JP2022503938A - 表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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

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Abstract

Figure 2022503938000001
【課題】表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．１６～０．２７％、Ｍｎ：０．８～２．６％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１～３を満たし、面積分率でマルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトの合計が９５％以上であり、フェライトが５％以下（０％を含む）である微細組織を含み、平均サイズが４０ｎｍ以下である複合析出物を含むことを特徴とする。
［関係式１］
１６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
［関係式２］
１≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
［関係式３］
０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
（但し、上記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は、重量％である。）
【選択図】図３

Description

本発明は、表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない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、連鋳－圧延直結工程で連連続圧延モードを利用して、熱延工程だけでも表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
国際環境規制の強化及び自動車燃費規制の強化により、車体の超高強度化及び超軽量化が必要となり、１．０ＧＰａ級以上の超高強度鋼板の開発が活発に進められている。殆どの自動車の車体補強材であるバンパー補強材及びドアインパクトビームなどに使用される超高強度熱延鋼板は、高い強度が要求されることはもちろん、ロールフォーミング（Ｒｏｌｌ Ｆｏｒｍｉｎｇ）成形をするため、優れた曲げ加工性及び少ない材質ばらつきが求められる。かかる物性を満足させるために、自動車構造部材用鋼板は、基本的にフェライト（Ｆｅｒｒｉｔｅ）、ベイナイト（Ｂａｉｎｔｉｅ）、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）及びテンパードマルテンサイト（Ｔｅｍｐｅｒｅｄ Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相（Ｐｈａｓｅ）の組み合わせから構成され、これら相の構成比率によりＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、複合組織（Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＭＡＲＴ鋼などに分類されて適用されている。
このような鋼は、メンバー類、ピラー類、バンパー補強材、シルサイドなどの車両衝突時に高いエネルギー吸収能が要求される部品に主に適用され、ロールフォーミングを用いて加工するため、１．０ＧＰａ以上の引張強度に加え、高い延伸率を有する必要がある。しかし、このような鋼は、超高強度の確保に伴う延伸率の減少を避けることが難しく、熱間圧延後の冷延及び焼鈍熱処理（ＣＡＬ、Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）または熱延後の急速冷却を用いた加工工程であるＨＰＦ（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）のような新規工程を経る必要があるため、製造コストが上昇するという欠点がある。
一方、自動車の車体補強材部品として使用される引張強度１．２ＧＰａ級以上の超高強度鋼を提供するために多くの研究及び開発が進められており、その代表的な例としては特許文献１～５がある。
特許文献１では、化学成分の重量比で、Ｃ：０．１５～０．２０％、Ｓｉ：０．３～０．８％、Ｍｎ：１．８～２．５％、Ａｌ：０．０２～０．０６％、Ｍｏ：０．１～０．４％、Ｎｂ：０．０３～０．０６％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５％以下を添加し、鋼の製造時に不可避に含有される元素を含むアルミニウムキルド鋼を１０５０～１３００℃で均質化処理をした後、Ａｒ３変態点の直上である８５０～９５０℃で仕上げ熱間圧延をしてから、５５０～６５０℃で熱延巻取する段階、この鋼板を３０～８０％の冷間圧下率で冷間圧延をしてから、Ａ３温度以上で連続焼鈍する段階、及びこの鋼板を６００～７００℃まで１次徐冷を実施し、２次で３５０～３００℃まで－１０～－５０℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷した後、３５０～２５０℃の間で徐冷しながら１分以上維持する段階を含む、自動車バンパー補強材用の引張強度１．２ＧＰａ級超高強度冷延鋼板の製造方法について開示している。
特許文献２では、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：３．０％以下及び不純物と少量の合金元素を含有した鋼に、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下のうち１種または２種以上を添加して１１８０～１４００ＭＰａの強度を有し、鋼板の曲げ／歪みが１０ｍｍ以下の良好な形状を有する冷延鋼板を製造する方法について開示している。また、連続焼鈍熱処理設備を利用して鋼板を高温で急冷した後、１５０～２００℃の温度範囲で過時効処理をし、通常の水冷（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）後に焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理により、板状不良（鋼板の幅方向の変形）を改善することができるということを開示している。
特許文献３では、重量％で、Ｃ：０．１～０．６％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ａｌ：１．５％以下及びＣｒ：０．００３～２．０％を含有する冷延鋼板をＡｃ３～Ａｃ３＋５０℃の温度で加熱した後、３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、（Ｍｓ－１００℃）～Ｂｓ（ベイナイト開始温度）範囲で恒温維持することによって加工前の残留オーステナイトの相分率が１０％以上であり、オーステナイト結晶粒の長さが短軸で１ミクロン以上であり、平均軸比（長軸／短軸）が５以上の耐水素脆化特性を有する引張強度１４７０ＭＰａ級超高強度冷延鋼板の製造方法について紹介している。
特許文献４では、重量％で、Ｃ：０．１０～０．２７％、Ｓｉ：０．００１～１．０％、Ｍｎ：２．３～３．５％、Ａｌ：１．０％以下（０％を除く）、Ｃｒ：２％以下（０％を除く）、Ｐ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｂ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００４～０．０３％、Ｍｏ：０．２％以下（０％を除く）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を除く）、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物を含有した冷間圧延されたストリップを１～５℃／ｓの加熱速度で［（Ａｃ３－９０℃）～（Ａｃ３±１５℃）］の温度範囲まで加熱した後、１～３℃／ｓの冷却速度で５００～７５０℃の温度範囲まで１次冷却し、３～５０℃／ｓの冷却速度で［（Ｍｓ－１２０）～４６０℃］の温度範囲まで２次冷却した後、６～５００ｓｅｃの間に恒温変態を維持するか、１℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷する連続焼鈍段階を経た引張強度１．５ＧＰａの冷延鋼板の製造方法について紹介している。
