JP5126846B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明は、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材やシャーシ、バンパーの補強部材等に代表される構造部材の素材として好適な、耐孔あき腐食性に優れる３９０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱延鋼板およびその製造方法に関する。

近年、自動車には、腐食による孔あきがないことを１０年間保証することが必要視されている。このため、自動車に使用される鋼板には優れた耐食性が求められており、特に厳しい腐食環境に曝される足廻り部材に使用される鋼板に対して耐食性改善への要求が強い。例えば、北米等の寒冷地帯においては、路面の凍結防止や融雪用に散布される塩類による腐食が著しく促進されるため、足廻り部材を中心に一層の耐食性改善が強く望まれている。

従来、このような耐食性改善の方法の一つとして、裸の鋼板を使用していた部材について、溶融亜鉛めっきを中心としためっき鋼板を使用するように切り替えることが一般に行われていた。このような背景から耐食性に優れためっき鋼板が数多く開発され、例えば特許文献１には、熱延鋼板を原板として冷間圧延することなしに溶融亜鉛めっきを施すことにより、加工性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されている。

しかし、自動車の足廻り部材や補強部材には、個々の部品をアーク溶接して製造されるものが多いため、めっき鋼板を素材として用いると、溶接時にブローホール等の欠陥が発生してしまい、健全な溶接部が得られないという問題があった。

一方、自動車には、地球環境保全等の観点から燃費の向上も望まれており、使用する鋼板を高強度化して薄肉化することによる軽量化が推進されている。この軽量化に伴う鋼板の板厚の低減は、耐孔あき腐食性の観点からは、不利に働く。

このようなことから、例えば特許文献２には、めっき原板自体の耐食性を向上させることにより、薄目付けでも優れた耐食性を示すとされる合金化亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されている。しかし、この方法により製造される自動車足回り用鋼板は、薄目付けとはいえめっき層が存在するため、アーク溶接時に欠陥が発生することは免れ得ない。また、この提案のめっき原板は裸で使用できるほどの十分な耐食性を有しているとはいえない。

ところで、鋼板の高強度化に関しては、例えば特許文献３および特許文献４に開示されるように、安価でありながら添加量に対する強度上昇量が大きいＴｉを多量に添加することが一般的に行われている。

しかしながら、Ｔｉを多量に添加すると、スラブの凝固偏析に伴い、鋼板に粗大なＴｉ系の晶出物や析出物が生成する。また、Ｔｉの偏析によるＴｉ濃度の不均一化が生じる。このような粗大な晶出物や析出物の生成やＴｉ濃度の不均一化は、孔あき腐食の起点となったり、その進行を促進させたりする要因となる。このため、Ｔｉ添加鋼板の耐孔あき腐食性を著しく劣化させる。

特許文献５には、Ｔｉ含有量を厳密に制御した、優れた耐孔あき腐食性を有する高張力鋼板が開示されている。しかし、特許文献５により開示された発明では、Ｔｉ添加に伴う上記影響を考慮していないため、十分な耐孔あき腐食性を有する高張力鋼板が開示されているとはいえない。
特開平２−３１０３５４号公報 特開平２−２２４１６号公報 特開平９−１４３５７０号公報 特開平１０−８１３８号公報 特開平５−１９５１４４号公報

本発明は、上記従来の技術が有する課題に鑑みてなされたものであり、例えば自動車の足廻り部材や補強部材の素材として好適な、裸での使用にも耐え得る耐孔あき腐食性に優れた耐孔あき腐食性に優れる３９０ＭＰａ以上の引張強度を有する熱延鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために以下のように鋭意検討を行った。
熱延鋼板の高強度化にはＴｉを添加することがコスト面から有利である。しかしながら、Ｔｉを多量に添加すると、スラブの凝固偏析に伴い、鋼中に粗大なＴｉ系の晶出物や析出物が生成したり、Ｔｉの偏析によるＴｉ濃度の不均一化が生じたりする。これらは、孔あき腐食の起点となったり、孔あき腐食の進行を促進させたりするので、鋼板の耐孔あき腐食性を著しく劣化させる。

このため、耐孔あき腐食性を向上させるには、これらの粗大なＴｉ系の晶出物や析出物の生成やＴｉ濃度の不均一化を防げばよい。しかし、Ｔｉを多量に添加する以上、これらを完全に防ぐことは困難である。

