JP2007327098A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】孔拡げ率が均一な引張強度４８０ＭＰａ以上の熱延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】
Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、板厚方向の１／４ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／４ｔ）と１／２ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／２ｔ）とをともに５０％以上とし、かつこれらの面積率比α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）を０．９５以上とし、さらに鋼帯の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲の最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率を１０％以下とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。特に本発明は、自動車等各種産業機械に用いられる構造用部材の素材、例えば自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材、あるいは孔拡げ加工性が重要なホイール用の素材として好適な、特に孔拡げ性の均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、特に自動車用部材において、燃費の向上を目的として高強度鋼板に対する需要が高まっている。特に地球環境の保護という観点から、自動車の各種部材を薄肉化して車体質量を軽減し、燃費向上による排出ガスの削減が図られており、自動車の各種部材の中でも大型部材であるフレームや足廻り部品、バンパー等の補強材等を軽量化することによって、車体質量の軽減が極めて有効に行える。このフレームや足廻り部品またはホイールリムなどに求められる鋼板の機械特性には、強度、延性、曲げ加工性、孔拡げ性などがある。

このうち強度、延性については、熱間圧延段階での仕上げ温度、巻き取り温度の調整によって、比較的均一なものが得られるが、特に孔拡げ率については、上記の温度を均一にしても、バラツキが大きく、加工歩留まり低下の原因となっていた。

このバラツキの問題に対して、特許文献１は、粗圧延前に鋳片を幅方向に圧延（サイジング）することで孔拡げ率の均一性を確保している。しかしながら、この技術の対象としている鋼板はＳｉ≦０．１％の鋼板についてであり、Ｓｉ＞０．１％の鋼板については記述がない。

一方、孔拡げ性の向上を図る従来技術として、特許文献２にあるような、フェライト粒を十分成長させて穴拡げ性を低下させずに延性を改善し、その後に析出物を生成させて強度を確保するものが提示されている。しかし、孔拡げ率のバラツキについては記述がない。

強度と延性を確保する場合、複合組織鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼；以下「ＤＰ鋼」ともいう。）を用いることが多い。その際に主相と、第２相の強度差を強度や硬度の差を減少させることで孔拡げ率が向上できることが特許文献３に開示されているが、やはり孔拡げ率のバラツキについては記述されていない。
特開平０８−３０２４２６号公報 特開２００２−１８０１８８号公報 特開平１１−１８９８４２号公報

本発明は、前述のような従来技術のもつ問題点を解決する、機械特性、特に孔拡げ率が均一な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、熱延鋼板における孔拡げ率の不均一性について鋭意研究を進めた結果、高強度熱延鋼板では、素材である鋳片のミクロ偏析により局在した溶質元素によって、相変態の感受性が変化し、厚み方向の組織が不均一になることによって、孔拡げの不安定さを生じていることを新たに知見した。

すなわち、［Ｃ］≦０．４０％の溶鋼を、連続鋳造機を用いて鋳造した鋳片の断面をエッチングして観察すると、その凝固組織はデンドライト組織になっており、凝固時にデンドライト樹間でミクロな成分偏析が生じる。しかし、これまで圧延後鋼板品質に影響を与える因子として問題視されていたのは、鋳片断面の最終凝固位置に生じるマクロ偏析であった。本発明者らは、孔拡げ率の均一性が得られない鋼板は、鋼板厚み方向にフェライト面積率の変動があることを見出した。そしてこの面積率の変動は鋳片のミクロ偏析に起因していると推定し、鋳込み条件を変えた鋳片から同一条件で鋼板を製造し、その違いを調査した。その結果、鋳片厚みが１／４ｔ位置での平均冷却速度があるしきい値以上になると、デンドライトの一次アーム間隔が０．１ｍｍ以下となってミクロ偏析が軽減され、その鋳片を用いて製造した鋼板では、厚み方向フェライト面積率が均一化され、孔拡げ性の均一性が確保可能となることを新たに知見したのである。

