JP2009275256A - 熱間圧延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】590MPa以上の高い引張強度を有しつつ、優れた延性、伸びフランジ性および表面性状を有する高強度熱間圧延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.02〜0.05％、Si:0.6〜1.0％、Mn:0.8〜1.5％、P:0.05％以下、S:0.005％以下、Al:0.10〜1.0％、N:0.01％以下、Ti:0.01〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％、Ca:0.001〜0.005％を含有し、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを面積率で93％以上を含有する鋼組織を有し、機械特性が、引張強度：590MPa以上、引張強度(MPa)と全伸び(%)との積(TS×El値)：17500MPa・%以上、引張強度(MPa)と穴拡げ率(%)との積(TS×λ値)：72000MPa・%以上である機械特性を有し、鋼板表面において最大長さ5mm以上の島状スケール疵が面積率で5%以下である表面性状を有する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C:0.02〜0.05％、Si:0.6〜1.0％、Mn:0.8〜1.5％、P:0.05％以下、S:0.005％以下、Al:0.10〜1.0％、N:0.01％以下、Ti:0.01〜0.10％、Nb:0.01〜0.10％、Ca:0.001〜0.005％を含有し、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを面積率で93％以上を含有する鋼組織を有し、機械特性が、引張強度：590MPa以上、引張強度(MPa)と全伸び(%)との積(TS×El値)：17500MPa・%以上、引張強度(MPa)と穴拡げ率(%)との積(TS×λ値)：72000MPa・%以上である機械特性を有し、鋼板表面において最大長さ5mm以上の島状スケール疵が面積率で5%以下である表面性状を有する。
【選択図】なし
Description
本発明は、熱間圧延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材として好適な、延性、伸びフランジ性および表面性状に優れ、コイル内における特性の変動が少ない高強度熱間圧延鋼板およびその製造方法に関するものである。
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱間圧延鋼板は、比較的安価な構造材料として自動車を始めとする各種の産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱間圧延鋼板には、軽量化、優れた耐久性や衝撃吸収能などの観点から高強度化が望まれているうえ、複雑な形状への成形に耐え得るだけの優れた加工性も必要とされている。特に加工性に関しては、通常、引張試験で評価される延性および穴拡げ試験等で評価される伸びフランジ性が重要な指標として注目される。これらの性能は高強度化するにつれて低下する傾向があるため、高強度と良好な加工性を両立させるのは容易ではない。
ところで、延性および伸びフランジ性の良好な熱間圧延鋼板の製造にはＳｉの添加が有効であることが知られている。例えば、特許文献１および特許文献２には、Ｓｉのセメンタイト微細化効果を利用して熱間圧延鋼板の伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、上述のようにＳｉを添加すると、熱間圧延鋼板のデスケ−リング性が悪化し、不均一な厚みのスケ−ルが鋼板上に残存して、表面性状が悪化するばかりか、スケ−ル厚みの不均一性に起因して鋼板の冷却も不均一となり、そのためコイル内の特性変動が大きくなって歩留悪化の原因となった。
もっとも、上記の特許文献１および特許文献２には、熱間圧延に際しての鋼片の加熱温度を１０００〜１２００℃と低目に抑えてデスケ−リング性悪化の原因となるファイアライトの生成を抑制することも開示されているが、この方策による場合には低い温度で圧延がなされるために圧延荷重（圧延負荷）が大きくなるという問題があった。
また、特許文献３には、Ｓｉ添加による不均一な厚みのスケールによる不均一冷却を解消し、特性の変動が少ない鋼板を製造するという優れた方法が開示されているが、この方法によっても不均一なスケールによる不均一な冷却の問題は完全には解決されないので改善の余地がある。
特開平３−２１９０４９号公報
特開平４−８８１２５号公報
特開平８−３２５６４４号公報
そこで、本発明の目的は、５９０ＭＰａ 以上の高い引張強度を有しつつ、優れた延性、伸びフランジ性および表面性状を有する高強度熱間圧延鋼板とその製造方法を提供することにある。
上記の目的を達成すべく本発明者等が鋭意研究した結果、高強度で優れた延性をもつＳｉ含有量が０．６％以上である高伸びフランジ鋼の鋼組織ならびに鋼板の表面性状を最適化することにより、高強度で優れた延性および伸びフランジ性を保ちつつ、表面性状に優れた熱間圧延鋼板が得られることを知見し、ここに以下の本発明を完成したものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを面積率で９３％以上を含有する鋼組織を有し、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）：１７５００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積（ＴＳ×λ値）：７２０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有し、鋼板表面において最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で５％以下である表面性状を有することを特徴とする熱間圧延鋼板。
ここで、「穴拡げ率」とは、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）をいい、この穴拡げ率により伸びフランジ性を定量的に評価することができる。
また、鋼組織の面積率の計測は、鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各組織について行う。
また、鋼組織の面積率の計測は、鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各組織について行う。
