JP2018502987A - 表面品質の優れた高強度亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

表面品質の優れた高強度亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、表面品質の優れた高強度亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板及びその製造方法に関するもので、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であり、微細組織が面積分率で１０〜４０％のベイナイト、２０〜３０％のパーライト及び４０〜６０％のフェライトからなり、表面から５０μｍ以内にＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ３（ＰＯ）４の三元共晶（ｔｅｒｎａｒｙ ｅｕｔｅｃｔｉｃ）化合物が形成されていることを特徴とする、表面品質の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。

Description

本発明は、熱延鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは、亜鉛メッキ鋼板（ｈｏｔ ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｉｒｏｎ、ＨＧＩ）の素地鋼板に適用される表面品質の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
高強度熱延鋼板を素地鋼板とする高強度亜鉛メッキ鋼板（ｈｏｔ ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｉｒｏｎ、ＨＧＩ）は、構造材などに広く使われている。
前記高強度亜鉛メッキ鋼板の素地鋼板である高強度熱延鋼板としては、通常Ｎｂを含む鋼種が使われてきた。
前記高強度熱延鋼板は、通常Ｎｂを含む鋼スラブを加熱してＡｒ３以上のオーステナイト領域で熱間圧延した後、巻取して製造される。
しかし、前記のようにＮｂを含む鋼スラブをＡｒ３以上のオーステナイト領域で熱間圧延する場合には、Ｎｂが熱間圧延時に再結晶を遅延させて仕上げ圧延の圧延荷重が増加するようになり、これによって、ロール表面粗さを発生させて鋼板の通板性不良及び表面欠陥、特に砂型スケールなどの欠陥が発生するという問題点がある。
このような表面欠陥、特にスケール性欠陥を改善するための従来技術としては、粗圧延の前方でデスケーリングを行うとき冷却水の噴射回数を増加させるか、バーの厚さを下向きにするか、ＦＳＢ（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ ｓｃａｌｅ ｂｒｅａｋｅｒ）条件を強化させてスケール欠陥を改善させる方法などが知られている。
しかし、前記従来技術は、熱延通板性の誤作及びサイズ変更頻発などをもたらすようになるので根本的な解決策であるとは言えない。
したがって、操業上の問題なしに表面スケール性欠陥問題を解決して表面特性の優れた熱延鋼板、特に亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板が提供できる技術が要求されているのが実情である。
本発明の一側面は、亜鉛メッキ鋼板（ｈｏｔ ｇａｌｖａｎｉｚｅｄ ｉｒｏｎ、ＨＧＩ）の素地鋼板に適用される表面品質の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であり、微細組織が面積分率で１０〜４０％のベイナイト、２０〜３０％のパーライト及び４０〜６０％のフェライトからなり、表面から５０μｍ以内にＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ３（ＰＯ）４の三元共晶（ｔｅｒｎａｒｙ ｅｕｔｅｃｔｉｃ）化合物が形成されていることを特徴とする、表面品質の優れた高強度熱延鋼板が提供される。
前記熱延鋼板は、重量％で、Ｎ：０．０１％以下（０除外）、Ｔｉ：０．０２％以下（０除外）、Ｃｕ：０．０５％以下（０除外）、Ｎｉ：０．０８％以下（０除外）、Ｃｒ：０．１０％以下（０除外）、Ｖ：０．０１％以下（０除外）及びＭｏ：０．０３％以下（０除外）からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含み得る。