しかし、特許文献１～４に従って製造する場合、熱間圧延後の冷延及び焼鈍熱処理（ＣＡＬ、Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）工程を経る必要があるため、製造コストが急激に上昇するという欠点があるだけでなく、現在、商業的に使用されている自動車用バンパーまたは補強材に適用するには、引張強度が比較的低いという問題点がある。
また、特許文献５では、重量％で、Ｃ：０．２６～０．４５％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．５～３．０％、Ｎｂ：０．０２～１．０％、３．４２Ｎ＋０．００１≦Ｔｉ≦３．４２Ｎ＋０．５を満たす量のＴｉ、さらにＳｉ：０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：１％以下及びＡｌ：１％以下の１種または２種以上、場合によってはＢ：０．０１％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃａ：０．００１～０．００５％の１種または２種以上を含有した冷間圧延鋼板を熱間プレス成形することによって引張強度が１．８ＧＰａである超高強度の製造方法について開示している。
特許文献５に従って製造する場合、１．８ＧＰａの超高強度は確保することができるが、冷間圧延された鋼板が再び熱間プレス成形段階（Ｈｏｔ Ｐｒｅｓｓ Ｆｏｒｍｉｎｇ）を経る必要があるため、製造コストがさらに高くなるという問題点がある。
したがって、従来の超高強度冷延鋼板及び熱間成形鋼を代替できるだけでなく、より高い引張強度を確保することができ、製造コストを画期的に低減することができる超高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する開発が求められている実情である。
韓国特許出願公開第２００４－００５７７７７号公報 日本特許出願公開第２００７－１００１１４号公報 韓国特許出願公開第２００８－００７３７６３号公報 韓国特許出願公開第２０１３－００６９６９９号公報 韓国特許出願公開第２００８－０１１１５４９号公報
本発明の目的とするところは、連鋳－圧延直結工程で連連続圧延モードを利用して、熱延工程だけでも表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超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。
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、本明細書の内容全体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、本発明の付加的な課題を理解するのに何の難しさもない。
本発明の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．１６～０．２７％、Ｍｎ：０．８～２．６％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１～３を満たし、面積分率でマルテンサイト及びオートテンパード（Ａｕｔｏ Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）マルテンサイトの合計が９５％以上であり、フェライトが５％以下（０％を含む）である微細組織を含み、平均サイズが４０ｎｍ以下であるＭ（Ｘ）（Ｍ＝Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｐ、Ｘ＝Ｃ、Ｎ）の複合析出物を含むことを特徴とする。
［関係式１］
１６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
［関係式２］
１≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
［関係式３］
０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
（但し、上記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は、重量％である。）
本発明の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１６～０．２７％、Ｍｎ：０．８～２．６％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１～３を満たす溶鋼を連続鋳造して薄スラブを得る段階、上記薄スラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階、上記バーを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋６０℃になるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階、及び上記熱延鋼板をＡｒ３直上で２００℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ｍｆ－５０℃以下で巻取る段階を含み、上記各段階は、連続的に行われることを特徴とする。
［関係式１］
１６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
［関係式２］
１≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
［関係式３］
０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
（但し、上記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は、重量％である。）
本発明によると、本発明の超高強度熱延鋼板は、合金組成及び製造条件を適切に制御することにより、連鋳－圧延直結工程で連連続圧延モードを利用して、熱延工程だけでも表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない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。また、本発明の熱延鋼板は、より高い引張強度を確保することができ、超高強度冷延鋼板及び熱間成形鋼を代替することができるだけでなく、製造コストを画期的に低減する効果がある。併せて、薄スラブ連鋳法を介して電気炉で古鉄などのスクラップを溶解した鋼を使用することができ、資源の再利用性を高めることができる。
本発明の熱延鋼板の製造に適用可能な連鋳－圧延直結工程のための設備の模式図である。 本発明の熱延鋼板の製造に適用可能な連鋳－圧延直結工程のための設備の他の模式図である。 本発明の一実施例に係る発明例１～１５及び比較例１～１３に関する関係式１及び２の値を示したグラフである。 本発明の一実施例に係る発明例１を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した微細組織写真である。 本発明の一実施例に係る発明例１を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した微細組織写真であり、（ａ）はラス（Ｌａｔｈ）、（ｂ）は炭化物を示す、 本発明の一実施例に係る発明例１のマルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス幅に対する分布を示したグラフである。 本発明の一実施例に係る発明例１の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真である。 本発明の一実施例に係る比較例８の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真である。
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。下記に説明する合金組成の含有量は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．１６～０．２７％
