(57)【要約】【課題】スケール密着性に優れた熱延鋼板を提供する。【解決手段】本発明のスケール密着性に優れた熱延鋼板は、鋼板表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４〜１％、およびＭｎ：０．１〜３％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、前記鋼板と前記スケール層との界面から前記スケール層に向けて０．５μｍまでの領域に存在する空孔の比率が、前記領域に対する比率で０面積％以上３．０面積％以下、且つ、前記界面から前記スケール層に向けて０．５μｍ超の領域に存在する空孔の比率が、前記スケール層に対する比率で１．０〜１６面積％を満足すると共に、前記スケール層に含まれる固溶Ｍｎ量は、０面積％以上３面積％以下である。【選択図】図３
2018012873.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、
前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４〜１％、およびＭｎ：０．１〜３％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
前記鋼板と前記スケール層との界面から前記スケール層に向けて０．５μｍまでの領域に存在する空孔の比率が、前記領域に対する比率で０面積％以上３．０面積％以下、且つ、
前記界面から前記スケール層に向けて０．５μｍ超の領域に存在する空孔の比率が、前記スケール層に対する比率で１．０〜１６面積％を満足すると共に、
前記スケール層に含まれる固溶Ｍｎ量は、０面積％以上３面積％以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】
前記鋼板は、更に質量％で、Ｓｉ：０％超１％以下を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記鋼板は、更に質量％で、Ｎｉ：０％超２％以下、Ｃｕ：０％超２％以下、Ｍｏ：０％超２％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の熱延鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、更に質量％で、Ｃｒ：０％超２％以下、Ｎｂ：０％超１％以下、Ｖ：０％超１％以下、およびＷ：０％超０．３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、更に質量％で、Ａｌ：０％超０．０６％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｃａ：０％超０．０３％以下、Ｍｇ：０％超０．０３％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スケール密着性に優れた熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱延鋼板の製造時には、通常、鋼板表面にスケールが発生するが、鋼板とスケールとの密着性が低いと、加工時にスケールが剥離する場合がある。スケールが剥離すると、外観性状の悪化や歩留の低下等の問題が生じるため、スケール密着性に優れた熱延鋼板の提供が望まれている。
【０００３】
そこで、熱延鋼板のスケール密着性を高めるため、種々の技術が提案されている。例えば、特許文献１には、スケール層の空孔の比率を０．１０〜３．０面積％に制御して、更にスケール組成を５０面積％以上のＦｅ3Ｏ4（マグネタイト）主体とし、不可避的に生成するＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）量を０〜１０面積％とすることによりスケール密着性を向上させる技術が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、平均スケール厚：１０μｍ未満、スケール層の空孔率：５％以下とすることによりスケール密着性を向上させる技術が開示されている。
【０００５】
特許文献３には、スケール層中に含まれるＭｎＦｅ2Ｏ4の比率を０．３体積％以下に制御し、更に（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｏの比率を１．０体積％以下に制御することによりスケール密着性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１２−１６２７７８号公報
【特許文献２】特開２０１４−４６１０号公報
【特許文献３】特開２００４−３４６４１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように熱延鋼板のスケール密着性の向上を目的として、種々の技術が提案されているが、更なる向上が求められている。