前記熱延鋼板の両側表面に形成された点状の砂型スケールの数は、平均０．１個／ｍ３ 以下であり得る。
前記熱延鋼板は、亜鉛メッキ層を含み得る。
前記熱延鋼板は、４９０ＭＰａ以上の引張強度、３６６ＭＰａ以上の降伏強度及び１６％以上の延伸率を有し得る。例えば、前記熱延鋼板は、４９０〜６５０ＭＰａの引張強度、３６６〜６００ＭＰａの降伏強度及び１６〜３０％の延伸率を有し得る。
本発明の他の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であるスラブを１０００〜１２５０℃で加熱する段階；加熱されたスラブを９９０〜１０９０℃で粗圧延してバーを得る段階；前記バーを８１０〜９１０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；及び前記熱延鋼板を５１０〜６１０℃の巻取温度で巻取する段階を含む、表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法が提供される。
本発明によれば、各成分の含量調整などを通じて良好な物性を確保しながら熱延鋼板の表面スケール欠陥を著しく減少させ得る。
図１は、比較例２の熱延鋼板に対するスケール個数を示した図である。 図２は、実施例４の熱延鋼板に対するスケール個数を示した図である。 図３は、巻取温度による実施例４の熱延鋼板の物性を示したグラフである。
以下、本発明を詳細に説明する。
高強度亜鉛メッキ鋼板の素地鋼板に使用される熱延鋼板としては、通常Ｎｂを含む鋼種が使用されてきた。
しかし、前記のようにＮｂを含む鋼スラブをＡｒ３以上のオーステナイト領域で熱間圧延して熱延鋼板を製造する場合には、Ｎｂが熱間圧延時に再結晶を遅延させて仕上げ圧延の圧延荷重が増加するようになり、これによって、ロール表面粗さを発生させて鋼板の通板性不良及び表面欠陥、特に砂型スケールなどの欠陥が発生するという問題点がある。
そこで、本発明者らは、このようなスケールなどの欠陥が発生する問題点を解決するために長時間研究及び実験を行った結果に基づいて、本発明を完成するに至った。
本発明は、砂型スケール欠陥を誘発するＮｂを添加せずに、Ｓｉ及びＭｎの含量、Ｍｎ／Ｓｉの重量比、Ｃ／Ｓｉの重量比及びＳｉ／Ｐの重量比を適切に制御してスケール欠陥を改善させて優れた表面特性を確保する。
また、本発明は、Ｎｂの未添加による強度低下を補償するために、Ｍｎの含量を増加させて固溶強化を通じて強度を向上させるだけではなく、巻取温度を制御して低温組織であるベイナイトを形成させて高強度を確保する。
すなわち、本発明は、表面特性が優秀で且つ高い強度を有する熱延鋼板、特に亜鉛メッキ鋼板（ＨＧＩ）用熱延鋼板及びその製造方法に関する。
本発明の一側面である表面品質の優れた高強度熱延鋼板は、重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であり、微細組織が面積分率で１０〜４０％のベイナイト、２０〜３０％のパーライト及び４０〜６０％のフェライトからなり、表面から５０μｍ以内にＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ３（ＰＯ）４の三元共晶（ｔｅｒｎａｒｙ ｅｕｔｅｃｔｉｃ）化合物が形成されている。
以下、熱延鋼板の組成に対して説明する。
炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５重量％
炭素は、鋼の強化において一番効果的な元素であるが、多量添加される場合には熔接性及び低温靱性を低下させる元素である。炭素の含量が過度に少ない場合、本発明で意図する目標強度を具現しにくい。一方、炭素の含量が過度に多い場合、成形性、熔接性、衝撃特性及び低温靱性が劣化し得る。したがって、炭素の含量は、０．０５〜０．１５重量％、好ましくは、０．０８〜０．１４重量％、より好ましくは、０．１１〜０．１３重量％であり得る。
シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜０．１０重量％
