JP2020525652A - 材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることで、表面品質、加工性、及び溶接性に優れるとともに、鋼板の幅及び長さ方向の材質ばらつきを大幅に減少させる引張強度８００ＭＰａ級の超高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。【選択図】図５

Description

本発明は、材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法に係り、より詳しくは、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることで、材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
自動車産業は、鉄鋼需要の大部分を占めている。世界的に車体の乗客の衝突安全性及びＣＯ２の環境規制などが強く求められるにつれて、車体の超高強度化及び超軽量化の実現が必要になり、７８０ＭＰａ級以上の超高強度鋼板に対する開発が活発に行われている。
一般に、自動車において複雑な形状の製造が必要な部分には冷延鋼板が主に用いられ、それ自体の補強材やホイール（Ｗｈｅｅｌ）、シャーシ（Ｃｈａｓｓｉｓ）などの構造部材には熱延鋼板が主に用いられる。
熱延鋼板の加工性は、曲げ性、伸縮性（ｓｔｒｅｔｃｈａｂｉｌｉｔｙ）、及び伸びフランジ性などに区分されているが、ディスク（Ｄｉｓｋ）、ロアアーム（Ｌｏｗｅｒ Ａｒｍ）などの自動車用シャーシ部品及び自動車のホイール（Ｗｈｅｅｌ）で求められる性質は伸びフランジ性である。
穴拡げ性として評価される伸びフランジ性は、鋼板の微細組織と関わりがあることが知られている。しかし、最近、汎用材として用いられている析出硬化型熱延鋼板の場合には、強度が増加するにつれて、伸び率及び伸びフランジ性が低下し、自動車のシャーシなどの部品に適用することが難しいという問題がある。これを解決するために、等軸フェライトあるいは針状フェライト及びベイナイトで構成された混合組織を形成することにより、伸びフランジ性及び延性を確保する方法が開発された。
しかし、十分なベイナイト組織を得るためには、通常３５０〜５５０℃の温度で巻取りを行う必要があるが、上記温度範囲では熱伝達係数が急変し、巻取り作業時の温度的中率が低下して微細組織の制御が難しいという問題がある。特に、従来の熱延ミルで高強度複合組織鋼を製造する場合には通常、最終仕上げ圧延の速度が５００ｍｐｍ以上と速いため、巻取温度を３５０〜５５０℃と一定に制御することが難しく、ベイナイト及びベイニティックフェライト組織を安定的に得ることが難しい。
さらに、従来の熱延ミルでは、仕上げ圧延温度を一定に維持するために、尾部（Ｔａｉｌ）に対する圧延速度を必然的に加速化させることにより、幅及び長さ方向における材質ばらつきが大きく発生するという問題があった。また、従来の熱延ミルの場合には、圧延時の板破断や通板性などの問題により厚さ２．８ｍｍ以下の薄物材を生産することが難しく、通常Ａｒ３（フェライト変態開始温度）＋（８０〜１００℃）の近くで仕上げ圧延するため、結晶粒サイズが粗大となり、冷却時の多段冷却（通常３段）を必須に行う必要があることから、複雑な冷却パターン（Ｐａｔｔｅｒｎ）により巻取温度を一定に制御することが難しい。
一方、最近注目を浴びている新しい鉄鋼の製造工程である、いわゆる薄スラブを用いた製造工程（ミニミル工程）は、工程特性上、ストリップ（Ｓｔｒｉｐ）の幅及び長さ方向における温度偏差が小さいため、材質ばらつきが小さい変態組織鋼を製造することができる潜在能力を持った工程として注目されている。
従来、ミニミル工程においてバッチ（Ｂａｔｃｈ）モードを用いたＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼の製造方法について研究されたことがあるが、最終的な鋼板の厚さは３．０ｍｍに限定されていた。しかし、従来のミニミル工程の場合には、バープレート（Ｂａｒ Ｐｌａｔｅ）がコイルボックス（Ｃｏｉｌ Ｂｏｘ）に巻かれて解かれるバッチ方式を用いたため、一つの鋼板を生産するたびにかかる工程を行う必要があり、仕上げ圧延時のストリップ（Ｓｔｒｉｐ）の直進性及び通板性が悪く、板破断のおそれが非常に高く、厚さ３．０ｍｍ以下の熱延コイル（Ｃｏｉｌ）を生産することが難しいという問題があった。
そこで、上述した問題を克服することができるとともに、徐々に高まる高強度及び軽量化に対する要求に対応するために、引張強度、伸び率、及び伸びフランジ性などに優れた薄物（厚さ２．８ｍｍ以下）、超高強度鋼板及びその製造方法に対する開発が切実に求められているのが実情である。
Ｊ．−Ｐ．Ｋｏｎｇ，Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｏｆ Ｗｅｌｄｉｎｇ ａｎｄ Ｊｏｉｎｉｎｇ，Ｖｏｌ．２１，Ｎｏ．１，２０１６
本発明の課題は、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることで、表面品質、加工性、及び溶接性に優れるとともに、鋼板の幅及び長さ方向における材質ばらつきを大幅に減少させる引張強度８００ＭＰａ級の超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
本発明の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、微細組織は、面積分率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が３０〜７０％、ベイナイト２５〜６５％、及びマルテンサイト５％以下を含むことを特徴とする。
また、本発明の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼を厚さ６０〜１２０ｍｍの薄スラブに連続鋳造する段階と、上記薄スラブに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、上記スケールが除去された薄スラブを粗圧延してバープレートを得る段階と、上記バープレートに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、上記スケールが除去されたバープレートを（Ａｒ３−２０℃）〜（Ａｒ３＋６０℃）の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を２〜８秒間空冷した後、８０〜２５０℃／秒で冷却し、（Ｂｓ−２００℃）〜（Ｂｓ＋５０℃）の温度範囲で巻取る段階と、を含み、上記各段階は連続的に行われることを特徴とする。
なお、上記した課題の解決手段は、本発明の全特徴を列挙したものではない。本発明の様々な特徴並びにそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解できる。
本発明によると、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることで、表面品質、加工性、及び溶接性に優れるだけでなく、鋼板の幅及び長さ方向における材質ばらつきを大幅に減らし、実收率に優れ、厚さが２．８ｍｍ以下である引張強度８００ＭＰａ級の超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果がある。
これにより、熱延厚物材（厚さ３．０ｍｍ以上）だけを生産することができた従来の熱延ミル及びミニミルバッチ工程とは差別化され、従来の熱延ミルにおける再加熱工程を省略することができることから、エネルギー節約及び生産性向上を図ることができる。
