。一方、８５０℃未満になると｛１００｝＜０１１＞が発達することからこの温度を下限とする。この観点からはＦＴは８８０℃を下限とする事が望ましい。なお、仕上圧延の開始温度は仕上圧延の１パス目の入側における鋼板の表面温度であり、終了温度は最終パスの出側における鋼板の表面温度である。

次いで、上記熱延の終了後、鋼板表面温度が５５０℃未満になるまで冷却する。その際、５５０℃までの平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却する。冷却停止温度が５５０℃以上になると熱延組織が一部フェライトとなり、集合組織がランダム化する傾向にあることから、冷却停止温度の上限は５５０℃未満とする。冷却停止温度の下限は特に設けないが、室温以下にする事は特段の効果を有さない事から室温を下限とするのが好ましい。５５０℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満になると、焼き入れ性が不足し、集合組織が弱くなる。このため、本発明では、２０℃／ｓを平均冷却速度の下限とする。なお、平均冷却速度の上限は規定しないが、１００℃／ｓ以上で冷却することは、過大な設備を有する必要があり、かつ、特段の効果も得られないことから、１００℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却することが望ましい。

仕上圧延終了後の鋼板の冷却は、仕上げ圧延設備の後段に冷却設備を設置し、この冷却設備に対して仕上げ圧延後の鋼板を通過させながら冷却を行う。冷却設備として例えば、冷却媒体として水を用いた水冷設備を例示することができる。平均冷却速度は、仕上圧延終了時の鋼板温度から５５０℃を差し引いた温度幅を、仕上圧延終了時から５５０℃到達時までの所要時間で除した値である。また、冷却停止時とは、冷却設備からの鋼板の導出時である。また、冷却設備には、途中に空冷区間がない設備や、途中に１以上の空冷区間を有する設備がある。本実施形態では、いずれの冷却設備を用いてもよい。空冷区間を有する冷却設備を用いる場合であっても、仕上圧延終了時から５５０℃止までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であればよい。

上記条件によって５５０℃未満に冷却した後、再加熱し、５５０〜６５０℃の温度範囲で１時間以上保持を行う。再加熱の方法は問わないが、例えば冷却停止後に巻き取ったコイルにカバーをかける事による複熱を利用してもよいし、冷却停止後に巻き取って室温まで冷却した後にバッチ焼鈍を施してもよい。また、冷却停止後にＩＨ（誘導加熱）等で再加熱し５５０℃以上の所望の温度に加熱した後に巻き取っても良い。

再加熱温度が５５０℃未満では冷却時に形成されたヤング率を向上させる｛２１１｝＜０１１＞を優先的に成長させる事が出来ない事から、５５０℃以上を下限とする。一方、再加熱温度が６５０℃超となると、他の方位粒も成長し、集合組織がランダム化する事から、６５０℃以下を上限とする。上記の観点からは５８０〜６３０℃の温度範囲に加熱する事が望ましい。

また、本発明の熱延鋼板に電気亜鉛系めっき、溶融亜鉛めっき、および合金化溶融亜鉛めっきを施しても構わない。合金化溶融亜鉛めっきを施す際の熱処理を上記再加熱条件と合致するように行っても同様の効果が得られる。

以上説明したような、本発明の熱延鋼鈑は、圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上を有するものとなり、剛性に優れたものとなる。

従って、例えば、足廻り部品等の自動車部材に本発明を適用することにより、剛性向上による部材の薄板化に伴う燃費改善や車体軽量化のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。

なお、ヤング率は、静的引張法により測定する。静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行う。この際、測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を静的引張法によるヤング率とする。

以下、本発明の高ヤング率熱延鋼鈑の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

本実施例においては、まず、下記表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、下記表２に示す条件で仕上圧延を行った。なお、表２において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、ＦＴ_０［℃］は仕上圧延の１パス目の入側温度（仕上圧延の開始温度）、ＦＴ［℃］は仕上圧延の最終パス後、すなわち仕上出側の温度の温度（仕上圧延の終了温度）、冷却速度は仕上圧延終了後から５５０℃までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は冷却停止温度を示す。ＨＴ[℃]は再加熱での保持温度を示す。ＨＴ時間［ｈ］は再加熱での保持時間を示す。なお、表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。

