WO2024106001A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2024106001A1
WO2024106001A1 PCT/JP2023/033822 JP2023033822W WO2024106001A1 WO 2024106001 A1 WO2024106001 A1 WO 2024106001A1 JP 2023033822 W JP2023033822 W JP 2023033822W WO 2024106001 A1 WO2024106001 A1 WO 2024106001A1
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hot
less
steel sheet
rolled steel
rolling
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PCT/JP2023/033822
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English (en)
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Inventor
典晃 ▲高▼坂
広志 松田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and excellent workability, and a manufacturing method thereof.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable as a material for automotive components.
  • Patent Document 1 discloses a hot-rolled steel sheet in which the main phase of the matrix is a ferrite phase with an area ratio of more than 95%, and in which Ti carbides with an average particle size of less than 10 nm are finely precipitated within the ferrite crystal grains. This is said to result in a high-strength hot-rolled steel sheet with excellent workability and a tensile strength of 780 MPa or more.
  • Patent Document 2 discloses a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet, which includes hot rolling consisting of rough rolling at a rolling start temperature of 1200°C or higher and finish rolling at a rolling end temperature of 900°C or higher, and coiling at 580°C or higher.
  • the hot-rolled steel sheet has a ferrite phase with an area ratio of 95% or higher and fine carbides containing TiN with an average particle size of 20 nm or more and Ti with an average particle size of less than 6 nm dispersed in the metal structure.
  • a high-tensile hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 590 MPa to 750 MPa and excellent punchability and stretch flangeability can be obtained.
  • Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet in which 1.0% or more of Mn is added for the purpose of improving hardenability, upper bainite having an area ratio of 75.0% or more and less than 97.0% as the main phase, and the number density of second phase particles of 0.5 ⁇ m or more is 150,000 particles/ mm2 or less. As a result, it is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more can be obtained.
  • the main phase is an upper bainite structure (including structures that do not have Fe-based carbides or retained austenite) that has Fe-based carbides and/or retained austenite between bainitic ferrite with a lath-like morphology.
  • Such structure steels that actively utilize bainite, martensite, and retained austenite require large amounts of alloying elements, resulting in high material costs.
  • the present invention was developed in consideration of the above-mentioned problems with the conventional technology, and aims to provide a hot-rolled steel sheet with a tensile strength (TS) of 590 MPa or more and excellent workability, and a manufacturing method thereof.
  • TS tensile strength
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet that is the subject of this case is 1.0 mm or more and 35.0 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention which has been developed based on the above findings, has the following configuration.
  • C 0.020% to 0.070%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.6% or less, P: 0.05% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005% to 0.080% or less, N: 0.0060% or less, Nb: 0.10% to 0.28% or less, V: 0% or more and 0.01% or less, Mo: 0% or more and 0.01% or less, Ti: 0% or more and 0.01% or less, Hf: 0% or more and 0.01% or less, W: 0% or more and 0.01% or less, Zr: 0% or more and 0.01% or less,
  • it further contains one or both of the following components from group A and group B: Group A; B: 0.0002% or more and 0.0050% or less; Group B: Sb, REM, Mg, Ca, Sn, Ni, Cu, Co, As, Cr,
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet comprising: a rough rolling step in which a steel material having the composition described in [1] above is heated to a heating temperature of 1200°C or higher, or is not heated after casting, and is rough-rolled to a sheet bar; a finish rolling step in which the sheet bar is finish-rolled to a hot-rolled steel sheet at a rolling start temperature exceeding 1000°C, with rolling reductions of 35% or more in the first and second passes, and a total rolling reduction of 85% or less from the third pass to the end of rolling; a cooling step in which the hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 40°C/s or higher to a cooling stop temperature of 600°C to 700°C; and a coiling step in which the cooled hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 600°C to 700°C.
  • a casting process is included in which a steel material having a thickness of 35 mm or more and 200 mm or less and having the component composition described in the above [1] is cast before the rough rolling process or the finish rolling process, and the hot-rolled steel sheet is made into a sheet bar with or without applying the rough rolling process.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet comprising: a rough rolling step in which a steel material having the composition described in [1] above is heated to a heating temperature of 1200°C or higher and roughly rolled to form a sheet bar; a joining step in which the roughly rolled sheet bar and a preceding sheet bar are joined at 1010°C or higher; a finish rolling step in which the joined sheet bar is finish-rolled to form a hot-rolled steel sheet, with the rolling start temperature exceeding 1000°C, the rolling reductions in the first and second passes being 35% or more, and the total rolling reduction from the third pass to the end of rolling being 85% or less; a cooling step in which the hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 40°C/s or more to a cooling stop temperature of 600°C or more and 700°C or less; and a coiling step in which the cooled hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 600°C or more and 700°C or less.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet further includes a hot-rolled sheet annealing step of annealing the hot-rolled steel sheet at an annealing temperature of 720°C or less, and a plating step of plating the annealed hot-rolled steel sheet.
  • TS tensile strength
  • FIG. 1 is a photograph showing an example of a metal structure and precipitates in a hot-rolled steel sheet according to an embodiment.
  • the composition of the hot-rolled steel sheet is, in mass%, C: 0.020% to 0.070%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.6% or less, P: 0.05% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.005% to 0.080% or less, N: 0.0060% or less, Nb: 0.10% to 0.28% or less, V: 0% to 0.01% or less, Mo: 0% to 0.01% or less, Ti: 0% to 0.01% or less, Hf: 0% to 0.01% or less, W: 0% to 0.01% or less, and Zr: 0% to 0.01% or less.
  • % representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.020% or more and 0.070% or less C contributes to increasing the strength of the steel plate by combining with Nb.
  • the C content is set to 0.020% or more.
  • C accumulates at the interface between austenite and ferrite during the transformation from austenite to ferrite, and the interface migration speed decreases. Due to this decrease in the interface migration speed, curved carbide rows cannot be obtained in the metal structure. Therefore, the C content is set to 0.070% or less. It is preferably 0.025% or more and 0.065% or less.
  • Si 1.5% or less Si increases the driving force for the transformation from austenite to ferrite, increases the austenite-ferrite interface speed, and makes it easier to obtain curved carbide rows.
  • the Si content is preferably 0.18% or more.
  • the Si content exceeds 1.5%, the driving force for the transformation from austenite to ferrite increases excessively, and the transformation from austenite to ferrite begins at high temperatures during the cooling process after hot rolling, causing the carbides to coarsen, making it impossible to obtain a particle dispersion strengthening amount of 180 MPa or more. Therefore, the Si content is set to 1.5% or less.
  • the Si content is 0.26% or more and 1.1% or less.
  • Mn 1.6% or less Mn reduces the driving force for the transformation from austenite to ferrite and reduces the interface movement speed between austenite and ferrite. Therefore, the Mn content is set to 1.6% or less. Preferably, the Mn content is 1.5% or less. In manufacturing, 0.05% is inevitably mixed in, but even if it is 0.00%, the effect of the present invention is not impaired.
  • P 0.05% or less
  • P is a harmful element that segregates at grain boundaries and reduces workability, so it is preferable to reduce it as much as possible.
  • the P content can be tolerated up to 0.05%.
  • the P content is 0.04% or less, but for use under more severe processing conditions, it is more preferable to make it 0.02% or less.
  • 0.002% P may be inevitably mixed in during production.
