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WO2019203251A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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WO2019203251A1
WO2019203251A1 PCT/JP2019/016395 JP2019016395W WO2019203251A1 WO 2019203251 A1 WO2019203251 A1 WO 2019203251A1 JP 2019016395 W JP2019016395 W JP 2019016395W WO 2019203251 A1 WO2019203251 A1 WO 2019203251A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
rolling
steel sheet
hot
plate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/016395
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
武 豊田
哲矢 平島
力 岡本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to MX2020010811A priority Critical patent/MX2020010811A/es
Priority to JP2019546253A priority patent/JP6628018B1/ja
Priority to KR1020207029630A priority patent/KR102412013B1/ko
Priority to US17/044,693 priority patent/US11434555B2/en
Priority to CN201980025504.XA priority patent/CN111971409A/zh
Publication of WO2019203251A1 publication Critical patent/WO2019203251A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet, and more particularly, to a hot-rolled steel sheet excellent in steel plate shape and toughness.
  • Patent Document 1 the volume ratio of unrecrystallized austenite is increased by adjusting the reduction ratio and average strain rate at 860 to 960 ° C. in which austenite is in an unrecrystallized region, thereby increasing the volume ratio of unrecrystallized austenite.
  • a cold-rolled steel sheet has been proposed in which the toughness of the cold-rolled steel sheet is improved from the fine-grained structure.
  • the reduction ratio of non-recrystallized austenite is increased, there is a problem that the strength of the steel plate is increased and it is difficult to finely control the shape of the steel plate.
  • Patent Document 2 the finishing temperature is increased, the reduction rate of 1000 ° C. or less is promoted to promote recrystallization of austenite, and the time until cooling after rolling is shortened to suppress the coarsening of crystal grains.
  • the rolling reduction is increased, it becomes difficult to predict the deformation resistance during rolling, and it becomes difficult to finely control the shape of the steel sheet due to an increase in rolling load.
  • Patent Document 3 proposes a method for producing a fine-grained steel sheet having an excellent shape by utilizing a CVC roll or a very small diameter roll.
  • the CVC roll is used, the strain distribution is adjusted in the width direction in order to stabilize the shape, and a uniform structure cannot be obtained in the width direction.
  • a steel plate contact time will become short when a very small diameter roll is used, a strain rate will rise and rolling anisotropy will become strong.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • the average grain size of the prior austenite of the structure is 0.1 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less,
  • the plate crown amount which is the difference between the plate thickness at the center of the plate width and the plate thickness at a position 10 mm away from the end of
  • Hot rolled steel sheet By mass% Ti: 0.02% or more, 0.20% or less, Nb: 0.010% or more, 0.100% or less, Ca: 0.0005% or more, 0.0060% or less, Mo: 0.02% or more, 0.50% or less, Cr: The hot-rolled steel sheet according to [1], containing one or more of 0.02% or more and 1.00% or less.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent product shape, high strength and toughness can be provided.
  • This hot-rolled steel sheet has high energy absorption during high-speed deformation, has good impact characteristics as an automobile part, can reduce the weight of automobile bodies such as automobiles, and can increase the size of press-molded parts, improving fuel efficiency The manufacturing cost can be reduced.
  • the hot rolled steel sheet according to the present embodiment is obtained by controlling heat transfer and recrystallization during hot finish rolling.
  • the temperature drop due to heat removal from the steel plate surface and the recrystallization temperature are balanced. This suppresses an increase in deformation resistance due to rolling, and secures a temperature necessary for forming a fine recrystallized structure.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a predetermined chemical composition, an average austenite grain size of 0.1 ⁇ m or more and 3.0 ⁇ m or less, and a sheet width central portion.
  • a certain plate crown amount is 80 ⁇ m or less.
  • ⁇ C 0.10% or more and 0.50% or less> C is an important element for improving the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the C content needs to be 0.10% or more.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.25% or more.
  • the upper limit of the C content is 0.50% or less.
  • Si is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the Si content is 0.10% or more.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.50% or more.
  • the upper limit of Si content is 3.00% or less.
  • the upper limit of the Si content is preferably 2.50% or less.
  • Mn is an element effective for improving the strength of a steel sheet by improving hardenability and solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Mn content is 0.5% or more.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.0% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 3.0% or less.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 2.0% or less.
  • P is an impurity, and the lower the P content, the better. That is, when the P content exceeds 0.100%, workability and weldability are significantly lowered, and fatigue characteristics are also lowered. Therefore, the upper limit of the P content is limited to 0.100% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.050% or less.
  • S is an impurity, and the lower the S content, the better.
  • the upper limit of the S content is limited to 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.006% or less.
  • Al is an element necessary for deoxidation in the steelmaking process.
  • the upper limit of the Al content is set to 1.00% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.50% or less.
  • N is an impurity.
  • the upper limit of the N content is set to 0.010% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.006% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment basically contains the chemical components described above, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • an impurity means the component mixed by raw materials, such as an ore and a scrap, and other factors, when manufacturing steel materials industrially.
  • Ti, Nb, Ca, Mo, and Cr may be included in the following ranges in order to reduce manufacturing variations and further improve the strength.
  • the lower limit of the content is 0%.
  • Ti is an effective element for suppressing austenite recrystallization and grain growth.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.08% or more.
  • the upper limit of the Ti content is 0.20% or less.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.16% or less.
  • Nb is an effective element for suppressing recrystallization and grain growth of austenite.
  • the lower limit of the Nb content is preferably set to 0.010% or more.
  • the upper limit of the Nb content is set to 0.100% or less.
  • the upper limit with more preferable Nb content is 0.060% or less.
  • Ca is an element having an effect of dispersing a large number of fine oxides during deoxidation of molten steel and refining the structure of the steel sheet.
  • Ca is an element that fixes S in steel as spherical CaS and suppresses the formation of stretched inclusions such as MnS, thereby improving the toughness anisotropy.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.0060% or less. The upper limit with more preferable Ca content is 0.0040% or less.
  • Mo is an element effective for precipitation strengthening of ferrite.
  • the Mo content is preferably 0.02% or more.
  • a more preferable lower limit of the Mo content is 0.10% or more.
  • the upper limit of the Mo content is 0.50% or less.
  • the upper limit with more preferable Mo content is 0.30% or less.
  • ⁇ Cr 0% or more and 1.00% or less> Cr is an effective element for improving the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.02% or more.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00% or less.
  • the upper limit with more preferable Cr content is 0.80% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has a structure in which prior austenite is finely recrystallized.
  • the toughness of the hot-rolled steel sheet depends largely on the average crystal grain size of the prior austenite, and therefore there is no limitation on the transformed structure, that is, the steel sheet structure.
  • a single phase is preferable in order to improve toughness.
