JP2014194053A - 高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上で曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．１％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒのうちの１種以上、かつ、Ｍｏ，Ｖ，Ｗのうちの１種以上を適正量含有する、連続鋳造して得た鋼スラブを、凝固点から１３００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎで冷却し、その後、９００℃未満に冷却することなく加熱炉に装入して１１５０〜１３００℃×４０ｍｉｎ以下の再加熱後、８２０℃以上の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延し、７００〜５００℃の温度でコイルに巻き取ることにより、鋼組織がフェライト単相からなり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を得る。
【選択図】なし

Description

本発明は、主として自動車部材や家電機器、構造体や重機などに用いて好適な、高強度でかつ曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保護の観点から、また、乗員の安全確保の観点から、自動車車体の軽量化と高強度化を図るため、自動車車体に用いられる鉄鋼材料の高強度化と薄肉化が積極的に進められている。自動車車体は、鋼板を加工して得た部材や構造材から構成されているが、それらの強度は、通常、素材鋼板の強度が高いほど大となる。

また、高強度熱延鋼板は、外部からは直接視認されない構造物の骨格部材や強度部材として用いられることが多いが、斯かる用途では、曲げ加工を主体とする加工性に優れるとともに、加工後の部材の強度が高いことが求められることが多い。

鋼を高強度化する方法としては、従来、合金元素を添加して固溶強化する固溶強化法や、高い転位密度を有する硬質変態相を生成させて高強度化する組織強化法、微細析出物を分散させて高強度化する析出強化法、あるいは、上記方法を組み合わせて高強度化する方法などが知られている。

これらの方法で製造される高強度鋼板の中で、鋼組織のマトリックスがフェライト単相からなる熱延鋼板としては、例えば、特許文献１に提案された、組織の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心とした析出物による析出強化と固溶強化とを組み合わせて高強度化を図った析出強化型の高強度熱延鋼板がある。しかし、特許文献１に開示の析出強化方法は、多量のＴｉの添加が必要となるため、粗大な析出物が生成しやすく、得られる強度や加工性が不安定となりやすい。また、得られる強度は、引張強さＴＳで高々７８０ＭＰａ級程度でしかない。

また、特許文献２や特許文献３には、ＴｉおよびＭｏの微細炭化物を析出させることで、鋼板を安定的に高強度化する技術が開示されている。これらの文献に記載された技術は、鋼組織のマトリックスをフェライト単相とすることで加工性を確保しつつ、微細炭化物の析出強化によって高強度を確保しようとするものである。しかし、得られる引張強さは、やはり９８０ＭＰａ級まででしかない。

また、特許文献４には、実質的にフェライト単相組織である鋼中に、Ｔｉ，ＭｏおよびＶの複合炭化物を分散析出させることで９８０ＭＰａ以上の引張強さが得られること、そしてその実施例には、１１８０ＭＰａ以上の引張強さの鋼板が得られることが開示されている。しかし、この特許文献４に開示された技術は、複合炭化物の組成と大きさの双方を好ましい条件に揃えるための温度制御が難しく、得られる鋼板に所望の強度と加工性を安定して付与することができないという問題がある。

また、特許文献５には、所定の硬さの等軸フェライトが７０ｖｏｌ％以上の鋼組織を有する曲げ性に優れた熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、この特許文献５に開示された技術は、スラブ中に析出する粗大析出物を制御する技術思想はなく、また得られる引張強さは１１８０ＭＰａには及ばない。

特開平０６−２００３５１号公報 特許第３６３７８８５号公報 特許第３８８２５７７号公報 特開２００７−０６３６６８号公報 特開２００６−１６１１１１号公報

ところで、従来、熱延鋼板の高強度化に微細な炭化物の析出を活用する場合、析出物のサイズの制御は、主として熱間圧延後のランナウトテーブルにおける冷却制御やコイル巻取温度の制御によって行われてきた。