  • S 0.010% or less S forms coarse sulfides in steel, which expand during hot rolling to become wedge-shaped inclusions, adversely affecting elongation workability. Therefore, since S is also a harmful element, it is preferable to reduce it, and up to 0.010% is acceptable. Preferably, the S content is 0.003% or less, but for use under more severe processing conditions, it is more preferable to make it 0.001% or less. In manufacturing, 0.0001% S may be inevitably mixed in.
  • Al 0.005% to 0.080%
  • the Al content is 0.005% or more. Al forms oxides, which reduces workability. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less.
  • the Al content is 0.010% to 0.070%.
  • N 0.0060% or less
  • N is a harmful element that combines with Nb to form coarse precipitates containing N and Nb, thereby reducing strength and workability. Therefore, it is preferable to reduce the N content as much as possible, and up to 0.0060% is acceptable. Preferably, the N content is 0.0050% or less. In manufacturing, 0.0005% N may be inevitably mixed in.
  • Nb 0.10% to 0.28%
  • the Nb content is 0.10% or more.
  • the Nb content is set to 0.10% to 0.28%.
  • the Nb content is 0.12% to 0.25%.
  • Nb has the characteristic of having less variation in strength than Ti and V.
  • the variation in the amount of particle dispersion strengthening within the coil surface can be suppressed to 30 MPa or less.
  • C that is not utilized as Nb-containing carbides accumulates at the interface between austenite and ferrite, thereby decreasing the interfacial migration rate between the austenite and ferrite.
  • V 0% to 0.01%
  • Mo 0% to 0.01%
  • Ti 0% to 0.01%
  • Hf 0% to 0.01%
  • W 0% to 0.01%
  • Zr 0% to 0.01%
  • V, Mo, Ti, Hf, W, and Zr are elements that combine with C to form carbides, but by adding them in combination with Nb, the utilization of C becomes unstable when transforming from austenite to ferrite, increasing the risk that the desired curved carbide row cannot be obtained. For this reason, V: 0% to 0.01%, Mo: 0% to 0.01%, Hf: 0% to 0.01%, W: 0% to 0.01%, Zr: 0% to 0.01%.
  • Group A B: 0.0002% or more and 0.0050% or less;
  • Group B Sb, REM, Mg, Ca, Sn, Ni, Cu, Co, As, Cr, Ta, Pb, Cs, Te, Bi, and Se, any one or more of which is 1% or less in total.
  • B 0.0002% or more and 0.0050% or less B is an element effective for improving hardenability, and has the effect of suppressing the transformation from austenite to ferrite during the cooling process after hot rolling and stably promoting the formation of curved carbide rows.
  • the B content of 0.0002% or more contributes to stably obtaining a desired structure.
  • the B content is set to 0.0050% or less.
  • the B content is set to 0.0002% or more and 0.0050% or less. More preferably, the B content is set to 0.0004% or more and 0.0030% or less.
  • any one or more of Sb, REM, Mg, Ca, Sn, Ni, Cu, Co, As, Cr, Ta, Pb, Cs, Te, Bi, and Se is contained in a total amount of 1% or less. Any one or more of these elements is contained in a total amount of 1% or less, and thus is permissible since it has little effect on the properties of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment. On the other hand, the content of each element is preferably limited to 0.03% or less.
  • the chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment contains the above elements, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the metal structure and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet of this embodiment are such that the area ratio of ferrite is 95% or more, the curvature of the curved Nb-containing carbide rows is 1.8 x 10-3 nm -1 or more, the amount of particle dispersion strengthening is 180 MPa or more, the stress increase rate at 80% strain of uniform elongation is 1000 MPa or more, and the tensile strength is 590 MPa or more.
  • the "%" representing the metal structure means the "area ratio”.
  • Ferrite area ratio is 95% or more Ferrite is a steel structure with better workability than bainite, martensite, and tempered martensite. If structures other than ferrite, such as bainite, martensite, tempered martensite, and retained austenite, exceed 5%, particle dispersion strengthening of 180 MPa or more and stress increase rate of 1000 MPa or more cannot be obtained. From this viewpoint, ferrite is set to 95% or more. Preferably, ferrite is 97% or more.
  • the curvature of the curved carbide row containing Nb is 1.8 ⁇ 10-3 nm -1 or more
  • the presence of the curved carbide row is one of the major features of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment, and the curved carbides provide a high stress increase rate.
  • the curved carbides containing Nb can be observed in ferrite grains when observed with a transmission electron microscope (TEM) at (001) ⁇ incidence. Depending on the incidence direction of the electron beam, they may not necessarily be observed as carbides, so the curved carbide row is confirmed in the (001) ⁇ incidence ferrite grains.
  • TEM transmission electron microscope
  • Figure 1 is a bright field image taken with (001) alpha incidence. The granular black contrast represents the curved carbide rows.
  • To measure the carbide curvature 10 or more rows of carbide rows are photographed, and the curvature is measured at the position with the greatest curvature for the top 30% of the carbide rows with the greatest curvature. The average of these measurements is defined as the curvature of the carbide row as defined in this invention.
  • the amount of particle dispersion strengthening depends on the particle size of the carbides, but as can be seen from Figure 1, the carbide particles are very fine, making it very difficult to accurately determine the particle size of the carbides. Therefore, the technical features of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment are defined not by the particle size of the carbides, but by the amount of particle dispersion strengthening obtained by the Ti-containing carbides.
  • Particle dispersion strengthening amount is 180 MPa or more In order to obtain a tensile strength of 590 MPa or more, the particle dispersion strengthening amount must be at least 180 MPa or more. In order to stably achieve a tensile strength of 590 MPa, the particle dispersion strengthening amount is preferably 200 MPa or more.
  • d is the ferrite grain size (unit: mm)
  • Stress increase rate at 80% strain of uniform elongation is 1000 MPa or more Under severe forming conditions, the state of stress dispersion due to work hardening of the stress concentration area is an important factor in whether or not the steel can be formed.
  • the hot-rolled steel sheet of this embodiment has high work hardening due to the dispersion of curved carbide rows. Since curved carbide rows are finer and more abundantly dispersed than linear carbide rows, it is presumed that the cause of work hardening is the large amount of dislocations caused by the incompatibility between the matrix and carbides that occurs around the carbides during deformation of the matrix. Therefore, the stress increase rate at 80% strain of uniform elongation is set to 1000 MPa or more.
  • This stress increase rate is calculated as the differential value of true stress of true strain at 80% of uniform elongation in relation to true strain and true stress. There are cases where the differential value is unstable due to the responsiveness of the testing machine, etc. For this reason, in this embodiment, the stress increase rate is calculated as the average value of 20 adjacent points centered on the true strain at 80% of uniform elongation. Note that in order to prevent defects such as necking during forming, it is desirable to have a high uniform elongation, and the product of TS and U-El obtained with the hot-rolled steel sheet of this embodiment is 5900 MPa ⁇ %. This U-El was calculated using the nominal strain.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment preferably has a plating layer on the surface. Even if the plating layer is formed, the function of the hot-rolled steel sheet is not impaired.
  • the composition of the plating layer is preferably one or more selected from Zn, Si, Al, Ni, and Mg.
  • the plated steel sheet includes any of those that have been subjected to a hot-dip galvanizing treatment (GI), those that have been subjected to an alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment (GA), and those that have been subjected to an electrolytic galvanizing treatment (EG).
  • GI hot-dip galvanizing treatment
  • GA alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment
  • EG electrolytic galvanizing treatment
  • hot-rolled steel sheets are manufactured by loading a slab (steel material) that has been cooled to 1000°C or less after casting into a heating furnace, heating it for a short time, and then reducing it to a predetermined thickness in a hot rolling line and winding it into a coil.
