JP4518029B2 - 高張力熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、延性、曲げ加工性ならびに疲労特性に優れるとともに表面性状にも優れた５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。本発明にかかる鋼板は自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材として好適である。
高張力鋼板は、自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として広く使用されており、経済性の観点からプレス加工等の成形加工によって所定の形状に加工されることが多い。このため、高張力鋼板には優れた加工性が要求される。
一方、近年、特に地球環境の保護という観点から、自動車の各種部材を高強度・薄肉化して車体重量を軽減し、燃費を向上させたり炭酸ガス等の排出を規制することが検討されている。自動車の各種部材の中でも大型部材であるフレームや足廻り部品、バンパー等の補強材等を軽量化することによって、車体重量の軽減が極めて有効に行える。このフレームや足廻り部品またはホイールリムなどに求められる鋼板特性には、強度、延性、曲げ加工性、疲労特性がある。
従来技術の高い静的強度と高延性とを兼備する材料として、例えば特許文献１あるいは特許文献２に記載されているようなＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼が知られている。このＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、フェライト相とマルテンサイト相の二相混合組織であり、フェライト単相鋼、ベイナイト単相鋼、フェライト＋ベイナイト組織鋼に比べて、降伏比（降伏強さと引張強さの比）が低く、延性が高く、優れた強度延性バランスを示すことを特徴としている。
さらに、特許文献３や特許文献４に記載されているようにＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、疲労特性が優れていることが開示されている。
しかしながら、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、フェライト単相鋼、ベイナイト単相鋼、フェライト＋ベイナイト組織鋼に比べて、一般に高強度で延性に優れているが、曲げ加工性が劣化する欠点がある。これは、曲げ加工は、局所的な加工であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト組織の硬度差により、その界面から加工初期にクラックが入るためである。そのため、曲げ加工性に優れた熱延鋼板は、特許文献５に開示されるようにベイナイト単相鋼のような単相組織が主流であり、従来技術の中に、曲げ加工性に優れたＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の開示がなされていないのが現状である。
しかしながら、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は、フェライト単相鋼、ベイナイト単相鋼、フェライト＋ベイナイト組織鋼に比べて、一般に高強度で延性に優れているが、曲げ加工性が劣化する欠点がある。これは、曲げ加工は、局所的な加工であり、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイト組織の硬度差により、その界面から加工初期にクラックが入るためである。そのため、曲げ加工性に優れた熱延鋼板は、特許文献５に開示されるようにベイナイト単相鋼のような単相組織が主流であり、従来技術の中に、曲げ加工性に優れたＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の開示がなされていないのが現状である。
一方、Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼は加工性向上に好ましいフェライトを安定して生成させるために、多量のＳｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％以上の高Ｓｉ含有鋼では、スラブの加熱中にスラブ地金と生じたスケールとの界面に生成したファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）がスケールの地金への密着性を向上させるためにデスケーリング不良が発生し易く、島状スケールと呼ばれるスケール疵が発生し易い。また酸洗後の鋼板表面を荒らしたりスケール疵が残ったりするため、足廻り部品やホイール用など外に現われる部材に適用することは好ましくない。
デスケーリング不良に起因したスケール疵の発生を防止するための従来技術として以下が挙げられる。
例えば、特許文献６には仕上圧延前の粗バーに対して高圧水デスケーリングを強化して行うことによりスケール疵の発生を防止する発明が、特許文献７にはスラブの加熱温度又は粗バーの表面温度をファイアライトの生成が急増する共晶点である１１７３℃以下に抑制してファイアライトの生成を抑制しながら高圧水によりデスケーリングを行うことによりスケール疵の発生を防止する発明が、特許文献８には粗圧延開始前に高圧水デスケーリングを行い、［１１７３−４２０×（Ｐ％／Ｓｉ％）］℃以上で粗圧延を終了することによりスケール疵の発生を防止する発明が、それぞれ開示されているが、これらの発明によっても、Ｓｉ含有量が０．２％以上の高Ｓｉ含有鋼からなる熱延鋼板を製造する際に、スケール疵の発生を確実に防止して、優れた表面性状を有する熱延鋼板を製造することは難しい。
さらに、Ｓｉ含有量が０．２％以上の熱延酸洗板では、デスケーリング不良に起因したスケール疵の発生ならびに鋼板面内の局所的なスケール除去の不足により、鋼板の表面粗度が大きくなってしまう。そのため、曲げ加工特性や疲労特性の劣化が懸念される。Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の鋼板表面粗度と疲労特性については特許文献９に開示されている。しかし、金属組織における第２相の分散に関して記載されておらず、優れた疲労特性をもつ鋼板とは言いがたい。また、曲げ加工性については、一切記載されていない。
特開昭５５−６２１２１号公報
特開昭５７−１３７４２６号公報
特開平６−３３１４０号公報
特開２００２−１０５５９２号公報
特開２００３−１１９５４９号公報
特開平７−１４４２１３号公報
特開平９−２４９９１４号公報
特開平８−２０６７２３号公報
特開２００３−５５７４０号公報
本発明の目的は、５９０ＭＰａ以上の高い引張強さを持ちつつ優れた延性を保ち、さらに優れた曲げ加工性と疲労特性ならびに優れた表面性状を有する高張力熱延鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明者等は、上記の目的を達成すべく、高強度で優れた延性をもつＳｉ含有量が０．２％超であるＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼の金属組織ならびに鋼板の表面性状を最適化することにより、高強度で高延性を保ちつつ、曲げ加工性と疲労特性ならびに表面性状に優れた熱延鋼板が得られることを知見した。そして、さらに研究を続けたところ、更なる曲げ加工性の改善と曲げ疲労特性の改善にはＣｕ／（Ｐ＋Ｏ）の比を規定することが有効であることを知り、ここに本発明を完成したものである。
本発明は、高張力熱延鋼板及びその製造方法に係るものであって、次の（１）から（６）までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板に係るものと、（７）から（８）までのいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法に係るものである。以下、それぞれ、本発明（１）から本発明（８）という。なお、高加工性熱延鋼板に係る本発明（１）から本発明（６）と、高加工性熱延鋼板の製造方法に係る本発明（７）から本発明（８）を総称して、本発明ということがある。
これらをまとめて示すと以下の通りである。
