JP2017133076A

JP2017133076A - 高強度鋼板

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Publication number: JP2017133076A
Application number: JP2016014968A
Authority: JP
Inventors: 鍋島　茂之; Shigeyuki Nabeshima; 茂之鍋島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-01-29
Filing date: 2016-01-29
Publication date: 2017-08-03
Anticipated expiration: 2036-01-29
Also published as: JP6515292B2

Abstract

【課題】熱間圧延の過程においてエッジヘゲが発生し難い表面品質に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.05〜0.15％、Si：0.01〜0.90％、Mn：1.0〜3.5％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al:0.01〜0.08％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.010〜0.050％、N：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。かつ、下記関係式(1)を満たす。
（Ti−48/14×N）/Nb≧0.22 ・・・・・・(1)
ただし、式中［Ti］はTi含有量（質量％）を、［N］はN含有量（質量％）を、［Nb］はNb含有量（質量％）を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用部材の使途に有用な、表面品質に優れた高強度鋼板に関する。

近年、ＣＯ₂排出量低減（燃費向上）と衝突安全性に対するニーズを背景に、自動車ボディの軽量化と高強度化が進められている。自動車ボディの軽量化には、使用部品の薄肉化が最も有効である。すなわち、自動車ボディの強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。

鋼板を高強度化するためには、製鋼工程において、Nb、V、Ti等の合金元素を単独、あるいは複合して添加される。しかし、これらの元素を添加すると、熱間の延性が低下し、連続鋳造工程において、スラブの表面に「横割れ」あるいはコーナー部に「カギ割れ」と称する表面割れの発生を助長させることになる。

スラブの表面割れを残存させたまま、熱間圧延工程において、幅プレス後、粗圧延、仕上圧延を行った場合、熱延鋼板のエッジ部にエッジヘゲが発生する。

このようなエッジヘゲが発生した場合には、当初予定していた幅以上の耳切りを行わざるを得ず、せっかく製造した鋼板が製品とならない場合が多く発生している。

これを防ぐために、予め広い幅で熱延鋼板を製造し、最終製品にするまでに耳切りを行ったり、熱間圧延前にスラブの表面検査を実施して、検出した割れをグラインダーで研削して除去する等の処置をせねばならず、製造工程を追加したり、製造歩留を大きく低下させざるを得ないという課題があった。

上記に対して、連続鋳造工程におけるスラブの横割れやカギ割れは、スラブの表面温度が鋼の脆化温度域（約700℃〜850℃）のときにスラブを曲げ部や矯正部で曲げ加工することにより発生することが知られている。そのため、スラブの割れ防止手段として、連続鋳造時の二次冷却条件を調整することによって、曲げ部及び矯正部のスラブ表面温度を脆化温度域から外す方法が多数提案されている。なお、ここで、曲げ部とは平板状のスラブを円弧状に曲げ加工する部位で、矯正部とは円弧状のスラブを平板状に曲げ加工する部位である。

例えば、特許文献１には、曲げ部におけるスラブ表面温度を脆化温度域以下の700℃以下とする方法が開示されている。また、特許文献２には、矯正部におけるスラブ上面温度を脆化温度域以上の900℃以上とするとともに、下面を上面よりも150℃以上高くする方法が開示されている。更に、特許文献３には、矯正部区間内を無注水として、スラブ表面温度を上昇させる方法が開示されている。

また、特許文献４の方法は、連続鋳造時の二次冷却において、スラブ表面を一旦Ar3変態点以下まで冷却した後、復熱させて相変態させることによりスラブ表層の組織を微細化し、割れ感受性を低減する方法が開示されている
特許文献５には、湾曲型または垂直曲げ型の鋼のスラブ連続鋳造設備において、二次冷却帯の曲げ部または矯正部の入り側、もしくは曲げ部及び矯正部の双方の入り側に、スラブのコーナー部を加熱するため加熱装置を設置する方法が開示されている。

特許文献６には、Nb、Vなどの合金元素が添加された鋼にTiを少量添加すること、及びNの含有量を制限することにより、スラブのコーナー部、端部の熱間延性が向上し、エッジヘゲの発生を防ぐ方法が開示されている。

特開平10−5954号公報特開昭61−9952号公報特開2003−62648公報特開平9−225607号公報特開2007−160341号公報特開2013−204141号公報

