JPWO2019031583A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2017年8月9日に、日本に出願された特願2017−154294号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
また、特許文献3に記載された技術では、Nb、Ti、Mo及びCrの添加が必須であり、経済性の観点から好ましくなく、また、鋼板の圧延方向に平行な方向(L方向)及び板幅方向に平行な方向(C方向)の両方において靱性が優れず、靱性の異方性が大きい場合がある。
本発明は、上記した従来技術の課題を解決し、強度および靱性に優れ、靱性の等方性にも優れる比較的低合金の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。
[1] 本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量%で、
C:0.06%以上0.20%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:1.5%超3.5%以下、
P:0.040%以下、
S:0.004%以下、
Al:0.10%以下、
N:0.004%以下、
Ti:0.04%以上0.20%以下、
Nb:0%以上0.04%以下、
Mo:0%以上1.0%以下、
Cu:0%以上0.5%以下、
Ni:0%以上0.5%以下、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、
板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織が、90体積%以上のマルテンサイトと、0体積%以上10体積%以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方であり、圧延方向に対して平行な方向であるL方向の結晶粒の平均長さが0.2μm以上5.0μm以下であり、板幅方向に対して平行な方向であるC方向の結晶粒の平均長さが0.1μm以上5.0μm以下であり、且つ、前記L方向の結晶粒の平均長さであるL方向粒長と前記C方向の結晶粒の平均長さであるC方向粒長との比が0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0であり、
引張強度が1180MPa以上である。
(a)上記[1]に記載の化学成分からなる鋼素材を1200℃以上1350℃以下に加熱する加熱工程;
(b)加熱後の前記鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行う仕上圧延工程であって、仕上圧延開始温度を800℃以上とし、前記の各圧延スタンドにおいて下記式(1)によって定めるA値が0.05≦A≦23.0を満足するように圧延すると共に、各圧延スタンド間のパス間時間を0.2秒以上10.0秒以下とし、更に、最終圧延スタンド出側温度を800℃以上950℃以下、かつ、800℃以上950℃以下での累積圧下率を70%以上とする仕上圧延工程;
(c)仕上圧延後の10.0秒以内に冷却を開始し、かつ下記式(2)及び下記式(3)によって定めるマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程;および
(d)冷却後、巻取温度300℃以下で巻き取る巻取工程、
β=2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo …(3)
ただし、上記式(1)におけるnはロール回転速度(rpm)であり、rは圧下率(%)であり、Hは圧延入側板厚(mm)であり、上記式(3)におけるC、Si、Mn、Ni、Moは各元素の質量%であり、Ni、Moを含有しない場合はNi、Moの項に0質量%を代入する。
また、本発明に係る上記別の態様によれば、引張強度1180MPa以上の高強度を有し、且つ靱性および靱性の等方性に優れた熱延鋼板を安定して製造でき、産業上格段の効果を奏することができる。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板(以下、単に鋼板と記載する場合がある)の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の化学成分を表す%は、すべて質量%を意味する。
Cは、鋼の焼入れ性を向上させ、低温変態相であるマルテンサイトを生成させて熱延鋼板の強度を得るために必要な元素である。所望の強度を得るためには0.06%以上のC含有量が必要である。一方、C含有量が0.20%を超えると、鋼板の加工性および溶接性を劣化させる。従って、C含有量は0.06%以上0.20%以下である。好ましくは、C含有量は、0.08%以上、また0.18%以下である。
Siは、鋼板の靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトの生成を抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、Si含有量が1.00%を超えると鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性が低下する。したがって、Si含有量は1.00%以下とする。粗大な酸化物やセメンタイトの生成を抑制し固溶強化に寄与させる観点から、Si含有量は、0.01%以上が好ましく、0.40%以上がより好ましい。また、Si含有量は0.80%以下が好ましい。
