JP2005264240A - 加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 板厚６ｍｍ以上において、強化元素の少量添加でフェライト粒および析出物が安定的に微細化され、所望の強度を安定して確保可能な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 引張強度が７８０ＭＰａ以上の厚物鋼板であって、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下である。
【選択図】 なし

Description

本発明は、建築機器の各部材、自動車足回り部材、トラックフレーム部材、各種構造部材等に適した、板厚６ｍｍ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

環境保護につながる燃費向上の観点から、建築機器の各部材、自動車足回り部材、トラックフレーム部材等に使用される材料の高強度薄肉化が強く求められている。一方では、材料を高強度化すると逆に加工性が劣化してしまうのが一般的である。そこで、いかに高強度化と加工性の両立を図るかがポイントであり、これを試みた材料として、従来から種々の熱延鋼板が提案されている。

例えば、特許文献１には、組織の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心として析出強化および固溶強化により高強度化を図った鋼板が提案されている。しかし、この鋼板に用いられている一般的によく知られた析出物で高強度化するには、多量のＴｉ添加を必要とし、寸法の大きい析出物が生成しやすく、特性が不安定になりやすいという欠点がある。

一方、特許文献２および特許文献３には、ＴｉおよびＭｏの微細炭化物で強化することにより鋼板の特性を安定化させる技術が開示されている。これら文献に記載された技術は、フェライト単相組織とすることで加工性を確保し、かつ、微細炭化物による強化で強度を確保するものであり、高強度化と加工性を両立した優れた鋼板を得ることができる。

ところで、上記用途の鋼板としては、板厚６ｍｍ以上の比較的厚いものも求められているが、上記特許文献２および特許文献３に記載された技術を適用して板厚６ｍｍ以上の鋼板を製造しても、析出物やフェライト粒がこれら引用文献で意図するような微細なものになり難く、所望の強度が安定して得られない。すなわち、板厚６ｍｍ以上では、これら特許文献で意図する微細な析出物による強化は未だ実現されていない。
特開平６−２００３５１号公報 特開２００２−３２２５３９号公報 特開２００２−３２２５４０号公報

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、板厚６ｍｍ以上において、強化元素の少量添加でフェライト粒および析出物が安定的に微細化され、所望の強度を安定して確保可能な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度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。

本発明者らは、上記特許文献２および特許文献３で開示されている技術を適用して板厚６ｍｍ以上の厚物鋼板を製造しても、所望の強度が得られない原因を解明すべく調査した。その結果、板厚６ｍｍ以上の厚物鋼板の場合、鋼板の一部が仕上熱間圧延機を出てから巻取られるまでに要する時間（ランナウト通過時間）が薄物鋼板の場合に比べて長く、ランナウトでの冷却速度（ランナウト冷速）が遅いため、フェライト粒や析出物が粗大化することが原因であることが判明した。すなわち、ランナウト通過時間は、板厚５ｍｍ以下の場合はほぼ２０秒以内であるのに対して、板厚６ｍｍ以上の場合は２０秒を超えてしまい、特に厚い場合には６０秒前後にもなることがあり、この結果、厚物の場合は冷却速度が遅くなり、薄物の場合よりも高温で変態や析出が開始され、フェライト粒や析出物が粗大化してしまうのである。

そこで、このようなフェライト粒や析出物の粗大化を抑制するために、冷却強化装置を用いランナウト冷速を通常より上げて厚物鋼板を製造する実験を行った結果、やはり所望の強度を得られなかった。この原因解明のため、板厚方向の硬さ分布を調査したところ、板厚の表層部分は所望の硬さに到達していたが、板厚中央部分では所望の硬さに到達せず、全体として強度不足であることが判明した。このため、本発明者らは、さらにランナウト冷速を上げて製造する実験を行った。その結果、それでもなお強度が不足していた。同様に板厚方向の硬さ分布を調査したところ、今度は板厚中央部分は所望の硬さに到達していたが、板厚表層部分は所望の強度に到達せず、やはり全体として強度不足であることが判明した。すなわち、単純に冷却装置の使用を強化してランナウト冷速を上げて製造しても、板厚方向に温度分布が生じる結果、フェライト粒径や析出物の大きさ・分布状態にも板厚方向に分布が生じるため、板厚方向の硬さ分布が生じ、鋼板全体として強度が不足してしまうのである。