  • a high-strength steel may be a martensite single phase, but this embodiment is not limited to a martensite single phase.
  • the hot-rolled steel sheet may have bainite.
  • 1.0 micrometer or less may be sufficient as the average particle diameter of the bainite contained in a hot-rolled steel plate.
  • the temperature drop and austenite due to the rolling roll were controlled by controlling the penetration temperature of the steel plate into the final stand of finish rolling and the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel plate. It is possible to balance the time required for recrystallization of the steel and to roll without increasing the rolling deformation resistance, that is, the rolling load.
  • the plate thickness at the center portion of the plate width and the plate thickness at a location 10 mm away from the end portion of the plate width along the plate width direction toward the center portion of the plate width It was found that the plate crown amount, which is the difference, can be suppressed.
  • the average grain size of the prior austenite is less than 0.1 ⁇ m, the work hardening characteristics of the hot-rolled steel sheet are lost, so that cracking is likely to occur when the steel sheet is coiled after hot rolling or when the coil is unwound.
  • the average grain size of prior austenite exceeds 3.0 ⁇ m, the high-temperature steel sheet is inferior in low-temperature toughness.
  • a preferable range of the average particle size of the prior austenite is 0.5 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less.
  • the average grain size of prior austenite can be performed by image processing using a structure photograph taken with a scanning electron microscope (SEM).
  • the average particle size of prior austenite is determined as follows.
  • the sheet width of the hot-rolled steel sheet is W
  • the cross-section parallel to the rolling direction and perpendicular to the sheet surface is 1/4 W (width) or 3/4 W (width) from one end in the width direction of the hot-rolled steel sheet.
  • a sample is taken so as to be an observation surface, and the cross section is mirror-polished and then corroded with picric acid to reveal the grain boundaries of the prior austenite crystal grains. Thereafter, using a scanning electron microscope (SEM), a region of 400 ⁇ m in the rolling direction of the steel plate ⁇ 400 ⁇ m in the thickness direction is observed from the steel plate surface at a depth of 1/4 of the plate thickness.
  • SEM scanning electron microscope
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is excellent in shape. That is, as described above, even in the case of a fine-grain steel plate whose shape is deteriorated by the conventional method, the amount of plate crown after hot rolling is small.
  • the sheet crown small by hot rolling, not only superiority as a hot-rolled steel sheet, but also a cold-rolled steel sheet and a heat-treated steel sheet obtained by further processing the steel sheet are excellent in shape and toughness.
  • the plate crown which is the difference between the plate thickness at the center of the plate width of the hot-rolled steel sheet after hot rolling and the plate thickness at a location 10 mm away from the end of the plate width along the plate width direction toward the plate width center. If the amount exceeds 80 ⁇ m, the difference in plate thickness in the plate width direction of the steel plate is large, the contact failure at the time of press molding when the hot-rolled steel plate is used as the material, and the deviation of the surface pressure is large, resulting in inferior formability. When large parts and high workability are required, the thickness is preferably 60 ⁇ m or less.
  • the amount of plate crown is the average value obtained by measuring the plate thickness at the plate width central portion at 10 locations, and the plate thickness at a location 10 mm away from the plate width end portion along the plate width direction toward the plate width central portion. The difference from the average value obtained by arbitrarily measuring 10 points.
  • the sheet width of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is not particularly limited, but is preferably 800 to 1200 mm.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment is not particularly limited, but is preferably 1.0 to 4.0 mm.
  • the effect of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is obtained by having the above-described chemical composition, structure, and shape.
  • the production method shown below is preferable because the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment can be obtained stably.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet preferably basically includes the following steps (a) to (d).
  • C A cooling step in which cooling is started in less than 0.8 seconds after the finish rolling is finished, and the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to 750 ° C. is 100 ° C./second or more.
  • any one of the following steps (e) to (h) may be further performed after the steps (a) to (d).
  • (E) A step of pickling and cold rolling the hot-rolled steel sheet produced in (a) to (d).
  • (F) A step of temper rolling after pickling, cold rolling and annealing the hot-rolled steel sheet produced in (a) to (d).
  • (G) A step of subjecting the hot-rolled steel sheet produced in (a) to (d) to temper rolling after pickling, cold rolling, annealing, plating.
  • H A step of pickling the hot-rolled steel sheets produced in (a) to (d) above, performing temper rolling after plating.
  • the slab Prior to hot rolling, the slab is heated.
  • the temperature before heating is not limited. Like equipment directly connected from casting to hot rolling, it may be heated from 1000 ° C., or a slab may be cut out and heated from room temperature.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C., the slab is not sufficiently homogenized. In this case, the strength and workability of the resulting steel sheet are reduced.
  • the heating temperature is 1350 ° C. or higher, the initial austenite grain size is increased, and the structure is likely to be mixed in the steel sheet finally obtained. It also leads to an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity. Therefore, the heating temperature is desirably 1100 ° C. or higher and lower than 1350 ° C.
  • ⁇ Rolling process> Although a rolling process performs a rough rolling process and a finish rolling process, there is no restriction
  • the finish rolling process it is important to control the intrusion temperature of the steel plate in the final stand and the contact time between the steel plate and the roll.
  • the steel sheet intrusion temperature in the final stand is necessary to ensure recrystallization of austenite, and the contact time between the steel sheet and the rolling roll is necessary to balance the temperature drop due to heat removal and the processing time.
  • recrystallization can be promoted and the rolling load can be suppressed.
  • the intrusion temperature of the steel plate in the final stand is 850 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower. If it is less than 850 degreeC, when a steel plate and a rolling roll contact, temperature will fall and the temperature required for recrystallization cannot be ensured. Moreover, since a rolling load becomes high, a steel plate shape becomes inferior. On the other hand, if it exceeds 1050 ° C., the recrystallized austenite grain size becomes coarse, so that the toughness is inferior. In order to achieve both a more excellent shape and toughness, the temperature is preferably 900 ° C. or higher and 960 ° C. or lower. In addition, the penetration
  • the recrystallization behavior during rolling can generally be arranged by the relationship between strain rate and temperature.
  • strain rate the temperature drop due to heat removal from the roll and the heat generation due to high speed processing. Therefore, even in the strain rate region where recrystallization occurs, the rolling load and deformation resistance that determine the shape change dynamically, so the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel sheet is important.
  • the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel plate is about 0.001 to 0.003 seconds, which is very short.
  • the rolling reduction of the final stand is generally kept low in order to suppress excessive rolling load.
  • the contact length between the rolling roll and the plate of the final stand is shortened, so that the contact time is shortened.
  • the contact time between the steel sheet and the rolling roll of the final stand is set to 0.005 seconds or more and 0.020 seconds or less.
  • the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel sheet is less than 0.005 seconds, the time required for recrystallization cannot be ensured during hot rolling, so the old austenite structure becomes flat and coarse.