（２）熱間圧延鋼板下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする熱間圧延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１に記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後６秒間以上の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
（Ａ）請求項１に記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後６秒間以上の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
本発明の鋼板は、高強度で優れた延性および伸びフランジ性を保ちつつ、表面性状に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。
以下に、本発明に係る鋼板の最良の形態や製造条件の範囲およびこれらの設定理由について説明する。なお、本明細書における鋼の化学組成を表す「％」は、特に断りがない場合には質量％を意味する。
１．化学組成
（１）Ｃ：０．０２〜０．０５％
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼板を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０．０２％未満では、十分な強度が確保できず、引っ張り強度を５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるので、優れた伸びフランジ性を確保するためにはＣ含有量を０．０５％以下に抑えなければならない。したがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．０５％とする。
（１）Ｃ：０．０２〜０．０５％
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼板を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０．０２％未満では、十分な強度が確保できず、引っ張り強度を５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるので、優れた伸びフランジ性を確保するためにはＣ含有量を０．０５％以下に抑えなければならない。したがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．０５％とする。
（２）Ｓｉ：０．６〜１．０％
Ｓｉは、高強度と高加工性を両立させるのに重要な元素である。更に、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、フェライトを強化して伸びフランジを向上させる作用効果をも有している。そこで、十分な加工性を得るためにはＳｉ含有量を０．６％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると溶接性や靱性の劣化を招くようになる。したがって、Ｓｉ含有量を０．６〜１．０％とする。
Ｓｉは、高強度と高加工性を両立させるのに重要な元素である。更に、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、フェライトを強化して伸びフランジを向上させる作用効果をも有している。そこで、十分な加工性を得るためにはＳｉ含有量を０．６％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると溶接性や靱性の劣化を招くようになる。したがって、Ｓｉ含有量を０．６〜１．０％とする。
（３）Ｍｎ：０．８〜１．５％
Ｍｎは、必要な強度を確保するために重要な元素であり、本発明では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために０．８％以上を含有させる。一方、１．５％を超えて含有させると溶接性の劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．８〜１．５％と定めた。
Ｍｎは、必要な強度を確保するために重要な元素であり、本発明では５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために０．８％以上を含有させる。一方、１．５％を超えて含有させると溶接性の劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．８〜１．５％と定めた。
（４）Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物元素でもあるが、固溶強化として働く元素でもあるので、高強度化のために有効である。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、多量に添加すると粒界に偏析して脆化を生じるため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
Ｐは、不純物元素でもあるが、固溶強化として働く元素でもあるので、高強度化のために有効である。したがって、積極的に含有させてもよい。しかしながら、多量に添加すると粒界に偏析して脆化を生じるため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
（５）Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物元素であり、鋼中のＭｎと結合して非金属介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
Ｓは、不純物元素であり、鋼中のＭｎと結合して非金属介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
（６）Ｔi：０．０１〜０．１０％
Ｔiは、鋼中のＣ及びＮを析出物にして析出強化し、フェライト中の固溶Ｃ量及びセメンタイトを低減させ、伸びフランジ性を向上させる作用効果がある。その効果を発揮させるには０.０１％以上を含有させる。一方、０．１０％を超えて含有させても上記効果は飽和し、経済的にも不利である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１０％とする。