しかしながら、特許文献1、2では、スラブの長片表面よりコーナー部の表面温度が低いため、スラブ幅方向の全部位が脆化温度域を完全に回避することは難しく、Nbなどが添加された割れ感受性の強い高強度鋼の鋳造においては効果が不十分である。

特許文献3の方法は、矯正部区間内で脆化温度域を回避することを目的としているが、矯正部区間内を無注水とするだけでは、スラブ全体が脆化温度域を完全に回避することは不十分である。コーナー部も含めて脆化温度域を高温側に回避するためには、矯正部までの二次冷却を大幅に緩冷却化する必要がある。その場合、凝固シェルの強度が低下して内部割れが発生するという問題がある。

特許文献4の方法で開示されている温度条件を達成させるためには、二次冷却の初期に非常に大きな温度降下が必要であるので、一般的な連続鋳造機では、二次冷却能力が不足し鋳造速度を低下させる必要がある。その結果、生産性が低下するという問題がある。

特許文献５に開示されている様に、連続鋳造設備の二次冷却帯において、バーナー式加熱装置や、誘導加熱装置を設置することは、高温多湿で非常に設備の稼働環境が悪いところに設置することになり、十分なパフォーマンスを得られにくい。また、多大な設備費を要するという問題がある。

特許文献６については、本発明者の研究により、Tiを少量添加するだけでは、スラブコーナー部の割れに起因するエッジヘゲの発生を完全に抑止するには不十分であることがわかった。また、N含有量を制限するには溶製工程において、多量のArガスを用いる必要が生じる等の課題がある。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、熱間圧延の過程においてエッジヘゲが発生し難い表面品質に優れた高強度鋼板を提供することを目的とする。

上記課題を解決すべく、鋭意研究・検討を行った。その結果、Nb、Tiが添加された鋼において、Nbの含有量とTiの含有量を、Nの含有量に応じて調整することにより、すなわち、下記式（1）を満たす範囲で添加することにより、スラブの割れに起因する高強度鋼板のエッジヘゲ発生を抑止可能であることを見出した。
（Ti−48/14×N）/Nb≧0.22 … （1）
ただし、式中［Ti］はTi含有量（質量％）を、［N］はN含有量（質量％）を、［Nb］はNb含有量（質量％）を示す。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C: 0.05〜0.15％、Si：0.01〜0.90％、Mn：1.0〜3.5％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al:0.01〜0.08％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.010〜0.050％、N：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記関係式(1)を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
（Ti−48/14×N）/Nb≧0.22 ・・・・・・(1)
ただし、式中［Ti］はTi含有量（質量％）を、［N］はN含有量（質量％）を、［Nb］はNb含有量（質量％）を示す。
［２］熱延鋼板であることを特徴とする上記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］冷延鋼板用またはめっき鋼板用の熱延鋼板であることを特徴とする上記［２］に記載の高強度鋼板。

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さ（TS）が590MPa以上の鋼板である。また、本発明の高強度鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板用またはめっき鋼板用（溶融亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、電気めっき鋼板等）の素材となる熱延鋼板、さらに、この熱延鋼板を素材とする冷延鋼板、めっき鋼板のいずれも対象とするものである。

本発明によれば、引張強さ：590MPa以上を有し、表面品質に優れた高強度鋼板が得られる。
熱間延性が向上し、エッジヘゲが発生することを防ぐことができる。特に、割れ感受性の高いNbが所定量以上含有された高強度鋼板であっても、エッジヘゲを発生させることなく高い生産性で製造することが可能となる。
本発明の高強度鋼板は引張強さ：590MPa以上を有し、かつ表面品質に優れるため、自動車の構造部材等の使途に好適に用いることができ、自動車部品の軽量化やその信頼性を向上させる等、その効果は著しい。

（Ti-48/14×N）／Nbとエッジヘゲ発生率および検査コイル数との関係を示す図である。

高強度鋼板を製造する際には、スラブの横割れやカギ割れに起因するエッジ欠陥が多発し、熱間圧延の過程においてエッジヘゲが発生し、大きな問題となっていた。これに対して、本発明者は、高強度鋼板に使用されているNb、Tiの熱間圧延に及ぼす影響を調査し、以下の知見を得た。Nbは強度向上のために添加される。一方で、Nb添加により熱間延性が低下する。これはNb窒化物がγ粒界に析出するためである。これに対して、Tiを添加することにより、Tiが窒化物を生成し、γ粒界に析出するNb窒化物の生成量を低減させ、熱間延性を向上させる。その結果、スラブの横割れやカギ割れが抑制されてエッジヘゲの発生を防止することができる。そして、N含有量、Nb含有量、Ti含有量を適正に制御することがスラブの横割れやカギ割れを抑制してエッジヘゲの発生を防止する。以上を知見し、本発明を完成するに至った。