炭素（Ｃ）は、熱間圧延後の急冷時に微細組織をマルテンサイトに製作して強度を増加させる非常に重要な元素である。Ｃ含有量が０．１６％未満の場合には、マルテンサイト自体の強度が低くて本発明で目標とする強度確保が難しくなる虞がある。これに対し、Ｃ含有量が０．２７％を超える場合には、溶接性及び過度の強度上昇により曲げ加工性が低下するという問題点がある。したがって、Ｃ含有量は０．１６～０．２７％であることが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は、０．１７％であることがより好ましく、０．１８％であることがさらに好ましく、０．１９％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は、０．２６％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．２４％であることが最も好ましい。
Ｍｎ：０．８～２．６％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライト形成を抑制し、オーステナイトの安定性を高めて低温変態相の形成を容易にすることで強度を増加させる。Ｍｎ含有量が０．８％未満の場合には、本発明で目標とする強度確保が難しくなる虞がある。これに対し、Ｍｎ含有量が２．６％を超える場合には、連鋳スラブ及び熱延鋼板の内部または外部、或いはこれら全てにおいて偏析帯を形成させてクラック発生と伝播を誘発し、鋼板の最終品質を低下させて溶接性及び曲げ加工性を劣位にする虞がある。したがって、Ｍｎ含有量は０．８～２．６％であることが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は、０．８５％であることがより好ましく、０．９０％であることがさらに好ましく、０．９５％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は、２．５％であることがより好ましく、２．４％であることがさらに好ましく、２．３％であることが最も好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．３％
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼板の延性を低下させずに強度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、マルテンサイト形成を促進する元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には、上記の効果を十分に確保することが難い。これに対し、Ｓｉ含有量が０．３％を超える場合には、鋼板の表面に赤スケールが生成され、酸洗後の鋼板表面に跡が残って表面品質が低下する虞がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３％であることが好ましい。上記Ｓｉ含有量の下限は、０．０６％であることがより好ましく、０．０７％であることがさらに好ましく、０．０８％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は、０．２８％であることがより好ましく、０．２６％であることがさらに好ましく、０．２４％であることが最も好ましい。
Ａｌ：０．０５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼板の表面に濃化されてめっき性を悪化させる一方で、炭化物形成を抑制して鋼の延性を増加させる。更に、鋼中のアルミニウム（Ａｌ）は、窒素（Ｎ）と反応してＡｌＮ析出させるが、薄スラブ製造時にこれら析出物が析出する鋳片冷却条件でスラブクラックを誘発して鋳片または熱延鋼板の品質を低下させる虞がある。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、０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ａｌ含有量は０．０４８％以下であることがより好ましく、０．０４６％以下であることがさらに好ましく、０．０４５％以下であることが最も好ましい。
Ｔｉ：０．０１～０．０８％
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は凝固温度の近くでＴｉＮ形成により固溶Ｎを除去し、ＡｌＮなどの析出物量を減少させることで、高温延性の低下を防止し、エッジ（Ｅｄｇｅ）クラック発生を減少させる元素である。Ｔｉ含有量が０．０１％未満である場合には、微細なＡｌＮまたはＢＮ析出物が過度に析出することによる鋳造スラブの延性低下を招いてスラブ品質を劣化させる。これに対し、Ｔｉ含有量が０．０８％を超える場合には、粗大なＴｉＮ析出物の形成による結晶粒微細化の効果を期待し難いだけでなく、製造コストが上昇する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１～０．０８％であることが好ましい。上記Ｔｉ含有量の下限は、０．０１２％であることがより好ましく、０．０１４％であることがさらに好ましく、０．０１６％であることが最も好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は、０．０７％であることがより好ましく、０．０６％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。
Ｂ：０．００１～０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、鋼の硬化能を増加させる元素である。その含有量が０．００１％未満の場合、上記効果を得ることができず、０．００５％を超えると、オーステナイト再結晶温度を上昇させて溶接性を悪くする。したがって、Ｂ含有量は、０．００１～０．００５％に制限することが好ましい。上記Ｂ含有量の下限は、０．００１２％であることがより好ましく、０．００１４％であることがさらに好ましく、０．００１６％であることが最も好ましい。上記Ｂ含有量の上限は、０．００４５％であることがより好ましく、０．００４０％であることがさらに好ましく、０．００３５％であることが最も好ましい。
Ｃａ：０．００１～０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は、溶鋼中のＡｌ、Ｏと反応して低融点である球状介在物（１２ＣａＯ・１７Ａｌ２Ｏ３）を形成してノズルの目詰まり防止と介在物の分離浮上を容易にする元素である。Ｃａ含有量が０．００１％未満の場合、上記効果を確保し難い。これに対し、Ｃａ含有量が０．００５％を超える場合には、高融点介在物が形成されてノズルの目詰まりを助長することにより鋳造中断が発生する虞があり、大型介在物（＞５０μｍ）が形成されて鋼板の加工性を劣位にすることがある。したがって、Ｃａ含有量は、０．００１～０．００５％に制御することが好ましい。上記Ｃａ含有量の下限は、０．００１２％であることがより好ましく、０．００１４％であることがさらに好ましく、０．００１６％であることが最も好ましい。上記Ｃａ含有量の上限は、０．００４５％であることがより好ましく、０．００４０％であることがさらに好ましく、０．００３５％であることが最も好ましい。
Ｎ：０．００１～０．０１０％
窒素（Ｎ）は、オーステナイト安定化及び窒化物の形成元素である。Ｎ含有量が０．００１％未満の場合には、上記の効果が不十分になる。これに対し、Ｎ含有量が０．０１０％を超える場合には、析出物の形成元素と反応して析出強化の効果を増加させるが、延性の急激な低下を招く虞がある。したがって、Ｎ含有量は０．００１～０．０１０％であることが好ましい。上記Ｎ含有量の下限は、０．００１２％であることがより好ましく、０．００１４％であることがさらに好ましく、０．００１６％であることが最も好ましい。上記Ｎ含有量の上限は、０．００９％であることがより好ましく、０．００８％であることがさらに好ましく、０．００７％であることが最も好ましい。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書では言及しない。
一方、本発明の熱延鋼板は、上記の合金成分のうちＣ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ及びＮが下記関係式１～３をそれぞれ満たすことが好ましく、これにより、本発明が目標とする機械的物性及び優れた表面品質を確保することができる。但し、下記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は重量％である。