本発明は上記新知見に基づくものであり、本発明の要旨は以下の熱延鋼板とその製造方法に係るものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、板厚方向の１／４ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／４ｔ）と１／２ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／２ｔ）とがともに５０％以上であり、かつこれらの面積率比α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）が９５％以上であり、さらに鋼帯の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率が１０％以下であることを特徴とする引張強度４８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度熱延鋼板。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度熱延鋼板。

（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。

（５）上記（１） 〜（４） のいずれかに記載の化学組成の溶鋼を、鋳片厚みの１／４ｔ位置での冷却速度を下記式１で求められる最小冷却速度Ｖ以上として連続鋳造法により鋳片となし、前記鋳片を１１００℃〜１３００℃として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式２で求められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後にＡｒ_３点〜Ａｒ_３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間空冷する中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。

最小冷却速度Ｖ（℃／秒）＝
｛（溶鋼温度−凝固開始温度）×（［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］＋０．０５［Ｍｎ］
＋０．０７［Ｓ］＋０．０１［Ｐ］＋０．０２［Ａ群元素の合計］
＋０．０２［Ｂ群元素の合計］＋０．０１［Ｃ群元素の合計］）｝^０．２
×０．１・・・・・（式１）
ここで、
（Ａ群）Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下
（Ｂ群）Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下
（Ｃ群）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下
である。

限界温度Ｔ（℃）＝
１６８．１５×｛（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ｝^２−２４５．１２
×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（式２）

本発明によれば、引張強度が４８０ＭＰａ以上で孔拡げ率のバラツキが抑制された熱延鋼板が得られる。

本発明における上述のような化学組成の成分範囲の限定理由について説明する。なお、本明細書において、化学組成の「％」表示はすべて「質量％」である。
Ｃ：０．０２％〜０．２０％
Ｃは鋼の強度を確保するのに必要な元素であり、４８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには重要な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、十分な第２相の析出ができなくなるため、４８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できなくなる。そのため下限は０．０２％とする。一方０．２０％を超えると製品の溶接性が低下する。したがってＣの含有量を０．０２〜０．２０％とした。

なお、容易に５９０ＭＰａ以上の高強度を得るには０．０３％以上、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには０．０４％以上とするのが望ましい。
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは固溶強化によってフェライト相を強化できるだけでなく、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、第２相をマルテンサイトとすることを容易にする。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性であるＤＰ鋼をつくる場合には重要であり、その場合は、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする。特に、高強度で高延性型のＤＰ鋼とするにはＳｉの含有量を０．４％以上とすることが望ましい。

Ｓｉ含有量が２．０％超の場合は、熱間圧延に供する前の高温状態にある段階で鋼材表面に液体のスケールが生成し、地鉄内部へクサビ状に生成する。熱間圧延前のデスケーリングにおいて、このクサビ状スケールが固化して剥離性の悪い、いわゆる「Ｓｉスケール」が発生する。このようなＳｉスケールが生成すると、完全にはデスケーリングされないまま熱間圧延が行われるので、酸洗前の熱延板表面には島状スケールが顕著に発生し、圧延後の鋼板または酸洗後の表面には島状スケール疵が残り美観が損なわれる。そのため、Ｓｉ含有量を２．０％以下とする。

Ｍｎ０．５〜３．０％
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、必要量の第２相を生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。一方３．０％を超えて、Ｍｎを含有させてもその効果は飽和してしまうため、コストの増大をもたらす。容易に高強度の第２相を生成させるための焼き入れ性を確保するには、Ｍｎを１．０％以上含有させることが望ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化に働く元素であり、高強度化のために有効である。しかし、Ｐは凝固時に偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、鋳片でのマクロおよびミクロ偏析が不均一となり、目的とする孔拡げ均一性を得ることができない。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。偏析防止の観点からは０．０２５％以下とすることが望ましい。

一方、Ｐは溶鋼の不純物として不可避的に含有され、過度に除去する場合には製造コストの増加が著しくなる。製造コストの観点からＰ含有量を０．００５％以上とすることが望ましい。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、各元素と硫化物を生成し、鋼板の加工性を悪化させるため、可能な限り低減する必要のある不純物である。またＰと同様に凝固時に偏析し易い元素であるため多量に含有する場合には、鋳片でのマクロおよびミクロ偏析が不均一となり、目的とする孔拡げ均一性を得ることができない。そのため、含有量の上限を０．０２％とした。望ましい上限は、０．０１％である。