以上により、本発明では、熱間延性が向上し、幅プレスあるいは幅圧下圧延を行ってもエッジヘゲが発生せず、スラブのコーナー部、端部を除去する必要がない。また、スラブの割れの有無を検査したり、割れがあった場合、研削して除去する必要がなくなる。これにより連続鋳造設備から熱間圧延設備までスラブを冷却することなく、直送して圧延する所謂ホットチャージ圧延が可能となるため、加熱炉でスラブを昇熱するためのエネルギーを大幅に削減することが出来る。また、熱延鋼板のエッジヘゲが発生する可能性のある端部の耳切りが不要となるため、鋼板の大幅な歩留向上が可能となる。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

C:0.05〜0.15％
Cは鋼の強度上昇のために重要な元素である。しかし、0.05％未満では鋼板は十分な強度が得られない。一方、0.15％を超えるとスポット溶接性が劣化する。したがって、Cの含有量は0.05〜0.15％とする。好ましくは、0.06〜0.09％である。

Si：0.01〜0.90％
Siは強度上昇及び伸び特性向上などを目的として含有する。鋼板の延性をさほど低下させることなく強度を確保するために有効な元素である。Ｓｉ量が0.01％未満の場合、高強度かつ高加工性の鋼板が製造できない。一方、0.90％を超えると、製品の赤スケールによる表面外観の劣化や、化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Siの含有量は0.01〜0.90％とする。好ましくは0.01〜0.25％である。さらに好ましくは0.02〜0.10％である。

Mn：1.0〜3.5％
Mnは鋼の強度上昇のために重要な元素である。しかし、1.0％未満では、強化に寄与する炭化物が高温で生成するため、強度が低下し、引張強度590MPa以上を確保するのが困難である。一方、3.5％を超えると、低温変態相主体の組織となるため、伸びが低下する。したがって、Mnの含有量は1.0〜3.5％とする。好ましくは1.5〜2.0％である。

P：0.040以下
Ｐは強度上昇などを目的として含有することができる。この効果を得るためには0.010％以上含有することが好ましい。しかしながら、0.040％を超えて含有すると溶接性が低下する。また、延性が劣化する。したがって、Ｐの含有量は0.040％以下とする。好ましくは0.022％以下である。

S：0.010％以下
Sは不純物元素として鋼中に含有され、その含有量が0.010％を超えると製品の加工性や溶接性が劣化する。したがって、Sの含有量は0.010％以下とする。好ましくは0.005％以下である。

sol.Al:0.01〜0.08％
Alは脱酸のために添加される。しかし、その含有量がsol.Alとして0.01％未満ではこの効果が十分でない。一方、0.08％を超えると、延性低下および脆化温度域を拡大し、連続鋳造時の割れ感受性を助長し、エッジヘゲが発生しやすくなる。よって、sol.Alの含有量は0.01〜0.08％とする。好ましくは0.01〜0.06％である。さらに好ましくは0.02〜0.05％である。

Nb：0.01〜0.10％
Nbは主に熱間圧延工程で炭窒化物を形成させ、強度を上昇させる。このような効果を得るためには、0.01％以上添加する。一方、Nbは添加すると、その量の増大に伴い熱間延性が低下する。また、Nbを過度に添加すると、熱延板が硬化し、熱間圧延、冷間圧延での圧延荷重が増大する。また、加工性が低下する。このため、Nbの含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.03〜0.06％である。さらに好ましくは0.04〜0.05％である。

Ti：0.010〜0.050％
上述したNb添加による熱間延性低下に対し、Tiを添加することにより、Tiが窒化物を生成し、γ粒界に析出するNb窒化物の生成量を低減させ、熱間延性を向上させる。その結果、エッジヘゲの発生を防止する。しかし、Tiが0.010％未満では、熱間延性向上の効果が十分ではない。一方、0.050％を超えると、TiCの析出により熱間延性が低下する。したがって、Tiの含有量は0.010〜0.050％とする。好ましくは0.015〜0.030である。