本発明者らは、以上の実験結果から、板厚が６ｍｍ以上の鋼板において、上記特許文献２、３の効果を発揮させるためには、板厚表層と板厚中央の硬さの差を一定以下にすることが重要であることを見出した。そして、本発明者らは、このような好ましい厚さ方向の硬度が得られる製造条件について検討した結果、空冷を１回以上含む冷却パターンで冷却し、かつこの冷却パターンを仕上熱間圧延終了から一定時間内に完了させることが有効であることを見出した。これにより冷却を強化しつつ冷却途中での復熱による板厚全体の温度の均一化を図ることができるので、板厚方向での硬さ分布を小さくすることができ、その結果、所望の強度が確保できるのである。具体的には、所定条件で熱間圧延した後、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含む冷却パターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻き取ることにより、板厚６ｍｍ以上において、高強度および加工性を両立する鋼板を得られることを見出した。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）〜（８）を提供するものである。

（１）実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下であることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。

（２）上記（１）において、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、残部が実質的にＦｅであることを特徴とする加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。

（３）実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含み、さらにＮｂとＶの1種または２種を含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下であることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。

（４）上記（３）において、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、さらにＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであることを特徴とする加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。

（５）上記（１）〜（４）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。

（６）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、残部が実質的にＦｅである鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊法により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１００℃以上に加熱した後、６ｍｍ以上の板厚に熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とし、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含む冷却パターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻取ることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。

（７）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、さらにＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅである鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊法により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１００℃以上に加熱した後、６ｍｍ以上の板厚に熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とし、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含む冷却パターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻取ることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。

（８）上記（６）または（７）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（１）
ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。

本発明によれば、板厚６ｍｍ以上において、微細な炭化物が析出したフェライト組織が形成され、かつ、板厚方向の硬さ分布が均一化されるので、所望の強度を安定して確保可能な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板を得ることができる。

以下、本発明について具体的に説明する。
本発明の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の厚物鋼板であって、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下である。析出物はＴｉ、Ｍｏに加え、ＮｂおよびＶの１種または２種を含んでいてもよい。以下、これらについて説明する。

[対象とする引張強度レベル]
本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を対象とする。一般的に、強度グレードが大きく異なるものに対して鋼の強化元素の適正添加量を一つの成分範囲で示すことは難しい。したがって、本発明では強度範囲を７８０ＭＰａ以上と規定し、これを得るための板厚方向の硬度や好ましい成分範囲を規定した。７８０ＭＰａ以上としたのは、本発明が対象とする建築機器の各部材、自動車足回り部材、トラックフレーム部材、各種構造部材等の用途では７８０ＭＰａ以上が要求されるものが多いからである。

[鋼板の板厚]
本発明は、建築機器の各部材、自動車足回り部材、トラックフレーム部材、各種構造部材等の用途において要求される板厚６ｍｍ以上の厚物鋼板を対象とする。板厚６ｍｍ以上の厚物鋼板は、従来、微細な析出物によっては、目標とする７８０ＭＰａ未満の強度レベルが達成されていなかった。本発明の鋼板は、熱間圧延後にコイラーに巻取られ、熱延コイルとなるものであるから、コイラーの能力にもよるが、巻取り可能な２０ｍｍ以下の板厚とすることが好ましい。さらに上記の用途において通常要求される板厚である１５ｍｍ以下とすることがより好ましい。

[金属組織]
・実質的にフェライト単相組織：
マトリックスを実質的にフェライト単相組織としたのは、加工性の向上にはフェライトが最も有効であるからである。ただし、マトリックスは必ずしもフェライト単相組織でなくともよく、実質的にフェライト単相組織、好ましくは断面組織観察による面積比率で９５％以上がフェライトであればよい。より好ましくは、９８％以上である。

・平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含む炭化物の析出物：
ＴｉとＭｏとを含む炭化物は、微細に析出して加工性を劣化させずに鋼を強化することができる。一般にＭｏの拡散速度は遅いため、ＭｏをＴｉ等とともに析出させることで、析出物の成長速度を速くする。微細析出物の平均粒径は、１０ｎｍ以上になると７８０ＭＰａ以上の強度を得難くなる。また、１０ｎｍ以上の析出物で強化しようとすると、析出物の体積を多くしなければならず、必然的に析出物形成元素の添加量が増大し、添加元素のコスト増を招くことになる。よって、本発明では微細析出物の平均粒径を１０ｎｍ未満とする。析出物形成元素の添加量を少なく抑えてかつ高強度を確保するには、析出物の平均粒径は好ましくは８ｎｍ以下であり、さらに好ましくは５ｎｍ以下である。