Ａｌ：０．００５〜１．０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００５％の含有量が必要である。一方、その含有量が１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．００５〜１．０％とする。Ａｌを０．１％超含有させることにより、フェライト生成が促進し、孔拡げ特性の更なる向上が図れ、さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、各元素と結合して窒化物を形成する。窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、できるだけ低減するのが望ましいが、含有量が０．０１％以下であれば、無害化できる。そのため、上限を０．０１％とした。製鋼段階でのＮ低減コストと材料特性とのバランスから、Ｎ含有量は０．０００５％〜０．００５０％とするのが好ましい。

（Ａ群）Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは析出強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上含有させても、それぞれの作用効果は失われない。但し、その作用効果は、Ｔｉ：０．５％、Ｎｂ：０．５％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％をそれぞれ超えて含有させても飽和する。このためコストの観点から各元素の含有量をＴｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下として、これらの群から選ばれる１種または２種以上を含有させることが好ましい。またその作用効果は、Ｔｉについては０．０１％以上、Ｎｂについては０．００５％以上、Ｖについては０．０１％以上、Ｗについては０．０１％以上を含有させることにより確実に得られることから、それらを含有量の下限とすることが好ましい。

（Ｂ群）Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下から選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは固溶強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上含有させても、それぞれの作用効果は失われない。但し、その作用効果は、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和する。このためコストの観点から各元素の含有量をＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下として、これらの群から選ばれる１種または２種以上を含有させることが好ましい。またその作用効果は、Ｃｒについては０．０５％以上、Ｍｏについては０．０５％以上、Ｃｕについては０．０５％以上、Ｎｉについては０．０５％以上、Ｂについては０．０００２％以上含有させることにより確実に得られることから、それらを含有量の下限とすることが好ましい。

（Ｃ群）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％からなる群から選ばれる１種または２種以上
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは硫化物、酸化物などの介在物を球状化し無害化させることができ、２種以上含有させても、それぞれの作用効果は失われない。但し、その作用効果は、ＲＥＭ：０．１％、Ｍｇ：０．０１％およびＣａ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和する。このためコストの観点から、各元素の含有量をＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下として、これらの群から選ばれる１種または２種以上を含有させることが好ましい。またその作用効果は、ＲＥＭについては０．００５％以上、Ｍｇについては０．０００５％以上およびＣａについては０．０００５％以上含有させることにより確実に得られることから、それらを下限とするのが好ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

本発明にかかる鋼板の組成としては、その他、不純物およびＦｅからなるが、不純物としては、Ｃｏ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｅ、Ｔａ等が例示され、合計０．０３％以下程度は許容される。 次に、本発明にかかる高強度熱延鋼板の組織は、以下のように規定される。なお、本明細書において組織割合を示す「％」は「面積％」を意味する。

引張強度が４８０ＭＰａ以上の領域で、孔拡げ率の均一性を得るためには、金属組織において、板厚方向１／４ｔと１／２ｔの位置（ｔ：板厚）におけるフェライトの面積率が均一であることが必要である。そのための指標としては、板厚方向１／４ｔと１／２ｔにおけるフェライトの面積率をそれぞれα（１／４ｔ）とα（１／２ｔ）とすると、その面積率比Ｒ＝α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）を０．９５以上とする。

ここで、α（１／４ｔ）とα（１／２ｔ）とはともに５０％以上とする。双方のフェライト面積率が５０％未満の場合、孔拡げに必要な延性を確保できず、孔拡げ率が低下し、孔拡げ率のバラツキも大きくなる。それぞれの位置におけるフェライト面積率の上限は特に限定しないが９５％とすることが好ましい。フェライト面積率が９５％超となると、強度確保に必要な第２相の面積率が低下し、所定の引張り強度を得ることが困難になるからである。

フェライト以外の第２相は、所定の強度を得られるならば、マルテンサイト、ベイナイト等、特に限定する必要はない。
したがって、本発明にかかる熱延鋼板の組織は一般にはフェライトを第１相としたＤＰ鋼組織にあるが、実質上すべてがフェライト組織であってもよい。

