JP2019167559A - 高強度鋼板用スラブの冷却方法、高強度熱延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度鋼板用スラブの冷却方法、高強度熱延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】Ｔｉを含む成分のスラブであっても、当該スラブの冷却中のスラブ割れのみならず、熱延時のヘゲ等の品質欠陥が発生しない高強度鋼板用スラブの冷却方法を提供すること。【解決手段】鋼板が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．６００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜３.００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．２００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．０００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有する高張力鋼板の連続鋳造したスラブについて、５００℃以上７００℃以下におけるスラブの平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする高強度鋼板用スラブの冷却方法とする。【選択図】なし
Description
本発明は、高強度鋼板用スラブの冷却方法、高強度熱延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
足回り向けに適用の期待される高強度熱延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、高い部品耐力と疲労特性の両立が要望されることから、Ｔｉを添加し、熱延捲き取時にＴｉＣとして析出させることで高ＹＰ化とＴＳアップを達成している。一方、これらの高強度鋼板のスラブを製鋼鋳造後、冷却する際にも、これら合金元素は析出物を形成する。特に、鋳造したスラブの高温での結晶粒径は極めて大きい。一般的には、スラブは室温まで冷却する間に変態を経ることから、粒径は小さくなる。ただし、Ｔｉは高温でも析出しやすいことから、粗大なオーステナイト粒界に粗大な硫化物や炭化物として析出する。特に、析出したＴｉの析出物はオーステナイト粒界を覆うように析出するとともに、硬くて脆いことからスラブを脆化させる。
一方、スラブを冷却すると、スラブ表面と内部の温度差に起因して、応力が発生する。この応力が高いとスラブを室温まで冷却する際に亀裂が発生し、最悪は図１のように割れが発生する。あるいは、熱間圧延中に開口し、熱延時のコイルが破断する。あるいは亀裂で極微小なものは、熱延で再加熱する際にヘゲと呼ばれる品質欠陥となって現れる。スラブの微細な割れは、スラブをグラインダーで研削するなどにより除去可能なものの、大きな亀裂は除去できない。また、亀裂が見逃される場合があり、製品板の欠陥となる場合がある。このようなことから、スラブ割れは抑制する必要がある。
図２にスラブ亀裂部の破面を示す。破面は旧オーステナイト粒界に沿った粒界破面の様相を呈しているとともに、破面をＳＥＭ観察、並びに破面に存在する析出物の成分分析を行うと、粒界に沿ってＴｉを含む析出物が存在する様子が観察された（図３）。このことから、高強度化のために添加したＴｉがスラブ割れに悪影響を及ぼすものと考えられた。すなわち、Ｔｉはスラブ冷却時にも析出物として析出するとともに、オーステナイト粒界に粗大な析出物として析出し、スラブを脆化させたものと考えられる。
一方、スラブを冷却すると、スラブ表面と内部の温度差に起因して、応力が発生する。この応力が高いとスラブを室温まで冷却する際に、旧γ粒界に存在する脆いＴｉ析出物が割れ起点となりスラブ割れが発生する。このように発生した亀裂は、熱延を経ても残存することから、ヘゲなどの表面欠陥となるため歩留り落ちにつながる、あるいはスラブが割れるなどの問題へと発展することから改善が求められていた。なお、特許文献１に記載されているように、スラブが割れることについての対策については、従来も検討されている。
ところで、Ｔｉ添加鋼の割れについての対策を検討する中で、特許文献１に記載の方法についての有効性の確認を試みたが、特許文献１に記載された範囲内で制御しても、Ｔｉ添加鋼の割れは、抑制されない場合があることが分かった。
本発明は、このような背景でなされた発明であり、本発明の課題は、Ｔｉを含む成分のスラブであっても、当該スラブの冷却中のスラブ割れのみならず、熱延時のヘゲ等の品質欠陥が発生しない高強度鋼板用スラブの冷却方法を提供することである。また、当該冷却方法を利用した高強度熱延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することである。
上記課題を解決するため、鋼板が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．６００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜３.００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．２００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．０００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有する高張力鋼板の連続鋳造したスラブについて、５００℃以上７００℃以下におけるスラブの平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする高強度鋼板用スラブの冷却方法とする。