［関係式１］
１６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
上記関係式１は、本発明が得ようとする機械的物性を確保するための成分関係式である。上記関係式１の値が１６未満の場合には、本発明が目標とする強度を確保し難く、２８を超える場合には、延伸率が低下して加工時にクラックが発生する虞がある。したがって、上記関係式１の値は、１６～２８の範囲を有することが好ましい。上記関係式１の値の下限は、１７であることがより好ましく、１８であることがさらに好ましく、１９であることが最も好ましい。上記関係式１の値の上限は、２７であることがより好ましく、２６であることがさらに好ましく、２５であることが最も好ましい。
［関係式２］
１≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
上記関係式２は、スラブまたはバーのエッジ（Ｅｄｇｅ）の品質を確保して最終的に得られる熱延鋼板の表面品質を向上させるための成分関係式である。上記関係式２の値が１未満の場合には、ＴｉまたはＢ含有量が高いか、ＡｌまたはＮ含有量が低い場合であって、粗大なＴｉ（Ｃ、Ｎ）及びＢ（Ｃ、Ｎ）析出物が過度に析出することによる高温延性の低下を招き、スラブまたはバーのエッジにクラックが発生する虞がある。一方、１４を超える場合には、ＴｉまたはＢ含有量が少ないか、ＡｌまたはＮ含有量が多い場合であって、ＡｌＮが過度に析出して高温延性が低下するのに伴い、スラブまたはバーのエッジ品質が劣化する虞がある。したがって、上記関係式２の値は、１～１４の範囲を有することが好ましい。上記関係式２の値の下限は、１．１であることがより好ましく、１．２であることがさらに好ましく、１．３であることが最も好ましい。上記関係式２の値の上限は、１３であることがより好ましく、１２であることがさらに好ましく、１１であることが最も好ましい。
［関係式３］
０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
上記関係式３は、本発明が目標とする機械的物性及び優れた表面品質を確保するための成分関係式である。上記関係式３の値が０．０５未満の場合には、目標とする強度を確保し難くなり、０．６６を超える場合には、析出物が過度に析出することによる高温延性の低下を招いてスラブまたはバーのエッジにクラックが生じる虞がある。したがって、上記関係式３の値は０．０５～０．６６の範囲を有することが好ましい。上記関係式３の値の下限は０．０６であることがより好ましく、０．０８であることがさらに好ましく、０．１０であることが最も好ましい。上記関係式３の値の上限は、０．６２であることがより好ましく、０．５８であることがさらに好ましく、０．５６であることが最も好ましい。
一方、本発明の熱延鋼板は、トランプ元素としてＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｗ、Ｇａ、Ｇｅ及びＭｇからなる群から選択された１種以上をその合計が０．１重量％以下の範囲で含むことができる。上記トランプ元素は、製鋼工程で原料として使用する合金鉄またはスクラップや取鍋（Ｌａｄｌｅ）及びタンディッシュ（Ｔｕｎｄｉｓｈ）耐火物などをはじめとする不純物元素であり、その合計が０．１％を超える場合には、薄スラブの表面にクラックを発生して熱延鋼板の表面品質を劣化させる虞がある。
本発明の熱延鋼板は、面積分率でマルテンサイト及びオートテンパード（Ａｕｔｏ Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）マルテンサイトの合計が９５％以上であり、フェライトが５％以下（０％を含む）である微細組織を含むことが好ましい。上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイト組織は、本発明が目標とする強度を得るための必須組織であり、その分率が９５％未満の場合には、強度確保が困難である。本発明では、延性確保のためにフェライトを５％以下の範囲で含むことができるが、但し、その分率が５％を超える場合には、延性は増大するものの、強度確保において困難性を伴う虞がある。他方、上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトの合計の分率は９６％以上であることがより好ましく、９７％以上であることがさらに好ましく、９８％以上であることが最も好ましい。
本発明の主な微細組織は、マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトであり、このとき、上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス粒子の平均幅は、強度及び加工性に影響を及ぼす。このため、上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス粒子の平均幅は短軸を基準に１μｍ以下であることが好ましい。上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス粒子の平均幅が１μｍを超える場合には、目標とする強度及び加工性を確保し難くなる虞がある。上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス粒子の平均幅は狭いほど強度確保に有利であるが、通常の冷却条件で０．１μｍ未満に制御するのは困難を伴う。上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラスの平均幅の下限は、０．１２μｍであることがより好ましく、０．１４μｍであることがさらに好ましく、０．１６μｍであることが最も好ましい。上記マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトの平均幅の上限は、０．９μｍであることがより好ましく、０．８μｍであることがさらに好ましく、０．７μｍであることが最も好ましい。
本発明の熱延鋼板は、平均サイズが４０ｎｍ以下であるＭ（Ｘ）（Ｍ＝Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｐ、Ｘ＝Ｃ、Ｎ）の複合析出物を含むことが好ましい。上記複合析出物の平均サイズが４０ｎｍを超える場合には、効果的に強度を確保し難い虞があり、エッジクラックが発生してエッジ品質が劣化する虞がある。上記複合析出物の平均サイズは小さいほど強度確保に有利であるが、本発明の製造条件では、５ｎｍ未満に制御することが難い。上記複合析出物の平均サイズは、３８ｎｍ以下であることがより好ましく、３４ｎｍ以下であることがさらに好ましく、３０ｎｍ以下であることが最も好ましい。
本発明が提供する熱延鋼板は、降伏強度が１０６０～１４００ＭＰａであり、引張強度が１４７０～１８００ＭＰａであり、延伸率が５％以上であり、ビッカース硬度が４２０～５５０Ｈｖ（０．５ｋｇｆ）であり、ストリップの幅方向の引張強度ばらつきが１００ＭＰａ以下であり、ストリップの幅方向のビッカース硬度ばらつきが５０Ｈｖ（０．５ｋｇｆ）以下であることが好ましい。また、本発明の熱延鋼板は、厚さが１．６ｍｍ以下であることができ、より好ましくは１．４ｍｍ以下であり、さらに好ましくは１．３ｍｍ以下であり、最も好ましくは１．２ｍｍ以下である。本発明の熱延鋼板は、上記のとおり優れた機械的物性及び表面品質と低い材質ばらつきを有することで、超高強度冷延鋼板及び熱間成形鋼を効果的に代替することができる。
以下、本発明の熱延鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。