Mnは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与するとともに、焼入れ性を高める元素である。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.5%超とする必要がある。一方、Mn含有量が3.5%を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、凝固偏析によるバンド状組織を形成して鋼板の加工性および耐遅れ破壊特性が低下する。従って、Mn含有量を1.5%超3.5%以下とする。Mn含有量は、1.8%以上、2.0%以上が好ましく、また、3.0%以下が好ましい。
Pは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、鋼板の低温靱性や加工性の低下を引き起こす元素でもある。このため、P含有量は極力低減することが好ましく、0%とすることが好ましいが、0.040%までのP含有量は許容できる。したがって、P含有量は0.040%以下とする。しかし、P含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、P含有量は、0.003%以上、0.005%以上とすることが好ましい。また、P含有量は、0.030%以下、0.020%以下とすることが好ましい。
Sは、鋼中のTiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる元素である。そのため、S含有量は極力低減することが好ましく、0%とすることが好ましいが、0.004%までのS含有量は許容できる。したがって、S含有量は0.004%以下とする。しかし、S含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、S含有量は、0.0003%以上、0.0005%以上、0.001%以上とすることが好ましい。また、S含有量は、0.003%以下、0.002%以下とすることが好ましい。
Alは、製鋼段階で脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。しかし、Alを過剰に含有させると酸化物系介在物の増加を引き起こし、熱延鋼板の靱性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Al含有量は0.10%以下とする。Al含有量は、0.005%以上、0.01%以上が好ましく、また、0.08%以下が好ましい。
Nは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として鋼中に析出し、結晶粒の微細化に寄与する元素であるため、N含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。しかし、Nは、高温でTiと結合して粗大な窒化物として析出し易く、粗大な窒化物は熱延鋼板の靱性を低下させる。このため、N含有量を0.004%以下とする。N含有量は、0.001%以上がより好ましく、また、0.003%以下が好ましい。
Tiは、鋼中に微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、熱延鋼板の強度および靱性を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ti含有量を0.04%以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.20%を超えると、上記効果が飽和するうえ、粗大な析出物が鋼中に多く析出することで、熱延鋼板の靱性が低下する。したがって、Ti含有量は0.04%以上0.20%以下とする。Ti含有量は、0.05%以上、0.05%超が好ましく、また、0.10%以下が好ましい。
Nbは、炭窒化物を形成することで鋼の強度を向上させる元素である。このような効果を発現させるためには、Nb含有量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Nb含有量が0.04%を超えると、変形抵抗が増加するため、製造時の熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる場合がある。また、Nb含有量が0.04%を超えると、鋼中に粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靱性が低下する場合がある。したがって、Nb含有量は0.01%以上0.04%以下とすることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは、0.02%以上、また0.03%以下である。
Moは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Moは、合金コストが高いため、Moを多く含有させるとコストの増加を引き起こし、またMo含有量が1.0%を超えると鋼板の溶接性が低下する場合がある。したがって、Mo含有量は0.01%以上1.0%以下とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは、0.02%以上、また0.4%以下である。
Cuは、鋼中に固溶して鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Cuは、焼入れ性を向上させる元素でもある。これらの効果を得るためには、Cu含有量を0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Cu含有量が0.5%を超えると熱延鋼板の表面性状が低下し、化成処理性や耐食性が低下する場合がある。したがって、Cu含有量は0.01%以上0.5%以下とすることが好ましい。Cu含有量は、より好ましくは、0.05%以上、また0.3%以下である。