また、ヤング率の測定は、静的引張法により測定した。静的引張法によるヤング率の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いて、鋼板の降伏強度の１／２に相当する引張応力を付与して行った。この際、測定は５回行い、応力−歪み線図の傾きに基づいて算出したヤング率のうち、最大値及び最小値を除いた３つの計測値の平均値を静的引張法によるヤング率とし、下記表３に示した。

また、鋼板の板厚１／２厚での｛２１１｝＜０１１＞方位、｛３３２｝＜１１３＞方位，｛１００｝＜０１１＞方位および１／８厚での｛１１０｝＜１１２＞方位，｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比は、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨した後、さらに電解研磨して歪みを除去し、１／２板厚部および１／８板厚部が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。

次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。そして、このＯＤＦから、上記の方位のＸ線ランダム強度比を決定し、両板厚位置での測定値の平均値を求めた。

本実施例における結果を下記表３に示す。

表３に示す結果から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で製造した本発明例（表１〜３の備考欄における本発明例）の場合には、圧延方向のヤング率が２１８ＧＰａ以上、圧延直角方向のヤング率が２４０ＧＰａ以上となり、本発明例において、高い剛性が得られていることが明らかである。

一方、製造Ｎｏ．２９〜３８は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．ａ〜ｊを用いた比較例である。
製造Ｎｏ．２９はＮｂ含有量が低すぎるために熱間圧延中の再結晶が十分抑制できなかった場合の例である。この場合、特に｛２１１｝＜０１１＞が弱くなるために、他の方位は再加熱後も残存し、高いヤング率を得る事が出来ない。
製造Ｎｏ．３０はＴｉが含有されず、またＮｏ．３８はＴｉ含有量が低すぎるために、Ｔｉ−４８×（Ｎ−０．００１）／１４＞０を満足する事が出来ず、ＢＮが形成されたケースである。この場合、特に板厚中心部での焼き入れ性が不足し、｛２１１｝＜０１１＞が弱くなる共に｛１００｝＜０１１＞が発達するため、高いヤング率を得る事が出来ない。
製造Ｎｏ.３１はＭｎ含有量が低すぎるために焼き入れ性が不足したケースで前述と同様に焼き入れ性不足にある。
製造Ｎｏ．３２はＭｎ含有量が高すぎた場合の例である。この場合、焼き入れ性が上がると共に｛３３２｝＜１１３＞が発達しやすくなるため高いヤング率を得る事が困難となる。
製造Ｎｏ．３３はＢ含有量が低すぎるケースである。この場合も｛２１１｝＜０１１＞が発達せず、｛３３２｝＜１１３＞と｛１００｝＜０１１＞が残るため、高いヤング率を得る事が出来ない。
製造Ｎｏ．３４はＣ含有量が高すぎるケースである。この場合、バリアント選択性が弱くなるために｛２１１｝＜０１１＞が弱くなり、その結果他の方位も残存し、高いヤング率を得る事が出来ない。
製造Ｎｏ．３５はＳｉが高すぎる場合の例である。この場合フェライト変態が促進されるために｛１００｝＜０１１＞が強くなるため、高いヤング率を得る事が出来ない。
製造Ｎｏ．３６はＴｉ含有量が高すぎたため、熱間圧延中に割れが生じ試験を中止した例である。
製造Ｎｏ．３７はＢ含有量が高すぎる場合であるが、この場合は再結晶抑制および焼き入れ性が強くなりすぎるために、{３３２}<１１３>が発達する。

