JP6687174B1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6687174B1 JP6687174B1 JP2019565953A JP2019565953A JP6687174B1 JP 6687174 B1 JP6687174 B1 JP 6687174B1 JP 2019565953 A JP2019565953 A JP 2019565953A JP 2019565953 A JP2019565953 A JP 2019565953A JP 6687174 B1 JP6687174 B1 JP 6687174B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- rolled steel
- hot
- precipitate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 103
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 103
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 12
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims abstract description 72
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims abstract description 20
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 34
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 13
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 8
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 abstract description 19
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 26
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 19
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 18
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 14
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 14
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 11
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 10
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 8
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 7
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 6
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 6
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 6
- 238000002083 X-ray spectrum Methods 0.000 description 5
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 3
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 3
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 125000004434 sulfur atom Chemical group 0.000 description 2
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 2
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000009614 chemical analysis method Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 239000008151 electrolyte solution Substances 0.000 description 1
- 238000000921 elemental analysis Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 1
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 description 1
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 1
- YLRAQZINGDSCCK-UHFFFAOYSA-M methanol;tetramethylazanium;chloride Chemical compound [Cl-].OC.C[N+](C)(C)C YLRAQZINGDSCCK-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000011002 quantification Methods 0.000 description 1
- 238000004445 quantitative analysis Methods 0.000 description 1
- 239000010731 rolling oil Substances 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C18/00—Alloys based on zinc
- C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
冷延鋼板とした後に評価される外観が優れる熱延鋼板を提供する。上記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１００％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、および、Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、特定の式で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、表層１０μｍ以内に含まれる析出物ａが特定の式（３）を満たし、表層１０μｍ以内に含まれる析出物ｂが特定の式（６）を満たす。
Description
本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
自動車用外板として、例えば、加工性に優れた冷延鋼板が使用されている。冷延鋼板は、その表面に、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層などのめっき層を有していてもよい。
このような冷延鋼板として、いわゆるＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼板が知られている。ＩＦ鋼板は、鋼中の固溶Ｃおよび固溶ＮをＴｉ等の合金元素の作用により減らした鋼板である。
より詳細には、ＩＦ鋼板は、炭窒化物形成元素を含有する極低炭素鋼を熱間圧延し、得られる熱延鋼板の段階で炭窒化物を生成させ、鋼中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させた後、冷間圧延および再結晶焼鈍を経て製造される（特許文献１）。
より詳細には、ＩＦ鋼板は、炭窒化物形成元素を含有する極低炭素鋼を熱間圧延し、得られる熱延鋼板の段階で炭窒化物を生成させ、鋼中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させた後、冷間圧延および再結晶焼鈍を経て製造される（特許文献１）。
ＩＦ鋼板は、深絞り性等の加工性に優れる特徴を持つ。これは、熱延鋼板を冷間圧延後に焼鈍する工程において、深絞り性に適した集合組織が再結晶現象により形成されるためである。
しかしながら、鋼中に微細な析出物が多量に存在すると、析出物のピン止め効果により再結晶が抑制され未再結晶粒が残存することがある。未再結晶粒が局所的に残存すると、加工性が局所的に低下し、加工後に形状不均一が生じることがある。
本発明者らが、特許文献１に記載された熱延鋼板を冷延鋼板とした後に、特定の条件下で外観を評価したところ、外観が不十分である場合があった。
そこで、本発明は、冷延鋼板とした後に評価される外観が優れる熱延鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記熱延鋼板を製造する方法を提供することも目的とする。
また、本発明は、上記熱延鋼板を製造する方法を提供することも目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討した結果、鋼組成および表層１０μｍ以内に含まれる析出物が特定条件を満たす熱延鋼板が、冷延鋼板とした後に評価される外観（以下、単に「外観」ともいう）が優れることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、以下の［１］〜［４］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下、および、Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表し、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たし、更に、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす、熱延鋼板。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａおよび上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
