JP6620446B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱延鋼板、特に酸洗性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関する。

近年、自動車の軽量化および衝突安全性を両立するため、自動車への高強度鋼板の適用が進んでいる。高強度鋼板は、強度を確保するためにＳｉやＭｎといった易酸化性元素を比較的多く含有することが多い。

このようなＳｉやＭｎを多く含む鋼板では、熱間圧延工程において内部酸化層と呼ばれる異常層がスケール直下の地鉄に生成する。内部酸化層は、酸化し易い元素であるＳｉあるいはＭｎが選択的に酸化されることによって、生じる。内部酸化層は、鋼板温度が高く、また高温にある時間が長いほど、厚く成長する。

内部酸化層は、酸洗での除去が難しく、酸洗工程において多大な工数を要するため、熱延鋼板の生産性を大幅に低下させる要因になる。さらに、内部酸化層が残存すれば、酸洗後の熱延鋼板の表面品位や溶接性の低下、さらには、この熱延鋼板を素材とする冷延鋼板の製造時に押疵等の発生をもたらすだけでなく、冷延鋼板の化成処理性やめっき性の劣化の要因にもなる。

特許文献１には、熱延鋼板を５３０〜５８０℃という比較的低温域で巻取ることにより内部酸化層の生成を抑制することが開示されている。しかし、巻取り温度の範囲が限定されれば熱延鋼板として狙いの組織を作り込んで目標の機械特性を得ることが困難になり、熱延鋼板の用途が限定される。さらに冷延鋼板の母材である熱延鋼板の場合には、このような低温での巻取りでは熱延鋼板の強度が高くなり過ぎ、冷間圧延性が悪化する。

特許文献２には、熱間圧延後または巻取り後の鋼板に対して、酸素濃度を低減した雰囲気中で熱処理または冷却処理を行うことにより、内部酸化層の発生を抑制することが開示されている。しかし、特許文献２により開示された発明を実施するには、雰囲気制御が可能な熱処理設備が新たに必要となり、設備コストの上昇が避けられない。

さらに、特許文献３には、熱間圧延後の熱延鋼板に対して、巻取り前にデスケーリングを実施して表面のスケールを除去することによってコイル冷却中における内部酸化層の生成に利用される酸素供給源を低減し、これにより、内部酸化層が低減することが開示されている。しかし、特許文献３により開示された発明を実施するには、熱間加工後にデスケーリング装置を配置する必要があり、特許文献２により開示された発明と同様に設備コストの上昇が避けられない。

特表２０１０−５３５９４６号公報 特開２０１２−０３６４８３号公報 特開２０１３−２１６９６１号公報

本発明は、従来の技術が有するこのような課題に鑑みてなされたものであり、ＳｉやＭｎを比較的多く含有する高強度の熱延鋼板の内部酸化層の発生を抑制して、酸洗性に優れた熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、以下に列記の知見Ａ〜Ｃを得て、本発明を完成した。

（Ａ）熱延鋼板の内部酸化層は、熱間圧延中に生成したスケールが巻取り後のコイル内で酸素供給源となって熱延鋼板（地鉄）の内部に酸素が供給されることにより、生成する。

（Ｂ）熱延鋼板をコイルに巻取る前の段階で、熱延鋼板（地鉄）とスケールとの界面に酸素の移動を阻害するバリア層が生成されていれば、巻取り後のスケールから地鉄への酸素の供給を抑制でき、内部酸化層の生成を抑制できる。

（Ｃ）上記知見Ｂに基づき、各種元素を含有させた鋼を用いて鋭意実験を行った結果、熱延鋼板にＳｂ，Ｓｎ，Ｔｅなどの元素を適正量含有させることにより、これらの元素が熱間圧延中にスケールと地鉄との界面に濃化して濃化層（バリア層）を形成し、これにより、熱延鋼板の内部酸化層の生成を抑制できる。

本発明は、以下に列記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上：総量で０．０１０〜０．３％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、内部酸化層の厚みが５μｍ以下であり、該内部酸化層の上層としてＳｂ、ＳｎおよびＴｅの濃化層を有するとともに、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。