しかし、従来のように、連続鋳造して製造した鋼スラブを一旦室温付近まで冷却し、その後、再び所定の温度に再加熱して熱間圧延する方法では、鋼スラブが室温付近まで冷却された段階で、スラブ中に粗大な析出物（主に炭化物）が析出している。この粗大析出物は、スラブ再加熱時に析出物が全量溶解するように成分設計や加熱条件の設定を行ったとしても、全量を溶解させることは難しい。そのため、冷却した鋼スラブを再加熱してから熱間圧延する従来の析出強化型熱延鋼板では、熱間圧延後、ランナウトテーブルでの冷却制御や巻取温度制御技術を駆使して炭化物を微細析出させようとしても析出量が不足し、高強度化の程度には限界があり、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板を安定して得るのは難しく、また、良好な曲げ加工性を得ることも難しいのが実情である。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、曲げ加工性にも優れる高強度熱延鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、高強度化と曲げ加工性の両立を図るという上記課題を解決するべく、スラブ中に析出する炭化物の析出強化を活用した高強度熱延鋼板における曲げ加工性の改善策について鋭意研究を重ねた。その結果、曲げ加工における割れは、鋼中に散在する粗大析出物を起点にして発生すること、その粗大析出物は、一旦、室温近辺まで冷却されたスラブ（鋳片）を熱延前に１２００℃前後に再加熱し保持する際に生じていること、したがって、熱延後に微細炭化物を析出させて高強度化を図るとともに、曲げ加工性を改善するためには、凝固後のスラブ冷却速度と熱延前のスラブ再加熱における保持時間を適正範囲に制御することが有効であることを見出し、本発明を完成させた。

上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０４〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％およびＺｒ：０．０５〜３．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上、かつ、Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％およびＷ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を、下記（１）式；
０．７≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１＋Ｗ／１８４）／（Ｃ／１２）≦１．２ ・・・（１）
（上記（１）式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表わす。）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、連続鋳造後９００℃未満に冷却することなく再加熱し、熱間圧延して得た熱延鋼板であって、鋼組織がフェライト単相からなり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板である。

本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ａｕ，Ａｇ，Ｃｏ，Ｐｔ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で２．０ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ａｓ，Ｃｓ，Ｐｂ，ＳｅおよびＳｒのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で２．０ｍａｓｓ％以下含有することを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板は、上記熱間圧延して得た鋼板の表面にめっき層を形成してなることを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板における上記めっき層は、亜鉛系めっき層であることを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板における上記亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする。

また、本発明は、上記のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造して得た鋼スラブを、凝固点から１３００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎで冷却し、その後、９００℃未満に冷却することなく加熱炉に装入して１１５０〜１３００℃×４０ｍｉｎ以下の再加熱後、８２０℃以上の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延し、７００〜５００℃の温度でコイルに巻き取ることにより、鋼組織がフェライト単相からなり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を得る高強度熱延鋼板の製造方法を提案する。

本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、上記鋼スラブの製造に、湾曲部における曲率半径Ｒ（ｍ）と鋼スラブの厚さｔ（ｍ）との比（Ｒ／ｔ）が２５以上である連続鋳造機を用いることを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、上記熱間圧延して得た鋼板の表面に、めっき層を形成することを特徴とする。

本発明によれば、従来、熱間圧延前のスラブ中に散在していた粗大析出物を微細化することができるとともに、従来技術では有効利用されていなかった窒化物や硫化物をも微細化して析出強化に利用することができるので、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、曲げ加工性にも優れる高強度熱延鋼板を安定して提供することが可能となる。

まず、本発明の高強度熱延鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の析出強化に必要な炭化物の形成に必須の元素である。Ｃが０．１ｍａｓｓ％未満では、析出物の量が少なく、１１８０ＭＰａの引張強さを安定して得ることが難しい。一方、０．４ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性の低下を招いたり、溶鋼中にＴｉＣが晶出するようになり、得られる鋼板の強度が低下したりする。よって、Ｃは０．１〜０．４ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１２〜０．４ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であり、また、鋼を固溶強化する元素として、従来から積極的に利用されている。しかし、Ｓｉは、炭化物が析出するδフェライトの温度域を広げる作用があるので、できる限り低減するのが望ましい。そのため、本発明では、Ｓｉは０．２ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。