［２］上記鋼組成が、更に、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の熱延鋼板。
［３］Ｃｕ：０．０３０％超０．１００％以下、であって、かつ、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、である、上記［２］に記載の熱延鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを、１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持してから、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、その後、６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下、および、Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表し、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たし、更に、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす、熱延鋼板。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａおよび上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
［２］上記鋼組成が、更に、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の熱延鋼板。
［３］Ｃｕ：０．０３０％超０．１００％以下、であって、かつ、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、である、上記［２］に記載の熱延鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼組成を有するスラブを、１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持してから、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、その後、６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、冷延鋼板とした後に評価される外観が優れる熱延鋼板を提供することができる。
また、本発明によれば、上記熱延鋼板を製造する方法を提供することもできる。
また、本発明によれば、上記熱延鋼板を製造する方法を提供することもできる。
［本発明者らが得た知見］
Ｃｕは、積極的に添加される元素ではなく、鉄資源から混入して除去が困難なトランプエレメントである。Ｃｕ量が０．００５％超である熱延鋼板を冷延鋼板（ＩＦ鋼板）としたときに、外観が不十分である場合があった。
そこで、本発明者らは、熱延鋼板の表層の析出物と、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の表層組織との関係について、詳細に検討を重ねた。熱延鋼板の表層の析出物を調べたのは、熱延段階での析出物の形態が、冷間圧延後の焼鈍での再結晶に大きな影響を与えるためである。その結果、次の知見を得た。
Ｃｕは、積極的に添加される元素ではなく、鉄資源から混入して除去が困難なトランプエレメントである。Ｃｕ量が０．００５％超である熱延鋼板を冷延鋼板（ＩＦ鋼板）としたときに、外観が不十分である場合があった。
そこで、本発明者らは、熱延鋼板の表層の析出物と、冷間圧延および焼鈍後の冷延鋼板の表層組織との関係について、詳細に検討を重ねた。熱延鋼板の表層の析出物を調べたのは、熱延段階での析出物の形態が、冷間圧延後の焼鈍での再結晶に大きな影響を与えるためである。その結果、次の知見を得た。
１）熱延鋼板で観察される析出物は、主に、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓおよびこれらの複合である。
２）Ｃｕ２Ｓは、単独で微細に析出する場合と、粗大なＴｉＳに複合して析出する場合とがある。
３）Ｃｕ２Ｓが単独で微細に析出した熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと、一部に未再結晶粒が残存する。
４）ＭｎＳ量が増大すると、微細なＴｉＣ析出物が増え、冷間圧延および焼鈍の後に、未再結晶粒が残存する。
２）Ｃｕ２Ｓは、単独で微細に析出する場合と、粗大なＴｉＳに複合して析出する場合とがある。
３）Ｃｕ２Ｓが単独で微細に析出した熱延鋼板に冷間圧延および焼鈍を施すと、一部に未再結晶粒が残存する。
４）ＭｎＳ量が増大すると、微細なＴｉＣ析出物が増え、冷間圧延および焼鈍の後に、未再結晶粒が残存する。
すなわち、Ｃｕを０．００５％超含む極低炭素鋼において、再結晶を抑制する有害な微細析出物は、単独で析出するＣｕ２Ｓと、ＴｉＣである。
Ｃｕを含む硫化物の析出を完全に抑制するのは困難であるが、粗大な析出物に複合させれば、再結晶に対しては無害である。
また、炭素を、微細なＴｉＣではなく、粗大なＴｉ４Ｃ２Ｓ２として析出させると、再結晶が抑制されにくい。そのため、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２として析出可能なＳを固定してしまうＭｎＳの析出を抑制すればよい。
そこで、微細なＣｕ２ＳおよびＴｉＣの析出を抑制するため、更に詳細に熱延鋼板の析出物について調べて、以下の知見を得た。
Ｃｕを含む硫化物の析出を完全に抑制するのは困難であるが、粗大な析出物に複合させれば、再結晶に対しては無害である。
また、炭素を、微細なＴｉＣではなく、粗大なＴｉ４Ｃ２Ｓ２として析出させると、再結晶が抑制されにくい。そのため、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２として析出可能なＳを固定してしまうＭｎＳの析出を抑制すればよい。
そこで、微細なＣｕ２ＳおよびＴｉＣの析出を抑制するため、更に詳細に熱延鋼板の析出物について調べて、以下の知見を得た。
５）オーステナイト域で析出する硫化物は、ＴｉＳおよびＭｎＳの２種類であり、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２およびＣｕ２Ｓは観察されない。ＭｎＳは１２００℃以上の温度で溶解する。
６）オーステナイト域で析出したＴｉＳは、フェライト域で一部が溶ける。巻取り工程では、ＴｉＳから溶けたＳが、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳとして再析出する。
７）オーステナイト域で析出するＴｉＳの大きさが１００ｎｍ未満であると、フェライト域でＴｉＳが完全に溶け、微細かつ単独のＭｎＳまたはＣｕ２Ｓが析出する。オーステナイト域で析出するＴｉＳの大きさが１００ｎｍ以上であると、フェライト域でＴｉＳが溶け残り、溶け残ったＴｉＳに、ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓおよび／またはＴｉ４Ｃ２Ｓ２が複合して析出する。
８）巻取り温度が６８０℃未満では、巻取り温度の低下に伴いＴｉＳから溶けたＳのうち、ＭｎＳとして再析出する量が増加する。結果として、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が減り、炭素がＴｉＣとして析出する。
６）オーステナイト域で析出したＴｉＳは、フェライト域で一部が溶ける。巻取り工程では、ＴｉＳから溶けたＳが、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳとして再析出する。
７）オーステナイト域で析出するＴｉＳの大きさが１００ｎｍ未満であると、フェライト域でＴｉＳが完全に溶け、微細かつ単独のＭｎＳまたはＣｕ２Ｓが析出する。オーステナイト域で析出するＴｉＳの大きさが１００ｎｍ以上であると、フェライト域でＴｉＳが溶け残り、溶け残ったＴｉＳに、ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓおよび／またはＴｉ４Ｃ２Ｓ２が複合して析出する。
８）巻取り温度が６８０℃未満では、巻取り温度の低下に伴いＴｉＳから溶けたＳのうち、ＭｎＳとして再析出する量が増加する。結果として、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が減り、炭素がＴｉＣとして析出する。
よって、オーステナイト域で１２００℃以上に加熱することにより、ＭｎＳとして固定されるＳを減らすことができる。更に長時間保持することによりＴｉＳが１００ｎｍ以上の大きさに粗大化し、フェライト域でＣｕ２Ｓが再析出しても粗大なＴｉＳに複合析出する。また、巻取り温度を適切に制御することにより、ＴｉＳから溶けたＳがＭｎＳとして再析出する量を抑制し、ＳをＣとともにＴｉ４Ｃ２Ｓ２として固定できる。
本発明は、以上のような知見に基づいて、なされたものである。
［熱延鋼板］
本発明の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下、および、Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表し、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たし、更に、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす、熱延鋼板である。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａおよび上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
本発明の熱延鋼板は、冷延鋼板とした後に評価される外観が優れる。
本発明の熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下、および、Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表し、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たし、更に、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす、熱延鋼板である。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａおよび上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