また、前記スラブが、さらに質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｗ：０．００５〜０．１００％、Ｂ:０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３００％、Ｃａ：０．０００３〜０．０３００％、Ｃｅ：０．０００３〜０．０３００％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０３００％の１種又は２種以上を含有する構成とすることが好ましい。
また、前記スラブを、鋳造完了から少なくとも１０ｈｒ以上は、スラブ温度を７００℃以上に確保し、かつ、その後５００℃以上７００℃以下におけるスラブの平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とすることが好ましい。
また、前記スラブの冷却速度は、前記スラブを他の複数のスラブにより挟むことにより制御することが好ましい。
また、前記他の複数のスラブにより、前記スラブを複数同時に挟むことが好ましい。
また、スラブを冷却するにあたり、カバーをかけることが好ましい。
また、前記冷却方法にて冷却したスラブを用い、スラブ加熱温度を１１００℃以上１３００℃以下の範囲で加熱し、粗圧延後に仕上げ圧延出側板温を８００℃以上１１００℃以下にて仕上げ圧延を行い、室温以上７００℃以下の温度域で捲き取りを行い高強度熱延鋼板の製造を行うことが好ましい。
また、製造方法で製造された前記高強度熱延鋼板を用い、これを酸洗後、更に板厚を薄くする場合は酸洗後に圧下率３０％以上８０％以下の冷間圧延を行った後、４３０℃以上８００℃以下の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施し、０．２％以上２．０％以下の圧下率での調質圧延を施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造を行うことが好ましい。
また、前記溶融亜鉛めっきから調質圧延の間で、４７０℃以上６００℃以下に加熱して溶融亜鉛めっきを合金化させて高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造を行うことが好ましい。
本発明を用いると、Ｔｉを含む成分のスラブであっても、当該スラブの冷却中のスラブ割れのみならず、熱延時のヘゲ等の品質欠陥が発生しない高強度鋼板用スラブの冷却方法を提供することができる。また、当該冷却方法を用いた高強度熱延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。
以下に発明を実施するための形態を示す。本実施形態の高強度鋼板用スラブ１の冷却方法は、鋼板が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．６００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜３.００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．２００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．０００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有する高張力鋼板の連続鋳造したスラブ１に関するものであり、５００℃以上７００℃以下におけるスラブ１の平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とするものである。これにより、Ｔｉを含む成分のスラブ１であっても、当該スラブ１の冷却中のスラブ割れのみならず、熱延時のヘゲ等の品質欠陥が発生しない高強度鋼板用スラブ１の冷却方法とすることができる。
ここで、本発明に至った流れを説明する。本発明者らは、鋼板が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．６００％、Ｓｉ：０．０１〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜３.００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．２００％、Ｐ:０．１００％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ａｌ：０．００５〜１．０００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有する高張力鋼板の連続鋳造したスラブ１の割れを検討する中で、スラブ割れの原因が、旧オーステナイト粒界へのＴｉ系析出物の形成とスラブ１内の温度ムラに起因して発生する熱応力にあることを知見した。当該鋼は、Ｔｉの析出強化を利用し、高強度化を行っていることから、Ｔｉ添加が不可欠である。つまり、Ｔｉ系析出物を発生させるＴｉ添加は必要であることから、スラブ１の温度ムラ（特に、表面と内部での温度差）に起因した熱応力の低減に着目することで、スラブ１の割れを抑制できないかと考えた。
