(57)【要約】【課題】鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を、熱間圧延前の加熱段階で、加熱温度を高くすることなく短時間で鋼スラブ中に固溶させることができ、加工性に優れた高張力鋼板を安定して得ることのできる鋼スラブを提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａl：０．００５〜０．１％、Ｔi：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であり、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超であることを特徴とする鋼スラブ。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００６０％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ａl：０．００５〜０．１％、Ｔi：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であり、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超であることを特徴とする、鋼スラブ。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼スラブ。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋼スラブ。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の鋼スラブ。
【請求項５】
請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の鋼スラブの製造方法であって、連続鋳造機で鋳造して連続鋳造スラブとした後、前記連続鋳造スラブの表面温度が少なくともＡｒ３点の時点から１００℃になる時点までの温度域を、３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、鋼スラブの製造方法。
【請求項６】
請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の鋼スラブを用いて製造されたことを特徴とする、高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の構造部材や補強部材などの内板部品に使用される高張力鋼板の素材である鋼スラブ、鋼スラブの製造方法および当該鋼スラブを用いて製造された高張力鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減することが求められており、自動車業界においては、自動車々体の強度を維持しつつその軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが、非常に重要な課題となっている。自動車々体の強度を維持しつつその軽量化を図るうえでは、自動車部品用の素材となる鋼板の高強度化によって鋼板を薄くすることが有効である。そのため、近年、高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００３】
鋼板を高強度化する手段の一つとして、微細な析出物を鋼板中に分散させる手法が知られている。微細な析出物を鋼板中に均一に分散させることにより、塑性変形の原因となる転位の移動が妨げられ、鋼板の高強度化が実現できる。鋼板の高強度化に寄与する析出物は、主として炭化物、窒化物及び炭窒化物である。これらの析出物は、熱間圧延後の冷却過程において鋼板中に析出する。但し、析出物が鋼板の高強度化に寄与するためには、析出物の平均粒径がナノメートルサイズであることが好ましい。したがって、析出物の平均粒径がナノメートルサイズになるように、鋼板の製造条件や化学成分が最適化されている。
【０００４】
鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工などによって成型されるので、自動車部品用鋼板には優れた加工性（伸び及び伸びフランジ性）を安定的に発揮することが要求されている。また、部分的に強度の異なる鋼板をプレス成型すると、鋼板の強度に比例してスプリングバック量が変化し、部品がねじれる現象が生じる。つまり、所望の強度と寸法・形状精度とを有する部品を得るためには、素材となる鋼板の強度及び加工性の両立が求められているが、一般的に、鉄鋼材料は、強度の上昇に伴って加工性が低下する。
【０００５】
そこで、高強度且つ高加工性を有する鋼板に関して多くの研究がなされてきた。鋼板の加工性の指標である、伸び特性及び伸びフランジ特性を向上させる技術として、例えば、下記の特許文献１及び特許文献２が提案されている。
【０００６】