本発明の熱延鋼板は、冷延鋼板とした後に評価される外観が優れる。
本発明の熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば、２．０ｍｍ以上４．５ｍｍ以下であり、２．３ｍｍ以上４．０ｍｍ以下が好ましい。
〈ミクロ組織〉
まず、本発明の熱延鋼板において、ミクロ組織として観察される析出物について説明する。本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれる析出物の状態を把握し、制御することが重要である。
鋼板の析出物の状態を把握する手法としては、鋼板の母相のみを溶かして、析出物を抽出し、抽出した析出物を定量分析する化学分析的手法が用いられることがある。しかし、この手法では、複数種類の析出物が単独で析出しているか複合して析出しているかを判定することが困難である。
このため、本発明において、熱延鋼板の析出物の状態は、個々の析出物を、電子顕微鏡を用いて組成分析することにより把握する。組成分析は、特性Ｘ線の強度を調べるエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）により行なう。
複合析出物は、析出物の場所により異なる組成を示すため、空間的に連続してつながった析出物は一つの粒子と見なし、この粒子全体の組成を析出物の組成とする。
熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれる、以下に説明する析出物について、１０００個以上組成分析を行ない、統計分析する。
なお、熱延鋼板の「表層１０μｍ以内」とは、熱延鋼板の「スケールを含まない表面から厚さ方向に１０μｍ以内」を意味する。
まず、本発明の熱延鋼板において、ミクロ組織として観察される析出物について説明する。本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれる析出物の状態を把握し、制御することが重要である。
鋼板の析出物の状態を把握する手法としては、鋼板の母相のみを溶かして、析出物を抽出し、抽出した析出物を定量分析する化学分析的手法が用いられることがある。しかし、この手法では、複数種類の析出物が単独で析出しているか複合して析出しているかを判定することが困難である。
このため、本発明において、熱延鋼板の析出物の状態は、個々の析出物を、電子顕微鏡を用いて組成分析することにより把握する。組成分析は、特性Ｘ線の強度を調べるエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）により行なう。
複合析出物は、析出物の場所により異なる組成を示すため、空間的に連続してつながった析出物は一つの粒子と見なし、この粒子全体の組成を析出物の組成とする。
熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれる、以下に説明する析出物について、１０００個以上組成分析を行ない、統計分析する。
なお、熱延鋼板の「表層１０μｍ以内」とは、熱延鋼板の「スケールを含まない表面から厚さ方向に１０μｍ以内」を意味する。
《析出物ａ》
本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たす。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たす。
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ａにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
Ｃｕ２Ｓについては、単独で析出する微細なＣｕ２Ｓの析出を抑制し、粗大なＴｉＳに複合して析出させることが重要である。Ｃｕ２Ｓの析出状態は、ＴｉＳに含まれるＣｕ量によって知ることができる。
析出物がＴｉＳであるか否かは、粒子の組成分析により判定できる。
具体的には、Ｓ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときに、Ｓの原子数が２０％以上、Ｔｉの原子数が２０％以上である析出物、すなわち、上記式（１）および（２）を満たす析出物（析出物ａ）は、ＴｉＳであると判定できる。
この場合、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２もＴｉＳと判定されるが、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳの析出状態を知るうえでは、問題ない。
析出物がＴｉＳであるか否かは、粒子の組成分析により判定できる。
具体的には、Ｓ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときに、Ｓの原子数が２０％以上、Ｔｉの原子数が２０％以上である析出物、すなわち、上記式（１）および（２）を満たす析出物（析出物ａ）は、ＴｉＳであると判定できる。
この場合、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２もＴｉＳと判定されるが、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳの析出状態を知るうえでは、問題ない。
そして、ＴｉＳであると判定された析出物ａについて、ＴｉおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときにＣｕの原子数が１％以上５％以下である場合、すなわち、上記式（３）を満たす場合は、Ｃｕ２ＳはＴｉＳに複合して析出しており、再結晶を抑制する単独かつ微細なＣｕ２Ｓの析出は抑制される。
析出物ａについて、ＴｉおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときにＣｕの原子数が１％未満である場合、すなわち、１％＞［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）である場合は、Ｃｕ２Ｓは単独で微細に析出している。Ｃｕ２Ｓは、単独で微細に析出すると、冷間圧延後の焼鈍での再結晶が抑制され、外観が劣る。単独で微細に析出したＣｕ２Ｓを直接的に分析することは困難であるが、ＴｉＳに複合して析出したＣｕ２Ｓの量を調べることで、微細なＣｕ２Ｓが単独で析出しているか否かを判定できる。
一方、析出物ａについて、ＴｉおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときにＣｕの原子数が５％超である場合、すなわち、［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）＞５％である場合は、鋼中に含まれるＣｕ量が過剰となる場合であり、表面のＣｕ２Ｓ析出が多くＴｉ４Ｃ２Ｓ２が減りＴｉＣ析出が増加したり、熱間脆性が劣ったりする。
一方、析出物ａについて、ＴｉおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときにＣｕの原子数が５％超である場合、すなわち、［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）＞５％である場合は、鋼中に含まれるＣｕ量が過剰となる場合であり、表面のＣｕ２Ｓ析出が多くＴｉ４Ｃ２Ｓ２が減りＴｉＣ析出が増加したり、熱間脆性が劣ったりする。
《析出物ｂ》
更に、本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす。
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
更に、本発明においては、熱延鋼板の表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす。
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、上記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。
ＭｎＳについて説明する。ＭｎＳは、Ｓを固定し、微細なＴｉＣを析出しやすくする。このため、本発明においては、ＭｎＳの析出を抑制する。ＭｎＳの析出状態は、上記と同様に、電子顕微鏡を用いた組成分析により知ることができる。
ＭｎＳは、オーステナイト域で単独で析出するもの、フェライト域で単独で微細に析出するもの、および、フェライト域でＴｉＳに複合して析出するものがあるが、いずれも、Ｓと結合する。
このため、析出物に含まれるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときに、Ｓの原子数が２０％以上であり、かつ、Ｍｎが含まれている場合には、すなわち、上記式（４）および（５）を満たす場合には、この析出物は、ＭｎＳとして析出していると判定できる。
ＭｎＳは、オーステナイト域で単独で析出するもの、フェライト域で単独で微細に析出するもの、および、フェライト域でＴｉＳに複合して析出するものがあるが、いずれも、Ｓと結合する。
このため、析出物に含まれるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数の合計を１００％としたときに、Ｓの原子数が２０％以上であり、かつ、Ｍｎが含まれている場合には、すなわち、上記式（４）および（５）を満たす場合には、この析出物は、ＭｎＳとして析出していると判定できる。
ＭｎＳ析出の完全な抑制は困難であるが、ＭｎＳであると判定された析出物ｂについて、ＳおよびＭｎの原子数の合計を１００％としたときに、Ｍｎの原子数が２０％以下である場合、すなわち、上記式（６）を満たす場合は、ＭｎＳに固定されるＳが少なくなり、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が増え、微細なＴｉＣの析出が減る。
析出物ｂにおいて、ＳおよびＭｎの原子数の合計を１００％としたときに、Ｍｎの原子数は１５％以下が好ましい。すなわち、下記式（７）を満たすことが好ましい。
（７）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦１５％
（７）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦１５％