Ｍｎ：１．５ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、鋼を固溶強化する有用な元素であるとともに、焼入性を高める元素でもある。しかし、焼入性が高くなり過ぎると、ベイナイトやマルテンサイトが生成して、鋼組織をフェライト単相とし、フェライト粒内に炭化物を微細に析出させることが難しくなる。よって、本発明では、Ｍｎは１．５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは１．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．７ｍａｓｓ％以下である。

Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｐは、Ｓｉと同様、炭化物が析出するδフェライトの温度域を広げる作用があるため、また、溶接時に脆化を引き起こすため、できる限り低減するのが望ましい。そのため、Ｐは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｓは、従来、ＴｉやＺｒと高温で結合して粗大なＴｉＳやＺｒＳを形成し、析出強化に寄与する炭化物形成元素であるＴｉやＺｒを消費してしまう他、曲げ加工性を損ねる有害元素であると考えられていた。しかし、本発明の製造方法では、ＴｉＳやＺｒＳの粗大化が抑制されて微細に析出させるので、これらの析出物を鋼の高強度化に利用することができる他、曲げ性に対しても無害化できることからある程度の含有は許容される。しかし、０．０３ｍａｓｓ％を超える含有は、ＭｎＳを生成して熱間加工性を阻害する。よって、本発明では、Ｓは０．０３ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。

Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加される元素である。しかし、過剰な添加は、アルミナなどの非金属介在物の生成量が増大し、内部品質や表面品質に悪影響を及ぼす。また、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）を核として粗大なＴｉＮなどが析出し易くなるため、少ないほど好ましい。よって、Ａｌは上限を０．１ｍａｓｓ％とする。

Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｎは、従来、Ｔｉ，ＮｂおよびＺｒと結合して高温で窒化物を形成し、析出強化に寄与する炭化物形成元素を消費してしまう有害元素と考えられていた。しかし、本発明の製造方法ではＴｉＮ，ＮｂＮやＺｒＮの粗大化が抑制され、微細に析出する。そのため、これらの窒化物も析出強化に有効に活用することができ、また、曲げ加工性を損ねることもない。しかしながら、０．００５ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大な窒化物の形成を促進するため、Ｎの上限は０．００５ｍａｓｓ％とする。

本発明の高強度熱延鋼板は、安定して高強度を確保する観点から、上記の成分に加えてさらに、炭化物形成元素であるＴｉ，ＮｂおよびＺｒのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有させる必要がある。
Ｔｉ：０．０４〜２．０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、微細な炭・窒化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．０４ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＴｉ酸化物が生成し、これに炭・窒化物が凝集して析出強化能が低下するため、やはり、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｔｉを添加する場合には０．０４〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｎｂ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭・窒化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、３．０ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＮｂ炭・窒化物が生成して凝集し、やはり、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｎｂを添加する場合には０．０５〜３．０ｍａｓｓ％の範囲とするとする。

Ｚｒ：０．０５〜３．５ｍａｓｓ％
Ｚｒは、ＴｉやＮｂと同様、炭・窒化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｚｒの含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、３．５ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＺｒ酸化物が生成し、これに炭・窒化物が凝集して、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｚｒを添加する場合には０．０５〜３．５ｍａｓｓ％の範囲とするとする。

また、本発明の高強度熱延鋼板は、より安定して高強度を確保する観点から、上記の成分に加えてさらに、Ｍｏ，ＶおよびＷのうちから選ばれる１種または２種以上を添加することができる。なお、Ｍｏ，ＶおよびＷは、Ｔｉ，ＮｂおよびＺｒと比較して炭化物形成能が弱く、これらを添加する場合には、他の炭化物形成元素と複合して添加することで、安定した微細炭化物を形成することが可能となる。したがって、Ｔｉ，ＮｂおよびＺｒのうちから選ばれる１種または２種以上を添加した上で、Ｍｏ，ＶおよびＷのうちのいずれか１種または２種以上を、下記の範囲で含有させる必要がある。

Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、微細な炭化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｍｏの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＭｏ酸化物が生成し、これに炭化物が凝集して析出強化能が低下するため、やはり、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｍｏを添加する場合には０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｖ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｖは、微細な炭窒化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｖの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＶ酸化物が生成し、これに炭窒化物が凝集して析出強化能が低下するため、やはり、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｖを添加する場合には０．０１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｗ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｗは、微細な炭化物を形成して析出し、鋼の高強度化に寄与する有用な元素である。しかし、Ｗの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得ることは難しい。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、粗大なＷ酸化物が生成し、これに炭化物が凝集して析出強化能が低下するため、やはり、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得られなくなる。よって、Ｗを添加する場合には０．０１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。

また、Ｔｉ，ＮｂおよびＺｒから選ばれる１種または２種以上に加えてさらに、Ｍｏ，ＶおよびＷから選ばれる１種または２種以上を添加する場合には、下記（１）式；
０．７≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１＋Ｗ／１８４）／（Ｃ／１２）≦１．２ ・・・（１）
（上記（１）式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表わす。）
を満たして含有することが必要である。
ここで、上記（１）式は、Ｃの原子数に対する、Ｃと微細析出物を形成するＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｍｏ，ＶおよびＷの合計原子数の比、すなわち、Ｃと炭化物形成元素の原子数比を表している。この比が０．７未満では炭化物析出による強度上昇量が不十分であり、一方、１．２を超えると、析出物が粗大化し、やはり強化能が不十分となるので上記範囲とする。好ましくは、上記（１）式の左辺の値は０．８、右辺の値は１．１である。

Ｃｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ａｕ，Ａｇ，Ｃｏ，Ｐｔ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上：合計で２．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｒ，ＨｆおよびＴａは、上述したＴｉ，ＮｂおよびＺｒと同様、鋼中で積極的に炭化物を形成して高強度化に寄与する元素であり、また、ＢｅおよびＢは、固溶強化や粒界強化に寄与する元素であるので、より高強度を得たい場合の強化元素として適宜添加することができる。

また、Ｃｕは、通常、スクラップ等から混入してくる不純物元素であるが、鋼の高強度化にも有効な元素である。そこで、本発明においては、Ｃｕの混入をある程度許容することとし、リサイクル資源であるスクラップを積極的に活用し、原料コストの低減を図ることを可能とした。なお、本発明の鋼板では、Ｃｕの材質に及ぼす影響は小さいが、過剰に混入すると、熱間圧延時に熱間脆性による割れに起因した表面欠陥を発生する原因ともなるので、Ｃｕ含有量の上限は０．３ｍａｓｓ％程度に制限するのが好ましい。

なお、上記元素のうち、Ｃｒ，ＢおよびＣｕは、Ｍｎと同様、焼入性を高める元素であり、焼入性が高くなり過ぎると、ベイナイトやマルテンサイトが生成して、フェライト単相組織を得にくくなり、フェライト粒内への微細析出を阻害するようになる。よって、これらの元素は各々または合計で１ｍａｓｓ％以下とすることが望ましい。

また、Ｎｉは、鋼板の材質に及ぼす影響は小さいが、Ｃｕ添加による熱間脆性を防止し、表面品質を向上するのに有効な元素である。この効果は、Ｃｕ含有量の１／２以上の添加で得られるので、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量の１／２以上のＮｉを添加するのが好ましい。しかし、Ｎｉの過剰な添加は、スケールの不均一性に起因する表面欠陥を引き起こす原因となるので、上限は０．３ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。

また、Ａｕ，Ａｇ，Ｃｏ，Ｐｔ，Ｓｂ，ＳｎおよびＺｎは、表面の酸化や窒化、あるいは、酸化により生じる鋼板表層数十ミクロン領域の脱炭を抑制し、疲労特性や耐時効性等を改善する効果があるので、適宜添加することができる。ただし、Ｓｎは、上記の効果を得るためには０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が望ましいが、過剰の添加は、鋼の靭性の低下を招くので、上限は０．２ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。