板厚方向のフェライト面積比を均一にすることで、孔拡げ率のバラツキが抑制される理由は十分に解明されていないが、孔拡げ加工は局所的な加工を板厚方向と板幅、板圧延方向に連鎖的に行うため、延性をもつフェライト組織が板厚方向で不均一となった場合に、孔拡げ加工時に破断を生じ易くなり、孔拡げ率が不均一になるものと推定される。

なお、上記フェライト面積率の条件は、板幅方向に亘って満足されていることが好ましい。例えば、幅方向に１５０ｍｍ間隔で測定したフェライト面積率（幅方向端部を除く）が総て上記条件を満足することが好ましい。

本発明にかかる熱延鋼板の表面性状は次の通り規定される。
鋼板の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵を面積率で１０％以下とする。ここに「島状スケール疵」とは、酸洗前の熱延鋼板においては、熱間圧延に供する前の高温状態にある段階で鋼材表面に生成するいわゆる一次スケールが、熱間圧延前の高圧水等によるデスケーラで除去しきれずに残存し、後続の熱間圧延時に鋼板表面に押込まれ伸ばされて島状となった赤スケールと称される部分を云い、酸洗後の熱延鋼板においては、前記赤スケールの部分が酸洗後において他の正常部に比して粗い表面状態を呈し疵部として認識される部分を云う。鋼板の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％超の場合、外観が美麗でないばかりか、鋼板表面の粗さの不均一性に起因して孔拡げ性の均一性の確保が困難になる。最大長さが５ｍｍ未満の島状スケール疵だけであれば、また最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率が１０％未満であればその悪影響が小さい。島状スケールの評価領域を鋼板の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲に規定するのは、端部を除く趣旨である。

つまり、本発明が目的とする孔拡げ率の均一性の確保は需要家の使用段階におけるものであるから、上記鋼板には熱間圧延直後の状態における先端部や後端部における非定常部等は含まれない。

ここで、本発明にかかる上述のような高強度熱延鋼板の製造方法について説明すると次の通りである。
（製鋼工程）
精錬段階では、特別な方法で成分調整を実施する必要はなく、現状技術で本発明において規定するような成分に調整すればよい。

連続鋳造段階では、溶鋼成分と溶鋼過熱度（溶鋼温度−凝固開始温度）に応じて鋳片冷却速度を調整する。すなわち、鋳片厚１／４ｔ位置での冷却速度を、下記式１で計算される最小冷却速度Ｖ以上とする。

最小冷却速度Ｖ（℃／ｓ）＝
｛（溶鋼温度−凝固開始温度）×（［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］＋０．０５［Ｍｎ］
＋０．０７［Ｓ］＋０．０１［Ｐ］＋０．０２［Ａ群元素の合計］
＋０．０２［Ｂ群元素の合計］＋０．０１［Ｃ群元素の合計］）｝^０．２
×０．１・・・・・（式１）
ここで、
（Ａ群）Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下
（Ｂ群）Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下
（Ｃ群）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下
である。

冷却速度の変更方法については、以下のような方法が挙げられる。
（１）鋳片の冷却は通常、水冷銅鋳型を通して行われる一次冷却と、鋳型を出た鋳片に直接冷却水をかけて冷却する二次冷却とに分けられる。これらの冷却水量を調整することで冷却速度を変化させることができる。

（２）鋳片厚みの変更によって、同じ水量であっても、１／４ｔの位置（ｔ：鋳片厚さ）での冷却速度を変化させることができる。
（３）電磁攪拌装置等により、凝固中の溶鋼に駆動力を与えることで冷却速度を変化させることができる。

もちろん、上記の他の手法により冷却速度を変更しても構わない。このときの冷却速度は実際に測定してもあるいは計算により求めることもできる。
以上のような方法を使って最小冷却速度（Ｖ）以上で凝固させた鋳片の、鋳片厚１／４ｔの位置におけるデンドライト一次アーム間隔は０．１ｍｍ以下となっており、デンドライト樹間に発生するミクロ偏析は極めて小さくなっている。