〈鋼組成〉
次に、本発明の熱延鋼板の鋼組成について説明する。以下の鋼組成の説明において、特に断わりの無い限り、「％」は「質量％」を表す。
次に、本発明の熱延鋼板の鋼組成について説明する。以下の鋼組成の説明において、特に断わりの無い限り、「％」は「質量％」を表す。
《Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下》
Ｃは、固溶強化元素であり降伏強度の上昇に寄与するが、深絞り性等の加工性に優れるＩＦ鋼板を得るためには、極力低減することが好ましい。
Ｃ量が多すぎると、微細なＴｉＣが析出しやすくなり、かつ、固溶Ｃを減らすことが困難となる。このため、Ｃ量は、０．０１００％以下であり、０．００４０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
一方、Ｃ量を０．０００５％未満にすると脱炭コストの増大を招くことから、Ｃ量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましい。
Ｃは、固溶強化元素であり降伏強度の上昇に寄与するが、深絞り性等の加工性に優れるＩＦ鋼板を得るためには、極力低減することが好ましい。
Ｃ量が多すぎると、微細なＴｉＣが析出しやすくなり、かつ、固溶Ｃを減らすことが困難となる。このため、Ｃ量は、０．０１００％以下であり、０．００４０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。
一方、Ｃ量を０．０００５％未満にすると脱炭コストの増大を招くことから、Ｃ量は、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましい。
《Ｓｉ：０．２０％以下》
Ｓｉは、固溶強化元素であるが、スケール外観を悪化させ、かつ、めっき処理を施す場合はめっき濡れ性を低下させる。このため、Ｓｉ量は、０．２０％以下であり、０．１５％以下が好ましく、０．１０％以下がより好ましい。
Ｓｉ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．０１％以上である。
Ｓｉは、固溶強化元素であるが、スケール外観を悪化させ、かつ、めっき処理を施す場合はめっき濡れ性を低下させる。このため、Ｓｉ量は、０．２０％以下であり、０．１５％以下が好ましく、０．１０％以下がより好ましい。
Ｓｉ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．０１％以上である。
《Ｍｎ：０．５０％以下》
Ｍｎは、固溶強化元素であるが、過度に添加すると、ＭｎＳが析出して、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２を減らし、微細なＴｉＣが析出しやすくなる。このため、Ｍｎ量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
Ｍｎ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．０１％以上である。
Ｍｎは、固溶強化元素であるが、過度に添加すると、ＭｎＳが析出して、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２を減らし、微細なＴｉＣが析出しやすくなる。このため、Ｍｎ量は、０．５０％以下であり、０．４０％以下が好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
Ｍｎ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．０１％以上である。
《Ｐ：０．０３０％以下》
Ｐは、固溶強化元素であるが、過度に添加すると、熱間割れの原因となり、また、スケールの均一性も低下する。このため、Ｐ量は、０．０３０％以下であり、０．０２３％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。
Ｐ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．００１％以上である。
Ｐは、固溶強化元素であるが、過度に添加すると、熱間割れの原因となり、また、スケールの均一性も低下する。このため、Ｐ量は、０．０３０％以下であり、０．０２３％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。
Ｐ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．００１％以上である。
《Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下》
Ｓは、本発明において重要な元素であり、固溶ＣをＴｉ４Ｃ２Ｓ２として固定する役割を持つ。Ｓ量が少なすぎると、微細なＴｉＣとして析出するＣが増える。このため、Ｓ量は、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましい。
一方、Ｓが多すぎると熱間割れの原因となることから、Ｓ量は、０．０３０％以下であり、０．０２５％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。
Ｓは、本発明において重要な元素であり、固溶ＣをＴｉ４Ｃ２Ｓ２として固定する役割を持つ。Ｓ量が少なすぎると、微細なＴｉＣとして析出するＣが増える。このため、Ｓ量は、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましい。
一方、Ｓが多すぎると熱間割れの原因となることから、Ｓ量は、０．０３０％以下であり、０．０２５％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。
《Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下》
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、オーステナイト域ではＴｉＳとしてＳを固定してＭｎＳ析出を抑制するほか、Ｃｕ２Ｓ析出の核となり、微細なＣｕ２Ｓの単独析出を防ぐ役割がある。また、Ｔｉは、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２として固溶Ｃを減らす役割を持つ。このような効果を得るために、Ｔｉ量は、０．０２０％以上であり、０．０３０％以上が好ましい。
一方、Ｔｉが多すぎると微細なＴｉＣが析出しやすくなることから、Ｔｉ量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０７０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
Ｔｉは、本発明において重要な元素であり、オーステナイト域ではＴｉＳとしてＳを固定してＭｎＳ析出を抑制するほか、Ｃｕ２Ｓ析出の核となり、微細なＣｕ２Ｓの単独析出を防ぐ役割がある。また、Ｔｉは、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２として固溶Ｃを減らす役割を持つ。このような効果を得るために、Ｔｉ量は、０．０２０％以上であり、０．０３０％以上が好ましい。
一方、Ｔｉが多すぎると微細なＴｉＣが析出しやすくなることから、Ｔｉ量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０７０％以下がより好ましく、０．０６０％以下が更に好ましい。
《Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下》
Ａｌは、脱酸材として機能する。その効果を得るために、Ａｌ量は、０．０１％以上であり、０．０２％以上が好ましい。
一方、Ａｌを多量に含有しても、その効果は飽和することから、Ａｌ量は、０．０５％以下であり、０．０４％以下が好ましい。
Ａｌは、脱酸材として機能する。その効果を得るために、Ａｌ量は、０．０１％以上であり、０．０２％以上が好ましい。
一方、Ａｌを多量に含有しても、その効果は飽和することから、Ａｌ量は、０．０５％以下であり、０．０４％以下が好ましい。
《Ｎ：０．００５％以下》
Ｎは、ＩＦ鋼板の延性および深絞り性を低下させる作用を持つことから、少ないほど好ましい。このため、Ｎ量は、０．００５％以下であり、０．００４％以下が好ましい。
Ｎ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．００１％以上である。
Ｎは、ＩＦ鋼板の延性および深絞り性を低下させる作用を持つことから、少ないほど好ましい。このため、Ｎ量は、０．００５％以下であり、０．００４％以下が好ましい。
Ｎ量は、下限は特に限定されないが、例えば、０．００１％以上である。
《Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下》
上述したように、Ｃｕ量が０．００５％超であると外観が不十分な場合があるが、本発明は、Ｃｕ量が０．００５％超であっても良好な外観が得られるようにするものである。一方、Ｃｕが過剰であると粒界割れが生じることから、Ｃｕ量は０．１００％以下とする。外観がより優れるという理由から、Ｃｕ量は０．０３０％以下が好ましく、０．０２７％以下がより好ましく、０．０２３％以下が更に好ましい。
Ｃｕ量が０．０３０％超である場合、表面のＣｕ２Ｓ析出量が増え、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２析出が抑制されて、微細なＴｉＣが析出しやすいことがある。このため、Ｃｕ量が０．０３０％超である場合は、後述するように、更にＳｂを含有することが好ましい。このとき、Ｓｂ量は、０．００１％以上０．０３０％以下が好ましい。
上述したように、Ｃｕ量が０．００５％超であると外観が不十分な場合があるが、本発明は、Ｃｕ量が０．００５％超であっても良好な外観が得られるようにするものである。一方、Ｃｕが過剰であると粒界割れが生じることから、Ｃｕ量は０．１００％以下とする。外観がより優れるという理由から、Ｃｕ量は０．０３０％以下が好ましく、０．０２７％以下がより好ましく、０．０２３％以下が更に好ましい。
Ｃｕ量が０．０３０％超である場合、表面のＣｕ２Ｓ析出量が増え、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２析出が抑制されて、微細なＴｉＣが析出しやすいことがある。このため、Ｃｕ量が０．０３０％超である場合は、後述するように、更にＳｂを含有することが好ましい。このとき、Ｓｂ量は、０．００１％以上０．０３０％以下が好ましい。