Ｔiは、鋼中のＣ及びＮを析出物にして析出強化し、フェライト中の固溶Ｃ量及びセメンタイトを低減させ、伸びフランジ性を向上させる作用効果がある。その効果を発揮させるには０.０１％以上を含有させる。一方、０．１０％を超えて含有させても上記効果は飽和し、経済的にも不利である。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１０％とする。
（７）Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、鋼中のＣ及びＮを析出物にして、オーステナイト粒を微細化してフェライトの核生成サイトを増やし、鋼組織の粗大化を抑制する。このため、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とする。一方、過剰なＮｂ添加は、スラブ中に粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し鋼板の機械特性を損なう。このためＮｂ含有量のは０．１０％以下とする。
Ｎｂは、鋼中のＣ及びＮを析出物にして、オーステナイト粒を微細化してフェライトの核生成サイトを増やし、鋼組織の粗大化を抑制する。このため、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とする。一方、過剰なＮｂ添加は、スラブ中に粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し鋼板の機械特性を損なう。このためＮｂ含有量のは０．１０％以下とする。
（８）Ａｌ：０．１０〜１．０％
Ａｌは、フェライト生成を促進し、加工性を向上させる効果がある。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度（粗バーの表面に生成するＦｅ２ＳｉＯ４が溶融化する温度、換言すれば、粗バーの表面に生成するＦｅＯとＦｅ２ＳｉＯ４との共晶温度）を低下させる効果があるため、Ａｌの添加により脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。その効果を発揮させるには０．１０％以上を含有させる。一方、Ａｌ含有量が１．０％を超えると、粗大な非金属介在物が増加して、加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．１０〜１．０％とした。
Ａｌは、フェライト生成を促進し、加工性を向上させる効果がある。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度（粗バーの表面に生成するＦｅ２ＳｉＯ４が溶融化する温度、換言すれば、粗バーの表面に生成するＦｅＯとＦｅ２ＳｉＯ４との共晶温度）を低下させる効果があるため、Ａｌの添加により脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。その効果を発揮させるには０．１０％以上を含有させる。一方、Ａｌ含有量が１．０％を超えると、粗大な非金属介在物が増加して、加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．１０〜１．０％とした。
（９）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物元素であり、ＡｌやＴｉと結合して窒化物を形成する。この窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいが、過剰なＮ低減はコストの著しい上昇を招くのでＮ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物元素であり、ＡｌやＴｉと結合して窒化物を形成する。この窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいが、過剰なＮ低減はコストの著しい上昇を招くのでＮ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
（１０）Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは、強度−伸びフランジ性のバランスを向上させる作用を有する。Ｃａ含有量が０．００１％を下回るとその効果が十分に得られないので下限を０．００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると上記作用による効果は飽和し、経済的に不利となるため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。
上記の元素以外は、鉄および不純物である。
Ｃａは、強度−伸びフランジ性のバランスを向上させる作用を有する。Ｃａ含有量が０．００１％を下回るとその効果が十分に得られないので下限を０．００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると上記作用による効果は飽和し、経済的に不利となるため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。
上記の元素以外は、鉄および不純物である。
２．鋼組織
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性および伸びフランジ性を実現するためには、鋼組織において、フェライトの面積率（鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各相の面積率、単位：面積％）を９３面積％以上とすることが必要である。フェライトの面積率が９３面積％より低くなると、フェライトに比して硬質な第二相の面積率が高くなり、強度が上昇して延性が劣化したり、伸びフランジ加工の際に亀裂の起点となるフェライトと硬質な第二相との界面の面積が増加して伸びフランジ性が劣化したりする。フェライト以外の組織としてはベイナイト、セメンタイトなどが存在する。それらは最大で７面積％であり、実質的に特性には影響しない。
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性および伸びフランジ性を実現するためには、鋼組織において、フェライトの面積率（鋼板の圧延方向断面について光学顕微鏡または電子顕微鏡により観察した場合の視野における各相の面積率、単位：面積％）を９３面積％以上とすることが必要である。フェライトの面積率が９３面積％より低くなると、フェライトに比して硬質な第二相の面積率が高くなり、強度が上昇して延性が劣化したり、伸びフランジ加工の際に亀裂の起点となるフェライトと硬質な第二相との界面の面積が増加して伸びフランジ性が劣化したりする。フェライト以外の組織としてはベイナイト、セメンタイトなどが存在する。それらは最大で７面積％であり、実質的に特性には影響しない。