  • a slab (steel material) that has been cooled to room temperature after casting is heated for a long time in a heating furnace, and then reducing it to a predetermined thickness in a hot rolling line and winding it into a coil.
  • a manufacturing method in which a cast slab (steel material) is directly sent to a hot rolling line without being heated in a heating furnace, and then reduced to a predetermined thickness and wound into a coil.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can be applied not only to a process in which the steel material is heated after casting, but also to a process in which the steel material is directly sent to a hot rolling line without being heated after casting.
  • the smelting method for producing the steel material of this embodiment is not particularly limited, and known smelting methods such as converters and electric furnaces can be adopted. Secondary refining may also be performed in a vacuum degassing furnace.
  • the molten steel thus adjusted to the above-mentioned composition is then preferably made into a slab (steel material) by a continuous casting method, taking into consideration productivity and quality.
  • the slab may be made into a slab by an ingot casting-blooming rolling method or other known casting methods.
  • the steel material is heated to a heating temperature of 1200° C. or higher, or is roughly rolled into a sheet bar without heating after casting.
  • ⁇ Finish rolling process of the first embodiment> the steel sheet is subjected to hot rolling in which the starting temperature of the finish rolling is 1000°C or higher, the rolling reductions of the first and second passes are each 35% or higher, and the total rolling reduction from the third pass to the end of rolling is 85% or less, to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 600° C. or more and 700° C. or less at an average cooling rate of 40° C./s or more.
  • ⁇ Winding process of the first embodiment> Thereafter, the cooled hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 600°C or higher and 700°C or lower.
  • Heating of steel material heating to 1200°C or higher, or not heating.
  • Coarse carbides containing Nb precipitated in the slab (steel material) are dissolved in a heating process before hot rolling, so that fine carbides containing Nb precipitate after hot rolling. Therefore, in order to obtain a particle dispersion strengthening amount of 180 MPa or more, the heating temperature is 1200°C or higher.
  • the heating temperature is 1220°C or higher, and when the Nb content is 0.13% or more, it is more preferable to heat the slab (steel material) to 1240°C or higher.
  • Finish rolling start temperature 1000°C or higher
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a steel composition with an increased driving force for the transformation from austenite to ferrite
  • the transformation from austenite to ferrite starts in the high temperature region during the cooling process after hot rolling under normal hot rolling conditions, and curved carbide rows are not obtained.
  • carbides precipitate in the high temperature region they become coarse, and not only is it not possible to obtain the desired amount of particle dispersion strengthening, but also because linear carbides are formed, the desired stress increase rate is not obtained. Therefore, in order to increase the hot rolling temperature and avoid rolling in the unrecrystallized region of austenite as much as possible, the finish rolling start temperature is 1000° C. or higher.
  • the finish rolling start temperature is 1010° C. or higher.
  • the slab heating temperature is the substantial upper limit temperature unless a heating device is provided in the hot rolling line, and it is often 1200° C. or lower.
  • the reduction ratios of the first and second passes are each 35% or more.
  • the reduction ratios of the first and second passes are each 35% or more.
  • the reduction ratios of the first and second passes are each 38% or more.
  • the rolling reductions in the first and second passes can be calculated by the following formulas (4) and (5), respectively.
  • t 0 , t 1 , and t 2 are the sheet thickness before finish rolling, the sheet thickness after one pass, and the sheet thickness after two passes, respectively.
  • Total reduction ratio from the third pass to the completion of rolling 85% or less It is necessary to control the degree of austenite processing and reduce the density of ferrite nucleation sites until the completion of finish rolling. For this reason, the total reduction ratio from the third pass to the completion of rolling is set to 85% or less. Preferably, the total reduction ratio from the third pass to the completion of rolling is set to 80% or less.
  • the total reduction ratio from the third pass to the completion of rolling can be calculated by the following formula (6).
  • Total reduction rate from the third pass to the end of rolling (t 2 ⁇ t f )/t 2 (6)
  • tf is the plate thickness after the completion of finish rolling.
  • Cooling stop temperature after finish rolling is 600°C to 700°C at an average cooling rate of 40°C/s or more.
  • the hot-rolled steel sheet needs to be quenched in order to suppress the formation of ferrite. If the cooling stop temperature exceeds 700°C, ferrite will form during the cooling process, so the hot-rolled steel sheet is cooled from the finish rolling temperature to 700°C at an average cooling rate of 40°C/s or more.
  • the cooling stop temperature is less than 600° C., the amount of precipitated carbides containing Nb becomes insufficient, and the amount of particle dispersion strengthening of 180 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is 600° C. or more.
  • the cooling stop temperature is set to a range of 600° C. to 700° C.
  • the cooling stop temperature is set to a range of 610° C. to 690° C.
  • the average cooling rate may be calculated by the following formula: ⁇ (cooling start temperature)-(cooling completion temperature) ⁇ /(forced cooling time other than natural cooling) after hot rolling.
  • An example of the forced cooling method is water cooling.
  • Coiling temperature 600° C. or higher and 700° C. or lower
  • the coiling temperature is set to 600° C. or higher and 700° C. or lower. It is preferably 610° C. or higher and 690° C. or lower. If coiling is performed in this temperature range, the generation of bainite, martensite, and retained austenite can be suppressed as much as possible.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment can also be produced by a thin slab continuous casting method.
  • a steel material having a thickness of 35 mm to 200 mm is cast.
  • ⁇ Second type rough rolling step> The cast steel material is heated to a heating temperature of 1200° C. or higher, or is not heated after casting, and is roughly rolled as necessary to form a sheet bar.
  • the process after the finish rolling step is the same as that of the first embodiment.
  • Slab (steel material) thickness 35 mm to 200 mm
  • the thin slab before hot rolling is thin in the thin slab continuous casting method, so the degree of austenite processing in hot rolling is low. If the slab thickness is less than 35 mm, the desired total reduction rate from the first pass to the fifth pass cannot be obtained. On the other hand, if the slab thickness exceeds 200 mm, the casting speed becomes slow, and the productivity advantage of the thin slab continuous casting method is lost compared to the continuous casting method. From the above viewpoints, the slab thickness in the thin slab continuous casting method is set to 35 mm to 200 mm.
  • a third embodiment of the method for producing a hot-rolled steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the difference from the first and second embodiments will be described.
  • a continuous hot rolling technique can be applied.
  • ⁇ Joining process of the third embodiment The sheet bar obtained in the first or second embodiment is joined to the preceding sheet bar at 1010° C. or higher before finish rolling. If the temperature is lower than 1010° C., it becomes difficult to roll at the finish rolling completion temperature of 1000° C. or higher.
  • the preferred heating temperature of the sheet bar during joining is 1070° C. or higher.
  • the process after the finish rolling step is the same as in the first embodiment.
  • the manufacturing method for the hot-rolled steel sheet according to this embodiment can apply an annealing process in which the sheet is annealed in a continuous annealing line at an annealing temperature of 720°C or less, and a plating process in which the sheet is plated in a continuous plating line.
  • the method may have an alloying process in which the plated hot-rolled steel sheet is heated to 400°C or more and 500°C or less and alloyed. This annealing process or this plating process does not affect the material properties of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment. Therefore, it is possible to further plate the surface of the hot-rolled steel sheet to provide a plating layer on the surface of the steel sheet.