Niは、鋼中に固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、焼入れ性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.01%以上とすることが好ましい。しかし、Niは、合金コストが高いため、Niを多く含有させるとコストの増加を引き起こし、またNi含有量が0.5%を超えると鋼板の溶接性を低下させる場合がある。したがって、Ni含有量は0.01%以上0.5%以下とすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、0.02%以上、また0.3%以下である。
本実施形態に係る熱延鋼板の金属組織は、マルテンサイトを主相として含むものであり、より好ましくはマルテンサイトの単相からなる。隣接する結晶粒の方位差が5°以上のものを1つの結晶粒と定義した場合に、切片法で算出した圧延方向に平行な方向(L方向)の結晶粒の平均長さが0.2μm以上5.0μm以下であり、板幅方向に平行な方向(C方向)の結晶粒の平均長さが0.1μm以上5.0μm以下であり、L方向の結晶粒の平均長さ(L方向粒長)とC方向の結晶粒の平均長さ(C方向粒長)との比が0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0である金属組織を有する。
なお、「90体積%以上のマルテンサイト」とは、90体積%以上のマルテンサイトのみが含まれてもよいし、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの両方が合計で90体積%以上含まれてもよい。本実施形態ではどちらの態様であっても、優れた強度および靱性の等方性を確保できるので、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとを区別する必要はない。
なお、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトが焼戻されたものであって、マルテンサイトに比べて転位密度が低いマルテンサイトである。後述する本実施形態に係る製造方法は、急冷後に焼戻しを目的とする加熱工程を含まないが、焼入れや巻取後の復熱により焼戻しマルテンサイトが生成する場合がある。
本実施形態では、熱延鋼板の板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、後方散乱電子回折(EBSP)用試験片を採取し、観察面を研磨後、電解研磨で組織を現出させ、後方散乱電子回折装置(EBSP装置)を用いて、8000倍の倍率で3視野撮影する。各測定視野は500μm×500μmとする。その後、EBSP測定データ解析ソフトウェアを用い、隣接する粒の方位差が5°以上のものを一つの結晶粒と定義する。そして、L方向及びC方向それぞれに平行な方向に全長100μmの線分を画像上に100〜150本引き、各直線を横切る結晶粒の数からL/nを求め、それらの平均値をL方向及びC方向それぞれの結晶粒の平均長さとする。
熱延鋼板の板厚の1/4深さの位置かつ板幅中央位置から、板幅方向に垂直な断面(L断面)、および圧延方向に垂直な断面(C断面)それぞれが観察面となるように、光学顕微鏡試験片を2つ採取する。L断面観察用の試料およびC断面観察用の試料の両方について、鏡面研磨した後に、観察面をナイタール液で腐食し、光学顕微鏡を用いて板厚方向に500μm、板厚方向と垂直の方向に2000μmの視野を撮影する。L断面観察用の試料の撮影写真から、L方向の旧オーステナイト粒の平均長さ(L方向旧γ粒長)を測定し、C断面観察用の試料の撮影写真から、C方向の旧オーステナイト粒の平均長さ(C方向旧γ粒長)を測定する。ただし、各撮影写真において各100個の結晶粒で測定し、平均することで、L方向旧γ粒長及びC方向旧γ粒長を測定する。なお、結晶粒を観察しやすくするため、各断面において測定は隣り合う500μm×500μmの視野を4視野測定し、それらを連結させることで、500μm×2000μmの視野を観察するとよい。
なお、本実施形態に係る熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、自動車の構造用鋼板として、1.0mm以上3.6mm以下としてもよい。
本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、上述した化学成分を有する鋼素材を加熱する加熱工程(a)と、加熱後の鋼素材を仕上圧延する仕上圧延工程(b)と、仕上圧延後にマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程(c)と、冷却後、巻き取り温度300℃以下で巻き取る巻取工程(d)とを有している。なお、加熱工程(a)と仕上圧延工程(b)との間に粗圧延工程を有してもよい。以下、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
加熱工程では、上記した化学成分からなる鋼素材を1200℃以上1350℃以下に加熱する。鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した化学成分を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法が適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもよい。
加熱工程と仕上圧延工程との間で、鋼素材に対して粗圧延を行ってもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法を得ることができればよく、その条件は特に限定されない。