《Ｎｂ、ＢおよびＳｎ》
本発明の熱延鋼板における鋼組成は、更に、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することが好ましい。
本発明の熱延鋼板における鋼組成は、更に、Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下、および、Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下）
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭窒化物を形成し、固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減する効果を持つ。そのような効果を得るために、Ｎｂ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００３％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂが過剰に含まれると焼鈍での再結晶が抑制され得ることから、Ｎｂ量は、０．０１０％以下が好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭窒化物を形成し、固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減する効果を持つ。そのような効果を得るために、Ｎｂ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００３％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂが過剰に含まれると焼鈍での再結晶が抑制され得ることから、Ｎｂ量は、０．０１０％以下が好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
（Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下）
Ｂは、ＩＦ鋼板の粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が必要とされる場合には、Ｂ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００３％以上がより好ましく、０．０００４％以上が更に好ましい。
一方、過剰に添加すると、効果が飽和するばかりでなく、熱間圧延抵抗が増加する場合があることから、Ｂ量は、０．００１５％以下が好ましく、０．００１２％以下がより好ましく、０．００１０％以下が更に好ましい。
Ｂは、ＩＦ鋼板の粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が必要とされる場合には、Ｂ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００３％以上がより好ましく、０．０００４％以上が更に好ましい。
一方、過剰に添加すると、効果が飽和するばかりでなく、熱間圧延抵抗が増加する場合があることから、Ｂ量は、０．００１５％以下が好ましく、０．００１２％以下がより好ましく、０．００１０％以下が更に好ましい。
（Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下）
上述したＣｕは、熱延鋼板の表面に濃化しやすい元素であるが、Ｓｂの添加によりＣｕの表面濃化を抑える効果がある。これにより、多量のＣｕ２Ｓが表面に析出しＳが枯渇してＴｉ４Ｃ２Ｓ２析出が抑制され微細なＴｉＣが表面に析出することが抑制される。また、表面の窒化を抑制し、焼鈍での表層の微細なＴｉＮの析出を抑制する効果がある。このような効果を得るために、Ｓｂ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましく、０．００３％以上が更に好ましい。
一方、Ｓｂが過剰に含まれると表面スケールが不均一になることから、Ｓｂ量は、０．０３０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましく、０．０１２％以下が更に好ましい。
上述したＣｕは、熱延鋼板の表面に濃化しやすい元素であるが、Ｓｂの添加によりＣｕの表面濃化を抑える効果がある。これにより、多量のＣｕ２Ｓが表面に析出しＳが枯渇してＴｉ４Ｃ２Ｓ２析出が抑制され微細なＴｉＣが表面に析出することが抑制される。また、表面の窒化を抑制し、焼鈍での表層の微細なＴｉＮの析出を抑制する効果がある。このような効果を得るために、Ｓｂ量は、０．００１％以上が好ましく、０．００２％以上がより好ましく、０．００３％以上が更に好ましい。
一方、Ｓｂが過剰に含まれると表面スケールが不均一になることから、Ｓｂ量は、０．０３０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましく、０．０１２％以下が更に好ましい。
《残部》
上記鋼組成において、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
上記鋼組成において、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
《Ｔｉ＊》
更に、本発明の熱延鋼板の鋼組成は、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たす。ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表す。
この規定は、下記２式に４８をかけることにより導かれる。
（１／４８）×Ｔｉ＊＝（１／４８）×（Ｔｉ％）−（１／１４）×（Ｎ％）−（１／３２）×（Ｓ％）−（１／１２）×（Ｃ％）
０＜（１／４８）×Ｔｉ＊＜（１／４８）×０．０２００
Ｔｉは、固溶Ｃおよび固溶Ｎを減らすために添加される。Ｔｉを原子数でＮよりも多く添加することにより、オーステナイト域でＮを固定できる。Ｔｉはオーステナイト域では更にＴｉＳとして析出し、残ったＴｉがフェライト域でＣを固定する。このような効果を得るため、０＜Ｔｉ＊とする。これを満たさない場合は、Ｃを完全に固定できない。このような効果がより優れるという理由から、０．０００４≦Ｔｉ＊が好ましく、０．０００７≦Ｔｉ＊がより好ましく、０．００１０≦Ｔｉ＊が更に好ましい。
一方、Ｔｉ＊≧０．０２であると、固溶Ｔｉが多く、焼鈍で表層の窒化が生じ、微細なＴｉＮが生成する。このため、Ｔｉ＊＜０．０２００とし、Ｔｉ＊≦０．０１８０が好ましく、Ｔｉ＊≦０．０１５０がより好ましく、Ｔｉ＊≦０．０１３０が更に好ましい。
更に、本発明の熱延鋼板の鋼組成は、Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たす。ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表す。
この規定は、下記２式に４８をかけることにより導かれる。
（１／４８）×Ｔｉ＊＝（１／４８）×（Ｔｉ％）−（１／１４）×（Ｎ％）−（１／３２）×（Ｓ％）−（１／１２）×（Ｃ％）
０＜（１／４８）×Ｔｉ＊＜（１／４８）×０．０２００
Ｔｉは、固溶Ｃおよび固溶Ｎを減らすために添加される。Ｔｉを原子数でＮよりも多く添加することにより、オーステナイト域でＮを固定できる。Ｔｉはオーステナイト域では更にＴｉＳとして析出し、残ったＴｉがフェライト域でＣを固定する。このような効果を得るため、０＜Ｔｉ＊とする。これを満たさない場合は、Ｃを完全に固定できない。このような効果がより優れるという理由から、０．０００４≦Ｔｉ＊が好ましく、０．０００７≦Ｔｉ＊がより好ましく、０．００１０≦Ｔｉ＊が更に好ましい。
一方、Ｔｉ＊≧０．０２であると、固溶Ｔｉが多く、焼鈍で表層の窒化が生じ、微細なＴｉＮが生成する。このため、Ｔｉ＊＜０．０２００とし、Ｔｉ＊≦０．０１８０が好ましく、Ｔｉ＊≦０．０１５０がより好ましく、Ｔｉ＊≦０．０１３０が更に好ましい。
《｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００》
本発明の熱延鋼板の鋼組成は、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす。ただし、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＳおよびＣの含有量を表す。
この規定は、下記式より導かれる。
（１／３２）×（Ｓ％）＞（１／１２）×（Ｃ％）
Ｓは、Ｃｕ２Ｓ、ＴｉＳ、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などの様々な形態で析出し、微細なＴｉＣの析出に影響を及ぼす。原子数でＳ≦Ｃである場合はＣが微細なＴｉＣとして析出しやすくなるが、原子数でＳ＞Ｃを満たすことにより、ＣがＴｉ４Ｃ２Ｓ２として析出する。
本発明の熱延鋼板の鋼組成は、｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす。ただし、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、上記鋼組成におけるＳおよびＣの含有量を表す。
この規定は、下記式より導かれる。
（１／３２）×（Ｓ％）＞（１／１２）×（Ｃ％）
Ｓは、Ｃｕ２Ｓ、ＴｉＳ、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などの様々な形態で析出し、微細なＴｉＣの析出に影響を及ぼす。原子数でＳ≦Ｃである場合はＣが微細なＴｉＣとして析出しやすくなるが、原子数でＳ＞Ｃを満たすことにより、ＣがＴｉ４Ｃ２Ｓ２として析出する。
［熱延鋼板の製造方法］
次に、上述した本発明の熱延鋼板を製造する方法の好適態様（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）について説明する。
本発明の製造方法は、上述した鋼組成を有するスラブを、１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持してから、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、その後、６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法である。