鋼Ｎｏ．Ｂの比較例である製造Ｎｏ．４のように、加熱温度が低すぎると固溶Ｎｂ、Ｔｉが確保されず再結晶が抑制されないため、ヤング率が低下する。
鋼Ｎｏ．Ｃの比較例である製造Ｎｏ．６のように、ＦＴ０が高すぎる場合も、熱間圧延中の再結晶が促進されるためヤング率が確保できない。
鋼Ｎｏ．Ｄの比較例である製造Ｎｏ．９のように、ＦＴ０が低すぎるとＦＴが確保できず、変態点を下回ってしまい一部α域熱延となってしまうため、｛１００｝＜０１１＞が強くなりヤング率が低下する。
鋼Ｎｏ．Ｅの比較例である製造Ｎｏ．１１のようにＦＴが高すぎる場合も、熱間圧延中の再結晶が促進されるためヤング率が確保できない。
鋼Ｎｏ．Ｆの比較例である製造Ｎｏ．１３はＦＴが低すぎる場合の例である。この場合も、製造Ｎｏ．９と同様、α域熱延温度に入ってしまうため、ヤング率が低下する。
鋼Ｎｏ．Ｇの比較例である製造Ｎｏ．１５のように冷却速度が低すぎると焼き入れ性が不十分で｛２１１｝＜０１１＞が弱くなるためヤング率が低下する。
鋼Ｎｏ．Ｈの比較例である製造Ｎｏ．１７は冷却停止温度が高すぎるために、一部フェライト変態となり、｛１００｝＜０１１＞が強くなる。
鋼Ｎｏ．Ｉの比較例である製造Ｎｏ．１９のように、ＨＴが低すぎると｛２１１｝＜０１１＞が周囲の他方位を蚕食して成長する事が出来ないため、ヤング率が低下する。
鋼Ｎｏ．Ｊの比較例である製造Ｎｏ．２１はＨＴが高すぎる場合である。この場合、他の方位も発達してしまうために相対的に｛２１１｝＜０１１＞は弱く、他の方位は強くなってしまい、高いヤング率が得られない。
鋼Ｎｏ．Ｍの比較例である製造Ｎｏ．２８のようにＨＴでの保持時間が短すぎると｛２１１｝＜０１１＞が周囲の他方位を蚕食して成長する事が出来ないため、ヤング率が低下する。

以上説明した実施例の結果より、本発明により、高いヤング率を示す熱延鋼鈑が実現可能となることが明らかである。

本発明の加工性に優れた熱延鋼板は、例えば、自動車、家庭電気製品、建物等に使用される。また、本発明の加工性に優れた熱延鋼板は、表面処理をしない狭義の熱延鋼板と、防錆のために溶融Ｚｎめっき、合金化溶融Ｚｎめっき、電気亜鉛系めっき等の表面処理を施した広義の熱延鋼板を含む。この表面処理には、アルミ系のめっき、各種めっき鋼板の表面への有機皮膜、無機皮膜の形成、塗装、それらを組み合わせた処理も含まれる。そして、本発明の熱延鋼板は、高いヤング率を有するため、従来の鋼板よりも板厚を減少させること、すなわち軽量化が可能になり、地球環境保全に寄与できる。また、本発明の熱延鋼板は、形状凍結性も改善されるため、自動車用部材などのプレス部品への高強度鋼板の適用が容易になる。さらに、本発明の鋼板を成形、加工して得られた部材は、衝突エネルギー吸収特性にも優れるので、自動車の安全性の向上にも寄与することから、その社会的貢献は計り知れない。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．０３００％未満、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎ：０．００６０％以下、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
   Ｔｉ：４８×（Ｎ−０．００１）／１４（％）〜０．１００％、
   Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を満足するように含有し、
   残部が鉄及び不純物からなる鋼組成を有し、
   板厚１／２厚で測定した｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比が６．０以上、｛３３２｝＜１１３＞，｛１００｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比がいずれも２．０以下であることを特徴とする熱延鋼板。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、
   Ｎｉ：０．００５〜０．５００％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００１〜０．１００％
   の内の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. １／８厚で測定した｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が４．０以上、｛１１０｝＜００１＞方位のＸ線ランダム強度比が２．０以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の熱延鋼板。

Images