特許文献１には、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径１０ｎｍ未満のＴｉ及びＭｏを含む炭化物が分散析出している、引張強度が５９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力鋼板が開示されている。特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｖ：０．１％を超えて１．０％までを含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、組織が平均粒径１〜５μｍのフェライトを主相とし、フェライト粒内に平均粒径が５０ｎｍ以下のＶの炭窒化物が存在する、引張強度が８００ＭＰａを超える熱延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第３５９１５０２号公報
【特許文献２】特開２００４−１４３５１８号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】Ｉ．Ｓｔｅｉｎｂａｃｈ  ｅｔ  ａｌ．、Ｐｈｙｓ．Ｄ９４（１９９６）．ｐ１３５−１４７
【非特許文献２】C.Zener, quoted by C.S.Smith: Trans. Met. Soc. AIME.,175(1948), 15
【非特許文献３】鋼中固溶マイクロアロイの定量、「鉄と鋼」Ｖｏｌ．９９（２０１３）、Ｎｏ．５，ｐ．３６２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところで、平均粒径がナノメートルサイズの炭化物や窒化物などを熱間圧延後の鋼板中に析出させるためには、熱間圧延前の鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を、熱間圧延前の鋼スラブ（以下、単に「スラブ」とも記す）の加熱段階で固溶させる必要がある。スラブの加熱時間を長くする、或いは、加熱温度を高くすれば、鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を固溶させることができる。しかしながら、生産性及び設備上の制約から加熱時間や加熱温度には自ずと限界がある。また、加熱時間を長くすること、および、加熱温度を高くすることは、コスト面でも不利になる。
【００１０】
上記従来技術は、熱間圧延前の鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を、熱間圧延前に固溶させるという点について何ら配慮しておらず、加工性（伸び特性及び伸びフランジ特性）に優れた高張力鋼板を安定して製造する及び生産性を高めて製造するという観点からは、未だ改善すべき点がある。
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、微細な析出物を利用して加工性に優れた高張力鋼板を製造するにあたり、高張力鋼板の素材である鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物などを、熱間圧延前のスラブ加熱の段階で、加熱温度を高くすることなく、短時間で鋼スラブ中に固溶させることができ、加工性に優れた高張力鋼板を安定して得ることのできる鋼スラブを提供することであり、また、この鋼スラブを用いて製造された高張力鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記課題を解決するべく、鋼スラブ中の炭化物や窒化物などの析出物を熱間圧延前のスラブ加熱時に短時間で固溶させることを目的として、熱間圧延前のスラブ加熱について、非可逆過程における材料ミクロ組織の時間変化を再現することに定評のあるフェーズフィールド法に基づくシミュレーションを実施した。
【００１３】
図１は、フェーズフィールド法シミュレーションにおける各相の初期設定を示す概略図である。ＴｉＣが多数析出した状態のＦｅ−Ｃ−Ｍｎ−Ｔｉ成分系鋼材のオーステナイト相マトリックス中を対象とし、図１（Ａ）に示すＴｉＣ分布の初期設定と、図１（Ｂ）に示すオーステナイト粒界の初期設定とを組み合わせた、図１（Ｃ）に示す初期設定の条件下で、図２に示す加熱パターン、つまり、３０℃／ｓの昇温速度で８００℃から１２５０℃まで加熱して１２５０℃で保持した。加熱中のＴｉＣの溶解挙動とオーステナイト粒の成長挙動とを、非特許文献１に記載されるＭｕｌｔｉ  Ｐｈａｓｅ  Ｆｉｅｌｄ法に基づく計算コードＭｉｃｒｅｓｓによって、フェーズフィールド法シミュレーションを行った。なお、図１において、円形で示すものがＴｉＣである。また、以下、オーステナイトを「γ」とも表示する。
【００１４】
図３は、計算開始時点からほぼＴｉＣが溶解し終わった５２秒経過後までのシミュレーション結果を示す概略図である。図３に示すように、４秒経過した時点辺りから、溶解途中の残存したＴｉＣによってオーステナイト粒界の移動が阻害されている現象（ピン止め効果）の生じていることが確認できる。
【００１５】
図４は、オーステナイト粒の成長挙動を示す概略図である。図４に示すように、ＴｉＣによってオーステナイト粒界の移動が妨げられており、オーステナイト粒の成長挙動はＴｉＣの影響を受けることがわかる。また、「ピン止め効果」に関わっているＴｉＣは、初期設定の状態（球形）から変化し、形状が真円ではなく、先端が尖り、中心部が膨らんだ紡錘形の形状をしている。そのために、ＴｉＣ／γ相の界面の曲率半径が大きくなっている。これが、後述するように、ＴｉＣの固溶時間に影響してくると考えられる。
【００１６】