シリコンは、脱酸剤として使用され、２次スケールの密着性を向上させ、鋼の高強度化に有効な元素である。Ｓｉの添加量が増加するに従って高温の粗圧延温度でも表面欠陥が顕著に減り、特に、Ｓｉが０．０５重量％以上含まれる場合表面欠陥がほとんど発生しないこともある。しかし、シリコンの含量が多すぎる場合、赤スケールがひどく発生して表面品質がむしろ低下し得る。したがって、シリコンの含量は、０．０３〜０．１０重量％、好ましくは、０．０４〜０．０８重量％、より好ましくは、０．０５〜０．０７重量％であり得る。
マンガン（Ｍｎ）：０．７〜１．３９重量％
マンガンは、鋼の固溶強化に効果的な元素である。マンガンの含量が過度に少ない場合、鋼板強度が低下し、粗大なＭｎＳが形成されて鋼材が非常に脆弱になり得る。しかし、マンガンの含量が多すぎる場合、合金原価が増加し、熔接性が低下し、延伸率などの物性は低いながら鋼板強度が過度に高くなり得る。したがって、マンガンの含量は、０．７〜１．３９重量％、好ましくは、０．９〜１．３重量％、より好ましくは、１．１〜１．３重量％であり得る。
リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５重量％
リンは、セメンタイトの形成を抑制して強度向上に有利な成分である。リンの含量が過度に少ない場合、鋼板強度が低下し得る。反対に、リンの含量が多すぎる場合、鋼板の中心部に偏析して衝撃靱性を低下させ得る。したがって、リンの含量は、０．００１〜０．０５重量％、好ましくは、０．００３〜０．０４重量％、より好ましくは、０．００５〜０．０２重量％であり得る。
硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０３重量％
硫黄は、不可避に含有される不純物元素として、多量に含有される場合、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成することで鋼の衝撃靱性を大きく損傷させるから、その含量を最大限抑制することが好ましい。理論上硫黄の含量は、０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有されるほかない。したがって、上限を管理することが重要であり、具体的に硫黄の含量は、０．００１〜０．０３重量％、好ましくは、０．００１〜０．０２重量％、より好ましくは、０．００１〜０．０１重量％であり得る。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００２〜０．０３５重量％
アルミニウムは、製鋼時にＳｉとともに脱酸剤として添加され、固溶強化効果がある。アルミニウムの含量が過度に少ない場合、添加効果を得ることができず、反対に、アルミニウムの含量が多すぎる場合、連続鋳造時にノズル詰まりを誘発し得る。したがって、アルミニウムの含量は、０．００２〜０．０３５重量％、好ましくは、０．００５〜０．０３重量％、より好ましくは、０．０１〜０．０３重量％であり得る。
Ｍｎ／Ｓｉの重量比：１５〜２５
本発明では、Ｍｎ及びＳｉ各々の含量も重要であるが、Ｍｎ及びＳｉの比、すなわち、Ｍｎ／Ｓｉの重量比も重要である。Ｍｎ／Ｓｉの重量比が過度に小さい場合、表面品質が低下するか強度などの物性が低下し得る。反対に、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が過度に大きい場合、熔接性などの物性が低下するか、延伸率などの物性は低いながら鋼板強度が過度に高くなり得る。したがって、Ｍｎ／Ｓｉの重量比は、１５〜２５、好ましくは、１７〜２３、より好ましくは、１９〜２１であり得る。
Ｃ／Ｓｉの重量比；１〜５
本発明では、Ｃ及びＳｉ各々の含量も重要であるが、Ｃ及びＳｉの割合、すなわち、Ｃ／Ｓｉの重量比も重要である。Ｃ／Ｓｉの重量比が過度に小さい場合、表面品質が低下するか強度などの物性が低下し得る。反対に、Ｃ／Ｓｉの重量比か過度に大きい場合、表面品質などの物性が低下されるか延伸率が落ち得る。したがって、Ｃ／Ｓｉの重量比は、１〜５、好ましくは、１〜４、より好ましくは、１．５〜３であり得る。
Ｓｉ／Ｐの重量比：３〜１０及び三元共晶化合物