また、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも介在物の形態制御を介して、加工性を向上するのに有効な元素であるので適宜添加することができる。

なお、上記の選択的に添加する元素は、上記のように種々の観点から添加するが、それらの元素の合計添加量は２．０ｍａｓｓ％以下に制限するのが好ましい。２ｍａｓｓ％を超えると、成形性の低下や合金コストの上昇を招くからである。

Ａｓ，Ｃｓ，Ｐｂ，ＳｅおよびＳｒのうちから選ばれる１種または２種以上：合計で２．０ｍａｓｓ％以下
Ａｓ，Ｃｓ，Ｐｂ，ＳｅおよびＳｒは、本発明においては不可避的不純物として位置付けられる元素である。しかし、これらの元素は、スクラップの使用量が増加している昨今においては増加する傾向にあり、除去するのに、多大の精錬コストを要している。しかし、これらの元素は、合計の含有量が２．０ｍａｓｓ％以下であれば、本発明の効果を特に害することもない。よって、これらの元素は、合計で２．０ｍａｓｓ％以下の範囲内であれば許容することとする。

次に、本発明の高強度熱延鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板は、炭化物を微細に析出させることによって、高強度化しかつ良好な曲げ加工性を得するためには、その鋼組織のマトリックスは実質的にフェライト単相であることが必要である。ベイナイトやマルテンサイト組織では、マトリックスであるフェライト相中に微細炭化物を析出させることが困難となり、引張強さが不足する。また、パーライトが出現すると、セメンタイトの生成によってＣが消費され、微細炭化物の析出が抑制されるため、やはり引張強さが不足するようになる。ただし、フェライト以外の相は、面積率にして合計で５％程度以下であれば許容され得る。

本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成、鋼組織の全ての条件を満たす場合にのみ、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上で優れた曲げ加工性を有するものとなる。

次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度熱延鋼板は、前述した成分組成に調整した鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置等を用いる常法の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造して鋳片（鋼スラブ）とした後、その鋼スラブを、凝固点から１３００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎで冷却し、その後、９００℃未満に冷却することなく当該鋼スラブを加熱炉に装入して１１５０〜１３００℃×４０ｍｉｎ以下の再加熱した後、８２０℃以上の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延し、７００〜５００℃の温度でコイルに巻き取ることによって製造する。
なお、上記鋼スラブは、１００ｍｍ以上の厚さを有する通常の鋼スラブであってもよいし、あるいは、１００ｍｍ以下の厚さのいわゆる薄スラブであってもよい。

前述したように、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上でかつ良好な曲げ加工性を有する高強度熱延鋼板を製造するためには、熱間圧延後の鋼板中に析出した炭化物の大きさを微細化してやることが必要である。そのためには、連続鋳造後から熱間圧延前のスラブ中に、粗大な炭化物を析出させないことが重要となる。

そこで、本発明では、連続鋳造鋳片（スラブ）が凝固してから少なくとも１３００℃までの温度域、すなわち、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ等、炭化物平成元素の固溶限が小さいδフェライト域は速やかに通過させ、固溶限の大きいオーステナイト域まで早期に移行させることによって、δフェライト域での炭化物の析出を抑制し、なおかつ、鋼中合金元素の拡散を促進して偏析を軽減し、熱延後に微細な複合炭化物を析出させるため、１０℃／ｍｉｎ以上３００℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することとする。３００℃／ｍｉｎを超えた冷却速度にすると、過冷による変態点の降下が大きくなり、δ域に長く滞留することになるとともに、凝固時に形成された合金元素のミクロ偏析の影響が熱延後まで残り、安定して微細炭化物を析出させることが難しくなる。また、１０℃／ｍｉｎ未満の冷却速度では、生産性を阻害するほか、高温で長時間保持されることによって、粗大な析出物（主に窒化物）が析出し、高強度が得られなくなるので、１０℃／ｍｉｎ以上で冷却する。なお、本発明における上記凝固点および１３００℃の温度は、スラブ表面温度から伝熱計算で得られるスラブ厚中心部の温度である。

