JP2023018982A - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】高強度、優れた延性、及び優れた靱性を有し、かつ、延性や靱性の異方性の小さい熱延鋼板を提供すること。【解決手段】所定の化学組成を有し、圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、前記位置での前記ミクロ組織における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の割合が２０．０％以下であり、板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である熱延鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関する。
建設機械用クレーンのブームは建設対象物の高層化により長尺化される傾向にある。そのため、ブーム自体の軽量化と、吊り上げ運搬容量の拡大を図るため、その素材となる鋼板に対しては、より高い強度を有するとともに、延性や靭性に優れることが要求されている。さらに、このような鋼板に対しては、近年、部材性能を高いレベルで確保するために、延性や靭性の異方性を小さくすることが要望されている。
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｃｒ：０．１～１．０％、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、マルテンサイト相または焼き戻しマルテンサイト相を体積率で９０％以上の主相とし、旧オーステナイト粒のアスペクト比を３～１８とした、降伏強さＹＳ：９６０ＭＰａ以上の高強度を有し、ｖＥ－４０が４０Ｊ以上の高靱性を有する熱延鋼板およびその製造方法が報告されている。
また、熱延鋼板の異方性を低減する方法として、例えば、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～０．２５％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．０１以下、Ｔｉ：０．０１～０．１２％、Ｂ：０．０００３～０．００５０％を含有し、組織の９０％以上がマルテンサイトであり、ＴｉＣ析出量を０．０５％以下とし、ＪＩＳＧ０２０２に規定するＡ系介在物の清浄度が０．０１０％以下の熱延鋼板およびその製造方法が報告されている。
特許文献１の鋼板では旧オーステナイト粒のアスペクト比を３以上としており、延性や靱性の異方性が大きいという問題があった。異方性があると、部材性能を高いレベルで維持することが困難になったり加工による寸法精度が悪くなったりするなどの理由で建設機械用クレーンのブームへの適用に課題がある。
特許文献２の鋼板では曲げ加工性、降伏強度及び－２０℃での靱性の異方性は低減しているものの、延性の異方性については必ずしも低減していない。また、－４０℃での吸収エネルギーや異方性についても開示されていない。
このように、従来の技術では高強度、優れた延性、及び優れた靱性を有し、かつ、延性や靱性の異方性の小さい熱延鋼板を得ることは困難であった。
本発明は、上述したような問題点を解決しようとするものであって、高強度、優れた延性、及び優れた靱性を有し、かつ、延性や靱性の異方性の小さい熱延鋼板を提供することを課題とする。
本発明者らは、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量を変えた種々の鋼について、実験室で溶解、熱間圧延を行い、所用の強度、延性、靱性を得るための方法を種々検討した。その結果、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度を確保しつつ延性や靱性の異方性を低減するためには、組織異方性を低減すること及び硫化物の形状異方性を低減することが重要であることを見出した。
具体的には、１）Ｓ含有量を０．００６０％以下、望ましくは０．００１０％以下にすること、２）表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織について、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む）を体積分率で９０％以上含有する組織とすること、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を３．０未満とすること、及び面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうちアスペクト比が３．０超の硫化物の割合を２０．０％以下とすること、並びに、３）板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を５．０以下とすること、が重要であることを知見した。
具体的には、１）Ｓ含有量を０．００６０％以下、望ましくは０．００１０％以下にすること、２）表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織について、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む）を体積分率で９０％以上含有する組織とすること、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を３．０未満とすること、及び面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうちアスペクト比が３．０超の硫化物の割合を２０．０％以下とすること、並びに、３）板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を５．０以下とすること、が重要であることを知見した。
本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．００％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、ＲＥＭ：０～０．０５００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、前記位置での前記ミクロ組織における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下であり、板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～３．０％、Ｍｏ：０．０５～３．００％、Ｎｉ：０．０５～５．０％、Ｃｕ：０．１０～３．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、及びＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の熱延鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載の前記化学組成を有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記鋳造スラブに対し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、１００℃以下の巻取温度にて巻き取る巻き取り工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、前記鋳造スラブに対し、仕上げ圧延温度が１０００℃以上となるように圧延を行い、前記圧延終了後、０．１０秒以内に冷却を開始するとともに、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上温度が低下するように第１冷却を行い、前記第１冷却後、Ａｒ３点以上の温度で５％以上２０％以下の圧下率の軽圧下圧延を行い、前記軽圧下圧延の完了から前記巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃/秒以上となるように第２冷却を行う、熱延鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．３００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～３．０％、Ｍｏ：０～３．００％、Ｎｉ：０～５．０％、Ｃｕ：０～３．００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、ＲＥＭ：０～０．