  • the plating process and the composition of the plating bath do not affect the material of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment, and therefore any of hot-dip galvanizing, alloyed hot-dip galvanizing, and electrolytic galvanizing processes can be applied as the plating process.
  • the composition of the plating bath can include one or more of Zn, Al, Mg, Si, and Ni.
  • the composition of the plating layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet in the plating process can include one or more of Zn, Si, Al, Ni, and Mg.
  • the hot-rolled steel sheets obtained under the conditions shown in Tables 2 to 5 were evaluated in terms of metal structure, tensile properties, bending workability, and toughness using the following methods. The results are shown in Tables 6-1 to 6-2.
  • test pieces with R/t of 0.5 or less in the second bending test were marked with " ⁇ " as the bending characteristics required in the present invention, and test pieces with cracks on the surface of the test pieces at least once under the condition of R/t of 0.5 or less were marked with "X” as not having the bending characteristics required in the present invention.
  • All of the examples of the present invention had a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and a high degree of particle dispersion strengthening and stress increase rate were obtained.
  • the comparative examples outside the range of the present invention either did not reach a tensile strength of 590 MPa or did not achieve the degree of particle dispersion strengthening or stress increase rate required by the present invention.

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Abstract

引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、優れた加工性を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｎｂ、任意選択の成分組成を有し、金属組織の面積率で、フェライトが９５％以上、Ｎｂを含む炭化物列が湾曲状に存在し、粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上、均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率が１０００ＭＰａ以上を有する、引張強さが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板である。また、上記の成分組成を有する鋼素材を、加熱し、又は加熱せずに、粗圧延工程と、開始温度が１０００℃超え、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下とする仕上げ圧延工程と、冷却工程と、巻取工程とを含む熱延鋼板の製造方法である。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張強さが５９０ＭＰａ以上で、優れた加工性を有する熱延鋼板およびその製造方法に関する。本発明の熱延鋼板は、自動車用部材の素材に適する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一般に、鋼板の高強度化にともない成形性は悪化する傾向にあるため、高強度鋼板の普及をさらに拡大させるには成形性の改善が必須である。特に熱延鋼板は複雑な形状に成形されるサスペンションアーム部品に利用されることが多く、優れた加工性が求められる。
　そこで、これらの問題を解決するため、これまでに様々な鋼板の高強度化と加工性向上の技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、面積率が９５％超えのフェライト相をマトリックスの主相とし、フェライト結晶粒内に平均粒子径が１０ｎｍ未満のＴｉ炭化物を微細析出させた熱延鋼板が開示されている。そうすることで、引張強さが７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　また、特許文献２では、圧延開始温度を１２００℃以上とする粗圧延と圧延終了温度を９００℃以上とする仕上げ圧延からなる熱間圧延と、５８０℃以上で巻き取り処理を行う熱間圧延鋼板の製造方法が開示されている。熱延鋼板は、面積率が９５％以上のフェライト相と金属組織中に平均粒子径が２０ｎｍ以上のＴｉＮと平均粒子径が６ｎｍ未満であるＴｉを含む微細炭化物が分散している。その結果、引張強さ５９０ＭＰａ以上７５０ＭＰａ以下であって、打ち抜き性と伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板が得られるとしている。
　特許文献３では、焼入れ性向上を目的として１．０％以上のＭｎを添加したうえで、面積率で７５．０％以上９７．０％未満の上部ベイナイトを主相とし、０．５μｍ以上の第２相粒子の数密度を１５００００個／ｍｍ２以下とする熱延鋼板が開示されている。その結果、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板が得られるとしている。
特開２０１３－９５９９６号公報 特開２０１３－１３３５２５号公報 国際公開第２０１８／１５０９５５号
　しかし、上記特許文献に開示された従来技術には、以下のような問題がある。
　特許文献１及び特許文献２で提案された技術では、粒子分散強化に寄与する微細な炭化物は直線状に配列する。この場合、高い応力増加率に達することは困難である。
　また、特許文献３では、ラス状の形態を持つベイニティックフェライト間にＦｅ系炭化物および、または残留オーステナイトを有する上部ベイナイト組織（ただし、Ｆｅ系炭化物および残留オーステナイトを有さない組織を含む）を主相とする。このようなベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを積極的に活用する組織鋼では、多量の合金元素が必要となり、材料コストが高くなる。
　本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑み開発したものであって、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、優れた加工性を有する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。
　発明者らは上記課題を解決するために、熱延鋼板における高強度と加工性を兼備する要件について鋭意検討した。本件で対象とする熱延鋼板の板厚は、１．０ｍｍ以上３５．０ｍｍ以下である。可能な限り合金元素の添加を抑制し、高強度を得るため、加工性に富む組織であるフェライト相に、微細な炭化物が分散することで、金属組織を強化することとした。
　この微細炭化物で強化する粒子分散強化機構による金属組織の強化上昇の極限を追究した結果、従来技術の直線状の炭化物列より、湾曲状の炭化物列で強化した方が、応力増加率ならびに粒子分散強化量は高位となることがわかった。この湾曲状の炭化物列は、オーステナイトからフェライトへ変態中、オーステナイトとフェライトとの界面速度が一定以上の場合に初めて発現することを見出した。また、この湾曲状の炭化物列は、特定の鋼成分と熱延条件とを組み合わせることで得られることもわかった。しかし、粒子分散強化量は炭化物の粒子径の微細化により上昇する傾向があるが、透過型電子顕微鏡でナノサイズの炭化物を正確に捉えることは困難であった。
　そこで、この湾曲状の炭化物列の粒子分散強化量について、先行技術と比較することとした。ナノサイズのＮｂを含む炭化物を従来以上に多量に分散させることにより、炭化物周りに発生する転位に起因すると考えられる応力増加率の上昇が認められた。この応力増加率の上昇により、厳しい加工性が要求される部材において、高ひずみ域で応力が分散することに有利に働き、良好な加工性が得られることを知見した。
　上記知見に基づき開発した本発明に係る熱延鋼板は、以下のように構成される。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．０７０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０８０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．１０％以上０．２８％以下、