また、発明者らの研究によれば、連続鋳造した鋼スラブに付与される歪は、炭化物の析出を促進することが明らかとなっている。現在、鋼スラブの製造に用いられている連続鋳造機は、湾曲部と矯正部からなる湾曲型あるいは垂直部と湾曲部と矯正部から構成される垂直曲げ型が主流である。上記矯正部では、湾曲したスラブの矯正によって歪が導入されるが、この歪は、炭化物の析出を促進するため、炭化物の析出強化能を大きく阻害する。そこで、本発明の効果を享受するためには、連続鋳造機における矯正歪を低減するため、湾曲部の曲率半径Ｒ（ｍ）とスラブ厚ｔ（ｍ）と比（Ｒ／ｔ）を２５以上とするのが好ましい。より好ましくは２８以上である。

上記のようにして得た鋼スラブは、その後、所定の温度に再加熱した後、熱間圧延して所定の板厚の熱延板（高強度熱延鋼板）とする。
通常、熱間圧延するに当たっては、スラブを一旦室温近傍まで冷却して冷片とした後、加熱炉に装入して所定の温度に再加熱するのが一般的であるが、本発明においては、連続鋳造後のスラブを９００℃未満まで冷却することなく、１１５０〜１３００℃の温度で４０ｍｉｎ以下の時間保持する再加熱した後、熱間圧延する。ここで、連続鋳造後の鋼スラブを９００℃未満まで冷却しない理由は、９００℃未満まで冷却すると、再び炭化物形成元素の固溶限が小さいαフェライト相が出現し始め、炭化物の析出が促進されるからである。

また、その後、鋼スラブの再加熱条件を１１５０〜１３００℃×４０ｍｉｎ以下とする理由は、高強度を安定して確保できることの他に、曲げ加工性が向上するという効果が得られるからである。
斯かる効果が得られる理由は、発明者らは以下のように考えている。スラブを上記再加熱温度に加熱することによって、既に析出してしまった炭化物の析出核を再溶解することができるので、熱間圧延後に析出する炭化物の微細化をより促進することができる。しかし、１１５０℃未満では、上述の効果が得られず、溶解度の小さい低温で長時間保持することにより却って析出物の粗大化が促進される。一方、再加熱温度が１３００℃を超えたり、加熱時間が４０ｍｉｎを超えたりすると、既に析出してしまった炭化物の析出核が成長して粗大化したり、再溶解した析出核が再析出してくるため、好ましくない。

上記再加熱を施した鋼スラブは、その後、仕上圧延終了温度を８２０℃以上とする熱間圧延に供する。仕上圧延終了温度を８２０℃以上とする理由は、８２０℃を下回ると、加工オーステナイト中に析出した炭化物が粗大化し易いため、１１８０ＭＰａ以上の高強度が得られなくなるからである。好ましい仕上圧延終了温度は８５０℃以上である。

なお、上記仕上圧延終了温度を確保するためには、熱間圧延を開始する温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。ただし、熱間圧延を開始する温度が１０００℃程度まで低下すると、圧延負荷が増大して、通常の粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延することが難しくなる。そのような場合には、厚さが１００ｍｍ以下の薄スラブを採用してもよい。さらに、この際には、粗圧延を省略してもよい。薄スラブを採用し、粗圧延を省略した場合には、高温でのスラブ滞留時間を短くすることができるので、炭化物の粗大化を抑制する上では好ましいからである。

熱間圧延して所定の板厚とした熱延鋼板（鋼帯）は、その後、冷却してコイルに巻き取る。このときの巻取温度は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ等の炭窒化物を均一かつ微細に析出させることによって高強度化を図るため、５００〜７００℃の範囲とする必要がある。巻取温度が５００℃未満では、ベイナイト主体の組織となり、フェライト単相組織とすることができない他、フェライト粒内に微細な炭化物が十分に析出せず、所望の引張強さと曲げ加工性を確保することができない。一方、ＣＴが７００℃を超えると、析出した炭化物が粗大化して析出強化能が低下し、やはり、所望の引張強さと曲げ加工性を確保することができなくなるからである。