図１は、本発明の熱延鋼板の製造に適用可能な連鋳－圧延直結工程のための設備の模式図である。本発明の一実施形態に係る表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板は、図１のとおり連鋳－圧延直結設備を使用して生産することができる。連鋳－圧延直結設備は大きく、連続鋳造機１００、粗圧延機４００、仕上げ圧延機６００で構成される。上記連鋳－圧延直結設備は、第１厚さの薄スラブ（Ｓｌａｂ）ａを生産する高速連続鋳造機１００と、上記スラブを第１厚さよりも薄い第２厚さのバー（Ｂａｒ）ｂで圧延させる粗圧延機４００、第２厚さのバーを第３厚さのストリップｃで圧延させる仕上げ圧延機６００、上記ストリップを巻取る巻取り機９００により製造される。さらに、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、以下「ＲＳＢ」）と、仕上げ圧延機６００の前に仕上げ圧延スケールブレーカー５００（Ｆｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ、以下「ＦＳＢ」）をさらに含むことができ、表面スケール除去が容易であり、後工程で熱延鋼板を酸洗時に表面品質に優れたＰＯ（Ｐｉｃｋｌｅｄ＆Ｏｉｌｅｄ）鋼板の生産が可能である。また、連鋳－圧延直結工程で等温等速圧延が可能であり、鋼板の幅、長さ方向での温度のばらつきが顕著に少なく、ランアウトテーブル（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ：ＲＯＴ）７００で精密冷却制御が可能であり、表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の生産が可能である。このように圧延及び冷却が完了したストリップは、高速剪断機８００によって切断され、巻取り機９００によって巻取られて製品として生産される。一方、仕上げ圧延スケールブレーカー５００の前にはバーを、またさらに、加熱する加熱器２００を備えることもできる。
図２は、本発明の熱延鋼板の製造に適用可能な連鋳－圧延直結工程のための設備の他の模式図である。図２に開示した連鋳－圧延直結設備は、図１に開示した設備と構成がほとんど同一であるが、粗圧延機４００及び粗圧延スケールブレーカー３００の前にスラブをさらに加熱する加熱器２００’を備え、スラブエッジ温度の確保を容易にし、エッジの欠陥発生率を低くして表面品質の確保に有利にしたものである。また、粗圧延機の前にスラブ１枚以上の長さ程度の空間を確保しており、バッチ（Ｂａｔｃｈ）式圧延も可能である。
本発明の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板は、図１及び２に示した連鋳－圧延直結設備で生産が可能である。
以下、本発明の熱延鋼板の製造方法の一実施形態について詳細に説明する。
まず、上記の合金組成を有する溶鋼を連続鋳造して厚さの薄いスラブを得る。この時、上記連続鋳造は４～８ｍｐｍ（ｍ／ｍｉｎ）以上の鋳造速度で行うことが好ましい。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構成され、目標の圧延温度を確保するためには、一定以上の鋳造速度が要求されるためである。鋳造速度が遅い場合、鋳片に偏析が発生する虞があり、このような偏析が発生すると、強度及び加工性の確保が難しいだけでなく、幅方向または長さ方向への材質ばらつきが発生する虞が大きくなる。仮に、８ｍｐｍを超える場合には、溶鋼湯面の不安定さによって操業成功率が低下する虞があるため、上記鋳造速度は４～８ｍｐｍの範囲を有することが好ましい。上記鋳造速度の下限は、４．２ｍｐｍであることがより好ましく、４．４ｍｐｍであることがさらに好ましく、４．６ｍｐｍであることが最も好ましい。上記鋳造速度の上限は、７．５ｍｐｍであることがより好ましく、７．０ｍｐｍであることがさらに好ましく、６．５ｍｐｍであることが最も好ましい。
一方、上記スラブの厚さは８０～１２０ｍｍであることが好ましい。上記スラブの厚さが１２０ｍｍを超える場合には、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ことになり、８０ｍｍ未満の場合には、鋳片の温度低下が急激に起こり、均一な組織を形成し難い。これを解決するために付加的に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向上させる要因となるため、できる限り排除することが好ましい。したがって、スラブの厚さは８０～１２０ｍｍに制御することが好ましい。上記スラブの厚さの下限は、８２ｍｍであることがより好ましく、８４ｍｍであることがさらに好ましく、８６ｍｍであることが最も好ましい。上記スラブの厚さの上限は、１１６ｍｍであることがより好ましく、１１４ｍｍであることがさらに好ましく、１１０ｍｍであることが最も好ましい。
また、上記連続鋳造時のモールドフラックスの塩基度は０．８～１．５であることが好ましい。ここで、塩基度は、ＣａＯ（％）／ＳｉＯ２（％）比を示す。本発明鋼の場合、高い強度を確保するために、Ｃ、Ｍｎ及びＢなど添加される合金元素が多く、線形クラック活性の危険性が非常に高い。したがって、塩基度が０．８未満のモールドフラックスを使用するようになると、伝熱量が多く、スラブの表面が急冷されることにより線形クラックが発生する虞がある。これに対し、塩基度が１．５を超えるモールドフラックスを使用する場合には、伝熱量が少なすぎて健全な凝固セルを得ることが難しくなる虞がある。したがって、上記連続鋳造時のモールドフラックスの塩基度は０．８～１．５であることが好ましい。上記モールドフラックスの塩基度の下限は、０．８５であることがより好ましく、０．９０であることがさらに好ましく、０．９５であることが最も好ましい。上記モールドフラックスの塩基度の上限は、１．４５であることがより好ましく、１．４０であることがさらに好ましく、１．３５であることが最も好ましい。
また、上記連続鋳造時の２次冷却比水量は１．５～２．５Ｌ／ｋｇであることが好ましい。上記連続鋳造時の２次冷却比水量が２．５Ｌ／ｋｇを超えると、線形クラックが発生してスラブ品質が劣化する虞があり、スラブまたはバーのエッジ温度が低くなってエッジクラック発生の危険性が高くなる。これに対し、上記連続鋳造時の２次冷却比水量が１．５Ｌ／ｋｇ未満であると、連鋳出側でスラブの未凝固による溶鋼流出などの問題が発生する虞があり、セグメント（Ｓｅｇｍｅｎｔ）ロールが劣化する虞があるため、設備上の問題が発生することがある。したがって、上記連続鋳造時の２次冷却比水量は１．５～２．５Ｌ／ｋｇであることが好ましい。上記連続鋳造時の２次冷却比水量の下限は、１．５５Ｌ／ｋｇであることがより好ましく、１．６０Ｌ／ｋｇであることがさらに好ましく、１．６５Ｌ／ｋｇであることが最も好ましい。上記連続鋳造時の２次冷却比水量の上限は、２．４５Ｌ／ｋｇであることがより好ましく、２．４０Ｌ／ｋｇであることがさらに好ましく、２．３５Ｌ／ｋｇであることが最も好ましい。
この後、上記スラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る。上記粗圧延段階は、連続鋳造されたスラブを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とによって行うことができる。
上記粗圧延時の粗圧延出側でのバーエッジ部の温度は８５０～１０００℃であることが好ましい。上記バーエッジ部の温度が８５０℃未満の場合には、ＡｌＮ析出物などが多量に生成され、高温延性が低下するに伴い、エッジクラック発生の危険性が非常に高くなる虞がある。これに対し、上記バーエッジ部の温度が１０００℃を超える場合には、バーのエッジ部だけでなく、中心部の温度も高くなりスケールが多量に発生することにより、酸洗後の表面品質が劣化する虞がある。したがって、上記粗圧延時の粗圧延出側でのバーエッジ部の温度は８５０～１０００℃であることが好ましい。上記粗圧延時の粗圧延出側でのバーエッジ部の温度の下限は、８６０℃であることがより好ましく、８７０℃であることがさらに好ましく、８８０℃であることが最も好ましい。上記粗圧延時の粗圧延出側でのバーエッジ部の温度の上限は、９９０℃であることがより好ましく、９８０℃であることがさらに好ましく、９７０℃であることが最も好ましい。
上記バーを得る段階の後には、上記バーに冷却水を噴射してスケールを除去する段階をさらに含むことができる。例えば、バーを仕上げ圧延する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）のノズルから冷却水を２００～３００ｂａｒの圧力で噴射して表面スケールを３０μｍ以下の厚さで除去することができる。上記冷却水噴射圧力が２００ｂａｒ未満の場合には、スケールの除去が不十分になり、仕上げ圧延後の鋼板表面に紡錘形、鱗片形スケールが多量に生成され、酸洗後の表面品質が劣化する。これに対し、上記冷却水の噴射圧力が３００ｂａｒを超える場合には、仕上げ圧延の出側温度が低くなりすぎ、効果的なオーステナイト分率を確保することが難しくなり、目標とする引張強度を確保し難くなる。したがって、上記冷却水の噴射圧力は２００～３００ｂａｒであることが好ましい。上記冷却水の噴射圧力の下限は、２１０ｂａｒであることがより好ましく、２２０ｂａｒであることがさらに好ましく、２３０ｂａｒであることが最も好ましい。上記冷却水の噴射圧力の上限は、２９０ｂａｒであることがより好ましく、２８０ｂａｒであることがさらに好ましく、２７０ｂａｒであることが最も好ましい。