加熱工程において加熱した鋼素材または粗圧延を行った後の鋼素材に対し、仕上圧延を行う。なお、仕上圧延の前、もしくは仕上圧延の圧延スタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことが好ましい。
仕上圧延では、加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行うが、仕上圧延の開始温度は800℃以上とする。仕上圧延開始温度が800℃未満であると、複数の圧延スタンドの一部(特に前半の圧延スタンド)における圧延がフェライト+オーステナイトの二相域温度で行われ、仕上圧延後に加工組織が残存して熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。よって、仕上圧延開始温度は800℃以上とする。仕上圧延開始温度は、鋼板が最初に通過する圧延スタンドの入側温度であり、且つ鋼板の表面温度である。なお、仕上圧延開始温度を800℃以上にするとともに、次に述べるように最終圧延スタンド出側温度を800℃以上950℃以下と規定することにより、全ての圧延スタンドにおいて800℃以上の温度域で圧延が行われるようになる。なお、仕上圧延開始温度の上限は、オーステナイトの粗大化を抑制するため、1100℃とすればよい。
仕上圧延終了温度である最終圧延スタンドの出側温度が800℃未満では、圧延がフェライト+オーステナイトの二相域温度で行われるため、圧延後に加工組織が残存して熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。一方、本実施形態に係る化学成分を有する鋼素材においては、未再結晶オーステナイト域は概ね950℃以下の温度域である。従って、最終圧延スタンドの出側温度が950℃を超えると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱延鋼板のマルテンサイトの粒長が大きくなる。その結果、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、最終圧延スタンド出側温度は800℃以上950℃以下とする。なお、ここで言う温度とは、鋼板の表面温度を表すものとする。
上述のように、本実施形態に係る化学成分を有する鋼素材では、未再結晶オーステナイト域は概ね950℃以下の温度域であるため、最終圧延スタンドの出側温度を950℃以下とする。仕上圧延開始温度から最終圧延スタンドの出側温度の温度域(800℃以上950℃以下)における仕上圧延の累積圧下率が70%未満の場合、未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなる。未再結晶オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなると、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、仕上圧延における複数の圧延スタンドによる800℃以上950℃以下での累積圧下率を70%以上とする。しかし、800℃以上950℃以下での累積圧下率が97%を超えると、鋼板の形状が劣化する場合があるため、上記温度域における累積圧下率は97%以下とすることが望ましい。
なお、本実施形態において800℃以上950℃以下における累積圧下率とは、この温度域での合計圧下量(この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差)の百分率である。
仕上圧延工程では、加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることにより圧延を行う。各圧延スタンド間のパス間時間が10.0秒を超えると、パス間での回復及び再結晶が進行し、ひずみの累積が困難となり、所望の組織を得ることができない。パス間時間は短い方が好ましいが、パス間時間の短縮には、圧延スタンドの設置空間や圧延速度の点で制約があるため、0.2秒以上とする。
上記式(1)で定めるA値は、圧延条件に基づいて算出される値であり、これにより転位密度の大小関係を示すことができる。A値が高くなるほどオーステナイト中に導入される転位密度も大きくなるが、A値が23.0を超えると、加工発熱量が著しくなることで鋼片の温度が高くなり、各圧延スタンド間のパス間時間が0.2秒以上10.0秒以下であってもひずみの累積が困難になる。一方、A値が0.05未満になると、各圧延スタンド間のパス間時間が0.2秒以上10.0秒以下であっても、オーステナイト中に導入される転位密度が小さくなる。その結果、所望の組織を得ることが困難となり、熱延鋼板の強度及び靱性が低下する。したがって、仕上圧延の各圧延スタンド間のパス間時間を0.2秒以上10.0秒以下とし、かつ、各圧延スタンドにおいて0.05≦A≦23.0となるように圧延することが望ましい。A値のより好ましい範囲は、0.20以上、20.0以下である。また、最終スタンドにおけるA値を10.0以上とすることが更に好ましい。
冷却工程では、仕上圧延完了から10.0秒以内に冷却を開始し、マルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上の平均冷却速度で冷却する。
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、冷却開始から冷却終了までの平均冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上であればよい。