０５００％、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、前記位置での前記ミクロ組織における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下であり、板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、引張強さが９５０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．３００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～３．０％、Ｍｏ：０．０５～３．００％、Ｎｉ：０．０５～５．０％、Ｃｕ：０．１０～３．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、及びＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の熱延鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載の前記化学組成を有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記鋳造スラブに対し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、１００℃以下の巻取温度にて巻き取る巻き取り工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、前記鋳造スラブに対し、仕上げ圧延温度が１０００℃以上となるように圧延を行い、前記圧延終了後、０．１０秒以内に冷却を開始するとともに、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上温度が低下するように第１冷却を行い、前記第１冷却後、Ａｒ３点以上の温度で５％以上２０％以下の圧下率の軽圧下圧延を行い、前記軽圧下圧延の完了から前記巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃/秒以上となるように第２冷却を行う、熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、高強度、優れた延性、及び優れた靱性を有し、かつ、延性や靱性の異方性の小さい熱延鋼板とその製造方法とを提供することができる。この熱延鋼板は、建機用クレーンのブーム等に好適に適用でき、適用によって建機用クレーンのブーム等の軽量化に寄与できるので、産業上の貢献が極めて顕著である。
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（本実施形態に係る熱延鋼板）及びその製造方法について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％を含有し、任意に、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、
前記位置での前記ミクロ組織における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下であり、板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、
引張強さが９５０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０８～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％を含有し、任意に、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、
前記位置での前記ミクロ組織における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下であり、板厚中心部において｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、
引張強さが９５０ＭＰａ以上である。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成に含まれる各元素の含有量の範囲の限定理由について説明する。以下、各元素の含有量における％は、質量％である。
Ｃ：０．０８～０．２５％
Ｃは鋼の強度を増加させる元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では９５０ＭＰａ以上の引張強さの確保が困難である。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると延性、溶接性、靭性などが著しく劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
Ｃは鋼の強度を増加させる元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満では９５０ＭＰａ以上の引張強さの確保が困難である。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると延性、溶接性、靭性などが著しく劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～１．００％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するのに有用な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではそれらの効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。また、所望の組織が得られない場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するのに有用な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではそれらの効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性が著しく劣化する。また、所望の組織が得られない場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。
Ｍｎ：０．８～２．０％
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．８％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．８％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。また、Ｍｎ含有量が０．８％未満または２．０％を超えるとＳ、Ｔｉ、Ｃａなどの含有量にもよるがアスペクト比の大きい硫化物が生成しやすくなる。
Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．８％未満では焼入れ性を高める効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．８％以上とする。
一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。また、Ｍｎ含有量が０．８％未満または２．０％を超えるとＳ、Ｔｉ、Ｃａなどの含有量にもよるがアスペクト比の大きい硫化物が生成しやすくなる。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素である。そのためＰ含有量は、低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので０％でもよいが、製鋼コストを鑑み０．００１％以上としてもよい。
Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素である。そのためＰ含有量は、低減させることが望ましい。Ｐ含有量は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので０％でもよいが、製鋼コストを鑑み０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．００６０％以下