上述した鋼組成を有するスラブは、例えば、上述した鋼組成を有する溶鋼を連続鋳造することにより、得られる。
次に、上述した本発明の熱延鋼板を製造する方法の好適態様（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）について説明する。
本発明の製造方法は、上述した鋼組成を有するスラブを、１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持してから、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、その後、６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法である。
上述した鋼組成を有するスラブは、例えば、上述した鋼組成を有する溶鋼を連続鋳造することにより、得られる。
〈１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持〉
スラブの加熱温度および保持時間は、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳの析出状態を制御するために重要である。加熱温度を１２００℃以上とすることにより、鋳造時などに析出するＭｎＳを固溶させ、更に、ＳをＴｉＳとして固定できる。加熱温度は、１２１０℃以上が好ましく、１２２０℃以上がより好ましい。
加熱温度が１２００℃未満であると、ＭｎＳが析出する。また、ＴｉＳの大きさが１００ｎｍ未満となり、フェライト域でＴｉＳが完全に溶けて、微細なＣｕ２Ｓが単独で析出する。
加熱温度が１３００℃超であると、ＴｉＳが溶け始めて固溶Ｓが増大し、フェライト域で単独で微細に析出するＣｕ２Ｓが析出する。また、エネルギー消費が大きく、スケールロスも大きくなる。このため、加熱温度は１３００℃以下とし、１２８０℃以下が好ましく、１２６０℃以下がより好ましい。
保持時間は、４時間未満であると、加熱温度が１２００℃以上であってもＭｎＳが溶け残る。また、ＴｉＳが１００ｎｍ以上に粗大化せず、フェライト域でＣｕ２Ｓを粗大ＴｉＳに複合析出させることができない。このため、保持時間は４時間以上とし、５時間以上が好ましい。
保持時間は、上限は特に限定されないが、例えば、１０時間以下であり、８時間以下が好ましい。
スラブの加熱温度および保持時間は、Ｃｕ２ＳおよびＭｎＳの析出状態を制御するために重要である。加熱温度を１２００℃以上とすることにより、鋳造時などに析出するＭｎＳを固溶させ、更に、ＳをＴｉＳとして固定できる。加熱温度は、１２１０℃以上が好ましく、１２２０℃以上がより好ましい。
加熱温度が１２００℃未満であると、ＭｎＳが析出する。また、ＴｉＳの大きさが１００ｎｍ未満となり、フェライト域でＴｉＳが完全に溶けて、微細なＣｕ２Ｓが単独で析出する。
加熱温度が１３００℃超であると、ＴｉＳが溶け始めて固溶Ｓが増大し、フェライト域で単独で微細に析出するＣｕ２Ｓが析出する。また、エネルギー消費が大きく、スケールロスも大きくなる。このため、加熱温度は１３００℃以下とし、１２８０℃以下が好ましく、１２６０℃以下がより好ましい。
保持時間は、４時間未満であると、加熱温度が１２００℃以上であってもＭｎＳが溶け残る。また、ＴｉＳが１００ｎｍ以上に粗大化せず、フェライト域でＣｕ２Ｓを粗大ＴｉＳに複合析出させることができない。このため、保持時間は４時間以上とし、５時間以上が好ましい。
保持時間は、上限は特に限定されないが、例えば、１０時間以下であり、８時間以下が好ましい。
〈スケール除去および粗圧延〉
上記条件で加熱保持されたスラブは、後述する熱間圧延が施される前に、スケール除去および粗圧延が施されることが好ましい。
上記条件で加熱保持されたスラブは、後述する熱間圧延が施される前に、スケール除去および粗圧延が施されることが好ましい。
〈Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延〉
仕上げ圧延温度がＡｒ３点未満の温度であると、フェライトが生成するため、圧延組織が極めて不均一になる。このため、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延する。
一方、仕上げ圧延温度は、スケールロスが小さくなることから、Ａｒ３点＋１００℃以下が好ましい。Ａｒ３点（単位：℃）は、下記式から求める。下記式中の各元素記号は、それぞれ、スラブの鋼組成における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ
仕上げ圧延温度がＡｒ３点未満の温度であると、フェライトが生成するため、圧延組織が極めて不均一になる。このため、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延する。
一方、仕上げ圧延温度は、スケールロスが小さくなることから、Ａｒ３点＋１００℃以下が好ましい。Ａｒ３点（単位：℃）は、下記式から求める。下記式中の各元素記号は、それぞれ、スラブの鋼組成における各元素の含有量（単位：質量％）を表す。
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ
〈６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り〉
ＭｎＳおよび炭素の析出形態を制御するうえで、巻取温度は重要である。巻取温度を６８０℃以上７５０℃以下とすることにより、ＴｉＳが溶け、ＳがＴｉ４Ｃ２Ｓ２およびＣｕ２Ｓとして析出する。このとき、スラブの加熱温度が１２００℃以上１３００℃以下であって、かつ、保持時間が４時間以上であれば、オーステナイト域で析出するＴｉＳが粗大であるため、ＴｉＳが溶け残り、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２およびＣｕ２ＳがＴｉＳに複合して析出する。
巻取温度が６８０℃未満であると、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が抑制されて、ＭｎＳおよび微細なＴｉＣが析出する。このため、巻取温度は、６８０℃以上であり、６８５℃以上が好ましく、６９０℃以上がより好ましい。
一方、巻取温度が７５０℃超であると、スケールロスが大きくなる。このため、巻取温度は、７５０℃以下であり、７４０℃以下が好ましく、７３０℃以下がより好ましい。
ＭｎＳおよび炭素の析出形態を制御するうえで、巻取温度は重要である。巻取温度を６８０℃以上７５０℃以下とすることにより、ＴｉＳが溶け、ＳがＴｉ４Ｃ２Ｓ２およびＣｕ２Ｓとして析出する。このとき、スラブの加熱温度が１２００℃以上１３００℃以下であって、かつ、保持時間が４時間以上であれば、オーステナイト域で析出するＴｉＳが粗大であるため、ＴｉＳが溶け残り、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２およびＣｕ２ＳがＴｉＳに複合して析出する。
巻取温度が６８０℃未満であると、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の析出が抑制されて、ＭｎＳおよび微細なＴｉＣが析出する。このため、巻取温度は、６８０℃以上であり、６８５℃以上が好ましく、６９０℃以上がより好ましい。
一方、巻取温度が７５０℃超であると、スケールロスが大きくなる。このため、巻取温度は、７５０℃以下であり、７４０℃以下が好ましく、７３０℃以下がより好ましい。
［熱延鋼板に施される処理］
本発明の熱延鋼板に対して施される処理については、特に限定されず、例えば、以下に示すような従来公知の処理を施すことができる。各種処理の条件は、特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、本発明の熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板を得る。冷間圧延の前に、表面に生成したスケールを除去するため、酸洗を行なってもよい。冷間圧延の圧下率は、自動車用外板を製造する際には、例えば５０〜９０％程度である。
次いで、得られた冷延鋼板は、圧延油の脱脂や汚れを除くために洗浄された後、焼鈍（再結晶焼鈍）される。焼鈍温度は、例えば、７００℃以上Ａｃ３変態点以下が好ましい。
焼鈍後の冷延鋼板に対して、めっき処理が施される。こうして、表面にめっき層を有する冷延鋼板が得られる。めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、ならびに、電気亜鉛めっき処理が挙げられる。溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を行なう場合、冷延鋼板の表面には、合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。各種めっき処理の条件も、特に限定されず、常法に従えばよい。
めっき処理後、調質圧延を行なってもよい。調質圧延の圧延率は、例えば、０．５〜１．５％程度である。
本発明の熱延鋼板に対して施される処理については、特に限定されず、例えば、以下に示すような従来公知の処理を施すことができる。各種処理の条件は、特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、本発明の熱延鋼板に、冷間圧延を施して冷延鋼板を得る。冷間圧延の前に、表面に生成したスケールを除去するため、酸洗を行なってもよい。冷間圧延の圧下率は、自動車用外板を製造する際には、例えば５０〜９０％程度である。
次いで、得られた冷延鋼板は、圧延油の脱脂や汚れを除くために洗浄された後、焼鈍（再結晶焼鈍）される。焼鈍温度は、例えば、７００℃以上Ａｃ３変態点以下が好ましい。
焼鈍後の冷延鋼板に対して、めっき処理が施される。こうして、表面にめっき層を有する冷延鋼板が得られる。めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、ならびに、電気亜鉛めっき処理が挙げられる。溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を行なう場合、冷延鋼板の表面には、合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。各種めっき処理の条件も、特に限定されず、常法に従えばよい。
めっき処理後、調質圧延を行なってもよい。調質圧延の圧延率は、例えば、０．５〜１．５％程度である。
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。
〈製造〉
