JP4265133B2 - 高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
技術分野
本発明は、発電機のローターなどの大型電気機器に使用される高張力熱延鋼板、特に、加工性に優れ、透磁率と高磁場域における磁束密度が高く、４９０ＭＰａ以上の強度を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。
背景技術
近年、発電機のローターなどの大型電気機器に用いられる鋼板には、電気機器の高性能化を目的に、機械特性に加えて高い透磁率や高磁場域における高い磁束密度、例えば２．００Ｔ（Ｔｅｓｌａ）以上の磁場３０ｋＡ／ｍにおける磁束密度Ｂ３００が要求されるようになってきた。 鋼板の透磁率は析出物量が少なく、結晶粒径が大きいほど高く、その磁束密度は鋼中の非磁性元素の添加量が少ないほど高くなるため、従来より、こうした要請に対しては極低炭素鋼に固溶強化元素としてＳｉ、Ａｌ、Ｐを多量に添加した高張力熱延鋼板が用いられている。
ところが、こうした固溶強化元素の添加では４９０ＭＰａ以上の高張力が容易には得られない上に、加工性が著しく低下し、高磁場域における磁束密度も低下するため、強度、加工性、磁気特性のバランスを考慮すると、フェライト粒径微細化と微細析出物を組み合わせて高張力化を図る方が望ましい。ただし、Ｃを０．１％以上含有する鋼ではセメンタイト量が多くなり、フェライト粒径を微細化しても良好な磁気特性が得られないので、Ｃは０．１％以下にする必要がある。
Ｃが０．１％以下で、フェライト粒径微細化と微細析出物を利用した高張力熱延鋼板として、文献１［ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ（１９９２）１８６３］には、Ｔｉ添加による伸びフランジ性に優れた析出強化型高張力熱延鋼板が提案されており、Ｃを低減してセメンタイト量を低減することで、延性を向上させ、Ｔｉを多量に添加することにより高張力化が図られている。特公平８−２６４３３号公報には、Ｃを０．０３−０．０５％、Ｔｉを０．１０−０．２０％含有する鋼を用い、パーライトおよび低温変態相の体積率を制御して加工性の向上を図った高張力熱延鋼板が提案されている。特開昭６３−１６６９３１号公報には、Ｔｉ、Ｂ添加のＳｉ−Ｍｎ鋼を用いた高磁束密度を有する高張力熱延鋼板の製造方法が提案されており、焼入れ性向上のためＢを添加し、熱間圧延後３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することでベイナイト組織を生成させ、変態強化とＴｉＣによる析出強化とを組み合わせて高張力と高磁束密度が達成されている。特開昭５８−９１１２１号公報には、Ｔｉ添加による高磁束密度を有する高張力熱延鋼板の製造方法が提案されており、Ｓｉを０．１０％以下にし、ＴｉＣによる析出強化により高張力化が図られている。
しかしながら、上記文献１の技術では、Ｔｉを多量に添加するため透磁率が低下する、特公平８−２６４３３号公報に記載の技術では、パーライトおよび低温変態相の存在により透磁率が低下する、特開昭６３−１６６９３１号公報に記載の技術では、ＳｉとＭｎが多いため高い透磁率が得られないなどの問題がある。特に、特開昭６３−１６６９３１号公報に記載の技術には、Ｓｉが０．２１−０．３０％、Ｍｎが１．２２−１．９０％とかなり高いので表面性状や溶接性にも問題がある。また、特開昭５８−９１１２１号公報に記載の技術では、Ｃに対してＴｉをＴｉ／Ｃが１近くになるほど添加しているので短い熱間圧延プロセスで不可避的に残留した固溶Ｔｉにより透磁率が低下したり、高張力化のために多量に添加したＳｉにより表面性状や溶接性が劣化するといった問題がある。
発明の開示
本発明は、このような課題を解決するためになされたもので、加工性に優れ、透磁率および高磁場域における磁束密度が高く、４９０ＭＰａ以上の強度を有する高張力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。
この目的は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｔｉ：０．０１−０．１５％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が下記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（２）を満足する高張力熱延鋼板により達成される。
［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋０．１×［Ｍｎ］＋［Ｐ］＋１４×［Ｓ］＋１．７５×［Ａｌ］＋２３×［Ｎ］＋［Ｔｉ］＋１８×［Ｏ］＋７×［Ｃｕ］＋１８×［Ｓｎ］＋７×［Ｍｏ］＋１．７×［Ｃｒ］＋７０×［Ｂ］＋７×［Ｃａ］＋１４×［Ｚｒ］＋１４×［Ｖ］＋７×［Ｎｂ］≦２ （１）
３≦α≦６０×［Ｔｉ］＋８ （２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
また、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｍｏ：０．２％以下および／またはＣｒ：０．４％以下、およびＴｉ：０．０１−０．１５％とＮｂ：０．００５−０．０５％の中から選ばれた１種または２種の元素を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が上記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（３）および（４）を満足するようにすると、溶接熱影響部ＨＡＺの軟化防止により効果的である。
３≦α≦６０×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］）＋８ （３）
［Ｍｎ］＋６×［Ｃｒ］＋１５×［Ｍｏ］−０．０５×α≦２ （４）