・Ｔｉ、Ｍｏに加え、ＮｂまたはＶの１種以上を含む析出物：
析出物が、ＴｉとＭｏに加え、ＮｂおよびＶの１種以上が複合して析出したものであってもよい。すなわち、Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｎｂの炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物、Ｍｏの炭化物が、単独でおよび/または複合化して析出していても、発明の本質に影響を及ぼすものではない。なお、微細な析出物が得られやすくするためには、ＴｉとＭｏとの比Ｔｉ／Ｍｏが原子数比で０．４≦Ｔｉ／Ｍｏ≦２．５の範囲が好ましく、０．７≦Ｔｉ／Ｍｏ≦１．５の範囲がさらに好ましい。この範囲でＴｉとＭｏを含む炭化物は極めて微細となり、本発明の効果が最大となる。

[板厚方向の硬さ分布]
本発明の厚物熱延鋼板は、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下である。板厚表層と板厚中央の硬さの差を６０以下と小さくすることにより、板厚６ｍｍ以上の厚物鋼板において、所望の強度を得ることができる。

また、このように板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差を６０以下とすることで、曲げ加工時の「そり」の問題も格段に起こり難くすることができる。すなわち、板厚６ｍｍ以上の厚物をランナウトでの冷却を通常より強化し、空冷しないで製造する場合、厚物ゆえに冷却時に板厚方向に温度分布が生じ、フェライト粒径や析出物の大きさ・分布状態にも板厚方向に分布が生じるため、板厚方向にＨｖで６０を超える硬さの差が生じるが、このような板厚方向の硬さ分布が大きい材料に対して曲げ加工を行うと、曲げの稜線が直線にならずに湾出するいわゆる「(稜線)そり」と呼ばれる不良現象を起こしやすく、これがひどい場合には矯正工程を余分に設けなければならず、コスト高となってしまう。板厚方向に硬さ分布がある材料が「そり」を起こしやすい理由は必ずしも明確ではないが、板を曲げる際の外側と内側の稜線方向の材料の伸び縮みの差で「そり」が生じることを考慮すると、曲げ加工を加えたときの稜線方向の材料の伸び量・縮み量が、材料に板厚方向の硬さ分布がある時の方がより大きくなるためであると考えられる。

本発明では、板厚６ｍｍ以上の厚物について、このように板厚方向の硬さ分布を小さくするために、後述するように、冷却を通常よりも強化しつつも冷却途中での復熱による板厚全体の温度の均一化を図るための冷却パターンで冷却している。

なお、硬さ測定については、荷重２００ｇｆで板断面のビッカース硬さを測定するものとし、板厚表層の硬さおよび板厚中央の硬さとは、それぞれ板表面から２５０μｍ位置および板厚中央位置で測定した値と定義する。

[成分組成]
上述のような組織をもつ熱延鋼板を得るためには、鋼の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％のように調整することが望ましい。

Ｃ：０．０３〜０．１１％
Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。しかし、０．０３％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１１％を超えて添加すると、鋼の強化に寄与しない粗大な炭化物であるパーライトが形成され加工性を劣化させるため、０．０３〜０．１１％の範囲とした。

Ｓｉ≦０．３％
Ｓｉは固溶強化元素として有効である。しかし、０．３％を超えて添加するとフェライトからのＣ排出が促進されて、粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、加工性の劣化を招くので、０．３％以下とした。

Ｍｎ：１〜２％
Ｍｎは鋼を強化するため１％以上添加する。しかし、２％を超えて添加すると偏析しかつ硬質相が形成され、加工性が劣化するため、１〜２％の範囲とした。

Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化に有効である。しかし、０．０６％を超えて添加すると偏析して加工性が劣化するため、０．０６％以下とした。

Ｓ≦０．０１％
Ｓは少ないほど好ましい。０．０１％を超えると加工性を劣化させるため、０．０１％以下とした。

Ａｌ≦０．０６％
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．０６％を超えると加工性が劣化するため０．０６％以下とした。

Ｎ≦０．００６％
Ｎは少ないほど好ましい。０．００６％を超えると、粗大なＴｉＮが増えて加工性が劣化するのに加えて、ＴｉＮが形成されることで、本来Ｍｏとともに微細な炭化物を形成して鋼の強化に寄与するはずのＴｉが有効に働かなくなるため、０．００６％以下とした。