下記表１または表２に示す鋼組成を有する溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造することにより、スラブを得た。次いで、得られたスラブを、下記表３または表４に示す条件で、加熱保持し、板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、巻き取りを行ない、熱延鋼板を得た。
下記表１または表２に示す鋼組成を有する溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造することにより、スラブを得た。次いで、得られたスラブを、下記表３または表４に示す条件で、加熱保持し、板厚３．５ｍｍまで熱間圧延し、巻き取りを行ない、熱延鋼板を得た。
次に、得られた熱延鋼板を、塩酸を用いて酸洗し、８０％の圧下率で冷間圧延した後、８４０℃の焼鈍温度で焼鈍し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に、更に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。溶融亜鉛めっき処理では、冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃、浴組成：Ｚｎ−０．１４質量％Ａｌ）に浸漬し、めっき層の付着量が片面あたり４５ｇ／ｍ２となるように調整した。合金化処理の合金化温度は、５２０℃とした。
〈熱延鋼板のミクロ組織〉
得られた酸洗後の熱延鋼板について、表層１０μｍ以内に含まれる析出物の組成分析を行なった。具体的には、まず、酸洗後の熱延鋼板を、１０ｍｍ×１０ｍｍ×板厚に切断し、試験片を得た。試験片の片側表面を５μｍ研磨した後、１０％ＡＡ系電解液（１０体積％のアセチルアセトン−１質量％の塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）を用いて、研磨表面を更に電解研磨し、析出物を遊離させた。遊離した析出物を、Ｃ蒸着膜に転写してレプリカ試料とした。レプリカ試料を、Ｎｉ製のメッシュに乗せ、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）観察用の試料ホルダーに設置し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の試料室にセットし、ＳＥＭで析出物の組成分析を行なった。より詳細には、支持膜であるＣ蒸着膜とは異なるコントラストを析出物とし、空間的に連続した粒子全体に電子線を照射し、ＥＤＳにより元素分析を行なった。電子線の加速電圧は１５ｋＶとし、１粒子あたり５秒間、電子線を照射して、Ｘ線スペクトルを記録した。Ｘ線の強度をもとに、元素を定量した。
得られた酸洗後の熱延鋼板について、表層１０μｍ以内に含まれる析出物の組成分析を行なった。具体的には、まず、酸洗後の熱延鋼板を、１０ｍｍ×１０ｍｍ×板厚に切断し、試験片を得た。試験片の片側表面を５μｍ研磨した後、１０％ＡＡ系電解液（１０体積％のアセチルアセトン−１質量％の塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）を用いて、研磨表面を更に電解研磨し、析出物を遊離させた。遊離した析出物を、Ｃ蒸着膜に転写してレプリカ試料とした。レプリカ試料を、Ｎｉ製のメッシュに乗せ、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）観察用の試料ホルダーに設置し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の試料室にセットし、ＳＥＭで析出物の組成分析を行なった。より詳細には、支持膜であるＣ蒸着膜とは異なるコントラストを析出物とし、空間的に連続した粒子全体に電子線を照射し、ＥＤＳにより元素分析を行なった。電子線の加速電圧は１５ｋＶとし、１粒子あたり５秒間、電子線を照射して、Ｘ線スペクトルを記録した。Ｘ線の強度をもとに、元素を定量した。
上述した式（１）および（２）を満たす析出物ａをＴｉＳであると判定した。
ＴｉＳであると判定される析出物ａの分析数が１０００個以上になるまで、異なる粒子を測定し、Ｘ線スペクトルを記録した。１０００個以上のＴｉＳ粒子（析出物ａ）について、Ｘ線スペクトルを積算し、ＳＮ比の良いＴｉＳ合計スペクトルを得た。積算した理由は、１スペクトルあたり５秒間の分析では、スペクトルのＳＮ比が悪く、微量Ｃｕの存在の確認および定量ができないためである。ＴｉＳ合計スペクトルに対して、ＴｉおよびＣｕの定量分析を行ない、析出物ａについて、［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）の値（単位：％）を求めた。結果を下記表３または表４に示す。
ＴｉＳであると判定される析出物ａの分析数が１０００個以上になるまで、異なる粒子を測定し、Ｘ線スペクトルを記録した。１０００個以上のＴｉＳ粒子（析出物ａ）について、Ｘ線スペクトルを積算し、ＳＮ比の良いＴｉＳ合計スペクトルを得た。積算した理由は、１スペクトルあたり５秒間の分析では、スペクトルのＳＮ比が悪く、微量Ｃｕの存在の確認および定量ができないためである。ＴｉＳ合計スペクトルに対して、ＴｉおよびＣｕの定量分析を行ない、析出物ａについて、［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）の値（単位：％）を求めた。結果を下記表３または表４に示す。
同様に、上述した式（４）および（５）を満たす析出物ｂの分析数が１０００個以上になるまで、異なる粒子を測定し、Ｘ線スペクトルを記録した。Ｘ線スペクトルを積算して得られた合計スペクトルに対して、ＳおよびＭｎの定量分析を行ない、析出物ｂについて、［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）の値（単位：％）を求めた。結果を下記表３または表４に示す。
〈外観〉
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向３０ｍｍ、圧延直角方向１００ｍｍの試験板を切り出した。切り出した試験板に対して、圧延直角方向に１０％引張加工を加えた。引張加工後の試験板の表面を、８００番の砥石で圧延直角方向（引張方向と平行な方向）に砥石掛けし、圧延方向に沿った筋状欠陥の有無を目視で確認した。筋状欠陥が生じていた場合には「×」を、筋状欠陥が生じていなかった場合には「○」を下記表３または表４に記載した。「○」であれば外観に優れるものとして評価できる。
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板から、圧延方向３０ｍｍ、圧延直角方向１００ｍｍの試験板を切り出した。切り出した試験板に対して、圧延直角方向に１０％引張加工を加えた。引張加工後の試験板の表面を、８００番の砥石で圧延直角方向（引張方向と平行な方向）に砥石掛けし、圧延方向に沿った筋状欠陥の有無を目視で確認した。筋状欠陥が生じていた場合には「×」を、筋状欠陥が生じていなかった場合には「○」を下記表３または表４に記載した。「○」であれば外観に優れるものとして評価できる。
上記表１〜表４中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
上記表１〜表４に示す結果から明らかなように、発明例の熱延鋼板を用いた場合は、外観が優れていた。
これに対して、鋼組成が本発明の範囲外である、上述した式（１）および（２）を満たす析出物ａが上述した式（３）を満たさない、および／または、上述した式（４）および（５）を満たす析出物ｂが上述した式（６）を満たさない比較例の熱延鋼板を用いた場合は、外観が不十分であった。
これに対して、鋼組成が本発明の範囲外である、上述した式（１）および（２）を満たす析出物ａが上述した式（３）を満たさない、および／または、上述した式（４）および（５）を満たす析出物ｂが上述した式（６）を満たさない比較例の熱延鋼板を用いた場合は、外観が不十分であった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以上０．１００％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、
Ｎ：０．００５％以下、および、
Ｃｕ：０．００５％超０．１００％以下、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｔｉ＊＝（Ｔｉ％）−（２４／７）×（Ｎ％）−（３／２）×（Ｓ％）−４×（Ｃ％）で定義されるＴｉ＊が、０＜Ｔｉ＊＜０．０２００を満たし、かつ、
｛（１／１２）×（Ｃ％）｝／｛（１／３２）×（Ｓ％）｝＜１．００を満たす鋼組成を有し、
ただし、（Ｔｉ％）、（Ｎ％）、（Ｓ％）および（Ｃ％）は、それぞれ、前記鋼組成におけるＴｉ、Ｎ、ＳおよびＣの含有量を表し、
表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（１）および（２）を満たす析出物ａが、下記式（３）を満たし、
（１）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（２）［Ｔｉ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（３）１％≦［Ｃｕ］／（［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］）≦５％
更に、表層１０μｍ以内に含まれ、かつ、下記式（４）および（５）を満たす析出物ｂが、下記式（６）を満たす、熱延鋼板。
（４）［Ｓ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）≧２０％
（５）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｔｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］）＞０％
（６）［Ｍｎ］／（［Ｓ］＋［Ｍｎ］）≦２０％
ただし、［Ｓ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｕ］は、それぞれ、前記析出物ａおよび前記析出物ｂにおけるＳ、Ｔｉ、ＭｎおよびＣｕの原子数を表す。 - 前記鋼組成が、更に、
Ｎｂ：０．００１％以上０．０１０％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．００１５％以下、および、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、
からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の熱延鋼板。 - Ｃｕ：０．０３０％超０．１００％以下、
であって、かつ、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０３０％以下、
である、請求項２に記載の熱延鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼組成を有するスラブを、１２００℃以上１３００℃以下の加熱温度で４時間以上保持してから、Ａｒ３点以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、その後、６８０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取り、請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板を得る、熱延鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018195545 | 2018-10-17 | ||
| JP2018195545 | 2018-10-17 | ||
| PCT/JP2019/033020 WO2020079956A1 (ja) | 2018-10-17 | 2019-08-23 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP6687174B1 true JP6687174B1 (ja) | 2020-04-22 |
| JPWO2020079956A1 JPWO2020079956A1 (ja) | 2021-02-15 |
Family
ID=70284554
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019565953A Active JP6687174B1 (ja) | 2018-10-17 | 2019-08-23 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6687174B1 (ja) |
| WO (1) | WO2020079956A1 (ja) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010095753A (ja) * | 2008-10-15 | 2010-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011231373A (ja) * | 2010-04-28 | 2011-11-17 | Jfe Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011236469A (ja) * | 2010-05-11 | 2011-11-24 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012012672A (ja) * | 2010-07-01 | 2012-01-19 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板 |
| WO2017212906A1 (ja) * | 2016-06-10 | 2017-12-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 燃料電池のセパレータ用ステンレス鋼板およびその製造方法 |
-
2019
- 2019-08-23 WO PCT/JP2019/033020 patent/WO2020079956A1/ja active Application Filing
- 2019-08-23 JP JP2019565953A patent/JP6687174B1/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010095753A (ja) * | 2008-10-15 | 2010-04-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011231373A (ja) * | 2010-04-28 | 2011-11-17 | Jfe Steel Corp | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2011236469A (ja) * | 2010-05-11 | 2011-11-24 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2012012672A (ja) * | 2010-07-01 | 2012-01-19 | Jfe Steel Corp | 冷延鋼板 |
| WO2017212906A1 (ja) * | 2016-06-10 | 2017-12-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 燃料電池のセパレータ用ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2020079956A1 (ja) | 2021-02-15 |
| WO2020079956A1 (ja) | 2020-04-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9970092B2 (en) | Galvanized steel sheet and method of manufacturing the same | |
| JP6123957B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| EP3950975A1 (en) | Steel sheet | |
| JP6311843B2 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| JP5446430B2 (ja) | 冷延鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
| JP6111522B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP5892147B2 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2017090236A1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板用冷延鋼板の製造方法、および高強度溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| WO2018143318A1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2018088421A1 (ja) | 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法 | |
| JP2013133499A (ja) | 曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5906753B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP5391607B2 (ja) | 外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| EP2993247B1 (en) | Galvanized steel sheet and production method therefor | |
| EP3617336A1 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP6131872B2 (ja) | 高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP6119628B2 (ja) | 比例限が高く、曲げ加工性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP6744003B1 (ja) | 鋼板 | |
| JP5655363B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2021079753A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2017131052A1 (ja) | 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013104114A (ja) | 曲げ加工性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6687174B1 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN114761596B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP4957829B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20191128 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20191128 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20191224 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200114 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200212 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200303 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200316 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6687174 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |