JP7633565B2 - Hot rolled steel plate - Google Patents
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Description
本発明は、熱間圧延鋼板に関し、より詳しくは自動車等の構造部材に使用される熱間圧延鋼板であって、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板に関する。 The present invention relates to hot-rolled steel sheets, and more specifically to hot-rolled steel sheets used for structural components of automobiles and the like, which have high strength and excellent uniform elongation and punched end face fatigue properties.
近年、自動車業界では、燃費向上の観点からシャシ部材等の部材の軽量化が求められている。部材の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。In recent years, the automotive industry has been seeking to reduce the weight of chassis components and other parts in order to improve fuel efficiency. In order to achieve both weight reduction and crashworthiness in parts, increasing the strength of the steel plates used is one effective method, and against this background, the development of high-strength steel plates is underway.
一方、高強度化とともに、部材成形に必要な均一伸び性や打抜き端面の疲労特性が一般に低下する。均一伸び性の向上のために、残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼などが考案されているが、このような鋼材は打抜きの際に端面近傍に加工誘起変態によって高硬度で低靭性のマルテンサイトが生成し、このようなマルテンサイトの生成は打抜き端面の疲労特性を低下させる原因となり得る。On the other hand, as strength increases, the uniform elongation and fatigue properties of the punched end surface, which are necessary for forming parts, generally decrease. To improve uniform elongation, TRIP steels that utilize retained austenite have been devised, but with such steels, high-hardness, low-toughness martensite is formed near the end surface due to processing-induced transformation during punching, and the formation of such martensite can cause a decrease in the fatigue properties of the punched end surface.
特許文献１では、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積率で、パーライト：９０～１００％、疑似パーライト：０～１０％、および初析フェライト：０～１％であり、前記パーライトの平均ラメラ間隔が０．２０μｍ以下であり、前記パーライトの平均パーライトブロック径が２０．０μｍ以下であることを特徴とする熱間圧延鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度でかつ延性、穴広げ性および打抜き性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができると記載されている。 Patent Document 1 describes a hot-rolled steel sheet having a predetermined chemical composition, characterized in that the metal structure is, in terms of area ratio, 90-100% pearlite, 0-10% pseudo-pearlite, and 0-1% pro-eutectoid ferrite, the average lamellar spacing of the pearlite is 0.20 μm or less, and the average pearlite block diameter of the pearlite is 20.0 μm or less. Patent Document 1 also describes that, according to the above configuration, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having a high strength of tensile strength of 980 MPa or more and excellent ductility, hole expandability, and punchability.
特許文献１に記載されるようなパーライト主体組織に関連して、特許文献２では、熱間圧延鋼板の場合、パーライト変態時の成長時間が十分であれば、細長い形態のラメラセメンタイトを有するのが一般的であることが記載されている。また、特許文献３では、パーライト組織を主相とし、残部組織におけるフェライト組織が２０％以下であり、パーライト組織のラメラ間隔が５００ｎｍ以下である熱間圧延鋼板が記載されている。In relation to the pearlite-based structure described in Patent Document 1, Patent Document 2 describes that in the case of hot-rolled steel sheets, if the growth time during pearlite transformation is sufficient, it is common for the sheet to have lamellar cementite with an elongated shape. Patent Document 3 describes a hot-rolled steel sheet in which the main phase is pearlite, the remaining phase is 20% or less of ferrite, and the lamellar spacing of the pearlite is 500 nm or less.
特許文献１では、延性に関連して１３％以上の全伸びを達成することができると教示されているものの、均一伸び性の改善については具体的に示されていない。同様に、特許文献１では、打抜き性に関連して、打抜き時の端面における亀裂の発生が抑制されることが具体的に開示されているものの、打抜き端面における疲労特性の改善については必ずしも十分な検討はなされていない。したがって、特許文献１に記載の熱間圧延鋼板では、均一伸び性および打抜き端面疲労特性の向上に関して依然として改善の余地があった。 In Patent Document 1, it is taught that a total elongation of 13% or more can be achieved in relation to ductility, but there is no specific indication of improvement in uniform elongation. Similarly, in Patent Document 1, in relation to punchability, it is specifically disclosed that the occurrence of cracks at the end face during punching is suppressed, but there is not necessarily sufficient consideration given to improvement of fatigue properties at the punched end face. Therefore, in the hot-rolled steel sheet described in Patent Document 1, there is still room for improvement in terms of uniform elongation and punched end face fatigue properties.
そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を提供することを目的とする。Therefore, the present invention aims to provide a hot-rolled steel sheet having high strength, uniform elongation, and excellent punched end face fatigue properties through a novel configuration.
本発明者らは、上記目的を達成するために、熱間圧延鋼板の化学組成およびミクロ組織について検討を行った。その結果、本発明者らは、Ｃｕによる析出強化を利用して鋼板の強度を向上させるとともに、鋼板中のＣおよびＣｒ含有量を適切に制御することでミクロ組織の中でも加工硬化能が比較的高いパーライトの分率を高めて均一伸び性を向上させることができること、一方で当該パーライト中のセメンタイトを層状（ラメラ状）とすることで打抜き端面の疲労特性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。In order to achieve the above object, the inventors have investigated the chemical composition and microstructure of hot-rolled steel sheets. As a result, the inventors have found that it is possible to improve the strength of steel sheets by utilizing precipitation strengthening with Cu, and to improve uniform elongation by increasing the fraction of pearlite, which has a relatively high work hardening capacity among the microstructures, by appropriately controlling the C and Cr contents in the steel sheets, while at the same time improving the fatigue properties of the punched end surface by forming the cementite in the pearlite into a layered (lamellar) shape, thereby completing the present invention.
上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％であり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延鋼板。
（３）１．０～６．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延鋼板。
The present invention, which has achieved the above object, is as follows.
(1) Chemical composition, in mass%,
C: 0.20-0.30%,
Si: 0.01-2.00%,
Mn: 0.50-3.00%,
P: 0.100% or less,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005-3.000%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cr: more than 1.00 to 3.00%,
Cu: more than 1.00 to 3.00%,
Ti: 0 to 0.10%,
Nb: 0 to 0.10%,
V: 0 to 0.10%,
Ni: 0-2.00%,
Mo: 0-1.00%,
B: 0 to 0.0100%,
Ca: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.005%, and the balance: Fe and impurities;
The microstructure, in terms of area ratio,
Perlite: 70% or more,
Ferrite: 0-30%; and Bainite: 0-30%;
In the pearlite, the number of cementite particles having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 is less than 10 per 10 μm 2 ,
A hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more.
(2) The chemical composition is, in mass%,
Ti: 0.001 to 0.10%,
Nb: 0.001 to 0.10%,
V: 0.001 to 0.10%,
Ni: 0.001 to 2.00%,
Mo: 0.001 to 1.00%,
B: 0.0001 to 0.0100%,
Ca: 0.0001 to 0.0050%, and REM: 0.0001 to 0.005%
The hot-rolled steel sheet according to the above (1), characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of:
(3) The hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above, characterized in that it has a sheet thickness of 1.0 to 6.0 mm.
本発明によれば、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができる。According to the present invention, it is possible to obtain hot-rolled steel sheet having a high strength of tensile strength of 900 MPa or more, as well as excellent uniform elongation and punched end face fatigue properties.
＜熱間圧延鋼板＞
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％であり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
<Hot-rolled steel sheets>
The hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention is
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.20-0.30%,
Si: 0.01-2.00%,
Mn: 0.50-3.00%,
P: 0.100% or less,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005-3.000%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cr: more than 1.00 to 3.00%,
Cu: more than 1.00 to 3.00%,
Ti: 0 to 0.10%,
Nb: 0 to 0.10%,
V: 0 to 0.10%,
Ni: 0-2.00%,
Mo: 0-1.00%,
B: 0 to 0.0100%,
Ca: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.005%, and the balance: Fe and impurities;
The microstructure, in terms of area ratio,
Perlite: 70% or more,
Ferrite: 0-30%; and Bainite: 0-30%;
In the pearlite, the number of cementite particles having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 is less than 10 per 10 μm 2 ,
It is characterized by having a tensile strength of 900 MPa or more.
先に述べたとおり、高強度化とともに、部材成形に必要な均一伸び性や打抜き端面疲労特性が一般に低下するという問題がある。そこで、本発明者らは、まず、残留オーステナイト以外のミクロ組織の中で最も加工硬化能が高いパーライトに着目し、鋼板中のＣおよびＣｒの含有量を適切に制御して当該パーライトを面積率で７０％以上とし、さらに残部組織が存在する場合には、これを主としてフェライトおよび／またはベイナイトで構成することにより、均一伸び性を顕著に向上させるとともに、打抜き端面の疲労特性を改善することができることを見出した。より具体的には、パーライトを多く生成するためには、比較的高いＣ含有量が一般に必要とされる。しかしながら、本発明者らは、Ｃｒ含有量を１．００％超に高めることでパーライトの生成領域を低炭素側に拡張させることができ、その結果、０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、面積率で７０％以上の高いパーライト分率を達成することができることを見出した。また、本発明者らは、このような０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量および１．００％超のＣｒ含有量のパーライト主体のミクロ組織を有する熱間圧延鋼板において、高硬度で低靭性のマルテンサイトや加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトを実質的に含めないことで、打抜き端面の疲労特性を改善することができることを見出した。As mentioned above, there is a problem that the uniform elongation and punched end surface fatigue properties required for forming parts generally decrease with increasing strength. Therefore, the present inventors first focused on pearlite, which has the highest work hardening capacity among the microstructures other than retained austenite, and found that by appropriately controlling the C and Cr contents in the steel sheet to make the pearlite 70% or more in area ratio, and further configuring the remaining structure, if any, mainly with ferrite and/or bainite, it is possible to significantly improve the uniform elongation and improve the fatigue properties of the punched end surface. More specifically, a relatively high C content is generally required to generate a large amount of pearlite. However, the present inventors found that by increasing the Cr content to more than 1.00%, the pearlite generation region can be expanded to the low carbon side, and as a result, a high pearlite fraction of 70% or more in area ratio can be achieved despite a relatively low C content of 0.20 to 0.30%. Furthermore, the present inventors have found that in such a hot-rolled steel sheet having a relatively low C content of 0.20 to 0.30% and a Cr content of more than 1.00% and a microstructure mainly composed of pearlite, the fatigue properties of the punched end surface can be improved by substantially not containing martensite, which has high hardness and low toughness, or retained austenite that generates the martensite by processing-induced transformation.