３．機械特性
本発明の鋼板は、良好な延性および伸びフランジ性を備えた高強度熱間圧延鋼板を提供することを目的とするものであるから、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）：１７５００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積（ＴＳ×λ値）：７２０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有するものとする。
本発明の鋼板は、良好な延性および伸びフランジ性を備えた高強度熱間圧延鋼板を提供することを目的とするものであるから、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）：１７５００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積（ＴＳ×λ値）：７２０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有するものとする。
４．表面性状
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率は５％以下とする。鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率が５％超となると、外観が美麗でないばかりか、不均一なＳｉスケールの存在に起因して、熱間圧延後の冷却過程において温度ムラが顕著となり、コイル内における特性の変動が大きくなる。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率は５％以下とする。鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール疵の面積率が５％超となると、外観が美麗でないばかりか、不均一なＳｉスケールの存在に起因して、熱間圧延後の冷却過程において温度ムラが顕著となり、コイル内における特性の変動が大きくなる。
５．製造方法
本発明の熱間圧延鋼板は、例えば、下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有する熱間圧延鋼板の製造方法により効率的に製造することができる。
（Ａ）本発明に係る上記の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に１次冷却の完了後６秒間以上の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
本発明の熱間圧延鋼板は、例えば、下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有する熱間圧延鋼板の製造方法により効率的に製造することができる。
（Ａ）本発明に係る上記の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に１次冷却の完了後６秒間以上の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
以下に各工程について説明する。
（１）粗熱間圧延工程
粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１２００℃以上とする。この温度が１２００℃未満では、鋼塊または鋼片の中に存在する粗大な硫化物や窒化物などが再固溶せずに、熱間圧延後の鋼板にまで残存し、延性および伸びフランジ性を著しく劣化させる場合がある。なお、鋼塊または鋼片を粗熱間圧延に供する態様は、１２００℃未満の温度にある鋼塊または鋼片を再加熱したものを供するものであってもよく、連続熱間圧延後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片をそのままあるいは保温を行って供するものであってもよい。粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度の上限は特に規定する必要はないが、１３００℃超ではスラブが自重で変形して圧延トラブルに繋がる危険性があるので、１３００℃以下とすることが好ましい。
（１）粗熱間圧延工程
粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度は１２００℃以上とする。この温度が１２００℃未満では、鋼塊または鋼片の中に存在する粗大な硫化物や窒化物などが再固溶せずに、熱間圧延後の鋼板にまで残存し、延性および伸びフランジ性を著しく劣化させる場合がある。なお、鋼塊または鋼片を粗熱間圧延に供する態様は、１２００℃未満の温度にある鋼塊または鋼片を再加熱したものを供するものであってもよく、連続熱間圧延後または分塊圧延後の高温状態にある鋼塊または鋼片をそのままあるいは保温を行って供するものであってもよい。粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度の上限は特に規定する必要はないが、１３００℃超ではスラブが自重で変形して圧延トラブルに繋がる危険性があるので、１３００℃以下とすることが好ましい。
（２）デスケーリング工程
粗熱間圧延により得られた粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施す。
粗熱間圧延により得られた粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施す。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、母材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。このようにして発生した圧縮応力と生成したボイドとの相互作用によりデスケーリング性が向上する。したがって、粗熱間圧延完了後デスケーリング開始前におけるスケール生成が進行するほど、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。
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、母材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。このようにして発生した圧縮応力と生成したボイドとの相互作用によりデスケーリング性が向上する。したがって、粗熱間圧延完了後デスケーリング開始前におけるスケール生成が進行するほど、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。
しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％以上であるＳｉ含有鋼では、粗熱間圧延工程において鋼塊または鋼片に高温かつ長時間の加熱を施すことによって、ＳｉのＦｅとの複合酸化物（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が生成する。このＦｅ２ＳｉＯ４は母材および酸化スケール（ＦｅＯ）の界面に生成されるため、母材からのさらなるスケールの生成は抑制され、デスケーリングされにくいＳｉスケールが母材の表面に形成されてしまう。
一般に、スケールの生成量を増加させるには粗熱間圧延工程における鋼板温度を高くすればよいが、Ｓｉ含有鋼ではＦｅ２ＳｉＯ４による上記のスケール生成抑制効果が顕著であるため、鋼板温度を多少高めた程度では十分なスケールの生成量を得ることができない。
ところが、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度まで鋼板温度を高めると、母材と酸化スケール（ＦｅＯ）との界面に生成されたＦｅ２ＳｉＯ４が溶融するため、Ｓｉ含有量が高いＳｉ含有鋼についても母材からのスケール生成を安定的に促進させることが可能となる。その結果スケールは剥離しやすくなり、Ｓｉスケール疵は発生しにくくなる。
このＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度は、ＦｅＯおよびＦｅ２ＳｉＯ４のみの純粋な系では約１１７７℃以上であり、実設備において粗バーをこの温度に設定することは困難である。しかしながら、他の元素が共存する場合にはその影響でＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶温度の下限（以下、「限界温度Ｔ」という。）が低下する場合がある。
この限界温度Ｔを効率的に低下させることが可能な元素としてＰ、Ａｌが挙げられる。前述の化学組成を有する鋼について、これらの元素およびＳｉの含有量と限界温度Ｔとの関係を調査したところ、上記式（１）が得られた。そこで、本発明に係るデスケーリング工程では、上記の化学組成を有しＡｌ含有量が０．１０％以上である粗バーを、デスケーリングの前にこの限界温度Ｔ以上にすることとしている。このようにすることで、実際の製造ラインにおいても確実かつ簡単にＳｉスケール疵を抑制することが実現される。
なお、粗バーの温度を上記限界温度Ｔ以上とする方法は常法でよく、例えば、粗熱間圧延機列と仕上熱間圧延機列との間に誘導加熱、通電加熱、炉加熱等の装置を設けて行えばよい。温度の制御性の観点からは誘導加熱装置が好ましい。また、粗熱間圧延後の粗バーの温度が上記限界温度Ｔ以上である場合には特に粗バーを加熱する必要はない。例えば、粗熱間圧延に供する鋼塊または鋼片の温度を高温とすることにより、粗熱間圧延後の粗バーの温度を上記限界温度Ｔ以上としてもよい。但し、鋼塊または鋼片の加熱に要するコスト、スケールロスによる歩留り低下、粗バーの温度制御性の観点からは、粗バーを加熱する方法を採用することが好ましい。
粗バーの温度の上限は特に規定しないが１２３０℃以下とすることが望ましい。粗バーの温度が１２３０℃超であると粗圧延で細粒化されたオーステナイトが再度粗大化し、その後のフェライトを粗大となる場合がある。粗バーの温度の上限は（Ｔ＋１００℃）以下とすることがより好ましい。
デスケーリング装置は、公知のデスケーリング装置でよく、例えば、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下および粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下の条件で高圧水を噴射する噴射用ノズルが複数個配置されたデスケーリング装置を用いて、粗バーの表面へ高圧水を噴射すればよい。また、スケール除去時の粗バーの移動速度も特に制限されず、例えば、０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下とすればよい。なお、デスケーリングを行う際の粗バーの温度は特に限定を要さない。
（３）仕上熱間圧延工程
上記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする。
上記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする。
圧延完了温度がＡｒ３点未満では、フェライト域圧延となって加工フェライトが生成し、鋼板の加工性が劣化する。程度が著しい場合には圧延時に体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生する。一方、圧延完了温度が（Ａｒ３点＋１００℃）超では、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が９３％未満となり、延性および伸びフランジ性が劣化する。
（４）１次冷却工程
上記の熱間圧延鋼板に仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する。ここで、１次冷却とは、連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。上記水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「前段バンク」のことであり、この場合には、１次冷却の平均冷却速度は前段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
上記の熱間圧延鋼板に仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する。ここで、１次冷却とは、連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。上記水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「前段バンク」のことであり、この場合には、１次冷却の平均冷却速度は前段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