そこで、図４に示すように、スラブ１の広い面の上面中央部に熱電対を設置し、各種冷却条件とスラブ割れや、その後のスラブ冷却時や熱延での割れやヘゲと呼ばれる表面欠陥の有無を調査した。この位置での温度をスラブ温度とする。熱延での割れは、スラブ冷却時に形成した亀裂１１が熱延の加熱、あるいは、圧延により開口し、割れに至るものと考えられる。一方、割れに至らずとも、開口した亀裂１１は、ヘゲといった欠陥として検出される場合もあるので、こちらに関しても評価を実施した。一部のスラブ１に関しては、異なる成分のスラブ２で挟み込み冷却するか、あるいは、スラブ１をカバー３で覆うかして、冷却速度を制御した（図５参照）。なお、これら方法にて、スラブ温度を測定し、冷却速度並びに冷却開始温度を種々変化させた。
検討に用いた鋼の化学組成を表１に示し、表２−１、表２−２にスラブ冷却条件とスラブ割れ、熱延ヘゲの有無を示す。また各条件の経過時間とスラブ表面温度に係る冷却履歴を図６に示す。
条件Ｈ−１は、鋳造開始から４ｈｒ以内に、前述のようにスラブ１に熱電対を取り付け、カバー３を設置し、冷却を開始した。５００℃以上７００℃以下での平均冷却速度は２０℃／ｈｒ以下（図示範囲で４．２℃／ｈｒ以下）であるとともに、７００℃以上での保持時間は１０ｈｒ以上確保（４４ｈｒ）されており、室温まで割れなく冷却できた。その後、熱間圧延および捲き取りを行い、室温まで冷却した。その後、熱延鋼板から引張試験片を採取し、引張試験を実施したところ９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保していた。
条件Ｈ−２は、鋳造開始から４ｈｒ以内に、異なる鋼板スラブ２を最下段に敷いた後、鋼板成分Ｈのスラブ１を３本重ね、その後、前述のように熱電対を取り付け、更に鋼板成分Ｈのスラブ１を２本重ねた後、最上段に異なる鋼板スラブ２を重ね冷却を開始した。５００℃以上７００℃以下での平均冷却速度は２０℃／ｈｒ以下（４．９℃／ｈｒ）であるとともに、７００℃以上での保持時間は１０ｈｒ以上確保（３１ｈｒ）されており、室温まで割れなく冷却できた。その後、スラブ１を再加熱し、熱間圧延を行い作成した熱延鋼板から引張試験片を採取し、引張試験を実施したところ９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保していた。
条件Ｈ−６は、鋳造開始から９ｈｒ以内に、異なる鋼板スラブ２を６本重ねた後、鋼板成分Ｈのスラブ１を最上段に重ね、その後、前述のように熱電対を取り付け、その上に別のスラブを重ねることなく冷却を開始した。７００℃以上の温度域での保持時間は１０ｈｒ以上（１５ｈｒ）を確保できたものの、７００℃から５００℃での平均冷却速度が２０℃／ｈｒ超の２９℃／ｈｒとなった。その後、熱間圧延を実施したところ、スラブ加熱後に亀裂１１が見つかった例である（図７及び図８参照）。これら亀裂１１は圧延により開口する可能性が高く、直ちに圧延を中止した。
条件Ｈ−８は、鋳造開始後に鋼板成分Ｈのスラブ１を最下段に置いた後、前述のように熱電対を設置し、その後、鋼板成分Ｈのスラブ１を４本重ね冷却を行った。スラブ１を最下段に置いたことで、７００℃以上で１０ｈｒ以上の確保が出来なかった（７ｈｒ）とともに、７００℃〜５００℃間での平均冷却速度が２０℃／ｈｒ超の２９℃／ｈｒとなった。この結果、室温まで冷却したスラブ１に割れが発生した（図１参照）。また、亀裂１１も複数個所見つかったことから、熱間圧延をすることが出来なかった。
条件Ｈ−１０は、鋳造開始後に異なる成分のスラブ２を最下段に置いた後、鋼板成分Ｈのスラブ１を置き、その後、前述のように熱電対を設置し、更に、鋼板成分Ｈのスラブ１を５本重ねた後、カバー３をかけ冷却を行った。スラブ１の７００℃以上で保持時間は５ｈｒであり、７００℃〜５００℃間での平均冷却速度が２０℃／ｈｒ未満の１０℃／ｈｒとなった。７００℃〜５００℃間での平均冷却速度が２０℃／ｈｒ未満を確保することが出来、室温まで冷却したスラブは割れなかったものの、熱間圧延後のコイルの端部に小さなヘゲは認められた。ただし、少量であり、製品の端部を切断除去することにより、出荷可能であったことから、不適合品の発生とはしなかった。
尚、本発明に係るスラブ１は諸条件により積替えが発生する。積替えが発生した場合、スラブ１の冷却速度は一時的に２０℃／ｈｒ超、例えば１２０〜１７０℃／ｈｒになることがある。しかしながら、スラブ１は少なくとも１０数トン以上あり、その熱慣性は大きく、積替え程度のハンドリング時間（長くて１〜２ｈｒ）であれば、そのヒートショックは吸収出来るようで、置き割れやヘゲの発生に至らない。図６では図示していないが、本発明ではこれを考慮し、５００℃以上７００℃以下の全てを通じて冷却速度が２０℃／ｈｒ以下、ではなく、その温度範囲において平均冷却速度として２０℃／ｈｒ以下であれば置き割れやヘゲの発生に至らないことを見出した。
より詳しくは、スラブ温度（スラブ１の広い面の上下面中央部の表面温度（（Ｔ：℃））が５００℃〜７００℃間のスラブ１の平均冷却速度（Ｖ：℃／時間）を２０℃／ｈｒ以下で冷却することでスラブ割れが抑制可能なことを見出した。更に、鋳造完了から少なくとも１０ｈｒ以上は、スラブ温度を７００℃以上に確保することでスラブ１の微小な割れに起因したヘゲも抑制可能なことを見出した。
次に、本発明の前提となる高強度熱延鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、含有量の％は質量％である。
Ｃを０.０２０〜０．６００％とする理由は以下の通りである。Ｃは、鋼板の強度を高めるために添加する元素である。具体的にはＴｉＣとして析出することで、高強度化に寄与する元素である。Ｃが０．０２０％未満であると、必要な強度を得ることが出来ないことから、下限の添加量は０．０２０％である。一方、０．６００％を超えると、溶接性や加工性が不充分となる。したがって、０．０２０〜０．６００％とする。
Ｓｉを０．０１〜３．００％とする理由は以下の通りである。Ｓｉは、鋼板の強度を高めるために添加しても良い。しかしながら、３．００％超の添加は効果が飽和するだけでなく、熱延板に強固なスケールが発生する。これにより、外観や酸洗性を劣化させることから、上限は３．００％以下である。一方、０．０１％未満とすることは、その効果が飽和するばかりでなく、生産性や経済性に悪影響を及ぼす。このことから、０．０１％以上の添加とすることが望ましい。したがって、０．０１〜３．００％とする。ただし、生産性や経済性を気にしないのであれば、０．０１％未満としても良い。
Ｍｎを１．００％〜３．００％とする理由は以下の通りである。Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加する元素である。具体的には、熱延での変態制御を通じて鋼板強度を制御するために添加する元素である。１．００％未満では、十分な強化が出来ないことから１．００％以上添加する必要がある。一方、３．００％超の添加は、その効果が飽和するとともに、経済性が悪いことから望ましくない。したがって、１．００％〜３．００％とする。
Ｔｉを０．０３０〜０．２００％とする理由は以下の通りである。Ｔｉは、Ｃと結合し、ＴｉＣを形成することで、高強度化に寄与する元素である。この効果は、０．０３０％以上で顕著になることから、０．０３０％以上の添加が必要である。一方、０．２００％超の添加は、鋳造時に形成したＴｉ析出物が安定になりすぎてしまい、熱間圧延でのスラブ加熱時に溶解させることが出来なくなる。このため、目的である高強度化の効果が発揮されない。そこで、０．０３０〜０．２００％の添加とする必要がある。
Ｐを０．１００％以下とする理由は以下の通りである。Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する元素であり、また、溶接部を脆化させる元素でもある。低い方が好ましいが、脱Ｐの生産性、コストかかる影響から、上限を０．１００％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０５０％である。下限は特に定めることなく本発明の効果が発揮されるが、Ｐを０．００１％未満に低減することは、さらに経済的に不利であるので、下限を０．００１％とする。
Ｓを０．０００１〜０．０１００％とする理由は以下の通りである。Ｓは、硫化物として存在することで、スラブ脆化をもたらしたり、製品板の成形性を劣化させたりすることから、鋼板中の含有量を制限することが好ましい元素である。このことから、上限を０．０１００％とすることが好ましい。しかしながら、脱Ｓの生産性やコストの面から、Ｓを０．０００１％未満に低減することは、さらに経済的に不利であるので、下限を０．０００１％とすることが好ましい。
Ａｌを０．００５〜１．０００％とする理由は以下の通りである。Ａｌは、熱延での組織制御や脱酸のため、０．００５％以上添加する。０．００５％未満では十分な脱酸効果を得ることが出来ず、鋼板中に多量の介在物（酸化物）が存在することとなる。一方、１．０００％を超える添加は、スラブ脆化をもたらすことから好ましくない。このことから、添加量は、０．００５〜１．０００％とする必要がある。
Ｎを０．０１００％以下とする理由は以下の通りである。Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素である。Ｎが０．０１００％を超えると、曲げ性や穴拡げ性が顕著に劣化するので、上限を０．０１００％とした。なお、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因になるので、少ない方が好ましい。Ｎの下限は、特に定める必要はないが、０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％が実質的な下限である。Ｎは、製造コストの観点から、０．０００５％以上が好ましい。
尚、その他不可避的元素を微量含有することがある。例えばＯは、酸化物を形成し、介在物として存在する。
本発明鋼板においては、さらに、必要に応じて、以下の元素の１種若しくは２種以上を以下の割合で含有する。Ｎｉ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｍｏ：０．０１〜２．００％。
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、強度に影響する元素である。これら元素は、熱延での組織制御を通じた高強度化をもたらす。この効果は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することで顕著になることから、０．０１％以上添加する必要がある。各元素の量が、各元素の上限を超えると、溶接性、熱間加工性などが劣化することから、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は２．００％とする。