また、薄スラブの連続鋳造法を介した、電気炉において古鉄などのスクラップを溶解した鋼を用いることができるため、資源のリサイクル性を高めることができる。
発明例２の幅方向における材質特性を示すプロファイルである。 従来例１の幅方向における材質特性を示すプロファイルである。 発明例２のＰＯ材のストリップの表面を撮影した写真である。 従来例１のＰＯ材のストリップの表面を撮影した写真である。 発明例２の微細組織を走査顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した写真である。 発明例２の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。 比較例１２の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。 連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いた工程の模式図である。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に記述する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明を更に完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、従来の熱延ミル工程によると、一つのストリップ内で長さ方向の仕上げ圧延を均一に確保するために尾部（Ｔａｉｌ）に対する圧延速度の加速や多段冷却などにより、幅及び長さ方向における材質ばらつきが大きく、仕上げ圧延時の圧延時の板破断や通板性などの問題が原因となって、薄物の熱延鋼板を生産することが難しいことを認識した。また、従来のミニミルバッチ工程によると、薄物（厚さ３．０ｍｍ以下）の熱延鋼板を生産することが難しく、エッジ欠陥及び表面品質の低下などの問題が発生することがあることを認識し、これを解決するために深く研究した。
その結果、合金組成及び製造工程を精密に制御することにより、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることで、表面品質、加工性、溶接性に優れるとともに、鋼板の幅及び長さ方向における材質ばらつきを大幅に減少させ、厚さが２．８ｍｍ以下である引張強度８００ＭＰａ級の超高強度熱延鋼板を製造することができることを確認し、本発明を完成させた。
以下、本発明の一側面による材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、微細組織は、面積分率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が３０〜７０％、ベイナイト２５〜６５％、及びマルテンサイト５％以下を含む。
まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
炭素（Ｃ）は、変態組織鋼において強度を確保するために添加される重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満の場合には、本発明で目標とする強度の確保が難しくなり得る。これに対し、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、溶鋼凝固時に亜包晶反応（Ｌ＋Ｄｅｌｔａ−Ｆｅｒｒｉｔｅ→Ａｕｓｔｅｎｔｉｔｅ）が起こり、不均一な厚さの凝固セルが形成されて溶鋼流出が発生し、結果として、操業事故を誘発する可能性がある。したがって、Ｃ含有量は、０．０３〜０．０８％であることが好ましい。より好ましくは０．０３５〜０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０４〜０．０７％である。
Ｍｎ：１．６〜２．６％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材内に存在する場合、固溶強化の役割を果たすことができる元素である。Ｍｎ含有量が１．６％未満の場合には、本発明で目標とする強度の確保が難しくなり得る。これに対し、Ｍｎ含有量が２．６％を超えると、目標とする伸び率の確保が難しくなるだけでなく、溶接性や熱間圧延性などが劣化する可能性がある。また、Ｍｎ含有量が過度に添加されると、凝固温度近くでデルタ−フェライト（Ｄｅｌｔａ−ｆｅｒｒｉｔｅ）領域を減少させ、低いＣ領域でも亜包晶反応が起こる可能性があるため、高速連続鋳造時に不均一な厚さの凝固セルが形成され、溶鋼流出によって操業事故を誘発する可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は、１．６〜２．６％であることが好ましい。より好ましくは１．６５〜２．５５％であり、さらに好ましくは１．８〜２．５％である。
Ｓｉ：０．１〜０．６％
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼板の延性を確保することができる有用な元素である。また、フェライトの形成を促進し、未変態オーステナイトへのＣ濃縮を助長することにより、マルテンサイトの形成を促進する元素である。Ｓｉ含有量が０．１％未満の場合には、上述した効果を十分に確保することが難しい。これに対し、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、鋼板の表面に赤スケールが生成され、酸洗後の鋼板の表面に痕跡が残留して表面品質が劣化する可能性がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜０．６％であることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．５％であり、さらに好ましくは０．１〜０．３％である。
Ｐ：０．００５〜０．０３％
リン（Ｐ）は、鋼板の強度を増加させる元素である。Ｐ含有量が０．００５％未満の場合には、その効果を確保することが難しい。これに対し、Ｐ含有量が０．０３％を超えると、結晶粒界及び／又は相間粒界に偏析されて脆性を誘発する可能性がある。したがって、Ｐ含有量は、０．００５〜０．０３％に制限することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００５５〜０．０２０％であり、さらに好ましくは０．００６〜０．０１５％である。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に非金属介在物であるＭｎＳを形成し、連続鋳造凝固中に偏析されて高温クラックを誘発する可能性がある。したがって、その含有量をできるだけ低く制御する必要があり、０．０１％以下に制御することが好ましい。
Ａｌ：０．０５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼板の表面に濃化されてメッキ性を悪くすることがある一方で、炭化物の形成を抑制して鋼の延性を増加させる。一方、薄スラブの場合には、従来の熱延ミルにおける再加熱工程を省略することができるため、エネルギー節約及び生産性向上を図ることができるが、鋳片表面の強冷が原因となって鋳片表面又はエッジ部における温度が低下することがある。その結果、ＡｌＮが過度に析出して高温延性の低下により鋳片及び／又はバープレート（Ｂａｒ ｐｌａｔｅ）におけるエッジ品質が劣化する可能性がある。したがって、本発明では、Ａｌ含有量をできるだけ低く制御する必要があり、０．０５％以下に制御することが好ましい。