Ｓｉ成分とＰ成分はいずれもスケールとスチール界面に濃化しやすく、添加量の増加によって濃化量が増加する。しかし、Ｓｉ量の増加によって、緻密なスケールが形成されて表面欠陥が減少し得る。前記ＳｉとＰを前記範囲で複合添加する場合、表面から５０μｍ以内にＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ３（ＰＯ）４の三元共晶化合物が形成されて融点低下でスケール剥離力が増加し、これによって、表面品質が改善され得る。鋼板の表面特性の改善のためのＳｉ／Ｐの重量割合は、３〜１０、好ましくは、３〜８、より好ましくは、５〜７であり得る。
一方、三元共晶化合物は、ＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、ＳＥＭ（ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）、ＥＤＸ（ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、ＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙ ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）などを利用して確認し得る。
その他の成分
上述した成分元素に加えて、鋼板の機械的な物性などを改善するため、必要な場合選択的に、本発明の熱延鋼板は、重量％で、Ｎ：０．０１％以下（０除外）、Ｔｉ：０．０２％以下（０除外）、Ｃｕ：０．０５％以下（０除外）、Ｎｉ：０．０８％以下（０除外）、Ｃｒ：０．１０％以下（０除外）、Ｖ：０．０１％以下（０除外）及びＭｏ：０．０３％以下（０除外）からなる群から選択された１種または２種以上を含み得る。
前記窒素（Ｎ）は、オーステナイト結晶粒内で凝固過程でアルミニウムと作用して微細な窒化物を析出させて双晶発生を促進することで、鋼板の成形時に強度と軟性を向上させるが、窒素の含量が増加するほど窒化物が過多に析出して熱間加工性及び延伸率を低下させるので、窒素の含量は、０．０１重量％以下に制限することが好ましい。
前記Ｃｒを添加する場合、Ｓｉの内部酸化を促進する効果を得ることができ、Ｃｒ含量が多すぎる場合、むしろＣｒが外部酸化されるためメッキ性が劣化され得る。したがって、Ｃｒの含量は、０．１０重量％以下であることが好ましい。
前記Ｍｏを添加する場合、強度増大効果を得ることができ、Ｎｉ及び／またはＣｕとの複合添加時にＳｉの内部酸化を促進する効果を得ることができるが、Ｍｏ含量が多すぎる場合、費用上昇をもたらす。したがって、Ｍｏの含量は、０．０３重量％以下であることが好ましい。
前記Ｔｉを添加する場合、強度増大効果を得ることができるが、Ｔｉの含量が多すぎる場合、メッキ性の劣化をもたらす。したがって、Ｔｉの含量は、０．０２重量％以下であることが好ましい。
前記Ｃｕを添加する場合、残留ガンマ相形成を促進し、Ｎｉ及び／またはＭｏとの複合添加時にＳｉの内部酸化を促進する効果を得ることができるが、Ｃｕの含量が多すぎる場合、費用上昇をもたらす。したがって、Ｃｕの含量は、０．０５重量％以下であることが好ましい。
前記Ｎｉを添加する場合、残留ガンマ相形成を促進し、Ｃｕ及び／またはＭｏとの複合添加時にＳｉの内部酸化を促進する効果を得ることができるが、Ｎｉの含量が多すぎる場合、費用上昇をもたらす。したがって、Ｎｉの含量は、０．０８重量％以下であることが好ましい。
前記Ｖを添加する場合、結晶粒微細化による降伏強度を向上させ、鋼の濡れ性を増加させるのに有利である。しかし、その含量が多すぎる場合、鋼の靭性が悪化して熔接部にクラックが発生する危険があるので、Ｖの含量は、０．０１重量％以下であることが好ましい。
残りの成分は、鉄（Ｆｅ）であり、その他不可避な不純物が含まれ得る。通常の熱延鋼板製造過程では、原料または周りの環境から意図されない不純物が不可避に混入され得るので、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の技術者であれば、誰でも分かるものであるので、本明細書ではその全ての内容には特に言及しない。
微細組織
本発明の熱延鋼板は、面積分率で、１０〜４０％のベイナイト、２０〜３０％のパーライト及び４０〜６０％のフェライトからなる微細組織を有する。前記ベイナイトの含量が多すぎる場合には、強度は向上するが、フェライトの含量が少なくて延伸率が低下し、その含量が過度に少ない場合には、フェライト含量が多すぎて強度が弱くなるので、前記ベイナイトの含量は、面積分率で、１０〜４０％に限定する。好ましくは、２０〜４０％であり得る。