Ｖ：０％以上０．０１％以下、Ｍｏ：０％以上０．０１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０１％以下、Ｈｆ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下、
任意選択的に、さらに、下記のＡ群及びＢ群のうちから一方又は両方の成分を含有し、
Ａ群；Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
Ｂ群；Ｓｂ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｃｓ、Ｔｅ、Ｂｉ及びＳｅのいずれか１種以上を合計で１％以下、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織の面積率で、フェライトが９５％以上、湾曲状に存在するＮｂを含む炭化物列の曲率が１．８×１０-３ｎｍ-１以上、粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上、均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率が１０００ＭＰａ以上を有する、引張強さが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板である。
［２］上記の［１］において、前記熱延鋼板の表面にめっき層を有する熱延鋼板である。
　上記知見に基づき開発した本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、以下のように構成される。
［３］上記の［１］に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、又は鋳造後加熱せずに、粗圧延してシートバーとする粗圧延工程と、該シートバーを圧延の開始温度が１０００℃超え、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下で仕上げ圧延して熱延鋼板とする仕上げ圧延工程と、該熱延鋼板を６００℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、冷却された前記熱延鋼板を巻取温度が６００℃以上７００℃以下で巻き取る巻取工程と、を含む熱延鋼板の製造方法である。
［４］上記の［３］において、前記粗圧延工程または前記仕上げ圧延工程の前に上記の［１］に記載の成分組成を有する、厚さが３５ｍｍ以上２００ｍｍ以下の鋼素材を鋳造する鋳造工程を含み、前記粗圧延工程を適用し、または、適用せずにシートバーとする熱延鋼板の製造方法である。
［５］上記の［１］に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとする粗圧延工程と、粗圧延された前記シートバーと先行するシートバーとを１０１０℃以上で接合する接合工程と、接合されたシートバーを圧延の開始温度が１０００℃超え、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下となる仕上げ圧延して熱延鋼板とする仕上げ圧延工程と、該熱延鋼板を６００℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、冷却された前記熱延鋼板を巻取温度が６００℃以上７００℃以下で巻き取る巻取工程と、を含む熱延鋼板の製造方法である。
［６］上記の［３］から［５］のいずれかにおいて、さらに、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が７２０℃以下で焼鈍する熱延板焼鈍工程と、焼鈍された前記熱延鋼板にめっき処理を施すめっき工程と、を含む熱延鋼板の製造方法である。
［７］上記の［６］において、さらに、めっきされた前記熱延鋼板に４００℃以上５００℃以下の合金化処理を施す合金化工程を含む熱延鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度と、優れた加工性を備える熱延鋼板を製造することが可能となる。本発明に係る熱延鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
実施形態に係る熱延鋼板における金属組織と析出物の一例写真である。
以下、本実施形態に係る熱延鋼板について説明する。
＜熱延鋼板の化学成分＞
　熱延鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上０．０７０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．６％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０８０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｎｂ：０．１０％以上０．２８％以下、Ｖ：０％以上０．０１％以下、Ｍｏ：０％以上０．０１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０１％以下、Ｈｆ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含有する。以下で各成分を説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０２０％以上０．０７０％以下
　Ｃは、Ｎｂと結合することで鋼板の高強度化に寄与する。引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を得るため、Ｃ含有量は０．０２０％以上とする。一方、Ｃは、オーステナイトからフェライト変態中に、オーステナイトとフェライトの界面に堆積し、界面移動速度が低下する。この界面移動速度の低下により、金属組織において湾曲状の炭化物列が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．０７０％以下とする。好ましくは０．０２５％以上０．０６５％以下である。
Ｓｉ：１．５％以下
　Ｓｉは、オーステナイトからフェライトへ変態する駆動力を上昇させて、オーステナイトとフェライト界面速度を増加させ、湾曲状の炭化物列を得られやすくする。このような効果を発現させるには、Ｓｉ含有量は０．１８％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉが１．５％を上回ると、オーステナイトからフェライトへ変態する駆動力が過度に高まり、熱延後の冷却過程の高温でオーステナイトからフェライトの変態が開始し、炭化物が粗大化するため、１８０ＭＰａ以上の粒子分散強化量が得られない。そのため、Ｓｉ含有量は、１．５％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２６％以上１．１％以下である。
Ｍｎ：１．６％以下
　Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへ変態する駆動力を低下させ、オーステナイトとフェライトの界面移動速度を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は、１．６％以下とする。好ましくは、Ｍｎの含有量は、１．５％以下である。製造上、０．０５％は不可避的に混入するが、０．００％であっても本発明の効果は損なわれない。
　なお、湾曲状の炭化物列を得るために、オーステナイトからフェライトへ変態する駆動力を制御するには、以下の（１）式を満たすことが好ましい。
　２．８［％Ｓｉ］－１２（［％Ｃ］－１２／９３［％Ｎｂ］）－［％Ｍｎ］≧０
　・・・（１）
　ここで、［％Ｍ］（Ｍ＝Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ）は、質量％の各元素の含有量である。
Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、粒界に偏析することで加工性を低下させる有害元素であるため、極力低減することが好ましい。本実施形態では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４％以下であるが、より厳しい加工条件下で使用するには、０．０２％以下とすることがより好ましい。一方、製造上、０．００２％のＰが不可避的に混入する場合がある。
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、伸び加工性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため低減することが好ましく、０．０１０％まで許容できる。好ましくは、Ｓ含有量は０．００３％以下であるが、より厳しい加工条件下で使用するには、０．００１％以下とすることがより好ましい。製造上、０．０００１％のＳが不可避的に混入する場合がある。
Ａｌ：０．００５％以上０．０８０％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。Ａｌは酸化物を形成することで加工性が低下する。そこで、Ａｌ含有量は、０．０８０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上０．０７０％以下である。
Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、Ｎｂと結合し粗大なＮおよびＮｂを含む析出物を形成することで、強度および加工性を低下させる有害元素である。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが好ましく、０．００６０％まで許容できる。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５０％以下である。製造上、０．０００５％のＮが不可避的に混入する場合がある。
Ｎｂ：０．１０％以上０．２８％以下