次に、本発明者らは、このような０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量および１．００％超のＣｒ含有量を有し、かつ、面積率で７０％以上のパーライトを有する熱間圧延鋼板において、打抜き端面の疲労特性をさらに改善すべく、このパーライト中のセメンタイトの形態に着目して検討を行った。パーライトを比較的多く含む鋼板の場合、鋼板を打抜き加工する際に打抜き端面においてセメンタイトまたはセメンタイトとフェライトの界面を起点として微小なボイドが発生する場合がある。このボイドは、打抜き加工後の打抜き端面における疲労特性を低下させる原因となり得る。これに対し、本発明者らは、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの量を低減すること、より具体的にはパーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトを１０μｍ2当たり１０個未満の数密度に制限することで打抜き時のボイド発生を抑制することができ、その結果として打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することができることを見出した。 Next, the present inventors conducted a study focusing on the morphology of cementite in pearlite in hot-rolled steel sheets having a relatively low C content of 0.20 to 0.30%, a Cr content of more than 1.00%, and an area ratio of pearlite of 70% or more, in order to further improve the fatigue properties of the punched end surface. In the case of steel sheets containing a relatively large amount of pearlite, minute voids may be generated at the punched end surface starting from cementite or the interface between cementite and ferrite during punching of the steel sheet. These voids may cause a decrease in the fatigue properties of the punched end surface after punching. In response to this, the present inventors have discovered that by reducing the amount of coarse spheroidal cementite in pearlite, more specifically by limiting the number density of cementite in pearlite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 to less than 10 per 10 μm2 , it is possible to suppress the generation of voids during punching, and as a result, it is possible to significantly improve the fatigue properties at the punched end surface.
何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、パーライト中のセメンタイトをより層状（よりラメラ状）の形態にすることで、鋼板を打抜き加工した際に打抜き端面近傍の領域において、打抜き加工で加えられる強い応力によってセメンタイトのラメラ組織が打抜きの方向に沿って一方向に整列したような組織構造を形成するものと考えられる。打抜き端面における上記の整列した組織構造に起因して、このようなパーライト組織を含まない従来のミクロ組織の場合と比較して疲労特性が顕著に向上するものと考えられる。一方で、パーライト中に粗大でかつ球状のセメンタイトが多く含まれると、すなわち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個以上の数密度において存在すると、打抜き加工の際に打抜き端面においてこのような整列した組織構造を形成することができなくなり、その結果として打抜き端面疲労特性が低下するものと考えられる。また、本発明者らは、パーライト中のこのような粗大な球状セメンタイトの形成を抑制して層状セメンタイトの形成を促進させるためには、パーライトを形成するための炭素量を十分に確保することが重要であり、そのためには炭化物を形成する合金元素、より具体的にはＴｉ、ＮｂおよびＶをそれぞれ０．１０％以下に制限して鋼中の炭素がこれらの合金元素によって消費されることを抑制することが有効であることを見出した。 Without intending to be bound by any particular theory, it is believed that by making the cementite in the pearlite more layered (more lamellar), in the region near the punched end face when the steel sheet is punched, a structure in which the lamellar structure of the cementite is aligned in one direction along the punching direction due to the strong stress applied in the punching process is formed. It is believed that the fatigue properties are significantly improved compared to the case of a conventional microstructure that does not contain such a pearlite structure due to the above-mentioned aligned structure structure in the punched end face. On the other hand, if a large amount of coarse and spherical cementite is contained in the pearlite, that is, if cementite with a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 is present at a number density of 10 or more per 10 μm 2 , it is not possible to form such an aligned structure at the punched end face during punching, and as a result, it is believed that the fatigue properties of the punched end face are deteriorated. Furthermore, the present inventors have found that in order to suppress the formation of such coarse spheroidal cementite in pearlite and promote the formation of lamellar cementite, it is important to ensure a sufficient amount of carbon for forming pearlite, and that for this purpose it is effective to limit the amounts of alloy elements that form carbides, more specifically Ti, Nb and V, to 0.10% or less, respectively, thereby suppressing the consumption of carbon in the steel by these alloy elements.
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、一般に炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。一方で、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、鋼板の強度向上に有効な元素であるＣを上記のとおり０．２０～０．３０％の比較的低い含有量においてしか含まないものである。したがって、これらの元素の含有量を比較的低い含有量に抑えつつ、高強度、具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することは一般に困難である。そこで、本発明者らは、このような比較的低いＣ含有量にもかかわらず、Ｃｕを１．００％超の量で鋼板中に含有させることにより、Ｃｕによる析出強化を利用して鋼板の強度を高い状態に維持することができることを見出した。Ｃｕによる析出強化を利用することで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭化物析出による強度向上を利用しないかまたはその利用を制限することができる。その結果として、Ｔｉ、ＮｂおよびＶによる炭化物の形成を抑制して、本発明の実施形態に係る所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素量を十分に確保することが可能となる。Ti, Nb and V are elements that generally contribute to improving the strength of steel sheets by carbide precipitation. On the other hand, the hot-rolled steel sheets according to the embodiments of the present invention contain only a relatively low content of 0.20 to 0.30% C, which is an element effective in improving the strength of steel sheets, as described above. Therefore, it is generally difficult to achieve high strength, specifically a tensile strength of 900 MPa or more, while keeping the contents of these elements at a relatively low content. Therefore, the inventors have found that, despite such a relatively low C content, by including Cu in an amount of more than 1.00% in the steel sheet, the strength of the steel sheet can be maintained at a high level by utilizing precipitation strengthening by Cu. By utilizing precipitation strengthening by Cu, it is possible to not utilize or to limit the utilization of strength improvement by carbide precipitation of Ti, Nb and V. As a result, it is possible to suppress the formation of carbides by Ti, Nb and V and sufficiently secure the amount of carbon required to form the desired pearlite structure according to the embodiments of the present invention.
以上を纏めると、本発明者らは、主に以下の４つの知見を組み合わせることにより、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を達成したものであり、これらの知見の組み合わせおよびそれによって高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板が得られるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
（ｉ）０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、Ｃｒを１．００％超の量において鋼板中に含有させることにより面積率で７０％以上のパーライト分率を達成することができ、その結果として均一伸び性を向上させることができること、
（ｉｉ）残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成して、ミクロ組織においてマルテンサイトおよび加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトを実質的に含めないことで打抜き端面の疲労特性を改善することができること、
（ｉｉｉ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量を制限してこれらの元素による炭化物の形成を抑制することにより層状セメンタイトを含むパーライト組織を形成するのに十分な炭素量を確保し、その結果としてパーライトにおいて粗大な球状セメンタイト、すなわち長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの形成を１０μｍ2当たり１０個未満に制限して打抜き端面疲労特性を向上させることができること、ならびに
（ｉｖ）Ｃｕによる析出強化を利用することで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶによる炭化物の形成を抑制して、上記（ｉｉｉ）におけるパーライト組織の形成を促進させつつ、０．２０～０．３０％の比較的低いＣ含有量にもかかわらず、引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度を達成できること。
In summary, the inventors have achieved a hot-rolled steel sheet having a high strength of 900 MPa or more and excellent uniform elongation and punched edge fatigue properties by combining mainly the following four findings. The combination of these findings and the fact that it results in a hot-rolled steel sheet having high strength, uniform elongation and excellent punched edge fatigue properties have not been known in the past and have now been revealed by the inventors for the first time.
(i) Despite the relatively low C content of 0.20 to 0.30%, by including Cr in an amount of more than 1.00% in the steel sheet, a pearlite fraction of 70% or more in terms of area ratio can be achieved, and as a result, uniform elongation can be improved;
(ii) The remaining structure is composed of ferrite and/or bainite, and the microstructure is substantially free of martensite and retained austenite that generates the martensite through deformation-induced transformation, thereby improving the fatigue properties of the punched end surface;
(iii) By limiting the contents of Ti, Nb, and V and suppressing the formation of carbides due to these elements, a sufficient amount of carbon is secured to form a pearlite structure containing lamellar cementite, and as a result, the formation of coarse spheroidal cementite in pearlite, i.e., cementite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0, is limited to less than 10 per 10 μm2 , thereby improving the fatigue properties of the punched end surface; and (iv) By utilizing precipitation strengthening with Cu, the formation of carbides due to Ti, Nb, and V is suppressed, and the formation of the pearlite structure in (iii) above is promoted, while a high strength of tensile strength of 900 MPa or more can be achieved despite the relatively low C content of 0.20 to 0.30%.
以下、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値および上限値として含む意味で使用される。 Below, the hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described in more detail. In the following description, the unit of content of each element, "%", means "mass %" unless otherwise specified. Furthermore, in this specification, "to" indicating a numerical range is used to mean that the numerical values written before and after it are included as the lower and upper limits, unless otherwise specified.
