JP7298777B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間でのしぼり加工の際の異方性が小さく、熱処理前後での強度変化が少ないシリンダー用として好適な熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
インド、アフリカといった都市ガス等のインフラが整理されていない地域におけるエネルギーの供給は、薪を中心としたものから、ガスシリンダーのような圧力容器に可燃性のガスを封入するものが大半である。エネルギー需要の増加に伴いシリンダーの需要も拡大しつつある。シリンダー用に用いられる原板は、黒皮の熱延鋼板である。これをブランク加工後、しぼり加工を行い、溶接をして熱処理（焼準）を行う。このため、冷間でのしぼり加工の際の異方性が小さく、かつ熱処理前後の強度変化が少なく、さらに熱処理後の強度確保が要求される。
このようなシリンダー用の鋼板としては、特許文献１のように、化学成分として質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１５０％、Ｓｉ：０～０．５００％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％を含み、固溶Ｎｂ：０．００５～０．０３０％である熱延鋼板が知られている。この熱延鋼板を熱処理した場合、ＮｂがＮｂＣとして析出し、ピン止め効果を発揮し、熱処理後の鋼板の軟質化を防止することが、知られている。
特許文献１に記載した技術では、熱延鋼板に、Ｎｂのような単価の高い合金元素を添加する必要があることから、工業生産としては、経済的に不向きな成分設計であった。同時にＮｂのような添加元素は、冷間でのしぼり加工時に異方性が悪くなることが知られている。
一方、シリンダーの加工メーカーでは、加工性の観点から、原板の鋼板には低い強度を、かつ熱処理後は所定の強度を保証してほしいとの要望がある。このため、熱処理前後での強度変化が少なく、かつ安価な鋼板の供給が求められていた。
また、加工時の歩留を向上させるため、絞り加工後の耳をトリムしないで使用する例もある。このため、冷間でのしぼり加工時に異方性の少ない鋼板が求められている。
本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、安価であり、冷間でのしぼり加工時の異方性が小さく、熱処理前後での強度変化の少ない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。
一般に、シリンダー用の熱延鋼板では、熱処理前後での強度変化が大きく、オーステナイト相の段階で結晶粒径が粗大化してしまい、強度が保持できないという課題があった。同時に、炭化物を形成するＮｂを添加した上記の成分系においては、合金単価が高く製造コストが高くなり、かつ異方性が悪くなることが、知られている。
本発明者らは、シリンダー用の熱延鋼板について鋭意検討を重ねた結果、熱処理後の強度をＣｅｑによって予測可能であり、また、異方性を小さくするために仕上圧延時の圧下率を制御できるという知見を得た。
本発明の要旨は次のとおりである。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．１６０～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：０．７０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で表されるＣｅｑが０．３０以上０．３２以下であり、
板厚６ｍｍ以下であり、
引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であり、
かつ、焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった熱処理後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であって、熱処理前後での引張強さの差が、５０ＭＰａ以下であり、
下記（２）式で表されるΔｒが－０．２０以上０．２０以下である熱延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５・・・（２）
ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．３０％、Ｎｉ：０．０１０～０．１０％、Ｃｕ：０．０１０～０．１０％、Ｃｒ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．０５％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％から選択される１種または２種以上を含む［１］に記載の熱延鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、次いで、熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、仕上圧延出側温度を８００℃以上９００℃以下とし、かつ、仕上圧延の最終パスを含む連続する３パスでの合計の圧下率を５０％以上８０％以下として仕上圧延を行った後、ランナウト冷却し、その後５５０℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．１６０～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：０．７０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で表されるＣｅｑが０．３０以上０．３２以下であり、
板厚６ｍｍ以下であり、
引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であり、
かつ、焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった熱処理後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であって、熱処理前後での引張強さの差が、５０ＭＰａ以下であり、