【０００８】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、スケール密着性に優れた熱延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決し得た本発明に係るスケール密着性に優れた熱延鋼板は、鋼板表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４〜１％、およびＭｎ：０．１〜３％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、前記鋼板と前記スケール層との界面から前記スケール層に向けて０．５μｍまで（０．５μｍ以内）の領域に存在する空孔の比率が、前記領域に対する比率で０面積％以上３．０面積％以下、且つ、前記界面から前記スケール層に向けて０．５μｍ超の領域に存在する空孔の比率が、前記スケール層に対する比率で１．０〜１６面積％を満足すると共に、前記スケール層に含まれる固溶Ｍｎ量は、０面積％以上３面積％であるところに要旨を有する。
【００１０】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に質量％で、Ｓｉ：０％超１％以下を含有する。
【００１１】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に質量％で、Ｎｉ：０％超２％以下、Ｃｕ：０％超２％以下、Ｍｏ：０％超２％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
【００１２】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に質量％で、Ｃｒ：０％超２％以下、Ｎｂ：０％超１％以下、Ｖ：０％超１％以下、およびＷ：０％超０．３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
【００１３】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は、更に質量％で、Ａｌ：０％超０．０６％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｃａ：０％超０．０３％以下、Ｍｇ：０％超０．０３％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、熱延鋼板表面のスケール層の固溶Ｍｎ量を低減した上で、スケール層の空孔の比率を適切に制御しているため、スケール密着性に優れた熱延鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍまでの領域の空孔の比率と、密着エネルギーとの関係を示すグラフである。
【図２】図２は、鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍ超の領域の空孔の比率と、密着エネルギーとの関係を示すグラフである。
【図３】図３は、スケール層の固溶Ｍｎ量と、密着エネルギーとの関係を示すグラフである。
【図４】図４（ａ）、（ｂ）は、仕上げ圧延機内の酸素分圧によってスケール層が変化する様子を示す概略説明図である。
【図５】図５は、鋼板とスケール層との界面からの、空孔の存在位置（界面からの距離）を示す概略説明図である。
【図６】図６（ａ）、（ｂ）は、スケール層における固溶Ｍｎ量の測定箇所を示す画像である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らはスケール密着性に優れた熱延鋼板を得るため、スケール層に存在する空孔（ボイド）の位置に着目して検討を行なった。その結果、空孔がスケール層と鋼板との界面（以下、単に界面と呼ぶ場合がある。）に存在するとスケール剥離が生じやすくなるので、スケール層の空孔は出来るだけ界面近傍（本発明では界面からスケール層に向けて０．５μｍ以下の領域）に存在しない方が良いことが判明した（後記する図１を参照）。一方、空孔が界面近傍からスケール層側（厳密には上記界面近傍を除く、スケール層表面および内部の領域であり、本発明では界面からスケール層に向けて０．５μｍ超の領域）に存在する場合、スケール層表面および内部の領域に存在する空孔量を適切な範囲に制御することでスケール密着性が向上することも判明した（後記する図２を参照）。
【００１７】
更に本発明者らの検討結果によれば、スケール密着性の向上にはスケール層中の固溶Ｍｎ量も大きく関与しており、スケール層中にＭｎが固溶しているとスケールの密着性が低下することが判明した（後記する図３を参照）。
【００１８】
すなわち、スケール密着性を向上させるためには、スケール層に存在する空孔の存在位置およびその含有量、並びにスケール層の固溶Ｍｎが大きく影響しており、これらを全て適切に制御しないと所望とするスケール密着性の向上は得られないことが明らかになった。
【００１９】
また、このような熱延鋼板を得るためには、粗圧延出側と仕上げ圧延機内における酸素分圧、および仕上げ圧延後の冷却時間を適切に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。
【００２０】
以下では、鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍまでの領域を「界面近傍」と呼び、鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍ超の領域を「スケール層表面および内部」と呼び、両者を区別する場合がある。空孔が存在する上記領域の測定方法は、実施例の欄で詳述する。
【００２１】