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させ、さらに、延性や靭性の異方性を助長する不純物元素である。そのため、Ｓ含有量は、低減させることが望ましい。Ｓ含有量が０．００６０％を超えると延性や靭性の異方性が大きくなる。そのため、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、Ｓ含有量を０．００６０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以下である。Ｓ含有量を０．００１０％以下にすることで延性や靭性の異方性を一層小さくすることができる。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので０％でもよいが、製鋼コストを鑑み０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させ、さらに、延性や靭性の異方性を助長する不純物元素である。そのため、Ｓ含有量は、低減させることが望ましい。Ｓ含有量が０．００６０％を超えると延性や靭性の異方性が大きくなる。そのため、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、Ｓ含有量を０．００６０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以下である。Ｓ含有量を０．００１０％以下にすることで延性や靭性の異方性を一層小さくすることができる。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので０％でもよいが、製鋼コストを鑑み０．０００１％以上としてもよい。
Ａｌ：０．００５～１．０００％
Ａｌは脱酸剤として有用な元素である。また、Ａｌは、ＡｌＮを形成して結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満ではそれらの効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量を１．０００％以下とする。
Ａｌは脱酸剤として有用な元素である。また、Ａｌは、ＡｌＮを形成して結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満ではそれらの効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量を１．０００％以下とする。
Ｎ：０．００１０～０．０１００％
Ｎは窒化物を形成して結晶粒粗大化の抑制に寄与することで、靭性の劣化の抑制に有効な元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満ではその効果が得られない。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。
一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｎは窒化物を形成して結晶粒粗大化の抑制に寄与することで、靭性の劣化の抑制に有効な元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満ではその効果が得られない。そのため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。
一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．３００％
ＴｉはＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの効果が十分に得られない。そのためＴｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、ＴｉＮが粗大化し靭性が劣化することがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とする。
ＴｉはＴｉＮを形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの効果が十分に得られない。そのためＴｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．３００％を超えると、ＴｉＮが粗大化し靭性が劣化することがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．３００％以下とする。
Ｃａ：０．０００５～０．０１００％
Ｃａは、硫化物の形態を制御することによって、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果が十分に得られない。そのため、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。
一方、Ｃａを過剰に含有しても効果が飽和するだけでなく、コストが上昇する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｃａは、硫化物の形態を制御することによって、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその効果が十分に得られない。そのため、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。
一方、Ｃａを過剰に含有しても効果が飽和するだけでなく、コストが上昇する。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。
以上が本実施形態に係る熱延鋼板の基本成分であり、通常、上記以外はＦｅ及び不純物からなるが、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、任意元素として、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上を以下に示す範囲でさらに含有しても良い。上記任意元素は含有させなくてもよいので含有量の下限は０％である。また、本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。以下、上記任意元素について詳細に説明する。
Ｎｂ：０～０．３００％
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。靭性を高める場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると析出物が粗大になり、靭性が劣化することがある。そのため、含有させる場合、Ｎｂ含有量を０．３００％以下とする。
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。靭性を高める場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると析出物が粗大になり、靭性が劣化することがある。そのため、含有させる場合、Ｎｂ含有量を０．３００％以下とする。
Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、Ｎｂと同様に微細な炭窒化物を形成する元素である。そのため、含有させてもよい。結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を高める場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがある。そのため、含有させる場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
Ｖは、Ｎｂと同様に微細な炭窒化物を形成する元素である。そのため、含有させてもよい。結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を高める場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性が劣化することがある。そのため、含有させる場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｒ：０～３．０％
Ｍｏ：０～３．００％
Ｎｉ：０～５．０％
Ｃｕ：０～３．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。そのため、含有させてもよい。延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１％以上、Ｍｏ含有量は０．１０％以上、Ｎｉ含有量は０．１％以上、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。
一方、Ｃｒの含有量は３．０％、Ｍｏ、Ｃｕの含有量は、それぞれ、３．００％、Ｎｉの含有量は５．０％を超えると、強度の上昇によって、靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合、Ｃｒ含有量は３．０％以下、Ｍｏ含有量は３．００％以下、Ｎｉ含有量は５．０％以下、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。
Ｍｏ：０～３．００％
Ｎｉ：０～５．０％