本発明者らは、孔あき腐食の律速となるのが、腐食の起点の発生や腐食初期段階における腐食の進行であることに着目した。そして、鋼板表層部において粗大なＴｉ系の晶出物や析出物の生成やＴｉ濃度の不均一化を抑制することによって鋼板の耐孔あき腐食性を向上させることを着想した。ここで、鋼板表層部における粗大な介在物も粗大なＴｉ系の晶出物や析出物と同様に孔あき腐食を促進する作用を有するので、これらをあわせて低減することを着想した。

その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度を５０個／ｍｍ^２以下と抑制することにより鋼板の耐孔あき腐食性が著しく向上することを知見した。

また、このように、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度を５０個／ｍｍ^２以下とするには、連続鋳造工程において、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を１トン／分以上６トン／分以下、スラブ表層部における平均凝固速度を５℃／秒以上とし、熱間圧延工程において、スラブを加熱炉に装入して１１００℃以上の温度で３０分間以上保持し、加熱炉抽出から１０分間以内に７５０℃以上の温度域で圧延を完了し、その後５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して巻き取ることが有効であることを知見した。

さらに、鋼板表層部におけるＴｉ濃度の不均一化の指標である、Ｔｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）について下記式（１）を満足させること、さらに好ましくは下記式（２）を満足させることにより、鋼板の耐孔あき腐食性が一層向上することを知見した。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦６．０ ・・・・・・・（１）
１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｘ）≦４．０ ・・・・・・・（２）
そして、上記式（１）を満足させるには、連続鋳造工程において、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことが有効であること、上記式（２）を満足させるには、さらに鋼組成としてＢｉを含有させることが有効であることを知見した。

さらに、腐食の起点の発生や腐食初期段階における腐食の進行を抑制するという観点から検討した結果、鋼板の表面粗さを小さくして腐食を均一に進行させることにより耐孔あき腐食性を向上させることを着想し、鋼板の表面粗さＲｚを１５μｍ以下とすることにより、耐孔あき腐食性がさらに向上することを知見した。

そして、鋼板の表面粗さＲｚを１５μｍ以下とするには、連続鋳造工程において、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有する連続鋳造用モールドフラックスを用いれば、熱間圧延工程におけるデスケーリング性が向上し、スケールに起因する鋼板表面の凹凸が減少させることができるので極めて有効であることを知見した。

本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。
本発明は、Ｃ：０．０１％以上０．３５％以下（以下、特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０１％以上０．２５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するとともに、鋼板表面から板厚方向５０μｍ深さ位置までの鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする熱延鋼板である。

この本発明に係る熱延鋼板では、鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、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％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。

これらの本発明に係る熱延鋼板では、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た１種または２種以上を含有することが好ましい。

これらの本発明に係る熱延鋼板では、鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（１）を満足することが好ましい。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦６．０ ・・・・・・・（１）
これらの本発明に係る熱延鋼板では、鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉを０．１％以下含有するとともに、比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（２）を満足することが好ましい。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｘ）≦４．０ ・・・・・・・（２）
これらの本発明に係る熱延鋼板では、表面粗さＲｚが１５μｍ以下であることが好ましい。

別の観点からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする熱延鋼板の製造方法である。
（Ａ）上述した本発明に係る熱延鋼板の鋼組成を有する溶鋼を、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を１トン／分以上６トン／分以下とし、さらに、スラブ表面からスラブ厚方向の０．０５ｍｍ×（スラブ厚（ｍｍ）／製品厚（ｍｍ））深さ位置のスラブ表層部における平均凝固速度を５℃／秒以上とする連続鋳造法によりスラブとする連続鋳造工程；
（Ｂ）スラブを加熱炉に装入して１１００℃以上の温度で３０分間以上保持し、加熱炉から抽出したスラブに、加熱炉抽出から１０分間以内に７５０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；および
（Ｃ）熱延鋼板を、熱間圧延の完了後５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して７００℃以下の温度域で巻き取る冷却および巻取工程。

この本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、連続鋳造工程において、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことが好ましい。
さらに、これらの本発明に係る熱延鋼板の製造方法では、連続鋳造工程において、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有する連続鋳造用モールドフラックスを用いることが好ましい。