そのため、圧延後の組織についても、ミクロ偏析による相変態の不均一さを生じることを抑制し、孔拡げ率のバラツキを減少することが可能となる。
（熱間圧延）
本発明にかかる鋼板を得るためには、上記連続鋳造により得られた鋳片を１１００℃〜１３００℃として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式２で求められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後にＡｒ_３点〜Ａｒ_３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の空冷と、前記空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取る。

限界温度Ｔ（℃）＝
１６８．１５×｛（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ｝^２−２４５．１２
×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）・・・・・（式２）
（１）粗熱間圧延に供する連続鋳造鋳片温度
粗熱間圧延に供する連続鋳造鋳片温度は、１１００℃以上である。前記温度が、１１００℃未満であると、鋳片中にわずかに残存しているミクロ偏析が拡散できず、そのミクロ偏析から変態組織のバラツキが発生し、孔拡げ性が不均一となる。また、鋳片中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、熱間圧延後の鋼板に残存し、著しく、延性と孔拡げ率を劣化させる。

前記温度の上限は１３００℃とする。１３００℃超であると、鋳片が自重で変形し、圧延トラブルの原因となることがある。
なお、本発明においては、熱間圧延に供する連続鋳造鋳片温度が上記温度域にあればよく、１１００℃未満の温度となった連続鋳造鋳片を加熱する場合のみならず、連続鋳造鋳片を１１００℃未満の温度に低下させることなく熱間圧延に供する場合も含まれる。

（２）仕上熱間圧延前の粗バー温度
粗熱間圧延により得られた粗バーを粗バーの表面に生成するＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度以上、具体的には、Ｔ（℃）＝１６８．１５×｛（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ｝^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）として規定される限界温度Ｔ（℃）以上とした後、デスケーリングを実施する。

スケールは、その生成量が多くなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生し、粗バーとスケールとの界面に生成するボイドの生成量も増加する。粗熱間圧延完了からデスケーリング開始までにスケール生成が進行するほど、発生した圧縮応力及び生成したボイドの相互作用により、粗バーの表面に生成するスケールは剥離し易いものとなる。デスケーリング前の粗バーの温度が上記限界温度Ｔ（℃）未満であると、粗バー表面に生成するスケール量が少ない。そのため粗バーへのデスケーリング性が悪化し、島状スケール疵が発生する。

Ｓｉ含有量が０．２％以上であるＳｉ含有鋼は、高温かつ長時間のスラブ加熱によってＳｉ酸化物（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４）が母材及びスケールの界面に濃化することによってスケール（ＦｅＯ）の生成が抑制される。ここで、一般的に、スケールの生成量を増加するには鋼板温度を高く設定すればよいが、Ｓｉ含有鋼ではこの酸化抑制効果がかなり大きいために、鋼板温度を多少高めた程度ではスケールの生成量はあまり増加しない。

ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度である約１１７７℃以上に維持されておれば、Ｓｉ含有鋼のＳｉ量が高くとも、あるいはＳｉが界面に濃化していようとも、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４が溶融することで、スケール生成の抑制効果はなくなり、スケールの生成が進行する。

ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度は粗バーの組成、特にＰ、Ａｌを含有するとこの共晶温度は低下し、Ｔ（℃）＝１６８．１５×｛（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ｝^２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）以上の温度であれば、ＦｅＯ／Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の共晶温度以上となり、その温度加熱後にデスケーリングを実施すれば、鋼板表面のスケール疵は減少する。

本発明においては、粗バーが上記限界温度Ｔ以上であればよいので、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機の間に誘導加熱等による粗バー加熱装置を配して、前記粗バー加熱装置により限界温度Ｔ以上とする場合のみならず、粗圧延完了温度をＴ以上としてもよい。一般的には、粗圧延完了温度を限界温度Ｔ以上とするには粗熱間圧延に供する鋳片の温度を高温とする必要が生じてコスト的に不利となることから、上述したように粗バー加熱装置を配して加熱することが好ましい。