（２）前記濃化層の上に、厚さが７．３３×１０^−３×｛１００／（Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの総含有量（質量％））−１｝μｍ以上２０μｍ以下であるスケールを有する１項に記載された熱延鋼板。

（３）前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する１項または２項に記載された熱延鋼板。

（４）前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下およびＶ：０．３％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する１項から３項までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。

（５）前記化学組成は、さらに、Ｂ：０．１質量％以下を有する１項から４項までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。

（６）前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する１項から５項までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。

（７）スラブに粗圧延機および仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を行って熱延鋼板を製造する際に、前記仕上げ圧延機を用いる仕上圧延において１０５０℃以上でデスケーリングを行い、該仕上圧延の終了後に下記（１）式により定められる時間ｔ（秒）の空冷を行った後に、冷却することを特徴とする２項から６項までのいずれか１項に記載された熱延鋼板の製造方法。
６．７１×１０^−７×ｅｘｐ｛１．６９×１０^４／（ＦＴ＋２７３）｝≦ｔ・・・（１）
ＦＴ：仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度（℃）

本発明によれば、設備コストの上昇を伴うことなく、ＳｉやＭｎを比較的多量に含有する高強度の熱延鋼板の内部酸化層の発生を抑制でき、これにより、熱延鋼板の生産性を向上できるだけではなく、酸洗後の熱延鋼板の表面品位や溶接性の向上、さらには、この熱延鋼板を素材とする冷延鋼板の製造時に押疵等の抑制や、冷延鋼板の化成処理性やめっき性の向上を図ることができる。

以下、本発明に係る酸洗性に優れた熱延鋼板およびその製造方法を説明する。以降の説明では、特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する。

１．本発明に係る熱延鋼板
（１）化学組成
化学組成を説明する。はじめに必須元素を説明する。

（１−１）Ｃ：０．０４〜０．６％
Ｃは、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満では、自動車用として求められる強度を確保できない。一方、Ｃ含有量が０．６％超となると溶接性の確保が困難になる。したがって、Ｃ含有量は０．０４％以上０．６％以下とする。自動車用鋼板の高強度化のニーズより、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。また、熱延鋼板を酸洗後に冷間圧延を施して用いる場合は、熱延鋼板が硬くなり過ぎるため、Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２２％である。

（１−２）Ｓｉ：０．０１〜３．０％
Ｓｉは、強化元素であり、熱延鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、鉄系炭化物の生成や粗大化の抑制を通じて、強度および成形性を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であるとこの効果を得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、内部酸化層が顕著に成長して熱延鋼板の表面性状が低下するとともに、熱延鋼板が脆化して延性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上３．０％以下とする。同様の観点からＳｉ含有量の好ましい範囲は０．０５％以上２．０％以下である。

（１−３）Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、強化元素であり、熱延鋼板の強度を上昇させることに有効である。Ｍｎ含有量が０．１％未満ではこの効果を得られない。一方、Ｍｎ含有量が５．０％を超えると、Ｐ，Ｓとの共偏析を助長して加工性の著しい劣化を招く。このため、Ｍｎ含有量は０．１％以上５．０％以下とする。同様の観点から、Ｍｎ含有量の上限は４．５％であることが好ましい。

（１−４）Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、熱延鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０１％以下である。Ｐの下限値は、特に定める必要はないが、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製鋼コストが増加して経済的に不利になるので、現実的には、０．０００１％がＰ含有量の実質的な下限である。

（１−５）Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、溶接性と、連続鋳造時および熱間圧延時の製造性とに悪影響を及ぼす元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、曲げ性や穴拡げ性を阻害する元素でもある。さらに、Ｓは、Ｍｎと結び付いて粗大なＭｎＳを形成することから、熱延鋼板の曲げ性や穴拡げ性を劣化させるため、できるだけ少なくする必要がある。Ｓ含有量が０．０５％を超えると、上記悪影響と阻害が顕著になるので、Ｓ含有量は、０．０５％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。Ｓ含有量の下限は、特に定める必要はないが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製鋼コストが増加して経済的に不利になるので、現実的には、０．０００１％がＳ含有量の実質的な下限である。