［Ｃ：０．２０～０．３０％］
Ｃは、熱間圧延鋼板の強度確保のために必須の元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２１％以上、０．２２％以上または０．２３％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、鋼板の溶接性を劣化させる場合がある。このため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は０．３０％未満、０．２９％以下、０．２８％以下、０．２７％以下、０．２６％以下、０．２５％以下または０．２４％以下であってもよい。本発明の実施形態においては、上記のとおりＣ含有量が比較的低いため、溶接性の観点で有利であり、例えば鋼板自体の打抜き端面だけでなく、溶接部においても優れた疲労特性を達成することが可能である。
[C: 0.20-0.30%]
C is an essential element for ensuring the strength of hot-rolled steel sheet. In order to fully obtain such effects, the C content is set to 0.20% or more. The C content may be 0.21% or more, 0.22% or more, or 0.23% or more. On the other hand, excessive C content may deteriorate the weldability of the steel sheet. For this reason, the C content is set to 0.30% or less. The C content may be less than 0.30%, 0.29% or less, 0.28% or less, 0.27% or less, 0.26% or less, 0.25% or less, or 0.24% or less. In the embodiment of the present invention, since the C content is relatively low as described above, it is advantageous in terms of weldability, and it is possible to achieve excellent fatigue properties not only at the punched end surface of the steel sheet itself but also at the welded portion, for example.
［Ｓｉ：０．０１～２．００％］
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、化成処理性が低下するとともに、鋼板のミクロ組織にオーステナイトが残留することによって鋼板の打抜き端面疲労特性が低下する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８５％以下、１．７０％以下、１．５０％以下または１．４０％以下であってもよい。
[Si: 0.01 to 2.00%]
Si is an element used for deoxidizing steel. In order to fully obtain such an effect, the Si content is set to 0.01% or more. The Si content may be 0.10% or more, 0.20% or more, 0.30% or more, or 0.50% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, the chemical conversion treatability may decrease, and the punched end face fatigue properties of the steel sheet may decrease due to the presence of austenite remaining in the microstructure of the steel sheet. For this reason, the Si content is set to 2.00% or less. The Si content may be 1.85% or less, 1.70% or less, 1.50% or less, or 1.40% or less.
［Ｍｎ：０．５０～３．００％］
Ｍｎは、鋼の相変態を遅らせ、冷却途中で相変態が生じるのを防ぐために有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．６０％以上、０．８０％以上、１．００％以上、１．３０％以上または１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、ミクロ偏析またはマクロ偏析が起こりやすくなり、穴広げ性を低下させる場合がある。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下または２．２０％以下であってもよい。
[Mn: 0.50-3.00%]
Mn is an effective element for delaying the phase transformation of steel and preventing the phase transformation from occurring during cooling. In order to fully obtain such an effect, the Mn content is set to 0.50% or more. The Mn content may be 0.60% or more, 0.80% or more, 1.00% or more, 1.30% or more, or 1.50% or more. On the other hand, if Mn is contained excessively, microsegregation or macrosegregation may occur easily, which may reduce the hole expandability. For this reason, the Mn content is set to 3.00% or less. The Mn content may be 2.80% or less, 2.70% or less, 2.50% or less, or 2.20% or less.
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、製造工程で混入する元素である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、過剰であると、成形性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させる場合がある。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０９０％以下または０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％または０．０４０％以下である。Ｐ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上または０．００５％以上であってもよい。
[P: 0.100% or less]
P is an element that is mixed in during the manufacturing process. The lower the P content, the better. If it is excessive, it may adversely affect formability and weldability, and may also reduce fatigue properties. For this reason, the P content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.090% or less or 0.070% or less, and more preferably 0.050% or 0.040% or less. The P content may be 0%, but excessive reduction will lead to increased costs. For this reason, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.005% or more.
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成して破壊の起点として作用し、鋼板の穴広げ性を著しく低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００８５％以下または０．００７０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
[S: 0.0100% or less]
S may form MnS and act as a starting point of fracture, significantly reducing the hole expandability of the steel sheet. For this reason, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0085% or less or 0.0070% or less. The S content may be 0%, but excessive reduction will lead to increased costs. For this reason, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
［Ａｌ：０．００５～３．０００％］
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０３０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上または０．３００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、介在物が増加し、鋼板の加工性を劣化させる場合がある。このため、Ａｌ含有量は３．０００％以下とする。Ａｌ含有量は２．８００％以下、２．５００％以下、２．０００％以下、１．８００％以下、１．５００％以下または１．２００％以下であってもよい。
[Al: 0.005-3.000%]
Al is an element used for deoxidizing steel. In order to fully obtain such an effect, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content may be 0.010% or more, 0.030% or more, 0.050% or more, 0.100% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Al is contained excessively, inclusions may increase and the workability of the steel sheet may be deteriorated. For this reason, the Al content is set to 3.000% or less. The Al content may be 2.800% or less, 2.500% or less, 2.000% or less, 1.800% or less, 1.500% or less, or 1.200% or less.
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼中のＡｌと結びついてＡｌＮを形成し、ピン止め効果によりパーライトブロック径の大径化を阻害することによって鋼の靱性を向上させる。しかし、Ｎを過度に含有すると、その効果は飽和し、むしろ靱性低下を引き起こす場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下または０．００７０％以下であるのが好ましい。このような観点からはＮ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
[N: 0.0100% or less]
N combines with Al in the steel to form AlN, and the pinning effect inhibits the pearlite block diameter from increasing, thereby improving the toughness of the steel. However, if N is contained excessively, the effect saturates and may cause a decrease in toughness. For this reason, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0090% or less, 0.0080% or less, or 0.0070% or less. From this perspective, the N content may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in costs. For this reason, the N content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下、０．００７０％以下または０．００６０％以下であってもよい。Ｏ含有量は０％であってもよいが、過剰な低減はコスト上昇を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上または０．００２０％以上であってもよい。
[O: 0.0100% or less]
O is an element that is mixed in during the manufacturing process. If O is contained excessively, coarse inclusions may be formed, which may reduce the toughness of the steel plate. Therefore, the O content is 0.0100% or less. The O content may be 0.0090% or less, 0.0080% or less, 0.0070% or less, or 0.0060% or less. The O content may be 0%, but excessive reduction will lead to increased costs. Therefore, the O content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
［Ｃｒ：１．００超～３．００％］
Ｃｒは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、セメンタイトの球状化を抑制する効果も有する。したがって、パーライト中の粗大な球状セメンタイトの数密度を低減して打抜き時のボイド発生を抑制するために、Ｃｒを一定以上含有させる必要がある。さらに、Ｃｒはセメンタイトを安定化させることから、Ｃｒを含有することでパーライトの生成領域を低炭素含有量側に拡張させることができる。このため、Ｃｒを適切な量すなわち１．００％超の量において含有することで、比較的低いＣ含有量の場合であっても７０％以上のパーライト分率を達成することが可能となる。Ｃｒ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、パーライト変態が遅延し、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が比較的多く生成してしまい、パーライト分率７０％以上とすることが困難となる場合がある。あるいはまた、Ｃｒを過度に含有すると、引張強さの向上に伴い均一伸び性が低下する場合がある。このため、Ｃｒ含有量は３．００％以下とする。Ｃｒ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
[Cr: more than 1.00 to 3.00%]
Cr is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet and also has the effect of suppressing the spheroidization of cementite. Therefore, in order to reduce the number density of coarse spheroidal cementite in pearlite and suppress the generation of voids during punching, it is necessary to contain Cr at a certain amount or more. Furthermore, since Cr stabilizes cementite, the pearlite generation region can be expanded to the low carbon content side by containing Cr. Therefore, by containing an appropriate amount of Cr, i.e., an amount exceeding 1.00%, it is possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more even in the case of a relatively low C content. The Cr content may be 1.01% or more, 1.02% or more, 1.03% or more, 1.05% or more, 1.10% or more, 1.30% or more, 1.50% or more, or 1.70% or more. On the other hand, if Cr is contained excessively, pearlite transformation is delayed, and a relatively large amount of hard structures such as bainite and martensite is generated, which may make it difficult to achieve a pearlite fraction of 70% or more. Alternatively, if Cr is excessively contained, the uniform elongation may decrease with the improvement of the tensile strength. Therefore, the Cr content is set to 3.00% or less. The Cr content may be 2.80% or less, 2.70% or less, 2.50% or less, 2.20% or less, 2.00% or less, or 1.80% or less.
［Ｃｕ：１．００超～３．００％］
Ｃｕは、析出強化により強度向上に有効な元素である。また、Ｃｕは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶとは異なり、炭化物を形成することなく鋼板の強度を向上させることができる。このため、Ｃｕは、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することがない。したがって、Ｃｕは強度向上と打抜き端面疲労特性の両立を図る上で極めて重要な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は１．００％超とする。Ｃｕ含有量は１．０１％以上、１．０２％以上、１．０３％以上、１．０５％以上、１．１０％以上、１．２０％以上、１．３０％以上、１．５０％以上または１．７０％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、析出物の増加により熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させることがある。したがって、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。Ｃｕ含有量は２．８０％以下、２．７０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下、２．００％以下または１．８０％以下であってもよい。
[Cu: more than 1.00 to 3.00%]
Cu is an element effective in improving strength by precipitation strengthening. Moreover, unlike Ti, Nb and V, Cu can improve the strength of the steel sheet without forming carbides. Therefore, Cu does not consume the carbon necessary to form the desired pearlite structure in which coarse spheroidal cementite is reduced. Therefore, Cu is an extremely important element in achieving both strength improvement and punched end face fatigue properties. In order to fully obtain these effects, the Cu content is made to be more than 1.00%. The Cu content may be 1.01% or more, 1.02% or more, 1.03% or more, 1.05% or more, 1.10% or more, 1.20% or more, 1.30% or more, 1.50% or more, or 1.70% or more. On the other hand, if Cu is contained excessively, the increase in precipitates may cause microcracks to occur on the surface during hot processing. Therefore, the Cu content is made to be 3.00% or less. The Cu content may be 2.80% or less, 2.70% or less, 2.50% or less, 2.20% or less, 2.00% or less, or 1.80% or less.
