(57)【要約】【課題】  圧延時の加熱温度を低くできてエネルギー原単位を下げることができるほか、薄ゲージへの圧延が容易で機械的強度にも優れ、析出物が割れの起点になりがたい等の利点を有する、高窒素の熱間圧延薄鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】  発明の熱間圧延薄鋼板は、質量％でCが0.05から0.20％、Siが1.5%以下、Mnが1.5％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.0050から0.0200％、Vが0.03から0.20％含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物であるほか、平均結晶粒径が5μm以下であり、200nm以下のV析出物を0.02%以上有するものである。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でCが0.05から0.20％、Siが1.5%以下、Mnが1.5％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.0050から0.0200％、Vが0.03から0.20％含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物であるほか、平均結晶粒径が5μm以下であり、200nm以下のV析出物を0.02%以上有することを特徴とする熱間圧延薄鋼板。
【請求項２】
引張強度が540MPa以上あって、圧延方向と幅方向の引張強度比である異方性が1.05以下である請求項１に記載の熱間圧延薄鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の熱間圧延薄鋼板を製造する方法であって、
質量％でCが0.05から0.20％、Siが1.5%以下、Mnが1.5％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.0050から0.0200％、Vが0.03から0.20％含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1150℃以上に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後、800℃から600℃の間の平均冷却速度が30℃/sから60℃/sとなるように冷却し、巻取温度600℃以上で巻き取って熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする熱間圧延薄鋼板の製造方法。
【請求項４】
上記仕上圧延の終了後0.2秒以内に冷却速度100℃/s以上で0.2秒間以上冷却するとともに、仕上圧延終了後の800℃から600℃の間の平均冷却速度が30℃/sから60℃/sとなるように冷却し、巻取温度600℃以上で巻き取って熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする請求項３に記載した熱間圧延薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒素含有量の多い高張力の熱間圧延薄鋼板とその製造方法とに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鉄鋼石、石炭などの資源の高騰により、スクラップから鋼板を製造する電気炉溶製プロセスが評価されている。電気炉溶製プロセスは、二酸化炭素発生量が少なく近年における社会からの強い低環境負荷要求に応えるものでもある。また、電気炉溶製プロセスで製造した鋼素材を熱間圧延で薄肉高張力熱延鋼板とすることは、最終部品の軽量化という点でも低環境負荷要求に応じる。
しかし電気炉溶製プロセスは、転炉溶製プロセスと比較して鋼中の窒素が高くなるという特徴があり、Alキルド鋼とするも、固溶窒素のため時効性や靭性が悪くなるという点から、従来から加工性高張力鋼板に使用されていなかった。
【０００３】
下記の特許文献には、電気炉溶製プロセスを経て製造する高窒素含有の鋼板に関し、その強度を高めるために使用し得る技術が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開昭５８−１３６７１９号公報
【特許文献２】特開２００６−１５２３６１号公報
【特許文献３】特開平２−１５１４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１の技術では、高窒素鋼にV、NbおよびTiの複合添加を行うことにより、析出強化によって熱延鋼板の強度を高めている。特許文献２でも、高窒素鋼にVとともにNbまたはTiを併せて添加するが、熱延段階でVC、VNを析出させない条件を採用するものである。また、特許文献３の鋼板は、Vを添加するものではあるが、Cが0.005から0.06%と少ないうえ巻取温度が450℃以下と低い（熱延ままの強度も490MPaと低い）ため、V(CN)の析出強化を有効に利用するものとはいえない。
【０００６】