本発明に係る熱延鋼板は、高強度で優れた耐孔あき腐食性を有し、安価に製造できる。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、特に自動車のシャーシ、バンパ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。

以下、本発明に係る熱延鋼板およびその製造方法を実施するための最良の形態を、具体的に説明する。
はじめに、本発明に係る熱延鋼板の鋼組成を限定する理由を説明する。
（Ａ）鋼組成
［Ｃ：０．０１％以上０．３５％以下］
Ｃは、高強度化に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満ではその効果が小さい。したがって、Ｃ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％超では、溶接性の劣化が著しくなる。さらに、例えばパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等の第２相の増加により加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。

［Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下］
Ｓｉは、高強度化に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではその効果が小さい。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、化成処理性の低下を招いたり、島状スケール疵と呼ばれる表面不良が著しくなったりする。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。

［Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下］
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満ではその効果が小さい。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％未満である。

［Ｐ：０．３％以下］
Ｐは、靱性を劣化させる好ましくない元素である。したがって、Ｐ含有量は０．３％以下とする。好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。

［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓは、靭性を低下させる好ましくない元素である。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。

［Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下］
Ａｌは、フェライトの生成を促し、加工性を向上させるのに有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満ではその効果が小さい。したがって、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ａｌ含有量が２．０％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．０％以下である。

［Ｎ：０．０１％以下］
Ｎは、Ｔｉと結合して窒化物を形成する。Ｎ含有量が０．０１％超では粗大なＴｉＮが析出して靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。

［Ｔｉ：０．０１％以上０．２５％以下］
Ｔｉは、本発明において重要な元素である。比較的安価な元素でありながら、析出強化により効果的に鋼板を高強度化できる。Ｔｉ含有量が０．０１％未満ではその効果が小さい。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２５％超では、粗大なＴｉ系晶出物とＴｉ系炭窒化物などを多量に生成してしまい、耐孔あき腐食性および靭性が著しく劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。

次に、任意元素について説明する。
［Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、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％以下からなる群から選択される１種または２種以上］
Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、いずれも焼入性を向上させることによって高強度化に寄与する任意元素である。したがって、これらの任意元素を含有させることにより鋼板の強度を一層高めることができる。これらの任意元素は、２種以上の元素を複合して含有させてもそれぞれの作用が失われることはない。しかしながら、Ｖについては０．５％を、Ｎｂについては０．１％、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについては１．０％を、Ｂについては０．０１％を、それぞれ超えて含有させても上記効果は飽和してしまい、いたずらにコストが嵩むばかりである。したがって、これらの元素を含有させる場合には、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、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％以下として、１種または２種以上を含有させるとよい。

この場合に、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてはそれぞれ０．００１％以上含有させることにより、Ｂについては０．０００１％以上含有させることにより、上記効果をより確実に得ることができるので、これらを下限とすることが好ましい。

［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択される１種または２種以上］
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、いずれも、硫化物、酸化物等の介在物を球状化し、これらの介在物による延性の低下を抑制する作用を有する元素である。したがって、これらの元素を含有させることにより、鋼板の延性を一層向上させることができ、２種以上の元素を含有させても、それぞれの作用が失われることはない。

しかしながら、ＲＥＭについては０．１％を、ＭｇおよびＣａについては０．０１％を、それぞれ超えて含有させても上記効果は飽和してしまい、いたずらにコストが嵩むばかりである。したがって、これらの元素を含有させる場合には、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以下として、１種または２種以上を含有させるとよい。この場合には、ＲＥＭについては０．０００１％以上含有させることにより、ＭｇおよびＣａについては０．０００１％以上含有させることにより、上記効果をより確実に得ることができるので、これらを下限とすることが好ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよ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。

［Ｂｉ：０．１％以下］
Ｂｉは、溶鋼の凝固過程において凝固の核となり、デンドライトアーム間隔を小さくする効果がある。その結果、デンドライト樹間での成分濃化、言い換えれば、偏析を抑制する効果がある。Ｔｉのように偏析しやすい元素を含有する場合には、偏析を抑制するうえで特に効果的である。したがって、本発明においてＴｉの偏析を抑制する場合にＢｉは重要な成分となる。しかしながら、Ｂｉ含有量を０．１％超とすると、介在物を形成して加工性を劣化させる場合がある。したがって、Ｂｉを含有させる場合にはその含有量は０．１％以下とする。上記効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。