（１−６）Ａｌ：０．００１〜２．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、鉄系炭化物の生成や粗大化の抑制に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤としても活用可能な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、これらの効果が発現しないので、Ａｌ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物の個数が増加して、熱延鋼板の曲げ性の劣化や表面傷の原因になるので、Ａｌ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは１．５％以下である。

（１−７）Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させる元素であり、また、溶接時のブローホール発生の原因になる元素である。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、熱延鋼板の曲げ性や穴拡げ性の劣化が顕著となり、また、熱延鋼板の溶接時にブローホールが発生するので、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量の下限は、特に定める必要はないが、Ｎ含有量を０．０００５％未満にすると、製鋼コストの大幅な増加を招くので、現実的には、０．０００５％がＮ含有量の実質的な下限である。

（１−８）Ｏ：０．０１％以下
Ｏは、酸化物を形成して熱延鋼板の伸び、曲げ性さらには穴拡げ性を劣化させる元素である。特に、酸化物が打抜き端面または切断面に介在物として存在すると、切欠き状の傷や粗大なディンプルを形成し、穴拡げ時や強加工時に応力集中を招いて亀裂が発生し、穴拡げ性および／または曲げ性が大幅に低下する。Ｏ含有量が０．０１％を超えると、上記傾向が顕著となるので、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量は好ましくは０．００５％以下である。Ｏ含有量の下限は、特に定めないが、Ｏ含有量を０．０００１％未満にするには、過度の製鋼コスト高を招き、経済的に好ましくないので、現実的には、０．０００１％がＯ含有量の実質的な下限である。

（１−９）Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上：総量で０．０１０〜０．３％
Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅは、いずれも、本発明においても最も重要な元素である。これらの元素を総量で０．０１０％以上０．３％以下含有したうえで熱間圧延を行うと、これらの元素が、熱延鋼板の地鉄と成長するスケールとの界面に濃化して濃化層を形成し、この濃化層がバリア層として働いて内部酸化層の生成を抑制する。すなわち、本発明においては、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅは、内部酸化層の生成の抑制に効果的に作用する。

Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上の含有量が総量で０．０１０％未満であると、内部酸化層の生成を抑制する効果を実質的に得られない。一方、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上の含有量が総量で０.３％を越えると、熱間加工性や機械的性質に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上の含有量は総量で、０．０１０％以上０．３％以下であり、好ましくは０．０５％以上０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．１％以上０．２％以下である。

次に、任意添加元素を説明する。
（１−１０）Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は、いずれも、強化元素であり、焼入れ性の向上に寄与する。このため、これらの元素の１種を単独で、またはこれらの元素の２種以上を複合して、必要に応じて含有してもよい。

Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、鋳造時と熱間圧延時の製造性を阻害するので、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は好ましくは０．６％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためにはＭｏ含有量は、０．０１％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．０５％以上である。

Ｃｒ含有量が２．０％を超えると鋳造時と熱間圧延時の製造性を阻害するので、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは１．８％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．１０％以上である。

Ｎｉは、上記効果に加えてさらに、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。Ｎｉ含有量が２．０％を超えると鋳造時と熱間圧延時の製造性を阻害するので、Ｎｉ含有量は２．０％以下であり、好ましくは１．８％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．１０％以上である。

Ｃｕは、上記効果に加えてさらに、濡れ性の向上や合金化反応の促進に寄与する元素である。Ｃｕ含有量が２．０％を超えると鋳造時と熱間圧延時の製造性を阻害するので、Ｃｕ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは１．５％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．１０％以上である。

（１−１１）Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下およびＶ：０．３％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
これらの元素は、いずれも、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、および、再結晶の抑制による転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する。このため、これらの元素の１種を単独で、またはこれらの元素の２種以上を複合して、必要に応じて含有してもよい。

Ｎｂ含有量が０．３％を超えると炭窒化物の析出が多くなり、熱延鋼板の成形性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は、０．３％以下であり、好ましくは０．１％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。

Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、熱延鋼板の成形性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は、０．３％以下であり、好ましくは０．１％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。