図５は、ＴｉＣモル分率とＴｉＣの溶解時間との関係を示す図である。縦軸が０（ゼロ）になる時の時間が、ＴｉＣが固溶する時間である。図５に示すように、ＴｉＣ固溶のみの場合よりも、オーステナイト粒の成長挙動を連成させた場合のほうが、ＴｉＣが固溶するまでの時間（固溶時間）が長くなることがわかる。また、両者に差が生じ始める時間は、残存ＴｉＣによるオーステナイト粒界の「ピン止め効果」が明確になってくる時間（図４参照）に対応していることが認められた。即ち、「ピン止め効果」は、オーステナイト粒の成長挙動だけではなく、ＴｉＣの溶解挙動にも影響を及ぼすことが明らかになった。その原因として、以下の事柄を考察した。
【００１７】
一般に、界面エネルギーの単位は［Ｊ／ｍ２］で表されるが、［Ｊ／ｍ２］＝［Ｎｍ／ｍ２］＝［Ｎ／ｍ］に変形できることから、「系全体の界面エネルギーの最小化」は「系全体の界面長さの最小化」と解釈し直すことができる。即ち、界面は常に長さを最小化しようと張力が印加された状態であるといえる。
【００１８】
図６は、ＴｉＣ溶解時の表面張力とオーステナイト界面との関係を示す概略図である。オーステナイト粒界とＴｉＣ／γ界面との三重点に注目すると、図６に示すように、各界面の張力の釣り合いから、ＴｉＣ／γ界面は、オーステナイト粒界に引っ張られたような形となり、その結果、ＴｉＣは、上述したように紡錘形のような形状となる。したがって、ＴｉＣは、溶解が進むにつれて、真円状態と比べて曲率半径が大きくなっていく。
【００１９】
ＴｉＣの曲率半径（Ｒ）が大きくなると、ＴｉＣが有するギブスの自由エネルギー（Ｇ）は小さくなる（ギブス・トムソン効果；Ｇ∝１／Ｒ）。ＴｉＣが溶解するときの駆動力は、このギブスの自由エネルギー（Ｇ）であり、ギブスの自由エネルギー（Ｇ）が小さくなることで溶解の駆動力が小さくなる。即ち、ＴｉＣの曲率半径（Ｒ）が大きくなるとギブスの自由エネルギー（Ｇ）は小さくなるために、ＴｉＣの溶解の進行が遅くなり、その結果、固溶時間が長くなったと考えられる。したがって、オーステナイト粒界の密度が高いほど、「ピン止め効果」に関与するＴｉＣの割合が増え、ＴｉＣの固溶時間は長くなる。
【００２０】
フェーズフィールド法シミュレーションによる、これらの結果から、以下の（イ）、（ロ）、（ハ）の知見を得た。
【００２１】
（イ）スラブ加熱前の時点で鋼スラブ中に析出していた炭化物及び窒化物により、スラブ加熱によるフェライトの変態で生成するオーステナイト粒界の移動が妨げられる（いわゆる「ピン止め効果」）。
【００２２】
（ロ）上記（イ）に記載したオーステナイト粒界との相互作用によって炭化物や窒化物の形態が変化し、炭化物や窒化物は、その曲率半径が大きくなっていきながら固溶していく。
【００２３】
（ハ）上記（ロ）に関連して、オーステナイト粒界との相互作用により、炭化物や窒化物が固溶する時間は長くなる。つまり、オーステナイト粒界の密度が高いほど、炭化物や窒化物が固溶する時間は長くなる。
【００２４】
これらの知見から、熱間圧延前のスラブ加熱時に析出物を固溶させるための時間を短くするには、析出物による「ピン止め効果」が起こりにくい条件にすればよいことがわかる。
【００２５】
「ピン止め効果」が起こりにくい条件にするためにまず考えられることは、スラブ中の析出物を減らすこと、つまり、鋳造時及び鋳造後にスラブ中に析出する析出物の元となる化学成分を減らすことである。しかし、この方策は二つの意味で困難である。一つは、ＴｉやＶなど、最終製品の機械特性に直結する析出物を形成する成分を減らすことは、最終製品である鋼板の機械特性低下に直結するので単純には採用することができない。もう一つは、ピン止め効果を発揮する析出物として窒化物や硫化物が挙げられるが、これらを形成する素となるＮやＳは高強度薄鋼板において積極的に入れられる成分系ではなく、製鋼段階においてすでに数十ｐｐｍレベルまで除去する手段がとられている。そこから更に数ｐｐｍレベルまでＳやＮを除去する手段を講じるのは過大なコスト増加を招くため、これもやはり単純に採用することはできない。
【００２６】
析出物のもととなる化学成分を変えずに、析出物自体を制御してピン止め効果を起こりにくくする方法として、析出物を粗大にする方法が挙げられる。Zenerのモデルによれば（非特許文献２）、ある組織中１モルに分散した第二相粒子のピン止め力ΔGpinは
【数１】
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と書き表される。ただし、σは粒界エネルギー、Vはモル容積、fは粒子の総体積分率、rは粒子の平均粒径である。上式から、析出物の粒子を粗大化すると、ピン止め力が低減することでピン止め効果が起こりにくくなることがわかる。したがって、ＮやＳの添加量を変えずとも、それらを基に形成される窒化物や硫化物が粗大化すれば、ピン止め効果は減じることができる。
【００２７】
一方、析出物による「ピン止め効果」を起こりにくくするもう一つの方策としては、オーステナイトの粒界密度を減じること、つまり、スラブ加熱時に生成するオーステナイト粒径を大きくすることが考えられる。スラブ加熱時に生成するオーステナイトの粒径を大きくするには、スラブ加熱前、即ち鋳造された段階でのスラブのフェライト粒径を大きくすれば良い。これは、スラブ加熱時にフェライトがオーステナイトへと変態する際に、オーステナイト粒は、まずフェライト粒界から発生することから、スラブのフェライト粒径を大きくすることで、スラブのフェライト粒界の密度が小さくなり、オーステナイト粒の発生頻度も減るからである。
【００２８】