Ｃｒ：０．４〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を向上させ、鋼の強度を増加させる元素である。Ｃｒ含有量が０．４％未満の場合には、上述した効果が不十分となり得る。これに対し、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、鋼板の延性が低下するという問題がある。したがって、Ｃｒ含有量は、０．４〜２．０％であることが好ましい。より好ましくは０．５〜１．８％であり、さらに好ましくは０．６〜１．６％である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は、析出物及び窒化物の形成元素として鋼の強度を増加させる元素である。Ｔｉ含有量が０．０１％未満の場合には、上述した効果が不十分となり得る。これに対し、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、製造コストが上昇し、フェライトの延性が低下する可能性がある。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．１％であることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２〜０．０８％であり、さらに好ましくは０．０３〜０．０６％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満の場合には、上述した効果が不十分となり得る。これに対し、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、製造コストが上昇し、フェライトの延性が低下する可能性がある。さらには、スラブ（ｓｌａｂ）／バープレート（Ｂａｒ ｐｌａｔｅ）のエッジクラックを誘発させることがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．００５〜０．１％であることが好ましい。より好ましくは０．０１０〜０．０８％であり、さらに好ましくは０．０１５〜０．０６％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させる役割を果たす元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満の場合には、上述した効果が不十分であり、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、硬化能が大幅に増加し、加工性の劣化を招くことがある。したがって、Ｂ含有量は、０．０００５〜０．００５０％であることが好ましい。より好ましくは０．００１０〜０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００１５〜０．００３５％である。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、オーステナイト安定化元素であるとともに窒化物形成元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満の場合には、上述した効果が不十分となり得る。これに対し、Ｎ含有量が０．０１％を超えると、析出物形成元素と反応して析出強化の効果を増加させる一方で、延性の急激な低下を招くことがある。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１％であることが好ましい。より好ましくは０．００２〜０．００９％であり、さらに好ましくは０．００３〜０．００８％である。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入する可能性があり、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程における技術者であれば、だれでも分かるものであるため、それについての全ての内容は本明細書では言及しない。
このとき、上記Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢは、上述した各数値範囲を満たすだけでなく、高強度を確保しながらも、表面及びエッジ品質を向上させるために、Ｎ含有量に応じてＴｉ、Ｎｂ、及びＢ含有量を下記式１〜式３を満たすように精密に制御することが好ましい。下記式１〜式３において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢの析出物は強度向上に有効な元素であるが、Ｎｂ及びＢの析出物が過度に形成される場合には、高温延性が低下する。従来の熱延ミルでは、２００〜２５０ｍｍの厚さのスラブを、１０００〜１２００℃の温度を有する炉（ｆｕｒａｎｃｅ）内でスラブを長時間再加熱するため、スラブエッジの温度が高く、高温延性が大きく問題にならなかったが、本発明のように、連続鋳造−圧延直結工程では、薄スラブ、高速連続鋳造により、スラブ及び／又はバープレートの表面及び／又はエッジの温度が低く、析出物が過度に析出して高温延性が低下すると、表面及び／又はエッジ品質に悪影響を及ぼす可能性があることから、より精密な制御が必要である。
式１：３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０５
チタン（Ｔｉ）は、析出物及び窒化物の形成元素として鋼の強度を増加させる元素である。また、Ｔｉは凝固温度近くでＴｉＮの形成を介して、固溶Ｎを除去し、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ、及びＢＮなどの析出物量を減少させ、高温延性の低下を防止して、エッジクラックの発生感受性を減少させる元素である。したがって、Ｔｉは、薄スラブの高速連続鋳造で発生する表面及び／又はエッジ品質を解決するとともに、強度を確保するのに非常に有用な元素であるため、精密な制御が必要である。
Ｔｉ含有量が（３．４Ｎ）％未満の場合には、上述した効果が不十分となり得る。これに対し、Ｔｉ含有量が（３．４Ｎ＋０．０５）％を超えると、製造コストの上昇及びフェライトの延性を低下させる可能性がある。
式２：６．６Ｎ−０．０２≦Ｎｂ≦６．６Ｎ
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。その含有量が（６．６Ｎ−０．０２）％未満の場合には、かかる効果を確保することが難しく、（６．６Ｎ）％を超えると、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）などの析出物が過度に析出して、高温延性の低下により鋳片及び／又はバープレートのエッジ品質が劣化する可能性があり、フェライト延性を低下させることもある。
式３：０．８Ｎ−０．００３５≦Ｂ≦０．８Ｎ
ホウ素（Ｂ）は、焼鈍中の冷却過程においてオーステナイトがパーライトに変態されることを遅延させる元素である。その含有量が（０．８Ｎ−０．００３５）％未満の場合には、上述した効果が不十分であり、（０．８Ｎ）％を超えると、硬化能が大幅に増加して加工性の劣化を招くことがあり、ＢＮなどの析出物が過度に析出して、高温延性の低下により鋳片及び／又はバープレートのエッジ品質が劣化する可能性がある。
このとき、上述した合金元素に加えて、トランプ元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、及びＰｂのうち１以上をさらに含み、その合計が０．２重量％以下であることができる。上記トランプ元素とは、製鋼工程で原料として用いられるスクラップをはじめとする不純物元素のことであって、その合計が０．２％を超えると、薄スラブの表面クラック及び熱延鋼板の表面品質を低下させる可能性がある。
また、上述した合金組成を満たすだけでなく、下記式４で表されるＣｅｑ（炭素当量）が０．１４〜０．２４であることができる。上記Ｃｅｑは、より好ましくは０．１５〜０．２３であることができ、さらに好ましくは０．１６〜０．２２であることができる。