デスケーリング
デスケーリング装置は、公知のデスケーリング装置であればよい。例えば、粗バーの幅方向へ粗バーの表面へ高圧水を、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下及び粗バー単位幅当たり流量：０．０１（ｍ^３／ｓ／ｍ）以上０．４（ｍ^３／ｓ／ｍ）以下の条件で噴射するための噴射用ノズルを複数個配置されたデスケーリング装置を用いることができる。また、スケール除去時の粗バーの移動速度は０．１（ｍ／ｓ）以上２．５（ｍ／ｓ）以下とすることができる。なお、仕上げ圧延前にデスケーリングを行う際の粗バーの温度も特に限定を要さない。

熱間圧延完了温度
熱間圧延は、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３点＋１５０℃の温度範囲で完了する。
熱間圧延完了温度がＡｒ_３点未満では、フェライト域圧延となり加工フェライトが生成するため、相変態で生じるフェライトとの間に強度のバラツキが生じて、孔拡げ性の均一性が劣化する。あるいは、圧延時体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生することが考えられる。

一方、熱間圧延完了温度がＡｒ_３点＋１５０℃超では、後述する熱間圧延後の急冷によってフェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５０％未満となり、板厚方向の面積率にもバラツキを生じ、孔拡げ率のバラツキが大きくなる。

熱間圧延完了後の冷却工程
熱間圧延完了後、３秒以内に１次冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで１次冷却し、１次冷却後２〜２０秒間空冷を行い、その後平均冷却速度１０℃／秒以上で２次冷却して２５０℃以下の温度で巻き取りを実施することにより、所望の金属組織を得ることができる。

熱間圧延完了後から１次冷却開始までの時間が３秒超の場合、または、１次冷却開始までの時間が３秒以内であっても１次冷却の平均冷却速度が、２０℃／秒未満であると、α（１／２ｔ）がα（１／４ｔ）よりも過大となって面積率にバラツキが生じ、孔拡げ率の均一性が損なわれる。

一方、１次冷却の平均冷却速度が１５０℃／秒超の場合、フェライト粒が成長せず、α（１／２ｔ）とα（１／４ｔ）がともに５０％未満となる場合がある。
１次冷却完了温度が６００℃未満であると、冷却が過大であるためフェライトの生成が抑制され、α（１／２ｔ）とα（１／４ｔ）がともに５０％未満となる。一方、１次冷却停止温度が７６０℃超の場合、α（１／２ｔ）がα（１／４ｔ）よりも粗大化することによって面積率にバラツキが生じ、穴拡げ率の均一性が損なわれ、かつ、第２相の面積率減少によって所定の強度が得られない。

１次冷却完了後、さらに２〜２０秒間の中間空冷を施すことで、フェライト面積率比Ｒ＝α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）を安定して０．９５以上確保することができる。
中間空冷時間が２秒未満であるとフェライトからオーステナイトへのカーボンの拡散が不十分であり、フェライト粒の周辺に多くの第２相が生成し、板厚方向におけるフェライトの面積率が変動しやすくなる。逆に、中間空冷時間が２０秒超になると、カーボンの拡散が過剰になり、フェライト粒が粗大化して、板厚方向でのフェライトの面積率が変動しやすくなる。

中間空冷後、１０℃／秒以上で冷却後、２５０℃以下で巻き取ることにより、穴拡げ性の均一性と十分な強度を有する第２相とを確保することができる。
中間空冷後の２次冷却における平均冷却速度が１０℃／秒未満では、フェライト以外の第２相の板厚方向における生成が不安定となり、板厚方向におけるフェライト面積率が変動しやすい。

また、巻取温度が２５０℃超では、板厚方向の冷却が不十分であるため、フェライト以外の第２相の板厚方向における生成が不安定となり、板厚方向におけるフェライト面積率が変動しやすいうえに、十分な強度を確保することが困難となる。

表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。その際の鋳片冷却速度は表２に示す速度であった。冷却速度は冷却水量の増減で調整した。試験圧延装置を用いて、得られた鋳片を表２に示す条件にて加熱した後、粗圧延を実施し、厚み３５ｍｍの粗バーとし、誘導加熱装置で粗バーを加熱した。その後、デスケーリングを行い、仕上げ圧延、鋼板冷却を実施した。その後、酸洗を実施した。