Ｖ含有量が０．３％を超えると、炭窒化物の析出が多くなり、熱延鋼板の成形性が劣化する。このため、Ｖ含有量は、０．３％以下であり、好ましくは０．１％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｖ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．０１０％以上である。

（１−１２）Ｂ：０．１％以下
Ｂは、結晶粒界の強化や鋼の高強度化に有効な元素である。このため、Ｂを必要に応じて含有してもよい。Ｂ含有量が０．１％を超えると、上記効果が飽和してコストが上昇するばかりでなく、熱間圧延時の製造性を阻害するので、Ｂ含有量は、０．１％以下であり、好ましくは０．０１％以下である。一方、上記効果を確実に奏するためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上である。

（１−１３）Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、いずれも、鋼の脱酸に有効な元素である。このため、これらの元素の１種を単独で、またはこれらの元素の２種以上を複合して、必要に応じて含有してもよい。これらの元素それぞれの含有量は、０．０１％を超えると加工性を阻害するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。また、これらの元素の２種以上を複合して含有する場合にはその合計含有量は０．０４％以下であることが好ましい。一方、上記効果を確実に奏するためには、これらの元素それぞれの含有量は、０．０００５％以上であることが好ましく、さらに好ましくは０．００１０％以上である。また、これらの元素の２種以上を複合して含有する場合にはその合計含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。

なお、ＲＥＭは、ミッシュメタルで添加することが多い。ミッシュメタルは、ＬａやＣｅの他、ランタノイド系列の元素を含有する場合があるが、本発明では、不可避的不純物として、ＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含有してもよい。また、本発明では、本発明に係る熱延鋼板の特性を阻害しない範囲で金属ＬａやＣｅを含有してもよい。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

（２）内部酸化層
内部酸化層は、熱間圧延工程においてスケール直下の地鉄に生成する。内部酸化層は、酸化し易い元素であるＳｉあるいはＭｎが選択的に酸化されることによって、生じる。内部酸化層は、鋼板温度が高く、また高温にある時間が長いほど、厚く成長する。

本発明に係る熱延鋼板の内部酸化層の厚みは、５μｍ以下と従来の熱延鋼板よりも薄い。このため、熱間圧延後の酸洗性が良好であり、熱延鋼板の生産性を向上できるだけではなく、酸洗後の熱延鋼板の表面品位や溶接性の向上、さらには、この熱延鋼板を素材とする冷延鋼板の製造時に押疵等の抑制や、冷延鋼板の化成処理性やめっき性の向上を図ることができる。

本発明における内部酸化層の厚さ（μｍ）は、板幅方向を法線に有する断面（以下、Ｌ断面と称する。）を鏡面研磨し、観察面に対してＣ蒸着を行った後、観察面の表面近傍部分を、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ-ＳＥＭ）を用いて、観察面のうち任意の視野を１０００倍で撮影し、得られた画像において、スケールと地鉄との界面から内部酸化層の最下端までの距離を圧延方向に１０μｍ毎に求める測定を任意の３視野で行い、得られた距離の平均値として、求められる。なお、内部酸化層ではＳｉおよびＭｎの酸化物が地鉄中に生じているため、一般的なＳＥＭに標準的に搭載されている反射電子像により、スケールと、内部酸化層と、地鉄層（母相）とを容易に識別可能である。

（３）Ｓｂ，Ｓｎ，Ｔｅの濃化層
本発明に係る熱延鋼板は、内部酸化層の上層として、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｔｅの濃化層を有する。これらの元素の１種または２種以上を総量で０．０１０％以上０．３％以下含有したうえで熱間圧延を行うと、これらの元素が、熱延鋼板の地鉄と成長するスケールとの界面に濃化して濃化層を形成し、この濃化層がバリア層として働いて内部酸化層の生成を抑制する。

すなわち、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｔｅは、いずれも、鉄より酸化し難く、またスケール内部には固溶し難く、さらには地鉄内部にも固溶し難い元素である。この濃化層は、鋼板中に固溶していたＳｂ，Ｓｎ，Ｔｅが表層の酸化の進行に伴ってスケールと地鉄の界面に吐き出されることによって、生成される。