Ｃｕ：０～３．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、延性及び靭性を向上させる有効な元素である。そのため、含有させてもよい。延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１％以上、Ｍｏ含有量は０．１０％以上、Ｎｉ含有量は０．１％以上、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。
一方、Ｃｒの含有量は３．０％、Ｍｏ、Ｃｕの含有量は、それぞれ、３．００％、Ｎｉの含有量は５．０％を超えると、強度の上昇によって、靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合、Ｃｒ含有量は３．０％以下、Ｍｏ含有量は３．００％以下、Ｎｉ含有量は５．０％以下、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、鋼の焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。そのため、含有させてもよい。粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させたり、焼き入れ性を向上させたりするためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性や靭性が損なわれることがある。したがって、含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。また、鋼の焼き入れ性を高めるのに有効な元素でもある。そのため、含有させてもよい。粒界の強化によって、延性、靭性及び熱間加工性を向上させたり、焼き入れ性を向上させたりするためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粒界に粗大な析出物が生じて、熱間加工性や靭性が損なわれることがある。したがって、含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｍｇ：０～０．０１００％
Ｚｒ：０～０．０５００％
ＲＥＭ：０～０．０５００％
Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。靭性を向上させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｇ、Ｚｒ及び／またはＲＥＭを過剰に含有しても効果が飽和する。そのため、含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とする。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
Ｚｒ：０～０．０５００％
ＲＥＭ：０～０．０５００％
Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓによる熱間加工性や靭性の劣化の抑制に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。靭性を向上させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｇ、Ｚｒ及び／またはＲＥＭを過剰に含有しても効果が飽和する。そのため、含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とする。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
上述した熱延鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。Ｂは吸光光度法またはＩＣＰ－ＭＳを用いて測定すればよい。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
本実施形態では、表面から板厚の１／４の深さの位置（表面から板厚の１／８～３／８の範囲であれば許容される）のミクロ組織を規定する。その理由は、この位置のミクロ組織が、鋼板の代表的な組織であり、鋼板の特性との相関が強いからである。
本実施形態では、表面から板厚の１／４の深さの位置（表面から板厚の１／８～３／８の範囲であれば許容される）のミクロ組織を規定する。その理由は、この位置のミクロ組織が、鋼板の代表的な組織であり、鋼板の特性との相関が強いからである。
＜体積分率で、マルテンサイトを９０％以上含有し、残部組織が残留オーステナイトとフェライトとからなる＞
本実施形態に係る熱延鋼板は、組織の均質性を高め、異方性を低減するため、ミクロ組織を、主相としてマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む）を体積分率で９０％以上含有し、残部組織が、合計で０～１０％の残留オーステナイトとフェライトとからなる組織とする。
残留オーステナイト及びフェライトは、圧延方向とそれに垂直な方向とで分布状況が異なるので、これらの含有量が大きくなると異方性が大きくなる。したがって、これらの合計含有量を１０％以下とし、均質なマルテンサイト組織を９０％以上とする。残留オーステナイト及びフェライトは含まれなくてもよいので、下限は０％である。
フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのそれぞれの体積分率を限定する必要はないが、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が増加すると強度が低下するので、強度確保の観点では、焼き戻しマルテンサイトの体積分率は５％未満であることが望ましい。
本実施形態に係る熱延鋼板は、組織の均質性を高め、異方性を低減するため、ミクロ組織を、主相としてマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを含む）を体積分率で９０％以上含有し、残部組織が、合計で０～１０％の残留オーステナイトとフェライトとからなる組織とする。
残留オーステナイト及びフェライトは、圧延方向とそれに垂直な方向とで分布状況が異なるので、これらの含有量が大きくなると異方性が大きくなる。したがって、これらの合計含有量を１０％以下とし、均質なマルテンサイト組織を９０％以上とする。残留オーステナイト及びフェライトは含まれなくてもよいので、下限は０％である。
フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのそれぞれの体積分率を限定する必要はないが、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が増加すると強度が低下するので、強度確保の観点では、焼き戻しマルテンサイトの体積分率は５％未満であることが望ましい。
ミクロ組織における各組織の体積分率は、以下の方法で求める。
まず、熱延鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。
上記観察面の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さの位置のミクロ組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、１０００倍の倍率で、１００×１００μｍの範囲（視野）を、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察する。そして、組織形態、炭化物の析出状態、転位密度などから各相を判定して、画像解析装置などを用いてマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）とフェライトの面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
フレッシュマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトとは、本実施形態では必ずしも区別する必要はないが、区別する場合には、ビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＣ濃度（質量％）で区別する。マルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでマルテンサイト粒内の３点におけるビッカース硬さを測り、そのビッカース硬さの平均値を算出することで得る。次に、そのマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ：質量％）を測定する。