［評価方法］
＜スラブ厚１／４ｔでの実平均冷却速度＞
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片厚１／４ｔの位置において、０．５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、実平均冷却速度Ａ（℃／秒）を算出した。

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}
＜金属組織の評価＞
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳＧ０５５２に準拠して処理し、倍率５００倍の画像から画像処理にてフェライト面積率をもとめた。

各供試材について、幅方向に１５０ｍｍ離れた５点を選び、その点での板厚方向１／４ｔと１／２ｔにおけるフェライト面積率α（１／４ｔ）、α（１／２ｔ）およびその比率Ｒ＝α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）を測定した。

これらの値の最小値を供試材の代表値とした。
＜鋼板の表面性状の評価＞
鋼板表面における島状スケール疵の面積率は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて鋼板の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲内における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率を算出した。

＜引張試験＞
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じたものであった。これにより降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。

＜孔拡げ試験＞
孔拡げ試験は、各供試材について、幅方向に１５０ｍｍ離れた５点を選び、初期孔径（ｄ_０：１０ｍｍ）の打抜き孔を、６０°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での孔径（ｄ）から孔拡げ率Ｐ（％）＝（ｄ−ｄ_０）／ｄ_０×１００を求めて評価した。

５点の孔拡げ率（Ｐ）のうち、最大値と最小値の差を各供試材の孔拡げ率のバラツキΔＰとした。
鋼板の特性結果を表３に示す。

［評価結果］
本発明例である供試材Ｎｏ．１〜１５は強度が４８０ＭＰａ以上で、板厚方向１／４ｔと１／２ｔにおけるフェライト面積率α（１／４ｔ）、α（１／２ｔ）の最小値がともに５０％以上であり、測定点におけるそれらの比率Ｒの最小値が９５％であるため、孔拡げ率のバラツキΔＰ≦１５％なっており、孔拡げ率の均一な鋼板となっている。

また表面性状についても、島状スケール疵面積率が２％以内であり優れていた。
これらに対して、供試材Ｎｏ．１６〜１７は鋳片の冷却速度が、最小冷却速度を下回っており、鋳片内部にミクロ偏析があったため、熱延条件を本発明範囲内で実施してもミクロ偏析に起因すると考えられるフェライト面積率および板厚方向での比率のバラツキが生じ、結果としてΔＰが２０％以上の孔拡げ率の不均一な鋼板となった。

供試材Ｎｏ．１８は鋳型の加熱温度が１０７５℃と本発明範囲外であった。フェライトの生成はあったものの、僅かに残存している鋳片内のミクロ偏析が拡散されず、ミクロ偏析に起因すると考えられるフェライト面積率および板厚方向での比率のバラツキが生じ、結果として粗圧延以降の熱延条件を本発明内で実施してもΔＰが１８％以上の孔拡げ率の不均一な鋼板となった。

供試材Ｎｏ．１９は、粗バー加熱温度が１０９０℃と粗バー加熱限界温度を下回っており、本発明範囲外であった。そのため、島状スケール疵面積率が１５％となり、表面状況の悪化とともに孔拡げ率のバラツキも大きくなった。

供試材Ｎｏ．２０は、熱間圧延時の仕上げ温度が８７０℃と材質ＥのＡｒ_３点を下回り、本発明範囲外となった。そのため圧延時にフェライト生成による体積変動が起こり、正常な圧延ができず、鋼板表面の品質、機械特性が悪くて鋼板の評価ができなかった。

供試材Ｎｏ．２１は、熱間圧延時の仕上げ温度が９５０℃と材質ＣのＡｒ_３点＋１５０℃を上回り、本発明外となった。そのためフェライトの生成が抑制されて、フェライトの面積率の最小値が５０％以下となり、板厚方向でのバラツキも大きく、それに伴って孔拡げ率のバラツキも大きくなった。