（４）スケール厚さｈ：７．３３×１０^３×｛１００／（Ｓｂ＋Ｓｎ＋Ｔｅ）−１｝μｍ以上
本発明に係る熱延鋼板は、略述すると、スラブに熱間圧延を行い、仕上圧延終了直後に式（１）で定められるｔ秒間の空冷を行った後、コイルに巻き取って冷却し、その後に巻き戻されて酸洗によるスケール除去を行われることにより、製造される。

酸洗によるスケール除去を行われる前の本発明に係る熱延鋼板のスケール厚さを説明する。

熱延鋼板の内部酸化を抑制するためのＳｂ，Ｓｎ，Ｔｅを含む濃化層を生成するためには、スケールの成長が必須である。このような地鉄とスケールとの界面に生成される濃化層は、鋼板中に固溶していたＳｂ，Ｓｎ，Ｔｅが表層の酸化の進行に伴いケールと地鉄の界面に吐き出されることによって、生成される。

本発明者らは、このスケールと地鉄との界面の層がＳｂ、Ｓｎ，Ｔｅによって構成された場合に、内部酸化層の生成が顕著に抑制されることを新たに見出した。その理由は明らかでないが、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｔｅによって構成された層が、スケール中の酸素が地鉄中に拡散への阻害として作用するためであると考えられる。

このスケールと地鉄との界面の濃化層は、たとえば電子線微小分析法（ＥＰＭＡ）によって鋼板断面において観察が可能である。濃化層が薄い場合、ＥＰＭＡの分解能によっては観察されないこともある。本発明者らは、外層スケールが成長すれば、地鉄およびスケール界面に濃化層を生成していることが予測し、検討を行った結果、スケール厚さと内部酸化層の生成に関して、次の（２）式に従う厚さｈ（μｍ）以上のスケールが生成した場合に、内部酸化が著しく抑制されることを知見した。

ｈ＞７．３３×１０^３×｛１００／（Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの総含有量（質量％））−１｝μｍ以上 ・・・（２）
このスケール厚さは、巻取り開始時またはその直前の値である。ただし、スケール厚さが２０μｍ超になると、内部酸化層がなくとも酸洗でのスケール剥離性が低下するため、スケール厚さは２０μｍ以下であることが好ましい。

スケールの厚みは、光学顕微鏡像の倍率を１０００倍とし、Ｌ断面の光学顕微鏡像を３視野以上観察して、各視野毎に測定し、得られた各視野毎の測定結果についての算術平均値として求められる。
以上説明したスケールは、酸洗により除去される。

（５）機械特性
本発明に係る熱延鋼板は、５９０ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上、さらに好ましくは９８０ＭＰａ以上、最も好ましくは１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する。

２．本発明に係る熱延鋼板の製造方法
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法を説明する。

鋳造に先行する製造方法は、特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続いて、各種の二次製錬（例えばＲＨ真空脱ガス処理）を行ってもよい。

鋳造したスラブを、一度低温まで冷却した後に再加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱間圧延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。

加熱されたスラブに粗圧延機を用いて熱間圧延を行って粗バーとし、粗バーに仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を行って熱延鋼板とする。粗圧延機は一列に並んだ複数のロール対を備えるものを用いてもよいし、あるいはレバース式のものを用いてもよい。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数のロール対を備えるものが例示される。

熱間仕上げ圧延では、複数個の圧延スタンドの間に設置された高水圧によるデスケーリング装置でデスケーリングを行う。その際、Ｓｉを多量に含む鋼で生ずるＦｅ_２ＳｉＯ_４(ファイヤライト)を効果的に除去するため、デスケーリングは１０５０℃以上で行う。ファイヤライトが残存すると、酸洗時にスケールが除去され難く、また押し込み傷が生じて外観を損なうためである。

仕上げ圧延時において仕上げ圧延スタンド間に設置された高水圧デスケーリング装置でデスケーリングを行うにあたっては、仕上げ圧延の入り側近傍に設置された加熱装置によって粗圧延後の粗バーを１０５０℃以上に加熱することが好ましい。粗バーを加熱する方法は問わないが、たとえば誘導加熱装置やリフロー炉を用いることが例示される。

熱間圧延において、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度を仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）と定義する。