スケール個数
本発明による熱延鋼板の両側表面（前面＋背面）に形成された点状の砂型スケールの数は、平均０．１個／ｍ３以下、好ましくは、０．０８個／ｍ３以下、より好ましくは、０．０６個／ｍ３以下であり得る。長さ１ｋｍ及び幅１０６６ｍｍサイズの面積を基準とすれば、平均１００個以下、好ましくは、８０個以下、より好ましくは、６０個以下であり得る。スケールの個数は、ＳＤＤ（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｄｅｆｅｃｔ Ｄｅｔｅｃｔｏｒ）を利用して測定し得る。スケールは、主に砂型スケールであり得る。砂型スケールは、表面欠陥として熱延工程で発生し、比較的丸い点模様で板に砂をまいたように発生し、比較的浅い深さで幅全面に散発的に発生し、黒茶色を示す。砂型スケールが存在すれば、メッキと塗装不良が発生し、加工時に表面クラックに進展して表面不良が発生し得る。本発明では、鋼板成分の含量制御などを通じて熱延鋼板の表面スケール欠陥を著しく減少させ得る。
強度と延伸率
本発明による熱延鋼板は、４９０ＭＰａ以上の引張強度、３６６ＭＰａ以上の降伏強度及び１６％以上の延伸率を有し得る。例えば、前記熱延鋼板は、４９０〜６５０ＭＰａの引張強度、３６６〜６００ＭＰａの降伏強度及び１６〜３０％の延伸率を有し得る。
メッキ鋼板
本発明による熱延鋼板は、亜鉛メッキ層を含み得る。前記のように亜鉛メッキ層を含む熱延鋼板は、例えば、ＨＧＩなどのような亜鉛メッキ鋼板であり得る。
鋼板の厚さなど
本発明による熱延鋼板の厚さは、１．０〜５ｍｍ、好ましくは、１．０〜１．６ｍｍであり得る。本発明による鋼板の幅は、５００〜２０００ｍｍ、コイルの重さは、５〜４０ｔｏｎであり得る。
以下、本発明の熱延鋼板の製造方法に対して説明する。
本発明の他の一側面である表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であるスラブを１０００〜１２５０℃で加熱する段階；加熱されたスラブを９９０〜１０９０℃で粗圧延してバーを得る段階；前記バーを８１０〜９１０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；及び前記熱延鋼板を５１０〜６１０℃の巻取温度で巻取する段階を含む。
熱間圧延時の通板性と表面品質は相反関係にある。具体的に、通板性を確保するためには、スラブ加熱温度、粗圧延温度（ＲＤＴ）、バーの厚さを増加させた方がよい。反対に、表面品質を確保するためには、抽出温度とＲＤＴを減少させてデスケーリングを強化した方がよい。
前記スラブの加熱温度（加熱炉の抽出温度、ＳＲＴ）は、１０００〜１２５０℃、好ましくは、１１００〜１２２０℃、より好ましくは、１１５０〜１２００℃であり得る。
前記スラブの加熱温度が過度に低いと、通板性が低下し、過度に高いと、表面品質が低下し得る。
前記粗圧延温度（ＲＤＴ）は、９９０〜１０９０℃、好ましくは、１０１０〜１０７０℃、より好ましくは、１０３０〜１０５０℃であり得る。
前記粗圧延温度が過度に低いと、通板性が低下し、過度に高いと、表面品質が低下し得る。
前記仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）は、８１０〜９１０℃、好ましくは、８３０〜８９０℃、より好ましくは、８５０〜８７０℃であり得る。
前記仕上げ圧延温度が過度に低いと、変形抵抗が増加して通板性が低下し、過度に高いと、析出により再結晶が遅延されてスケールが発生して表面品質が低下し得る。本発明で圧延荷重（ｒｏｌｌ ｆｏｒｃｅ）は、従来と同様な水準であるが、実際の圧延温度は、既存製品に比べ低いためスケール低減に有利である。
また、仕上げ圧延は、平均変形抵抗が２５０〜５００ＭＰａ、好ましくは、３００〜４５０ＭＰａ、より好ましくは、３５０〜４５０ＭＰａの条件で実行し得る。平均変形抵抗が過度に小さいと、析出により再結晶が遅延されてスケールが発生して表面品質が低下し、平均変形抵抗が過度に大きいと、通板性が低下し得る。
前記巻取温度（ＣＴ）は、５１０〜６１０℃、好ましくは、５３０〜５９０℃、より好ましくは、５５０〜５７０℃であり得る。