（１）鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．２５％以下、Ｓｉ：０．２％超１．０％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ｃｕ：０．００５％以上０．０４５％未満、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００１０％以上０．０１００％未満を含有し、Ｃｕ、ＰおよびＯの含有量が下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、鋼組織が、５０〜９５面積％のフェライトと残部第２相とからなり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍ、前記第２相の平均粒径が１．０〜８μｍかつ平均粒子間隔が２〜１０μｍ、前記第２相が鋼組織全体を基準とした面積率で５〜５０％のマルテンサイトと０〜５％未満のマルテンサイト以外の第２相とからなり、表面性状が、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下であり、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、曲げ性：密着〜２．０ｔ、曲げ疲労限度耐久比：０．４８以上であることを特徴とする高張力熱延鋼板。
（１）鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．２５％以下、Ｓｉ：０．２％超１．０％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ｃｕ：０．００５％以上０．０４５％未満、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００１０％以上０．０１００％未満を含有し、Ｃｕ、ＰおよびＯの含有量が下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、鋼組織が、５０〜９５面積％のフェライトと残部第２相とからなり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍ、前記第２相の平均粒径が１．０〜８μｍかつ平均粒子間隔が２〜１０μｍ、前記第２相が鋼組織全体を基準とした面積率で５〜５０％のマルテンサイトと０〜５％未満のマルテンサイト以外の第２相とからなり、表面性状が、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下であり、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、曲げ性：密着〜２．０ｔ、曲げ疲労限度耐久比：０．４８以上であることを特徴とする高張力熱延鋼板。
０．４≦Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）≦３．０ （１）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
（２）前記鋼組成におけるＡｌ含有量が、質量％で、０．１％超１．０％以下であることを特徴とする前記（１）に記載の高張力熱延鋼板。
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
（２）前記鋼組成におけるＡｌ含有量が、質量％で、０．１％超１．０％以下であることを特徴とする前記（１）に記載の高張力熱延鋼板。
（３）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の高張力熱延鋼板。
（４）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
（５）前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
（６）酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｂとした時、αｓ≧αｂ×１．１であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
（７）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを下記式（２）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングを行なった後に、Ａｒ３点〜Ａｒ３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、次いで２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃） （２）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
（８）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼組成の溶鋼を、スラブ表面から下記式（３）で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上として連続鋳造法によりスラブとなし、得られたスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式（２）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングを行なった後に、Ａｒ３点〜Ａｒ３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼帯に施して、２５０℃以下で巻き取り、その後酸洗することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃） （２）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）］／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ （３）
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。
本発明の鋼板は、高強度で加工性を確保しつつ、曲げ加工性及び耐疲労特性、表面性状に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。
本発明に係る鋼板の鋼組成について説明する。本明細書において鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
Ｃ：０．０１％超０．２５％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０．０１％以下では、十分なマルテンサイトの量が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板が製造できなくなる。一方、０．２５％を超えると溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０１％を超え０．２５％以下とした。なお、容易に５９０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０３％以上含有させることが望ましく、そして、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０４％以上含有させることが望ましい。
Ｃ：０．０１％超０．２５％以下
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼を製造するためには特に重要な元素である。すなわち、Ｃの含有量が、０．０１％以下では、十分なマルテンサイトの量が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板が製造できなくなる。一方、０．２５％を超えると溶接性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０１％を超え０．２５％以下とした。なお、容易に５９０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０３％以上含有させることが望ましく、そして、７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃを０．０４％以上含有させることが望ましい。
Ｓｉ：０．２％超１．０％未満
Ｓｉは固溶強化によってフェライト相を強化できるだけでなく、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、容易に第２相をマルテンサイトにさせることができる。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性であるＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼をつくるには重要であり、その効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．２％超とする必要がある。特に、高強度で高延性型のＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼とするにはＳｉの含有量を０．４％以上とすることが望ましい。