仕上げ圧延温度ＦＴは、Ａｒ_３温度＋５０℃以上とすることが好ましい。これを下回ると、圧延抵抗が増加するために生産性が悪化し、もしくはフェライトとオーステナイトの二相域で圧延されるために層状組織が形成され、鋼板の機械特性が劣化するおそれがあるからである。また、スケールに起因した傷を防止するため、より好ましい仕上げ圧延温度ＦＴは９００℃超であり、さらに好ましくは９５０℃以上である。

本発明では、圧延終了直後に次の式（１）で定められるｔ秒間の空冷を行った後に、コイルに巻き取って冷却する。
６．７１×１０^−７×ｅｘｐ｛１．６９×１０^４／（ＦＴ＋２７３）｝≦ｔ・・・（１）
圧延直後に十分な空冷を行わずに冷却すると、スケールの成長と内部酸化層の抑制に効果的なＳｂ，Ｓｎ，Ｔｅの濃化が不十分となる。このため、上式（１）により規定されるｔ秒間の空冷を行う。

この空冷後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採用すればよい。ただし、保持時間が長すぎると、スケール厚さが大きくなり過ぎてしまい、酸洗性を低下させてしまう可能性がある。例えば、酸化スケール厚さが２０μｍ超となると、内部酸化層がなくとも酸洗でのスケール剥離性が低下するため、スケール厚さは２０μｍ以下となるような冷却パターンを採用することが好ましい。

空冷後の巻取り温度は、特に限定する必要はないが、製造した熱延鋼板を冷延鋼板の素材として用いる際には、冷間圧延性を向上させるために、５５０℃超８００℃以下とすることが好ましい。この温度域では、熱延鋼板の強度の上昇を抑えることができ、かつ、本発明に規定する鋼組成においては内部酸化層の生成が抑制される。内部酸化層は、巻取り温度が低温であるほど、形成され難いため、本発明は巻取り温度が５５０℃以上の場合に効果的である。ただし、式（２）で定めたスケール厚を満足していれば、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採用しても本発明の効果は得られる。室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。

また、本発明の熱延鋼板は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼材を溶製し、スラブに表２に示す仕上圧延温度で熱間圧延を行い、仕上圧延終了直後に表２に示す時間の空冷を行った後、表２に示す巻取り温度でコイルに巻き取って冷却し、その後に巻き戻して酸洗によるスケール除去を行うことにより、熱延鋼板Ａ１〜４，Ｂ１〜３，Ｃ１〜３，Ｄ１〜３，Ｅ１〜３，Ｆ１〜３，Ｇ１〜３，Ｈ１，２，Ｉ１，２，Ｊ１〜３，Ｋ１，２，Ｌ１，２，Ｍ１，２，Ｎ１，２，Ｏ１，２，Ｐ１，２，Ｑ１，２，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１を製造した。

なお、表１における鋼種Ａ〜Ｑは、いずれも、本発明で規定する化学組成を満足する鋼種であり、鋼種ａ〜ｄは、いずれも、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの総量が本発明で規定する化学組成を満足しない鋼種である。

各熱延鋼板Ａ１〜４，Ｂ１〜３，Ｃ１〜３，Ｄ１〜３，Ｅ１〜３，Ｆ１〜３，Ｇ１〜３，Ｈ１，２，Ｉ１，２，Ｊ１〜３，Ｋ１，２，Ｌ１，２，Ｍ１，２，Ｎ１，２，Ｏ１，２，Ｐ１，２，Ｑ１，２，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１に生成したスケールの厚み、および内部酸化層の厚みを、いずれも上述した方法により測定した。

各熱延鋼板Ａ１〜４，Ｂ１〜３，Ｃ１〜３，Ｄ１〜３，Ｅ１〜３，Ｆ１〜３，Ｇ１〜３，Ｈ１，２，Ｉ１，２，Ｊ１〜３，Ｋ１，２，Ｌ１，２，Ｍ１，２，Ｎ１，２，Ｏ１，２，Ｐ１，２，Ｑ１，２，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１から幅５０ｍｍ、長さ７０ｍｍの試験片を採取して、酸洗試験に供した。酸洗試験は、８５℃に加熱した８％塩酸水溶液中に６０秒間試験片を浸漬し、表面スケールを除去した。その後、酸洗後のスケールと内部酸化層の除去状況を、Ｌ断面のＳＥＭ観察を行うことにより酸洗性の評価を行った。