本発明鋼板においては、さらに、必要に応じて、以下の元素の１種若しくは２種以上を以下の割合で含有する。Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｗ：０．００５〜０．１００％。
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、析出強化を通じて鋼板の強度に影響することから添加しても良い。この効果は、０．００５％以上の添加で顕著となることから、０．００５％以上添加することが望ましい。一方、０．１００％超の添加は、望ましくない。好ましくは、０．００５〜０．０９０％の範囲である。
本発明鋼板においては、さらに、必要に応じて、Ｂを０．０００５〜０．０１００％の割合で含有する。Ｂは、熱延での変態を制御するため、組織強化を通じて強度に影響を与えることから添加しても良い。この効果は、０．０００５％以上で顕著となるため、０．０００５％以上添加する必要がある。一方、０．０１００％超の添加は、その効果が飽和するばかりでなく、鉄系の硼化物の析出を招き、Ｂの焼き入れ性の効果を失うことから好ましくない。望ましい範囲は、０．０００５〜０．００８０％であり、更に望ましい範囲は、０．０００５〜０．００５０％である。
本発明鋼板においては、さらに、必要に応じて、以下の元素の１種若しくは２種以上を以下の割合で含有する。ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３００％、Ｃａ：０．０００３〜０．０３００％、Ｃｅ：０．０００３〜０．０３００％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０３００％。
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇは、強度に影響を与え、材質の改善に寄与する元素である。ＲＥＭ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇの１種又は２種以上の合計が０．０００３％未満であると、充分な添加効果が得られないので、合計の下限を０．０００３％とする。ＲＥＭ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇの１種又は２種以上の合計が０．０３００％を超えると、鋳造性や熱間での加工性を劣化させるので、上限を０．０３００％とする。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明においては、ＲＥＭは、ミッシュメタルにて添加することが多く、また、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。本発明鋼板が、不可避不純物として、Ｌａや、Ｃｅ以外のランタノイド系列の元素を含んでいても、本発明の効果は発現するし、また、金属を添加しても、本発明の効果は発現する。
本発明による冷却方法に従ったスラブ１であれば、鋳造後のスラブ割れや熱延時のヘゲ発生のない高強度熱延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となる。これらの製造方法は以下のとおりである。
まず本発明の冷却方法によるスラブ１を用いる。以下は通常の高強度鋼板の製造条件と同じである。熱延においては、スラブ加熱温度を１１００℃〜１３００℃の範囲で加熱し、粗圧延後に仕上げ圧延出側板温を８００℃〜１１００℃にて仕上げ圧延を行い、室温から７００℃の温度域で捲き取りを行う。仕上げ圧延出側から捲き取りまでの間で急速冷却や板温の保持・保温、空冷を行っても構わない。この様にして高強度熱延鋼板を製造する。
高強度冷延鋼板の場合は、前記高強度熱延鋼板を酸洗後、更に板厚を薄くする場合は酸洗後に圧下率３０％〜８０％の冷間圧延を行った後、７５０℃〜９００℃の温度範囲に再加熱し、０．２〜２．０％の圧下率での調質圧延を施して冷延鋼板とする。めっきを付与する場合は、上記熱処理後に溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施し、０．２％〜２．０％の圧下率での調質圧延を施して高強度冷延溶融亜鉛めっき鋼板とする。
高強度熱延溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、前記高強度熱延鋼板を酸洗後、７５０℃〜９００℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施し、０．２％〜２．０％の圧下率での調質圧延を施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板とする。
高強度熱延溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、前記高強度熱延鋼板を酸洗後、７５０℃〜９００℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施し、０．２％〜２．０％の圧下率での調質圧延を施して高強度溶融亜鉛めっき鋼板とする。