Ｓｉは固溶強化によってフェライト相を強化できるだけでなく、フェライトの生成を促進し、未変態オーステナイト中にＣを濃縮させ、容易に第２相をマルテンサイトにさせることができる。そのため、Ｓｉの含有は、高強度で高延性であるＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼をつくるには重要であり、その効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．２％超とする必要がある。特に、高強度で高延性型のＤｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼とするにはＳｉの含有量を０．４％以上とすることが望ましい。
一方、Ｓｉ含有量が１．０％超であるＳｉ含有鋼は、熱間圧延前の鋳片又は鋼片の加熱段階で液体のスケールが生成し、地鉄内部へくさび状に生成する。加熱後デスケーリングする際に鋳片又は鋼片が冷却して、このくさび状スケールが固化して剥離性の悪い、いわゆる「Ｓｉスケール」が発生する。このＳｉスケールは完全にはデスケーリングすることが困難であり、Ｓｉスケールが残存した状態で熱間圧延が行われるので、酸洗前の熱延板表面には島状スケールが顕著に発生し、圧延後の鋼板または酸洗後の表面には島状スケール模様が残り美観が損なわれ且つ表面粗度も損なわれて曲げ加工性や表面品質が劣化する。
Ｍｎ０．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、マルテンサイトを生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め強度を上昇させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．５％未満では、マルテンサイトを生成させることができず、十分な強度と延性を得ることができない。
一方、２．５％を超えて、Ｍｎを含有させてもその効果は飽和する。
容易にマルテンサイトを生成させるための焼き入れ性を確保するには、Ｍｎを１．０％以上含有させることが望ましい。
容易にマルテンサイトを生成させるための焼き入れ性を確保するには、Ｍｎを１．０％以上含有させることが望ましい。
Ｐ：０．００５％以上０．０３０％未満
Ｐは固溶強化として働く元素であり、高強度化のために有効である。また、酸洗性を高め熱間圧延後の熱延鋼板の脱スケール性を高める効果も有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では上記の効果が得難い。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、溶接性の低下を招き、特に、その含有量が０．０３０％以上になると偏析が著しくなって溶接性の低下が極めて大きくなる。また、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされることにより、曲げ加工性や耐疲労特性を劣化させる。
Ｐは固溶強化として働く元素であり、高強度化のために有効である。また、酸洗性を高め熱間圧延後の熱延鋼板の脱スケール性を高める効果も有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では上記の効果が得難い。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に添加した場合には、溶接性の低下を招き、特に、その含有量が０．０３０％以上になると偏析が著しくなって溶接性の低下が極めて大きくなる。また、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされることにより、曲げ加工性や耐疲労特性を劣化させる。
したがって、Ｐの含有量を０．００５％以上０．０３０％未満とした。好ましい下限は、熱延鋼板の脱スケール性を高める観点から０．０１０％以上であり、好ましい上限は、酸洗時の粒界の優先的エッチングを抑制する観点から０．０２％以下である。
さらに、本願発明にあっては後述するようにＣｕ／（Ｐ＋Ｏ）の比を規定することで、酸洗性を高めることにより良好な表面性状を確保するとともに曲げ加工性および耐疲労特性の劣化を抑制する効果を有し、そのためにも、Ｐは上記範囲に限定される。
Ｃｕ：０．００５％以上０．０４５％未満
Ｃｕは、Ｐとは反対に酸洗性を低下させる性質を有し、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされるのを抑制したり、酸化物系介在物の脱落を抑制したりする作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では上記効果が得難い。一方、その含有量が０．０４５％以上になると、酸洗性の低下により生産性が低下したり、コストの増加を招いたりする。
Ｃｕは、Ｐとは反対に酸洗性を低下させる性質を有し、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされるのを抑制したり、酸化物系介在物の脱落を抑制したりする作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では上記効果が得難い。一方、その含有量が０．０４５％以上になると、酸洗性の低下により生産性が低下したり、コストの増加を招いたりする。
したがって、Ｃｕ含有量を０．００５％以上０．０４５％未満とする。好ましくは０．０１０％以上０．０３０％以下である。
特に、本発明ではＣｕ／（Ｐ＋Ｏ）の比を０．４〜３．０の範囲に規定するが、これはＰおよびＯによる酸洗性向上とＣｕによる酸洗性抑制の機構を利用して曲げ加工性および曲げ疲労特性を改善するためである。
特に、本発明ではＣｕ／（Ｐ＋Ｏ）の比を０．４〜３．０の範囲に規定するが、これはＰおよびＯによる酸洗性向上とＣｕによる酸洗性抑制の機構を利用して曲げ加工性および曲げ疲労特性を改善するためである。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、曲げ加工性を低下させる硫化物を生成するため、可能な限り低減する必要のある不純物である。本発明においては、他の成分元素添加による曲げ加工性の向上度合と製鋼コストを考慮して、その含有量の上限を０．０２％とした。望ましくは、０．０１％以下である。
Ｓは、曲げ加工性を低下させる硫化物を生成するため、可能な限り低減する必要のある不純物である。本発明においては、他の成分元素添加による曲げ加工性の向上度合と製鋼コストを考慮して、その含有量の上限を０．０２％とした。望ましくは、０．０１％以下である。
Ａｌ：０．００５〜１．０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００５％の含有量が必要である。一方、その含有量が１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、延性と曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜１．０％とした。また、Ａｌを０．１％超含有させることにより、フェライトの生成が促進され、加工性ならびに曲げ加工性が向上する。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。その効果を得るには、少なくとも０．００５％の含有量が必要である。一方、その含有量が１．０％を超えると、粗大なアルミナ系介在物が増加して、延性と曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜１．０％とした。また、Ａｌを０．１％超含有させることにより、フェライトの生成が促進され、加工性ならびに曲げ加工性が向上する。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合し、窒化物を形成する。窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、できるだけ低減するのが望ましい。０．０１％以下であれば、無害化できる。そのため、上限を０．０１％とした。Ｎ低減のためのコストと材質の改善度合との兼ね合いでＮ含有量の上限は０．００５０％とするのが好ましい。また製造コストの観点から下限は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合し、窒化物を形成する。窒化物は延性を劣化させる傾向を有するため、できるだけ低減するのが望ましい。０．０１％以下であれば、無害化できる。そのため、上限を０．０１％とした。Ｎ低減のためのコストと材質の改善度合との兼ね合いでＮ含有量の上限は０．００５０％とするのが好ましい。また製造コストの観点から下限は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．００１０％以上０．０１００％未満