Ｍｏ：０．１５〜０．４５％
Ｍｏは本発明において重要な元素である。０．１５％以上添加することでパーライト変態を抑制してフェライト単相組織となり、ＴｉまたはＴｉとＮｂとＶを含む炭・窒化物を形成して微細に析出するため、高強度化と加工性が両立する。しかし、０．４５％を超えて添加すると硬質相が形成されて鋼の加工性が劣化するため、０．１５〜０．４５％の範囲とした。

Ｔｉ：０．０６〜０．２１％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。０．０６％以上添加することで炭・窒化物析出により鋼が有効に強化される。しかし、０．２１％を超えて添加しても鋼の強化に寄与しない粗大な炭化物が増えるだけで添加成分が無駄に消費されてしまうため、０．０６〜０．２１％とした。

Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは炭・窒化物の析出により鋼の強化に寄与する。しかし、０．０８％を超えて添加すると析出物が過多となり加工性が劣化するため、０．０８％以下とした。

Ｖ≦０．１５％
Ｖは炭・窒化物の析出により鋼の強化に寄与する。しかし、０．１５％を超えて添加すると析出物が過多となり加工性が劣化するため、０．１５％以下とした。

なお、上記元素の他、不可避的不純物が許容されるのはもちろんのこと、本発明の効果が維持される範囲で上記以外の元素を添加してもよい。

本発明では、さらに（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値（以下、Ｐ値という）が０．５〜１．５を満たすことが好ましい。これは、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）の原子数比が０．５〜１．５となるようにＣ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を制御すると、ＴｉとＭｏを含む炭化物が微細に析出しやすくなり、鋼が有効に強化されるからである。このＰ値は、０．８〜１．３であることがより好ましい。なお、Ｐ値を規定するＣ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。

[製造方法]
本発明の熱延鋼板は、上記成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊法により鋼スラブとなし、直ちにまたは一旦冷却してから１１００℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とし、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含むパターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻取ることによって製造される。以下、このように規定した理由について説明する。

・鋼スラブを直ちに熱間圧延、または一旦冷却してから１１００℃以上に加熱後熱間圧延
熱間圧延後にＴｉとＭｏとを含む炭化物か、またはＴｉとＭｏとを含み、さらにＮｂとＶの１種または２種を含む炭化物を析出させるために、熱間圧延前のスラブ段階では、ＴＩ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏを固溶させる必要があるため、鋼スラブを直ちに熱問圧延するか、または一旦冷却してから１１００℃以上に加熱後熱間圧延する。つまり、スラブ製造後はＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏは固溶しているため、直ちに熱間圧延する場合には固溶状態が保たれているので熱間圧延前に加熱する必要はないが、一旦冷却した場合には粗大な析出物が形成されるので１１００℃以上に加熱してＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏを再度固溶させる必要がある。

・仕上熱間圧延出側温度：７５０℃以上
強度と加工性を確保するために、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とする。７５０℃未満とした場合、板厚表層がフェライト域圧延となり展伸粒となって加工性が損なわれるとともに、強度も確保されにくくなり、板厚方向で強度が不均一となることで加工後の部材形状が安定しないという問題を生ずる。

・仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度：２０〜５０℃/ｓｅｃ
・仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度：５００〜７００℃
・仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間に計５秒以上の空冷を含む
これらの条件は、ランナウトテーブル上での冷却パターンを規定するものであり、本発明の重要な製造条件である。

仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度が２０℃/ｓｅｃ未満では、特に板厚中央付近ほど変態が高温で開始して析出物が粗大になってしまう。一方、５０℃／ｓｅｃ以上では特に板厚表層の温度が下がりすぎて、空冷を行っても変態が開始するまでの復熱が不十分で、温度差が解消されないまま変態開始するため、板厚方向の材質が均一化されない。したがって、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃/ｓｅｃとする。

仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００℃未満では、板表層部分がベイニティックな組織となって析出物の析出が不十分となる。一方、７００℃を超えると、特に板厚中央付近ほど変態が高温で開始して析出物が粗大になってしまう。したがって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度を５００〜７００℃とする。

仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間に含まれる空冷時間が計５秒未満だと、復熱のための時間が不十分で、板厚表層部分と板厚中央付近の温度差が解消されない。したがって、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間に計５秒以上の空冷を含むものとする。