仕上熱間圧延後に冷却を開始するまでの時間が２．０秒間超の場合、または、１次冷却の平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、組織が粗大化し５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる場合がある。なお、１次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、実設備の制約上２００℃／秒以下とすることが好ましい。
１次冷却完了温度が８００℃超の場合には、フェライト中に析出する金属炭化物が粗大化して、強度−伸びフランジ性のバランスが劣化する場合がある。一方、１次冷却完了温度が７００℃未満の場合には、フェライトの生成が抑制されて、フェライトの面積率が９３％未満となり、延性および伸びフランジ性が劣化する場合がある。
（５）中間空冷工程
上記の１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に対して、１次冷却の完了後、６秒間以上の中間空冷を施す。
上記の１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に対して、１次冷却の完了後、６秒間以上の中間空冷を施す。
中間空冷時間が６秒間未満では、所望の面積率のフェライトの確保が困難となり、延性と伸びフランジ性が劣化する場合がある。中間空冷時間の上限は特に規定する必要はないが、生産性の観点からは１５秒間以下とすることが好ましい。
（６）２次冷却・巻取工程
上記の中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る。
上記の中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る。
ここで、２次冷却とは、１次冷却と同様に連続的な一つの水冷却設備により水冷却を施すことであり、上記水冷却設備の途中で生じる空冷過程を含むが、上記水冷却設備の前後における空冷過程は含まない。この水冷却設備は、例えば、通常の冷却設備はいわゆる「前段バンク」と「後段バンク」という２つの連続した冷却バンク群からなるが、この場合における「後段バンク」のことであり、この場合には、２次冷却の平均冷却速度は後段バンクの入側温度と出側温度と通板速度とから求めることができる。
２次冷却の平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、または、巻取温度が５００℃超の場合には、鋼中の炭化物が粗大化して伸びフランジ性を劣化させる場合がある。一方、巻取温度が４００℃未満の場合には、コイル内の冷却が不均一となりコイル内の特性変動が顕著となり歩留りが劣化する場合がある。なお、２次冷却の平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、実設備の制約上２００℃／秒以下とすることが好ましい。
（７）その他の工程
上記の工程により得られた熱間圧延鋼板に対して、常法に従い酸洗を行ってもよいし、スキンパスによる平坦矯正を行ってもよい。酸洗もスキンパスもその条件は公知の方法に基づき設定すればよく、酸洗前にスキンパスで平坦矯正を行ってもその効果は失われない。
上記の工程により得られた熱間圧延鋼板に対して、常法に従い酸洗を行ってもよいし、スキンパスによる平坦矯正を行ってもよい。酸洗もスキンパスもその条件は公知の方法に基づき設定すればよく、酸洗前にスキンパスで平坦矯正を行ってもその効果は失われない。
以下に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例により制限されるものではない。
１．熱間圧延鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、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。
１．熱間圧延鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、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。
得られたスラブを表２に示す条件にて加熱した後、粗熱間圧延を実施し厚み３５ｍｍの粗バーとし、誘導加熱装置で粗バーを加熱した（加熱温度は表２参照。）。その後、高圧水を噴射する噴射用ノズルが複数個配置されたデスケーリング装置を用いてデスケーリングを行った。その条件は次のとおりである：
高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下
粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下
スケール除去時の粗バーの移動速度：０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下
デスケーリングされた粗バーに対して仕上熱間圧延、冷却、巻き取りを実施し、板厚２．９ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。各工程の条件は表２に示されるとおりである。得られた熱間圧延鋼板をアンコイルして、スキンパスでの平坦矯正および酸洗によるスケール除去を実施した。
高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下
粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下
スケール除去時の粗バーの移動速度：０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下
デスケーリングされた粗バーに対して仕上熱間圧延、冷却、巻き取りを実施し、板厚２．９ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。各工程の条件は表２に示されるとおりである。得られた熱間圧延鋼板をアンコイルして、スキンパスでの平坦矯正および酸洗によるスケール除去を実施した。
２．評価方法
（１）鋼組織の評価
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、鋼組織の観察を行い、得られた顕微鏡画像に対して画像処理することによりフェライトの面積率を求めた。
（１）鋼組織の評価
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、鋼組織の観察を行い、得られた顕微鏡画像に対して画像処理することによりフェライトの面積率を求めた。
（２）鋼板の表面性状の評価