上記のようにして得た熱延鋼板は、鋼組織がフェライト単相からなり、かつ、上記フェライト中には炭化物が微細に析出し、引張強さが１１８０ＭＰａ以上でかつ曲げ加工性に優れたものとなる。また、本発明の高強度熱延鋼板が有する上記優れた特性は、電気亜鉛めっきは勿論のこと、熱処理を伴う溶融亜鉛めっきや、溶融亜鉛めっき後の合金化処理によっても、そのまま維持することができる。したがって、本発明の高強度熱延鋼板は、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきおよび合金化溶融亜鉛めっき等のめっき層を鋼板表面に形成する表面処理鋼板の素材として好適に用いることができる。なお、上記めっき層は、亜鉛系のめっき層に限定されるものではなく、Ａｌ系、その他金属のめっき層でもよいことは勿論である。

Ｃ：０．１８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．３０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．１９ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３ｍａｓｓ％およびＶ：０．４１ｍａｓｓ％を含有し（（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１＋Ｗ／１８４）／（Ｃ／１２）：１．０２）、（（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１＋Ｗ／１８４）／（Ｃ／１２）＝１．０１）、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼を溶製し、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて曲げ部の曲率半径Ｒ（ｍ）とスラブ厚ｔ（ｍ）におけるＲ／ｔを２６．７〜３６．４の範囲で鋼スラブを製造した後、凝固点から１３００℃までを表１に示す冷却速度で冷却し、その後、表１に示した最低温度まで冷却した後、表１に示した再加熱条件で再加熱してから、同じく表１に示した条件で熱間圧延し、各種板厚の熱延鋼板とした。
なお、一部のスラブについては、室温ＲＴまで冷却後、加熱炉に装入して再加熱した。また、一部のスラブについては、粗圧延を省略して熱間圧延した。

また、上記のようにして得た熱延鋼板の一部については、その後、酸洗してスケールを除去した後、連続溶融亜鉛めっきラインＣＧＬに通板し、６５０〜８５０℃の焼鈍を施した後、溶融亜鉛めっき槽に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板ＧＩとするか、その後、さらに５００〜５５０℃で合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板ＧＡとした。
さらに、上記のようにして得た熱延鋼板の一部については、その後、酸洗してスケールを除去した後、電気亜鉛めっきラインＥＧＬに通板し、Ｚｎ−Ｎｉ系の電気亜鉛めっき鋼板ＥＧとした。

斯くして得た熱延鋼板からサンプルを採取し、光学顕微鏡および走査型電子距微鏡（ＳＥＭ）を用いて鋼板の鋼組織を確認した。また、上記サンプルからＬ方向を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さＴＳを求めた。また、曲げ性の評価は、上記熱延鋼板を１ｍｍ厚まで機械研削して短冊試験片を切出し、先端部の曲率半径が０．５ｍｍのＶ字断面（角度９０°）を有するポンチとダイスを用いて、上記短冊試験片をＣ方向に折り曲げる曲げ試験を行い、１０倍のルーペでクラックの有無を調べた。なお、試験片端面からの割れを防止するため、試験片端面には研削加工を施し、かつ、試験片の曲げ部の幅両端部３ｍｍは、非定常部として評価の対象から外した。また、上記曲げ試験を各条件でｎ数３ずつ実施し、３つとも割れの発生が無ければ曲げ加工性良（○）、割れが１つでも認められれば曲げ加工性不良（×）評価した。それらの結果を表１に併記した。