上記以外の組成は、Ｆｅおよび不純物である。
（Ｂ）介在物、晶出物および析出物
Ｔｉ添加型熱延鋼板において、良好な耐孔あき腐食性を確保するために、鋼板表面から板厚方向５０μｍ深さ位置までの鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度を５０個／ｍｍ^２以下とする。

ここで、鋼板表面から板厚方向５０μｍ深さ位置までの鋼板表層部における介在物、晶出物および析出物を規定したのは、孔あき腐食の抑制には腐食起点の発生および腐食初期段階における腐食進行を抑制することが重要であり、鋼板表層部における介在物、晶出物および析出物は、孔あき腐食の腐食起点の発生および腐食初期段階における腐食進行に大きな影響を及ぼすからである。

すなわち、粗大な介在物、晶出物および析出物が存在すると、それらとＦｅとの界面において腐食の発生および進行が生じ易くなるので、鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２を超えると、孔あき腐食の腐食起点が多くなるばかりか、腐食初期段階における腐食進行が助長される。

したがって、鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度を５０個／ｍｍ^２以下とする。
上記数密度が低いほど耐孔あき腐食性が向上するので、耐孔あき腐食性の観点からは上記数密度の下限を規定する必要はない。しかし、鋼板表層部における介在物、晶出物および析出物の低減には操業効率の低下やコストの上昇を伴うため、このような観点から上記数密度を０．０１個／ｍｍ^２以上とすることが好ましい。

上記介在物は、主に連続鋳造工程においてスラブに捕捉されるアルミナ系介在物、ＣａＯ系介在物、ＳｉＯ_２系介在物であり、上記晶出物や析出物は、ＴｉＮやＴｉ系の炭窒化物であるＴｉ（Ｎ、Ｃ）などである。
（Ｃ）Ｔｉの濃度分布
鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（１）を満足することが好ましい。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦６．０ ・・・・・・・（１）
Ｔｉ濃度分布が不均一であると、鋼板の腐食が均一に進行せず、Ｔｉ濃度の低い部分において選択的に腐食が進行してしまう。このため、鋼板表層部におけるＴｉ濃度分布が不均一であると、孔あき腐食の初期段階における腐食進行が助長されてしまい、耐孔あき腐食性が劣化する。

この比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）を６．０以下とすることにより、Ｔｉ濃度分布の不均一性に起因する耐孔あき腐食性の劣化を抑制することができる。したがって、上記比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）について上記式（１）を満足させることが好ましい。上記比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）について下記式（２）を満足させることがさらに好ましい。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦４．０ ・・・・・・・（２）
（Ｄ）鋼板表面粗さ
鋼板の表面粗さＲｚは１５μｍ以下とすることが好ましい。鋼板の表面粗さが粗い場合、特にＲｚで１５μｍを超えると、孔あき腐食の腐食初期段階における腐食進行が著しくなる。これは、鋼板表面の凹凸が大きくなると、その凹部に腐食液体が溜まりやすくなり、耐孔あき腐食の進行が促進されるためである。鋼板の表面粗さが小さいほど耐孔あき腐食性が向上するので、耐孔あき腐食性の観点からは鋼板の表面粗さＲｚの下限を規定する必要はない。しかし、鋼板の表面粗さＲｚが４μｍ未満になると耐孔あき腐食性に及ぼす鋼板の表面粗さの影響がほとんどなくなるので、鋼板の表面粗さＲｚを４μｍ以上とすることが操業効率およびコストの観点から好ましい。
（Ｅ）金属組織
本発明は、Ｔｉを添加することに伴う耐孔あき腐食性を向上させることを目的とするものであるから、金属組織は特に規定しない。所望の特性に合わせて好適な金属組織を適宜選択すればよい。

例えば、伸び加工性を重視する場合には、フェライト主体の組織にするのが好ましく、所望の強度を得るために、パーライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトなどを第２相として適宜選択すればよい。