式４：Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋３Ｓ
（上記式４において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
上記式４は、鋼板の溶接性を確保するための成分関係式であって、本発明では、上記Ｃｅｑ値を０．１４〜０．２４に管理することにより、優れた抵抗点溶接性を確保することができ、溶接部に対して優れた機械的物性を与えることができる。
上記Ｃｅｑが０．１４未満の場合には、硬化能が低く、目標とする引張強度を確保することが難しいという問題がある。これに対し、上記Ｃｅｑが０．２４を超えると、溶接性が低下し、溶接部の物性が劣化する可能性がある。
また、下記式５で表されるＥＬＣ（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ Ｌｉｍｉｔ Ｃｕｒｒｅｎｔ、飛散限界電流）が８ｋＡ以上であることができる。
式５：ＥＬＣ（ｋＡ）＝９．８５−０．７４Ｓｉ−０．６７Ａｌ−０．２８Ｃ−０．２０Ｍｎ−０．１８Ｃｒ
（上記式５において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
上記式５は、非特許文献１に開示されている鋼板の抵抗点溶接性を確保するための成分関係式であって、飛散（Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ）が発生する上限電流を意味し、飛散発生時の溶接部内に気孔及びクラック（Ｃｒａｃｋ）が発生し、溶接部の強度が減少する可能性がある。したがって、抵抗点溶接におけるＥＬＣは、非常に重要な指標のうちの一つである。ここで、ＥＬＣが高いほど抵抗点溶接性に優れることを意味する。
上記ＥＬＣ値を８ｋＡ以上に管理することにより、優れた抵抗点溶接性を確保することができる。一般に、ＥＬＣは、素材の厚さ、表面粗さ、メッキ有無、及び溶接条件などによって異なり得る。したがって、上記評価基準は、欧州の自動車メーカーのほとんどが採用しているＩＳＯ１８２７８−２の溶接条件に基づく。ＥＬＣが８ｋＡ未満の場合には、溶接が可能な適正溶接区間が狭くなって、産業現場への適用が難しいだけでなく、飛散が発生しやすくなり、溶接部の優れた機械的物性を確保することが難しくなり得る。したがって、上記ＥＬＣの値が８ｋＡ以上になるように最適な合金成分を添加することが好ましい。
以下、本発明による熱延鋼板の微細組織について詳細に説明する。
本発明による熱延鋼板の微細組織は、面積分率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が３０〜７０％、ベイナイト２５〜６５％、及びマルテンサイト５％以下を含む。
フェライトとベイニティックフェライトの合計が３０％未満の場合には、伸び率及び加工性の確保が難しく、７０％を超えると、高強度を確保することが難しくなり得る。また、ベイナイトが２５％未満の場合には、高強度を確保することが難しく、６５％を超えると、伸び率及び加工性の確保が難しくなり得る。尚、マルテンサイトが５％を超えると、強度が高くなりすぎ、延性及び加工性を確保することが難しくなり得る。
このとき、上記フェライト及びベイニティックフェライトは、平均短縮長さが１〜５μｍであることができる。より好ましくは１．５〜４．０μｍである。
これは、微細結晶粒を有する２つの組織の確保を介して強度及び加工性をともに確保するためのものである。上記平均短縮の長さが５μｍを超えると、目標とする強度及び加工性を確保することが難しくなる。したがって、上記平均短縮の長さは５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは４μｍ以下、さらに好ましくは３μｍ以下である。
平均短縮の長さが１μｍ未満の場合には、強度及び加工性の向上の面では有利であるが、１μｍ未満に制御するために、析出物及び窒化物の形成元素であるＴｉや、高価なＮｂ、Ｖ、Ｍｏなどを添加する必要があるため製造コストが上昇する可能性があり、過度な析出物による高温延性の低下によりスラブ及び／又はバープレートのエッジ品質が劣化することもある。
一方、本発明の熱延鋼板は、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）析出物を５〜１００個／μｍ２含み、より好ましくは１０〜８０個／μｍ２含む。上記（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）析出物は、円相当直径で測定した平均サイズが５０ｎｍ以下であることがよい。
ここで、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）析出物とは、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴｉＮ、ＮｂＮ、及びこれらの複合析出物を含むことを意味する。
上記析出物の大きさが５０ｎｍを超えると、強度を効果的に確保することが難しくなる。また、析出物の個数が５個／μｍ２未満の場合には、目標とする強度を確保することが難しくなる。これに対し、析出物の個数が１００個／μｍ２を超えると、強度の上昇に応じて伸び率及び穴拡げ性などが劣化して、加工時にクラックが発生する可能性がある。
さらに、本発明の熱延鋼板は、厚さが２．８ｍｍ以下であることができる。これは、従来の熱延ミル及びミニミルバッチモードでは、圧延板の破断及び通板性などの問題により薄物材の生産が難しかったが、本発明で提示する製造方法によって熱延鋼板を製造する場合には、厚さを２．８ｍｍ以下に安定的に生産することができるためである。より好ましくは、熱延鋼板の厚さが２．０ｍｍ以下であり、さらに好ましくは、１．６ｍｍ以下である。
また、本発明の熱延鋼板は、引張強度の材質ばらつきが２０ＭＰａ以下であり、光沢度が１０％以下であることから、材質ばらつきが少なく表面品質に優れる。
尚、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上であり、伸び率（ＥＬ）が１５％以上であり、曲げ加工性Ｒ／ｔ比０．２５において、クラックが発生せず、穴拡げ率が５０％以上であることができる。
以下、本発明の他の一側面である材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たす溶鋼を厚さ６０〜１２０ｍｍの薄スラブに連続鋳造する段階と、上記薄スラブに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、上記スケールが除去された薄スラブを粗圧延してバープレートを得る段階と、上記バープレートに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、上記スケールが除去されたバープレートを（Ａｒ３−２０℃）〜（Ａｒ３＋６０℃）の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を２〜８秒空冷した後、８０〜２５０℃／秒で冷却し、（Ｂｓ−２００℃）〜（Ｂｓ＋５０℃）の温度範囲で巻取る段階と、を含み、上記各段階は連続的に行われる。
ここで、上記各段階が連続的に行われるということは、連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いることを意味する。
最近注目を浴びている新しい鉄鋼の製造工程である、いわゆる薄スラブを用いた製造工程（ミニミル工程）は、連続鋳造−圧延直結工程のことであって、工程特性上、ストリップ（Ｓｔｒｉｐ）の幅及び長さ方向における温度偏差が小さいため、材質ばらつきが小さい変態組織鋼を製造することができる潜在能力を持った工程である。