また、「界面近傍の空孔の比率」とは、界面近傍のスケール層中に存在する空孔量を１００％としたときの、空孔の比率（面積率）を意味する。これに対し、「スケール層表面および内部の空孔の比率」とは、スケール層全体に占める、スケール層表面および内部に存在する空孔の比率（面積率）を意味する。よって、両者は、その基準が相違する。以下に詳述するとおり、同じ空孔であっても、その存在位置によってスケール密着性に及ぼす影響（役割）は相違しており、「界面近傍」に存在する空孔はスケール密着性に悪影響を及ぼすのに対し、「スケール層表面および内部」に存在する空孔は、その含有量が適切であればスケール密着性向上に有用である。
【００２２】
ここで、界面から０．５μｍの位置に着目して、これを基準とした理由は、空孔の最大サイズは円相当直径で１μｍ程度であり、このような大きな空孔の中心が上記０．５μｍの位置に存在すれば、空孔の下部が界面に達して存在することになり、界面との密着力が弱くなるためである。
【００２３】
以下、図１〜３を参照しながら、本発明を特徴付けるスケール層の空孔（存在位置、および各存在位置における含有量）または固溶Ｍｎと、スケール密着性との関係を説明する。図１〜３は、後記する実施例の一部の結果をプロットしたものであり、スケール密着性の指標として密着エネルギーを用いた。密着エネルギーが大きい程、スケール密着性に優れることを意味する。
【００２４】
まず、図１、２に基づき、スケール層の空孔（存在位置および含有量）とスケール密着性との関係を説明する。これらのうち図１は、表１の鋼種Ｃを用いた実施例のＮｏ．１３〜１８（固溶Ｍｎ量は０．６〜０．８面積％と略一定）における、界面近傍の空孔の比率（０．４〜５．５面積％）と密着エネルギーとの関係を示したものである。上記図に示すように、界面近傍の空孔の比率が少ない程、密着エネルギーは大きくなってスケール密着性が向上することが分かる。
【００２５】
図２は、表１の鋼種Ｂを用いた実施例のＮｏ．６〜１２（固溶Ｍｎ量は２．０〜２．２面積％と略一定）における、スケール層表面および内部の空孔の比率（０．８〜１７面積％）と密着エネルギーとの関係を示したものである。上記図に示すように、スケール層表面および内部の空孔の比率と密着エネルギーは山型曲線の関係にあり、上記空孔の比率が多くなるにつれて密着エネルギーは大きくなリ、空孔の比率≒約１１面積％で密着エネルギーは最大となるが、それを境にして、逆に密着エネルギーは著しく小さくなることが分かる。
【００２６】
上記図１、図２の結果より、良好なスケール密着性を確保する（後記する実施例では密着エネルギーが５Ｊ／ｍ2以上）ためには、界面近傍の空孔の比率を３．０面積％以下に低減したうえで、スケール層表面および内部の空孔の比率を１．０〜１６面積％の範囲内に制御することが有効であることが分かる。
【００２７】
次に、図３に基づき、スケール層の固溶Ｍｎ量とスケール密着性との関係を説明する。図３は、表１の鋼種Ａを用いた実施例のＮｏ．１〜５（界面近傍の空孔の比率は０．４〜０．５面積％と略一定であり、スケール層界面および表面の空孔の比率は８．０〜１０．０面積％と略一定）における、スケール層の固溶Ｍｎ量（０．８〜４．２面積％）と密着エネルギーとの関係を示したものである。上記図に示すように、スケール層の各位置に存在する空孔の量が略同じ場合、スケール層の固溶Ｍｎ量が少なくなる程、密着エネルギーは大きくなってスケール密着性は向上することが分かる。
【００２８】
よって、これらの結果から、良好なスケール密着性を確保するためには、スケール層に存在する空孔の位置および量を適切に制御するだけでなく、スケール層の固溶Ｍｎ量も適切に制御することが必要であることが分かる。
【００２９】
このように本発明は、スケール密着性に優れた熱延鋼板を得るための、スケール層の固溶Ｍｎ量と空孔の比率との関係を明らかにした点に技術的意義を有する発明である。本発明者らの検討結果によれば、スケール密着性の向上には、スケール層の固溶Ｍｎ量と空孔の比率が大きく影響しており、固溶Ｍｎ量が一定範囲に制御されている場合、意外にも、スケール密着性とスケール層表面および内部の空孔の比率とは図２に示すように空孔の比率≒約１１面積％をピークとする山型曲線の関係にあることが明らかになった。
【００３０】
上記の結果は、従来の認識と全く異なるものである。例えば前述した特許文献１の図１には、スケール層厚さが６μｍ（一定）の場合における、剥離スケール面積率とスケール層中の空孔の比率との関係が示されており、剥離スケール面積率が小さい程、スケール密着性が高いことを意味する。図１によれば、剥離スケール面積率とスケール層中の空孔の比率とは、スケール層中の空孔の比率≒約１面積％をピークとする谷型曲線の関係にあり、特許文献１では、所望とするスケール密着性を確保するためにスケール層中の空孔の比率を０．１０〜３．０面積％（好ましくは０．５〜１．５面積％）に制御すると記載されている。同様に、特許文献２においても、スケール層を薄くすると共にスケール層中の空孔を少なくすることがスケール密着性の向上に有用であることが記載されている。すなわち、これらの特許文献１、２は、程度の差こそあれ、スケール層中の空孔の比率を出来るだけ少なくしてスケール密着性を向上させる技術である（特許文献１ではスケール層中の空孔の比率を３面積％以下、特許文献２では５％以下）点で、固溶Ｍｎ量が所定範囲に制御されている場合には、スケール層の０．５μｍ超の領域の空孔の比率を１６面積％まで高めても優れたスケール密着性が得られることを開示する本発明とは、スケール密着性向上の設計指針が全く相違するといえる。
【００３１】
以下、スケール層の空孔（位置および量）、およびスケール層の固溶Ｍｎ量について、詳細に説明する。
【００３２】
［鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍまでの領域（界面近傍）の空孔の比率が、界面近傍の領域に対する比率で０面積％以上３．０面積％以下］
前述した図１に示すように、界面近傍に存在する空孔は、スケール層の剥離を招く。そのため、本発明では、上記界面近傍に存在する空孔の比率（空孔の比率）を、上記界面近傍に対して３．０面積％以下とする。上記空孔の比率は少ない程良く、好ましくは１面積％以下、より好ましくは０．５面積％以下、最も好ましくは０面積％である。
【００３３】
[鋼板とスケール層との界面からスケール層に向けて０．５μｍ超の領域（スケール層表面および内部）の空孔の比率が、スケール層に対する比率で１．０〜１６面積％]
前述した図２に示すように、スケール密着性は、スケール層表面および内部に適切な空孔を含む場合に向上する。その理由は詳細には不明であるが、上記領域に存在する空孔は、スケール中の内部応力を緩和するため、所定量であればスケール密着性の向上に寄与するが、過剰に存在すると、スケールを脆化させてしまうため、逆にスケール密着性が低下すると推察される。具体的には、スケール層に占める、上記領域の空孔の比率は、スケール層全体に対して１．０面積％以上、１６面積％以下であり、好ましくは３面積％以上、１５面積％以下；より好ましくは５面積％以上、１４面積％以下である。
【００３４】
［スケール層の固溶Ｍｎ量：０面積％以上３面積％以下］
前述した図３に示すとおり、スケール層に含まれる固溶Ｍｎ量もスケール密着性と密接に関係しており、スケール層の固溶Ｍｎ量が多くなると、スケール密着性が低下する。その理由は詳細には不明であるが、例えば、固溶Ｍｎの増加によりスケールのヤング率が増大して変形しにくくなり、剥離しやすくなるためと推察される。そのため、本発明では、スケール層の固溶Ｍｎ量を３面積％以下とする。上記固溶Ｍｎ量は少ない程良く、好ましくは２．０面積％以下、より好ましくは１．０面積％以下、最も好ましくは０面積％である。
【００３５】
本発明におけるスケール層の構造は上記要件を満足する点に特徴があり、上記以外は特に限定されない。例えば、スケール層の厚さは、一般的な熱間圧延で生成するスケール層の厚さ（おおむね、１〜２０μｍ程度）を有し得る。但し、本発明では上記のように界面から０．５μｍまでの領域内・領域外に存在する空孔の比率を制御していることから、スケール層の厚さは、例えば３〜１５μｍであることが好ましく、５〜１２μｍであることがより好ましい。
【００３６】
次に、鋼中成分について説明する。
【００３７】
Ｃ：０．０４〜１％
Ｃは、鋼板の強度を高めるために必要な元素である。そのためにＣ量は０．０４％以上、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃ量が１％を超えると冷間加工性が低下する。そのためにＣ量は１％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．４％以下である。
【００３８】
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、鋼板の強度と靭性を確保するために重要な元素である。そのためにＭｎ量は０．１％以上、好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ量が多くなり過ぎると延性が低下する。そのためにＭｎ量は３％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３９】
本発明に用いられる鋼中元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等が挙げられる。
【００４０】
Ｐ：０％超０．０５％以下
Ｐは鋼中に不可避的に含有される元素であり、微量のＰはセメンタイトの析出を遅延して変態を抑制するが、過剰量のＰは延性とめっき密着性を低下させる。そのためＰ量は、好ましくは０．０５％以下である。なお、Ｐ量を０％にすることは工業生産上不可能である。
【００４１】
Ｓ：０％超０．０２％以下
Ｓは鋼中に不可避的に含有される元素であり、硫化物系介在物であるＭｎＳを形成し、ＭｎＳが熱間圧延時に偏析することにより、鋼板を脆化させる。そのためにＳ量は、好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｓ量を０％にすることは工業生産上不可能である。
【００４２】
Ｎ：０％超０．０１％以下
Ｎは鋼中に不可避的に含有される元素であり、粗大な窒化物を形成して、曲げ性や穴拡げ性を低下させると共に、溶接時のブローホールの原因となる。そのためにＮ量は、好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｎ量を０％にすることは工業生産上不可能である。
【００４３】
更に本発明では、以下の選択成分を含有しても良い。
【００４４】
Ｓｉ：０％超１％以下
Ｓｉは、鋼板の強度を発揮しつつ、延性や加工性を確保するために有効な元素である。そのためにＳｉ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉ量が多くなり過ぎると延性が低下する。そのためにＳｉ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．７５％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