Ｏは、鋼板中にＭｎＯ等の酸化物系介在物を形成し、酸洗時にこれらの酸化物系介在物が脱落してボイドの形成が促進されるため、曲げ加工や繰り返し疲労時の割れや亀裂の起点となる。一方、酸化物系介在物が多いと酸化物系介在物と接触する鋼部分との表面積が増加し、結果的にＰと同様の効果を生じ、酸洗性の向上をもたらす。このため、Ｏ含有量を０．０１００％未満とする。Ｏ含有量の下限は、コストの観点から０．００１０％以上とする。
Ｏは、鋼板中にＭｎＯ等の酸化物系介在物を形成し、酸洗時にこれらの酸化物系介在物が脱落してボイドの形成が促進されるため、曲げ加工や繰り返し疲労時の割れや亀裂の起点となる。一方、酸化物系介在物が多いと酸化物系介在物と接触する鋼部分との表面積が増加し、結果的にＰと同様の効果を生じ、酸洗性の向上をもたらす。このため、Ｏ含有量を０．０１００％未満とする。Ｏ含有量の下限は、コストの観点から０．００１０％以上とする。
Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）：０．４〜３．０
本発明の効果を得るために、Ｃｕ、Ｐ、Ｏを関連づけて規定する。
ここに、上記式の意義は次の通りである。
本発明の効果を得るために、Ｃｕ、Ｐ、Ｏを関連づけて規定する。
ここに、上記式の意義は次の通りである。
すなわち、上述したようにＰおよびＯは、酸洗性を高める作用を有し熱延鋼板の脱スケール性を高めて良好な表面性状を確保するのに有効であるが、過剰に含有させると、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされたり酸化物系介在物の脱落に起因してボイドの生成が促進されたりして曲げ加工性や耐疲労特性を劣化させる。
一方、Ｃｕは酸洗性を低下させる作用を有し、酸洗時に粒界が優先的にエッチングされたり酸化物系介在物が脱落したりするのを抑制する。このため、Ｃｕと（Ｐ＋Ｏ）とをバランスさせることにより、ＰおよびＯによる表面性状向上作用を享受しつつ、曲げ加工性劣化作用や耐疲労特性劣化作用をＣｕにより減ずるのである。
Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）が３．０超では、材質は硬質化し曲げ加工性が劣化する。Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）が０．４未満では曲げ加工性や耐疲労特性が劣化する。
Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）が３．０超では、材質は硬質化し曲げ加工性が劣化する。Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）が０．４未満では曲げ加工性や耐疲労特性が劣化する。
Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
本発明において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗはいずれも析出強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．１％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＴｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下のうちの１種または２種以上とした。またその効果は、Ｔｉ：０．０１％以上ならびにＮｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。
本発明において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗはいずれも析出強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．１％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＴｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下のうちの１種または２種以上とした。またその効果は、Ｔｉ：０．０１％以上ならびにＮｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
本発明において、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢはいずれも固溶強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。
本発明において、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＢはいずれも固溶強化によって強度を高める元素であり、強度を一層高める作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。
そのため、含有量の上限をＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下とした。またその効果は、Ｃｒ：０．０５％以上ならびにＭｏ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上およびＢ：０．０００２％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上
本発明において、ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａはいずれも硫化物、酸化物などの介在物を球状化し無害化させることができ、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、ＲＥＭ：０．１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｃａ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下とした。またその効果は、ＲＥＭ：０．００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上およびＣａ：０．０００５％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。
本発明において、ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａはいずれも硫化物、酸化物などの介在物を球状化し無害化させることができ、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、ＲＥＭ：０．１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｃａ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストがかさむばかりである。そのため、含有量の上限をＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下とした。またその効果は、ＲＥＭ：０．００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上およびＣａ：０．０００５％以上の含有により有効に作用するので、それを下限とするのが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
本発明に係る鋼板の金属組織について説明すれば次の通りである。
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と曲げ加工性ならびに耐疲労特性を得るためには、金属組織において、平均結晶粒径３〜２０μｍのフェライトが面積率で５０〜９５％、第２相が平均粒径１〜８μｍで平均粒子間隔２〜１０μｍで存在し、その第２相はマルテンサイトが面積率で５〜５０％である。マルテンサイト以外の第２相は面積率で５％未満まで存在することが許容される。