スラブのフェライト粒径を大きくする方策として考えられるのが、鋳造後スラブ冷却時における冷却速度を遅くすること、すなわち徐冷化である。更にいえば、Ａｒ３変態点以下の温度域でフェライト粒が成長する時間を充分に確保することにより、フェライト粒径を大きくできる。また、この徐冷化によってＭｎＳやＴｉＮの析出物粗大化も期待できる。
【００２９】
また、前述のように固溶に要する時間が長時間化する理由は、粒界との相互作用で析出物の曲率半径（Ｒ）が大きくなると、ギブス・トムソン効果（ギブスの自由エネルギー：Ｇ∝１／Ｒ）の影響で、溶解の駆動力となる自由エネルギー（Ｇ）が小さくなることであった。そこで発明者らは析出物の曲率半径が何に影響されているかを検討した結果、以下の知見を得た。
【００３０】
γ／γ粒界とＴｉＣの三重点においてはヤングの関係式より界面エネルギー（σ）が釣り合っている。すなわちσγ／γとσＴｉＣ／γのベクトル和は０になっている。図６ではσγ／γ＝σＴｉＣ／γと仮定して概図を描いたので、σＴｉＣ／γはσγ／γを左右に１２０°回転した状態になっており、析出物の曲率はσＴｉＣ／γの向きに支配されていることがわかる。このとき、σＴｉＣ／γの大きさは変わらずに、σγ／γのみが小さくなれば、σＴｉＣ／γは三重点において釣り合いをとるべく、より水平に近い向きにならざるを得ない（図７）。その結果、析出物の形状はより膨らんだものとなり、析出物の曲率半径は小さくなる。すなわち、γ／γ粒界の界面エネルギーが小さければ小さいほど、析出物の形状は膨らみその曲率半径は小さくなることから、固溶に要する時間は短時間化することが期待できる。
【００３１】
そこで発明者らは上記検討に基づき、ＴｉＮやＭｎＳの粗大化やスラブ加熱中のオーステナイト粒径を大きくすることを目的としてスラブ冷却速度を遅くし、さらにγ／γ粒界の粒界エネルギーを下げるべく積極的に粒界偏析元素Ｂを添加すると、スラブ加熱時にスラブ中の析出物を短時間で固溶する、という知見を得た。
【００３２】
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０６〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であり、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超であることを特徴とする、鋼スラブ。
（２）更に、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、（１）に記載の鋼スラブ。
（３）更に、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の鋼スラブ。
（４）更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた少なくとも１種を含有することを特徴とする、（１）から（３）のいずれか１つに記載の鋼スラブ。
（５）（１）から（４）のいずれか１つに記載の鋼スラブの製造方法であって、連続鋳造機で鋳造して連続鋳造スラブとした後、前記連続鋳造スラブの表面温度が少なくともＡｒ３点の時点から１００℃になる時点までの温度域を、３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、鋼スラブの製造方法。
（６）（１）から（４）のいずれか１つに記載の鋼スラブを用いて製造されたことを特徴とする、高張力鋼板。
【発明の効果】
【００３３】
本発明によれば、鋼スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とし、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超とし、さらにＢを添加しγ／γ粒界の界面エネルギーを下げることで、鋼スラブ中に析出していた炭化物などの析出物を、熱間圧延工程におけるスラブ加熱処理で、加熱温度を高くすることなく短時間でオーステナイトに固溶させることができる。この結果、微細な析出物の析出を利用した、加工性（伸び特性及び伸びフランジ特性）に優れた高張力鋼板を安定して製造できるだけでなく、熱間圧延工程におけるスラブ加熱時間を短縮することもできる。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】フェーズフィールド法シミュレーションにおける各相の初期設定を示す概略図である。
【図２】フェーズフィールド法シミュレーションにおける材料の加熱パターンを示す図である。
【図３】計算開始時点からほぼＴｉＣが溶解し終わった５２秒経過後までのシミュレーション結果を示す概略図である。
【図４】オーステナイト粒の成長挙動を示す概略図である。
【図５】ＴｉＣモル分率とＴｉＣの溶解時間との関係を示す図である。
【図６】ＴｉＣ溶解時の表面張力とオーステナイト界面との関係を示す概略図である。
【図７】オーステナイト界面の張力が小さくなった場合に起こりうる析出物形状の変化を説明する概略図である。
【図８】加熱前スラブにおけるフェライト粒の平均結晶粒径とＴｉ析出物の固溶時間との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
以下、本発明を発明の実施の形態を通じて具体的に説明する。尚、各元素の含有量を示す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。まず、本発明に係る鋼スラブの化学成分について説明する。
【００３６】
Ｃ（炭素）：０．０２〜０．１５％
Ｃは、主に固溶強化によって鋼板の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０２％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、伸びフランジ特性を大きく低下させる。そのため、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．１５％であり、より好ましくは０．０５〜０．１１％である。
【００３７】
Ｓｉ（珪素）：２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を安定させるとともに、延性向上にも寄与する元素である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、表面性状を低下させるだけでなく、板厚中央部のＭｎの偏析を助長するとともに、Ｓｉ自身も偏析する元素である。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする必要があり、好ましくは０．０５〜０．８％とする。
【００３８】
Ｍｎ（マンガン）：０．５〜２．０％
Ｍｎは、主に固溶強化によって鋼板の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、Ｍｎの中心偏析が著しくなり、種々の特性、例えば鋼板の伸びフランジ性を劣化させる原因となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％とする必要があり、好ましくは１．０〜１．６％とする。
【００３９】
Ｐ（燐）：０．０８％以下
Ｐは、粒界に偏析して伸びを低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．０８％以下とするが、できる限り低減させることが好ましい。好ましくは０．０２０％以下とし、更に好ましくは０．０１０％以下とする。Ｐの含有量は０（ゼロ）であっても問題はない。
【００４０】
Ｓ（硫黄）：０．００６０％以下
Ｓは、硫化物を形成して加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００６０％以下とするが、極力低減させることが好ましい。好ましくは０．００２０％以下とし、更に好ましくは０．００１０％以下とする。Ｓの含有量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００４１】
Ｎ（窒素）：０．００６％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成して加工性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以下とするが、できる限り低減させることが好ましい。Ｎの含有量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００４２】
Ａｌ（アルミニウム）：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、鋼板中にＡｌの酸化物として残存し、このＡｌの酸化物が凝集して粗大化し易くなり、伸びフランジ性を劣化させる要因になる。そのため、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％とする必要があり、好ましくは０．０１５〜０．０５％とする。
【００４３】
Ｔｉ（チタン）：０．０５〜０．３％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素であり、鋼板の高強度化に顕著な影響を及ぼす。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、Ｔｉの炭化物が粗大化する傾向が見られ、鋼板において所望の引張強度を得ることが困難となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．３％とする必要があり、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００４４】
Ｂ（ボロン）：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、鋼のオーステナイトからフェライトへの変態を遅延させる元素であり、オーステナイト−フェライト変態を抑制することでＴｉの炭化物の析出温度を低温化し、該炭化物の微細化に寄与する。
また、Ｂは本発明において重要な役割を果たすγ/γ粒界への偏析を担う元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では十分にＢが粒界に偏析しない。また、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、鋼中にＢＮが析出し、鋼板の機械特性などに悪影響を及ぼす。そのため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５％とする。
なお粒界偏析する元素としては、他にもＰなどが知られているが、Ｐは前述の通り伸びを低下させてしまうので、本発明に用いるのはふさわしくない。