【００４５】
Ｎｉ：０％超２％以下、Ｃｕ：０％超２％以下、Ｍｏ：０％超２％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの元素は、焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。
【００４６】
Ｎｉ：０％超２％以下
Ｎｉは、上記のとおり焼入れ性向上元素であり、詳細には、連続焼鈍ライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ａｎｎｅａｌｉｎｇ  Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）における冷却時のマルテンサイト比率の増大作用とマルテンサイトのラス構造微細化作用を通じて、次工程の連続溶融亜鉛めっきライン（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ  Ｌｉｎｅ、ＣＧＬ）における２相域再加熱−冷却処理時の焼入れ性を良好にする。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｎｉ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ｎｉ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
【００４７】
Ｃｕ：０％超２％以下
ＣｕもＮｉと同様、焼入れ性向上元素であり、Ｎｉと同様の作用により、各種成形加工性を向上する元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｃｕは高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ｃｕ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
【００４８】
Ｍｏ：０％超２％以下
Ｍｏも焼入れ性向上元素であり、Ｎｉと同様の作用により、各種成形加工性を向上する元素である。更にＭｏは、めっき性を損ねることなく、Ｍｏの固溶強化により強度向上に寄与する元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｏは高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ｍｏ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
【００４９】
Ｂ：０％超０．０１％以下
Ｂも焼入れ性向上元素であり、上記作用を有効に発揮させるため、Ｂ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ量が過剰になるとめっき性が低下する。そのため、Ｂ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
【００５０】
Ｃｒ：０％超２％以下、Ｎｂ：０％超１％以下、Ｖ：０％超１％以下、およびＷ：０％超０．３％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの元素は、鋼板の強度向上に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。
【００５１】
Ｃｒ：０％超２％以下
上記強度向上効果を有効に発揮させるためにＣｒ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると延性が低下する。そのためにＣｒ量は、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。
【００５２】
Ｎｂ：０％超１％以下
Ｎｂは、微量添加により微細組織を生成して、靭性を損わずに高強度化に有効な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると炭化物が生成し、マルテンサイトの減少またはその析出強化によって、強度と加工性のバランスが低下する。そのためにＮｂ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００５３】
Ｖ：０％超１％以下
ＶもＮｂと同様、炭化物生成元素であり、鋼板の強度向上に寄与する元素である。上記作用を有効に発揮させるため、Ｖ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ量が過剰になるとコストが高くなるだけでなく、降伏点（降伏比）を上昇させて加工性を低下させる。そのためにＶ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００５４】
Ｗ：０％超０．３％以下
Ｗは、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移強化によって鋼板の強度を向上する元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｗ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｗ量が過剰になると炭窒化物が過剰に析出し、成形性の低下を招く。そのためにＷ量は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００５５】