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該熱間圧延鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に替えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、熱間圧延鋼板は、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｎｉ：０～２．００％およびＭｏ：０～１．００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｂ：０～０．０１００％を含有してもよい。また、熱間圧延鋼板は、Ｃａ：０～０．００５０％およびＲＥＭ：０～０．００５％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。The basic chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention is as described above. Furthermore, the hot-rolled steel sheet may contain at least one of the following optional elements in place of a portion of the remaining Fe, as necessary. For example, the hot-rolled steel sheet may contain at least one selected from the group consisting of Ti: 0-0.10%, Nb: 0-0.10%, V: 0-0.10%, Ni: 0-2.00%, and Mo: 0-1.00%. The hot-rolled steel sheet may also contain B: 0-0.0100%. The hot-rolled steel sheet may also contain at least one selected from the group consisting of Ca: 0-0.0050% and REM: 0-0.005%. These optional elements will be described in detail below.
［Ｔｉ：０～０．１０％］
［Ｎｂ：０～０．１０％］
［Ｖ：０～０．１０％］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、炭化物析出により鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るため、必要に応じてこれらから選択される１種を単独で、または２種以上を複合して含有してもよい。上記効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有すると、多量の炭化物が生成して、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素を消費することとなる。その結果として、打抜き端面疲労特性を低下させる場合がある。このため、Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．１０％以下であることが好ましい。Ｔｉ、ＮｉおよびＶ含有量はそれぞれ０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
[Ti: 0 to 0.10%]
[Nb: 0 to 0.10%]
[V: 0-0.10%]
Ti, Nb and V are elements that contribute to improving the strength of the steel sheet by carbide precipitation. The Ti, Nb and V contents may be 0%, but in order to obtain the above effect, one selected from these may be contained alone or two or more may be contained in combination as necessary. In order to obtain the above effect, the Ti, Nb and V contents are preferably 0.001% or more, and may be 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.03% or more. On the other hand, if these elements are contained excessively, a large amount of carbides will be generated, consuming carbon necessary to form a desired pearlite structure in which coarse spheroidal cementite is reduced. As a result, the punched end face fatigue properties may be reduced. For this reason, the Ti, Ni and V contents are preferably 0.10% or less. The Ti, Ni and V contents may be 0.08% or less, 0.06% or less, or 0.05% or less, respectively.
［Ｎｉ：０～２．００％］
Ｎｉは鋼に固溶して靱性を損なわずに強度を高めることができる元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上または０．５０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉは高価な元素であり、過剰な添加はコストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は１．７０％以下、１．５０％以下または１．２０％以下であってもよい。
[Ni: 0-2.00%]
Ni is an element that can dissolve in steel to increase strength without impairing toughness. The Ni content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.001% or more. The Ni content may be 0.01% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.50% or more. On the other hand, Ni is an expensive element, and excessive addition leads to an increase in cost. Therefore, the Ni content is preferably 2.00% or less. The Ni content may be 1.70% or less, 1.50% or less, or 1.20% or less.
［Ｍｏ：０～１．００％］
Ｍｏは鋼の強度を高める元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上または０．０３％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、強度の増加に伴い、靱性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１０％以下、０．０８％以下、０．０６％以下または０．０５％以下であってもよい。
[Mo: 0-1.00%]
Mo is an element that increases the strength of steel. The Mo content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.001% or more. The Mo content may be 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.03% or more. On the other hand, if Mo is excessively contained, the toughness may decrease with an increase in strength. Therefore, the Mo content is preferably 1.00% or less. The Mo content may be 0.80% or less, 0.50% or less, 0.30% or less, 0.10% or less, 0.08% or less, 0.06% or less, or 0.05% or less.
［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは、粒界に偏析し、粒界強度を高める効果を有する。Ｂ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下であってもよい。
[B: 0 to 0.0100%]
B has the effect of segregating at grain boundaries and increasing grain boundary strength. The B content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the B content is preferably 0.0001% or more. The B content may be 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more. On the other hand, even if B is contained excessively, the effect is saturated, and therefore the raw material cost is increased. For this reason, the B content is preferably 0.0100% or less. The B content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0050% or less.
［Ｃａ：０～０．００５０％］
Ｃａは、破壊の起点となり加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有しても効果が飽和し、それゆえ原料コストの上昇を招く。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００４５％以下または０．００４０％以下であってもよい。
[Ca: 0-0.0050%]
Ca is an element that controls the form of nonmetallic inclusions that become the starting point of fracture and cause deterioration of workability, and improves workability. The Ca content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0001% or more. The Ca content may be 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more. On the other hand, even if Ca is contained excessively, the effect is saturated, and therefore the raw material cost is increased. For this reason, the Ca content is preferably 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, or 0.0040% or less.
［ＲＥＭ：０～０．００５％］
ＲＥＭは、微量添加によって溶接部の靱性を向上させる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上または０．００１％以上であってもよい。一方で、ＲＥＭを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００４％以下または０．００３％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、およびランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
[REM: 0-0.005%]
REM is an element that improves the toughness of a welded portion by adding a small amount. The REM content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the REM content is preferably 0.0001% or more. The REM content may be 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more. On the other hand, excessive REM content may cause a decrease in weldability. For this reason, the REM content is preferably 0.005% or less. The REM content may be 0.004% or less or 0.003% or less. In this specification, REM is a collective term for 17 elements, namely, scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoids lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, and the REM content is the total content of these elements.
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板において、上記の元素以外の残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、熱間圧延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。不純物としては、例えば、Ｓｎ：０．０２％以下、Ｓｂ：０．０２％以下、Ｗ：０．０１５％以下、およびＣｏ：０．０１５％以下などが挙げられる。In the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention, the remainder other than the above elements consists of Fe and impurities. The impurities are components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when industrially manufacturing hot-rolled steel sheets. Examples of impurities include Sn: 0.02% or less, Sb: 0.02% or less, W: 0.015% or less, and Co: 0.015% or less.
［パーライト：７０％以上］
熱間圧延鋼板のミクロ組織は、面積率で、７０％以上のパーライトを含む。パーライトは、残留オーステナイト以外のミクロ組織の中で最も加工硬化能が高いため、熱間圧延鋼板のミクロ組織をパーライト主体の組織とすることによって、高い強度を保ちつつ均一伸び性に優れた鋼板とすることが可能になる。例えば、フェライトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度を十分に確保することができない場合がある。一方で、ベイナイトが過剰に生成し、その結果としてパーライトが面積率で７０％未満となると、強度は向上するものの、均一伸び性が低下する場合がある。このため、パーライトの面積率は７０％以上とし、７２％以上、７５％以上、７７％以上、８０％以上、８５％以上または９０％以上であってもよい。パーライトの面積率の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。例えば、パーライトの面積率は９９％以下、９８％以下、９６％以下、９４％以下、９２％以下、９０％以下、８７％以下、８３％以下または７９％以下であってもよい。
[Perlite: 70% or more]
The microstructure of the hot-rolled steel sheet contains 70% or more of pearlite in terms of area ratio. Since pearlite has the highest work hardening ability among microstructures other than retained austenite, by making the microstructure of the hot-rolled steel sheet a structure mainly composed of pearlite, it is possible to obtain a steel sheet having excellent uniform elongation while maintaining high strength. For example, if ferrite is generated excessively and the area ratio of pearlite is less than 70% as a result, it may not be possible to ensure sufficient strength. On the other hand, if bainite is generated excessively and the area ratio of pearlite is less than 70% as a result, the strength is improved but the uniform elongation may be reduced. For this reason, the area ratio of pearlite is set to 70% or more, and may be 72% or more, 75% or more, 77% or more, 80% or more, 85% or more, or 90% or more. The upper limit of the area ratio of pearlite is not particularly limited and may be 100%. For example, the area ratio of pearlite may be 99% or less, 98% or less, 96% or less, 94% or less, 92% or less, 90% or less, 87% or less, 83% or less, or 79% or less.
［フェライト：０～３０％］
［ベイナイト：０～３０％］
パーライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、それはフェライトおよびベイナイトのうち少なくとも１種から構成される。したがって、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で０～３０％とする。フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で１％以上、２％以上、４％以上または６％以上であってもよい。同様に、フェライトおよびベイナイトはそれぞれ面積率で２５％以下、２０％以下、１５％以下または１０％以下であってもよい。残部組織をフェライトおよび／またはベイナイトから構成すること、すなわち残部組織において高硬度で低靭性のマルテンサイトや、加工誘起変態によって当該マルテンサイトを生成する残留オーステナイトが存在しないかまたは実質的に存在しないことで、良好な打抜き端面疲労特性を担保することが可能となる。本明細書において「実質的に存在しない」または「実質的に含めない」との表現は、残部組織においてマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率が合計でも０．５％未満であることを意味するものである。このような微小な組織の合計量を正確に測定することは困難であり、またその影響も無視できることから、これらの組織の合計量が０．５％未満となる場合には、存在しないものと判断することが可能である。フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、３０％以下、２５％以下、２１％以下、１７％以下、１３％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、２％以下または１％以下としてもよく、０％であってもよい。その一方、必要に応じて、フェライトの面積率およびベイナイトの面積率の合計を、１％以上、２％以上、４％以上、６％以上、８％以上、１０％以上、１３％以上、１７％以上または２１％以上としてもよい。
[Ferrite: 0 to 30%]
[Bainite: 0 to 30%]
The remaining structure other than pearlite may be 0% in area ratio, but if the remaining structure exists, it is composed of at least one of ferrite and bainite. Therefore, the area ratio of ferrite and bainite is 0 to 30%. The area ratio of ferrite and bainite may be 1% or more, 2% or more, 4% or more, or 6% or more, respectively. Similarly, the area ratio of ferrite and bainite may be 25% or less, 20% or less, 15% or less, or 10% or less, respectively. By forming the remaining structure from ferrite and/or bainite, that is, by not having or substantially not having high hardness and low toughness martensite in the remaining structure, or retained austenite that generates the martensite by processing induced transformation, it is possible to ensure good punched edge fatigue properties. In this specification, the expressions "substantially not present" or "substantially not included" mean that the area ratio of martensite and retained austenite in the remaining structure is less than 0.5% in total. Since it is difficult to accurately measure the total amount of such minute structures, and the influence thereof can be ignored, it is possible to determine that these structures do not exist when the total amount of these structures is less than 0.5%. The total of the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite may be 30% or less, 25% or less, 21% or less, 17% or less, 13% or less, 10% or less, 8% or less, 6% or less, 4% or less, 2% or less, or 1% or less, or may be 0%. On the other hand, if necessary, the total of the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite may be 1% or more, 2% or more, 4% or more, 6% or more, 8% or more, 10% or more, 13% or more, 17% or more, or 21% or more.
［パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度：１０μｍ2当たり１０個未満］
本発明の実施形態では、パーライトを構成するセメンタイトのうち粗大な球状セメンタイトの数密度が所定の範囲内に制限されており、より具体的にはパーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは１０μｍ2当たり１０個未満である。セメンタイトのアスペクト比とは、観察面に現出したセメンタイトの長軸の長さを短軸の長さで除した値を言うものある。本明細書において、長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトは粗大な球状セメンタイトと定義される。このような粗大な球状セメンタイトは鋼板の打抜き時にボイド発生の起点となる場合があり、このボイドは打抜き加工後の打抜き端面における疲労特性を低下させる原因となり得る。したがって、打抜き端面における疲労特性を改善するためには、このような粗大な球状セメンタイトの量を低減することが極めて重要である。これに関連して、本発明の実施形態では、上記の粗大な球状セメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限しているため、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、その結果として打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。粗大な球状セメンタイトの数密度は、パーライト中で１０μｍ2当たり８個以下、６個以下または４個以下であってもよい。粗大な球状セメンタイトの数密度はパーライト中で１０μｍ2当たり０個であってもよいが、例えば１個以上または２個以上であってもよい。詳細は後述するが、アスペクト比とは、画像処理により個々のセメンタイトに対し楕円体近似処理を行った場合の当該楕円体の長軸の長さと短軸の長さとの比を言うものである。
[Number density of cementite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 in pearlite: less than 10 per 10 μm2]
In an embodiment of the present invention, the number density of coarse spheroidal cementite among the cementite constituting the pearlite is limited within a predetermined range, and more specifically, the number of cementite particles having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 in the pearlite is less than 10 per 10 μm2. The aspect ratio of cementite refers to the value obtained by dividing the major axis length of the cementite appearing on the observation surface by the minor axis length. In this specification, cementite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 is defined as coarse spheroidal cementite. Such coarse spheroidal cementite may be the starting point of void generation during punching of the steel plate, and this void may cause a decrease in fatigue properties at the punched end surface after punching. Therefore, in order to improve the fatigue properties at the punched end surface, it is extremely important to reduce the amount of such coarse spheroidal cementite. In this regard, in the embodiment of the present invention, the number density of the coarse spheroidal cementite is limited to less than 10 per 10 μm 2 , so that the generation of voids during punching can be reliably suppressed, and as a result, the fatigue properties at the punched end surface can be significantly improved. The number density of the coarse spheroidal cementite may be 8 or less, 6 or less, or 4 or less per 10 μm 2 in pearlite. The number density of the coarse spheroidal cementite may be 0 per 10 μm 2 in pearlite, but may be, for example, 1 or more, or 2 or more. Although the details will be described later, the aspect ratio refers to the ratio of the length of the major axis to the length of the minor axis of the ellipsoid when ellipsoid approximation processing is performed on each cementite by image processing.
［ミクロ組織の面積率の測定方法］
ミクロ組織の面積率は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2の面積（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）とし、例えば倍率が５０００倍程度の組織写真から点算法を用いてパーライトおよびフェライトの面積率を算出する。ここで、フェライトの結晶方位差が１５°以上となる粒界によって囲まれた領域であって、フェライト相とセメンタイト相が混在し、セメンタイトの形態が層状および／または球状であるような領域をパーライトと認定する。したがって、例えば、パーライトは、フェライト相とセメンタイトが層状（ラメラ状）に分散したものに加え、塊状に分散したセメンタイトを主体とする組織、より具体的にはこのような塊状のセメンタイトを当該組織中のセメンタイト全量に対して面積率で５０％超含有する組織をも包含するものである。また、ラス状の結晶粒の集合体であって、ラスの内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものをベイナイトと認定する。パーライト組織において観察される介在物は基本的にセメンタイトであり、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＤＳ）などを用いて、個々の介在物をセメンタイトまたは鉄系炭化物であることを同定する必要はない。セメンタイトまたは鉄系炭化物であることに疑義が生じた場合のみ、必要に応じて、ＳＥＭ観察とは別に、ＳＥＭ－ＥＤＳなどを用いて介在物を分析することでよい。残留オーステナイトは内部にセメンタイトの面積分率が１％未満であり、このような組織があればＳＥＭによる組織観察の後、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析し、ｆｃｃ構造の組織を残留オーステナイトと判定する。
[Method for measuring area ratio of microstructure]
The area ratio of the microstructure is determined as follows. First, a sample is taken from a position of 1/4 or 3/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet so that the cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet is the observation surface. Next, the observation surface is mirror-polished and corroded with a picral etching solution, and then the structure is observed using a scanning electron microscope (SEM). The measurement area is an area of 12,000 μm 2 (for example, an area of 80 μm × 150 μm), and the area ratios of pearlite and ferrite are calculated using a point calculation method from a structure photograph with a magnification of, for example, about 5000 times. Here, a region surrounded by grain boundaries where the crystal orientation difference of ferrite is 15° or more, where the ferrite phase and the cementite phase are mixed, and the cementite is in a lamellar and/or spherical form, is recognized as pearlite. Therefore, for example, pearlite includes a structure mainly composed of cementite dispersed in a block shape, in addition to a structure in which ferrite phase and cementite are dispersed in a layer shape (lamella shape), and more specifically, a structure containing more than 50% of such block cementite in terms of area ratio relative to the total amount of cementite in the structure. Bainite is also recognized as an aggregate of lath-shaped crystal grains, which has a plurality of iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside the lath, and further, the carbides belong to a single variant, that is, a group of iron-based carbides elongated in the same direction. The inclusions observed in the pearlite structure are basically cementite, and it is not necessary to identify each inclusion as cementite or iron-based carbide using a scanning electron microscope with an energy dispersive X-ray spectrometer (SEM-EDS) or the like. Only when there is any doubt about whether the inclusions are cementite or iron-based carbides, it is sufficient to analyze the inclusions using SEM-EDS or the like, separately from SEM observation, as necessary. Retained austenite has an internal cementite area fraction of less than 1%, and if such a structure is present, the structure is observed using an SEM and then analyzed using electron backscatter diffraction (EBSD), and the fcc structure is determined to be retained austenite.
［パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度の測定方法］
粗大な球状セメンタイトの数密度は以下のようにして求める。まず、鋼板の表面から板厚の１／４または３／４の位置から、鋼板の圧延方向および厚さ方向に平行な断面が観察面となるように試料を採取する。続いて、当該観察面を鏡面研磨し、ピクラール腐食液で腐食した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて組織観察を行う。測定領域は１２，０００μｍ2（例えば、８０μｍ×１５０μｍの面積）の５０００倍程度のＳＥＭ写真において、パーライトとして認定される領域の画像を２値化処理し、暗部をフェライト、明部をセメンタイトとする。このうち、個々のセメンタイトに対して、画像処理により楕円体近似を行い、当該楕円体の長軸の長さ、短軸の長さをそれぞれ個々のセメンタイトの長軸の長さ、短軸の長さと定義し、個々のセメンタイトのアスペクト比を以下の式で定義する。
［アスペクト比］＝［長軸の長さ］／［短軸の長さ］
８０μｍ×１５０μｍの１視野において、上記の方法にて定義したセメンタイトの長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満であるセメンタイトの個数を画像処理により算出し、これを１０μｍ2当たりに換算した値を本発明で規定する粗大な球状セメンタイトの数密度として決定する。
[Method for measuring number density of cementite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 in pearlite]
The number density of the coarse spherical cementite is determined as follows. First, a sample is taken from a position of 1/4 or 3/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet so that the cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet is the observation surface. Next, the observation surface is mirror-polished and corroded with a picral corrosive solution, and then the structure is observed using a scanning electron microscope (SEM). In an SEM photograph of a measurement area of about 5000 times 12,000 μm 2 (for example, an area of 80 μm × 150 μm), an image of an area recognized as pearlite is binarized, and the dark part is ferrite and the light part is cementite. Of these, each cementite is approximated to an ellipsoid by image processing, and the length of the long axis and the length of the short axis of the ellipsoid are defined as the length of the long axis and the short axis of each cementite, respectively, and the aspect ratio of each cementite is defined by the following formula.
[Aspect ratio] = [Length of major axis] / [Length of minor axis]
In one field of view of 80 μm × 150 μm, the number of cementite particles whose major axis length, as defined by the above method, exceeds 0.3 μm and whose aspect ratio is less than 3.0 is calculated by image processing, and the value converted to per 10 μm2 is determined to be the number density of coarse spheroidal cementite specified in the present invention.