また、穴広げ加工性、伸びフランジ加工性、曲げ加工性を重視する場合には、フェライトまたはベイナイトの単相組織、あるいは、フェライトと硬度差の少ない組織、たとえばベイナイトなどを選択するのが好ましい。
（Ｆ）製造条件
鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度を５０個／ｍｍ^２以下とするには、
連続鋳造工程において、上記鋼組成を有する溶鋼を、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を１トン／分以上６トン／分以下とし、さらに、スラブ表面からスラブ厚方向の０．０５ｍｍ×（スラブ厚（ｍｍ）／製品厚（ｍｍ））深さ位置のスラブ表層部における平均凝固速度を５℃／秒以上とする連続鋳造法によりスラブとし、
次に、熱間圧延工程において、得られたスラブを加熱炉に装入して１１００℃以上の温度で３０分間以上保持し、加熱炉から抽出したスラブに、加熱炉抽出から１０分間以内に７５０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
さらに、冷却および巻取工程において、得られた熱延鋼板を、熱間圧延の完了後５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して７００℃以下の温度域で巻き取ること
が有効である。

連続鋳造工程における単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６トン／分超では、溶鋼の流動が過大となるため、介在物がスラブ表層近傍に捕捉され易くなり、鋼板表層部における大型介在物が増加してしまう。一方、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が１トン／分未満では、連続鋳造過程における温度降下が大きくなるため、凝固殻の先端部の爪が伸びたり介在物が浮上し難くなったりして、介在物がスラブ表層近傍に捕捉され易くなり、鋼板表層部における大型介在物が増加してしまう。したがって、連続鋳造工程における単位時間当たりの溶鋼鋳込み量は、１トン／分以上６トン／分以下とすることが好ましい。

また、スラブ表面からスラブ厚方向の０．０５ｍｍ×（スラブ厚（ｍｍ）／製品厚（ｍｍ））深さ位置のスラブ表層部における平均凝固速度が５℃／秒未満では、液相線温度〜固相線温度間で晶出するＴｉＮが粗大となり、鋼板表層部における大型晶出物が増加してしまう。したがって、上記平均凝固速度は５℃／秒以上とすることが好ましい。上記平均凝固速度が大きいほど鋼板表層部における大型晶出物の生成を抑制できるので、上記平均凝固速度の上限を規定する必要はない。しかし、上記平均凝固速度が過大であるとスラブの表面割れを誘発する可能性が高まるので、このような観点からは上記平均凝固速度を１００℃／秒以下とすることが好ましい。

ここで、「スラブ表層部における平均凝固速度」とは、スラブ表面からスラブ厚方向の０．０５ｍｍ×（スラブ厚（ｍｍ）／製品厚（ｍｍ））深さ位置まで、スラブ厚方向に１ｍｍピッチで測定した凝固速度を平均したものである。また、「凝固速度」とは、溶鋼が凝固する際の液相線温度〜固相線温度間での冷却速度であり、各測定位置におけるデンドライト２次アーム間隔から求めることできる。

熱間圧延工程において、スラブを加熱炉に装入して保持する温度が１１００℃未満であったり、保持する時間が３０分間未満であったりすると、連続鋳造後の凝固後のスラブ段階で析出した粗大なＴｉ（Ｎ、Ｃ）の再固溶が十分に進行せず、鋼板表層部における大型析出物が増加してしまう。したがって、熱間圧延工程において、スラブを加熱炉に装入して１１００℃以上の温度で３０分間以上保持することが好ましい。

上記保持温度が高いほど、また、上記保持時間が長いほど、鋼板表層部における大型析出物の再固溶を促進できるので、上記保持温度や上記保持時間の上限を規定する必要はない。しかし、上記保持温度が高すぎると操業コストが嵩み、上記保持時間が長すぎると操業効率が低下する。したがって、このような観点からは、上記保持温度を１３２０℃以下、上記保持時間を１０時間以下とすることが好ましい。

熱間圧延工程における、加熱炉抽出から熱間圧延完了までの時間が１０分間超であったり、熱間圧延完了温度が７５０℃未満であったり、あるいは、冷却および巻取工程における、熱間圧延完了から巻取までの平均冷却速度が５℃／秒未満であったり、巻取温度が７００℃超であったりすると、スラブを加熱炉に装入して再固溶させたＴｉ（Ｎ、Ｃ）が再析出して粗大化してしまい、鋼板表層部における粗大な析出物が増加する。