　５９０ＭＰａ以上の引張強さを得るため、Ｎｂ含有量は０．１０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２８％を上回ると、熱間圧延前の加熱工程で粗大なＮｂを含む炭化物を溶解することができなくなり、高強度化への効果が飽和するだけでなく、加工性に悪影響をもたらす。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以上０．２８％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．１２％以上０．２５％以下である。
　特に、ＮｂはＴｉやＶよりも強度変動が少ない特徴がある。本実施形態に係る熱延鋼板では、コイル面内における粒子分散強化量のばらつきは３０ＭＰａ以下に抑制することが可能である。
　Ｎｂを含む炭化物として利用されないＣは、オーステナイトとフェライトの界面に堆積することでオーステナイトとフェライトの界面移動速度を低下させる。このような悪影響を抑制するには、次の（２）式を満たすことが好ましい。
　（［％Ｃ］／１２）／（［％Ｎｂ］／９３）＜１．７・・・（２）
　ここで、［％Ｍ］（Ｍ＝Ｃ，Ｎｂ）は、質量％のＣ、Ｎｂの含有量である。
Ｖ：０％以上０．０１％以下、Ｍｏ：０％以上０．０１％以下、Ｔｉ：０％以上０．０１％以下、Ｈｆ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％以下
　Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｗ、及びＺｒはＣと結合して炭化物を形成する元素であるが、Ｎｂと複合添加することにより、オーステナイトからフェライトへ変態する時、Ｃの活用が不安定となり、所望の湾曲状の炭化物列が得られなくなるリスクが高まる。このため、Ｖ：０％以上０．０１％以下、Ｍｏ：０％以上０．０１％以下、：０％以上０．０１％以下、Ｈｆ：０％以上０．０１％以下、Ｗ：０％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０％以上０．０１％とする。
　以上が実施形態に係る熱延鋼板の成分組成の基本構成であるが、任意選択的に、さらに、以下のＡ群及びＢ群のうちから一方又は両方の成分を含有することができる。
　Ａ群；Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下
　Ｂ群；Ｓｂ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｃｓ、Ｔｅ、Ｂｉ及びＳｅのいずれか１種以上を合計で１％以下
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下
　Ｂは焼入性を向上させるために有効な元素であり、熱延後の冷却過程でオーステナイトからフェライトの変態を抑制し、安定的に湾曲状の炭化物列の形成を促す効果がある。Ｂ含有量は、０．０００２％以上とすることで、安定的に所望の組織を得ることに寄与する。一方、Ｂ含有量は、０．００５０％を超えると、鋼の焼入性に対する効果が飽和するため、０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００５０％以下とする。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００４％以上０．００３０％以下である。
Ｓｂ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｃｓ、Ｔｅ、Ｂｉ及びＳｅのいずれか１種以上を合計で１％以下
　いずれか１種以上を合計で１％以下の範囲の含有であれば、本実施形態に係る熱延鋼板の特性への影響は少ないことから、許容できる。一方、好ましくは、各々の元素の含有量は、０．０３％以下に制限する。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成は、上記の元素を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
＜熱延鋼板の金属組織と特性＞
　次に、熱延鋼板の金属組織および特性について説明する。
　本実施形態の熱延鋼板の金属組織および機械特性は、フェライトの面積率が９５％以上、湾曲状に存在するＮｂを含む炭化物列の曲率が１．８×１０-３ｎｍ-１以上、粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上、均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率が１０００ＭＰａ以上を有する、引張強さが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板である。
　以下の説明において、金属組織を表す「％」は「面積率」を意味する。
フェライトの面積率が９５％以上
　フェライトは、ベイナイトやマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトと比べて加工性に富む鋼組織である。ベイナイトやマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト等のフェライト以外の組織が５％を超えると、粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上、１０００ＭＰａ以上の応力増加率が得られなくなる。このような観点から、フェライトは９５％以上とする。好ましくは、フェライトは９７％以上である。
湾曲状に存在するＮｂを含む炭化物列の曲率が１．８×１０-３ｎｍ-１以上
　湾曲状の炭化物列の存在が本実施形態に係る熱延鋼板の大きな特徴の一つであり、この湾曲状に存在する炭化物により、高い応力増加率が得られる。湾曲状に存在するＮｂを含む炭化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて（００１）α入射で観察した場合に、フェライト粒内で観察できる。電子線の入射方向によっては、必ずしも炭化物として観察されない場合があるので、湾曲状の炭化物列の確認は、（００１）α入射のフェライト粒で行う。
　代表的な湾曲状に存在する炭化物の組織写真を図１に示す。図１は（００１）α入射で撮影した明視野像である。粒状の黒いコントラストが湾曲状の炭化物列である。炭化物の曲率測定には、１０列以上の炭化物列を撮影し、その中から曲率が大きい炭化物列の上位３割に対し、最も炭化物列の曲率が大きい位置に対して曲率を測定する。この測定値の平均値を本発明で定める炭化物列の曲率とした。
　一方で、粒子分散強化量は、炭化物の粒子径に依存するが、図１からわかる通り、非常に微細であるため、正確に炭化物の粒子径を求めることが非常に困難である。そこで、本実施形態に係る熱延鋼板の技術的特徴を、炭化物の粒子径ではなく、Ｔｉを含む炭化物によって得られる粒子分散強化量で規定することとした。
粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上
　引張強さが５９０ＭＰａ以上を得るには、少なくとも粒子分散強化量は１８０ＭＰａ以上が必要である。安定的に引張強さが５９０ＭＰａを満たすには、粒子分散強化量は２００ＭＰａ以上であることが好ましい。粒子分散強化量は次の（３）式から求めることができる。
　［粒子分散強化量（ＭＰａ）］＝
［降伏強さ］－３２［％Ｍｎ］－８３［％Ｓｉ］－１７．４ｄ-0.5－５４　・・・（３）
　ここで、ｄはフェライト粒径（単位：ｍｍ）、［％Ｍ］（Ｍ＝Ｍｎ，Ｓｉ）は、質量％で、ＭｎとＳｉの含有量である。なお、フェライト面積率が９５％を下回る組織に対しては、（３）式は適用されず、本発明で求める範囲から除外される。
均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率が１０００ＭＰａ以上
　厳しい成形条件において、応力集中部の加工硬化による応力分散の状態が、成形可否において、重要な因子となる。本実施形態の熱延鋼板は、湾曲状の炭化物列を分散させることで高い加工硬化を持つ。湾曲状の炭化物列は、直線状の炭化物列よりも微細かつ多量に分散するために、マトリックスの変形の際、マトリックスと炭化物との非整合に起因する転位が、炭化物の周りで多量に発生することが加工硬化の原因と推定される。そこで、均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率を１０００ＭＰａ以上とする。
　この応力増加率は、真ひずみ、真応力との関係において、均一伸びの８０％における真ひずみの真応力の微分値として計算される。試験機の応答性等に起因して微分値が安定しないケースがある。このため本実施形態では、応力増加率は均一伸びの８０％における真ひずみを中央として隣接する２０点の平均値を求めることとした。なお、成形時にネッキングなどの不具合を生じさせないためには、均一伸びが高い方が望ましく、本実施形態の熱延鋼板で得られるＴＳとＵ－Ｅｌとの積は５９００ＭＰａ・％である。このＵ－Ｅｌは公称ひずみで計算した。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、表面にめっき層を有することが好ましい。めっき層が形成されても、熱延鋼板の機能は損なわれない。めっき層の組成は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｇから１種または２種以上を選択することが好ましい。
　なお、本実施形態におけるめっき鋼板は、溶融亜鉛めっき処理を施したもの（ＧＩ）、溶融亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を施したもの（ＧＡ）、電気亜鉛めっき処理を施したもの（ＥＧ）のいずれも対象とする。
＜熱延鋼板の製造方法＞
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の第一形態を説明する。
　一般に、熱延鋼板の製造は、鋳造後、１０００℃以下まで温度低下したスラブ（鋼素材）を加熱炉に装入して、短時間で加熱した後に熱間圧延ラインで所定の厚みまで減厚してコイルに巻き取る。あるいは、鋳造後、一旦常温まで冷えてしまったスラブ（鋼素材）を加熱炉内にて長時間加熱した後に熱間圧延ラインで所定の厚みまで減厚してコイルに巻き取る。また、鋳造されたスラブ（鋼素材）を、加熱炉内にて加熱することなく熱間圧延ラインに直送し、所定の厚みまで減厚してコイルに巻き取る製造方法がある。
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、鋳造後、鋼素材を加熱するプロセスだけでなく、鋳造後、鋼素材を加熱することなく熱間圧延ラインに直送するプロセスにも適用できる。