  • the contact time exceeds 0.020 seconds, the heat removal due to the roll contact increases, the recrystallization temperature cannot be secured, and the temperature difference in the width direction of the steel plate increases, so the plate crown amount increases.
  • the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel plate is preferably 0.007 seconds or more and 0.010 seconds or less.
  • the contact time between the rolling roll of the final stand and the steel sheet can be determined based on the rolling reduction, the diameter of the rolling roll, the rolling speed, the steel sheet thickness on the rolling entry side, and the steel sheet thickness on the rolling exit side.
  • the steel plate thickness after finish rolling and the finish rolling roll diameter are not particularly limited, but the rolling reduction of the final stand is about 25 to 50%, the finish rolling roll diameter is about 450 to 800 mm, and the strain rate at the final stand is 12.5 to As a steel sheet for automobiles, the thickness of the steel sheet is desirably 1.0 to 6.0 mm.
  • the plate passing speed is set to a speed that satisfies the contact time of the present invention based on the manufacturing conditions.
  • the rolling reduction in other rolling rolls is less than 40% at the maximum in order to suppress the shape deterioration in the stage before finish rolling. Except for the rolling roll of the final stand, the rolling reduction in other rolling rolls is preferably 39% or less. Further, the normal strain rate is obtained from the true strain amount which is a physical quantity.
  • cooling is started in less than 0.8 seconds after passing through the final stand of finishing rolling in order to keep the recrystallized austenite structure formed by finishing rolling fine. That is, the required time from the time of finishing rolling through the final stand to the start of cooling is set to less than 0.8 seconds.
  • the cooling is performed under the condition that the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to 750 ° C. is 100 ° C./s or more. If the average cooling rate is less than 100 ° C./s, austenite grain growth occurs during cooling, and the average grain size of prior austenite grains becomes coarse. Since the cooling rate of less than 750 ° C. has little influence on the average particle size of the prior austenite grains, the cooling rate for obtaining the desired hot rolled structure can be freely selected.
  • the upper limit of the average cooling rate up to 750 ° C. need not be limited, but the average cooling rate is 600 ° C./s or less in order to make the structure distribution in the plate thickness direction uniform in consideration of equipment restrictions and the like. It is preferable.
  • the cooling stop temperature is preferably cooled to 550 ° C. or lower in order to keep the prior austenite grain size fine.
  • the average cooling rate between 750 ° C. and 550 ° C. is not particularly limited because it does not affect the average crystal grain size of the prior austenite. What is necessary is just to set suitably the average cooling rate in this temperature range according to the target intensity
  • a cooling facility is installed after the finish rolling facility, and cooling is performed while passing the steel sheet after finish rolling through the cooling facility.
  • the cooling facility is preferably a facility capable of cooling the steel plate under the above cooling conditions.
  • a cooling facility for example, a water cooling facility using water as a cooling medium can be exemplified.
  • cooling facilities that do not have an air-cooling section in the middle and facilities that have one or more air-cooling sections in the middle.
  • any cooling equipment may be used. Even when a cooling facility having an air cooling section is used, the average cooling rate until reaching 750 ° C. may be 100 ° C./second or more.
  • the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to 750 ° C. is a value obtained by dividing the temperature difference between the finish rolling finish temperature and 750 ° C. by the required time from the start of cooling until reaching 750 ° C.
  • the cooling start time is a start time of cooling medium injection to the steel plate by the cooling equipment.
  • the finishing temperature of finish rolling is the surface temperature of the steel sheet immediately after passing through the final stand.
  • the hot-rolled steel sheet which is a product as it is hot-rolled, is wound at less than 550 ° C. in order to ensure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the hot rolled steel sheet of this embodiment may be further subjected to cold rolling or the like.
  • the process after the winding process will be described.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to a pickling treatment in order to remove scale on the surface, and then subjected to a cold-rolling step in order to obtain a target steel sheet thickness.
  • the conditions for the pickling treatment are not particularly limited.
  • the conditions of the cold rolling process do not need to be particularly limited, but usually there is no particular problem in workability and sheet thickness accuracy if the rolling reduction during cold rolling is 30% or more and 80% or less. . If the rolling reduction during cold rolling exceeds 80%, the operation becomes difficult due to cracks at the end of the plate width of the steel sheet and an increase in strength due to work hardening.
  • temper rolling process The cold-rolled steel sheet after cold rolling may be subjected to an annealing process.
  • the maximum annealing temperature exceeds 900 ° C., the austenite grain size formed by hot rolling becomes coarse. Therefore, the maximum heating temperature for annealing is preferably 900 ° C. or less.
  • the maximum heating temperature is less than 500 ° C., it takes a lot of time to create a rolled structure by recrystallization, which is not preferable from the viewpoint of productivity.
  • a temper rolling process for the purpose of shape correction and surface roughness adjustment may be further performed. Since the temper rolling process does not leave a rolled structure, the rolling reduction is preferably 1.0% or less.
  • temper rolling process The hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet may be subjected to treatment such as electroplating, hot dipping, alloying hot dipping, etc. in order to improve the surface corrosion resistance.
  • the temperature is preferably 900 ° C. or lower. If it exceeds 900 ° C., the austenite grain size formed in the hot rolling process becomes coarse.
  • a temper rolling process for the purpose of shape correction and roughness adjustment may be further performed. Since the temper rolling process does not leave a rolled structure, the rolling reduction is preferably 1.0% or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • the conditions in the examples are one example conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to the following examples.
  • the present invention can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the gist. Therefore, the present invention can employ various conditions, all of which are included in the technical features of the present invention.
  • Table 2A and Table 2B show the steel type components used, finish rolling conditions, and the plate thickness of the steel sheet.
  • introduction temperature is the surface temperature of the steel plate immediately before rolling at the final stand of the continuous finishing rolling stand
  • contact time is the time during which the steel plate and the rolling roll are in contact with each other at the final stand.
  • Cooling start time is the time required from the end of finish rolling of the final stand to the start of cooling
  • Average cooling rate is the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to 750 ° C.
  • “Winding temperature” is cooling Winding temperature after completion.
  • Sheet thickness” and “sheet width” are product dimensions after hot rolling.
  • the steel plate obtained in this way is corroded in the former austenite structure at a depth of 1/4 the thickness of the steel plate, and the image of the image obtained by SEM observation is image-analyzed. Calculated. Specifically, when the sheet width of the steel sheet is W, a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the sheet surface is an observation surface at a position 1/4 W (width) from one end in the width direction of the steel sheet. The sample was collected as described above, and the cross section was mirror-polished and then corroded with picric acid to reveal grain boundaries of the prior austenite crystal grains.
  • a JIS No. 5 test piece was taken in the rolling width direction (C direction) of the steel sheet, and the tensile strength: TS (MPa) was evaluated according to JISZ2241: 2011.