このような冷却パターンを実行することにより、板厚方向の温度分布を均一化して、板厚全体にフェライト粒および析出物を微細に析出させることができ、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差を６０以下にすることができる。

・巻取温度：５００〜６５０℃
フェライト組織を得るため、巻取温度を５００〜６５０℃とする。５００℃未満では特に板厚表層がベイナイトを含むようになりＴｉ、Ｎｂ、ＶおよびＭｏの析出物が十分に析出せず析出強化の効果が小さくなって強度が低下し、逆に６５０℃を超えてもこれらの析出物が粗大に析出し析出強化の効果が小さくなる。さらに好ましくは５５０〜６５０℃であり、これにより、強度と加工性のバランスがさらに良好となる。

なお、鋳造後直ちにまたは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行ったものであっても、本発明の効果に影響はない。また、粗圧延後に仕上圧延前もしくは仕上圧延中にシートバーを加熱または保熱しても、粗圧延後にシートバーを接合して行う連続圧延を行っても、また、シートバーの加熱と連続圧延を同時に行っても、本発明の効果は損なわれない。また、本発明の熱延鋼板は、スケールの付いた状態でも酸洗材でもその特性に差異はない。調質圧延についても通常行われる条件であれば問題はない。

（実施例１）
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を行った。得られた鋼板の金属組織を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で確認し、また、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察して析出物の平均粒径を求めるとともに、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により析出物に含まれる元素を分析した。さらに、ＪＩＳ ５号試験片による引張試験を行い引張強度を求めた。これらの結果も表２に合わせて示す。なお、表１において、Ｐ値は（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値を示す。また、表２において、ＳＲＴはスラブ加熱温度、ＦＴは仕上熱間圧延出側温度、ＣＲは仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度、ＣＴは巻取温度を示す。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜６の鋼板は、金属組織がＴｉとＭｏを含む適正な大きさの炭化物が析出したフェライト単相組織であり、適正な強度が確保されている。板厚は６〜１５ｍｍで、いずれも冷却強化装置を使用するとともに、必要な５秒以上の空冷を行っている。冷却強化装置は、板厚５ｍｍ以下の熱延鋼板の製造では必要がないので使用しないが、本発明の板厚６ｍｍ以上の鋼板の製造では、ＣＲを本発明範囲とするために使用した。また、図１にＮｏ．５の鋼板の電子顕微鏡写真を示す。この写真より、微細な析出物がフェライト単相中に均一に分散していることがわかる。

これに対して、Ｎｏ．７〜９の鋼板は、析出物の大きさが１３ｎｍ以上と本発明範囲を外れて大きくなっており、引張強度が不十分である。このうち、Ｎｏ．７はＣＲが１７℃／ｓｅｃと本発明範囲を外れているためであり、冷却強化装置を使用していない。また、Ｎｏ．８、９は冷却強化装置を使用してＣＲを２０〜５０℃／ｓｅｃとしているものの、十分な空冷を行っていないために強度が確保されていない。また、Ｎｏ．１０の鋼板は、板表層にベイナイト相が出たために、十分な析出が起こらず強度が不足している。これは、冷却強化装置を使用するとともに必要な空冷を行っているものの、ＣＲが５４℃／ｓｅｃと速すぎて板厚方向の温度分布が解消されずに変態開始しているため、板厚方向で組織差ができたものである。なお、冷却強化装置の使用や空冷を行わなくても板厚が５ｍｍ以下であれば目的の組織と強度を有する鋼板が製造でき、その例がＮｏ．１１である。Ｎｏ．１２の鋼板は、巻取温度が低すぎるためにベイナイト組織が混じってしまった例である。

ここで、Ｎｏ．５および７〜９の鋼板について、断面のビッカース硬さを荷重２００ｇｆで測定した結果を図２に示す。Ｎｏ．７は板厚全体にわたり硬さが必要レベルに到達しておらず、これは、冷却強化していないために冷却速度が不十分で高温で変態や析出が起こったためである。Ｎｏ．８とＮｏ．９はいずれも冷却強化装置を使用しているが必要な空冷を行っていないために、板厚方向で硬さが一定でなく板厚表層と板厚中央の硬さの差が６０を超えており、板厚全体として必要な硬さにも達していない。これらＮｏ．７〜９に対して、Ｎｏ．５は冷却強化装置を使用するとともに必要な空冷も行っているので、硬さの板厚分布は均一であり板厚表層と板厚中央の硬さの差が６０以下であって、必要な硬さレベルが確保されている。

（実施例２）
表３に示す成分組成の鋼を溶製し、表４に示す条件で熱間圧延を行った。板厚は全て９ｍｍとし、いずれもＣＲが本発明範囲となるように冷却強化装置を使用するとともに、必要な５秒以上の空冷も行っている。得られた鋼板の金属組織を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で確認し、また、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察して析出物の平均粒径を求めるとともに、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により析出物に含まれる元素を分析した。さらに、ＪＩＳ ５号試験片による引張試験を行い引張強度を求めた。これらの結果も表４に合わせて示す。

表４に示すように、Ｎｏ．１３〜１６の鋼板は、金属組織がＴｉとＭｏを含む適正な大きさの炭化物が析出したフェライト単相組織であり、適正な強度が確保されている。

これに対して、Ｎｏ．１７〜２４の鋼板はいずれも本発明外の例である。表３と表４を合わせて見ていくと、Ｎｏ．１７とＮｏ．１８の鋼板は、Ｃ量が本発明の範囲を外れている。Ｎｏ．１７はＣ量が本発明範囲の下限未満で強度不足となっており、Ｎｏ．１８は逆にＣ量が本発明範囲の上限を超えており、組織にパーライトが含まれている。Ｎｏ．１９とＮｏ．２０の鋼板は、Ｍｏ量が本発明の範囲を外れている。Ｎｏ．１９はＭｏ量が本発明範囲の下限未満で強度不足となっており、Ｎｏ．２０は逆にＭｏ量が本発明範囲の上限を超えており、組織にマルテンサイトが含まれている。Ｎｏ．２１とＮｏ．２２の鋼板は、Ｔｉ量が本発明の範囲を外れている。Ｎｏ．２１はＴｉ量が本発明範囲の下限未満で強度不足となっており、逆にＮｏ．２２はＴｉ量が多すぎるため粗大なＴｉＣが析出して強度不足となったものである。Ｎｏ．２３とＮｏ．２４の鋼板は、Ｐ値が本発明の範囲を外れている。いずれも、ＣとＭｏおよびＴｉのバランスが悪く、析出物が粗大に析出してしまって強度不足となったものである。

本発明によれば、所望の強度を安定して確保可能な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた板厚６ｍｍ以上の厚物高強度熱延鋼板を得ることができるので、建築機器の各部材、自動車足回り部材、トラックフレーム部材、各種構造部材として好適であり、工業的価値が高い。

本発明に係る鋼板の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真。 本発明に係る鋼板の板厚方向の硬さ分布を示す図。

Claims (8)

1. 実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下であることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
2. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、残部が実質的にＦｅであることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
3. 実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中に平均粒径が１０ｎｍ未満のＴｉとＭｏとを含み、さらにＮｂとＶの1種または２種を含む炭化物が析出してなり、６ｍｍ以上の板厚を有し、板厚表層と板厚中央のビッカース硬さ（Ｈｖ）の差が６０以下であることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
4. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、さらにＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅであることを特徴とする請求項３に記載の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
5. Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板。
   ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（１）
   ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。
6. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、残部が実質的にＦｅである鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊法により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１００℃以上に加熱した後、６ｍｍ以上の板厚に熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とし、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含む冷却パターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻取ることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。
7. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１１％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ｔｉ：０．０６〜０．２１％を含有し、さらにＮｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％のうち１種以上を含み、残部が実質的にＦｅである鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊法により鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１００℃以上に加熱した後、６ｍｍ以上の板厚に熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を７５０℃以上とし、仕上熱間圧延終了から１０秒間の平均冷却速度を２０〜５０℃／ｓｅｃとすることによって、仕上熱間圧延終了１０秒後の板表面温度が５００〜７００℃となるまで冷却し、仕上熱間圧延終了１０秒後〜２０秒後の１０秒間の間に計５秒以上の空冷を含む冷却パターンによってランナウト冷却を行い、５００〜６５０℃で巻取ることを特徴とする、引張強度が７８０ＭＰａ以上の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。
8. Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有することを特徴とする請求項６または請求項７に記載の加工性に優れた厚物高強度熱延鋼板の製造方法。
   ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（１）
   ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の質量％を表す。