下記（２）式で表されるΔｒが－０．２０以上０．２０以下である熱延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５・・・（２）
ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．３０％、Ｎｉ：０．０１０～０．１０％、Ｃｕ：０．０１０～０．１０％、Ｃｒ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．０５％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％から選択される１種または２種以上を含む［１］に記載の熱延鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、次いで、熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、仕上圧延出側温度を８００℃以上９００℃以下とし、かつ、仕上圧延の最終パスを含む連続する３パスでの合計の圧下率を５０％以上８０％以下として仕上圧延を行った後、ランナウト冷却し、その後５５０℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、熱処理前後での強度変化が少ないため、熱処理後の強度を保証でき、かつ冷間でのしぼり加工時の異方性が小さい熱延鋼板が得られる。
以下、本発明の熱延鋼板について説明する。
まず、本発明における成分の限定理由について説明する。なお、各元素の％表示は、特に記載がない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．１６０～０．２０％
Ｃは、この範囲内において固溶強化元素として働き鋼板の強度を増加させ、強度を確保するのに有用な元素である。このような効果を得るために、Ｃは０．１６０％以上とする。一方、０．２０％を超える含有は、カップリングの際の溶接性を低下させる。このため、Ｃ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１８％以下である。
Ｃは、この範囲内において固溶強化元素として働き鋼板の強度を増加させ、強度を確保するのに有用な元素である。このような効果を得るために、Ｃは０．１６０％以上とする。一方、０．２０％を超える含有は、カップリングの際の溶接性を低下させる。このため、Ｃ量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１８％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．１０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼板の強度を増加させる。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０１％以上とする。０．１０％を超える含有は、母材の表層にスケールとして付着し表面粗度を悪化させるため、Ｓｉの含有は０．１０％以下とする。なお、鋼板に所望の強度を持たせるために、好ましくは０．０１～０．０５％の範囲とする。より好ましくは０．０３％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼板の強度を増加させる。このような効果を得るために、Ｓｉは０．０１％以上とする。０．１０％を超える含有は、母材の表層にスケールとして付着し表面粗度を悪化させるため、Ｓｉの含有は０．１０％以下とする。なお、鋼板に所望の強度を持たせるために、好ましくは０．０１～０．０５％の範囲とする。より好ましくは０．０３％以下とする。
Ｍｎ：０．７０～０．９０％
Ｍｎは、固溶して鋼板の強度を増加させる作用を有する元素で安価であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることを目的の一つとして含有する。本発明では、熱処理後の強度を維持するために、０．７０％以上の含有を必要とする。好ましくは０．８０％以上とする。一方、０．９０％を超える含有は、鋼板の靱性を低下させる。このため、Ｍｎ量は０．９０％以下とする。従って、好ましくは０．８０～０．９０％の範囲である。
Ｍｎは、固溶して鋼板の強度を増加させる作用を有する元素で安価であり、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えることを目的の一つとして含有する。本発明では、熱処理後の強度を維持するために、０．７０％以上の含有を必要とする。好ましくは０．８０％以上とする。一方、０．９０％を超える含有は、鋼板の靱性を低下させる。このため、Ｍｎ量は０．９０％以下とする。従って、好ましくは０．８０～０．９０％の範囲である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。この目的では０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素である。０．０３０％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。この目的では０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素である。０．０３０％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．０３０％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。一方でS量は少ないほど好ましいため、下限は限定されず０％であってよい。