引張強度が５９０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と曲げ加工性ならびに耐疲労特性を得るためには、金属組織において、平均結晶粒径３〜２０μｍのフェライトが面積率で５０〜９５％、第２相が平均粒径１〜８μｍで平均粒子間隔２〜１０μｍで存在し、その第２相はマルテンサイトが面積率で５〜５０％である。マルテンサイト以外の第２相は面積率で５％未満まで存在することが許容される。
フェライト
フェライトの面積率が５０％未満であると、フェライト粒が少ないため、曲げ加工性が劣化する。一方、フェライトの面積率が９５％を超えると、フェライト粒が多いため、曲げ疲労限度耐久比が低下する。フェライトの平均結晶粒径は３〜２０μｍとする必要がある。
フェライトの面積率が５０％未満であると、フェライト粒が少ないため、曲げ加工性が劣化する。一方、フェライトの面積率が９５％を超えると、フェライト粒が多いため、曲げ疲労限度耐久比が低下する。フェライトの平均結晶粒径は３〜２０μｍとする必要がある。
フェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満であると、降伏点が上昇し、加工性が劣化する。また、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超であると、曲げ疲労限度耐久比が低下してしまう。疲労き裂は、軟質であるフェライトの粒内を積極的に進展する。そのため、き裂の進展を抑制するフェライトの粒界が少なくなると早期にき裂が進展してしまう。
第２相
第２相は、マルテンサイトが面積率で５〜５０％である。マルテンサイト以外の第２相の存在は面積率で５％未満までは許容される。
第２相は、マルテンサイトが面積率で５〜５０％である。マルテンサイト以外の第２相の存在は面積率で５％未満までは許容される。
マルテンサイトが面積率で５％未満であると曲げ疲労限度耐久比が低下する。マルテンサイトは硬質であるため、軟質なフェライト粒を進展してくる疲労き裂進展を遅延させる効果がある。一方、マルテンサイトの面積率が５０％超であると、延性と曲げ加工性が劣化する。マルテンサイトは硬質であるため、それ自体延性や曲げ加工時における局部延性が乏しい。
マルテンサイト以外の第２相を含む場合は、その面積率は、５％未満である。マルテンサイト以外の第２相とは、ベイナイト組織、パーライト組織、セメンタイト、残留γである。マルテンサイト以外の第２相の面積率が５％以上であると、フェライトとマルテンサイトの硬度差によって向上する均一伸びが減少し、結果的に延性が劣化してしまう。また、残留γを含む場合には、均一伸びは向上するが、曲げ性が劣化するので同様に５％未満である。
第２相の平均粒径が１μｍ未満であると、曲げ疲労限度耐久比が低下する。第２相は、疲労き裂進展を抑制する効果がある。平均粒径１μｍ以上の第２相が存在すると、フェライト粒内を進展してきた疲労き裂は、その第２相を迂回するようにき裂が進展する。第２相を迂回時、き裂を進展させてきた応力とき裂進展の方向が変わるので、き裂進展が遅延するようになるからである。
一方、第２相の平均粒径が８μｍ超であると曲げ加工性が劣化する。曲げ加工の場合、フェライトと硬質な第２相の界面からき裂が入る。第２相の大きさが８μｍ超であると、フェライトと第２相の界面の応力集中が大きくなり、曲げ加工の早期にき裂が入る。
第２相の平均粒子間隔は２〜１０μｍである。第２相の平均粒径が１〜８μｍであっても、第２相の平均粒子間隔が２μｍ未満であると、曲げ加工性が劣化する。これは、平均間隔が２μｍ未満であると、フェライトと第２相の界面から発生したき裂が早期に連結するためである。また平均間隔粒子が１０μｍ超であると、曲げ疲労限度耐久比が劣化してしまう。これは、第２相の間隔が広いと第２相による疲労き裂の進展抑制効果が減少してしまうからである。
本発明にかかる鋼板の表面性状は次の通りである。
鋼板表面において最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下が必要である。島状スケール疵の面積率の基準は、鋼板面積１．５ｍ２あたりとする。通常使用される自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材としての鋼板の面積は１．５ｍ２のものが多いためである。
鋼板表面において最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下が必要である。島状スケール疵の面積率の基準は、鋼板面積１．５ｍ２あたりとする。通常使用される自動車の足廻り部品やバンパー等の補強材に代表される構造部材の素材、またはホイール用の素材としての鋼板の面積は１．５ｍ２のものが多いためである。
鋼板表面において、最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％超の場合、外観が美麗でないばかりか、鋼板表面の粗さが大きくなる。そのため、曲げ加工性が劣化する。最大長さが５ｍｍ未満の島状スケール疵ならびに最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵の面積率が１０％未満ならばその悪影響が無い。
本発明にかかる鋼板の特性について説明すると次の通りである。
本発明の鋼板は、上記の成分からなり、かつ上記の金属組織を呈した鋼板であるので、引張り強度が５９０ＭＰａ以上、１８０度曲げにおける限界曲げ半径が板厚の２倍以下であり、かつ曲げ疲労限度耐久比が０．４８以上であるものが得られる。なお、強度７８０ＭＰａ以上の鋼板とすることによって、特に部材の薄肉化に効力が発揮される。
本発明の鋼板は、上記の成分からなり、かつ上記の金属組織を呈した鋼板であるので、引張り強度が５９０ＭＰａ以上、１８０度曲げにおける限界曲げ半径が板厚の２倍以下であり、かつ曲げ疲労限度耐久比が０．４８以上であるものが得られる。なお、強度７８０ＭＰａ以上の鋼板とすることによって、特に部材の薄肉化に効力が発揮される。
酸洗板
酸洗板の場合には、酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までにおける鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｂとした時、フェライトの平均結晶粒径３〜２０μｍの範囲で、αＳ≧αｂ×１．１であることが必要である。
酸洗板の場合には、酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までにおける鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｂとした時、フェライトの平均結晶粒径３〜２０μｍの範囲で、αＳ≧αｂ×１．１であることが必要である。
酸洗板の場合には、表面スケール付着のままの鋼板と異なり、酸洗により表面粗さが大きくなる。その結果、曲げ加工性が劣化する。表面粗さＲａが１．２μｍ超であると、曲げ加工時、鋼板表面での応力集中が過大となり、曲げ加工初期に割れが発生する。
したがって、鋼板の表面粗さは、Ｒａで１．２μｍ以下とする必要がある。加えて、酸洗板において優れた曲げ加工性を保つためには、鋼板表面から鋼板内部０．０３ｍｍにおけるフェライトの平均粒径を大きくさせる必要がある。曲げ加工時、鋼板表面部では、鋼板内部に比べて、曲げ応力が大きくなるためで、鋼板表層部のフェライトの結晶粒径を大きくすることにより、鋼板表面部での加工性を向上させ、結果、曲げ加工性を向上させることができる。
鋼板表層から鋼板内部０．０３ｍｍ位置までのフェライトの平均粒径をαＳ、鋼板内部０．０３ｍｍ超から板厚中心部までにおけるフェライトの平均粒径をαｂとした時、αＳ＜αｂ×１．１の場合、鋼板表面におけるフェライト粒径が内部に比べ小さいため、曲げ加工性は向上しない。
次に、本発明にかかる上述のような鋼板を製造するための製造方法について説明する。
本発明の鋼板を得るためには、スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式（１）で仕上げ圧延前に限界温度Ｔ以上で粗バーを加熱した後、デスケーリングを実施し、前記粗バーを下記式（１）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後にＡｒ３点〜Ａｒ３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることが必要である。