仕上圧延後、直ちに冷却を開始する。より具体的には、仕上圧延後10.0秒以内、より好ましくは5.0秒以内、更に好ましくは1.0秒以内に冷却を開始する。冷却開始時間が遅れると、再結晶が進行し、ひずみが解放された状態で冷却が行われて、所望の組織を得ることができない。
平均冷却速度は、マルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上とする。マルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)未満の平均冷却速度で冷却を行うと、ベイナイトやフェライトが形成されやすくなり、マルテンサイトの体積分率が小さくなる。本実施形態におけるマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)は、冷却後の金属組織のマルテンサイト分率が90%以上となる最小の冷却速度である。具体的には、本実施形態におけるマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)は、下記式(2)及び(3)によって算出される。ただし、下記式(3)における元素記号は、当該元素の含有量(質量%)である。なお、Ni、Moを含有しない場合はNi、Moの項に0質量%を代入する。マルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上の冷却は、冷却停止温度になるまで行うとよい。
β=2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo …(3)
上記冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、300℃以下で巻き取る。冷却後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取温度が300℃を超えると、ポリゴナルフェライトあるいはベイナイトが生成するため強度が低下する。従って、冷却停止温度となる巻取り温度は300℃以下とする。
β=2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo …(3)
熱延鋼板の板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、走査型電子顕微鏡試験片を採取した。観察面を鏡面研磨し、3%ナイタール液で腐食して、走査型電子顕微鏡を用い、2000倍の倍率で3視野撮影した。測定視野は500μm×500μmとした。その後、画像処理を行い、金属組織の種類、各相及び金属組織の面積分率を測定した。得られた各金属組織の面積分率を、各組織の体積分率とした。
熱延鋼板の板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置から、圧延方向および板幅方向に平行な断面が観察面となるように、後方散乱電子回折(EBSP)用試験片を採取した。観察面を研磨後、電解研磨で組織を現出させ、後方散乱電子回折装置(EBSP装置)を用いて、8000倍の倍率で3視野撮影した。測定視野は500μm×500μmとした。その後、EBSP測定データ解析ソフトウェアを用い、隣接する粒の方位差が5°以上のものを一つの結晶粒と定義し、切片法により粒長を求めた。
切片法では、L方向及びC方向それぞれに平行な方向に、全長100μmの線分を画像上に133本引き、各直線を横切る結晶粒の数からL/nを求め、それらの平均値をL方向及びC方向それぞれの結晶粒の平均粒長さとした。
まず、熱延鋼板の板厚の1/4深さの位置かつ板幅中央位置から、板幅方向に垂直な断面(L断面)、および圧延方向に垂直な断面(C断面)それぞれが観察面となるように、光学顕微鏡試験片を2つ採取した。L断面観察用の試料およびC断面観察用の試料の両方について、鏡面研磨した後に、観察面をナイタール液で腐食し、光学顕微鏡を用いて板厚方向に500μm、板厚方向と垂直の方向に2000μmの視野を撮影した。L断面観察用の試料の撮影写真から、L方向の旧オーステナイト粒の平均長さ(L方向旧γ粒長)を測定し、C断面観察用の試料の撮影写真から、C方向の旧オーステナイト粒の平均長さ(C方向旧γ粒長)を測定した。ただし、各撮影写真において各100個の結晶粒で測定し、平均することで、L方向旧γ粒長及びC方向旧γ粒長を測定した。なお、観察写真は、各断面において、隣り合う500μm×500μmの視野を4視野測定し、それらを連結させることで、500μm×2000μmの視野を観察した。
熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行な方向になるようにJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241:2011の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度(TS)を求めた。
引張強度が1180MPa以上の場合を、本発明で所望される強度を有するとして合格と判定した。引張強度が1180MPa未満の場合を、本発明で所望される強度を有しないとして不合格と判定した。
熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向と平行な方向(L方向)、および板幅方向に平行な方向(C方向)になるように、厚さ2.5mmのサブサイズ試験片(Vノッチ)をそれぞれ採取し、JIS Z 2242:2005の規定に準拠して、室温から−198℃でシャルピー衝撃試験を行い、L方向及びC方向それぞれの延性−脆性遷移温度(DBTT:ductile‐brittle transition temperature)を求めた。ここで、試験片の板厚は、熱延鋼板を両面研削にて板厚を2.5mmとして試験片を作製した。表2C及び表2D中には、L方向及びC方向の延性−脆性遷移温度をそれぞれ「遷移温度(L)」及び「遷移温度(C)」と示す。