したがって、加熱炉から抽出したスラブには、加熱炉抽出から１０分間以内に７５０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板に、熱間圧延の完了後５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して７００℃以下の温度域で巻き取ることが好ましい。

ここで、加熱炉抽出から熱間圧延完了までの時間が短いほどＴｉ（Ｎ、Ｃ）の再析出を抑制することができるので、上記時間の下限を規定する必要はない。しかし、上記時間を著しく短縮するには圧延機の圧下力を増強する必要が生じてしまい、設備コストの増加を招く。したがって、このような観点から上記時間は３０秒間以上とすることが好ましい。

また、熱間圧延完了温度が高いほどＴｉ（Ｎ、Ｃ）の再析出を抑制することができるので、熱間圧延完了温度の上限を規定する必要はない。しかし、熱間圧延完了温度の高温化はスケール疵を誘発する可能性を高める。したがって、このような観点から熱間圧延完了温度を１０５０℃以下とすることが好ましい。

また、熱間圧延完了から巻取までの平均冷却速度が大きいほどＴｉ（Ｎ、Ｃ）の再析出を抑制することができるので、上記平均冷却速度の上限を規定する必要はないが、工業的製造プロセスにおいては通常２０００℃／秒以下である。

なお、巻取温度は、所望の特性に合わせた好適な第２相組織に応じて、適宜選択すればよい。例えば、第２相としてパーライト組織を得るには５８０℃以上７５０℃以下、ベイナイト組織を得るには３５０℃以上５８０℃未満、マルテンサイト組織を得るには室温以上３５０℃未満とすればよい。

また、熱間圧延完了から巻取までの冷却は、５℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以下の温度域まで冷却するものであればよく、途中で冷却を停止し、放冷し、その後冷却するものであっても構わない。

鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（１）を満足するようにするには、連続鋳造工程において、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことが有効である。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦６．０ ・・・・・・・（１）
さらに、上記比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（２）を満足するようにするには、上記移動磁場による攪拌に加えて、鋼組成としてさらにＢｉを０．１％以下含有させることが有効である。

１．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｘ）≦４．０ ・・・・・・・（２）
連続鋳造工程において、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことにより、スラブ表層部におけるＴｉの成分偏析が抑制される。これにより、上記比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）を低下させることができる。

ここで、移動磁場による溶鋼の攪拌は、鋳型から２０ｍｍ位置における流速が５ｃｍ／秒以上１００ｃｍ／秒以下となるように行うことが好ましい。上記流速が５ｃｍ／未満ではＴｉの成分偏析抑制作用が十分でない場合があり、１００ｃｍ／秒超ではパウダーの巻き込みにより介在物が増加する場合があるからである。上記流速は、１０ｃｍ／秒以上６０ｃｍ／秒以下となるように行うことがさらに好ましい。上記流速は、例えばカルマン渦式流量計を用いて測定することができる。

上記移動磁場による攪拌に加えて、鋼組成としてＢｉを０．１％以下含有させると、スラブ表層部におけるＴｉの成分偏析がより一層抑制される。これにより、上記比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）をさらに低下させることができる。

表面粗さＲｚを１５μｍ以下とするには、連続鋳造工程において、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有する連続鋳造用モールドフラックスを用いることが有効である。

モールドフラックスにＰ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有させると、高温域で鋼材の表面に形成されるスケール中のファイアライト層にこれら酸化物が濃化し、ファイアライトの融点を降下させる。これにより、熱間圧延工程におけるデスケーリング性が向上し、スケールに起因する鋼板表面の凹凸を低減させることができる。

モールドフラックスにおけるＰ_２Ｏ_５濃度は０．５％以上４．０％以下、Ｂ_２Ｏ_３濃度は１．０％以上８．０％以下とすることが好ましい。これらの含有量がそれぞれの規定範囲よりも少ない場合には、ファイアライトの融点を下げる作用が十分に得られない場合があり、これらの含有量がそれぞれの規定範囲よりも多い場合には、モールドフラックスの物性に与える影響が顕著となり、モールドフラックスの物性調整が困難となるからである。

なお、スラブ割れ防止、鋳型とスラブ凝固シェルとの潤滑の観点からは、モールドフラックスのＣａＯ／ＳｉＯ_２濃度比を０．６以上２．０以下、凝固温度を１０５０℃以上１２８０℃以下とすることが好ましい。