また、上記冷却水の噴射時、冷却水の重なり（ｏｖｅｒｌａｐ）面積率は５～２５％であることが好ましい。上記冷却水の重なり面積率が５％未満である場合、冷却水の重なり面積が小さすぎて、バーの温度が局部的に上昇するようになって幅方向に温度が不均一になることがあり、これによってスケールが完全に削除されず、表面品質が低下する虞があり、最終的に得られる熱延鋼板の幅方向の引張強度のばらつきを１００ＭＰａ以下に制御することが困難になる虞がある。また、冷却水噴射の重なり面積率が２５％を超える場合、局部的に冷却しすぎて幅方向に温度ばらつきが発生して最終的に得られる熱延鋼板の材質ばらつきが大きくなる虞がある。したがって、上記冷却水の噴射時、冷却水の重なり（ｏｖｅｒｌａｐ）面積率は５～２５％であることが好ましい。上記冷却水の重なり面積率の下限は、６％であることがより好ましく、７％であることがさらに好ましく、８％であることが最も好ましい。上記冷却水の重なり面積率の上限は、２４％であることがより好ましく、２３％であることがさらに好ましく、２２％であることが最も好ましい。
この後、上記バーを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋６０℃になるように仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。上記仕上げ圧延段階は粗圧延機で製作されたバーを３～７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で行うことができる。上記仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋１０℃未満である場合には、熱間圧延時のロールの負荷が大きく増加するに伴い、エネルギー消費が増加し、作業速度が遅くなり、幅方向の温度ばらつきの発生時に熱延鋼板の温度が局部的にＡｒ３以下に下がることで初析フェライトが発生することがあり、冷却後に十分なマルテンサイト分率を得ることができない。これに対し、上記仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋６０℃を超える場合には、結晶粒が粗大となって高い強度を得ることができない。十分なマルテンサイト分率を得るためには、冷却速度をさらに速くする必要があるという問題がある。したがって、上記仕上げ圧延の出側温度はＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋６０℃であることが好ましい。上記仕上げ圧延の出側温度の下限はＡｒ３＋１２℃であることがより好ましく、Ａｒ３＋１４℃であることがさらに好ましく、Ａｒ３＋１６℃であることが最も好ましい。上記仕上げ圧延の出側温度の上限は、Ａｒ３＋５８℃であることがより好ましく、Ａｒ３＋５６℃であることがさらに好ましく、Ａｒ３＋５２℃であることが最も好ましい。
上記仕上げ圧延時の圧延速度ばらつきは５０ｍｐｍ以下であることが好ましい。本発明で目標とする超高強度鋼は、変態組織の形成を強化機構として利用しているため、仕上げ圧延時の変形速度に応じて材料特性が変わる可能性が非常に高い。すなわち、多数個のスタンドからなる仕上げ圧延機内で圧延速度の差が５０ｍｐｍを超えると、後続するランアウトテーブル（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ：ＲＯＴ）で均一な冷却速度及び目標巻取り温度を確保し難くなり、ストリップ（Ｓｔｒｉｐ）の幅または長さ方向の材質ばらつきを大きく発生させる原因となることがある。したがって、上記仕上げ圧延時の圧延速度ばらつきは５０ｍｐｍ以下であることが好ましい。上記仕上げ圧延時の圧延速度ばらつきは４８ｍｐｍ以下であることがより好ましく、４６ｍｐｍ以下であることがさらに好ましく、４２ｍｐｍ以下であることが最も好ましい。一方、本発明では、上記仕上げ圧延時の圧延速度ばらつきが低いほど有利であるため、その下限については特に限定しない。
上記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきは５０℃以下であることが好ましい。上記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきが５０℃を超える場合、局部的にオーステナイト分率及び結晶粒サイズの差が発生して材質ばらつきがひどくなることがある。したがって、上記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきは５０℃以下であることが好ましい。上記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきは４８℃以下であることがより好ましく、４６℃以下であることがさらに好ましく、４２℃以下であることが最も好ましい。一方、本発明では、上記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきが低いほど有利であるため、その下限については特に限定しない。
上記仕上げ圧延時の圧延速度は２００～６００ｍｐｍであることが好ましい。上記仕上げ圧延時の圧延速度が６００ｍｐｍを超える場合、板破断のような操業事故が起こる可能性があり、等温等速の圧延が難しく、均一な温度が確保されず、材質ばらつきが発生する虞がある。これに対し、上記仕上げ圧延時の圧延速度が２００ｍｐｍ未満になると、仕上げ圧延速度が遅すぎて、本発明が目標とする仕上げ圧延温度を確保し難くなる虞がある。したがって、上記仕上げ圧延時の圧延速度は２００～６００ｍｐｍであることが好ましい。上記仕上げ圧延時の圧延速度の下限は、２２０ｍｐｍであることがより好ましく、２５０ｍｐｍであることがさらに好ましく、２８０ｍｐｍであることが最も好ましい。上記仕上げ圧延時の圧延速度の上限は、５８０ｍｐｍであることがより好ましく、５５０ｍｐｍであることがさらに好ましく、５００ｍｐｍであることが最も好ましい。
この後、上記熱延鋼板をＡｒ３直上で２００℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ｍｆ（９０）－５０℃以下で巻取る。上記冷却速度が２００℃／ｓｅｃ未満の場合には、フェライト及びベイナイトが形成されることがあり、十分なマルテンサイト組織を確保し難い。したがって、上記冷却速度は２００℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。上記冷却速度は２２０℃／ｓｅｃ以上であることがより好ましく、２４０℃／ｓｅｃ以上であることがさらに好ましく、２６０℃／ｓｅｃ以上であることが最も好ましい。また、上記巻取り温度がＭｆ（９０）－５０℃を超える場合には、マルテンサイト組織を得ることが難しいだけでなく、冷却によって得られたマルテンサイト組織が過度にオートテンパリング（Ａｕｔｏ Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）されて本発明が目標とする引張強度を得ることが難しくなる可能性がある。したがって、上記巻取り温度はＭｆ－５０℃以下であることが好ましい。上記巻取り温度はＭｆ－６０℃以下であることがより好ましく、Ｍｆ－７０℃以下であることがさらに好ましく、Ｍｆ－８０℃以下であることが最も好ましい。一方、上記Ｍｆはオーステナイト組織のマルテンサイトへの変態が１００％完了される温度を意味する。
一方、上記冷却時の冷却ノズルの間隔は１５０～４００ｍｍであることが好ましい。上記冷却ノズルの間隔が４００ｍｍを超える場合には、熱延鋼板の温度が局部的に上昇するようになって材質ばらつきがひどくなることがあり、１５０ｍｍ未満の場合には、熱延鋼板の温度が局部的に低くなって材質ばらつきがひどくなることがある。したがって、上記冷却時の冷却ノズルの間隔は１５０～４００ｍｍであることが好ましい。上記冷却時の冷却ノズルの間隔の下限は、１６０ｍｍであることがより好ましく、１７０ｍｍであることがさらに好ましく、１８０ｍｍであることが最も好ましい。上記冷却時の冷却ノズルの間隔の上限は、３８０ｍｍであることがより好ましく、３６０ｍｍであることがさらに好ましく、３４０ｍｍであることが最も好ましい。