本発明の鋼板を得るためには、スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、前記粗バーを下記式（１）で仕上げ圧延前に限界温度Ｔ以上で粗バーを加熱した後、デスケーリングを実施し、前記粗バーを下記式（１）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングした後にＡｒ３点〜Ａｒ３＋１５０℃で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、２５０℃以下で巻き取ることが必要である。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃） （１）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
スラブ加熱
粗熱間圧延に供する際にスラブ温度を１１００℃以上とする。スラブ温度が、１１００℃未満であると、スラブ中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、圧延後の鋼板に残存し、著しく、延性、曲げ加工性、曲げ疲労耐久比を劣化させる。また、オーステナイトが粗大化しないため、フェライトの生成が過剰となり、所望のフェライト面積率が得られなくなる。スラブ温度の上限は１３００℃が望ましい。１３００℃超であると、スラブが自重で変形し、圧延トラブルに繋がる危険性がある。
粗熱間圧延に供する際にスラブ温度を１１００℃以上とする。スラブ温度が、１１００℃未満であると、スラブ中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、圧延後の鋼板に残存し、著しく、延性、曲げ加工性、曲げ疲労耐久比を劣化させる。また、オーステナイトが粗大化しないため、フェライトの生成が過剰となり、所望のフェライト面積率が得られなくなる。スラブ温度の上限は１３００℃が望ましい。１３００℃超であると、スラブが自重で変形し、圧延トラブルに繋がる危険性がある。
なお、本発明においては、粗熱間圧延に供するスラブ温度が上記温度域にあればよく、１１００℃未満の温度となったスラブを加熱する場合のみならず、連続鋳造により得られたスラブを１１００℃未満の温度に低下させることなく粗熱間圧延に供する場合も含まれる。
粗バー温度
粗熱間圧延を行ない、得られた粗バーを粗バーの表面に生成するＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度以上、具体的には、Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）として規定される限界温度Ｔ（℃）以上に加熱した後、デスケーリングを実施する。
粗熱間圧延を行ない、得られた粗バーを粗バーの表面に生成するＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度以上、具体的には、Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）として規定される限界温度Ｔ（℃）以上に加熱した後、デスケーリングを実施する。
デスケーリング前の粗バーの温度がＴ（℃）未満であると、粗バーへの加熱が不十分であり、粗バー表面に生成するスケール量が少ない。そのため粗バーへのデスケーリング性が悪化し、島状スケール疵が発生する。デスケーリングの悪化理由としては、スケールは、その生成量が大きくなるほど、スケールの内部に圧縮応力が発生するとともに、粗バーとスケールとの界面に生成するボイドの生成量も増加する。
発生した圧縮応力及び生成したボイドの相互作用により、粗圧延を終了した時からデスケーリングを開始する時までにおける、スケールが進行するほど、粗バーの表面に生成するスケールは剥離し易いものとなる。
しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２％以上であるＳｉ含有鋼は、高温かつ長時間のスラブ加熱によってＳｉ酸化物（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が母材及びスケールの界面に濃化することによってスケール（ＦｅＯ）の生成を抑制している。ここで、一般的に、スケールの生成量を増加するには鋼板温度を高く設定すればよいが、Ｓｉ含有鋼ではこの酸化抑制効果がかなり大きいために、鋼板温度を多少高めた程度ではスケールの生成量はあまり増加しない。
そのため、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度である約１１７７℃以上に維持されておれば、Ｓｉ含有鋼のＳｉ量が高くとも、あるいはＳｉが界面に濃化していようとも、Ｆｅ２ＳｉＯ４が溶融化するためにスケール生成に対する抑制効果はなくなり、スケールの生成が進行する。ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度は粗バーの組成、特にＰ、Ａｌを含有するとこの共晶温度は低下し、Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃）以上の温度であれば、ＦｅＯ／Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度以上となり、その温度加熱後にデスケーリングを実施すれば、鋼板表面のスケール疵は減少する。
一方、上限は、１２３０℃以下が望ましい。１２３０℃超であると粗圧延で細粒化されたオーステナイトが再度粗大化し、その後のフェライトやマルテンサイトを細粒化させることができず、所望の金属組織を得ることができない欠点がある。好ましい上限は、Ｔ＋５０℃以下で行うのが良い。
なお、本発明においては、粗バーの温度が上記限界温度Ｔ以上であればよいので、粗熱間圧延機と仕上熱間圧延機の間に誘導加熱等による粗バー加熱装置を配して、前記粗バー加熱装置によりＴ以上とする場合のみならず、粗圧延完了温度をＴ以上としてもよい。一般的には、粗圧延完了温度をＴ以上とするには粗熱間圧延に供する鋳片の温度を高温とする必要が生じてコスト的に不利となることから、上述したように粗バー加熱装置を配して加熱することが好ましい。
デスケーリング
デスケーリング装置は、公知のデスケーリング装置であればよく、本実施の形態では、粗バーの幅方向へ粗バーの表面へ高圧水を、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下及び粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下の条件で噴射するための噴射用ノズルを複数個配置されたデスケーリング装置を用いた。また、スケール除去時の粗バーの移動速度は０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下とした。なお、仕上圧延前にデスケーリングを行う際の粗バーの温度も特に限定を要さない。
デスケーリング装置は、公知のデスケーリング装置であればよく、本実施の形態では、粗バーの幅方向へ粗バーの表面へ高圧水を、高圧水吐出圧：１０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下及び粗バー単位幅当たり流量：０．０１ｍ３／秒／ｍ以上０．４ｍ３／秒／ｍ以下の条件で噴射するための噴射用ノズルを複数個配置されたデスケーリング装置を用いた。また、スケール除去時の粗バーの移動速度は０．１ｍ／秒以上２．５ｍ／秒以下とした。なお、仕上圧延前にデスケーリングを行う際の粗バーの温度も特に限定を要さない。
仕上熱間圧延
仕上熱間圧延は、Ａｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で行う。 仕上げ圧延温度がＡｒ３点以下の場合、フェライト域圧延となり加工フェライトが生成し、加工性が劣化する。酷い場合には圧延時体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生する。Ａｒ３＋１５０℃超では、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５０％未満となる。
仕上熱間圧延は、Ａｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）の温度範囲で行う。 仕上げ圧延温度がＡｒ３点以下の場合、フェライト域圧延となり加工フェライトが生成し、加工性が劣化する。酷い場合には圧延時体積膨張が起こり、圧延トラブルが発生する。Ａｒ３＋１５０℃超では、フェライトの生成が抑制され、フェライトの面積率が５０％未満となる。
また仕上げ圧延後、３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼帯に施して、２５０℃以下で巻き取ることにより、所望の金属組織を得ることができる。