＜第一形態の鋼素材＞
　本実施形態の鋼素材製造のための溶製方法は、特に限定せず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。そのようにして上記成分組成に調整した溶鋼を、その後、生産性や品質を考慮して、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とすることが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、その他公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
＜第一形態の粗圧延工程＞
　本実施形態では、鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、又は鋳造後加熱せずに、鋼素材を粗圧延し、シートバーとする。
＜第一形態の仕上げ圧延工程＞
　次いで、仕上げ圧延の開始温度が１０００℃以上、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下で仕上げ圧延する熱間圧延を施し、熱延鋼板とする。
＜第一形態の冷却工程＞
　次いで、熱間圧延された熱延鋼板を冷却停止温度６００℃以上７００℃以下まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却する。
＜第一形態の巻取工程＞
　その後、冷却された熱延鋼板を巻取温度が６００℃以上７００℃以下で巻き取るものである。
鋼素材の加熱：１２００℃以上に加熱、又は加熱せず
　スラブ（鋼素材）中に析出したＮｂを含む粗大な炭化物を、熱間圧延前の加熱工程で溶解することで、熱間圧延後にＮｂを含む微細な炭化物が析出する。そこで、１８０ＭＰａ以上の粒子分散強化量を得るには、加熱温度は１２００℃以上である。好ましくは、加熱温度は１２２０℃以上であり、Ｎｂ含有量が０．１３％以上の場合には１２４０℃以上にスラブ（鋼素材）を加熱することがより好ましい。上限は特に設けないが、加熱炉の熱損傷を避けるため、１３００℃が製造上の制約である。
　鋳造後、１２００℃以上に保持した鋼素材を熱間圧延ラインに直送する場合は、鋳造後の鋼素材を加熱しない。
仕上げ圧延開始温度：１０００℃以上、
　本実施形態に係る熱延鋼板は、オーステナイトからフェライトへ変態する駆動力が高められた鋼成分であることから、常法の熱間圧延条件では、熱間圧延後の冷却過程の高温域でオーステナイトからフェライトへ変態が開始し、湾曲状の炭化物列が得られない。高温域で炭化物が析出すると、その炭化物が粗大化し、所望の粒子分散強化量が得られないだけでなく、直線状の炭化物が生成するため、所望の応力増加率も得られない。
　そこで、熱間圧延温度を高め、オーステナイトの未再結晶域における圧延を極力避けるため、仕上げ圧延開始温度は１０００℃以上である。好ましくは、仕上げ圧延開始温度は１０１０℃以上である。鋼の性質上、特に上限は設けないが、熱間圧延ラインに加熱装置がない限りはスラブ加熱温度が実質的な上限温度であり、１２００℃以下になることが多い。
１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上
　仕上げ圧延において、オーステナイトが再結晶する高温域で圧下率を高めることで、仕上げ圧延終了時のオーステナイトの加工度が下げられ、その結果、フェライトの核生成が抑制され、熱間圧延後の冷却過程において、高温域でのオーステナイトからフェライトの変態を回避できる。このため、１パス目と２パス目の圧下率はそれぞれ３５％以上である。好ましくは、１パス目と２パス目の圧下率はそれぞれ３８％以上である。
　１パス目および２パス目の圧下率はそれぞれ以下の（４）式および（５）式で算出することができる。
　１パス目の圧下率＝（ｔ０－ｔ１）／ｔ０・・・（４）
　２パス目の圧下率＝（ｔ１－ｔ２）／ｔ１・・・（５）
　ここで、ｔ０、ｔ１、およびｔ２は、それぞれ、仕上げ圧延前の板厚、１パス後の板厚、及び２パス後の板厚である。
３パス目から圧延完了までの総圧下率：８５％以下
　仕上げ圧延完了まで、オーステナイトの加工度を制御し、フェライト核生成サイトの密度を低下させる必要がある。このため、３パス目から圧延完了までの総圧下率は８５％以下とする。好ましくは、３パス目から圧延完了までの総圧下率は８０％以下である。３パス目から圧延完了までの総圧下率は次の（６）式で算出することができる。
　３パス目から圧延完了までの総圧下率＝（ｔ２－ｔｆ）／ｔ２・・・（６）
ここで、ｔｆは仕上げ圧延完了後の板厚である。
仕上げ圧延後の冷却停止温度６００℃以上７００℃以下まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上
　仕上げ圧延後は、フェライトの生成を抑制するため、熱延鋼板を急冷する必要がある。冷却停止温度が７００℃を超えると冷却過程でフェライトが生成するため、仕上げ圧延温度から７００℃まで、平均冷却速度４０℃／ｓ以上で熱延鋼板を冷却する。
　一方、冷却停止温度が６００℃未満となると、Ｎｂを含む炭化物の析出量が不足し、１８０ＭＰａ以上の粒子分散強化量が得られない。このため、冷却停止温度は６００℃以上である。
　したがって、冷却停止温度の範囲を６００℃以上７００℃以下とする。好ましくは、冷却停止温度の範囲は、６１０℃以上６９０℃以下である。
　ここで、平均冷却速度は、熱延後、放冷以外の強制冷却で｛（冷却開始温度）－（冷却完了温度）｝／（放冷以外の強制冷却時間）で計算すれば良い。強制冷却の手段として、例えば水冷が挙げられる。
巻取温度：６００℃以上７００℃以下
　冷却停止温度と同一の理由で巻取温度を６００℃以上７００℃以下とする。好ましくは６１０℃以上６９０℃以下である。この温度域で巻き取りをすれば、ベイナイト、マルテンサイト、及び残留オーステナイトの生成を極力抑制することができる。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の第二形態を説明する。本実施形態では第一形態との違いを説明する。
＜第二形態の鋳造工程＞
　本実施形態に係る熱延鋼板は薄スラブ連鋳法でも製造することが可能である。薄スラブ連鋳法で製造する場合には、厚さ３５ｍｍ以上２００ｍｍ以下の鋼素材を鋳造する。
＜第二形態の粗圧延工程＞
　鋳造された前記鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、又は鋳造後加熱せずに、必要に応じて粗圧延して、シートバーとする。
　仕上げ圧延工程以降は第一形態と同様である。
　ここでは、薄スラブ連鋳法で特有のスラブ（鋼素材）厚さについて説明する。
スラブ（鋼素材）厚さ：厚さ３５ｍｍ以上２００ｍｍ以下
　薄スラブ連鋳法では連続鋳造法とは異なり、熱間圧延前のスラブが薄いことから、熱間圧延におけるオーステナイトの加工度が低い。スラブ厚さが３５ｍｍを下回ると、所望の１パス目から５パス目までの合計圧下率が得られない。一方、スラブ厚さが２００ｍｍを上回ると、鋳造速度が遅くなり、連続鋳造法に比べて薄スラブ連鋳法における生産性の優位性が失われる。以上の観点から、薄スラブ連鋳法におけるスラブ厚さは３５ｍｍ以上２００ｍｍ以下とする。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法の第三形態を説明する。本実施形態では第一形態や第二形態との違いを説明する。第三形態は、熱間連続圧延技術を適用することができる。
＜第三形態の接合工程＞
　第一形態または第二形態で得たシートバーを仕上げ圧延前に先行するシートバーと１０１０℃以上で接合する。１０１０℃を下回ると１０００℃以上の仕上げ圧延完了温度で圧延することが困難となる。好ましい接合時のシートバーの加熱温度は、１０７０℃以上である。仕上げ圧延工程以降は第一形態と同様である。
　本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法では、焼鈍温度が７２０℃以下の連続焼鈍ラインで焼鈍する焼鈍工程と、連続めっきラインでめっきするめっき工程と、を適用することができる。さらに、めっき処理した熱延鋼板を４００℃以上５００℃以下に加熱し合金化処理を施す合金化工程を有していてもよい。この焼鈍処理、又はこのめっき処理しても本実施形態に係る熱延鋼板の材質に影響をおよぼさない。そのため、熱延鋼板表面に、さらにめっき処理を施し、鋼板表面にめっき層を有することが可能である。
　また、前述のように、めっき処理やめっき浴の組成は、本実施形態に係る熱延鋼板の材質に影響をおよぼさないため、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれも適用可能である。めっき浴の組成は、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、ＳｉおよびＮｉの１種または２種以上を含むことができる。すなわち、めっき処理において熱延鋼板の表面に形成されるめっき層の組成は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｇの１種または２種以上を含むことが可能である。
　本発明の実施形態を実施例によりさらに説明する。なお、本発明は、以下に実施例で示す製造条件及び製品性能に限定されるものではない。実施形態が本発明の範囲内では、所望の性能を達成し得るものである。
＜連続鋳造法による第一形態＞
　表１－１～１－２に示す成分組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼素材を、表２に示す粗圧延、仕上げ圧延の条件で熱間圧延し、次いで伸長率０．１～０．５％の調質圧延、酸洗を施した後、評価に供する鋼板を製造した。
＜薄スラブ連鋳法による第二形態＞
　表１－１に示す成分組成を有する鋼を表３に示す条件で薄スラブを熱間圧延し、伸長率０．１～０．５％の調質圧延、酸洗を施した後、評価に供する鋼板を製造した。
＜熱間連続圧延法による第三形態＞
　表１－１に示す成分組成を有する鋼を表４に示す条件でシートバー接合し、その接合されたシートバーを熱間圧延し、伸長率０．１～０．５％の調質圧延、酸洗を施した後、評価に供する鋼板を製造した。
＜熱延鋼板にめっき層を付与する製造方法＞