高窒素鋼にNbを添加した場合、製鋼段階でNb(CN)が析出し鋼素材に顕著な表面割れが起きる。圧延段階でも、製鋼段階で析出したNb(CN)を溶体化させるため、1200℃以上のような高温加熱が必要になりエネルギー原単位が悪い。圧延中にNb(CN)が析出するため、圧延負荷が大きく、1.2mm厚のような薄ゲージへ圧延することが困難であり、かつ、製造された熱延鋼板において圧延方向・幅方向の強度の異方性が大きいという課題もある。
【０００７】
同様に高窒素鋼にTiを添加した場合、製鋼段階で粗大なTiNが発生し、薄鋼板を加工した場合の割れの起点になる可能性がある。圧延段階でも、製鋼段階で析出したTiCを溶体化するため、1200℃以上のような高温加熱が必要になりエネルギー原単位が悪い。
【０００８】
そこで本発明は、圧延の際に上記ほどの高温加熱が必要でないためにエネルギー原単位に優れているほか、薄ゲージへの圧延が容易であり機械的強度に優れ、しかも析出物が割れの起点になりがたいという特徴を有する、高窒素の熱間圧延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の熱間圧延薄鋼板は、質量％でCが0.05から0.20％、Siが1.5%以下、Mnが1.5％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.0050から0.0200％、Vが0.03から0.20％（好ましくは0.04〜0.10％）含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物であるほか、平均結晶粒径が5μm以下であり、200nm以下のV析出物を0.02%以上有することを特徴とする。この薄鋼板は、板厚6mm程度以下の、特に板厚2.0mm以下の、部品の薄肉軽量化として要求されている高張力薄ゲージ熱延鋼板である。
【００１０】
この発明の熱間圧延薄鋼板は、Vを0.03〜0.20％添加する一方で、NbもTiも添加しない高窒素鋼である。高窒素鋼にVを添加した場合、製鋼段階で析出するVNは鋼素材に表面割れを起さない。また圧延段階でも、1150℃のような低い加熱温度で溶体化させることが可能であるため、エネルギー的に有利である。またVNは圧延後の冷却中に析出するため、圧延負荷が小さく、したがって1.2mm厚のような薄ゲージへも圧延することが可能であり、しかもそのために、熱延鋼板において圧延方向と幅方向の強度の異方性が小さい。異方性が小さいと加工性にも優れることとなる。すなわち、本発明の熱間圧延薄鋼板は、高窒素鋼の高強度化を適切かつ円滑に実現するものといえる。
なお、電気炉で溶製した高窒素鋼に0.03％から0.04%程度Alを添加した場合、加熱温度が高いと、フリー窒素が非常に高くなる。フリー窒素を減少させ時効を抑制させるためにも、Vを添加しVNの微細析出をさせることは有効である。
【００１１】
発明の熱間圧延薄鋼板は、引張強度が540MPa以上あって、圧延方向と幅方向の引張強度比である異方性が1.05以下であるととくに好ましい。
そのような鋼板なら、引張強度が高いうえ異方性が小さいため、加工性高張力鋼板に使用するうえで好適である。上記のような高窒素鋼に上記のとおりVを添加して平均結晶粒径およびV析出物の大きさと量を上記のとおりにすれば、このような特性をもたせることが可能である。
【００１２】
上記した熱間圧延薄鋼板を製造するには、
1)  質量％でCが0.05から0.20％、Siが1.5%以下、Mnが1.5％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.0050から0.0200％、Vが0.03から0.20％含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材（たとえば、電気炉溶製され連続鋳造されたスラブ）を、
2)  1150℃以上に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850℃以上とする仕上圧延を施し、
3)  該仕上圧延終了後、800℃から600℃の間の平均冷却速度が30℃/sから60℃/sとなるように冷却し、
4)  巻取温度600℃以上で巻き取って熱延板とする
といった熱延工程を施すのがよい。
【００１３】
高窒素鋼に対し上記1)のとおり適量のVを添加してNbおよびTiを添加しないことから、前記の熱間圧延薄鋼板は、上記2)〜4)に示すように一般的な条件で仕上圧延、冷却および巻き取りを行うことにより製造することができる。仕上圧延時の加熱温度は1150℃であって格別高いものではないため、エネルギー原単位の点で好ましい。圧延中にV析出物（VN）が析出することがないため、圧延負荷が小さく、したがって特殊な圧延条件を採用しなくとも、1.2mm厚程度の薄ゲージに圧延することが可能である。
【００１４】
上記製造方法について、上記3)の冷却に先立ち、仕上圧延の終了直後0.2秒以内に冷却速度100℃/s以上で0.2秒間以上の直後冷却を行うと、さらに好ましい。