仕上熱間圧延後の冷却開始時間が３秒超の場合、または、冷却開始時間が３秒以内であっても１次冷却の冷却速度が、２０℃／秒未満であると、フェライトが微細化せず、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ超になり、加えて、第２相の平均結晶粒径が８μｍ超となる。
一方、冷却速度が２００℃／秒超の場合、フェライト粒が成長せず、フェライトの平均結晶粒径が３μｍ未満となり、加えて第２相の平均結晶粒径が、１μｍ未満となる。１次冷却停止温度が７６０℃超の場合、フェライトの生成が促進されフェライトの面積率が９５％超となり、第２相の面積率が５％未満となる。
逆に１次冷却停止温度が６００℃未満であると、冷却が過大であるため、フェライト面積率が５０％未満となる。更に中間空冷時間を２〜２０秒とすることで、第２相の平均粒子間隔を２〜１０μｍにすることができる。中間空冷時間が２秒未満であるとフェライトからオーステナイトへのカーボンの拡散が不十分であり、フェライト粒の周辺に多くの第２相が生成し、第２相の平均粒子間隔が２μｍ未満となる。
逆に、中間空冷時間が２０秒超になると、カーボンの拡散が過剰になり、第２相は、フェライト粒の３重点のみに生成しやすくなる。その結果、第２相の平均粒子間隔が１０μｍ超となる。
中間空冷後、１０℃／秒以上で冷却後、２５０℃以下で巻き取ることにより、第２相をマルテンサイト面積率で５〜５０％かつマルテンサイト以外の第２相の面積率を５％未満にすることができる。中間空冷後１０℃／秒未満の冷却速度の場合、または、巻き取り温度が２５０℃超であると、冷却が不十分であり、第２相において、マルテンサイトの面積率５％以上を確保することができない。
酸洗板の製造方法
酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａを１．２μｍ以下にするには、まず、スラブを連続鋳造する際、スラブ表面から下記式（２）で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上としたスラブを用いる。
酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａを１．２μｍ以下にするには、まず、スラブを連続鋳造する際、スラブ表面から下記式（２）で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上としたスラブを用いる。
Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ （２）
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。
表面粗さは、鋼板表面に濃化するＳｉやＭｎの偏析のばらつきに大きく影響される。その理由としては、鋼板表面においてＳｉやＭｎの偏析にばらつきが生じていると、酸洗時の酸による鋼板の溶解が不均一であるためそれに準じて、表面粗さが粗くなる。また、Ｓｉ偏析のばらつきが多いと、スケールの生成も不均一であるため、酸によるスケ−ル除去時に鋼板の粗さを増加させる要因となる。
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。
表面粗さは、鋼板表面に濃化するＳｉやＭｎの偏析のばらつきに大きく影響される。その理由としては、鋼板表面においてＳｉやＭｎの偏析にばらつきが生じていると、酸洗時の酸による鋼板の溶解が不均一であるためそれに準じて、表面粗さが粗くなる。また、Ｓｉ偏析のばらつきが多いと、スケールの生成も不均一であるため、酸によるスケ−ル除去時に鋼板の粗さを増加させる要因となる。
そのため、スラブ表面での偏析を軽減する必要がある。スラブ表面からスラブ内部位置Ｓｔ（ｍｍ）までの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上にすることにより、スラブ表面近傍のＳｉやＭｎの偏析が軽減される。加えて本発明で実施する仕上げ圧延前の粗バーの加熱、その後のデスケーリングを併用することにより、酸洗後の鋼板表面粗さＲａを１．２μｍ以下とすることができる。
酸洗は、常法で構わない。また、酸洗前にスキンパスで平坦矯正をおこなってもその効果は失われない。
さらに、本発明のスラブを用いた場合、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライト組織は、Ｍｎの偏析が軽減されているため生成が促進される傾向がある。さらに仕上熱間圧延後、３秒以内に冷却速度２０〜１５０℃／秒とすることで、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライトの平均結晶粒径をαＳ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均粒径をαｂとした時、αＳ≧αｂ×１．１とすることができる。
さらに、本発明のスラブを用いた場合、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライト組織は、Ｍｎの偏析が軽減されているため生成が促進される傾向がある。さらに仕上熱間圧延後、３秒以内に冷却速度２０〜１５０℃／秒とすることで、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までのフェライトの平均結晶粒径をαＳ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均粒径をαｂとした時、αＳ≧αｂ×１．１とすることができる。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、試験連続鋳造機にて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで厚み２５０ｍｍのスラブとした。スラブ表面近傍における液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度の変更は、鋳型の水量にて調整した。
試験圧延装置を用いて、得られたスラブを表２に示す条件にて加熱した後、粗圧延を実施し、厚み３５ｍｍの粗バーとし、誘導加熱装置で粗バーを加熱した。その後、デスケーリングを行い、仕上げ圧延、鋼板冷却を実施した。その後、酸洗を実施した。
評価方法
＜スラブ平均冷却速度＞
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、０．５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線〜固相線内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出した。なお、平均冷却速度は、スラブ表面から厚方向のスラブＳｔ位置まで０．５ｍｍピッチで測定した冷却速度の算術計算での平均値とした。
＜スラブ平均冷却速度＞
得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、０．５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線〜固相線内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出した。なお、平均冷却速度は、スラブ表面から厚方向のスラブＳｔ位置まで０．５ｍｍピッチで測定した冷却速度の算術計算での平均値とした。
λ＝７１０×Ａ−０．３９
＜金属組織の評価＞
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライトの平均結晶粒径を測定した。フェライトの面積率は、画像処理にてもとめた。
＜金属組織の評価＞
鋼板の圧延方向に平行な断面について、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠してフェライトの平均結晶粒径を測定した。フェライトの面積率は、画像処理にてもとめた。
第２相の同定ならびに平均結晶粒径、平均粒子間隔は、走査型電子顕微鏡を用いて調査した。平均粒子間隔は、個々の第２相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。
＜鋼板の表面性状の評価＞
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケールの面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて面積率をもとめた。
鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケールの面積率の算出は、得られた鋼板の外観写真を撮影し、画像処理にて面積率をもとめた。
＜引張試験＞
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ ５号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた。降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
＜限界曲げ試験＞
各鋼板の圧延直角方向から巾４０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の１倍、２倍、３倍、４倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。
各鋼板の圧延直角方向から巾４０ｍｍ、長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ Ｚ２２４８に準じた。曲げ半径は、密着から板厚の１倍、２倍、３倍、４倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する曲げ半径を限界曲げ半径とした。
＜平面曲げ疲労試験＞
各鋼板からＪＩＳ Ｚ２２７５に記載されている形状にて長さ９０ｍｍ、巾４０ｍｍの試験片を採取した。試験方法は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に準じた。両振り平面曲げ疲労（応力比：−１）にて実施し、１０７乗回の繰り返し数にて破断しない応力振幅値を疲労限界とし、次式により、ＴＳとの算術計算から耐久比をもとめた。
各鋼板からＪＩＳ Ｚ２２７５に記載されている形状にて長さ９０ｍｍ、巾４０ｍｍの試験片を採取した。試験方法は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に準じた。両振り平面曲げ疲労（応力比：−１）にて実施し、１０７乗回の繰り返し数にて破断しない応力振幅値を疲労限界とし、次式により、ＴＳとの算術計算から耐久比をもとめた。
耐久比＝１０７乗回で破断した応力振幅値／ＴＳ
鋼板の特性結果を表３、表４に示した。
鋼板の特性結果を表３、表４に示した。
表３、４からも分かるように、本発明である材質Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ８は、強度が５９０ＭＰａ以上で限界曲げ半径が「密着〜２．０ｔ」であり、曲げ疲労限度耐久比が０．４８以上であった。そのため加工性（伸び）、曲げ加工性、耐疲労特性に優れていた。加えて、島状スケール疵面積率が２％以内であり鋼板の表面性状にも優れていた。なお、ここで、ｔは板厚を表わし、２．０ｔとは、板厚の２倍を意味する。
これに対して、材質Ｎｏ．Ｂ９〜Ｂ１３は、Ｐ、Ｃｕ、Ｏ、Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）のいずれかが本発明外であるため、曲げ加工性が３．０ｔと劣化した。加えて曲げ疲労限度耐久比が０．４７以下で、曲げ疲労限度耐久比が劣化したものもあった。
Claims (8)
- 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％超０．２５％以下、Ｓｉ：０．２％超１．０％未満、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ｃｕ：０．００５％以上０．０４５％未満、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．００１０％以上０．０１００％未満を含有し、Ｃｕ、ＰおよびＯの含有量が下記式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、鋼組織が、５０〜９５面積％のフェライトと残部第２相とからなり、前記フェライトの平均結晶粒径が３〜２０μｍ、前記第２相の平均粒径が１．０〜８μｍかつ平均粒子間隔が２〜１０μｍ、前記第２相が鋼組織全体を基準とした面積率で５〜５０％のマルテンサイトと０〜５％未満のマルテンサイト以外の第２相とからなり、表面性状が、鋼板表面における最大長さ５ｍｍ以上の島状スケール疵が面積率で１０％以下であり、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、曲げ性：密着〜２．０ｔ、曲げ疲労限度耐久比：０．４８以上であることを特徴とする高張力熱延鋼板。
０．４≦Ｃｕ／（Ｐ＋Ｏ）≦３．０ （１）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。 - 前記鋼組成におけるＡｌ含有量が、質量％で、０．１％超１．０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
- 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力熱延鋼板。
- 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
- 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
- 酸洗後の鋼板の平均表面粗さＲａが１．２μｍ以下、鋼板表面から鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍの位置までの鋼板表層部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｓ、鋼板表面からの深さが０．０３ｍｍ超の位置から板厚中心までの鋼板中心部におけるフェライトの平均結晶粒径をαｂとした時、αｓ≧αｂ×１．１であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを下記式（２）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングを行なった後に、Ａｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜２００℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼板に施して、次いで２５０℃以下で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃） （２）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。 - 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼組成の溶鋼を、スラブ表面から下記式（３）で定められるスラブ内部位置Ｓｔまでの液相線温度〜固相線温度の冷却速度を１０℃／秒以上として連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを１１００℃以上として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、得られた粗バーを下記式（２）で定められる限界温度Ｔ以上としてデスケーリングを行なった後に、Ａｒ３点〜（Ａｒ３点＋１５０℃）で圧延を完了する仕上熱間圧延を施して熱延鋼板とし、前記仕上熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始して平均冷却速度２０〜１５０℃／秒で７６０〜６００℃の温度域の所定温度まで冷却する１次冷却と、前記１次冷却後２〜２０秒間の中間空冷と、前記中間空冷後１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する２次冷却とを前記熱延鋼帯に施して、２５０℃以下で巻き取り、その後酸洗することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
限界温度Ｔ（℃）＝１６８．１５×（（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ）２−２４５．１２×（５×Ｐ＋Ａｌ）／Ｓｉ＋１１７０（℃） （２）
ここで、式中の各元素記号は各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
Ｓｔ（ｍｍ）＝［Ｂ（ｍｍ）］／Ａ（ｍｍ）］×０．０３ｍｍ （３）
ここで、Ｂ（ｍｍ）：スラブ厚、Ａ（ｍｍ）：鋼板の板厚である。
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