前記のように仕上げ圧延して熱延鋼板を得た後、前記巻取温度、すなわち、５１０〜６１０℃まで冷却した後に巻取する。
前記のように巻取温度まで冷却すれば、低温組織であるベイナイト相が形成される。
巻取温度が過度に低いと、ベイナイト形成量が多すぎて延伸率が低下し、過度に高いと、ベイナイト形成量が少なすぎて相対的にフェライト含量が多く強度が減少し得る。
本発明による熱延鋼板の製造方法は、熱間圧延後に亜鉛メッキ層を形成する段階をさらに含み得る。
前記亜鉛メッキ層は、溶融亜鉛メッキ層であり得る。
本発明によってメッキ鋼板を製造する場合、メッキ前に熱処理を行い、例えば、１次加熱セクション（Ｈｅａｔｉｎｇ Ｓｅｃｔｉｏｎ）では鋼板を３４０〜４４０℃で加熱し、２次加熱セクションでは鋼板を４００〜５００℃で加熱し得る。前記２次加熱は、誘導加熱方式で行うことができる。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
（実施例）
下記表１の組成を有するスラブを、スラブ加熱温度１１７０℃、粗圧延温度１０４０℃、仕上げ圧延温度８６０℃、平均変形抵抗約４００ＭＰａの条件で熱間圧延し、５６０℃の条件で巻取して熱延鋼板を製造した。
Figure 2018502987
実施例及び比較例による熱延鋼板の表面品質、形状、通板性、訂正実収率、メッキ性などを各々測定した。その結果は表２の通りである。
表面品質
表面品質は、ＳＤＤ及びＦＧＳ（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ）を利用して測定した。評価基準は次の通りである。
◎：ＳＤＤのスケールの個数０．０６個／ｍ３以下
○：ＳＤＤのスケールの個数０．０７個／ｍ３以下
△：ＳＤＤのスケールの個数０．０７個／ｍ３超過
形状
形状は、肉眼確認を通じて評価した。評価基準は次の通りである。
◎：波高２ｍｍ以内
○：波高２〜７ｍｍ以内
△：波高９ｍｍ以上
通板性
通板性は、ねじれ発生有無を肉眼で判断して評価した。評価基準は次の通りである。
◎：ねじれ未発生
△：ねじれ発生
メッキ性
メッキ性は、表面等級を通じて評価した。評価基準は次の通りである。
○：表面等級４等級以内
△：表面等級５等級以上
組織
ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｅｆｌｅｃｔｏｒ）を利用して微細組織の面積分率を測定した。
三元共晶
ＸＲＤなどを利用して三元共晶有無を確認した。
○：形成
×：未形成
Figure 2018502987
前記表２によれば、実施例１〜実施例５による熱延鋼板の物性が比較例より優秀であり、特に、表面品質、通板性及び訂正実収率が優れていた。
比較例１〜３の場合、Ｓｉの含量が過度に低くＭｎの含量も低くて、特に、比較例２及び３の場合、過量のＮｂを含み、比較例１及び２の場合、Ｍｎ／Ｓｉの重量割合が過度に高くて、比較例３の場合、Ｍｎ／Ｓｉの重量割合が過度に低いため、表面品質などの物性が低下した。また、比較例の場合、Ｓｉの含量が低くて三元共晶が形成されなかった。
一方、ＥＢＳＤを利用して微細組織を測定した結果、実施例の鋼板は微細組織の面積分率で３０％のベイナイト、２５％のパーライト及び４５％のフェライトからなった。
図１は、比較例２の熱延鋼板に対するスケール個数を示した図であり、図２は、実施例４の熱延鋼板に対するスケール個数を示した図である。１ｋｍ及び幅１０６６ｍｍサイズの面積を基準として、比較例２の鋼板では７６個のスケールが存在したが、実施例４の鋼板では６個のスケールのみが確認された。図１で、ｘ軸は幅（ｍｍ）、ｙ軸は長さ（ｍ）を示す。
巻取温度（ＣＴ）による物性変化を観察し、その結果を下記表３及び図３に示した。
下記表３で、比較例４は、比較例１の鋼板を使用し、比較例５は、比較例２の鋼板を使用し、比較例６及び実施例６〜８は、実施例４の鋼板を使用したものである。
下記表３で、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、延伸率（ＥＬ）は、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている金属材料の引張試験方法によって、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている５号試験片を利用して測定した。