［機械的特性］
上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは９１０ＭＰａ以上または９２０ＭＰａ以上であり、より好ましくは９４０ＭＰａ以上または９８０ＭＰａ以上であり、最も好ましくは１０００ＭＰａ以上または１０８０ＭＰａ以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、引張強さは１５００ＭＰａ以下または１４００ＭＰａ以下であってもよい。同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い均一伸び性を達成することができ、より具体的には７．０％以上、好ましくは７．５％以上、より好ましくは８．０％以上の均一伸びを達成することができる。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、均一伸びは２０．０％以下または１５．０％以下であってもよい。引張強さおよび均一伸びは、熱間圧延鋼板の圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。均一伸びとは、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１において規定される最大試験力時塑性伸び（％）をいうものである。
[Mechanical properties]
According to the hot-rolled steel sheet having the above chemical composition and structure, high tensile strength, specifically tensile strength of 900 MPa or more can be achieved. The tensile strength is preferably 910 MPa or more or 920 MPa or more, more preferably 940 MPa or more or 980 MPa or more, and most preferably 1000 MPa or more or 1080 MPa or more. There is no need to specify the upper limit, but for example, the tensile strength may be 1500 MPa or less or 1400 MPa or less. Similarly, according to the hot-rolled steel sheet having the above chemical composition and structure, high uniform elongation can be achieved, more specifically, a uniform elongation of 7.0% or more, preferably 7.5% or more, more preferably 8.0% or more can be achieved. There is no need to specify the upper limit, but for example, the uniform elongation may be 20.0% or less or 15.0% or less. The tensile strength and uniform elongation are measured by taking a No. 5 tensile test piece of JIS Z2241:2011 from a direction perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet and conducting a tensile test in accordance with JIS Z2241:2011. The uniform elongation refers to the plastic elongation (%) at the maximum test force specified in JIS Z2241:2011.
同様に、上記の化学組成および組織を有する熱間圧延鋼板によれば、高い打抜き端面疲労特性を達成することができる。より具体的には、打抜き端面の疲労試験に基づいて決定された疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）に対応する打抜き疲労限度比において０．２８以上の打抜き端面疲労特性を達成することができる。打抜き疲労限度比は、好ましくは０．３０以上、より好ましくは０．３２以上である。上限値については特に規定する必要はないが、例えば、打抜き疲労限度比は０．４２以下または０．４０以下であってもよい。打抜き疲労限度比は、図１に示す寸法の板状試験片を用いて下記の方法によって決定される。まず、圧延方向が長辺になるようにして熱間圧延鋼板から採取した板状試験片（３０ｍｍ×９０ｍｍ）の中央にポンチ径１０ｍｍ、打抜きクリアランス１２％で打抜き穴を空け、次いで一定の応力振幅σ（ＭＰａ）にて両振り平面曲げ疲労試験を実施する。板状試験片は、板端面角部からのき裂発生を避けるため、図１に示すように板端面角部をＲ面取りしてもよい。繰り返し回数Ｎが１０7回となるまで両振り平面曲げ疲労試験を実施し、破断に至らなかった試験の中で最大の応力振幅を疲労限度σF（ＭＰａ）とし、当該疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）が打抜き疲労限度比として決定される。 Similarly, a hot-rolled steel sheet having the above chemical composition and structure can achieve high punched end fatigue properties. More specifically, a punched end fatigue property of 0.28 or more can be achieved in a punched fatigue limit ratio corresponding to a value ( σF /TS) obtained by dividing the fatigue limit σF (MPa) determined based on a fatigue test of the punched end by the tensile strength TS (MPa). The punched fatigue limit ratio is preferably 0.30 or more, more preferably 0.32 or more. There is no need to specify the upper limit value, but for example, the punched fatigue limit ratio may be 0.42 or less or 0.40 or less. The punched fatigue limit ratio is determined by the following method using a plate-shaped test piece having the dimensions shown in FIG. 1. First, a punched hole is made in the center of a plate-shaped test piece (30 mm x 90 mm) taken from a hot-rolled steel sheet with the rolling direction as the long side, with a punch diameter of 10 mm and a punching clearance of 12%, and then a double-swing plane bending fatigue test is performed at a constant stress amplitude σ (MPa). In order to prevent cracks from initiating from the corners of the plate end surface of the plate-shaped test piece, the corners of the plate end surface may be rounded as shown in Fig. 1. The reversed plane bending fatigue test is carried out until the number of repetitions N reaches 107 , and the maximum stress amplitude among the tests that did not result in fracture is taken as the fatigue limit σF (MPa). The value ( σF /TS) obtained by dividing the fatigue limit σF (MPa) by the tensile strength TS (MPa) is determined as the punching fatigue limit ratio.
［板厚］
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板は、一般的に１．０～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上もしくは２．０ｍｍ以上であってもよく、および／または５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下もしくは３．０ｍｍ以下であってもよい。
[Thickness]
The hot rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention generally has a sheet thickness of 1.0 to 6.0 mm. Although not particularly limited, the sheet thickness may be 1.2 mm or more, 1.6 mm or more, or 2.0 mm or more, and/or 5.0 mm or less, 4.0 mm or less, or 3.0 mm or less.
＜熱間圧延鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該熱間圧延鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
<Method of manufacturing hot-rolled steel sheet>
Next, a preferred method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described. The following description is intended to exemplify a characteristic method for manufacturing the hot-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention, and is not intended to limit the hot-rolled steel sheet to one manufactured by the manufacturing method described below.
本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板の好ましい製造方法は、
熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１１５０℃以上に加熱する工程、
加熱されたスラブを仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の出側温度が８２０～９２０℃である熱間圧延工程、
得られた鋼板を仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却し、次いで巻取温度まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で２次冷却することを含む冷却工程、
前記鋼板を５８０～６５０℃の巻取温度で巻き取る工程、および
巻き取った鋼板を５５０℃以下の鋼板温度まで冷却することを含む追加の冷却工程であって、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０～１８０分である追加の冷却工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
A preferred method for producing a hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention includes the steps of:
heating a slab having the chemical composition described above in relation to hot rolled steel sheet to above 1150°C;
A hot rolling process including finish rolling a heated slab, the finish rolling having an exit temperature of 820 to 920°C;
a cooling step including primarily cooling the obtained steel sheet from the finish rolling delivery temperature to a primary cooling end temperature of 720°C or less at an average cooling rate of 50°C/sec or more, and then secondary cooling to a coiling temperature at an average cooling rate of 10°C/sec or less;
The method is characterized by including a step of winding the steel sheet at a coiling temperature of 580 to 650°C, and an additional cooling step including cooling the coiled steel sheet to a steel sheet temperature of 550°C or less, in which the time required for the steel sheet temperature to reach 550°C after coiling is 30 to 180 minutes. Each step will be described in detail below.
［スラブの加熱工程］
まず、熱間圧延鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。スラブの加熱温度は、Ｔｉ炭窒化物等を十分に再固溶させるため、１１５０℃以上とする。上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃であってもよい。また、加熱時間は、特に限定されないが、例えば３０分以上であってもよく、および／または１２０分以下であってもよい。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
[Slab heating process]
First, a slab having the chemical composition described above in relation to the hot-rolled steel sheet is heated before hot rolling. The heating temperature of the slab is 1150°C or higher in order to sufficiently re-dissolve Ti carbonitrides and the like. The upper limit is not particularly specified, but may be, for example, 1250°C. The heating time is not particularly limited, but may be, for example, 30 minutes or more and/or 120 minutes or less. The slab used is preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but may also be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method.
［熱間圧延工程］
（粗圧延）
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
[Hot rolling process]
(Rough rolling)
In this method, for example, the heated slab may be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness, etc. The conditions of the rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be secured.
（仕上げ圧延）
加熱されたスラブまたはそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における出側温度は８２０～９２０℃に制御される。仕上げ圧延の出側温度が９２０℃超であると、冷却中におけるオーステナイト中の加工ひずみの蓄積が不足してしまい、パーライト変態が遅延し、パーライト分率７０％以上を達成することができない。このため、仕上げ温度の出側温度の上限は９２０℃とし、好ましくは９１５℃、さらに好ましくは９１０℃とする。このような観点からはＡｒ３点以上であれば特に仕上げ圧延の出側温度に下限を設ける必要はないが、低温になるほど鋼板の変形抵抗が増大し、圧延機に多大なる負担をかけ、設備トラブルの原因となり得る。このため、仕上げ圧延の出側温度の下限を８２０℃とする。
(Finish rolling)
The heated slab or the slab that has been rough-rolled as necessary is then subjected to finish rolling, and the exit temperature in the finish rolling is controlled to 820 to 920 ° C. If the exit temperature of the finish rolling exceeds 920 ° C, the accumulation of processing strain in the austenite during cooling is insufficient, the pearlite transformation is delayed, and a pearlite fraction of 70% or more cannot be achieved. For this reason, the upper limit of the exit temperature of the finish rolling is set to 920 ° C, preferably 915 ° C, and more preferably 910 ° C. From this point of view, there is no need to set a lower limit on the exit temperature of the finish rolling as long as it is Ar3 point or higher, but the lower the temperature, the greater the deformation resistance of the steel sheet, which puts a great burden on the rolling machine and may cause equipment trouble. For this reason, the lower limit of the exit temperature of the finish rolling is set to 820 ° C.
［冷却工程］
仕上げ圧延終了後、鋼板の冷却を行う。冷却工程は、さらに、１次冷却および２次冷却に細分化される。
[Cooling process]
After the finish rolling, the steel plate is cooled. The cooling process is further divided into primary cooling and secondary cooling.