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．０３０％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。一方でS量は少ないほど好ましいため、下限は限定されず０％であってよい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１０％
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸材として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。この効果を得る観点からｓｏｌ．Ａｌ量は０．００１％以上とする。一方でＡｌ量が過多の場合、靭性が劣化する。よってｓｏｌ．Ａｌ量は、０．１０％以下とし、好ましくは、０．０５％以下とする。
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸材として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。この効果を得る観点からｓｏｌ．Ａｌ量は０．００１％以上とする。一方でＡｌ量が過多の場合、靭性が劣化する。よってｓｏｌ．Ａｌ量は、０．１０％以下とし、好ましくは、０．０５％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、延性および靭性を低下させる元素である。このため、Ｎ量は、０．０１０％以下とする。一方でＮ量は少ないほど好ましいため、下限は限定されず０％であってよい。ただし通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｎ量は工業的には０％超であってよい。後述の有効Ｔｉ量との関係から、Ｎ量は０．００５０％以下が好ましい。
Ｎは、延性および靭性を低下させる元素である。このため、Ｎ量は、０．０１０％以下とする。一方でＮ量は少ないほど好ましいため、下限は限定されず０％であってよい。ただし通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｎ量は工業的には０％超であってよい。後述の有効Ｔｉ量との関係から、Ｎ量は０．００５０％以下が好ましい。
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。
本発明では、必要に応じて、Ｔｉ：０．０１０～０．３０％、Ｎｉ：０．０１０～０．１０％、Ｃｕ：０．０１０～０．１０％、Ｃｒ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．０５％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％の中から選ばれる１種または２種以上を選択元素として含有することができる。
Ｔｉ：０．０１０～０．３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、ＴｉＮとして析出していない余剰分のＴｉは、ＴｉＣを形成し、析出物としてピン留め効果を発揮し、結晶粒の粗大化を抑止する。このような効果を得るため、Ｔｉ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。さらに、有効Ｔｉ量：（Ｔｉ／４８－Ｎ／１４）×４８において０．００３％以上含有することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．３０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下とする。有効Ｔｉ量では、０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、ＴｉＮとして析出していない余剰分のＴｉは、ＴｉＣを形成し、析出物としてピン留め効果を発揮し、結晶粒の粗大化を抑止する。このような効果を得るため、Ｔｉ量は０．０１０％以上とすることが好ましい。０．０２０％以上とすることがさらに好ましい。さらに、有効Ｔｉ量：（Ｔｉ／４８－Ｎ／１４）×４８において０．００３％以上含有することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．３０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下とする。有効Ｔｉ量では、０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０１０～０．１０％
Ｎｉは、高温での相変態を抑止し、鋼板の強度を高める。この目的ではＮｉを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多すぎると、鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は０．１０％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０５０％以下である。
Ｎｉは、高温での相変態を抑止し、鋼板の強度を高める。この目的ではＮｉを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多すぎると、鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉの含有量は０．１０％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０５０％以下である。
Ｃｕ：０．０１０～０．１０％
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に析出し、鋼板の強度を高める。この目的でＣｕを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多すぎると、鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は０．１０％以下であることが好ましい。
Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に析出し、鋼板の強度を高める。この目的でＣｕを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多すぎると、鋼板の溶接性が低下する。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は０．１０％以下であることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１０～０．０５０％
Ｃｒは、高温での相変態を抑止し、鋼板の強度を高める。この目的でＣｒを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼板の加工性が低下して、生産性が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。
Ｃｒは、高温での相変態を抑止し、鋼板の強度を高める。この目的でＣｒを含有する場合は、０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼板の加工性が低下して、生産性が低下する。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。
Ｖ：０．０１～０．０５％
ＶはＴｉと同様に、鋼板を析出強化、細粒強化及び転位強化して、鋼板の強度を高める。この目的でＶを含有する場合は、０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｖの含有量が多すぎると、炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖの含有量は０．０５％以下であることが好ましい。
ＶはＴｉと同様に、鋼板を析出強化、細粒強化及び転位強化して、鋼板の強度を高める。この目的でＶを含有する場合は、０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｖの含有量が多すぎると、炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖの含有量は０．０５％以下であることが好ましい。
Ｍｏ：０．０１～０．１０％
Ｍｏは、Ｔｉ、Ｖと同様に、鋼板を析出強化、細粒強化及び転位強化して、鋼板の強度を高める。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ量が過多になると溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏの含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、０．０５％以下とする。
Ｍｏは、Ｔｉ、Ｖと同様に、鋼板を析出強化、細粒強化及び転位強化して、鋼板の強度を高める。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ量が過多になると溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏの含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、０．０５％以下とする。
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼板の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼板の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａの含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｃｅｑが０．３０以上０．３２以下
本発明において、熱処理後の強度確保の点から、Ｃｅｑは０．３０以上０．３２以下とする。Ｃｅｑは下記（１）式で表される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
本発明において、熱処理後の強度確保の点から、Ｃｅｑは０．３０以上０．３２以下とする。Ｃｅｑは下記（１）式で表される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Ｃｅｑが０．３０未満では、熱処理後の引張強さを維持することができない。一方、Ｃｅｑが０．３２を超えると、熱処理後の引張強さが目標値を超過してしまうため０．３２以下とした。
板厚：６ｍｍ以下
本発明の熱延鋼板の板厚は、圧延後のしぼり加工性の点から、６ｍｍ以下とする。
本発明の熱延鋼板の板厚は、圧延後のしぼり加工性の点から、６ｍｍ以下とする。
引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下
本発明において、引張強さは４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とする。なお、この引張強度は熱処理前（焼準前）の引張強さである。引張強さが４１０ＭＰａ未満では、シリンダー用鋼板として所定の圧力の可燃性のガスを封入することができない。好ましくは４５０ＭＰａ以上とする。引張強さが５００ＭＰａ超えでは、しぼり加工時に加工性が悪化する。
本発明において、引張強さは４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とする。なお、この引張強度は熱処理前（焼準前）の引張強さである。引張強さが４１０ＭＰａ未満では、シリンダー用鋼板として所定の圧力の可燃性のガスを封入することができない。好ましくは４５０ＭＰａ以上とする。引張強さが５００ＭＰａ超えでは、しぼり加工時に加工性が悪化する。
焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった熱処理後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であって、熱処理前後での引張強さの差が、５０ＭＰａ以下