かかる連続鋳造−圧延直結工程には、従来のバッチモードと、新たに開発された連続圧延モードとが存在する。
バッチモードの場合には、連続鋳造速度と圧延速度の差を補償するために、仕上げ圧延機前のコイルボックスで巻取ってから仕上げ圧延を行うため、スケール剥離性の低下、表面品質の低下、厚さ３．０ｍｍ以下の鋼板生産時の板破断などの問題が発生する可能性がある。
連続圧延モードの場合には、バッチモードとは異なり、仕上げ圧延前に巻取る工程がないためバッチモードの問題点は解決されるが、連続鋳造速度と圧延速度の差を補償するために、より精密な制御が必要である。
図８は連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードを用いた工程の模式図である。連続鋳造１００において厚さ５０〜１５０ｍｍの薄スラブ（ａ）を製造し、粗圧延機４００と仕上げ圧延機６００との間にコイルボックスがないため、鋼板を連続的に圧延可能となって通板性がよく、板破断のおそれが非常に低いことから、厚さ３．０ｍｍ以下の薄物の生産が可能である。粗圧延機４００の前に粗圧延スケールブレーカー３００（Ｒｏｕｇｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、ＲＳＢ）と仕上げ圧延機６００との前に仕上げ圧延スケールブレーカー５００（Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、ＦＳＢ）があり、表面のスケール除去が容易になり、後工程の熱延鋼板の酸洗時に、表面品質に優れたＰＯ（Ｐｉｃｋｌｅｄ＆Ｏｉｌｅｄ）材の生産が可能である。また、仕上げ圧延段階において、１つの鋼板内における頭（ｔｏｐ）と尾（ｔａｉｌ）の圧延速度差が１０％以下と等温等速圧延が可能となって鋼板の幅方向及び長さ方向の温度偏差が著しく低いことから、ランアウトテーブル６００（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ、ＲＯＴ）における精密冷却制御が可能であり、材質ばらつきに優れた鋼板を製造することができる。
以下、各段階について詳細に説明する。
連続鋳造段階
上述した合金組成を有する溶鋼を厚さ６０〜１２０ｍｍの薄スラブに連続鋳造する。
上記薄スラブの厚さが１２０ｍｍを超えると、高速鋳造が難しいだけでなく、粗圧延時の圧延負荷が増加するようになる。これに対し、６０ｍｍ未満の場合には、鋳片の温度低下が急激に起こり、均一な組織を形成することが難しい。これを解決するために、付加的な加熱設備を設置することができるが、これは、生産コストを上昇させる要因となり得るため、できる限り排除することが好ましい。したがって、薄スラブの厚さは６０〜１２０ｍｍに限定する。上記薄スラブの厚さは、より好ましくは７０〜１１０ｍｍであり、さらに好ましくは８０〜１００ｍｍである。
このとき、上記連続鋳造の鋳造速度は４〜８ｍｐｍであることができる。
鋳造速度を４ｍｐｍ以上とする理由は、高速鋳造と圧延過程が連結されて行われ、目標圧延温度を確保するために、一定以上の鋳造速度が求められるためである。また、鋳造速度が遅い場合には、鋳片から偏析が発生するおそれがあり、かかる偏析が発生した場合には、強度及び加工性の確保が難しいだけでなく、幅方向又は長さ方向における材質ばらつきが発生するおそれが大きくなる。尚、鋳造速度が８ｍｐｍを超えると、溶鋼湯面の不安定により操業成功率が低減するおそれがある。上記鋳造速度は、より好ましくは４．２〜７．２ｍｐｍであり、さらに好ましくは４．５〜６．５ｍｐｍである。
薄スラブのスケール除去段階
上記加熱された薄スラブに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する。例えば、粗圧延スケールブレーカー（Ｒｏｕｇｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、以下、「ＲＳＢ」という。）のノズルから５０℃以下の冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射し、表面スケールの厚さを３００μｍ以下に除去することができる。圧力が５０ｂａｒ未満の場合には、薄スラブの表面に酸水型スケールなどが多く残存して、酸洗後の表面品質が劣化する可能性がある。これに対し、３５０ｂａｒを超えると、バープレートのエッジ温度が急激に下落し、エッジクラックが発生する可能性がある。上記冷却水の噴射圧力は、より好ましくは１００〜３００ｂａｒであり、さらに好ましくは１５０〜２５０ｂａｒである。
粗圧延段階
上記スケールが除去された薄スラブを粗圧延してバープレートを得る。例えば、連続鋳造された薄スラブを２〜５個のスタンドで構成された粗圧延機で粗圧延する。
このとき、上記粗圧延は、粗圧延入側の薄スラブの表面温度が９００〜１２００℃であり、粗圧延出側のバープレートのエッジ部の温度が８００〜１１００℃になるように行うことができる。
上記薄スラブの表面温度が９００℃未満の場合には、粗圧延荷重の増加、及び粗圧延過程におけるバープレートのエッジ部にクラックが発生する可能性があり、この場合、熱延鋼板のエッジ部の欠陥をもたらすこともある。スラブの表面温度が１２００℃を超えると、熱延スケール（ｓｃａｌｅ）の残存による熱延表面品質の低下のような問題が発生する可能性があるだけでなく、鋳片内部の温度が高すぎるようになって未凝固が発生することがあり、粗圧延前に鋳片が膨らみ上がり鋳造中断が発生することもある。また、バルジング（Ｂｕｌｇｉｎｇ）が発生し、ＭＬＨ（Ｍｏｌｄ Ｌｅｖｅｌ Ｈｕｎｔｉｎｇ）が激しくなって鋳造速度が減速し、高速鋳造が難しくなる。すなわち、モールド（Ｍｏｌｄ）内の溶鋼が激しく揺れ、高速鋳造が難しくなる。尚、連続鋳造の操業を瞬間的に安定化させるためには、鋳造速度を減速させる必要があるが、その結果、表面品質及び強度を確保することができず、連続圧延が難しくなる。上記粗圧延出側のエッジ部の温度は、より好ましくは８２０〜１０８０℃であり、さらに好ましくは８５０〜１０５０℃である。
上記粗圧延出側のバープレート（Ｂａｒ ｐｌａｔｅ）エッジ部の温度が８００℃未満の場合には、ＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ、及びＢＮなどの析出物が多く生成され、高温延性の低下によってエッジクラックの発生感受性が非常に高くなるという問題がある。これに対し、エッジ部の温度が１１００℃を超えると、薄スラブの中心部の温度が高くなって酸水型スケールが多量に発生し、酸洗後の表面品質が劣化する可能性がある。
バープレートのスケール除去段階
上記バープレートに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する。例えば、バープレートを仕上げ圧延前に仕上げ圧延スケールブレーカー（Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、以下、「ＦＳＢ」という。）のノズルから５０℃以下の冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射して表面スケールの厚さを３０μｍ以下に除去することができる。上記圧力が５０ｂａｒ未満の場合には、スケールの除去が不十分であって、仕上げ圧延後の鋼板表面に紡錘形又はうろこ形のスケールが多く生成され、酸洗後の表面品質が劣化する可能性がある。これに対し、上記圧力が３５０ｂａｒを超えると、仕上げ圧延温度が低くなりすぎて、効果的なオーステナイト分率が得られず、目標とする引張強度を確保することが難しい。上記冷却水の噴射圧力は、より好ましくは１００〜３００ｂａｒであり、さらに好ましくは１５０〜２５０ｂａｒである。