  • the tensile strength was 980 MPa or higher.
  • the ductile brittle transition temperature is measured using a 2.5mm sub-size V-notch test piece specified in JISZ2242: 2005, by performing a Charpy impact test with a C-direction notch, and at a temperature at which the brittle fracture surface ratio becomes 50%, the ductile brittle transition It was temperature. Moreover, it measured by full thickness about the steel plate whose final plate thickness of a steel plate is less than 2.5 mm.
  • the test was accepted.
  • the plate crown amount the difference between the plate thickness at the plate width central portion of the steel plate and the plate thickness at a location 10 mm away from the plate width end portion toward the plate width central portion along the plate width direction was calculated.
  • the plate crown amount is the average value of the plate thickness at the central portion of the plate width obtained by measuring any 10 locations in the central portion of the plate width, and the plate width along the plate width direction from the plate width end portion. It calculated
  • the inventive examples had a tensile strength of 980 MPa or more, a ductile brittle transition temperature of ⁇ 50 ° C. or less, and were excellent in strength and toughness.
  • the plate crown was small and the product shape was good. All the inventive examples contained bainite, and the average particle size was 1.0 ⁇ m or less.
  • the penetration temperature is high, the recrystallized grains of the prior austenite are coarsened, and the toughness is inferior.
  • the contact time is long, the heat removal due to roll contact increases, the temperature difference in the steel sheet width direction increases, and the deformation resistance difference in the width direction increases, so the plate crown amount exceeds 80 ⁇ m.
  • the prior austenite grain size is coarse and the toughness is inferior.
  • the penetration temperature is low, the temperature required for recrystallization cannot be ensured, the prior austenite grains are coarse, and the rolling load is high, so the plate crown amount is large.
  • the toughness and the plate crown amount are inferior.
  • the time from the last stand passage to the start of cooling was 0.8 seconds or more, and the old austenite grains grew, so the average grain size was coarse and the toughness was inferior.
  • the cooling rate was less than 100 ° C./second, and grain growth occurred after recrystallization. Therefore, the prior austenite grains became coarse and the toughness was inferior.
  • Test No. 33 has a low carbon content in steel and an inferior tensile strength.
  • the penetration temperature is high, the recrystallized grains of prior austenite are coarsened, and the toughness is inferior.
  • test number 38 the contact time is short and there is no time for recrystallization during hot rolling, so the prior austenite grain size is coarse and the toughness is inferior.
  • Test No. 39 the cooling rate was less than 100 ° C./second, and grain growth occurred after recrystallization. Therefore, the prior austenite grains became coarse and the toughness was inferior.
  • Test No. 40 in addition to the low heating temperature, the contact time between the rolling roll and the steel sheet is short, and there is no time for recrystallization during hot rolling, so that old austenite grains grow and the toughness is inferior. Moreover, the average particle diameter of the bainite of the test number 40 was 1.3 micrometers.
  • Test No. 41 has a long contact time, large heat removal due to roll contact, a large temperature difference in the steel sheet width direction, and a large deformation resistance difference in the width direction, so that the plate crown amount exceeds 80 ⁇ m.
  • the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet excellent in toughness having excellent shape, high energy absorption during high-speed deformation, and good collision characteristics as an automobile part.
  • this hot-rolled steel sheet because the shape of the steel sheet is good, it is excellent in press formability and stability, can be integrally formed of parts, and the processing process can be shortened. The fuel consumption can be improved. Therefore, the industrial value of the present invention is high.

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Abstract

この熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上、０．５０％以下、Ｓｉ：０．１０％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．００６０％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、組織の旧オーステナイトの平均粒径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下であり、板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が８０μｍ以下である。

Description

熱延鋼板
　本発明は、熱延鋼板に関し、特に、鋼板形状と靱性とに優れた熱延鋼板に関する。本願は、２０１８年４月１７日に、日本に出願された特願２０１８－０７９３５２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車の燃費の向上および衝突安全性の向上を目的に、高強度な薄手鋼板を活用した車体軽量化への取り組みが盛んに行われている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、一般的に靭性が劣化する。特に、自動車部材へ適用される熱延鋼板においては、衝突特性を確保することが重要となる。ここで、低温で圧延し、未再結晶オーステナイトで高い累積ひずみを付与することで靭性を向上させることが一般的に知られている。しかしながら、高い累積ひずみや低温圧延では、圧延負荷が高く、鋼板を薄くできないとともに、鋼板形状を細かく制御することが困難となる。
　これに対し、特許文献１ではオーステナイトが未再結晶域となる８６０～９６０℃での圧下率と平均ひずみ速度を適正範囲にすることで、未再結晶オーステナイトの体積率を増加させ、熱延で作りこんだ細粒組織より冷延鋼板の靭性を向上させた冷延鋼板が提案されている。しかしながら、未再結晶オーステナイトでの圧下率を増加させると鋼板強度が上昇し、鋼板形状を細かく制御することが困難になるといった問題がある。
　特許文献２では、仕上温度を高温化し、１０００℃以下の圧下率を高くすることでオーステナイトの再結晶を促進させ、圧延後に冷却までの時間を短くすることで結晶粒の粗大化を抑制した鋼板が提案されている。しかしながら、圧下率を高めると、圧延中の変形抵抗を予測することが困難になることや、圧延荷重の上昇により、鋼板形状を細かく制御することが困難となる。
　特許文献３では、CVCロールの活用や、極小径ロールを活用し形状に優れた細粒鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら、CVCロールを活用すると形状を安定化させるために幅方向でひずみ分布を調整しており、幅方向に均一な組織を得ることができない。また、極小径ロールを用いると鋼板接触時間が短くなるために、ひずみ速度が上昇し、圧延異方性が強くなる。
日本国特許第３８５８１４６号公報 日本国特許第５０６８６８８号公報 日本国特許第３４１８７３８号公報
　近年、自動車の安全性と燃費を両立するため、鋼板強度を上昇させ、板厚を薄くする要求が高まっている。すなわち、薄手熱延鋼板で衝突特性及び靭性に優れる製品が必要である。
　本発明は上記の課題に鑑みてなされた発明であり、高強度かつ靱性に優れ、鋼板形状にも優れた熱延鋼板を提供することを課題とする。
　従来、鋼の靭性向上に向けて、未再結晶オーステナイトでの累積圧下率を高め、組織を微細化させるための様々な取り組みがなされている。一方で、これらの手法では、圧延負荷が非常に高く、鋼板を薄くすることができない。本発明者らは、仕上圧延のように高速で連続する圧延スタンドにおいて、圧延負荷を高めることなく、靱性に必要なオーステナイトの細粒組織を形成する方法について鋭意検討した。その結果、特定の温度とひずみ速度の範囲では、熱間変形抵抗が上昇せず、細粒なオーステナイト組織が得られることを見出した。具体的には、鋼板とロールの接触時間と圧延時における板材（鋼板）の入側温度を制御することにより、圧延負荷を上げることなく、鋼板組織の微細化ができることを確認した。
　本発明は上記知見に基づいてなされた発明であり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｓｉ：０．１０％以上、３．００％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：１．００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００６０％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物であり、
　組織の旧オーステナイトの平均粒径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下であり、
　板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が８０μｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
［２］　質量％で、
Ｔｉ：０．０２％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００６０％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５０％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．００％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の熱延鋼板。
　本発明の上記態様によれば、製品形状に優れ、高強度かつ靭性に優れた熱延鋼板を提供することができる。この熱延鋼板によれば、高速変形時の吸収エネルギーが高く、自動車部品として衝突特性が良好になり、自動車などの車体の軽量化や、プレス成型部品の大型化が可能であり、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができる。
　鋼の靭性の向上に向けて、未再結晶オーステナイトでの累積圧下率を高め、組織を微細化させるための様々な取り組みがなされている。一方で、これらの手法では、圧延負荷が非常に高く、鋼板を薄くすることができない。本発明者らは、仕上圧延のように高速で連続する圧延スタンドにおいて、圧延負荷を高めることなく、靱性に必要なオーステナイトの細粒組織の形成方法について鋭意検討した。その結果、特定の温度とひずみ速度の範囲では、熱間変形抵抗が上昇せず、細粒なオーステナイト組織が得られることを見出した。具体的には、鋼板と最終スタンドの圧延ロールの接触時間と圧延の入り側温度を制御することにより、圧延負荷を上げることなく、鋼板組織の微細化ができることを確認した。
　以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について、説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、熱間仕上げ圧延中の伝熱と再結晶とを制御することにより得られる。仕上げ圧延の最終スタンドに鋼板が侵入する温度と鋼板と最終スタンドの圧延ロールの接触時間とを調整することで、鋼板表面からの抜熱による温度低下と、再結晶温度をバランスさせる。これによって、圧延による変形抵抗の上昇を抑制し、微細再結晶組織の形成に必要な温度を確保する。熱間圧延中に再結晶させることによって、圧延負荷の上昇が抑えられ、高靱性を得つつ、板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量を制御することが可能となる。具体的には、本実施形態に係る熱延鋼板は、所定の化学組成を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が０．１μｍ以上、３．０μｍ以下の組織を有し、板幅中央部（鋼板の幅方向の中央部）の板厚と、板幅端部（鋼板の幅方向の端部）から板幅方向に板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が８０μｍ以下である。
　以下に、本発明の個々の構成要件について、詳細に説明する。まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学組成（化学成分）の限定理由について述べる。成分含有量についての％は質量％を意味する。
 ＜Ｃ：０．１０％以上、０．５０％以下＞
 　Ｃは鋼板の強度を向上させるために重要な元素である。目的の強度を得るためには、Ｃ含有量の下限を０．１０％以上とする必要がある。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．２５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．５０％超であると鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限は０．５０％以下とする。
＜Ｓｉ：０．１０％以上、３．００％以下＞
　Ｓｉは鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超であると、鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を３．００％以下とする。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは２．５０％以下である。
＜Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下＞