シリンダー用に用いられる熱延鋼板は、ブランク加工後、しぼり加工を行い、溶接をして熱処理（焼準）を行う。通常、焼準温度は８９０℃以上９４０℃以下、３０分の均熱時間にて焼準（熱処理）が行われており、この焼準（熱処理）前後での強度変化が少ない材料が求められている。本発明において、熱処理後、すなわち、焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とする。熱処理後の引張強さを４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とし、さらに、熱処理前後での引張強さの差が５０ＭＰａ以下とすることにより、熱処理前後での強度変化が少ない材料となる。なお、焼準については温度および均熱時間については特段制限がなく、例えば熱処理炉を用いて行えばよい。また、３０分の均熱後は、例えば大気中で放冷し、常温（例えば２５℃）となった鋼板（試験片）について、引張強さを測定すればよい。
シリンダー用に用いられる熱延鋼板は、ブランク加工後、しぼり加工を行い、溶接をして熱処理（焼準）を行う。通常、焼準温度は８９０℃以上９４０℃以下、３０分の均熱時間にて焼準（熱処理）が行われており、この焼準（熱処理）前後での強度変化が少ない材料が求められている。本発明において、熱処理後、すなわち、焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とする。熱処理後の引張強さを４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下とし、さらに、熱処理前後での引張強さの差が５０ＭＰａ以下とすることにより、熱処理前後での強度変化が少ない材料となる。なお、焼準については温度および均熱時間については特段制限がなく、例えば熱処理炉を用いて行えばよい。また、３０分の均熱後は、例えば大気中で放冷し、常温（例えば２５℃）となった鋼板（試験片）について、引張強さを測定すればよい。
Δｒが－０．２０以上０．２０以下
本発明では、異方性の指標であるΔｒを－０．２０以上０．２０以下とする。なお、Δｒは下記（２）式で表される。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５・・・（２）
ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。
本発明では、異方性の指標であるΔｒを－０．２０以上０．２０以下とする。なお、Δｒは下記（２）式で表される。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５・・・（２）
ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。
Δｒが－０．２０未満および０．２０超えでは、しぼり加工後に端面が耳伸びを起こし、組立時の溶接性が悪化する。
なお、本発明の熱延鋼板の組織としては、フェライト相とパーライト相の２相組織であればよい。
つぎに、本発明の製造方法について説明する。
上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊分塊法等で常法によりスラブとする。その後、スラブを加熱し、粗圧延を行い、仕上圧延後に冷却設備で冷却したのち、コイル状に巻取を行う。なお、溶製方法、鋳造方法については上述した方法に限定されるものではない。
スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、組織が粗大化して鋼板の靱性が低下する。このため、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とする。なお、好ましくは１１８０℃以上１２５０℃以下の範囲である。
加熱温度が１１００℃未満では、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、組織が粗大化して鋼板の靱性が低下する。このため、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とする。なお、好ましくは１１８０℃以上１２５０℃以下の範囲である。
仕上圧延出側温度：８００℃以上９００℃以下
熱間圧延に際し、粗圧延後、仕上圧延を行う。本発明では、仕上圧延出側温度は、８００℃以上９００℃以下とする。９００℃を超えると鋼板表面のスケールが厚くなりすぎてしまい、スケール剥離することが懸念される。一方で、温度が８００℃未満では、圧延中にスケールが破壊されたり、薄くなりすぎてしまうため黒皮としての保護性被膜として作用しなくなる。好ましくは８５０℃以上とする。なお、仕上圧延出側温度は鋼板の表面温度とする。
熱間圧延に際し、粗圧延後、仕上圧延を行う。本発明では、仕上圧延出側温度は、８００℃以上９００℃以下とする。９００℃を超えると鋼板表面のスケールが厚くなりすぎてしまい、スケール剥離することが懸念される。一方で、温度が８００℃未満では、圧延中にスケールが破壊されたり、薄くなりすぎてしまうため黒皮としての保護性被膜として作用しなくなる。好ましくは８５０℃以上とする。なお、仕上圧延出側温度は鋼板の表面温度とする。
仕上圧延の最終パスを含む連続する３パスでの合計の圧下率を５０％以上８０％以下として仕上圧延を行う
仕上圧延の最終パスを含んだ連続する３パス、すなわち、仕上圧延の後段での圧下率を上げることにより、結晶粒度を上げ、加工時の異方性が小さい鋼板を製造することが可能になる。仕上圧延の最終パスを含んだ連続する３パスでの合計の圧下率が５０％を下回ると結晶粒が粗大化し、異方性の指標であるΔｒ値が－０．２０以上０．２０以下の範囲外となり、加工時に耳切代が大きくなる。なお、好ましくは６０％以上である。また、通板性の観点から８０％以下とする。また、温度低下に伴い圧延荷重が大きくなることから７０％以下が好ましい。
仕上圧延の最終パスを含んだ連続する３パス、すなわち、仕上圧延の後段での圧下率を上げることにより、結晶粒度を上げ、加工時の異方性が小さい鋼板を製造することが可能になる。仕上圧延の最終パスを含んだ連続する３パスでの合計の圧下率が５０％を下回ると結晶粒が粗大化し、異方性の指標であるΔｒ値が－０．２０以上０．２０以下の範囲外となり、加工時に耳切代が大きくなる。なお、好ましくは６０％以上である。また、通板性の観点から８０％以下とする。また、温度低下に伴い圧延荷重が大きくなることから７０％以下が好ましい。