このように、本実施の形態により、３９０ＭＰａ以上の高い強度と優れた耐孔あき腐食性とを有する熱延鋼板を安価に製造できるため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車のシャーシ、バンパーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な熱延鋼板が提供される。

次に、実施例を参照しながら、本発明をさらに具体的に説明する。
表１に示す鋼組成を有する溶鋼を、試験転炉を用いて溶製し、試験連続鋳造機によりスラブとした。

連続鋳造工程におけるスラブ表層部の凝固速度の変更は、鋳型内の冷却水量を調整することにより行った。スラブ表層部における平均冷却速度は、スラブ表面からスラブ厚方向に１ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔を測定し、各位置における凝固速度を算出し、これらを平均することにより求めた。

連続鋳造用モールドフラックスは、凝固温度１２００℃、ＣａＯ／ＳｉＯ_２濃度比１．２のものを使用した。また、Ｐ_２Ｏ_５：２．０％および／またＢ_２Ｏ_３:４．０％を含有させたものと、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３を添加しないものを使用した。

一部の供試材については、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施した。移動磁場による溶鋼の攪拌は、鋳型から２０ｍｍ位置における流速が２５ｃｍ／秒となる条件で行った。

このようにして得られたスラブに、試験熱間仕上圧延機を用いて熱間圧延を施し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。
次いで、得られた熱延鋼板について、試験用の酸洗設備にてスケール除去を行った。
これらの製造条件を表２に示す。

このようにして得られた熱延鋼板から圧延直角方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。

また、圧延方向に平行な板厚方向断面を観察し、鋼板表層部に存在する粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の個数をカウントした。
上記観察は、走査型電子顕微鏡を用いて、倍率２０００倍で１００視野を実施した。そして、それらの合計個数を算術計算し数密度（個／ｍｍ^２）を求めた。

ここで、介在物、晶出物および析出物の粒径は、介在物、晶出物および析出物を画像解析することでそれらの実面積を求め、この面積を円に置き換え、その円の直径を算出することにより得られた値を粒径とした。

さらに、鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）は、ＧＤＳ（グロー放電分光分析）にて測定した。各試料について異なる５箇所の位置について測定を行い、得られたＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）から比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）を算出した。

さらに、鋼板表面の粗さを、ＪＩＳ Ｂ ０６０１に準じてＲｚを測定した。
さらに、得られた各熱延鋼板を酸腐食試験に供した。
腐食試験は、７０×１５０ｍｍの試験片を切り出し、端面および裏面をシールし、複合腐食試験（ＣＣＴ）を実施した。試験条件は、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に準じた３５℃の塩水噴霧試験を３時間、常温の乾燥試験を２時間、５０℃で湿度９５％以上の湿潤試験を６時間の合計１２時間を１サイクルとして６０サイクル行った。

腐食生成物を除去したうえ、最大侵食深さ（ｍｍ）および腐食減量（ｇ）を測定し、耐孔あき腐食性の評価とした。
各測定結果を表３に示す。

本発明鋼である供試材Ｎｏ．１〜１５は、鋼板表層部において粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２以下であるため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．１０〜０．３８ｍｍ、ＣＣＴ後の腐食減量（ｇ）が２．０〜７．２ｇとなり、耐孔あき腐食性が良好であった。

その中で、鋳型内における移動磁場による溶鋼の攪拌を実施した供試材Ｎｏ．１、３、５、７、９および１２〜１５は、鋼板表層部における比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が２．０〜５．４となり、Ｔｉの偏析が抑制されたため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．１０〜０．２７ｍｍ、腐食減量（ｇ）が２．０〜４．８ｇと耐孔あき腐食性がさらに良好であった。

さらに、その中で、Ｂｉを含有させ、鋳型内における移動磁場による溶鋼の攪拌を実施した供試材Ｎｏ．１２〜１５は、鋼板表層部における比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が２．０〜３．２となり、Ｔｉの偏析がさらに抑制されたため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．１０〜０．１７ｍｍ、腐食減量（ｇ）が２．０〜２．９ｇと耐孔あき腐食性が著しく良好であった。

さらにその中で、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有する連続鋳造用モールドフラックスを用いて鋳造したＮｏ．１３および１５は、鋼板表面粗さＲｚが７μｍと小さく、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．１０ｍｍ、腐食減量（ｇ）が２．０ｇと最も耐孔あき腐食性が良好であった。