Figure 2018502987
図３は、巻取温度による実施例４の熱延鋼板の物性（引張強度、降伏強度、延伸率）を示したグラフであって、図３で点線は、比較例２の平均値を示す。
前記表３及び図３に示したように、本発明に符合する巻取温度で巻取する場合、優秀な引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、延伸率（ＥＬ）特性を得ることが可能であることが分かる。

Claims (9)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であり、
    微細組織が面積分率で１０〜４０％のベイナイト、２０〜３０％のパーライト及び４０〜６０％のフェライトからなり、
    表面から５０μｍ以内にＦｅＯ、Ｆｅ２ＳｉＯ４、Ｆｅ３（ＰＯ）４の三元共晶（ｔｅｒｎａｒｙ ｅｕｔｅｃｔｉｃ）化合物が形成されていることを特徴とする、表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
  2. 前記鋼板は、重量％で、Ｎ：０．０１％以下（０除外）、Ｔｉ：０．０２％以下（０除外）、Ｃｕ：０．０５％以下（０除外）、Ｎｉ：０．０８％以下（０除外）、Ｃｒ：０．１０％以下（０除外）、Ｖ：０．０１％以下（０除外）、及びＭｏ：０．０３％以下（０除外）からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板の両側表面に形成された点状の砂型スケールの数が、平均０．１個／ｍ３以下であることを特徴とする、請求項１に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
  4. 前記鋼板は、亜鉛メッキ層を含むことを特徴とする、請求項１に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
  5. 前記鋼板は、４９０〜６５０ＭＰａの引張強度、３６６〜６００ＭＰａの降伏強度、及び１６〜３０％の延伸率を有することを特徴とする、請求項１に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１０％、Ｍｎ：０．７〜１．３９％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００２〜０．０３５％、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、Ｍｎ／Ｓｉの重量比が１５〜２５であり、Ｃ／Ｓｉの重量比が１〜５であり、Ｓｉ／Ｐの重量比が３〜１０であるスラブを１０００〜１２５０℃で加熱する段階；
    加熱されたスラブを９９０〜１０９０℃で粗圧延してバーを得る段階；
    前記バーを８１０〜９１０℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階；及び
    前記熱延鋼板を５１０〜６１０℃の巻取温度で巻取する段階
    を含むことを特徴とする、表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  7. 前記スラブは、重量％で、Ｎ：０．０１％以下（０除外）、Ｔｉ：０．０２％以下（０除外）、Ｃｕ：０．０５％以下（０除外）、Ｎｉ：０．０８％以下（０除外）、Ｃｒ：０．１０％以下（０除外）、Ｖ：０．０１％以下（０除外）、及びＭｏ：０．０３％以下（０除外）からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項６に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 前記巻取温度は、５５０〜５７０℃であることを特徴とする、請求項６に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  9. 前記巻取段階後に亜鉛メッキ層を形成する段階をさらに含むことを特徴とする、請求項６に記載の表面品質の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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