Ａｌ：０％超０．０６％以下、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｃａ：０％超０．０３％以下、Ｍｇ：０％超０．０３％以下、およびＲＥＭ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの元素は、脱酸に有効な元素である。これらの元素は単独で添加しても良いし、二種以上を併用しても良い。
【００５６】
Ａｌ：０％超０．０６％以下
Ａｌは上記脱酸作用の他、焼ならし加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止して機械特性の向上に有効な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ａｌ量が多くなり過ぎると上記効果が飽和し、結晶粒が不安定になる。そのためにＡｌ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００５７】
Ｔｉ：０％超０．１％以下
上記脱酸作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｔｉ量が０．１％を超えると靭性が低下する。そのためにＴｉ量は、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
【００５８】
Ｃａ：０％超０．０３％以下
上記脱酸作用を有効に発揮させるため、Ｃａ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｃａ量が過剰になると成形性が低下する。そのため、Ｃａ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。
【００５９】
Ｍｇ：０％超０．０３％以下
上記脱酸作用を有効に発揮させるため、Ｍｇ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｍｇ量が過剰になると成形性が低下する。そのため、Ｍｇ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。
【００６０】
ＲＥＭ：０％超０．０３％以下
上記脱酸作用を有効に発揮させるため、ＲＥＭ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。一方、ＲＥＭ量が過剰になると成形性が低下する。そのためにＲＥＭ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくは、ＬａおよびＣｅのうち少なくとも１種を含有するのがよい。
【００６１】
本発明に係る熱延鋼板の厚さは、特に限定されず、おおむね０．５〜６ｍｍ程度であることが好ましい。
【００６２】
次に、本発明の熱延鋼板を製造する方法について説明する。本発明では、特に所望とするスケール層の空孔の比率（位置および量）および固溶Ｍｎ量得られるように、粗圧延出側と仕上げ圧延機内における酸素分圧、および仕上げ圧延後の冷却時間に留意して製造すれば良く、それ以外の工程は、公知の製造条件を採用できる。以下、工程順に説明する。
【００６３】
まず、連続鋳造や造塊法によって溶製された上記成分の鋼スラブを加熱炉で加熱する。スラブの加熱温度は、好ましくは１０００〜１３００℃である。加熱温度が１０００℃を下回ると変形抵抗が高くなる。より好ましくは１０５０℃以上である。一方、１３００℃を超えると、スケール量が多くなり過ぎる。より好ましくは１２５０℃以下である。
【００６４】
上記加熱により生成した１次スケールは、例えば、高圧水デスケーリング、メカニカルデスケーリング、ブラスト等のデスケーラーで除去する。
【００６５】
次に、粗圧延を行なう。粗圧延の加熱温度は、好ましくは９００〜１２００℃である。加熱温度が９００℃を下回ると圧延能力が低くなる。より好ましくは９５０℃以上である。一方、加熱温度が１２００℃を超えるとスケール層が厚くなる。より好ましくは１１５０℃以下である。
【００６６】
本発明では、粗圧延出側において酸素分圧が０．２１ａｔｍ以上となるように雰囲気制御を行なうことが重要である。このような酸素富化によってＭｎの内部酸化が促進されることで、鋼中に固溶するＭｎ量を減らして、後に生成されるスケール層に固溶するＭｎ量（スケール層の固溶Ｍｎ量）を所定量に低減できる。具体的には、例えば、粗圧延機の出側をカバーで覆い、酸素ガスをカバー内に導入することにより酸素分圧を制御することができる。上記酸素分圧は、好ましくは０．３０ａｔｍ以上、より好ましくは０．５０ａｔｍ以上である。一方、酸素分圧が大きくなり過ぎると効果が飽和する。そのため、酸素分圧は、好ましくは０．７０ａｔｍ以下、より好ましくは０．６０ａｔｍ以下である。
【００６７】
粗圧延により生成した２次スケールは、１次スケールと同様に除去する。
【００６８】
次に、仕上げ圧延機で仕上げ圧延を行なう。仕上げ圧延温度は、好ましくは９００〜１１００℃である。仕上げ圧延温度が９００℃を下回ると圧延能力が低下する。より好ましくは９５０℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えるとスケール層が厚くなる。より好ましくは１０５０℃以下である。
【００６９】