　Ｍｎは焼入れ性の向上及び固溶強化によって鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．５％以上とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超になると靭性の等方性に有害なＭｎＳが生成する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を３．０％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは２．０％以下である。
＜Ｐ：０．１００％以下＞
　Ｐは不純物であり、Ｐ含有量は低いほど望ましい。すなわち、Ｐ含有量が０．１００％超になると加工性や溶接性の低下が著しくなる上、疲労特性も低下する。そのためＰ含有量の上限を、０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％以下である。
＜Ｓ：０．０１０％以下＞
　Ｓは不純物であり、Ｓ含有量は低いほど望ましい。Ｓ含有量が、０．０１０％を超えると靭性の等方性に有害なＭｎＳ等の介在物を生成が顕著になる。そのため、Ｓ含有量の上限を、０．０１０％以下に制限する。特に厳しい低温靭性が要求される場合には、Ｓ含有量の上限を０．００６％以下とすることが好ましい。
＜Ａｌ：１．００％以下＞
　Ａｌは製鋼プロセスで脱酸するために必要な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、クラスタ状に析出したアルミナが生成し、靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を１．００％以下とする。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．５０％以下である。
＜Ｎ：０．０１０％以下＞
　Ｎは不純物である。Ｎ含有量が０．０１０％超であると、高温にて粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６％以下である。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分を意味する。しかしながら、要求特性を満たすために必須ではないが、製造ばらつきを低減させたり、強度をより向上させたりするために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒを下記の範囲で含有させてもよい。ただし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒはいずれも要求特性を満たすために必須ではないので、その含有量の下限は０％である。
＜Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下＞
　Ｔｉは、オーステナイトの再結晶と粒成長を抑制するために効果的な元素である。Ｔｉを０．０２％以上含有することで再結晶と粒成長の抑制効果を得ることができる。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％超であると、ＴｉＮを起因とした介在物が生成し、鋼板の靭性が劣化する。そのため、Ｔｉの含有量の上限を０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．１６％以下である。
＜Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下＞
　Ｎｂは、オーステナイトの再結晶と粒成長を抑制するために効果的な元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超ではその効果は飽和する。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．０６０％以下である。
＜Ｃａ：０％以上、０．００６０％以下＞
　Ｃａは、溶鋼の脱酸時に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する元素である。また、Ｃａは、鋼中のＳを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して靭性の異方性を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｃａ含有量の下限を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００６０％を超えてもその効果は飽和する。そのため、Ｃａを含有させる場合でも、Ｃａの含有量の上限を０．００６０％以下とする。Ｃａ含有量のより好ましい上限は０．００４０％以下である。
＜Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下＞
　Ｍｏは、フェライトの析出強化に有効な元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量のより好ましい下限は、０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になるとスラブの割れ感受性が高まりスラブの取り扱いが困難になる。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量のより好ましい上限は０．３０％以下である。
＜Ｃｒ：０％以上、１．００％以下＞
　Ｃｒは鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量の下限を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量の下限は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると延性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量のより好ましい上限は０．８０％以下である。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、旧オーステナイトが細かく再結晶した組織を有する。熱延鋼板の靭性は、旧オーステナイトの平均結晶粒径に大きく依存することから、変態した組織、つまり鋼板組織については問わない。一般的には靭性を向上させるためには単相が好ましく、例えば高強度鋼ではマルテンサイト単相にするとよいが、本実施形態はマルテンサイト単相に限定されない。なお、本実施形態において、熱延鋼板は、ベイナイトを有していてもよい。また、本実施形態において、熱延鋼板に含有されるベイナイトの平均粒径は１．０μｍ以下でもよい。
　靭性を向上させるためには、従来から旧オーステナイト組織を細かくすることが知られている。その手段として、未再結晶オーステナイトの累積圧下率を高めることが一般的である。しかしながら、圧下率を高めると圧延負荷が高くなり、熱延鋼板の板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が大きくなり、形状不良や、鋼板のプレス成型時の接触不良や面圧バラつき等の課題がある。圧延挙動と組織の関係を研究した結果、仕上圧延の最終スタンドへの鋼板の侵入温度と、最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間と、を制御することで、圧延ロールによる温度低下とオーステナイトの再結晶に必要な時間をバランスさせ、圧延変形抵抗、つまり圧延負荷を上昇させずに圧延することができる。これにより、旧オーステナイト組織が細粒組織となる鋼板で板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量も抑制できることがわかった。
＜旧オーステナイトの平均粒径が０．１μｍ以上、３．０μｍ以下の組織＞
　旧オーステナイトの平均粒径が０．１μｍ未満では、熱延鋼板の加工硬化特性が失われるため、熱間圧延後に鋼板をコイルにした際や、コイルをほどく際に割れが発生しやすくなる。一方、旧オーステナイトの平均粒径が３．０μｍを超えると、高強度化した鋼板では低温靭性が劣位となる。旧オーステナイトの平均粒径の好ましい範囲は０．５μｍ以上、２．０μｍ以下である。
　本実施形態の熱延鋼板において、旧オーステナイトの平均粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮像した組織写真を用いた画像処理によって行うことができる。
　より具体的には、旧オーステナイトの平均粒径は以下のようにして決定される。
　熱延鋼板の板幅をＷとしたとき、熱延鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）又は３／４Ｗ（幅）において、圧延方向に平行かつ板面に対して垂直な断面が観察面となるように試料を採取し、断面を鏡面研磨した後、ピクリン酸で腐食を行って旧オーステナイト結晶粒の粒界を現出させる。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を観察する。
　得られた画像を画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイトの平均粒径を求める。なお、旧オーステナイトの平均粒径は、円相当径として求める。
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の形状について説明する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、形状に優れる。つまり、前述したように従来の方法では形状が劣化する細粒鋼板の場合でも、熱間圧延後の板クラウン量が小さい。熱間圧延によって小さな板クラウン量になるようにすることで、熱延鋼板としての優位性だけでなく、これをさらに加工した冷延鋼板、熱処理鋼板においても形状と靱性に優れた鋼板となる。