これに対し、供試材Ｎｏ．１６〜３１は比較例である。
供試材Ｎｏ．１６および２３は、連続鋳造をする際、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６トン／分超であった。その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５０ｍｍと０．５４ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１０．０ｇと１１．７ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．１７および２４は、連続鋳造をする際、スラブ表層部における平均凝固速度が５℃／秒未満であった。その結果、鋼板表層部において粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５２ｍｍと０．５３ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１１．２ｇと１０．８ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．１８および２５は、加熱炉でのスラブ加熱温度が１１００℃未満であった。その結果、鋼板表層部において粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５５ｍｍと０．５１ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１３．１ｇと１２．５ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．１９および２６は、加熱炉でのスラブ加熱時間が３０分間未満であった。その結果、鋼板表層部において粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５６ｍｍと０．５４ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１５．６ｇと１２．１ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２０および２７は、加熱炉抽出から熱間圧延を完了までの時間が１０分間を超えていた。その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５２ｍｍと０．５４ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１１．４ｇと１２．３ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２１および２８は、熱間圧延の完了温度が７５０℃未満であった。その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５４ｍｍと０．６０ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１２．０ｇと１４．１ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

供試材Ｎｏ．２２および２９は、熱間圧延完了から巻き取りまでの平均冷却速度が５℃／秒未満であった。 その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５２ｍｍと０．５８ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１０．６ｇと１２．５gとなり耐孔あき腐食性が劣化した。

供試材Ｎｏ．２３および３０は、巻取温度が７００℃超であった。その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５４ｍｍと０．５４ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１１．７ｇと１１．９ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

さらに、供試材Ｎｏ．３１は、Ｔｉの含有量が０．３％と本発明の範囲外であった。その結果、鋼板表層部における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２超となった。このため、ＣＣＴ後の最大侵食深さが０．５５ｍｍ、腐食減量（ｇ）が１２．０ｇとなり、耐孔あき腐食性に劣っていた。

本発明の鋼板は、高強度で耐孔あき腐食性に優れている。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、特に自動車のシャーシ、バンパ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。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、Ｐ：０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０１％以上０．２５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するとともに、鋼板表面から板厚方向５０μｍ深さ位置までの鋼板表層部の板厚方向断面における粒径５μｍ以上の介在物、晶出物および析出物の合計の数密度が５０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする熱延鋼板。
2. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、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％以下からなる群から選ばれた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に記載の熱延鋼板。
3. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、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た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または請求項２に記載の熱延鋼板。
4. 前記鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。
   １．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）≦６．０ ・・・・・・・（１）
5. 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉを０．１％以下含有するとともに、前記鋼板表層部の板厚方向断面におけるＴｉの質量濃度の最大値（Ｔｉ_ｍａｘ）と最小値（Ｔｉ_ｍｉｎ）との比（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｎ）が下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。
   １．０≦（Ｔｉ_ｍａｘ／Ｔｉ_ｍｉｘ）≦４．０ ・・・・・・・（２）
6. 表面粗さＲｚが１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の熱延鋼板。
7. 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする熱延鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の鋼組成を有する溶鋼を、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を１トン／分以上６トン／分以下とし、さらに、スラブ表面からスラブ厚方向の０．０５ｍｍ×（スラブ厚（ｍｍ）／製品厚（ｍｍ））深さ位置のスラブ表層部における平均凝固速度を５℃／秒以上とする連続鋳造法によりスラブとする連続鋳造工程；
   （Ｂ）前記スラブを加熱炉に装入して１１００℃以上の温度で３０分間以上保持し、前記加熱炉から抽出したスラブに、加熱炉抽出から１０分間以内に７５０℃以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；および
   （Ｃ）前記熱延鋼板を、前記熱間圧延の完了後５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して７００℃以下の温度域で巻き取る冷却および巻取工程。
8. 前記連続鋳造工程において、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に移動磁場による攪拌を施すことを特徴とする請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法。
9. 前記連続鋳造工程において、Ｐ_２Ｏ_５およびＢ_２Ｏ_３の１種または２種を含有する連続鋳造用モールドフラックスを用いることを特徴とする請求項７または請求項８に記載の熱延鋼板の製造方法。