（１次冷却：７２０℃以下まで５０℃／秒以上で冷却）
冷却工程においては、まず、鋼板が上記の仕上げ圧延出側温度から７２０℃以下の１次冷却終了温度まで５０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却される。１次冷却終了温度までの平均冷却速度が５０℃／秒未満であるかまたは１次冷却終了温度が７２０℃超であると、フェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。１次冷却の平均冷却速度は５２℃／秒以上であってもよい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、１次冷却の平均冷却速度は、所望の組織を得るために２００℃／秒以下とすることが好ましく、１００℃／秒以下であってもよい。
(Primary cooling: Cooling at 50°C/sec or more to 720°C or less)
In the cooling step, the steel sheet is first cooled from the finish rolling exit temperature to a primary cooling end temperature of 720°C or less at an average cooling rate of 50°C/s or more. If the average cooling rate to the primary cooling end temperature is less than 50°C/s or the primary cooling end temperature exceeds 720°C, a large amount of ferrite is generated, making it impossible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. The average cooling rate of the primary cooling may be 52°C/s or more. There is no particular upper limit to the average cooling rate, but for example, the average cooling rate of the primary cooling is preferably 200°C/s or less in order to obtain a desired structure, and may be 100°C/s or less.
（２次冷却：巻取温度まで１０℃／秒以下で冷却）
続いて、２次冷却では、鋼板が１次冷却終了温度から巻取温度（すなわち５８０～６５０℃の温度域）まで１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却される。２次冷却の平均冷却速度が１０℃よりも高いと、鋼板の板厚方向および板幅方向において温度ムラが生じやすくなり、金属組織にばらつきが生じる。２次冷却の平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることで、鋼板の板厚方向および板幅方向におけるこのような金属組織のばらつきを確実に低減することができる。２次冷却の平均冷却速度は好ましくは９℃／秒以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、生産性の観点から、２次冷却の平均冷却速度は１℃／秒以上とし、２℃／秒以上であってもよい。２次冷却は、冷却工程を２段階に分けた効果を確実に得るために、１次冷却終了後直ちに行うことが好ましい。
(Secondary cooling: cooling to winding temperature at 10°C/sec or less)
Subsequently, in the secondary cooling, the steel sheet is cooled from the primary cooling end temperature to the coiling temperature (i.e., a temperature range of 580 to 650°C) at an average cooling rate of 10°C/sec or less. If the average cooling rate of the secondary cooling is higher than 10°C, temperature unevenness is likely to occur in the thickness direction and width direction of the steel sheet, resulting in variation in the metal structure. By setting the average cooling rate of the secondary cooling to 10°C/sec or less, it is possible to reliably reduce such variation in the metal structure in the thickness direction and width direction of the steel sheet. The average cooling rate of the secondary cooling is preferably 9°C/sec or less. Although the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, from the viewpoint of productivity, the average cooling rate of the secondary cooling is 1°C/sec or more, and may be 2°C/sec or more. It is preferable to perform the secondary cooling immediately after the completion of the primary cooling in order to reliably obtain the effect of dividing the cooling process into two stages.
［巻取工程］
冷却工程の後、鋼板を巻取る。巻取時の鋼板の温度は５８０～６５０℃とする。巻取温度が５８０℃未満であると、ベイナイトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、巻取温度が６５０℃超であると、析出するＣｕ粒子が粗大となり、Ｃｕによる十分な析出強化能が得られず、結果として９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができなくなる。あるいはまた、フェライトが過剰に生成して十分な引張強さを達成することができなくなる。巻取温度を５８０～６５０℃に制御することで、パーライト分率７０％以上を達成しつつ、このようなパーライト変態とともに析出するＣｕ粒子を微細化することが可能となる。このため、Ｃｕによる析出強化効果を十分に発揮させることができ、その結果として鋼板強度を顕著に向上させること、より具体的には９００ＭＰａ以上の引張強さを達成することが可能となる。巻取温度は５８４℃以上であってもよく、および／または６４０℃以下であってもよい。
[Winding process]
After the cooling step, the steel sheet is coiled. The temperature of the steel sheet during coiling is 580 to 650°C. If the coiling temperature is less than 580°C, a large amount of bainite is generated, and it becomes impossible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. On the other hand, if the coiling temperature exceeds 650°C, the precipitated Cu particles become coarse, and sufficient precipitation strengthening ability by Cu cannot be obtained, and as a result, a tensile strength of 900 MPa or more cannot be achieved. Alternatively, ferrite is excessively generated, and sufficient tensile strength cannot be achieved. By controlling the coiling temperature to 580 to 650°C, it becomes possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more while making the Cu particles precipitated along with such pearlite transformation fine. Therefore, the precipitation strengthening effect by Cu can be fully exerted, and as a result, it becomes possible to significantly improve the strength of the steel sheet, and more specifically, to achieve a tensile strength of 900 MPa or more. The coiling temperature may be 584°C or more and/or 640°C or less.
［追加の冷却工程：巻き取り後５５０℃となるまでの時間が３０～１８０分］
本製造方法では、巻取工程後に追加の冷却工程、すなわち巻き取り後の冷却工程が実施され、当該巻き取り後の冷却工程では、鋼板が巻取温度から５５０℃以下の鋼板温度まで冷却される。また、この冷却の際、巻き取り後、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間を３０～１８０分の範囲内に制御することが重要である。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間が３０分未満であると、ベイナイトが多量に生成してパーライトが十分に生成しないため、パーライト分率７０％以上を達成することができなくなる。一方で、この時間が１８０分超であると、生成したパーライト中のセメンタイトが粗大化するとともに球状化してしまう。この場合、パーライトにおける長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトの数密度を１０μｍ2当たり１０個未満に制限することができなくなり、鋼板の打抜き時にボイドの発生を十分に抑制することができなくなる。これに対し、巻取工程を上記のように適切に実施した後、鋼板温度が５５０℃となるまでの冷却時間を３０～１８０分の範囲内に制御することで、パーライト分率７０％以上を確実に達成しつつ、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を得ることが可能となる。その結果として、打抜き時のボイドの発生を確実に抑制することができ、打抜き端面における疲労特性を顕著に改善することが可能となる。例えば、鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は３５分以上であってもよく、および／または１５０分以下であってもよい。鋼板温度が５５０℃となるまでの時間は、任意の適切な方法によって調整することができる。例えば、巻取温度が５８０℃付近である場合には、鋼板温度が５５０℃となるまでの３０分以上の時間を確保するため、巻き取ったコイルを必要に応じて保温カバー等で覆うようにしてもよい。
[Additional cooling step: Time required for the temperature to reach 550° C. after winding is 30 to 180 minutes]
In this manufacturing method, an additional cooling step, i.e., a cooling step after winding, is carried out after the coiling step, and in the cooling step after winding, the steel sheet is cooled from the coiling temperature to a steel sheet temperature of 550°C or less. In addition, during this cooling, it is important to control the time until the steel sheet temperature reaches 550°C after coiling within a range of 30 to 180 minutes. If the time until the steel sheet temperature reaches 550°C is less than 30 minutes, a large amount of bainite is generated and pearlite is not generated sufficiently, making it impossible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. On the other hand, if this time exceeds 180 minutes, the cementite in the generated pearlite becomes coarse and spheroidized. In this case, it becomes impossible to limit the number density of cementite in pearlite having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 to less than 10 per 10 μm2 , and it becomes impossible to sufficiently suppress the generation of voids during punching of the steel sheet. In contrast, by controlling the cooling time until the steel sheet temperature reaches 550°C within a range of 30 to 180 minutes after the coiling process is appropriately performed as described above, it is possible to obtain a desired pearlite structure in which the coarse spheroidal cementite is reduced while reliably achieving a pearlite fraction of 70% or more. As a result, it is possible to reliably suppress the generation of voids during punching, and it is possible to significantly improve the fatigue properties at the punched end surface. For example, the time until the steel sheet temperature reaches 550°C may be 35 minutes or more and/or 150 minutes or less. The time until the steel sheet temperature reaches 550°C can be adjusted by any appropriate method. For example, when the coiling temperature is around 580°C, the coiled coil may be covered with a heat-insulating cover or the like as necessary to ensure that the steel sheet temperature reaches 550°C for 30 minutes or more.
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。The present invention will be described in more detail below with reference to examples, but the present invention is not limited to these examples in any way.
以下の実施例では、本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた熱間圧延鋼板の機械的特性について調べた。 In the following examples, hot-rolled steel sheets according to embodiments of the present invention were manufactured under various conditions, and the mechanical properties of the resulting hot-rolled steel sheets were investigated.
まず、連続鋳造法により表１に示す化学組成を有するスラブを製造した。次いで、これらのスラブから表２に示す加熱、熱間圧延、冷却、巻取および追加の冷却条件により板厚２．５ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。また、製造した熱間圧延鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すスラブの化学組成と同等であり、とりわけ不純物中のＳｎおよびＳｂ含有量は０．０２％以下であり、ＷおよびＣｏ含有量は０．０１５％以下であった。First, slabs having the chemical composition shown in Table 1 were produced by continuous casting. Next, hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.5 mm were produced from these slabs by the heating, hot rolling, cooling, coiling and additional cooling conditions shown in Table 2. The balance other than the components shown in Table 1 is Fe and impurities. In addition, the chemical composition of the samples taken from the produced hot-rolled steel sheets was analyzed and found to be equivalent to the chemical composition of the slabs shown in Table 1. In particular, the Sn and Sb contents in the impurities were 0.02% or less, and the W and Co contents were 0.015% or less.