上記巻取段階の後には、巻取られた熱延鋼板を酸洗処理する段階をさらに含むことができ、上記酸洗処理によってＰＯ（Ｐｉｃｋｌｅｄ＆Ｏｉｌｅｄ）材を得ることができる。本発明では、スラブ及びバースケール除去の段階でスケールを十分に除去することができるため、一般的な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、本発明では、熱延酸洗工程で一般的に用いられる方法であれば、いずれも適用可能であるため、酸洗処理方法について特に制限しない。
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。
（実施例１）
下記表１の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連鋳－圧延直結工程を適用して下記表２及び３に記載した製造条件により１．２ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗処理した後、ノズルの目詰まりの有無を観察し、微細組織及び析出物を測定した後、その結果を下記表４に示し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、延伸率（Ｅｌ）、ビッカース硬度（Ｈｖ（０．５ｋｇｆ））、引張強度ばらつき（△ＴＳ）及びビッカース硬度ばらつき（△Ｈｖ（０．５ｋｇｆ））とクラック発生の有無を測定した後、その結果を下記表５に示した。一方、表３でのＡｒ３及びＭｆ温度は、常用熱力学ソフトウェアであるＪｍａｔＰｒｏ Ｖ－８を利用して計算した値である。
微細組織及び析出物は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。
降伏強度、引張強度及び延伸率は、ストリップの全幅［一定間隔（７カ所）］に対して圧延方向に採取したＪＩＳ ５号規格の試験片を測定した後、平均値を記載した。
硬度はビッカース硬度機を利用して荷重０．５ｋｇｆで１０回測定した後、平均値を記載した。
引張強度ばらつき（△ＴＳ）及びビッカース硬度ばらつき（△Ｈｖ（０．５ｋｇｆ））は、全幅で測定された値のうち最大値と最小値の差を示す。
クラック発生の有無は、スラブ、バー、及びストリップから肉眼で１次確認し、表面欠陥ディテクター（Ｄｅｔｅｃｔｏｒ）のＳＤＤ（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｄｅｆｅｃｔ Ｄｅｔｅｃｔｏｒ）装置を用いて２次確認した。
Figure 2022503938000002
Figure 2022503938000003
Figure 2022503938000004
Figure 2022503938000005
Figure 2022503938000006
上記表１～５に示したとおり、本発明が提案する合金組成、関係式１～３及び製造条件を全て満たす発明例１～１５の場合には、本発明の微細組織及び析出物の条件を満たしていることが分かる。また、線形クラック及びエッジクラックが発生せず、良好な表面品質を確保していることが確認できる。さらに、本発明が目標とする降伏強度、引張強度、延伸率、ビッカース硬度、ストリップの幅方向の引張強度ばらつき及びストリップの幅方向のビッカース硬度ばらつきを確保していることが確認できる。
しかし、本発明が提案する合金組成、関係式１～３及び製造条件（仕上げ圧延の出側温度）のうち一つ以上を満たさない比較例１～１２の場合は、エッジクラックが発生したり、本発明が目標とする機械的物性及び材料ばらつきの条件を確保していないことが確認できる。
比較例１３は、本発明が提案する合金組成のうちＣａ含有量の範囲を満たさない場合であり、ノズルの目詰まりにより鋳造中断が発生したことが確認できる。
比較例１４及び１５は、本発明が提案する合金組成、関係式１～３は満たしているが、製造条件（仕上げ圧延の出側温度）を満たさない場合であり、本発明が提案する微細組織が確保できなかったことによって本発明が目標とする機械的物性及び材料ばらつきの条件を確保していないことが確認できる。
図３は、発明例１～１５と比較例１～１３に対する関係式１及び２の値を示したグラフである。発明領域の場合、本発明の関係式３を満たす範囲であって、発明例１～１５の場合、上記発明領域に含まれることが確認できるのに対し、比較例１～１２の場合には、上記発明領域を外れていることが確認できる。比較例１３は、上記発明領域に含まれているが、本発明のＣａ含有量の範囲を満たさない場合である。
図４は、発明例１を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した微細組織写真である。図４に示したとおり、発明例１は、マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトが主組織であり、一部にフェライトが形成されていることが確認できる。
図５は本発明の一実施例に係る発明例１を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した微細組織写真であり、（ａ）はラス（Ｌａｔｈ）、（ｂ）は炭化物を示した。図５（ａ）及び（ｂ）に示したとおり、発明例１は、マルテンサイトのラスが微細によく発達しているだけでなく、マルテンサイトのラス内には微細な炭化物が存在してオートテンパードマルテンサイト組織が一緒に存在していることが確認できる。
図６は、発明例１のマルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラス幅に対する分布を示したグラフである。図６に示したとおり、発明例１の場合、マルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラスは０．０５～１．０μｍ範囲に存在し、０．３μｍの幅を有するマルテンサイト及びオートテンパードマルテンサイトのラスが多く存在していることが確認できる。
図７及び８は、それぞれ発明例１と比較例８の析出物を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真である。このとき、ＴＥＭ実験片は、カーボンレプリカ方法でサンプルを製作した。図７及び８に示したとおり、発明例１の場合には、４０ｎｍ以下の微細な複合析出物〔Ｍ（Ｘ）、ここでＭはＴｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｐから選択される一つ以上であり、ＸはＣ又はＮである〕が分布しているのに対し、比較例８の場合には、複合析出物が４０ｎｍを超えて非常に粗大であることが確認できる。
（実施例２）
発明鋼１の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連鋳－圧延直結工程を適用して下記表６に記載した製造条件により１．２ｍｍ厚の熱延鋼板で製造した。下記表６に記載した製造条件のほか、スケール除去、仕上げ圧延及び冷却の条件は、上記表２の発明例１の条件と同様に行った。上記で製造された熱延鋼板を酸洗処理した後、線形クラック及びエッジクラックの発生程度を測定した後、その結果を下記表６に示した。
Figure 2022503938000007
上記表６に示したとおり、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１６～１８は、線形クラック及びエッジクラックが発生しないことが確認できる。
一方、比較例１６～１９は、本発明が提案する合金組成は満たすが、製造条件のうちモールドフラックスの塩基度、２次冷却比水量及び粗圧延の出側バーエッジ部の温度の条件のうち一つを満たさず、線形クラック及びエッジクラックが発生したことが確認できる。
（実施例３）
発明鋼５の合金組成を有する溶鋼を準備した後、連鋳－圧延直結工程を適用して下記表７及び８に記載された製造条件により１．２ｍｍ厚の熱延鋼板で製造した。下記表７及び８に記載された製造条件のほか、連続鋳造及び粗圧延の条件は、上記表２の発明例５の条件と同様に行った。上記で製造された熱延鋼板を酸洗処理した後、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、延伸率（Ｅｌ）、ビッカース硬度（Ｈｖ（０．５ｋｇｆ））、引張強度ばらつき（△ＴＳ）及びビッカース硬度ばらつき（△Ｈｖ（０．５ｋｇｆ））を測定した後、その結果を下記表９に示した。下記表７でのＡｒ３及びＭｆ温度は、常用熱力学ソフトウェアであるＪｍａｔＰｒｏ Ｖ－８を利用して計算した値である。