こうした高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、このスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５−３５℃／ｓで６３０−６８０℃の温度域まで冷却する工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法により製造できる。また、Ａｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で６８０℃の温度まで冷却する工程と、冷却後の鋼板を巻取温度５００−６５０℃で巻き取る工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法によっても製造できる。
発明を実施するための最良の形態
我々は、加工性に優れ、透磁率が高く、Ｂ３００が２．００Ｔ以上となる高い磁束密度を有し、強度が４９０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板について鋭意研究を重ねた結果、Ｔｉを含有したＣが０．１％以下の鋼を用い、フェライト粒径を制御することにより、強度、加工性、磁気特性のバランスを最適化できることを見出した。以下に、その詳細を説明する。
Ｃ：０．０５−０．０８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．５−０．９５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００３０％、Ｔｉ：０．０１−０．１６％を含む鋼を溶製し、仕上温度８４０℃で熱間圧延し、巻取温度６００℃で巻き取って、板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を作成した。このとき、ＴｉとＭｎ量、圧延後の冷却速度を変化させて、フェライト粒径を変化させた。そして、得られた熱延鋼板の磁束密度Ｂ５００（Ｔ）ａｔ ５０ｋＡ／ｍ、透磁率（Ｇ／Ｏｅ）ａｔ３０ｋＡ／ｍおよび引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）を測定した。
結果を図１に示す。図１で、括弧外の数字は透磁率を、括弧内の数字は強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬバランス）の値を示す。
フェライト粒径αが上記の式（２）を満たす場合に、６０Ｇ／Ｏｅ以上の高い透磁率と良好なＴＳ×ＥＬバランスが得られることがわかる。
また、こうしたフェライト粒径の条件を満たす鋼の不純物成分も含めた成分の量と磁束密度Ｂ５００の関係を重回帰により求めたところ、上記の式（１）を満たす場合に、高い磁束密度が得られることが明らかになった。
各化学成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃは、ＴｉやＮｂの炭化物として微細析出して鋼を高張力化する元素であり、４９０ＭＰａ以上の強度を得るには、０．０４％以上にする必要がある。一方、０．０９％を超えるとセメンタイトが大量に析出して、透磁率、磁束密度、ＥＬを著しく低下させる。従って、Ｃ量を０．０４−０．０９％、より好ましくは０．０５−０．０８％に規定する。
Ｓｉは、高張力化に有効な元素であるが、０．１％を超えると赤スケールを生成し表面品質を低下させる。従って、Ｓｉ量を０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下に規定する。
Ｍｎは、固溶強化により母材および溶接熱影響部の高張力化に有効な元素であり、本発明において必須の元素である。そのためには０．５％以上にする必要がある。しかし、１．５％を越えるとＥＬが著しく低下し、かつ磁気特性も劣化する。従って、Ｍｎ量を０．５−１．５％、より好ましくは０．５−１．０％に規定する。
Ｐは、鋼板の粒界に偏析し、粒界脆化を引き起こすことから、Ｐ量を０．０２％以下に規定する。
Ｓは、多量に含有されるとＭｎＳが析出し、伸びフランジ性が低下する。従って、Ｓ量を０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に規定する。
Ａｌは、脱酸剤として通常０．０１％以上含有されるが、０．１％を超えると透磁率や加工性の低下を引き起こす。従って、Ａｌ量を０．１％以下、より好ましくは０．０１−０．０５％に規定する。
Ｎは、窒化物として析出して溶接時の組織の粗大化を防止し、溶接部靭性を向上させる。そのためには、Ｎ量は０．００１％以上必要である。しかし、０．００８％を超えると窒化物が多量に析出して、ＥＬが低下する。従って、Ｎ量を０．００１−０．００８％に規定する。
Ｔｉは、ＴｉＣとして析出して鋼を強化する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．１５％を超えると固溶Ｔｉ量が増加して透磁率が低下する。従って、Ｔｉ量を０．０１−０．１５％、より好ましくは０．０３５〜０．１５％に規定する。
このようなＴｉを含有させた高張力熱延鋼板では、溶接後のＨＡＺが軟化する場合がある。それを防止するには、Ｃｒ、Ｍｏを、それぞれ０．４％以下、０．２％以下にし、フェライト粒径αが上記の式（４）を満たすようにする必要がある。
この場合は、Ｔｉの代わりに、あるいはＴｉと一緒に、Ｎｂを０．００５−０．０５％含有させることもできるが、高い透磁率と良好なＴＳ×ＥＬバランスを得るには、図２に示すように、フェライト粒径αが上記の式（３）を満たすようにする必要がある。
また、高い磁束密度を得るには、Ｔｉだけを含有させた高張力熱延鋼板の場合と同様に、不純物成分も含めた成分の量を上記の式（１）を満たすようにする必要がある。
上記の式（２）、（３）によるフェライト粒径の規定は、冶金学的には次のように説明される。まず、フェライト粒径が３μｍ未満では、粒径が微細なため十分な透磁率が得られない。一方、フェライト粒径が上限値を超えると、ＴＳ×ＥＬが著しく低下する。これは、ＴＳが一定の場合、フェライト粒径が上限値を超えるとＥＬが指数関数的に低下するためである。