　表２の条件で製造した熱延コイル（Ｎｏ２，３）を酸洗し、次いで、表５に示す条件により、連続溶融めっきライン（ＣＧＬ）で、熱延鋼板をＺｎめっき処理した。これにより、連続溶融めっき鋼板（ＧＩ）、及び合金化溶融めっき鋼板（ＧＡ）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表２から表５に示す条件で得られた熱延鋼板を、金属組織、引張特性、曲げ加工性、靭性の観点から以下の方法で評価した。その結果を表６―１～６－２に示す。
（ｉ）金属組織の面積率
　熱延鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるように、試験片を切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食し、組織を現出させ、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して加速電圧１５ｋＶで、板厚１／４ｔ部を１０視野分撮影した。
　フェライトは粒内に腐食痕が認められず、ＳＥＭ写真では灰色のコントラストの結晶粒として観察される。フェライトの面積率は、画像解析ソフト（Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ｅｌｅｍｅｎｔｓおよびＩｍａｇｅ　Ｊ）を用いて求めた。
　フェライト粒径は、上記ＳＥＭ写真上に縦および横方向に、実際の長さで３５μｍの線を各１０本引き、切断法により求めた。
（ｉｉ）炭化物の観察
　熱延鋼板の板厚１／４に相当する場所から観察用薄膜を採取し、ＴＥＭを使用して、電子線の入射方向を（００１）α入射に調整し、フェライト粒２０個以上に対し、湾曲状炭化物の有無を確認した。１０列以上の炭化物列に対し、炭化物列の曲率が上位３割の炭化物列の曲率を測定し、その曲率の平均値を求めた。なお、炭化物列が直線状で曲率が測定できないものに対しては、表６－１～６－２に“測定不能”を記し、炭化物列が観察できなかった水準には“析出なし”と記した。
（ｉｉｉ）引張試験
　表２から表５に示す条件で得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号の引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、均一伸び（Ｕ－Ｅｌ）、及び応力増加率（ｄσ／ｄε）を求めた。降伏点が認められた試験片は下降伏点を、認められなかった試験片は０．２％耐力を降伏強さとし、応力増加率は上記に記載した方法で求めた。表６－１～６－２において、引張強さが５９０ＭＰａ以上、かつ応力増加率が１０００ＭＰａ以上を発明例とした。
（ｉｖ）曲げ試験
　自動車鋼板のプレス工程では、繰り返しの曲げ工程が付与されることが多い。これを模擬するため、表２から表５に示す条件で得られた熱延鋼板から、端面を研削加工した幅３５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を採取した。ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に記載のＶブロック法にて、Ｒ／ｔが１．５～２．５の曲げ加工を行った後、Ｖ形状のポンチの方向を１回目と同一とした条件でＲ／ｔが０．５以下の曲げ試験を行う、繰り返し曲げ試験を計５回行った。表６－１～６－２において、２回目の曲げ試験でＲ／ｔが０．５以下であった試験片を本発明で求める曲げ特性として「〇」を、Ｒ／ｔが０．５以下の条件で１回以上、試験片表面に割れが認められた試験片は、本発明で求める曲げ特性ではないとして「×」を記した。
　本発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、高い粒子分散強化量および応力増加率が得られた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さが５９０ＭＰａに達していないか、本発明で求める粒子分散強化量もしくは応力増加率が得られなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以上０．０７０％以下、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：１．６％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．０８０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    Ｎｂ：０．１０％以上０．２８％以下
    Ｖ：０％以上０．０１％以下、
    Ｍｏ：０％以上０．０１％以下、
    Ｔｉ：０％以上０．０１％以下、
    Ｈｆ：０％以上０．０１％以下、
    Ｗ：０％以上０．０１％以下、
    Ｚｒ：０％以上０．０１％以下を含有し、
    任意選択的に、さらに、下記のＡ群及びＢ群のうちから一方又は両方の成分を含有し、
    　　　　　　　　記
    　Ａ群；
    　　Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    　Ｂ群；
    　　Ｓｂ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｐｂ、Ｃｓ、Ｔｅ、Ｂｉ及びＳｅのいずれか１種以上を合計で１％以下、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    金属組織の面積率で、フェライトが９５％以上、
    湾曲状に存在するＮｂを含む炭化物列の曲率が１．８×１０-３ｎｍ-１以上、
    粒子分散強化量が１８０ＭＰａ以上、均一伸びの８０％のひずみにおける応力増加率が１０００ＭＰａ以上を有する、引張強さが５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板。
  2. 前記熱延鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 請求項１に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、又は鋳造後加熱せずに、粗圧延してシートバーとする粗圧延工程と、
    該シートバーを圧延の開始温度が１０００℃超え、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下で仕上げ圧延して熱延鋼板とする仕上げ圧延工程と、
    該熱延鋼板を６００℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、
    冷却された前記熱延鋼板を巻取温度が６００℃以上７００℃以下で巻き取る巻取工程と、
    を含むことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  4. 前記粗圧延工程、又は前記仕上げ圧延工程の前に、請求項１に記載の成分組成を有する、厚さが３５ｍｍ以上２００ｍｍ以下の鋼素材を鋳造する鋳造工程を含み、
    前記粗圧延工程を適用し、または、適用せずにシートバーとすることを特徴とする請求項３に記載の熱延鋼板の製造方法。
  5. 請求項１に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度が１２００℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとする粗圧延工程と、
    粗圧延された前記シートバーと先行するシートバーとを１０１０℃以上で接合する接合工程と、
    接合されたシートバーを圧延の開始温度が１０００℃超え、１パス目と２パス目の圧下率がそれぞれ３５％以上、３パス目から圧延完了までの総圧下率が８５％以下となる仕上げ圧延して熱延鋼板とする仕上げ圧延工程と、
    該熱延鋼板を６００℃以上７００℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度４０℃／ｓ以上で冷却する冷却工程と、
    冷却された前記熱延鋼板を巻取温度が６００℃以上７００℃以下で巻き取る巻取工程と、
    を含むことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  6. さらに、前記熱延鋼板を、焼鈍温度が７２０℃以下で焼鈍する熱延板焼鈍工程と、
    焼鈍された前記熱延鋼板にめっき処理を施すめっき工程と、
    を含むことを特徴とする請求項３から５のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法。
  7. さらに、めっきされた前記熱延鋼板に４００℃以上５００℃以下の合金化処理を施す合金化工程を含むことを特徴とする請求項６に記載の熱延鋼板の製造方法。
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2006070302A (ja) * 2004-08-31 2006-03-16 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP2013053330A (ja) * 2011-09-02 2013-03-21 Jfe Steel Corp 溶接部耐食性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
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Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006070302A (ja) * 2004-08-31 2006-03-16 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP2013053330A (ja) * 2011-09-02 2013-03-21 Jfe Steel Corp 溶接部耐食性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2020184356A1 (ja) * 2019-03-11 2020-09-17 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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