　＜板クラウン量が８０μｍ以下の鋼板＞
　熱間圧延後の熱延鋼板の板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が８０μｍ超では、鋼板の板幅方向の板厚差が大きく、熱延鋼板を素材とした場合のプレス成型時の接触不良や、面圧のずれが大きく、成型性が劣位となる。大型部品や高加工性が必要な場合は６０μｍ以下であることが好ましい。板クラウン量は、板幅中央部の板厚を１０箇所測定して得た平均値と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚を任意に１０箇所測定して得た平均値との差とする。
　＜鋼板の板幅＞
　本実施形態に係る熱延鋼板の板幅は特に限定されないが、８００～１２００ｍｍであることが好ましい。
　＜鋼板の板厚＞
　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、１．０～４．０ｍｍであることが好ましい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記の化学組成、組織、形状を有することでその効果が得られる。特に、以下に示す製造方法によれば、本実施形態に係る熱延鋼板を安定的に得られるため好ましい。
　具体的には、本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法は、基本的に、以下の（ａ）～（ｄ）の工程を含むことが好ましい。
（ａ）上記の成分組成を有するスラブを、１１００℃以上、１３５０℃未満に加熱する加熱工程。
（ｂ）加熱工程後のスラブを、仕上げ圧延する工程であって、最終スタンドにおける鋼板侵入温度を８５０℃以上、１０５０℃以下とし、鋼板と圧延ロールとの接触時間を０．００５秒以上、０．０２０秒以下で圧延する工程。
（ｃ）仕上圧延終了後０．８秒未満で冷却を開始し、仕上圧延終了温度から７５０℃までの平均冷却速度を１００℃／秒以上にする冷却工程。
（ｄ）冷却工程後、巻取りを行う巻取り工程。
　また、本実施形態の熱延鋼板の製造方法では、上記（ａ）～（ｄ）の工程後に、さらに、下記（ｅ）～（ｈ）のうちの何れか１つの工程を行ってもよい。
（ｅ）（ａ）～（ｄ）で製造した熱延鋼板を酸洗、冷延する工程。
（ｆ）（ａ）～（ｄ）で製造した熱延鋼板を酸洗、冷延、焼鈍後、調質圧延を行う工程。
（ｇ）（ａ）～（ｄ）で製造した熱延鋼板を酸洗、冷延、焼鈍、めっき後、調質圧延を行う工程。
（ｈ）前記（ａ）～（ｄ）で製造した熱延鋼板を酸洗し、めっき後、調質圧延を行う工程。
　以下、各工程について説明する。
＜加熱工程＞
　熱間圧延の前に、スラブに対して加熱を行う。連続鋳造等によって得られた本実施形態に係る熱延鋼板と同じ化学組成を有するスラブを加熱する際、加熱前の温度は限定しない。鋳造から熱延に直結する設備のように、１０００℃から加熱してもよく、スラブを切り出して室温から加熱してもよい。加熱の温度が、１１００℃未満では、スラブの均質化が不十分となる。この場合、結果として得られる鋼板の強度や加工性が低下する。一方で、加熱温度が１３５０℃以上になると、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで、最終的に得られる鋼板において、組織が混粒になりやすくなる。また、製造コストの上昇や、生産性の低下にもつながる。そのため、加熱温度は、１１００℃以上、１３５０℃未満が望ましい。
＜圧延工程＞
　圧延工程は粗圧延工程と仕上圧延工程を行うが、粗圧延工程については特に制限はない。
　一方、仕上圧延工程では、最終スタンドにおける鋼板の侵入温度と、鋼板とロールの接触時間とを制御することが重要である。最終スタンドにおける鋼板侵入温度は、オーステナイトの再結晶を確保するために必要であり、また、鋼板と圧延ロールとの接触時間は抜熱による温度低下と加工時間とをバランスするために必要である。本実施形態では、最終スタンドにおける鋼板の侵入温度と最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間を制御することで再結晶を促進し、圧延負荷を抑制することができる。
　具体的には、最終スタンドにおける鋼板の侵入温度を８５０℃以上、１０５０℃以下とする。８５０℃未満では、鋼板と圧延ロールとが接触した際に温度が低下し、再結晶に必要な温度を確保することができない。また、圧延負荷が高くなるため、鋼板形状が劣位となる。一方で、１０５０℃超では、再結晶したオーステナイト粒径が粗大となるために靱性が劣位となる。より優れた形状と靱性を両立するためには９００℃以上、９６０℃以下であることが好ましい。なお、最終スタンドにおける鋼板の侵入温度は、最終スタンドの圧延ロールに噛み込まれる直前の鋼板の表面温度である。
　次に、最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間について述べる。圧延中の再結晶挙動は一般的にひずみ速度と温度の関係で整理することができる。しかしながら、熱間圧延プロセスでは、ロール抜熱による温度低下や、高速加工による加工発熱を考慮する必要がある。したがって、再結晶が発現するひずみ速度域であっても、形状を決定する圧延荷重や変形抵抗は動的に変化するため、最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間が重要である。
　一般的な自動車用鋼板を製造する熱間圧延設備では、最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間は０．００１～０．００３秒程度であり、非常に短い。また、圧延ロールとの接触中に鋼板が加工硬化し、再結晶しない場合に、圧延荷重が過剰になるのを抑制するため、一般的には最終スタンドの圧下率は低く抑えられている。最終スタンドの圧下率が低い場合、最終スタンドの圧延ロールと板の接触長が短くなるため、接触時間は短くなる。一方、本実施形態において、鋼板と最終スタンドの圧延ロールとの接触時間は０．００５秒以上、０．０２０秒以下とする。最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間が０．００５秒未満では、熱延中に再結晶に必要な時間が確保できないため、旧オーステナイト組織が扁平かつ粗大となる。一方で、接触時間０．０２０秒超では、ロール接触による抜熱が多くなり、再結晶温度が確保できなくなるとともに、鋼板幅方向の温度差が大きくなるために、板クラウン量が大きくなる。より優れた形状と靱性を両立するためには、最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間は、０．００７秒以上、０．０１０秒以下であることが好ましい。
　最終スタンドの圧延ロールと鋼板との接触時間は、圧下率、圧延ロール径、圧延速度、圧延入側での鋼板厚み、圧延出側での鋼板厚み、に基づき求めることができる。仕上圧延後の鋼板厚みと仕上げ圧延ロール径は特に限定されないが、最終スタンドの圧下率は２５～５０％程度、仕上げ圧延ロール径は４５０～８００ｍｍ程度、最終スタンドでの歪速度は１２．５～１００／ｓ程度、自動車用鋼板として、鋼板厚みは１．０～６．０ｍｍであることが望ましい。通板速度は、上記製造条件より、本発明の接触時間を満たす速度とする。なお、本実施形態において、最終スタンドの圧延ロールを除き、仕上圧延前段での形状劣化を抑制するため、他の圧延ロールにおける圧下率は最大で４０％未満である。最終スタンドの圧延ロールを除き、他の圧延ロールにおける圧下率は、３９％以下が好ましい。また、通常歪速度は、物理量である真歪量から求める。
＜冷却工程＞
　仕上圧延終了後は、仕上圧延によって作り込んだ再結晶オーステナイト組織を微細に保つため、仕上圧延の最終スタンド通過後、０．８秒未満で冷却を開始する。すなわち、仕上圧延の最終スタンド通過時から冷却開始時までの所要時間を０．８秒未満とする。冷却は、仕上圧延の終了温度から７５０℃までの平均冷却速度を１００℃／ｓ以上の条件で冷却する。平均冷却速度が１００℃／ｓ未満では、冷却中にもオーステナイトの粒成長が起こり、旧オーステナイト粒の平均粒径が粗大化する。７５０℃未満の冷却速度は、旧オーステナイト粒の平均粒径への影響が小さいため、目的の熱延組織を得るための冷却速度を自由に選択できる。
　７５０℃までの平均冷却速度の上限は、限定する必要はないが、設備制約等を考慮し、また、板厚方向の組織分布を均一にするため、平均冷却速度は６００℃／ｓ以下であることが好ましい。冷却停止温度は旧オーステナイト粒径の細粒化に維持するため、５５０℃以下まで冷却することが好ましい。なお、７５０℃～５５０℃までの間の平均冷却速度は、旧オーステナイトの平均結晶粒径に影響しないため、特に限定しない。この温度域での平均冷却速度は、製造しようとする鋼板の目標強度に応じて適宜設定すればよい。
　本実施形態では、仕上圧延設備の後段に冷却設備を設置し、この冷却設備に対して仕上げ圧延後の鋼板を通過させながら冷却を行う。冷却設備は、上記の冷却条件で鋼板を冷却可能な設備が望ましい。そのような冷却設備として例えば、冷却媒体として水を用いた水冷設備を例示できる。
　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、７５０℃到達時までの平均冷却速度が１００℃／秒以上であればよい。
　仕上圧延の終了温度から７５０℃までの平均冷却速度は、仕上圧延の終了温度と７５０℃との温度差を、冷却開始時から７５０℃到達時までの所要時間で除した値とする。冷却開始時とは、冷却設備による鋼板への冷却媒体の噴射開始時とする。仕上圧延の終了温度は、最終スタンド通過直後の鋼板の表面温度である。
＜巻取り工程＞
　熱延のまま製品となる熱延鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上を確保するため、５５０℃未満で巻取ることが好ましい。