仕上げ圧延段階
上記スケールが除去されたバープレートを（Ａｒ３−２０℃）〜（Ａｒ３＋６０℃）の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。例えば、３〜６個のスタンドからなる仕上げ圧延機で仕上げ圧延することができる。一方、従来の熱延ミル工程の場合には、仕上げ圧延温度がＡｒ３近くで圧延するとき、圧延通板性に問題があったが、本発明による連続鋳造−圧延直結工程では、工程の特性上、等温及び等速で圧延するため、圧延通板性などの操業上の問題がないＡｒ３温度近くで低温圧延が可能となることから、より微細な結晶粒を得ることができる。
上記仕上げ圧延温度がＡｒ３−２０℃未満の場合には、熱間圧延時のロールの負荷が大幅に増加し、エネルギー消費が増加し、且つ動作速度が遅くなり、十分なオーステナイト分率を確保できず、目標とする微細組織及び材質を確保することができない。これに対し、仕上げ圧延温度がＡｒ３＋６０℃を超えると、結晶粒が粗大となり、高強度を得ることができず、十分なベイナイト、マルテンサイト組織を得るために、冷却速度をさらに速くする必要があるという短所がある。
このとき、上記仕上げ圧延は、通板速度が２００〜６００ｍｐｍであり、熱延鋼板の厚さが２．８ｍｍ以下になるように行うことができる。上記仕上げ圧延速度が６００ｍｐｍを超えると、板破断のような操業事故が起こる可能性があり、等温等速圧延が難しく、均一な温度が確保されないため、材質ばらつきが発生することもある。これに対し、２００ｍｐｍ未満の場合には、仕上げ圧延速度が遅すぎるため、仕上げ圧延温度を確保することが難しくなる。上記通板速度は、より好ましくは２５０〜５５０ｍｐｍであり、さらに好ましくは３００〜５００ｍｐｍである。尚、上記熱延鋼板の厚さは、より好ましくは２．０ｍｍ以下となるように行うことができ、さらに好ましくは１．６ｍｍ以下となるように行うことができる。
冷却及び巻取り段階
上記熱延鋼板を２〜８秒間空冷した後、８０〜２５０℃／秒で冷却し、（Ｂｓ−２００℃）〜（Ｂｓ＋５０℃）の温度範囲で巻取りする。ここで、Ｂｓとは、ベイナイト変態開始温度を意味する。
空冷時間が２秒未満の場合には、残留オーステナイトへのＣ濃化が不足してフェライト変態のための時間が不足し、伸び率が低下する虞が大きくなり、８秒を超えると、過度なフェライトの変態により目標とする引張強度を確保するにあたり、難しさを伴うだけでなく、設備の長さを長くする必要があるか、又は生産性が低下する可能性がある。
このとき、上記空冷は、オーステナイト分率が６０〜９０％であり、フェライト分率が１０〜４０％になるように行うことができる。これは、上記熱延鋼板を冷却する前に、オーステナイト分率が６０％未満の場合には、冷却後に十分なベイナイト組織を得ることが難しく、これに対し、オーステナイト分率が９０％を超えると、硬質組織であるマルテンサイト変態が多くなり、延性を確保することが難しいためである。
また、上記冷却速度が８０℃／秒未満の場合には、フェライト変態が促進され、セメンタイトが形成されて、所望の材質を得ることが難しい。これに対し、冷却速度が２５０℃／秒を超えると、マルテンサイト変態が促進され、目標とするベイナイト組織を十分に得られず、加工性が劣化する可能性がある。
また、上記巻取温度がＢｓ−２００℃未満の場合には、マルテンサイト変態が促進され、強度が強くなりすぎるため伸び率を確保することが難しく、巻取温度がＢｓ＋５０℃を超えると、十分なベイナイト組織を得ることが難しく、結晶粒サイズが粗大となり、加工性が劣化する可能性がある。
一方、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗処理して、ＰＯ（Ｐｉｃｋｌｅｄ＆Ｏｉｌｅｄ）材を得る段階をさらに含むことができる。
本発明では、薄スラブ及びバープレートのスケール除去段階において、スケールを十分に除去したことから、一般の酸洗処理でも表面品質に優れたＰＯ材を得ることができる。したがって、本発明で用いられる酸洗処理は、一般の熱延酸洗工程で用いられる処理方法であれば適用可能であるため、特に制限しない。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるからである。
下記表１に示した成分組成を有する溶鋼を用意した。
発明例１、２、及び比較例１〜２０は、９０ｍｍの厚さの薄スラブを連続鋳造した後、下記表３に記載された製造条件を適用して連続鋳造−圧延直結工程において連続圧延モードで厚さ１．９ｍｍの熱延鋼板を製造したものである。
従来例１は、従来の熱延ミルで２５０ｍｍの厚さのスラブを鋳造した後、下記表３に記載された製造条件を適用して３．１ｍｍの厚さの熱延鋼板を製造したものである。下記表３の多段冷却とは、仕上げ圧延後に、２００℃／秒の冷却速度で７００℃まで冷却し、１５０℃／秒の冷却速度で巻取温度まで冷却したことを意味する。
下記表３における巻取温度の偏差は、ストリップの長さ方向に測定した巻取温度値のうち最大値から最小値を引いた値を示すものである。
製造された熱延鋼板を酸洗処理してＰＯ材を得た後、微細組織、引張強度（ＴＳ）、伸び率（ＥＬ）、引張強度の材質ばらつき（△ＴＳ）、曲げ加工性（Ｒ／ｔ比：０．２５、０．５０）、穴拡げ率（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、ＨＥＲ）、エッジクラックの発生有無、及び表面品質を評価し、下記表４に記載した。
フェライトとベイニティックフェライトの合計（Ｆ＋ＢＦ）、ベイナイト（Ｂ）、及びマルテンサイト（Ｍ）の面積分率は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ、Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、５０００倍の倍率で１０ヶ所をランダム（Ｒａｎｄｏｍ）に撮影した後、イメージプロプラス（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）ソフトウェアを用いて面積分率を測定した平均値を下記表４に記載した。
フェライト（Ｆ）及びベイニティックフェライト（ＢＦ）の短縮サイズは、ＳＥＭを用いて３，０００倍の倍率で１０ヶ所をランダムに撮影した後、イメージプロプラス（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）ソフトウェアを用いて短縮サイズを測定した後、平均値を下記表４に記載した。
引張強度及び穴拡げ率（伸びフランジ性）はＪＩＳ ５号試験片を幅ｗ／４地点において圧延直角方向に採取して測定した値であり、材質ばらつきはコイルの長さ及び幅方向に測定した引張強度値のうち最大値から最小値を引いた値を示したものである。穴拡げ率は、１０．８ｍｍの直径で打孔した後、コーンで押し上げて円周部分にクラックが発生する直前まで拡張した穴の直径を最初の直径（１０．８ｍｍ）で百分率計算した値である。穴拡げ率の偏差は、コイルの幅方向に測定した穴拡げ率の値のうち最大値から最小値を引いた値を示したものである。
エッジクラックの発生有無は、バープレート及びコイルの中間検査において肉眼で１次確認し、表面欠陥検出器（ｄｅｔｅｃｔｏｒ）であるＳＤＤ（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｄｅｆｅｃｔ Ｄｅｔｅｃｔｏｒ）装置を用いて２次確認した。
ＰＯ材の表面品質の評価基準は下記のとおりである。光沢度は、ＰＯ材の鋼板表面の光沢度を数値的に表したものであって、Ｒｈｏｐｏｉｎｔ ＩＱＴＭ装置を用いて測定したものである。
○：光沢度の幅方向の平均偏差が１０％以下
△：光沢度の幅方向の平均偏差が１０〜２０％
Ｘ：光沢度の幅方向の平均偏差が２０％超過
一方、抵抗点溶接における溶接性の指標として用いることができる飛散限界電流（ＥＬＣ、Ｅｘｐｕｌｓｉｏｎ Ｌｉｍｉｔ Ｃｕｒｒｅｎｔ）は、式５を用いて計算した後、表４に記載した。ここで、飛散限界電流値が高いほど、抵抗点溶接性に優れるという意味である。
表２は、各鋼種に対して下記式１〜式３の下限及び上限、下記式４の値を計算して記載したものである。下記式１〜式４において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
式１：３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０５
式２：６．６Ｎ−０．０２≦Ｎｂ≦６．６Ｎ
式３：０．８Ｎ−０．００３５≦Ｂ≦０．８Ｎ
式４：Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋３Ｓ
上記表３において、ＲＳＢ（Ｒｏｕｇｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、粗圧延スケールブレーカー）は、粗圧延前の冷却水の噴射圧力であり、ＦＳＢ（Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、仕上げ圧延スケールブレーカー）は、粗圧延後の冷却水の噴射圧力である。また、上記表３において、Ａｒ３はフェライト変態が始まる温度、Ｂｓはベイナイト変態が始まる温度、Ｍｓはマルテンサイト変態が始まる温度を意味し、商用熱力学ソフトウェアであるＪｍａｔＰｒｏ−ｖ９．１を用いて計算した値である。
上記表４において、式５は、ＥＬＣ（ｋＡ）＝９．８５−０．７４Ｓｉ−０．６７Ａｌ−０．２８Ｃ−０．２０Ｍｎ−０．１８Ｃｒであり、上記式５において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。
本発明で提示した条件をすべて満たす発明例１及び２は、目標とする引張強度（８００ＭＰａ以上）及び伸び率（１５％以上）を満たしており、曲げ加工性Ｒ／ｔ値が０．２５、０．５０では両方ともクラックが発生しなかった。また、穴拡げ率も、目標とする値（５０％以上）を満たしており、エッジ及びＰＯ材の表面品質にも優れることが分かる。特に、発明例１及び２の場合には、従来例１に比べて引張強度及び穴拡げ率の偏差が明らかに小さく、穴拡げ率及び表面品質にも優れることが分かる。
そして、表４から分かるように、発明鋼は、従来鋼よりもＥＬＣの値がすべて高いことが分かり、発明鋼は従来鋼に対して溶接性にも優れることを意味する。
図１及び図２はそれぞれ、発明例２及び従来例１の幅方向の材質プロファイル（Ｐｒｏｆｉｌｅ）を評価した結果を示したものであり、上記発明によって開発された発明鋼は、従来鋼に対して幅方向の材質ばらつきが遥かに優れることが分かる。
図３及び図４はそれぞれ、発明例２及び従来例１のＰＯ材ストリップの表面写真を示したものであって、上記発明鋼は、従来鋼に対して表面品質も優れることが分かる。
一方、図５は発明例２のＳＥＭを用いて撮影した５，０００倍のＳＥＭ組織写真である。フェライト（Ｆ）、ベイニティックフェライト（ＢＦ）、及びベイナイト（Ｂ）が主相として構成されており、一部のマルテンサイト（Ｍ）が存在することを確認できる。そして、ＳＥＭ及びイメージプロプラス（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）ソフトウェアを用いて各微細組織の面積分率を測定した結果、Ｆ＋ＢＦ ５７％、Ｂ ３９％、及びＭ ４％の組織を有し、表４から分かるように、従来例１に対して強度及び加工性をともに確保できる組織であるＢ分率が高いことが分かる。
また、ＳＥＭ及びイメージプロプラス（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）ソフトウェアを用いてＦ＋ＢＦ微細組織の短縮サイズを測定した結果、平均２．０１μｍであり、表４から分かるように、従来鋼に対して約２倍さらに微細であることが分かる。これは、低温圧延によるものと判断することができる。
図６は、発明例２の析出物を透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）で撮影した写真である。基地組織内において微細な（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）などの析出物が均一に分布することが分かる。平均析出物サイズは１５ｎｍであり、平均析出物数は２０個／μｍ２である。ここで、析出物数は、カーボン（Ｃａｒｂｏｎ）レプリカ（Ｒｅｐｌｉｃａ）の方法でサンプルを製造し、ＴＥＭで８０，０００倍の倍率で撮影した組織写真において１μｍ×１μｍの正方形内に存在する析出物数を測定し、５０ヶ所をランダムに測定した平均値である。
比較例１〜４は、本発明で提示した空冷時間、冷却速度、及び巻取温度を満たすことができず、目標とする微細組織、引張特性、曲げ加工性、及び穴拡げ率を同時に確保できなかった。
比較例５及び６は、本発明で提示したＲＳＢ及びＦＳＢの圧力を満たすことができず、表面品質が劣化することが分かる。
比較例７は、本発明で提示したＦＳＢ圧力を満たすことができず、仕上げ圧延温度がＡｒ３−２０℃よりも低くなって、十分なオーステナイト分率を確保できず、目標とする微細組織及び引張強度を満たさなかった。
比較例８及び９はそれぞれ、本発明で提示したＭｎ及びＣｒ含有量よりも低い場合であって、目標とする微細組織及び引張強度を確保できなかった。
比較例１０は、Ｔｉ含有量が式１の上限を超える場合であって、目標とする微細組織分率は満たしているが、Ｔｉ系析出物が過度に析出してフェライト延性が低下し、目標とする伸び率、曲げ加工性、及び穴拡げ率を満たさなかった。
比較例１２は、Ｎｂ含有量が式２の上限を超える場合であり、比較例１４は、Ｂ含有量が式３の上限を超える場合であって、高温延性に悪影響を及ぼすＮｂＣ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、ＢＮなどの析出物が過度に析出して高温延性が低下し、エッジ品質が劣化し、伸び率、曲げ加工性、及び穴拡げ率を満たさなかった。
図７は比較例１２の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真である。下記組織から分かるように、発明例２（図６）に対して、Ｎｂ系複合炭窒化物が過度に析出し、クラスタ（Ｃｌｓｕｔｅｒ）をなすことが分かる。これは、高温延性の低下に悪影響を及ぼし、エッジ品質が劣化したことを示す確かな証拠である。したがって、本発明で提示したＮｂ含有量を満たすことが好ましい。
比較例１１は、本発明で提示したＴｉ含有量に達していない場合であり、比較例１３は、本発明で提示したＮｂ含有量に達していない場合であり、比較例１５は、Ｂ含有量が式３の下限に達していない場合であって、目標とする引張強度を得られなかった。
比較例１６は、本発明で提示したＳｉ成分を満たすことができず、ＰＯ材の表面品質が劣化することが分かる。
以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想から逸脱しない範囲内で多様な修正及び変形が可能であるということは、当技術分野の通常の知識を有する者には明らかである。
ａ スラブ
ｂ コイル
１００ 連続鋳造機
２００ 加熱機
３００ 粗圧延スケールブレーカー（Ｒｏｕｇｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ：ＲＳＢ）
４００ 粗圧延機
５００ 仕上げ圧延スケールブレーカー（Ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ：ＦＳＢ）
６００ 仕上げ圧延機
７００ ランアウトテーブル