L方向及びC方向の延性−脆性遷移温度が−60℃以下の場合を、靱性及び靱性の等方性に優れると判定した。
No.13は、圧延スタンドF1と圧延スタンドF2との間のパス間時間が長いため、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、引張強度及び靱性が不足した例となっている。
No.16は、950℃以下での累積圧下率が70%未満となっており、十分なひずみの累積ができないため、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、引張強度及び靱性が不足した例となっている。
No.18は、1パス目の圧延(F1)において、A値が0.05未満であったため、圧延時、オーステナイト中に導入される転位密度が低下し、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、靱性が不足した例となっている。
No.23は、圧延スタンドF1と圧延スタンドF2との間のパス間時間が長かったため、オーステナイトに導入されたひずみが解放され、十分に微細化されたマルテンサイト組織を得ることができず、靱性が不足した例となっている。
No.27は、マルテンサイト臨界速度V(℃/s)以上の冷却速度で冷却したが、冷却停止温度である巻取り温度が300℃を超えたため、マルテンサイトが十分に生成されず、引張強度が不足した例となっている。
No.35は、鋼中のC含有量が所定の成分範囲よりも低いため、引張強度が不足した例となっている。
No.36は、鋼中のTi含有量が所定の成分範囲よりも高く、粗大なTiCやTiNといった析出物が生じたため、靱性が不足した例となっている。
Claims (4)
- 化学成分が、質量%で、
C:0.06%以上0.20%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:1.5%超3.5%以下、
P:0.040%以下、
S:0.004%以下、
Al:0.10%以下、
N:0.004%以下、
Ti:0.04%以上0.20%以下、
Nb:0%以上0.04%以下、
Mo:0%以上1.0%以下、
Cu:0%以上0.5%以下、
Ni:0%以上0.5%以下、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、
板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置における金属組織が、90体積%以上のマルテンサイトと、0体積%以上10体積%以下の残部組織とからなり、前記残部組織がベイナイトまたはフェライトの一方または両方であり、圧延方向に対して平行な方向であるL方向の結晶粒の平均長さが0.2μm以上5.0μm以下であり、板幅方向に対して平行な方向であるC方向の結晶粒の平均長さが0.1μm以上5.0μm以下であり、且つ、前記L方向の結晶粒の平均長さであるL方向粒長と前記C方向の結晶粒の平均長さであるC方向粒長との比が0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0であり、
引張強度が1180MPa以上である、熱延鋼板。 - 板厚1/4深さの位置かつ板幅中央位置における前記金属組織において、前記L方向の旧オーステナイト粒の平均長さをL方向旧γ粒長とし、前記C方向の旧オーステナイト粒の平均長さをC方向旧γ粒長としたとき、前記L方向旧γ粒長と前記C方向旧γ粒長との比が0.03≦C方向旧γ粒長/L方向旧γ粒長≦0.40である、請求項1に記載の熱延鋼板。
- 前記化学成分が、質量%で、
Nb:0.01%以上0.04%以下、
Mo:0.01%以上1.0%以下、
Cu:0.01%以上0.5%以下、
Ni:0.01%以上0.5%以下、
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1又は請求項2に記載の熱延鋼板。 - 以下の(a)〜(d)の工程を有する、請求項1〜3の何れか一項に記載の熱延鋼板の製造方法:
(a)請求項1に記載の化学成分からなる鋼素材を1200℃以上1350℃以下に加熱する加熱工程;
(b)加熱後の前記鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させて圧延を行う仕上圧延工程であって、仕上圧延開始温度を800℃以上とし、前記の各圧延スタンドにおいて下記式(1)によって定めるA値が0.05≦A≦23.0を満足するように圧延すると共に、各圧延スタンド間のパス間時間を0.2秒以上10.0秒以下とし、更に、最終圧延スタンド出側温度を800℃以上950℃以下、かつ、800℃以上950℃以下での累積圧下率を70%以上とする仕上圧延工程;
(c)仕上圧延後の10.0秒以内に冷却を開始し、かつ下記式(2)及び下記式(3)によって定めるマルテンサイト生成臨界冷却速度V(℃/s)以上の平均冷却速度で冷却する冷却工程;および
(d)冷却後、巻取温度300℃以下で巻き取る巻取工程、
β=2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo …(3)
ただし、上記式(1)におけるnはrpmでのロール回転速度であり、rは%での圧下率であり、Hはmmでの圧延入側板厚であり、上記式(3)におけるC、Si、Mn、Ni、Moは各元素の質量%での含有量であり、Ni、Moを含有しない場合はNi、Moの項に0質量%を代入する。
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