高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合には、前記高強度熱延溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、高強度冷延溶融亜鉛めっき鋼板製造の溶融亜鉛めっきから調質圧延の間で４７０℃〜６００℃に加熱して溶融亜鉛めっきを合金化させることで高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。
本発明を用いれば、Ｔｉを多く含む割れのないスラブ１が割れなく製造でき、歩留り向上に寄与できる。また、Ｔｉを多量添加できることから、より高強度な自動車の足回り向け熱延高強度鋼板（例えば、１１８０ＭＰａ級）の製造が可能となる。
以上、実施形態を中心として本発明を説明してきたが、本発明は上記実施形態に限定されることはなく、各種の態様とすることが可能である。
１ スラブ（冷却対称）
２ スラブ（冷却制御用）
３ カバー
１１ 亀裂
２ スラブ（冷却制御用）
３ カバー
１１ 亀裂
Claims (11)
- 鋼板が質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．６００％、
Ｓｉ：０．０１〜３．００％、
Ｍｎ：１．００〜３.００％、
Ｔｉ：０．０３０〜０．２００％、
Ｐ:０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５〜１．０００％、
Ｎ：０．０１００％以下を含有する高張力鋼板の連続鋳造したスラブについて、
５００℃以上７００℃以下におけるスラブの平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする高強度鋼板用スラブの冷却方法。 - 前記スラブが、さらに質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｖ：０．００５〜０．１００％、
Ｗ：０．００５〜０．１００％、
Ｂ:０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０３００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０３００％、
Ｃｅ：０．０００３〜０．０３００％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０３００％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板用スラブの冷却方法。 - 請求項１又は２に記載の成分のスラブを、鋳造完了から少なくとも１０ｈｒ以上は、スラブ温度を７００℃以上に確保し、かつ、その後５００℃以上７００℃以下におけるスラブの平均冷却速度を２０℃／ｈｒ以下とすることを特徴とする請求項1または２に記載の高強度鋼板用スラブの冷却方法。
- 前記スラブの冷却速度は、前記スラブを他の複数のスラブにより挟むことにより制御することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高強度鋼板用スラブの冷却方法。
- 前記他の複数のスラブにより、前記スラブを複数同時に挟むことを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板用スラブの冷却方法。
- スラブを冷却するにあたり、カバーをかけることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高強度鋼板用スラブの冷却方法。
- 請求項１から６のいずれか１項に記載の冷却方法にて冷却したスラブを用い、スラブ加熱温度を１１００℃以上１３００℃以下の範囲で加熱し、粗圧延後に仕上げ圧延出側板温を８００℃以上１１００℃以下にて仕上げ圧延を行い、室温以上７００℃以下の温度域で捲き取りを行うことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法で製造された高強度熱延鋼板を用い、これを酸洗後、更に板厚を薄くする場合は酸洗後に圧下率３０〜８０％の冷間圧延を行った後、７００〜９００℃の温度範囲に再加熱し、焼鈍を行った後、０．２〜２．０％の圧下率での調質圧延を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法で製造された高強度熱延鋼板を用い、これを酸洗後、７００〜９００℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっきを行った後、０．２〜２．０％の圧下率での調質圧延を施すことを特徴とする高強度熱延溶融亜鉛めっき鋼鈑の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法で製造された高強度熱延鋼板を用い、これを酸洗後、更に板厚を薄くする場合は酸洗後に圧下率３０〜８０％の冷間圧延を行った後、７００〜９００℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっきを行った後、０．２〜２．０％の圧下率での調質圧延を施すことを特徴とする高強度冷延溶融亜鉛めっき鋼鈑の製造方法。
- 請求項９叉は１０の溶融亜鉛めっきから調質圧延の間で、４７０℃以上６００℃以下に加熱して溶融亜鉛めっきを合金化させることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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