８００ 高速せん断機
９００ 巻取機

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
    微細組織は、面積分率で、フェライトとベイニティックフェライトの合計が３０〜７０％、ベイナイト２５〜６５％、及びマルテンサイト５％以下を含むことを特徴とする材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  2. 前記Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢは下記式１〜式３を満たすことを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
    式１：３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０５
    式２：６．６Ｎ−０．０２≦Ｎｂ≦６．６Ｎ
    式３：０．８Ｎ−０．００３５≦Ｂ≦０．８Ｎ
    （前記式１〜式３において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
  3. 前記熱延鋼板は、トランプ元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、及びＰｂのうち１以上をさらに含み、その合計が０．２重量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  4. 前記熱延鋼板は、下記式４で定義されるＣｅｑが０．１４〜０．２４であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
    式４：Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋３Ｓ
    （前記式４において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
  5. 前記フェライト及びベイニティックフェライトは、平均短縮長さが１〜５μｍであることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  6. 前記熱延鋼板は、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）析出物を５〜１００個／μｍ２含み、前記（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）析出物は、円相当直径で測定した平均サイズが５０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  7. 前記熱延鋼板は、厚さが２．８ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  8. 前記熱延鋼板は、引張強度の材質ばらつきが２０ＭＰａ以下であり、光沢度が１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  9. 前記熱延鋼板は、引張強度が８００ＭＰａ以上であり、伸び率が１５％以上であり、曲げ加工性Ｒ／ｔ比が０．２５においてクラックが発生せず、穴拡げ率が５０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板。
  10. 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：１．６〜２．６％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｐ：０．００５〜０．０３％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼を厚さ６０〜１２０ｍｍの薄スラブに連続鋳造する段階と、
    前記薄スラブに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、
    前記スケールが除去された薄スラブを粗圧延してバープレートを得る段階と、
    前記バープレートに冷却水を５０〜３５０ｂａｒの圧力で噴射してスケールを除去する段階と、
    前記スケールが除去されたバープレートを（Ａｒ３−２０℃）〜（Ａｒ３＋６０℃）の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を２〜８秒間空冷した後、８０〜２５０℃／秒で冷却し、（Ｂｓ−２００℃）〜（Ｂｓ＋５０℃）の温度範囲で巻取る段階と、を含み、
    前記各段階は連続的に行われることを特徴とする材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  11. 前記連続鋳造の鋳造速度は４〜８ｍｐｍであることを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  12. 前記粗圧延は、粗圧延入側の薄スラブの表面温度が９００〜１２００℃であり、粗圧延出側のバープレートのエッジ部の温度は８００〜１１００℃になるように行うことを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  13. 前記仕上げ圧延は、通板速度が２００〜６００ｍｐｍであり、熱延鋼板の厚さが２．８ｍｍ以下になるように行うことを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  14. 前記空冷は、オーステナイト分率が６０〜９０％であり、フェライト分率が１０〜４０％になるように行うことを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  15. 前記巻取られた熱延鋼板を酸洗処理してＰＯ材を得る段階をさらに含むことを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  16. 前記Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢは下記式１〜式３を満たすことを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
    式１：３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０５
    式２：６．６Ｎ−０．０２≦Ｎｂ≦６．６Ｎ
    式３：０．８Ｎ−０．００３５≦Ｂ≦０．８Ｎ
    （前記式１〜式３において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
  17. 前記溶鋼は、トランプ元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、及びＰｂのうち１以上をさらに含み、その合計が０．２重量％以下であることを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
  18. 前記溶鋼は、下記式４で定義されるＣｅｑが０．１４〜０．２４であることを特徴とする請求項１０に記載の材質ばらつきが少なく表面品質に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
    式４：Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋３Ｓ
    （前記式４において、各元素記号は、各元素の含有量を重量％で表した値である。）
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