本発明では、仕上げ圧延機内の酸素分圧を０．３０ａｔｍ以上、０．８０ａｔｍ以下とすることが重要であり、これにより、スケール層表面および内部の空孔の比率を所定範囲に制御することができる。具体的には、仕上げ圧延機内に酸素ガスを導入するなどして酸素分圧を制御することができる。仕上げ圧延機内の酸素分圧が０．３０ａｔｍ未満であると、酸素の供給量が少なくなり、スケール層表面および内部の空孔の比率が少なくなる。上記酸素分圧は、好ましくは０．３５ａｔｍ以上、より好ましくは０．４０ａｔｍ以上である。
【００７０】
一方、上記酸素分圧が大きくなり過ぎると、スケール層表面および内部の空孔の比率が多くなりすぎて、スケール層の剥離が生じやすくなる。また、界面近傍の空孔の比率も高くなる傾向にある。そのために酸素分圧を０．８０ａｔｍ以下とする。上記酸素分圧は、好ましくは０．７０ａｔｍ以下、より好ましくは０．６０ａｔｍ以下である。
【００７１】
なお、上記酸素分圧を制御するために外部から酸素ガスを供給すると、図４（ａ）に示すように、スケール層２にはＦｅＯ（ウスタイト）２ｂとＦｅ3Ｏ4（マグネタイト）２ａが形成される。ＦｅＯ２ｂとＦｅ3Ｏ4２ａとの界面６では、酸素ポテンシャル勾配が大きく変化するため、空孔４が形成され易い。外部からの酸素ガス供給量が多くなって仕上げ圧延機内の酸素分圧が大きくなり過ぎると、Ｆｅ3Ｏ4２ａの生成量が多くなりＦｅＯ２ｂの生成量が少なくなる。そのため、図４（ｂ）に示すように、空孔が出来やすいＦｅＯ２ｂとＦｅ3Ｏ4２ａとの界面６は、図４（ａ）に比べて、鋼板１とスケール層２との界面３に近づく。その結果、スケール層の剥離が生じやすくなると推察される。
【００７２】
仕上げ圧延の後、冷却する。本発明では、９００℃から７００℃までの冷却時間を２０秒以下とすることが重要であり、これにより、フェライト脱炭を抑制し、界面近傍の空孔の比率を所定範囲に低減できる。本発明では、上記冷却時間の開始温度を９００℃とすることが重要であり、例えば、仕上げ圧延温度が例えば１０００℃の場合、冷却して９００℃の温度に達してから７００℃までの冷却時間を２０秒以下にする。上記冷却時間は、好ましくは１５秒以下、より好ましくは１０秒以下である。一方、上記冷却の下限は特に限定されないが、スケールに溜まる熱応力などを考慮すると、好ましくは５秒以上、より好ましくは８秒以上である。
【００７３】
７００℃まで冷却した後の冷却方法は特に限定されないが、例えば、６００〜４００℃まで水冷して、その後、コイル巻取りを行うことが好ましい。巻取り温度は、好ましくは５００〜６００℃である。巻取り温度が５００℃を下回ると巻取り時にスケールが剥離しやすくなる。より好ましくは５２０℃以上である。一方、巻取り温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５８０℃以下である。
【００７４】
このようにして得られる本発明の熱延鋼板は、そのままか、または必要に応じて冷間圧延、焼鈍、表面処理等が施されて、様々な製品の素材として好適に用いられる。上記製品として、例えば、自動車用部品、船舶用パネル材、建材、家電製品の外板材等が挙げられる。
【実施例】
【００７５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００７６】
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造によってスラブとした後、これを加熱炉内で、１２００℃で加熱し、生成した１次スケールを除去した。次に、１１００℃の加熱温度で粗圧延を行い、粗圧延出側における酸素分圧を表２に示すように制御し、生成した２次スケールを除去した。次いで、仕上げ圧延機内の酸素分圧を表２に示すように制御し、１０００℃の温度で仕上げ圧延した後、９００℃から７００℃までを、表２に示す冷却時間で冷却した。その後、６００℃まで水冷して、巻取り温度５５０℃でコイル巻取りを行って、板厚２ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、本実施例ではＲＥＭとしてＹを用いた。
【００７７】
【表１】
2018012873.tif 000003
【００７８】
このようにして得られた各熱延鋼板を用い、以下の項目を測定した。
【００７９】
（スケール層の空孔の比率）
スケール層に存在する空孔の比率は、走査型電子顕微鏡による反射電子像を画像処理することによって測定した。まず、上記熱延鋼板のコイルの先端から長さ方向に１０ｍ離れた位置（ＴＯＰ１０ｍセンター位置）で、幅方向の中心部分から２０ｍｍ×２０ｍｍサイズの試験片を採取した。次いで、試験片をエポキシ樹脂に埋め込んだ後、板厚方向断面を研磨した後、日本電子社製の走査型電子顕微鏡ＪＳＭ−７００１Ｆ（倍率：５０００倍）を用い、加速電圧１５ｋＶでスケール層を観察した。上記方法によれば、スケール層はコントラストが灰色、鋼板は白色、樹脂埋め部は黒色として観察されるため、スケール層は鋼板などと明瞭に区別される。
【００８０】
次いで、上記観察によって得られた反射電子像を、画像解析ソフトｉｍａｇｅＪを用いて画像処理して、コントラストの違いから、スケール層に存在する空孔を同定した。上記方法によれば、空孔は黒色として明瞭に観察される。本発明では、上記方法によって観察される空孔の直径（円相当直径）が０．０５μｍ以上のものを測定対象とした。上記直径よりも小さい空孔は、測定誤差を招き易いため、測定対象から除外した。
【００８１】