このようにして得られた熱間圧延鋼板から圧延方向に直角な方向からＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）および均一伸び（ｕＥｌ）を測定した。また、打抜き端面疲労特性は図１に示す寸法の板状試験片を用いて下記の方法で評価した。まず、圧延方向が長辺になるようにして熱間圧延鋼板から採取した板状試験片（３０ｍｍ×９０ｍｍ）の中央にポンチ径１０ｍｍ、打抜きクリアランス１２％で打抜き穴を空け、次いで一定の応力振幅σ（ＭＰａ）にて両振り平面曲げ疲労試験を実施した。板状試験片は、板端面角部からのき裂発生を避けるため、図１に示すように板端面角部をＲ面取りしてもよい。繰り返し回数Ｎが１０7回となるまで両振り平面曲げ疲労試験を実施し、破断に至らなかった試験の中で最大の応力振幅を疲労限度σF（ＭＰａ）とし、当該疲労限度σF（ＭＰａ）を引張強さＴＳ（ＭＰａ）で除した値（σF／ＴＳ）を打抜き疲労限度比として決定した。ＴＳが９００ＭＰａ以上、ｕＥｌが７．０％以上、および打抜き疲労限度比が０．２８以上である場合を、高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板として評価した。結果を下表３に示す。 From the hot-rolled steel sheet thus obtained, tensile test pieces according to JIS Z2241:2011 No. 5 were taken from the direction perpendicular to the rolling direction, and tensile tests were performed in accordance with JIS Z2241:2011 to measure the tensile strength (TS) and uniform elongation (uEl). The punched end fatigue properties were evaluated by the following method using a plate-shaped test piece having the dimensions shown in FIG. 1. First, a punched hole was made in the center of a plate-shaped test piece (30 mm x 90 mm) taken from the hot-rolled steel sheet with the rolling direction as the long side, with a punch diameter of 10 mm and a punching clearance of 12%, and then a bi-directional plane bending fatigue test was performed at a constant stress amplitude σ (MPa). In order to prevent cracks from occurring from the corners of the plate end surface of the plate-shaped test piece, the corners of the plate end surface may be R-chamfered as shown in FIG. 1. The reversed plane bending fatigue test was carried out until the number of repetitions N reached 107 , and the maximum stress amplitude among the tests that did not result in fracture was taken as the fatigue limit σF (MPa), and the value ( σF /TS) obtained by dividing the fatigue limit σF (MPa) by the tensile strength TS (MPa) was determined as the punching fatigue limit ratio. Hot rolled steel sheets with TS of 900 MPa or more, uEl of 7.0% or more, and punching fatigue limit ratio of 0.28 or more were evaluated as having high strength, uniform elongation, and excellent punching end face fatigue properties. The results are shown in Table 3 below.
表３を参照すると、比較例９では、冷却工程における１次冷却の平均冷却速度が低かったためにフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例１０では、１次冷却の冷却終了温度が高かったために、同様にフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳが低下した。比較例１１では、巻取温度が低かったためにベイナイトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。その結果としてＴＳは向上したものの、ｕＥｌが低下した。比較例１２では、巻取温度が高かったためにフェライトが多量に生成し、パーライト分率７０％以上を達成することができなかった。また、比較例１２では、巻取温度が高かったために、析出するＣｕ粒子が粗大となり、Ｃｕによる析出強化能が十分に発揮されなかったと考えられる。その結果としてＴＳが低下した。比較例１３では、巻き取り後５５０℃となるまでの時間が短かったためにベイナイトが多量に生成し、ＴＳは向上したものの、ｕＥｌが低下した。比較例１４では、巻き取り後５５０℃となるまでの時間が長かったためにパーライト中のセメンタイトが粗大化するとともに球状化してしまい、このような粗大な球状セメンタイトの数密度を低減することができなかった。その結果として打抜き疲労限度比が低下した。比較例１９および２０では、それぞれＣおよびＣｒ含有量が低かったためにパーライトが十分に生成せず、一方でフェライトが多く生成し、結果としてＴＳが低下した。比較例２１では、Ｃｒ含有量が高かったために強度は向上したものの、それに伴いｕＥｌが低下した。比較例２２では、Ｃｕ含有量が低かったためにＣｕによる析出強化能が十分に発揮されず、ＴＳが低下した。比較例２４、２６および２８では、それぞれＴｉ、ＮｂおよびＶ含有量が高かったために、粗大な球状セメンタイトの生成を十分に低減することができず、打抜き疲労限度比が低下した。この結果は、過剰なＴｉ、ＮｂおよびＶによって多量の炭化物が生成し、粗大な球状セメンタイトが低減された所望のパーライト組織を形成するのに必要な炭素が消費されたことに起因するものと考えられる。 With reference to Table 3, in Comparative Example 9, the average cooling rate of the first cooling in the cooling process was low, so a large amount of ferrite was generated, and it was not possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. As a result, TS decreased. In Comparative Example 10, the cooling end temperature of the first cooling was high, so a large amount of ferrite was generated, and it was not possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. As a result, TS decreased. In Comparative Example 11, the coiling temperature was low, so a large amount of bainite was generated, and it was not possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. As a result, TS improved, but uEl decreased. In Comparative Example 12, the coiling temperature was high, so a large amount of ferrite was generated, and it was not possible to achieve a pearlite fraction of 70% or more. In Comparative Example 12, the coiling temperature was high, so it is considered that the precipitated Cu particles became coarse, and the precipitation strengthening ability of Cu was not fully exerted. As a result, TS decreased. In Comparative Example 13, since the time until the temperature reached 550°C after coiling was short, a large amount of bainite was generated, and although TS improved, uEl decreased. In Comparative Example 14, since the time until the temperature reached 550°C after coiling was long, the cementite in the pearlite became coarse and spheroidized, and the number density of such coarse spheroidal cementite could not be reduced. As a result, the punching fatigue limit ratio decreased. In Comparative Examples 19 and 20, since the C and Cr contents were low, pearlite was not generated sufficiently, while ferrite was generated in large amounts, and as a result, TS decreased. In Comparative Example 21, since the Cr content was high, strength was improved, but uEl decreased accordingly. In Comparative Example 22, since the Cu content was low, the precipitation strengthening ability of Cu was not fully exhibited, and TS decreased. In Comparative Examples 24, 26, and 28, since the Ti, Nb, and V contents were high, respectively, the generation of coarse spheroidal cementite could not be sufficiently reduced, and the punching fatigue limit ratio decreased. This result is believed to be due to the fact that excessive Ti, Nb and V produced a large amount of carbides, consuming the carbon necessary to form the desired pearlite structure with reduced coarse spheroidal cementite.
これとは対照的に、実施例１～８、１５～１８、２３、２５、２７および２９～３６では、所定の化学組成およびミクロ組織を有し、さらに当該ミクロ組織におけるパーライト中の粗大な球状セメンタイトの量を低減することで、ＴＳが９００ＭＰａ以上の高強度を有するにもかかわらず、７．０％以上のｕＥｌおよび０．２８以上の打抜き疲労限度比を達成することができ、それゆえ高強度でかつ均一伸び性および打抜き端面疲労特性に優れた熱間圧延鋼板を得ることができた。加えて、各実施例の鋼板にアーク溶接を施して得られた溶接部材からの試験片について同様の疲労試験を実施した。その結果、全ての実施例において、このような溶接部を含まない場合と同等の高い疲労特性を達成することができた。これは０．３０％以下の比較的低いＣ含有量に主に起因しているものと考えられる。In contrast, in Examples 1 to 8, 15 to 18, 23, 25, 27, and 29 to 36, by having a predetermined chemical composition and microstructure and further reducing the amount of coarse spheroidal cementite in pearlite in the microstructure, it was possible to achieve a uEl of 7.0% or more and a punching fatigue limit ratio of 0.28 or more, despite the high strength of TS of 900 MPa or more, and therefore it was possible to obtain hot-rolled steel sheets with high strength, uniform elongation, and excellent punching end fatigue properties. In addition, similar fatigue tests were performed on test pieces from welded members obtained by arc welding the steel sheets of each Example. As a result, in all Examples, it was possible to achieve high fatigue properties equivalent to those in the case of not including such welds. This is considered to be mainly due to the relatively low C content of 0.30% or less.
Claims (3)
Ｃ：０．２０～０．３０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００５～３．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：１．００超～３．００％、
Ｃｕ：１．００超～３．００％、
Ｔｉ：０～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５％、ならびに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
ミクロ組織が、面積率で、
パーライト：７０％以上、
フェライト：０～３０％、および
ベイナイト：０～３０％からなり、
前記パーライトにおいて長軸の長さが０．３μｍ超でかつアスペクト比が３．０未満のセメンタイトが１０μｍ2当たり１０個未満であり、
引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする、熱間圧延鋼板。 The chemical composition, in mass%, is
C: 0.20-0.30%,
Si: 0.01-2.00%,
Mn: 0.50-3.00%,
P: 0.100% or less,
S: 0.0100% or less,
Al: 0.005-3.000%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cr: more than 1.00 to 3.00%,
Cu: more than 1.00 to 3.00%,
Ti: 0 to 0.10%,
Nb: 0 to 0.10%,
V: 0-0.10%,
Ni: 0-2.00%,
Mo: 0-1.00%,
B: 0 to 0.0100%,
Ca: 0-0.0050%,
REM: 0 to 0.005%, and the balance: Fe and impurities;
The microstructure, in terms of area ratio,
Perlite: 70% or more,
Ferrite: 0-30%; and Bainite: 0-30 %.
In the pearlite, the number of cementite particles having a major axis length of more than 0.3 μm and an aspect ratio of less than 3.0 is less than 10 per 10 μm 2 ,
A hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more.
Ｔｉ：０．００１～０．１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延鋼板。 The chemical composition, in mass%,
Ti: 0.001 to 0.10%,
Nb: 0.001 to 0.10%,
V: 0.001 to 0.10%,
Ni: 0.001 to 2.00%,
Mo: 0.001-1.00%,
B: 0.0001 to 0.0100%,
Ca: 0.0001 to 0.0050%, and REM: 0.0001 to 0.005%
The hot-rolled steel sheet according to claim 1, comprising one or more selected from the group consisting of:
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