本実施形態では、マルテンサイト粒内にセメンタイトが存在する場合、セメンタイトのＣ濃度も合わせた濃度をそのマルテンサイトのＣ濃度とする。マルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）は、ＦＥ－ＳＥＭ付属の電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、０．５μｍ以下のピッチで、Ｃ濃度を測定し、得られたＣ濃度の平均値を算出することで得る。得られたマルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）とＣ濃度（ＣＭ）とから、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。具体的には、得られたＨｖＭおよびＣＭが下記式１を満たす場合、焼き戻しマルテンサイトと判別し、それ以外の場合はフレッシュマルテンサイトと判断する。
ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≦０．６０…式１
上記式１の左辺の分母にマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を代入した値（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）は、そのＣ濃度の本来のマルテンサイトの硬さを表している。本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織に含まれる焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによるマルテンサイト粒内へのセメンタイト析出などにより、本来のマルテンサイトより硬さが低くなっている。一方、本実施形態に係る熱延鋼板に含まれるフレッシュマルテンサイトは、焼き戻されておらず、本来のマルテンサイトの硬さに近い硬さとなっている。そこで、本実施形態では、本来のマルテンサイトの硬さと、実際に測定して得られるマルテンサイトの硬さとの比を求めることで、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。
まず、熱延鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。
上記観察面の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さの位置のミクロ組織をレペラーエッチングやナイタールエッチングで現出し、１０００倍の倍率で、１００×１００μｍの範囲（視野）を、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察する。そして、組織形態、炭化物の析出状態、転位密度などから各相を判定して、画像解析装置などを用いてマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）とフェライトの面積分率を測定する。得られた各相の面積分率を体積分率とする。
フレッシュマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトとは、本実施形態では必ずしも区別する必要はないが、区別する場合には、ビッカース硬さ（Ｈｖ）およびＣ濃度（質量％）で区別する。マルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、試験力５ｇｆでマルテンサイト粒内の３点におけるビッカース硬さを測り、そのビッカース硬さの平均値を算出することで得る。次に、そのマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ：質量％）を測定する。
本実施形態では、マルテンサイト粒内にセメンタイトが存在する場合、セメンタイトのＣ濃度も合わせた濃度をそのマルテンサイトのＣ濃度とする。マルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）は、ＦＥ－ＳＥＭ付属の電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、０．５μｍ以下のピッチで、Ｃ濃度を測定し、得られたＣ濃度の平均値を算出することで得る。得られたマルテンサイトのビッカース硬さ（ＨｖＭ）とＣ濃度（ＣＭ）とから、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。具体的には、得られたＨｖＭおよびＣＭが下記式１を満たす場合、焼き戻しマルテンサイトと判別し、それ以外の場合はフレッシュマルテンサイトと判断する。
ＨｖＭ／（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）≦０．６０…式１
上記式１の左辺の分母にマルテンサイトのＣ濃度（ＣＭ）を代入した値（－９８２．１×ＣＭ２＋１６７６×ＣＭ＋１８９）は、そのＣ濃度の本来のマルテンサイトの硬さを表している。本実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織に含まれる焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しによるマルテンサイト粒内へのセメンタイト析出などにより、本来のマルテンサイトより硬さが低くなっている。一方、本実施形態に係る熱延鋼板に含まれるフレッシュマルテンサイトは、焼き戻されておらず、本来のマルテンサイトの硬さに近い硬さとなっている。そこで、本実施形態では、本来のマルテンサイトの硬さと、実際に測定して得られるマルテンサイトの硬さとの比を求めることで、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとを区別する。
残留オーステナイトの体積分率は、以下の方法により測定する。
熱延鋼板の任意の位置から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
Ｖγ＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
熱延鋼板の任意の位置から、板面に平行な断面が観察面となるように、試料を採取する。試料の表面を１／４深さの位置まで研削した後、化学研磨してからＭｏ管球を用いたＸ線回折により、下記式に基づいて、フェライトの（２００）の回折強度Ｉα（２００）、フェライトの（２１１）の回折強度Ｉα（２１１）、オーステナイトの（２００）の回折強度Ｉγ（２２０）及び（３１１）の回折強度Ｉγ（３１１）の強度比より、残留オーステナイトの体積分率を求める。下記式中のＶγは残留オーステナイトの体積分率を示す。
Ｖγ＝０．２５×｛Ｉγ（２２０）／（１．３５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（２２０）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（２２０））＋Ｉγ（３１１）／（１．５×Ｉα（２００）＋Ｉγ（３１１））＋Ｉγ（３１１）／（０．６９×Ｉα（２１１）＋Ｉγ（３１１））｝
＜旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：３．０未満＞
本実施形態に係る熱延鋼板は、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を３．０未満とする。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以上になると延性や靱性の異方性が大きくなる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、圧延方向に平行な断面における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を３．０未満とする。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以上になると延性や靱性の異方性が大きくなる。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、以下の方法で求める。
まず、熱延鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。試料サイズは特に限定するものではないが、１００個以上の旧オーステナイト粒を含んでいる必要がある。
上記観察面（圧延方向断面）の、表面から板厚の１／４の深さの位置の組織を、旧オーステナイト粒界を現出する腐食液（エタノール、２％ピクリン酸、１％塩化鉄（ＩＩ））を用いてエッチングし、４００倍の倍率で、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察する。得られた画像において、画像解析装置などを用いて、１００個以上の旧オーステナイト粒についてアスペクト比を測定し、これらを平均した値を旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とする。ここで、旧オーステナイト粒のアスペクト比は、（アスペクト比）＝（圧延方向の径（長径））／（板厚方向の径（短径））、で求める。