供試材Ｎｏ．２２は、仕上げ圧延終了から一次冷却開始までの時間が３．８秒と本発明外であった。そのため、フェライト粒の粗大化による板厚方向のバラツキが大きく、Ｒの最小値が８１％となった。そのため孔拡げ性が均一ならずΔＰが２３％となった。

供試材Ｎｏ．２３は一次冷却の冷却速度が１５℃／ｓと本発明範囲外であった。そのため、フェライト粒の粗大化による板厚方向のバラツキが大きく、Ｒの最小値が８３％となった。そのため孔拡げ性が均一にならずΔＰが２８％となった。

供試材Ｎｏ．２４は一次冷却の冷却速度が１６０℃／ｓと本発明範囲外であった。そのため、フェライトの粒成長は抑制されて、板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８２％となった。そのため孔拡げ性が均一にならずΔＰが２６％となった。

供試材Ｎ０．２５は一次冷却後の停止温度が５９０℃と本発明範囲外であった。そのためフェライトの生成が抑制され、フェライト面積率の最小値が４４％となり、Ｒの最小値が８８％となった。そのため孔拡げ性が均に一ならずΔＰが１８％となった。

供試材Ｎｏ．２６は一次冷却後の停止温度が７８０℃と本発明範囲外であった。そのためフェライトの生成が促進されたが、板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８４％となった。そのため孔拡げ性が均一にならずΔＰが２３％となった。

供試材Ｎｏ．２７は一次冷却停止後の中間空冷時間が１秒と本発明範囲外であった。そのためフェライト以外の第２相が厚み方向に安定して生成せず、フェライト面積が変動した。板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８１％となった。そのため孔拡げ性が均一にならずΔＰが２４％となった。

供試材Ｎｏ．２８は、一次冷却停止後の中間空冷時間が２２秒と本発明範囲外であった。そのためフェライト以外の第２相が厚み方向に安定して生成せず、フェライト面積が変動した。板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８５％となった。そのため孔拡げ性が均一にならずΔＰが２０％となった。

供試材Ｎｏ．２９は、二次冷却の冷却速度が８℃／ｓと本発明範囲外であった。そのため、フェライト以外の第２相が厚み方向に安定して生成せず、フェライト面積が変動した。板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８７％となった。そのため孔拡げ率が均一にならずΔＰが２３％となった。

供試材Ｎｏ．３０は、巻き取り温度が２８０℃と本発明範囲外であった。そのため巻き取り後冷却の不均一から、第２相が厚み方向に安定して生成せず、フェライト面積が変動した。板厚方向にバラツキが大きく、Ｒの最小値が８５％となった。そのため孔拡げ率が均一にならずΔＰが１９％となった。更に引張り強度も４５８（ＭＰａ）と所定の強度を満たさなかった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、板厚方向の１／４ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／４ｔ）と１／２ｔ位置におけるフェライト面積率α（１／２ｔ）とがともに５０％以上であり、かつこれらの面積率比α（１／４ｔ）／α（１／２ｔ）が９５％以上であり、さらに鋼帯の幅方向位置１／８ｗ〜７／８ｗの範囲における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率が１０％以下であることを特徴とする引張強度４８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組成の溶鋼を、鋳片厚みの１／４ｔ位置での冷却速度を下記式１で求められる最小冷却速度Ｖ以上として連続鋳造法により鋳片となし、前記鋳片を１１００℃〜１３００℃として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式２で求められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後にＡｒ_３点〜Ａｒ_３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間空冷する中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
   最小冷却速度Ｖ（℃／秒）＝
   ｛（溶鋼温度−凝固開始温度）×（［Ｃ］＋０．０３［Ｓｉ］＋０．０５［Ｍｎ］
   ＋０．０７［Ｓ］＋０．０１［Ｐ］＋０．０２［Ａ群元素の合計］
   ＋０．０２［Ｂ群元素の合計］＋０．０１［Ｃ群元素の合計］）｝^０．２
   ×０．１・・・・・（式１）
   ここで、
   （Ａ群）Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下
   （Ｂ群）Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．０１％以下
   （Ｃ群）ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下
   である。
   限界温度Ｔ（℃）＝
   １６８．１５×｛（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ｝^２−２４５．１２
   ×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０・・・・・（式２）