表２における酸洗性の評価は、酸洗洗良好（酸洗性評価：○）は押し込み疵等も無く、スケールおよび内部酸化層をいずれも除去できたことを表し、酸洗性不良（酸洗性評価：×）は押し込み疵等の存在やスケールおよび内部酸化層を除去できなかったことを示す。

さらに、各熱延鋼板Ａ１〜４，Ｂ１〜３，Ｃ１〜３，Ｄ１〜３，Ｅ１〜３，Ｆ１〜３，Ｇ１〜３，Ｈ１，２，Ｉ１，２，Ｊ１〜３，Ｋ１，２，Ｌ１，２，Ｍ１，２，Ｎ１，２，Ｏ１，２，Ｐ１，２，Ｑ１，２，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強度（ＭＰａ）を測定した。

結果を表２にまとめて示す。

表２における熱延鋼板Ａ４，Ｂ３，Ｃ３，Ｄ３，Ｅ３，Ｆ３，Ｇ３，Ｈ２，Ｉ２，Ｊ３，Ｋ２，Ｌ２，Ｍ２，Ｎ２，Ｏ２，Ｐ２，Ｑ２は、いずれも、本発明で規定する条件を満足する本発明例であり、熱延鋼板Ａ１〜３，Ｂ１，２，Ｃ１，２，Ｄ１，２，Ｅ１，２，Ｆ１，２，Ｇ１，２，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，２，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ１，Ｎ１，Ｏ１，Ｐ１，Ｑ１，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１は、いずれも、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。

表２に示すように、本発明例である熱延鋼板Ａ４，Ｂ３，Ｃ３，Ｄ３，Ｅ３，Ｆ３，Ｇ３，Ｈ２，Ｉ２，Ｊ３，Ｋ２，Ｌ２，Ｍ２，Ｎ２，Ｏ２，Ｐ２，Ｑ２は、比較例である熱延鋼板Ａ１〜３，Ｂ１，２，Ｃ１，２，Ｄ１，２，Ｅ１，２，Ｆ１，２，Ｇ１，２，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，２，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ１，Ｎ１，Ｏ１，Ｐ１，Ｑ１，ａ１，ｂ１，ｃ１，ｄ１，ｅ１，ｆ１よりも、ＳｉやＭｎを比較的多量に含有する高強度の熱延鋼板の内部酸化層の発生を抑制でき、これにより、優れた酸洗性が得られ、熱延鋼板の生産性を向上できることがわかる。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜３．０％、Ｍｎ：１．２５〜５．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの１種または２種以上：総量で０．０１０〜０．３％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、内部酸化層の厚みが５μｍ以下であり、該内部酸化層の上層としてＳｂ、ＳｎおよびＴｅの濃化層を有するとともに、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。
2. 前記濃化層の上に、厚さが７．３３×１０^−３×｛１００／（Ｓｂ、ＳｎおよびＴｅの総含有量（質量％））−１｝μｍ以上２０μｍ以下であるスケールを有する請求項１に記載された熱延鋼板。
3. 前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１または請求項２に記載された熱延鋼板。
4. 前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下およびＶ：０．３％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。
5. 前記化学組成は、さらに、Ｂ：０．１質量％以下を有する請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。
6. 前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有する請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載された熱延鋼板。
7. スラブに粗圧延機および仕上げ圧延機を用いて熱間圧延を行って熱延鋼板を製造する際に、前記仕上げ圧延機を用いる仕上圧延において１０５０℃以上でデスケーリングを行い、該仕上圧延の終了後に下記（１）式により定められる時間ｔ（秒）の空冷を行った後に、冷却することを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載された熱延鋼板の製造方法。
   ６．７１×１０^−７×ｅｘｐ｛１．６９×１０^４／（ＦＴ＋２７３）｝≦ｔ・・・（１）
   ＦＴ：仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度（℃）