まず、熱延鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。試料サイズは特に限定するものではないが、１００個以上の旧オーステナイト粒を含んでいる必要がある。
上記観察面（圧延方向断面）の、表面から板厚の１／４の深さの位置の組織を、旧オーステナイト粒界を現出する腐食液（エタノール、２％ピクリン酸、１％塩化鉄（ＩＩ））を用いてエッチングし、４００倍の倍率で、光学顕微鏡もしくはＳＥＭにて観察する。得られた画像において、画像解析装置などを用いて、１００個以上の旧オーステナイト粒についてアスペクト比を測定し、これらを平均した値を旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とする。ここで、旧オーステナイト粒のアスペクト比は、（アスペクト比）＝（圧延方向の径（長径））／（板厚方向の径（短径））、で求める。
＜面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下＞
面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％を超えると、これらの硫化物が起点となってボイドが発生するため延性や靱性の異方性が大きくなる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、圧延方向に平行な断面において、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうちアスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合を２０．０％以下とする。
対象を面積が１．０μｍ２以上かつアスペクト比が３．０超の硫化物とするのは、面積が１．０μｍ２未満の硫化物、またはアスペクト比が３．０以下の硫化物はボイドの起点となりにくいからである。
面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％を超えると、これらの硫化物が起点となってボイドが発生するため延性や靱性の異方性が大きくなる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、圧延方向に平行な断面において、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうちアスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合を２０．０％以下とする。
対象を面積が１．０μｍ２以上かつアスペクト比が３．０超の硫化物とするのは、面積が１．０μｍ２未満の硫化物、またはアスペクト比が３．０以下の硫化物はボイドの起点となりにくいからである。
面積が１．０μｍ２以上の硫化物におけるアスペクト比が３．０超の硫化物の割合は、以下の方法で求める。
本実施形態において、硫化物とはＳの質量分率が５％以上の介在物として定義される。そのため、アスペクト比が３．０超の硫化物の割合を求める場合、まず、鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。試料サイズは特に限定するものではないが、面積が１．０μｍ２以上の硫化物１０００個以上を含んでいる必要がある。上記観察面の鋼板の表面から板厚の１／４の深さの位置の、研磨ままの組織を５００倍の倍率で、ＳＥＭにて観察し、各介在物の組成をＳＥＭ付属のＥＤＸを用いて測定して硫化物を判別する。また、画像解析装置などを用いて硫化物の面積を測定し、面積が１．０μｍ２以上の硫化物についてアスペクト比を測定する。上記方法により面積が１．０μｍ２以上の硫化物１０００個以上についてアスペクト比を測定し、アスペクト比が３．０超の硫化物の割合を求める。ここで、硫化物のアスペクト比とは、（アスペクト比）＝（圧延方向の長径）／（板厚方向の短径）、で求める。
本実施形態において、硫化物とはＳの質量分率が５％以上の介在物として定義される。そのため、アスペクト比が３．０超の硫化物の割合を求める場合、まず、鋼板の任意の位置から、圧延方向に平行かつ板厚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。試料サイズは特に限定するものではないが、面積が１．０μｍ２以上の硫化物１０００個以上を含んでいる必要がある。上記観察面の鋼板の表面から板厚の１／４の深さの位置の、研磨ままの組織を５００倍の倍率で、ＳＥＭにて観察し、各介在物の組成をＳＥＭ付属のＥＤＸを用いて測定して硫化物を判別する。また、画像解析装置などを用いて硫化物の面積を測定し、面積が１．０μｍ２以上の硫化物についてアスペクト比を測定する。上記方法により面積が１．０μｍ２以上の硫化物１０００個以上についてアスペクト比を測定し、アスペクト比が３．０超の硫化物の割合を求める。ここで、硫化物のアスペクト比とは、（アスペクト比）＝（圧延方向の長径）／（板厚方向の短径）、で求める。
＜板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度：５．０以下＞
本実施形態に係る熱延鋼板は、板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を５．０以下とする。熱延鋼板が、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０超である集合組織を有していると、組織異方性が大きくなり延性や靱性の異方性が大きくなる。
極密度については、板厚中心部が、鋼板の特性との相関が強いので、本実施形態では、板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を指標として用いる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を５．０以下とする。熱延鋼板が、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０超である集合組織を有していると、組織異方性が大きくなり延性や靱性の異方性が大きくなる。
極密度については、板厚中心部が、鋼板の特性との相関が強いので、本実施形態では、板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を指標として用いる。
極密度はＥＢＳＤ解析による結晶方位情報により得ることができ、Ｘ線ランダム強度比と同義である。具体的には、｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度は、以下の方法で求める。
まず、鋼板の任意の位置から圧延方向に平行かつ板厚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。走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ解析により、板厚中心部（板厚中心位置から鋼板の表方向および裏方向にそれぞれ板厚１／１０程度の範囲）において、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して、１０００個以上のｂｃｃの結晶粒の方位情報を測定し、級数展開法（ｈａｒｍｏｎｉｃ ｓｅｒｉｅｓ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を用いたＯＤＦ解析により求める。
まず、鋼板の任意の位置から圧延方向に平行かつ板厚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。走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ解析により、板厚中心部（板厚中心位置から鋼板の表方向および裏方向にそれぞれ板厚１／１０程度の範囲）において、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して、１０００個以上のｂｃｃの結晶粒の方位情報を測定し、級数展開法（ｈａｒｍｏｎｉｃ ｓｅｒｉｅｓ ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を用いたＯＤＦ解析により求める。
＜引張強さ：９５０ＭＰａ以上＞
建設機械用クレーンのブームの軽量化への貢献を考慮し、本実施形態に係る熱延鋼板では、引張強さが９５０ＭＰａ以上である高強度鋼板であることを前提とする。
引張強さの上限は規定する必要はないが、引張強さが高くなると伸びが低下することが懸念されるので、引張強さを１５７０ＭＰａ以下としてもよい。
建設機械用クレーンのブームの軽量化への貢献を考慮し、本実施形態に係る熱延鋼板では、引張強さが９５０ＭＰａ以上である高強度鋼板であることを前提とする。
引張強さの上限は規定する必要はないが、引張強さが高くなると伸びが低下することが懸念されるので、引張強さを１５７０ＭＰａ以下としてもよい。
次に製造条件の限定理由について述べる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程、
（ＩＩ）前記加熱工程後の鋳造スラブに対し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を、１００℃以下の巻取温度にて巻き取る巻き取り工程。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程、
（ＩＩ）前記加熱工程後の鋳造スラブに対し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を、１００℃以下の巻取温度にて巻き取る巻き取り工程。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造においては、加熱工程に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
＜加熱工程＞
加熱工程では、鋳造スラブを１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する。ただし、鋳造スラブが１２５０℃以上の温度であるときは、加熱を省略し、熱間圧延工程に供することができる。
加熱温度が１２５０℃未満では硫化物の溶解が不十分となり未溶解の硫化物が残存し、熱間圧延時に圧延方向に延びて異方性が大きくなる原因となる。そのため、加熱温度を１２５０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１２５０℃超である。
一方、加熱温度が１３５０℃を超えるとスケールの生成が激しくなり表面性状が悪くなるとともに、結晶粒が粗大化して熱延鋼板の強度や低温靱性が低下する。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。加熱温度は、好ましくは１３５０℃未満である。
加熱工程では、鋳造スラブを１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する。ただし、鋳造スラブが１２５０℃以上の温度であるときは、加熱を省略し、熱間圧延工程に供することができる。
加熱温度が１２５０℃未満では硫化物の溶解が不十分となり未溶解の硫化物が残存し、熱間圧延時に圧延方向に延びて異方性が大きくなる原因となる。そのため、加熱温度を１２５０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは１２５０℃超である。
一方、加熱温度が１３５０℃を超えるとスケールの生成が激しくなり表面性状が悪くなるとともに、結晶粒が粗大化して熱延鋼板の強度や低温靱性が低下する。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。加熱温度は、好ましくは１３５０℃未満である。
＜熱間圧延工程＞
＜巻き取り工程＞
熱間圧延工程では、鋳造スラブに対し、仕上げ圧延温度（仕上げ圧延完了温度）が１０００℃以上となるように圧延を行い、その後、圧延完了から０．１０秒以内に冷却（第１冷却）を開始する。第１冷却では、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上温度が低下するように冷却を行う。
第１冷却後は、Ａｒ３点以上の温度で、５％以上２０％以下の圧下率の軽圧下圧延を行い、その後、軽圧下圧延の完了時の温度から１００℃以下の巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように第２冷却を行う。第２冷却完了後巻き取りを行う。
これによりスラブを熱延鋼板とする。
＜巻き取り工程＞
熱間圧延工程では、鋳造スラブに対し、仕上げ圧延温度（仕上げ圧延完了温度）が１０００℃以上となるように圧延を行い、その後、圧延完了から０．１０秒以内に冷却（第１冷却）を開始する。第１冷却では、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上温度が低下するように冷却を行う。
第１冷却後は、Ａｒ３点以上の温度で、５％以上２０％以下の圧下率の軽圧下圧延を行い、その後、軽圧下圧延の完了時の温度から１００℃以下の巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように第２冷却を行う。第２冷却完了後巻き取りを行う。
これによりスラブを熱延鋼板とする。
仕上げ圧延温度が１０００℃未満になると集合組織が発達し組織の異方性が大きくなる。そのため、仕上げ圧延温度は１０００℃以上とする。
一方、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大となる。そのため仕上げ圧延温度は１１００℃以下とすることが好ましい。
一方、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大となる。そのため仕上げ圧延温度は１１００℃以下とすることが好ましい。
圧延完了（仕上圧延の最終パスの完了）から冷却開始までの時間が０．１０秒を超えるか、第１冷却の平均冷却速度が１００℃／秒未満であるか、第１冷却による温度低下代が５０℃未満であると、所望の硫化物が得られず、靱性が低下する。そのため、第１冷却では、仕上げ圧延後０．１０秒以内に冷却を開始し、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上冷却する（温度低下代が５０℃以上となる）。
第１の冷却では、引き続いて行う軽圧下をＡｒ３点（℃）以上で行うため、冷却停止温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。また、平均冷却速度の上限は限定する必要はないが、設備等を考慮し、１０００℃／秒以下としてもよい。
圧延完了から０．１０秒以内に冷却を開始する方法として、例えばタンデム圧延機のスタンド間の冷却装置を用いて冷却する等の方法が例示される。
ここで言う冷却とは、放冷による温度低下ではなく、放冷よりも大きな冷却速度での冷却を意味する。
第１の冷却では、引き続いて行う軽圧下をＡｒ３点（℃）以上で行うため、冷却停止温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。また、平均冷却速度の上限は限定する必要はないが、設備等を考慮し、１０００℃／秒以下としてもよい。
圧延完了から０．１０秒以内に冷却を開始する方法として、例えばタンデム圧延機のスタンド間の冷却装置を用いて冷却する等の方法が例示される。
ここで言う冷却とは、放冷による温度低下ではなく、放冷よりも大きな冷却速度での冷却を意味する。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、上述した第１冷却の完了後、硫化物を微細に析出させるため、Ａｒ３点（℃）以上の温度で、５％以上２０％以下の圧下率の圧延（軽圧下圧延）を行う。
軽圧下圧延温度がＡｒ３点未満であると、フェライトが生成する。したがって、軽圧下圧延温度は、フェライトの生成を抑制するためにＡｒ３点以上とする。また、軽圧下圧延の圧下率が５％未満では硫化物を微細析出させる効果が十分に得られない。また軽圧下圧延の圧下率が２０％を超えると異方性が大きくなる。そのため、軽圧下圧延の圧下率を５％以上２０％以下とする。
ここで、Ａｒ３点は、富士電波工機(株)社製、全自動変態記録測定装置などを用いて、所定の形状の試験片を９５０℃×３０分加熱後、３０℃／秒の速度で冷却し、膨張曲線を測定することで測定できる。
軽圧下圧延温度がＡｒ３点未満であると、フェライトが生成する。したがって、軽圧下圧延温度は、フェライトの生成を抑制するためにＡｒ３点以上とする。また、軽圧下圧延の圧下率が５％未満では硫化物を微細析出させる効果が十分に得られない。また軽圧下圧延の圧下率が２０％を超えると異方性が大きくなる。そのため、軽圧下圧延の圧下率を５％以上２０％以下とする。
ここで、Ａｒ３点は、富士電波工機(株)社製、全自動変態記録測定装置などを用いて、所定の形状の試験片を９５０℃×３０分加熱後、３０℃／秒の速度で冷却し、膨張曲線を測定することで測定できる。
軽圧下圧延を行った後、軽圧下圧延完了温度から１００℃以下の巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃／秒以上となるように冷却（第２冷却）し、その後巻き取る。平均冷却速度が５０℃／秒未満であるか、巻取温度が１００℃超であると残留オーステナイトやフェライトやベイナイトが多量に生成し、マルテンサイトの体積分率を９０％以上とすることができない。