さらに本発明では、仕上圧延の後段での圧下率を上げるという点から、仕上圧延の最終パスの圧下率が２０％以上であることが好ましい。
巻取温度：５５０℃以上６５０℃以下
巻取温度が５５０℃未満では、熱処理前の強度が高くなる傾向にあり、熱処理前の強度を保証できない。一方で、巻取温度が６５０℃超えでは、同様に熱処理前の強度が低くなる傾向にあり強度を保障できない。また、成分実績のＣｅｑに応じて巻取温度を設定することで、強度を適正値に制御することがより好ましい。具体的には、Ｃｅｑから推奨される巻取温度（ＣＴ＊とする）と実際の巻取温度との差を３０℃以内に管理することが好ましい。なお、ＣＴ＊は以下の式（３）で表され、Ｃｅｑと巻取温度の関係から外挿した結果である。
ＣＴ＊＝５０００×Ｃｅｑ－９５０・・・（３）
ただし、式（３）はＣｅｑ：０．３０～０．３２で成立するものとする。
巻取温度が５５０℃未満では、熱処理前の強度が高くなる傾向にあり、熱処理前の強度を保証できない。一方で、巻取温度が６５０℃超えでは、同様に熱処理前の強度が低くなる傾向にあり強度を保障できない。また、成分実績のＣｅｑに応じて巻取温度を設定することで、強度を適正値に制御することがより好ましい。具体的には、Ｃｅｑから推奨される巻取温度（ＣＴ＊とする）と実際の巻取温度との差を３０℃以内に管理することが好ましい。なお、ＣＴ＊は以下の式（３）で表され、Ｃｅｑと巻取温度の関係から外挿した結果である。
ＣＴ＊＝５０００×Ｃｅｑ－９５０・・・（３）
ただし、式（３）はＣｅｑ：０．３０～０．３２で成立するものとする。
なお、仕上圧延後はランナウト冷却を行い、巻き取ればよい。
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分組成の鋼を転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、１２３０℃でスラブを加熱し、表２に示す条件にて仕上げ圧延を７パスとする熱間圧延を行った。なお、板厚は、２．６ｍｍとした。
得られた熱延鋼板を用いて、以下の試験方法に従い、熱処理前後での引張特性、Δｒの評価を行った。
熱処理前の熱延鋼板について、熱延鋼板の幅中央位置より、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取した。また、熱延鋼板を９３０℃に均熱した炉で３０分熱処理を行い、取り出し後、大気中で室温まで放冷したサンプルを、熱処理後の熱延鋼板とした。熱処理後の熱延鋼板の幅方向１／４の位置より、圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取した。これらの試験片を用いて、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行った。
Δｒの評価は、熱延鋼板の幅中央位置より、圧延方向に対して０°、４５°、９０°のそれぞれの方向からＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１）を採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠して実施した。
各試験結果を表２に記載する。
Claims (4)
- 成分組成として、質量％で、Ｃ：０．１６０～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１０％、Ｍｎ：０．８０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で表されるＣｅｑが０．３０以上０．３２以下であり、
板厚６ｍｍ以下であり、
引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であり、
かつ、焼準温度８９０℃以上９４０℃以下の温度で３０分保持し、大気中で放冷し、常温となった熱処理後の引張強さが４１０ＭＰａ以上５００ＭＰａ以下であって、熱処理前後での引張強さの差が、５０ＭＰａ以下であり、
下記（２）式で表されるΔｒが－０．２０以上０．２０以下である熱延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５・・・（２）
ｒ０、ｒ４５およびｒ９０は、それぞれ、鋼板の圧延方向に対して、０°、４５°及び９０°方向のｒ値（ランクフォード値）である。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．３０％、Ｎｉ：０．０１０～０．１０％、Ｃｕ：０．０１０～０．１０％、Ｃｒ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．０５％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％から選択される１種または２種以上を含む請求項１に記載の熱延鋼板。
- 前記成分組成は、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．３０％を含む請求項２に記載の熱延鋼板。
- 請求項１ないし３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有するスラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、次いで、熱間圧延を施すに際し、粗圧延後、仕上圧延出側温度を８００℃以上９００℃以下とし、かつ、仕上圧延の最終パスを含む連続する３パスでの合計の圧下率を５０％以上８０％以下として仕上圧延を行った後、ランナウト冷却し、その後５５０℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
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