N：0.005％以下
Nは製鋼工程で溶鋼の攪拌のための窒素バブリングなどにより不純物として鋼中に含有される。通常、その含有量が0.003％を超えると、γ粒界に析出するNbとの窒化物の量が増大することにより、脆化温度域が拡大し、連続鋳造時の割れ感受性を助長し、エッジヘゲが発生しやすくなる。しかし、本発明では、Tiを後述するNbとの比率で添加することにより、NをTiの窒化物として固定して、γ粒界に析出するNb窒化物の量を抑制できるため、熱間延性の低下を防ぐことが可能となる。そのため、本発明ではNの含有量を0.005％まで許容する。0.003％以下に低下させるには、製鋼工程での溶鋼の攪拌には窒素を使用せずArによりバブリングするなどの方法を取る必要があるが、本発明では上記理由により、Nの含有量を0.005％まで緩和できる。以上より、Nの含有量は0.005％以下とする。好ましくは0.004％以下である。本発明では、多量のArを使用する必要がなくなり、経済的に優位である。

本発明において、上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Cr、Cu、Ni、Sn、Sb、O、Zr等が挙げられ、本発明の効果を奏さない範囲であれば、Cr：0.10％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10％以下、Sn：0.01％以下、Sb：0.01％以下、O：0.003％以下、Zr：0.01％以下まで許容できる。

さらに、本発明では、上記Nb、Ti、Nの限定に加え、Ti、Nb、Nの含有量が、下記関係式(1)を満たすこととする。
（Ti−48/14×N）/Nb≧0.22 ・・・・・・(1)
ただし、式中［Ti］はTi含有量（質量％）を示し、［N］はN含有量（質量％）を示し、［Nb］はNb含有量（質量％）を示す。

上述したように、Nbは強度向上のために添加される。一方で、Nb添加によりNb窒化物がγ粒界に析出し熱間延性が低下する。これに対して、Tiを添加することにより、Tiが窒化物を生成し、γ粒界に析出するNb窒化物の生成量を低減させ、熱間延性を向上させる。その結果、スラブの横割れやカギ割れが抑制されてエッジヘゲの発生を防止することができる。
計算上、Tiは、含有するNが全てTi窒化物（TiN）として生成され消費されるとして、NとTiの原子量比倍（48/14）の量を含有すれば良い。しかし、実際は、含有したTiが全てTi窒化物の生成に使用されるとは限らず、また成分分析上のバラツキもあるので、Tiは、ある程度余裕をみて含有する必要がある。また、そのTi余裕量（Ti-48/14×N）は、Nb含有量に応じて変化すると推定される。
以上より、検討した結果、Ti余裕量とNb含有量の比、すなわち（Ti-48/14×N）／Nb指数が、エッジヘゲの発生状況を整理するのに有効であるとの知見を得た。そして、さらに検討を進め、上記知見に基づき、実績を調査したところ、（Ti-48/14×N）/Nbとエッジヘゲ発生状況には相関があることがわかった。

Nb、Ti添加高強度鋼板の成分実績と、エッジヘゲの発生状況を綿密に調べた。得られた結果を図１に示す。エッジヘゲの発生の有無は目視にて確認した。鋼板幅端部から50mm以内の範囲に、長さ10mm以上のヘゲが鋼板幅両端部のいずれかに存在していれば、エッジヘゲあり、ヘゲが発生していなければエッジヘゲ発生なしと判定し、エッジヘゲありのコイル数とエッジヘゲ発生率を求めた。

図１より、Ti、N、Nbが（Ti-48/14×N）／Nb≧0.22を満たす場合、エッジヘゲの発生を抑えることが可能であることを見出した。この値が大きいほどNb窒化物よりTi窒化物が析出しやくなると考えられる。0.22以上であれば、Tiを添加することにより、γ粒界でのNbの窒化物の析出を抑制し、粒界脆化を抑止して熱間延性が大きく向上する。好ましくは（Ti-48/14×N）／Nb≧0.28である。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上述の成分組成を有するスラブを好ましくは湾曲型または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備で鋳造し、スラブのコーナー部あるいは端部を除去することなく、1100〜1300℃で加熱保持してから熱間圧延を開始し、熱間圧延の粗圧延に先立って、幅圧下量（両幅の合計圧下量）50mm以上400mm以下の幅プレスあるいは幅圧下圧延を行い、仕上げ圧延温度を800〜950℃、巻取り温度を450〜700℃として、熱間圧延することで製造される。