そのような直後冷却を行うと、鋼板の結晶粒径がとくに（たとえば4μm程度以下に）微細化し、したがって機械的強度もさらに高くなる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、電気炉溶製プロセス等を経た高窒素の熱間圧延薄鋼板として、圧延が容易に行われて異方性が少なく、時効性や靭性にもすぐれていて加工性の良い鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】発明の熱間圧延薄鋼板の製造工程を示す模式図（図１（ａ））、および、V、TiまたはNbを添加した高窒素鋼の圧延特性と金属組織変化を示す概念図（図１（ｂ））である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、発明の実施例について説明する。
表1に示す成分を含み残部が実質的にFeからなる溶鋼を電気炉もしくは転炉で溶製した。鋼種A,Bは電気炉溶製した高窒素V添加鋼（質量％でCが0.05〜0.20％、Siが0.3%以下、Mnが1.3％以下、Pが0.030％以下、Sが0.010％以下、Alが0.050％以下、Nが0.008〜0.010％、Vが0.04〜0.10％含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物）である。鋼種Cは転炉溶製した低窒素V添加鋼である。鋼種Dは電気炉溶製、鋼種Eは転炉溶製したTi添加鋼である。鋼種Fは電気炉溶製、鋼種Gは転炉溶製したNb添加鋼である。
【表１】
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【００１８】
表2に、電気炉もしくは転炉で溶製した連続鋳造法により鋼素材であるスラブにした結果を示す。高窒素鋼にNbを添加した鋼素材Fはスラブ段階で表面割れのため使用不可、また
高窒素鋼にTiを添加した鋼素材Dはスラブ段階で粗大TiNが認められ使用不可となった。
【表２】
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【００１９】
使用可となった5鋼種を表3の条件で圧延した実績を以下に示す。なお、図１（ａ）には、鋼素材を加熱炉で加熱したうえ粗圧延および仕上圧延を行い、熱延ずみの薄鋼板を冷却して巻き取るプロセスの概要を示している。いずれの鋼板についても、仕上圧延終了後、800℃から600℃の間の平均冷却速度が30℃/sから60℃/sとなるように冷却している。
表3中の鋼板1から3について示すように、鋼Aを1150℃から1220℃で加熱した鋼板は、引張強度が540MPa以上、TS(TD)/TS(RD)の比が1.1未満で良好である。鋼板2に示すように、仕上圧延直後冷却（仕上圧延の終了後0.2秒以内に冷却速度100℃/s以上で0.2秒間以上冷却）を使用することで、引張強度が629MPaとなり、高強度化に寄与していることも分かる。なお、鋼板1のスラブ加熱温度は1220℃であるが、その鋼板1は鋼板3（加熱温度1150℃）と同じ鋼Aを熱間圧延したものであるから、表3では、鋼Aを用いると加熱温度が1150℃〜1220℃程度の範囲で同様の結果が得られることが分かる。
鋼板4として示すように、鋼Bを1200℃で加熱した鋼板は、引張強度が540MPa以上、TS(TD)/TS(RD)の比が1.1未満で良好である。しかし鋼板5のように、鋼Bを1050℃で加熱したものは引張強度が467MPaしかなくて好ましくない。
鋼板6と鋼板7については、窒素の低い鋼Cを1200℃、1050℃で加熱したところ引張強度が485MPa、468MPaしかなく、540MPaに到達しなかった。
鋼板8は、Tiを添加した鋼Eを1200℃に加熱して引張強度632MPaとなったものであるが、加熱温度1200℃と高く、生産性が悪い。
鋼板9については、Tiを添加した鋼Eを1150℃に加熱したところ、引張強度が532MPaと低かった。鋼板11は、Nbを添加した鋼Gを1150℃に加熱したものだが、引張強度が535MPaしかなく不十分である。
鋼板10に示す、Nbを添加した鋼Gを1200℃に加熱したものは、TS(TD)/TS(RD)の比が1.1を超えるため使用しがたい結果となった。
【表３】
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【００２０】
表4に、Vを添加した鋼板1〜3（鋼A）、鋼板4〜5（鋼B）、鋼板6〜7（鋼C）の結晶粒径とV析出物を分析した結果を示す。結晶粒径は鋼板板厚1/4部から試験片を採取し、ナイタール液で結晶粒界を現出し、JIS
G0551（鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法）により粒径を測定した。V析出物量は電解抽出法により測定した。鋼板2（鋼A）は直後冷却装置を使用したため結晶粒径が4μm以下と微細化しており、高強度化に寄与している。鋼板1から鋼板4では50nm〜200nmサイズのV析出物は0.02％以上存在し、高強度化に働いている。
なお、TiまたはNbを添加した場合と対比させて、Vを添加した場合の高窒素鋼の圧延特性と金属組織変化を図１（ｂ）に示している。
【表４】
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【図１】
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