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて実施した。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上のＳｉスケール面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて実施した。
（３）引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
（４）穴拡げ試験
各鋼板から縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を採取し、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）によって伸びフランジ加工性を評価した。
各鋼板から縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を採取し、ＪＦＳ Ｔ１００１で規定される穴拡げ試験によって得られた穴拡げ率（λ）によって伸びフランジ加工性を評価した。
３．評価結果
上記の評価方法に基づき得られた鋼板の特性結果を表３に示した。
上記の評価方法に基づき得られた鋼板の特性結果を表３に示した。
本発明である供試材No.１〜４は、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）：１７５００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積（ＴＳ×λ値）：７２０００ＭＰａ・％以上であり、延性および伸びフランジ性に優れていた。加えて、島状スケール疵面積率が３％以内であり鋼板の表面性状にも優れていた。
これに対して、供試材Ｎｏ．５は、スラブの加熱温度が本発明外であるため、延性および伸びフランジ性が劣化した。特に伸びフランジ性の劣化が顕著であり、このためＴＳ×λ値が特に低くなった。
供試材Ｎｏ．６は、粗バー加熱温度が粗バー加熱限界温度を下回っていたため、島状スケール面積率が１８％となり、表面性状が不芳であった。
供試材Ｎｏ．７は、熱間圧延時の仕上温度がＡｒ３点を下回り、本発明外であるため、圧延時にフェライト生成による体積変動が起こり、正常な圧延ができなかった。そのため、鋼板の評価ができなかった。
供試材Ｎｏ．７は、熱間圧延時の仕上温度がＡｒ３点を下回り、本発明外であるため、圧延時にフェライト生成による体積変動が起こり、正常な圧延ができなかった。そのため、鋼板の評価ができなかった。
供試材Ｎｏ．８は、熱間圧延時の仕上温度がＡｒ３点＋１００℃を上回り、本発明外であった。このため、フェライトの生成が抑制され、延性および伸びフランジ性が劣化し、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳となった。
供試材Ｎｏ．９、１０は、それぞれ仕上げ圧延終了から1次冷却開始までの時間、１次冷却の冷却速度が本発明外であった。そのため、フェライト粒が粗大化し、引張強度が５９０ＭＰａ未満となった。
供試材Ｎｏ．１１、１２は、1次冷却停止温度が本発明外であった。そのため、延性および伸びフランジ性が劣化し、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳となった。
供試材Ｎｏ．１３は、1次冷却停止後の中間空冷時間が本発明外であった。このため、フェライトの生成が抑制され、延性および伸びフランジ性が劣化し、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳となった。
供試材Ｎｏ．１３は、1次冷却停止後の中間空冷時間が本発明外であった。このため、フェライトの生成が抑制され、延性および伸びフランジ性が劣化し、ＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳となった。
供試材Ｎｏ．１４は２次冷却の冷却速度が本発明対象外、Ｎｏ．１５は巻取温度が本発明対象外であった。このため、延性および伸びフランジ性が劣化した。特に伸びフランジ性の劣化が顕著であり、結果的にＴＳ×λ値が特に低くなった。
供試材Ｎｏ．１６は成分が本発明対象外であったため、延性および伸びフランジ性が劣化し、結果的にＴＳ×Ｅｌ値およびＴＳ×λ値が不芳となった。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを面積率で９３％以上を含有する鋼組織を有し、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）：１７５００ＭＰａ・％以上、かつ引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積（ＴＳ×λ値）：７２０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有し、鋼板表面において最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で５％以下である表面性状を有することを特徴とする熱間圧延鋼板。
- 熱間圧延鋼板下記工程（Ａ）〜（Ｆ）を有することを特徴とする熱間圧延鋼板の製造方法：
（Ａ）請求項１に記載の化学組成を備える鋼塊または鋼片を１２００℃以上としたのちに粗熱間圧延を施して粗バーとする粗熱間圧延工程；
（Ｂ）前記粗バーを下記式（１）で規定する限界温度Ｔ以上としたのちにデスケーリングを施すデスケーリング工程；
（Ｃ）前記デスケーリングを施した粗バーにＡｒ３点〜（Ａｒ３点＋１００℃）の温度範囲で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱間圧延鋼板とする仕上熱間圧延工程；
（Ｄ）前記熱間圧延鋼板に前記仕上熱間圧延後２．０秒間以内に冷却を開始し、７００〜８００℃の温度域まで２０℃／秒以上の平均冷却速度で１次冷却する１次冷却工程；
（Ｅ）前記１次冷却により得られた熱間圧延鋼板に前記１次冷却の完了後６秒間以上の中間空冷を施す中間空冷工程；および
（Ｆ）前記中間空冷により得られた熱間圧延鋼板に１０℃／秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃の温度範囲まで２次冷却して巻取る２次冷却・巻取工程。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２
−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０ （１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
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