そして、図５に示すように、鋼板１とスケール層２との界面３から空孔４の下部４ａまでの板厚方向の最短距離５を求めた。図５には、様々な形状の空孔４を示しているが、いずれの場合も空孔４の下部４ａは、板厚方向に向かって界面３に最も近い部分である。上記最短距離が０．５μｍ超の領域に存在する空孔をスケール層の表面および内部の空孔とし、上記最短距離が０．５μｍ以内の領域に存在する空孔を界面近傍の空孔とした。そして、界面近傍の領域に存在する界面近傍の空孔の比率（界面近傍に占める面積比率）およびスケール層の表面および内部の領域に存在する空孔の比率（スケール層全体に占める面積比率）を算出した。上記測定は、合計５視野について行い、それぞれの平均値を算出した。
【００８２】
（スケール層の固溶Ｍｎ量）
上記スケール層の空孔の比率と同様にして、反射電子像の画像処理により、スケール層に含まれる固溶Ｍｎ量を測定した。具体的には、図６（ａ）に示す様に、画像処理した反射電子像において、スケール層はコントラストが灰色として観察されるが、スケール層中で、Ｍｎが固溶している部分は、Ｍｎが固溶していない部分に比べてコントラストが薄くなる。詳細には、図６（ｂ）の太線で示された領域が、コントラストが薄く、Ｍｎが固溶している部分である。そして、最終的に白黒の２値化処理を行い、スケール層の白色部分の面積率を測定した。上記測定は、倍率５０００倍で合計５視野について行い、それぞれの平均値を算出した。
【００８３】
（スケール密着性の評価）
スケール密着性は引張試験により評価した。詳細には、上記熱延鋼板から圧延方向に平行な平行部の長さ９０ｍｍ×平行部の幅１０ｍｍの引張試験片を採取した。次いで、評点間距離：５０ｍｍ、歪み速度：０．２１ｍｍ／分で、インストロン社製の引張試験機によって歪を加え、スケール層が剥離するまでの蓄積した歪エネルギーに基づいて密着エネルギーを計算した。上記蓄積した歪エネルギーが、スケール層と鋼の界面を破壊するために必要なエネルギーを超えたときにスケール層の剥離が生じる。密着エネルギーは、上記歪エネルギーとスケール層の厚さを考慮したものであり、下記式（１）で示される。
Ｇ＝ｕ・ζ  ・・・（１）
式中、
Ｇは、密着エネルギー（Ｊ／ｍ2）
ｕは、スケール層が剥離するまでに蓄積した歪エネルギー（Ｊ／ｍ3）
ζは、スケール層の厚さ（ｍ）を表す。
【００８４】
本実施例では、密着エネルギーが５Ｊ／ｍ2以上のものをスケール密着性に優れると評価した。
【００８５】
これらの結果を表２に示す。
【００８６】
【表２】
2018012873.tif 000004
【００８７】
これらの結果から、次のように考察することができる。
【００８８】
表２のＮｏ．２〜５、７〜１１、１５〜３３は、本発明で規定する成分組成を満足する表１の鋼種Ａ〜Ｒを用いて、本発明で規定する要件を満足する製造条件で製造した例である。これらは、界面近傍の空孔の比率、スケール層表面および界面の空孔の比率、並びにスケール層の固溶Ｍｎ量が全て、本発明の要件を満足するため、スケール密着性に優れている。
【００８９】
これに対して、以下のＮｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。
【００９０】
表２のＮｏ．１は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、粗圧延出側における酸素分圧が低いためにスケール層の固溶Ｍｎ量が多くなり、スケール密着性が低下した。
【００９１】
表２のＮｏ．６は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、仕上げ圧延機内の酸素分圧が低いためにスケール層表面および内部の空孔の比率が低くなり、スケール密着性が低下した。
【００９２】
表２のＮｏ．１２は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、仕上げ圧延機内の酸素分圧が高いためにスケール層表面および内部の空孔の比率が高くなり、スケール密着性が低下した。
【００９３】
表２のＮｏ．１３は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、仕上げ圧延後の７００℃までの冷却時間が長いために界面近傍の空孔の比率が高くなり、スケール密着性が低下した。
【００９４】
表２のＮｏ．１４は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、仕上げ圧延後の７００℃までの冷却時間が長いために界面近傍の空孔の比率が高くなり、スケール密着性が低下した。
【００９５】
なお、表２には記載していないが、表１の鋼種Ｄを用いて、表２のＮｏ．１、６、１２〜１４と同じ製造方法で製造した例は、それぞれ表２のＮｏ．１、６、１２〜１４と同様のスケール層の性状を示し、スケール密着性が低下することを確認している。
【符号の説明】
【００９６】
１    鋼板
２    スケール層
２ａ  Ｆｅ3Ｏ4（マグネタイト）
２ｂ  ＦｅＯ（ウスタイト）
３    鋼板とスケール層との界面
４    空孔
４ａ  空孔の下部
５    鋼板とスケール層との界面から空孔の下部までの板厚方向の最短距離
６    ＦｅＯとＦｅ3Ｏ4との界面
【図１】
2018012873.tif 000005
【図２】
2018012873.tif 000006
【図３】
2018012873.tif 000007
【図４】
2018012873.tif 000008
【図５】
2018012873.tif 000009
【図６】
2018012873.tif 000010