また、フェライト粒径の上限値がＴｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量に依存するのは、Ｔｉ量やＮｂ量によりＴＳを確保するのに必要なフェライト粒径が変化するためである。例えば、Ｔｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量を増加させれば、フェライト粒径がある程度大きくなってもＮｂＣやＴｉＣまたはこれらの複合析出物が微細分散されるのでＴＳを確保できることになる。ただし、Ｔｉ量やＮｂ量が多過ぎる場合は、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂの量が増加し透磁率が低下する。一方、Ｔｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量が少ない場合は、ＴＳを確保できず、パーライトの生成量が増大してＥＬの低下が著しくなり、ＴＳ×ＥＬバランスは劣化する。
上記のフェライト粒径の代わりにパーライト分率を面積比で５％以下、より好ましくは２％以下にしても、同様な効果が得られる。パーライト分率が５％を超えると、Ｃがパーライトに濃縮してＴｉＣやＮｂＣの析出量が減り、ＴＳの低下を招くのみならず、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂの量が増えて透磁率の低下を招く。 なお、この場合は、不純物成分も含めた成分の量が上記の式（１）を満足する必要はないが、フェライト粒径が上記の式（２）や（３）を満足するようにすると、より高い透磁率やＴＳ×ＥＬバランスが得られる。ここで、パーライト分率の面積比とは、光学顕微鏡や電子顕微鏡で観察した視野に占めるパーライトの割合を面積比で表したものである。
本発明の高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、このスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５−３５℃／ｓで６３０−６８０℃の温度域まで冷却する工程とを有する製造方法により製造できる。
仕上温度がＡｒ３変態点を下回ると、ＴｉＣが析出した状態でフェライトが再結晶するため、組織が混粒となり、加工性が低下する。また、仕上温度が８８０℃を超えると、変態前にオーステナイト（γ）の回復が部分的に起こるため、組織が不均一となる。仕上温度を８８０℃以下にすることにより、加工γが回復する前に変態するため、変態後の結晶粒径が均一となりＥＬが向上する。
仕上圧延直後からの冷却条件は、本発明である高張力熱延鋼板の特性を最大限に引き出すために極めて重要である。平均冷却速度を１５℃／ｓ以上にすると、セメンタイトの生成量が低減しＴＳ×ＥＬバランスが向上し、３５℃／ｓ以下にすると、含有されたＴｉやＮｂが炭化物として析出物となり固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂとして残留しないために、透磁率や磁束密度が高くなる。このとき、冷却終了温度が６８０℃を超えると結晶粒の粗大化およびセメンタイトの生成量の増大が起こり、ＴＳおよびＥＬが低下する。なお、巻取温度については特に規定しないが、良好な形状を得るためには５００℃以上で巻き取ることが好ましい。
また、本発明の高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で６８０℃の温度まで冷却する工程と、冷却後の鋼板を巻取温度５００−６５０℃で巻き取る工程とを有する製造方法によっても製造できる。
このように平均冷却速度の上限を規定しない場合は、仕上圧延直後から平均冷却速度１５℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上で６８０℃まで冷却後、巻取温度５００−６５０℃で巻き取れば、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂが残留することなく、また、パーライトが大量に生成したり、ＴｉやＮｂの炭化物が粗大化することもないので、高い透磁率や４９０ＭＰａ以上のＴＳが確実に得られる。
本発明の高張力熱延鋼板に必要な鋼の溶製は、転炉でも電気炉で行える。鋳造後のスラブは、直ちにあるい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うこともできる。また、粗圧延後仕上圧延前に圧延材を加熱したり、粗圧延後圧延材を接合して行う連続圧延を行っても本発明の効果は得られる。このとき、仕上圧延最終パスの圧下率を３０％未満にすると、圧延後の鋼板形状が良好になり、その後の形状矯正が不要になって磁気特性の低下を防止できる。
本発明の高張力熱延鋼板はスケールが付いたままでも、酸洗によりスケールを除去してもその特性は変わらない。調質圧延については、通常行われるものであれば特に規定はない。また、スケールが付いたままあるいは酸洗によりスケールを除去した後に溶融亜鉛メッキを施すこともできる。
実施例１
表１に示す化学成分の鋼Ｎｏ．１−１４を溶製し、仕上温度を８２０−８４０℃、巻取温度を４００−６００℃、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を５−１００℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。表１で、Ｎｏ．１−６の鋼はＴｉ量がそれぞれ異なる鋼で、Ｎｏ．７はＣを多量に含む従来の高張力熱延鋼板用の鋼である。また、Ｎｏ．８−１４は、主な成分をほぼ一定にし、フェライト粒径を大きく変化させるために用いた鋼である。Ｎｏ．１４は同じＴＳの得られるの従来の高張力熱延鋼板用の鋼である。
得られた鋼板の引張特性値（ＴＳ、ＥＬ）、透磁率、磁束密度Ｂ５００の測定結果を表２に示す。
本発明例のＮｏ．２−４では、従来材よりも良好なＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。しかし、比較例のＮｏ．１では、Ｔｉ量が少ないためフェライト粒径が粗大であり、ＴＳが低く、パーライトの析出でＴＳ×ＥＬバランスも低い。比較例のＮｏ．５では、Ｔｉ量が多いために、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が低い。比較例のＮｏ．６では、全成分含有量が多いため、透磁率と磁束密度が低い。従来例のＮｏ．７では、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が低い。
フェライト粒径を変化させたＮｏ．８−１４については、本発明例のＮｏ．９−１１では、従来材より高いＴＳ、ＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。しかし、比較例のＮｏ．８では、フェライト粒径が微細であり、十分な磁束密度と透磁率が得られない。比較例のＮｏ．１２では、フェライト粒径が本発明範囲を超えており、ＴＳ×ＥＬバランスが低い。比較例のＮｏ．１３では、全成分含有量が多いため、磁束密度と透磁率が低い。従来例のＮｏ．１４では、ＴＳ×ＥＬバランスが低い。
実施例２
表３に示す化学成分の鋼Ｎｏ．２１−３０を溶製し、仕上温度を８５０℃、巻取温度を５６０℃とし、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を変化させて板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ５００の測定を行った。
結果を表３に示す。表３で、Ｎｏ．２１−Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６−３０は、それぞれ同一成分系で平均冷却速度を変えた鋼板である。
本発明例のＮｏ．２２−２４やＮｏ．２７−２９では、平均冷却速度が本発明範囲である１５−３５℃／ｓなので高いＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。
実施例３
表４に示す化学成分の鋼Ｎｏ．３１−４２を溶製し、仕上温度を８２０−８４０℃、巻取温度を５３０−６３０℃、仕上圧延直後から６８０℃以下までの平均冷却速度を１５−４０℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。表４で、Ｎｏ．３１−３４、３６は本発明鋼であり、Ｎｏ．３５、３７は参考鋼であり、Ｎｏ．３８−４２は比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．３８はＣ量が本発明範囲外であり、Ｎｏ．３９、４０は式（４）を満足しない。また、比較鋼Ｎｏ．４１はＭｎ量が本発明範囲外であり、Ｎｏ．４２はＴｉ量が本発明範囲外である。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ３００の測定を行った。また、板厚３．２ｍｍに減厚した後、ＴＩＧビードオン溶接（入熱６ｋＪ／ｃｍ）により溶接した後のＨＡＺの硬度低下ΔＨｖ（荷重０．２ｋｇ）を測定した。
結果を表５に示す。
本発明例のＮｏ．３１−３４、３６では、ＴＳ×ＥＬバランスと磁束密度が良好であり、ΔＨｖも４０以下と小さく、全ての特性のバランスが良好である。特に、Ｎｏ．３３では、磁束密度と透磁率が極めて高い。
一方、比較例のＮｏ．３８−４２では、満足すべき全ての特性が同時には得られない。Ｎｏ．３８では、ＴＳ×ＥＬバランスが大きく低下しており、磁束密度と透磁率も低く、Ｎｏ．３９、４０では、磁束密度と透磁率が大きく低下している。Ｎｏ．４１では、ΔＨｖが非常に大きく、Ｎｏ．４２では、透磁率が低い。
実施例４
表６に示す化学成分の鋼Ｎｏ．１−３を溶製し、仕上温度を８１０−８６０℃、巻取温度を４００−６００℃、仕上圧延最終パスの圧下率１２％、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を５−５０℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ３００の測定を行った。
結果を表７に示す。
本発明例のＮｏ．１、２では、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が良好である。
一方、比較例のＮｏ．３、４では、ＴＳが低い。Ｎｏ．６では、ＥＬと透磁率が低く、鋼板の形状も悪い。また、Ｎｏ．７では、透磁率と磁束密度が低い。
【図面の簡単な説明】
第１図は、透磁率とＴＳ×ＥＬバランスにおよぼすＴｉ量とフェライト粒径の影響を示す図である。
第２図は、透磁率とＴＳ×ＥＬバランスにおよぼすＴｉ＋Ｎｂ量とフェライト粒径の影響を示す図である。
本発明は、発電機のローターなどの大型電気機器に使用される高張力熱延鋼板、特に、加工性に優れ、透磁率と高磁場域における磁束密度が高く、４９０ＭＰａ以上の強度を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。
背景技術
近年、発電機のローターなどの大型電気機器に用いられる鋼板には、電気機器の高性能化を目的に、機械特性に加えて高い透磁率や高磁場域における高い磁束密度、例えば２．００Ｔ（Ｔｅｓｌａ）以上の磁場３０ｋＡ／ｍにおける磁束密度Ｂ３００が要求されるようになってきた。 鋼板の透磁率は析出物量が少なく、結晶粒径が大きいほど高く、その磁束密度は鋼中の非磁性元素の添加量が少ないほど高くなるため、従来より、こうした要請に対しては極低炭素鋼に固溶強化元素としてＳｉ、Ａｌ、Ｐを多量に添加した高張力熱延鋼板が用いられている。
ところが、こうした固溶強化元素の添加では４９０ＭＰａ以上の高張力が容易には得られない上に、加工性が著しく低下し、高磁場域における磁束密度も低下するため、強度、加工性、磁気特性のバランスを考慮すると、フェライト粒径微細化と微細析出物を組み合わせて高張力化を図る方が望ましい。ただし、Ｃを０．１％以上含有する鋼ではセメンタイト量が多くなり、フェライト粒径を微細化しても良好な磁気特性が得られないので、Ｃは０．１％以下にする必要がある。
Ｃが０．１％以下で、フェライト粒径微細化と微細析出物を利用した高張力熱延鋼板として、文献１［ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ（１９９２）１８６３］には、Ｔｉ添加による伸びフランジ性に優れた析出強化型高張力熱延鋼板が提案されており、Ｃを低減してセメンタイト量を低減することで、延性を向上させ、Ｔｉを多量に添加することにより高張力化が図られている。特公平８−２６４３３号公報には、Ｃを０．０３−０．０５％、Ｔｉを０．１０−０．２０％含有する鋼を用い、パーライトおよび低温変態相の体積率を制御して加工性の向上を図った高張力熱延鋼板が提案されている。特開昭６３−１６６９３１号公報には、Ｔｉ、Ｂ添加のＳｉ−Ｍｎ鋼を用いた高磁束密度を有する高張力熱延鋼板の製造方法が提案されており、焼入れ性向上のためＢを添加し、熱間圧延後３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することでベイナイト組織を生成させ、変態強化とＴｉＣによる析出強化とを組み合わせて高張力と高磁束密度が達成されている。特開昭５８−９１１２１号公報には、Ｔｉ添加による高磁束密度を有する高張力熱延鋼板の製造方法が提案されており、Ｓｉを０．１０％以下にし、ＴｉＣによる析出強化により高張力化が図られている。
しかしながら、上記文献１の技術では、Ｔｉを多量に添加するため透磁率が低下する、特公平８−２６４３３号公報に記載の技術では、パーライトおよび低温変態相の存在により透磁率が低下する、特開昭６３−１６６９３１号公報に記載の技術では、ＳｉとＭｎが多いため高い透磁率が得られないなどの問題がある。特に、特開昭６３−１６６９３１号公報に記載の技術には、Ｓｉが０．２１−０．３０％、Ｍｎが１．２２−１．９０％とかなり高いので表面性状や溶接性にも問題がある。また、特開昭５８−９１１２１号公報に記載の技術では、Ｃに対してＴｉをＴｉ／Ｃが１近くになるほど添加しているので短い熱間圧延プロセスで不可避的に残留した固溶Ｔｉにより透磁率が低下したり、高張力化のために多量に添加したＳｉにより表面性状や溶接性が劣化するといった問題がある。
発明の開示
本発明は、このような課題を解決するためになされたもので、加工性に優れ、透磁率および高磁場域における磁束密度が高く、４９０ＭＰａ以上の強度を有する高張力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。
この目的は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｔｉ：０．０１−０．１５％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が下記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（２）を満足する高張力熱延鋼板により達成される。
［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋０．１×［Ｍｎ］＋［Ｐ］＋１４×［Ｓ］＋１．７５×［Ａｌ］＋２３×［Ｎ］＋［Ｔｉ］＋１８×［Ｏ］＋７×［Ｃｕ］＋１８×［Ｓｎ］＋７×［Ｍｏ］＋１．７×［Ｃｒ］＋７０×［Ｂ］＋７×［Ｃａ］＋１４×［Ｚｒ］＋１４×［Ｖ］＋７×［Ｎｂ］≦２ （１）
３≦α≦６０×［Ｔｉ］＋８ （２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
また、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｍｏ：０．２％以下および／またはＣｒ：０．４％以下、およびＴｉ：０．０１−０．１５％とＮｂ：０．００５−０．０５％の中から選ばれた１種または２種の元素を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が上記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（３）および（４）を満足するようにすると、溶接熱影響部ＨＡＺの軟化防止により効果的である。
３≦α≦６０×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］）＋８ （３）
［Ｍｎ］＋６×［Ｃｒ］＋１５×［Ｍｏ］−０．０５×α≦２ （４）
こうした高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、このスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５−３５℃／ｓで６３０−６８０℃の温度域まで冷却する工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法により製造できる。また、Ａｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で６８０℃の温度まで冷却する工程と、冷却後の鋼板を巻取温度５００−６５０℃で巻き取る工程とを有する高張力熱延鋼板の製造方法によっても製造できる。
発明を実施するための最良の形態
我々は、加工性に優れ、透磁率が高く、Ｂ３００が２．００Ｔ以上となる高い磁束密度を有し、強度が４９０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板について鋭意研究を重ねた結果、Ｔｉを含有したＣが０．１％以下の鋼を用い、フェライト粒径を制御することにより、強度、加工性、磁気特性のバランスを最適化できることを見出した。以下に、その詳細を説明する。
Ｃ：０．０５−０．０８％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．５−０．９５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０４％、Ｎ：０．００３０％、Ｔｉ：０．０１−０．１６％を含む鋼を溶製し、仕上温度８４０℃で熱間圧延し、巻取温度６００℃で巻き取って、板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を作成した。このとき、ＴｉとＭｎ量、圧延後の冷却速度を変化させて、フェライト粒径を変化させた。そして、得られた熱延鋼板の磁束密度Ｂ５００（Ｔ）ａｔ ５０ｋＡ／ｍ、透磁率（Ｇ／Ｏｅ）ａｔ３０ｋＡ／ｍおよび引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）を測定した。
結果を図１に示す。図１で、括弧外の数字は透磁率を、括弧内の数字は強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬバランス）の値を示す。
フェライト粒径αが上記の式（２）を満たす場合に、６０Ｇ／Ｏｅ以上の高い透磁率と良好なＴＳ×ＥＬバランスが得られることがわかる。
また、こうしたフェライト粒径の条件を満たす鋼の不純物成分も含めた成分の量と磁束密度Ｂ５００の関係を重回帰により求めたところ、上記の式（１）を満たす場合に、高い磁束密度が得られることが明らかになった。
各化学成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃは、ＴｉやＮｂの炭化物として微細析出して鋼を高張力化する元素であり、４９０ＭＰａ以上の強度を得るには、０．０４％以上にする必要がある。一方、０．０９％を超えるとセメンタイトが大量に析出して、透磁率、磁束密度、ＥＬを著しく低下させる。従って、Ｃ量を０．０４−０．０９％、より好ましくは０．０５−０．０８％に規定する。
Ｓｉは、高張力化に有効な元素であるが、０．１％を超えると赤スケールを生成し表面品質を低下させる。従って、Ｓｉ量を０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下に規定する。
Ｍｎは、固溶強化により母材および溶接熱影響部の高張力化に有効な元素であり、本発明において必須の元素である。そのためには０．５％以上にする必要がある。しかし、１．５％を越えるとＥＬが著しく低下し、かつ磁気特性も劣化する。従って、Ｍｎ量を０．５−１．５％、より好ましくは０．５−１．０％に規定する。
Ｐは、鋼板の粒界に偏析し、粒界脆化を引き起こすことから、Ｐ量を０．０２％以下に規定する。
Ｓは、多量に含有されるとＭｎＳが析出し、伸びフランジ性が低下する。従って、Ｓ量を０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下に規定する。
Ａｌは、脱酸剤として通常０．０１％以上含有されるが、０．１％を超えると透磁率や加工性の低下を引き起こす。従って、Ａｌ量を０．１％以下、より好ましくは０．０１−０．０５％に規定する。
Ｎは、窒化物として析出して溶接時の組織の粗大化を防止し、溶接部靭性を向上させる。そのためには、Ｎ量は０．００１％以上必要である。しかし、０．００８％を超えると窒化物が多量に析出して、ＥＬが低下する。従って、Ｎ量を０．００１−０．００８％に規定する。
Ｔｉは、ＴｉＣとして析出して鋼を強化する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．１５％を超えると固溶Ｔｉ量が増加して透磁率が低下する。従って、Ｔｉ量を０．０１−０．１５％、より好ましくは０．０３５〜０．１５％に規定する。
このようなＴｉを含有させた高張力熱延鋼板では、溶接後のＨＡＺが軟化する場合がある。それを防止するには、Ｃｒ、Ｍｏを、それぞれ０．４％以下、０．２％以下にし、フェライト粒径αが上記の式（４）を満たすようにする必要がある。
この場合は、Ｔｉの代わりに、あるいはＴｉと一緒に、Ｎｂを０．００５−０．０５％含有させることもできるが、高い透磁率と良好なＴＳ×ＥＬバランスを得るには、図２に示すように、フェライト粒径αが上記の式（３）を満たすようにする必要がある。
また、高い磁束密度を得るには、Ｔｉだけを含有させた高張力熱延鋼板の場合と同様に、不純物成分も含めた成分の量を上記の式（１）を満たすようにする必要がある。
上記の式（２）、（３）によるフェライト粒径の規定は、冶金学的には次のように説明される。まず、フェライト粒径が３μｍ未満では、粒径が微細なため十分な透磁率が得られない。一方、フェライト粒径が上限値を超えると、ＴＳ×ＥＬが著しく低下する。これは、ＴＳが一定の場合、フェライト粒径が上限値を超えるとＥＬが指数関数的に低下するためである。
また、フェライト粒径の上限値がＴｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量に依存するのは、Ｔｉ量やＮｂ量によりＴＳを確保するのに必要なフェライト粒径が変化するためである。例えば、Ｔｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量を増加させれば、フェライト粒径がある程度大きくなってもＮｂＣやＴｉＣまたはこれらの複合析出物が微細分散されるのでＴＳを確保できることになる。ただし、Ｔｉ量やＮｂ量が多過ぎる場合は、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂの量が増加し透磁率が低下する。一方、Ｔｉ量またはＴｉ＋Ｎｂ量が少ない場合は、ＴＳを確保できず、パーライトの生成量が増大してＥＬの低下が著しくなり、ＴＳ×ＥＬバランスは劣化する。
上記のフェライト粒径の代わりにパーライト分率を面積比で５％以下、より好ましくは２％以下にしても、同様な効果が得られる。パーライト分率が５％を超えると、Ｃがパーライトに濃縮してＴｉＣやＮｂＣの析出量が減り、ＴＳの低下を招くのみならず、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂの量が増えて透磁率の低下を招く。 なお、この場合は、不純物成分も含めた成分の量が上記の式（１）を満足する必要はないが、フェライト粒径が上記の式（２）や（３）を満足するようにすると、より高い透磁率やＴＳ×ＥＬバランスが得られる。ここで、パーライト分率の面積比とは、光学顕微鏡や電子顕微鏡で観察した視野に占めるパーライトの割合を面積比で表したものである。
本発明の高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、このスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５−３５℃／ｓで６３０−６８０℃の温度域まで冷却する工程とを有する製造方法により製造できる。
仕上温度がＡｒ３変態点を下回ると、ＴｉＣが析出した状態でフェライトが再結晶するため、組織が混粒となり、加工性が低下する。また、仕上温度が８８０℃を超えると、変態前にオーステナイト（γ）の回復が部分的に起こるため、組織が不均一となる。仕上温度を８８０℃以下にすることにより、加工γが回復する前に変態するため、変態後の結晶粒径が均一となりＥＬが向上する。
仕上圧延直後からの冷却条件は、本発明である高張力熱延鋼板の特性を最大限に引き出すために極めて重要である。平均冷却速度を１５℃／ｓ以上にすると、セメンタイトの生成量が低減しＴＳ×ＥＬバランスが向上し、３５℃／ｓ以下にすると、含有されたＴｉやＮｂが炭化物として析出物となり固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂとして残留しないために、透磁率や磁束密度が高くなる。このとき、冷却終了温度が６８０℃を超えると結晶粒の粗大化およびセメンタイトの生成量の増大が起こり、ＴＳおよびＥＬが低下する。なお、巻取温度については特に規定しないが、良好な形状を得るためには５００℃以上で巻き取ることが好ましい。
また、本発明の高張力熱延鋼板は、上記した成分を含む鋼からなるスラブをＡｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延後の鋼板を平均冷却速度１５℃／ｓ以上で６８０℃の温度まで冷却する工程と、冷却後の鋼板を巻取温度５００−６５０℃で巻き取る工程とを有する製造方法によっても製造できる。
このように平均冷却速度の上限を規定しない場合は、仕上圧延直後から平均冷却速度１５℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上で６８０℃まで冷却後、巻取温度５００−６５０℃で巻き取れば、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂが残留することなく、また、パーライトが大量に生成したり、ＴｉやＮｂの炭化物が粗大化することもないので、高い透磁率や４９０ＭＰａ以上のＴＳが確実に得られる。
本発明の高張力熱延鋼板に必要な鋼の溶製は、転炉でも電気炉で行える。鋳造後のスラブは、直ちにあるい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うこともできる。また、粗圧延後仕上圧延前に圧延材を加熱したり、粗圧延後圧延材を接合して行う連続圧延を行っても本発明の効果は得られる。このとき、仕上圧延最終パスの圧下率を３０％未満にすると、圧延後の鋼板形状が良好になり、その後の形状矯正が不要になって磁気特性の低下を防止できる。
本発明の高張力熱延鋼板はスケールが付いたままでも、酸洗によりスケールを除去してもその特性は変わらない。調質圧延については、通常行われるものであれば特に規定はない。また、スケールが付いたままあるいは酸洗によりスケールを除去した後に溶融亜鉛メッキを施すこともできる。
実施例１
表１に示す化学成分の鋼Ｎｏ．１−１４を溶製し、仕上温度を８２０−８４０℃、巻取温度を４００−６００℃、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を５−１００℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。表１で、Ｎｏ．１−６の鋼はＴｉ量がそれぞれ異なる鋼で、Ｎｏ．７はＣを多量に含む従来の高張力熱延鋼板用の鋼である。また、Ｎｏ．８−１４は、主な成分をほぼ一定にし、フェライト粒径を大きく変化させるために用いた鋼である。Ｎｏ．１４は同じＴＳの得られるの従来の高張力熱延鋼板用の鋼である。
得られた鋼板の引張特性値（ＴＳ、ＥＬ）、透磁率、磁束密度Ｂ５００の測定結果を表２に示す。
本発明例のＮｏ．２−４では、従来材よりも良好なＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。しかし、比較例のＮｏ．１では、Ｔｉ量が少ないためフェライト粒径が粗大であり、ＴＳが低く、パーライトの析出でＴＳ×ＥＬバランスも低い。比較例のＮｏ．５では、Ｔｉ量が多いために、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が低い。比較例のＮｏ．６では、全成分含有量が多いため、透磁率と磁束密度が低い。従来例のＮｏ．７では、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が低い。
フェライト粒径を変化させたＮｏ．８−１４については、本発明例のＮｏ．９−１１では、従来材より高いＴＳ、ＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。しかし、比較例のＮｏ．８では、フェライト粒径が微細であり、十分な磁束密度と透磁率が得られない。比較例のＮｏ．１２では、フェライト粒径が本発明範囲を超えており、ＴＳ×ＥＬバランスが低い。比較例のＮｏ．１３では、全成分含有量が多いため、磁束密度と透磁率が低い。従来例のＮｏ．１４では、ＴＳ×ＥＬバランスが低い。
表３に示す化学成分の鋼Ｎｏ．２１−３０を溶製し、仕上温度を８５０℃、巻取温度を５６０℃とし、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を変化させて板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ５００の測定を行った。
結果を表３に示す。表３で、Ｎｏ．２１−Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６−３０は、それぞれ同一成分系で平均冷却速度を変えた鋼板である。