　本実施形態の熱延鋼板は、更に冷間圧延等を施してもよい。以下、巻取り工程後の工程について説明する。
＜酸洗・冷延工程＞
　熱延鋼板は次に、表面のスケールを除去するために、酸洗処理を施されたのち、狙いの鋼板厚みを得るために冷延工程を施してもよい。酸洗処理の条件は特に限定されない。本実施形態では、冷延工程の条件は特に限定する必要がないが、通常は冷間圧延時の圧下率が３０％以上、８０％以下であれば加工性、板厚精度において特に問題はない。冷間圧延時の圧下率が８０％を超えると鋼板の板幅端部の割れや、加工硬化による強度上昇で操業が困難となる。
＜焼鈍後、調質圧延工程＞
　冷延後の冷延鋼板には、焼鈍工程を施してもよい。焼鈍の最高温度が９００℃を超えると熱延で作りこんだオーステナイト粒径が粗大化するため、焼鈍の最高加熱温度を９００℃以下にすることが好ましい。一方、最高加熱温度が５００℃未満では、再結晶による圧延組織の作りこみに多大な時間を有し、生産性の観点から好ましくない。焼鈍後は形状矯正や表面粗さ調整を目的とした調質圧延工程をさらに施してもよい。調質圧延工程は、圧延加工組織を残さないため、圧下率は１．０％以下とすることが好ましい。
＜めっき後、調質圧延工程＞
　熱延鋼板または冷延鋼板は、表面の耐食性向上のために、電気めっき、溶融めっき、合金化溶融めっき等の処理を施してもよい。めっき処理工程において、熱を付与する場合は、９００℃以下であることが好ましい。９００℃を超えると熱延工程で形成したオーステナイト粒径が粗大化する。めっき後は形状矯正や粗度調整を目的とした調質圧延工程をさらに施してもよい。調質圧延工程は、圧延加工組織を残さないため、圧下率は１．０％以下とすることが好ましい。
　以下、本発明の熱延鋼板について、実施例を挙げて具体的に説明する。ただし、実施例における条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、下記実施例に限定されない。本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能である。よって、本発明は、種々の条件を採用し得、それらは何れも本発明の技術的特徴に含まれる。
　表１に示す化学組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造にて厚み２３０ｍｍのスラブとした。その後、スラブを１１５０℃～１２５０℃の温度に加熱し、粗圧延を行った後、表２Ａ及び表２Ｂに示す条件で、仕上圧延、冷却、巻取りを行い、熱延鋼板を製造した。
　表２Ａ及び表２Ｂには、用いた鋼種成分と仕上圧延条件、鋼板の板厚を示す。表２Ａ及び表２Ｂにおいて、「侵入温度」は連続する仕上圧延スタンドの最終スタンドでの圧延直前の鋼板の表面温度、「接触時間」は最終スタンドでの鋼板と圧延ロールとが接触している時間、「冷却開始時間」は最終スタンドの仕上圧延終了時から冷却開始時までの所要時間、「平均冷却速度」は仕上圧延の終了温度から７５０℃までの平均冷却速度、「巻取温度」は冷却終了後の巻取り温度である。「板厚」「板幅」はそれぞれ熱間圧延後の製品寸法である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　このようにして得られた鋼板について鋼板の板厚１／４の深さ位置で、旧オーステナイト組織の腐食を行い、ＳＥＭ観察による画像を画像解析することで、旧オーステナイト粒径の平均粒径を算出した。具体的には、鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）の位置において、圧延方向に平行かつ板面に対して垂直な断面が観察面となるように試料を採取し、断面を鏡面研磨した後、ピクリン酸で腐食を行って旧オーステナイト結晶粒の粒界を現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、鋼板表面から鋼板の板厚１／４の深さ位置で、鋼板の圧延方向４００μｍ×厚さ方向４００μｍの領域を観察した。得られた画像を画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイトの平均粒径を求めた。なお、旧オーステナイトの平均粒径は、円相当径として求めた。同様にベイナイトの平均粒径についても測定した。
　鋼板の引張試験については、鋼板の圧延幅方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準じて、引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）を評価した。引張強度は９８０ＭＰａ以上を合格とした。
　延性脆性遷移温度の測定は、ＪＩＳＺ２２４２：２００５で規定する２．５ｍｍサブサイズのＶノッチ試験片で、Ｃ方向ノッチのシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率が５０％となる温度を延性脆性遷移温度とした。また、鋼板の最終板厚が２．５ｍｍ未満の鋼板については全厚で測定した。延性脆性遷移温度が－５０℃以下であれば合格とした。
　板クラウン量については、鋼板の板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差を算出した。具体的には、板クラウン量は、板幅中央部の任意の１０箇所を測定して求めた板幅中央部の板厚の平均値と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所を任意に１０箇所測定して求めた板厚の平均値との差から求めた。
　表２に示すように、本発明例は引張強度が９８０ＭＰａ以上で、延性脆性遷移温度が－５０℃以下であり、強度と靭性に優れていた。また、板クラウン量が小さく、製品形状も良好だった。全ての発明例は、ベイナイトを含み、その平均粒径は１．０μｍ以下であった。
　これに対して、試験番号６では侵入温度が高く、旧オーステナイトの再結晶粒が粗大化し、靱性が劣位である。
　試験番号１５では、接触時間が長く、ロール接触による抜熱が大きくなり、鋼板幅方向の温度差が大きく、幅方向の変形抵抗差が大きくなるために板クラウン量が８０μｍを超えている。
　試験番号１７では、接触時間が短く、熱延加工中に再結晶する時間がないため、旧オーステナイト粒径が粗大で、靱性が劣位である。
　試験番号２４では、侵入温度が低く、再結晶に必要な温度を確保できず、旧オーステナイト粒が粗大で、かつ圧延負荷が高いために、板クラウン量が大きい。そのため、靱性と板クラウン量が劣位である。
　試験番号２８は最終スタンド通過後冷却開始までの時間が０．８秒以上となっており、旧オーステナイト粒が成長したために平均粒径が粗大で、靭性が劣位である。
　試験番号３２は冷却速度が１００℃／秒未満となっており、再結晶後に粒成長したため、旧オーステナイト粒が粗大化し、靱性が劣位である。
　試験番号３３は鋼中の炭素量が少なく、引張強度が劣位である。
　試験番号３６では侵入温度が高く、旧オーステナイトの再結晶粒が粗大化し、靱性が劣位である。
　試験番号３８では、接触時間が短く、熱延加工中に再結晶する時間がないため、旧オーステナイト粒径が粗大で、靱性が劣位である。
　試験番号３９は冷却速度が１００℃／秒未満となっており、再結晶後に粒成長したため、旧オーステナイト粒が粗大化し、靱性が劣位である。
　試験番号４０は、加熱温度が低いことに加え、圧延ロールと鋼板との接触時間が短く、熱延加工中に再結晶する時間がないため、旧オーステナイト粒が成長し、靭性が劣位である。また、試験番号４０のベイナイトの平均粒径は、１．３μｍであった。
　試験番号４１は、接触時間が長く、ロール接触による抜熱が大きくなり、鋼板幅方向の温度差が大きく、幅方向の変形抵抗差が大きくなるために板クラウン量が８０μｍを超えている。
　本発明によれば、形状に優れ、高速変形時の吸収エネルギーが高く、自動車部品として衝突特性が良好な靱性に優れた熱延鋼板を提供することができる。この熱延鋼板によれば、鋼板形状がいいため、プレス成型性や安定性に優れ、部品の一体成型化、加工工程の短縮が可能であり、自動車が衝突特性に優れ、車体が軽量化し、燃費の向上を図ることができる。そのため、本発明の工業的価値は高い。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上、０．５０％以下、
    Ｓｉ：０．１０％以上、３．００％以下、
    Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：１．００％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．００６０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｃｒ：０％以上、１．００％以下を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物であり、
    　組織の旧オーステナイトの平均粒径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下であり、
    　板幅中央部の板厚と、板幅端部から板幅方向に沿って板幅中央部に向かって１０ｍｍ離間した箇所の板厚との差である板クラウン量が８０μｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｔｉ：０．０２％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上、０．００６０％以下、
    Ｍｏ：０．０２％以上、０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．０２％以上、１．００％以下
    の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
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