本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブとする。

連続鋳造設備：湾曲型または垂直曲げ型
鋼の連続鋳造設備には、垂直型連続鋳造設備、垂直曲げ型連続鋳造設備、湾曲型連続鋳造設備、水平型連続鋳造設備の４種類の型式が存在するが、本発明では、これらのうち湾曲型連続鋳造設備または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備を用いるのが好ましい。垂直型連続鋳造設備および水平型連続鋳造設備は、曲げ部および矯正部が存在せず、曲げおよび矯正による引張応力がスラブに作用しないため、本発明の鋼を適用しなくてもエッジヘゲは発生しにくく表面特性の向上には有利である。しかし、設備コストおよび生産性の観点から、湾曲型連続鋳造設備または垂直曲げ型連続鋳造設備に劣り、工業的に高強度鋼板を製造するには湾曲型連続鋳造設備または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備の方が適している。なお、湾曲型連続鋳造設備と垂直曲げ型連続鋳造設備を比較すると、垂直部を有する垂直曲げ型の方が、曲げ部の曲率が小さく、スラブに作用する引張応力が大きいため、割れが発生しやすい。

スラブ加熱温度：1100〜1300℃
加熱段階に存在している析出物は最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、強度に寄与しない。そのため、鋳造時に析出したTi、Nb析出物を再溶解させる必要がある。1100℃以上の加熱によりTi、Nb析出物が再溶解し、強度への寄与が認められる。また、スラブ表層の気泡、偏析など欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも1100℃以上に加熱するのが好ましい。一方、1300℃を超えて加熱すると、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大につながる。また、表層からの脱炭、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、特性にばらつきが生じたりプレス後の表面不良を発生させる。以上より、スラブ加熱温度は1100℃以上1300℃以下の範囲とすることが好ましい。但し、スラブに熱間圧延を施すに際し、鋳造後のスラブが1200℃以上の温度域にある場合、或いはスラブの炭化物が溶解している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。

幅プレスあるいは幅圧下圧延：幅圧下量（両幅の合計圧下量）50mm以上400mm以下
幅プレスあるいは幅圧下圧延は、寸法の精度向上や圧延形状の向上のために50mm以上行うのが好ましい。50mm未満では、粗圧延機、仕上圧延機に入る際の形状に問題が生じて、通板ができなくなる場合があり、このような事象が発生した場合には莫大な損害が生じる。幅プレスあるいは幅圧下圧延によりスラブ幅を調整する方法は、設備能力の点から限界があり、現状での幅調整代は高々400mm程度である。したがって、熱間圧延の粗圧延に先立って行う幅プレスあるいは幅圧下圧延は、幅圧下量（両幅の合計圧下量）50mm以上400mmｍｍ以下が好ましい。

粗圧延条件については特に限定されない。

仕上げ圧延温度：800〜950℃
仕上げ圧延温度を800℃以上とすることで、均一な熱延母相組織を得ることができる。仕上げ圧延温度が800℃を下回ると、鋼板の組織が不均一となり、成形時の材料の均一な変形を阻害し、要求される優れた成形性を有することが困難となる。一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると、酸化物生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する。このように、冷間圧延後の表面品質が低下すると、最終製品が溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、めっきと鋼板の界面の鋼板側内部へ進展している亀裂と凹部の存在が顕著となり、プレス成形時に割れ易くなる。また、結晶粒径が過度に粗大となり、成形時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。よって、仕上げ圧延温度は800〜950℃とすることが好ましい。

巻取り温度：450〜700℃
巻取り温度が700℃を超えると粗大粒が生成し、鋼板組織が不均一となり、延性が低下する。また、表層からの脱炭、スケールの成長が著しく表面品質が劣化する。一方、巻取り温度が450℃未満では、熱延板強度の上昇により熱間圧延によって生じた加工組織が残留し、冷間圧延負荷が増大する、このため、巻取り温度は450〜700℃とすることが好ましい。

以上により、本発明の高強度鋼板（熱延鋼板）が製造される。この熱延鋼板を素材として冷延鋼板を製造する場合は、上記により得られた熱延鋼板に対して、必要に応じて酸洗、次いで冷間圧延を行い、次いで焼鈍処理を施すことで製造することができる。また、この熱延鋼板を素材としてめっき鋼板を製造する場合は、上記により得られた冷延鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理や、溶融亜鉛めっき処理後さらに合金化処理を施したり、電気亜鉛めっき処理や電気Ni-亜鉛めっき処理等を施すことで製造することができる。