表１に示すように、本発明の条件をすべて満たす製造条件のＮｏ．１〜４の鋼板（発明例）は、いずれも金属組織がフェライト単相であり、引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、曲げ加工性にも優れていることがわかる。
これに対して、いずれかの条件が本発明を外れているＮｏ．５〜１０の鋼板（比較例）は、引張強さおよび曲げ加工性のうちのいずれか１以上が劣っている。
また、本発明の条件をすべて満たすＮｏ．１１〜１３の鋼板（発明例）は、電気亜鉛めっき後は勿論のこと、熱処理を伴う溶融亜鉛めっき後や、その後、合金化処理を施した後も、上記優れた特性をそのまま維持できていることがわかる。

表２に示す成分組成を有するＡ〜Ｐの鋼を溶製し、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて曲げ部の曲率半径Ｒ（ｍ）とスラブ厚ｔ（ｍ）におけるＲ／ｔを２６．７〜３６．４の範囲で鋼スラブを製造した後、その鋼スラブを、凝固点から１３００℃までを表３に示す冷却速度で冷却し、その後、表３に示した最低温度まで冷却した後、同じく表３に示した再加熱温度に再加熱してから、同じく表３に示した条件で熱間圧延し、各種板厚の熱延鋼板とした。なお、一部のスラブについては、室温まで冷却後、加熱炉に装入して再加熱した。また、一部のスラブについては、粗圧延を省略した。

斯くして得た熱延鋼板からサンプルを採取し、光学顕微鏡および走査型電子距微鏡（ＳＥＭ）を用いて鋼板組織を確認した。また、上記サンプルからＬ方向を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強さＴＳ求め、また、曲げ加工性を、実施例１と同様にして評価した。それらの結果を表３に併せて示した。

表３に示すように、鋼成分組成および製造条件の全てが本発明の条件を満たすＮｏ．１〜５および７〜１０の鋼板（発明例）は、いずれも金属組織がフェライト単相であり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上で、かつ、曲げ加工性にも優れている。
これに対して、鋼成分組成および製造条件のいずれかが本発明を外れるＮｏ．６および１１〜１８の鋼板（比較例）は、上記のいずれか１以上の特性が本発明例の鋼板より劣っていることがわかる。

Claims (10)

1. Ｃ：０．１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０４〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％およびＺｒ：０．０５〜３．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上、かつ、Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％およびＷ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を、下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、連続鋳造後９００℃未満に冷却することなく再加熱し、熱間圧延して得た熱延鋼板であって、
   鋼組織がフェライト単相からなり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板。
   記
   ０．７≦（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｖ／５１＋Ｗ／１８４）／（Ｃ／１２）≦１．２ ・・・（１）
   （上記（１）式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表わす。）
2. 前記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ａｕ，Ａｇ，Ｃｏ，Ｐｔ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で２．０ｍａｓｓ％以下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. 前記成分組成に加えてさらに、Ａｓ，Ｃｓ，Ｐｂ，ＳｅおよびＳｒのうちから選ばれる１種または２種以上を合計で２．０ｍａｓｓ％以下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. 前記熱間圧延して得た鋼板の表面にめっき層を形成してなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
5. 前記めっき層は、亜鉛系めっき層であることを特徴とする請求項４に記載の高強度熱延鋼板。
6. 前記亜鉛系めっき層は、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板。
7. 前記亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項５に記載の高強度熱延鋼板。
8. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造して得た鋼スラブを、凝固点から１３００℃までを１０〜３００℃／ｍｉｎで冷却し、その後、９００℃未満に冷却することなく加熱炉に装入して１１５０〜１３００℃×４０ｍｉｎ以下の再加熱後、８２０℃以上の温度で仕上圧延を終了する熱間圧延し、７００〜５００℃の温度でコイルに巻き取ることにより、
   鋼組織がフェライト単相からなり、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を得る高強度熱延鋼板の製造方法。
9. 前記鋼スラブの製造に、湾曲部における曲率半径Ｒ（ｍ）と鋼スラブの厚さｔ（ｍ）との比（Ｒ／ｔ）が２５以上である連続鋳造機を用いることを特徴とする請求項８に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
10. 前記熱間圧延して得た鋼板の表面に、めっき層を形成することを特徴とする請求項８または９に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。