本発明例のＮｏ．２２−２４やＮｏ．２７−２９では、平均冷却速度が本発明範囲である１５−３５℃／ｓなので高いＥＬ、透磁率、磁束密度が得られる。
表４に示す化学成分の鋼Ｎｏ．３１−４２を溶製し、仕上温度を８２０−８４０℃、巻取温度を５３０−６３０℃、仕上圧延直後から６８０℃以下までの平均冷却速度を１５−４０℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。表４で、Ｎｏ．３１−３４、３６は本発明鋼であり、Ｎｏ．３５、３７は参考鋼であり、Ｎｏ．３８−４２は比較鋼である。比較鋼Ｎｏ．３８はＣ量が本発明範囲外であり、Ｎｏ．３９、４０は式（４）を満足しない。また、比較鋼Ｎｏ．４１はＭｎ量が本発明範囲外であり、Ｎｏ．４２はＴｉ量が本発明範囲外である。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ３００の測定を行った。また、板厚３．２ｍｍに減厚した後、ＴＩＧビードオン溶接（入熱６ｋＪ／ｃｍ）により溶接した後のＨＡＺの硬度低下ΔＨｖ（荷重０．２ｋｇ）を測定した。
結果を表５に示す。
本発明例のＮｏ．３１−３４、３６では、ＴＳ×ＥＬバランスと磁束密度が良好であり、ΔＨｖも４０以下と小さく、全ての特性のバランスが良好である。特に、Ｎｏ．３３では、磁束密度と透磁率が極めて高い。
一方、比較例のＮｏ．３８−４２では、満足すべき全ての特性が同時には得られない。Ｎｏ．３８では、ＴＳ×ＥＬバランスが大きく低下しており、磁束密度と透磁率も低く、Ｎｏ．３９、４０では、磁束密度と透磁率が大きく低下している。Ｎｏ．４１では、ΔＨｖが非常に大きく、Ｎｏ．４２では、透磁率が低い。
表６に示す化学成分の鋼Ｎｏ．１−３を溶製し、仕上温度を８１０−８６０℃、巻取温度を４００−６００℃、仕上圧延最終パスの圧下率１２％、仕上圧延直後から６３０−６８０℃までの平均冷却速度を５−５０℃／ｓとして板厚４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。
そして、実施例１と同様に、引張特性値、透磁率、磁束密度Ｂ３００の測定を行った。
結果を表７に示す。
本発明例のＮｏ．１、２では、ＴＳ×ＥＬバランス、透磁率、磁束密度が良好である。
一方、比較例のＮｏ．３、４では、ＴＳが低い。Ｎｏ．６では、ＥＬと透磁率が低く、鋼板の形状も悪い。また、Ｎｏ．７では、透磁率と磁束密度が低い。
【図面の簡単な説明】
第１図は、透磁率とＴＳ×ＥＬバランスにおよぼすＴｉ量とフェライト粒径の影響を示す図である。
第２図は、透磁率とＴＳ×ＥＬバランスにおよぼすＴｉ＋Ｎｂ量とフェライト粒径の影響を示す図である。
Claims (6)
- ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｔｉ：０．０１−０．１５％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が下記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（２）を満足する高張力熱延鋼板；
［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋０．１×［Ｍｎ］＋［Ｐ］＋１４×［Ｓ］＋１．７５×［Ａｌ］＋２３×［Ｎ］＋［Ｔｉ］＋１８×［Ｏ］＋７×［Ｃｕ］＋１８×［Ｓｎ］＋７×［Ｍｏ］＋１．７×［Ｃｒ］＋７０×［Ｂ］＋７×［Ｃａ］＋１４×［Ｚｒ］＋１４×［Ｖ］＋７×［Ｎｂ］≦２ （１）
３≦α≦６０×［Ｔｉ］＋８ （２）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。 - ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４−０．０７４％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５−１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１−０．００８％、Ｍｏ：０．２％以下および／またはＣｒ：０．４％以下、およびＴｉ：０．０１−０．１５％とＮｂ：０．００５−０．０５％の中から選ばれた１種または２種の元素を含み、残部がFeおよび不可避的不純物で、各成分の含有量が上記の式（１）を満足する鋼からなり、かつフェライト粒径α（μｍ）が下記の式（３）および（４）を満足する高張力熱延鋼板；
３≦α≦６０×（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］）＋８ （３）
［Ｍｎ］＋６×［Ｃｒ］＋１５×［Ｍｏ］−０．０５×α≦２ （４）
ここで、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。 - 請求の範囲１または請求の範囲２に記載の成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、
前記スラブを、Ａｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、平均冷却速度１５−３５℃／ｓで６３０−６８０℃の温度域まで冷却する工程と、
を有する高張力熱延鋼板の製造方法。 - 請求の範囲１または請求の範囲２に記載の成分を含む鋼からなるスラブを製造する工程と、
前記スラブを、Ａｒ３変態点以上８８０℃以下の仕上温度で熱間圧延する工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で６８０℃の温度まで冷却する工程と、
前記冷却後の鋼板を、巻取温度５００−６５０℃で巻き取る工程と、
を有する高張力熱延鋼板の製造方法。 - 請求の範囲１に記載の高張力熱延鋼板を用いた発電機のローター。
- 請求の範囲２に記載の高張力熱延鋼板を用いた発電機のローター。
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