Figure 2022503938000008
Figure 2022503938000009
Figure 2022503938000010
上記表７～９に示したとおり、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１９～２１は、本発明が目標とする降伏強度、引張強度、延伸率、ビッカース硬度、ストリップの幅方向の引張強度ばらつき及びストリップの幅方向のビッカース硬度ばらつきを確保していることが確認できる。
一方、比較例２０～２４は、本発明が提案する合金組成は満たすが、製造条件のうち冷却水噴射の重なり面積率、仕上げ圧延時の圧延速度ばらつき、仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつき、及び冷却時の冷却ノズルの間隔のうち一つを満たさず、線形クラック及びエッジクラックが発生したことが確認できる。
１００ 連続鋳造機
２００、２００’ 加熱器
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（Ｆｉｓｈｉｎｇ Ｍｉｌｌ Ｓｃａｌｅ Ｂｒｅａｋｅｒ：ＦＳＢ）
６００ 仕上げ圧延機
７００ ランアウトテーブル
８００ 高速剪断機
９００ 巻取り機
ａ スラブ
ｂ バー
ｃ ストリップ

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１６～０．２７％、Ｍｎ：０．８～２．６％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    下記関係式１～３を満たし、
    面積分率でマルテンサイト及びオートテンパード（Ａｕｔｏ Ｔｅｍｐｅｒｅｄ）マルテンサイトの合計が９５％以上であり、フェライトが５％以下（０％を含む）である微細組織を含み、
    平均サイズが４０ｎｍ以下であるＭ（Ｘ）（Ｍ＝Ｔｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｐ、Ｘ＝Ｃ、Ｎ）の複合析出物を含むことを特徴とする表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板。
    ［関係式１］
    １６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
    ［関係式２］
    １≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
    ［関係式３］
    ０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
    （但し、前記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は、重量％である。）
  2. 前記熱延鋼板は、トランプ元素としてＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｗ、Ｇａ、Ｇｅ及びＭｇからなる群から選択された１種以上をその合計が０．１重量％以下の範囲で含むことを特徴とする請求項１に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板は、前記マルテンサイトのラス（ｌａｔｈ）の平均幅が１μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板。
  4. 前記熱延鋼板は、降伏強度が１０６０～１４００ＭＰａであり、引張強度が１４７０～１８００ＭＰａであり、延伸率が５％以上であり、ビッカース硬度が４２０～５５０Ｈｖ（０．５ｋｇｆ）であり、ストリップの幅方向の引張強度ばらつきが１００ＭＰａ以下であり、ストリップの幅方向のビッカース硬度ばらつきが５０Ｈｖ（０．５ｋｇｆ）以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板。
  5. 前記熱延鋼板は、厚さが１．６ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板。
  6. 重量％で、Ｃ：０．１６～０．２７％、Ｍｎ：０．８～２．６％、Ｓｉ：０．０５～０．３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１～３を満たす溶鋼を連続鋳造して薄スラブを得る段階、
    前記薄スラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）を得る段階、
    前記バーを仕上げ圧延の出側温度がＡｒ３＋１０℃～Ａｒ３＋６０℃になるように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Ａｒ３直上で２００℃／ｓｅｃ以上で冷却し、Ｍｆ－５０℃以下で巻取る段階を含み、
    前記各段階は、連続的に行われることを特徴とする表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    １６≦１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦２８
    ［関係式２］
    １≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］≦１４
    ［関係式３］
    ０．０５≦［（Ａｌ／２７）×（Ｎ／１４）］／［（Ｔｉ／４８）×（Ｂ／１１）］／１００（Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｂ／１０）≦０．６６
    （但し、前記関係式１～３に記載された合金成分の含有量は、重量％である。）
  7. 前記連続鋳造時の鋳造速度は４～８ｍｐｍ（ｍ／ｍｉｎ）であることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  8. 前記薄スラブは厚さが８０～１２０ｍｍであることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  9. 前記連続鋳造時のモールドフラックスの塩基度は０．８～１．５であることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  10. 前記連続鋳造時の２次冷却比水量は１．５～２．５Ｌ／ｋｇであることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  11. 前記粗圧延時の粗圧延出側でのバーエッジ部の温度は８５０～１０００℃であることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  12. 前記バーを得る段階の後、前記バーに２００～３００ｂａｒの圧力で冷却水を噴射する段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  13. 前記冷却水の噴射時に冷却水の重なり（ｏｖｅｒｌａｐ）面積率は５～２５％であることを特徴とする請求項１２に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  14. 前記仕上げ圧延時の圧延速度ばらつきは５０ｍｐｍ以下であることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  15. 前記仕上げ圧延時の熱延鋼板の幅方向の温度ばらつきは５０℃以下であることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  16. 前記仕上げ圧延時の圧延速度は２００～６００ｍｐｍであることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  17. 前記冷却時の冷却ノズルの間隔は１５０～４００ｍｍであることを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
  18. 前記巻取る段階の後、巻取られた熱延鋼板を酸洗処理する段階をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の表面品質に優れ、材質ばらつきが少ない超高強度熱延鋼板の製造方法。
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