酸洗の条件は特に限定されない。冷間圧延は所望の板厚を得るため施す必要がある。冷間圧延率に制約はないが、加工性を確保するために30％以上が好ましい。

連続焼鈍および連続溶融亜鉛めっき時の均熱温度は、再結晶化の促進と鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため、Ａｃ_１点以上900℃以下が好ましい。また、焼鈍温度での滞留時間が短すぎるとミクロ組織が十分に焼鈍されずに冷間圧延による加工組織が存在した不均一な組織となり延性が低下する。一方、滞留時間が長すぎると製造時間の増加を招き製造コスト上好ましくない。このため、上記温度域での滞留時間は30〜1200秒が好ましい。特に好ましい滞留時間は30〜120秒の範囲である。

加熱後の冷却は、特に限定しない。例えば、ガスジェット冷却設備を用いて、焼鈍温度から100℃/s未満の平均冷却速度で450℃以下の冷却停止温度まで冷却することが好ましい。焼鈍温度からの冷却中に適量のフェライト、ベイナイト、マルテンサイトを析出させ、強度と延性のバランスを制御することが可能となる。冷却停止温度が450℃超えの場合、ミクロ組織中にフェライト・パーライトが多量に生成し、ベイナイト・マルテンサイト生成量が少なくなるため、強度が急激に低下し、590MPa以上の引張強度を得ることができない。平均冷却速度が100℃/s以上の場合、冷却中に十分な量のフェライトの析出が生じないため優れた延性を得ることができない。

次いで、必要に応じて酸洗、再酸洗を行う。
酸洗、再酸洗を施すことで、鋼板表面のＳｉ酸化物、Ｓｉ−Ｍｎ酸化物を除去し、化成処理性を向上させる。再酸洗では、酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いることが好ましい。
酸洗は常法にて行うことができ、条件は特に限定されない。例えば、硝酸、塩酸、弗酸、硫酸およびそれらを2種以上混合した酸のいずれかを用いることができる。

引張強さ（TS）が590MPa級、980MPa級の冷延鋼板を製造するに当り、表1に記載の成分組成にて、垂直曲げ型連続鋳造機で鋳造した220〜260mm板厚、900〜1700mm幅のスラブを用いた。No.1〜10が590MPa級、No.11〜20が980MPa級である。

上記スラブに対して、スラブ加熱温度を1100℃以上とし、50〜300mmの幅プレスを行い、次いで、仕上げ圧延温度を800〜950℃、巻取り温度を450〜700℃として熱間圧延を行った。次いで、酸洗工程にて鋼板の表面検査を実施し、特に鋼板幅端部から50mm以内の範囲におけるヘゲの発生の有無を目視にて確認した。長さ10mm以上のヘゲが存在していれば、エッジヘゲあり、ヘゲが発生していなければ、エッジヘゲ発生なしと判定した。

また、上記により得られた鋼板に対して、引張特性を測定した。圧延方向に対して90°方向（C方向）を引張方向とするJIS5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ（TS）を測定した。590MPa級（No.1〜10）ではすべての試験片が590〜680MPaの範囲内、980MPa級（No.11〜20）ではすべての試験片が980〜1090MPaの範囲内であった。

表1より、Ti、Nb、Nが、(Ti-48/14×N)/Nb≧0.22の範囲外である比較例のNo.1〜5、11〜15の場合は、エッジヘゲが発生した。これに対して、Ti、Nb、Nが、(Ti-48/14×N)/Nb≧0.22の範囲内である本発明例のNo.6〜10、16〜20の場合は、エッジヘゲの発生がなく、表面品質に優れた高強度鋼板が得られていた。

Claims

成分組成は、質量％で、C: 0.05〜0.15％、Si：0.01〜0.90％、Mn：1.0〜3.5％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、sol.Al:0.01〜0.08％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.010〜0.050％、N：0.005％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記関係式(1)を満たすことを特徴とする高強度鋼板。
（Ti−48/14×N）/Nb≧0.22 ・・・・・・(1)
ただし、式中［Ti］はTi含有量（質量％）を、［N］はN含有量（質量％）を、［Nb］はNb含有量（質量％）を示す。
熱延鋼板であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
冷延鋼板用またはめっき鋼板用の熱延鋼板であることを特徴とする請求項２に記載の高強度鋼板。