＜その他の工程＞
巻き取り工程後の熱延鋼板は、形状矯正、降伏点伸びの消失、及び板厚方向の硬さ分布の均質化のために調質圧延を行ってもよい。
調質圧延を行う場合、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなはなく、伸び率が３．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。そのため、伸び率を０．２％～３．０％とすることが望ましい。
巻き取り工程後の熱延鋼板は、形状矯正、降伏点伸びの消失、及び板厚方向の硬さ分布の均質化のために調質圧延を行ってもよい。
調質圧延を行う場合、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなはなく、伸び率が３．０％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。そのため、伸び率を０．２％～３．０％とすることが望ましい。
また、熱間圧延時に生成したスケールを除去するために熱間圧延後または調質圧延後に酸洗を行ってもよい。酸洗条件は公知の条件でよい。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。これらの実施例は、本発明の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。
表１に示す化学組成（残部はＦｅ及び不純物）の鋼を鋳造し、表２に示す条件で加熱、圧延、第１冷却、軽圧下圧延、第２冷却を行い、表２に示す条件で巻取りを行って、板厚５．０ｍｍの熱延鋼板を得た。軽圧下圧延は１パスで行った。Ｎｏ．８の実施例ではさらに伸び率が１．０％の調質圧延を実施した。表２中のＳＲＴは、鋳片の加熱温度、ＦＴは第１冷却前の熱間圧延の仕上げ圧延温度、ＣＴは巻取温度を示す。
得られた熱延鋼板の、表面から板厚の１／４の深さの位置でのマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライト及びその他の組織の体積分率、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうちアスペクト比が３．０超の硫化物の個数割合、板厚中心部での｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度を、上述の方法で評価した。
結果を表３－１、表３－２に示す。
結果を表３－１、表３－２に示す。
また、機械的特性として、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、Ｌ方向（圧延方向）及びＣ方向（圧延方向に垂直な方向）からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験の応力－歪曲線より、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を求めた。
靱性はＬ方向及びＣ方向から５ｍｍ幅のサブサイズＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、試験温度を－４０℃で行って評価した。
引張強さが９５０ＭＰａ以上、全伸びが１０．０％以上、かつ、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－４０）が５０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、高強度でかつ、優れた延性及び優れた靭性を有すると判断した。
また、それぞれの特性値のＣ方向の値に対するＬ方向の値の比（Ｌ方向の値／Ｃ方向の値）が０．９０以上１．１０以下であれば異方性が小さいと判断した。
結果を表３－１、表３－２に示す。
靱性はＬ方向及びＣ方向から５ｍｍ幅のサブサイズＶノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して、試験温度を－４０℃で行って評価した。
引張強さが９５０ＭＰａ以上、全伸びが１０．０％以上、かつ、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－４０）が５０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、高強度でかつ、優れた延性及び優れた靭性を有すると判断した。
また、それぞれの特性値のＣ方向の値に対するＬ方向の値の比（Ｌ方向の値／Ｃ方向の値）が０．９０以上１．１０以下であれば異方性が小さいと判断した。
結果を表３－１、表３－２に示す。
表３－１、表３－２から、Ｎｏ．１～９の本発明例はいずれも目標とする特性が得られていることが分かる。一方、化学組成または製造方法が本発明の範囲外であったＮｏ．１０～２５の比較例は、いずれか１つ以上の特性が劣っていることが分かる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０８～０．２５％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．８～２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００６０％以下、
Ａｌ：０．００５～１．０００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．３００％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～３．０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～３．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
ＲＥＭ：０～０．０５００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなる化学組成を有し、
圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４の深さの位置でのミクロ組織が、体積分率で、９０％以上のマルテンサイトと、合計で０～１０％の残留オーステナイト及びフェライトとからなり、
前記位置での前記ミクロ組織における、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０未満であり、
面積が１．０μｍ２以上の硫化物のうち、アスペクト比が３．０超の硫化物の個数の割合が２０．０％以下であり、
板厚中心部において、
｛２１１｝＜０１１＞方位の極密度が５．０以下であり、
引張強さが９５０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする熱延鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．３００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０５～３．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．１０～３．００％、
Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、及び、
ＲＥＭ：０．００１０～０．０５００％、
からなる群から選択される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。 - 請求項１又は２に記載の前記化学組成を有する鋳造スラブを、１２５０℃以上１３５０℃以下に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の前記鋳造スラブに対し、熱間圧延を行って熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の前記熱延鋼板を、１００℃以下の巻取温度にて巻き取る巻き取り工程と、
を有し、
前記熱間圧延工程では、
前記鋳造スラブに対し、仕上げ圧延温度が１０００℃以上となるように圧延を行い、
前記圧延終了後、０．１０秒以内に冷却を開始するとともに、１００℃／秒以上の平均冷却速度で５０℃以上温度が低下するように第１冷却を行い、
前記第１冷却後、Ａｒ３点以上の温度で５％以上２０％以下の圧下率の軽圧下圧延を行い、
前記軽圧下圧延の完了から前記巻取温度まで、平均冷却速度が５０℃/秒以上となるように第２冷却を行う、
ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
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