【００４５】
残部はＦｅ（鉄）及び不可避的不純物であるが、下記の理由により、更に、下記の（ａ）〜（ｄ）に示す元素を、個別にまたは同時に含有させることが好ましい。
【００４６】
（ａ）Ｎｂ（ニオブ）：０．００５〜０．１％、Ｖ（バナジウム）：０．００５〜０．１％のうちから選ばれた少なくとも１種
（ｂ）Ｃｒ（クロム）：０．００５〜０．３％、Ｍｏ（モリブデン）：０．００５〜０．３％、Ｃｕ（銅）：０．００５〜０．５％、Ｎｉ（ニッケル）：０．００５〜０．５％のうちから選ばれた少なくとも１種
（ｃ）Ｃａ（カルシウム）：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた少なくとも１種
以下、それぞれ説明する。
【００４７】
（ａ）Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％のうちから選ばれた少なくとも１種
Ｎｂ及びＶは、いずれも炭窒化物形成元素であり、鋼を高強度化するうえで重要な元素である。このような効果を得るためには、それぞれの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。一方、それぞれの含有量が０．１％を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Ｎｂ含有量及びＶ含有量はそれぞれ０．００５〜０．１％にすることが好ましい。
【００４８】
（ｂ）Ｃｒ：０．００５〜０．３％、Ｍｏ：０．００５〜０．３％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｎｉ：０．００５〜０．５％のうちから選ばれた少なくとも１種
これらの元素は、焼入れ性を向上させる作用を有し、加工性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、それぞれの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．３％を超え、また、Ｍｏ含有量が０．３％を超えると、このような効果は飽和してコストアップを招く。また、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が０．５％を超えると、熱間圧延中に表面疵が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒ含有量は０．００５〜０．３％、Ｍｏ含有量は０．００５〜０．３％、Ｃｕ含有量は０．００５〜０．５％、Ｎｉ含有量は０．００５〜０．５％にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．００５〜０．１％、Ｍｏ含有量は０．００５〜０．１％、Ｃｕ含有量は０．００５〜０．２％、Ｎｉ含有量は０．００５〜０．２％である。
【００４９】
（ｃ）Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた少なくとも１種
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形態制御に有効な元素である。このような効果を得るためには、それぞれの含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、それぞれの含有量が０．０２％を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．０２％にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００５〜０．００５％である。尚、ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）及びランタノイド（１５元素）の合計１７元素の総称である。
【００５０】
次に、鋼スラブのフェライト粒の平均結晶粒径について説明する。ここでは、鋼スラブとして、連続鋳造してなる鋼スラブ（以下、「連続鋳造スラブ」とも記す）を例にとって説明する。なお、鋼スラブのフェライト粒の平均結晶粒径は、熱間圧延工程における加熱前の段階におけるものである。前述したとおり、連続鋳造スラブ中の析出物を、熱間圧延工程におけるスラブ加熱処理時に加熱温度を従来よりも高くすることなく、短い加熱時間でオーステナイトに固溶させるためには、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を大きくする必要がある。
【００５１】
本実施形態に係る連続鋳造スラブはフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にしている。これにより、析出物を短いスラブ加熱時間でオーステナイトに固溶させることができる。なお、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ未満の場合には、析出物が固溶するのに必要な加熱時間が長くなる。
【００５２】
次に、フェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にする処理について説明する。連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にするには、連続鋳造スラブの製造時における連続鋳造スラブの冷却速度を遅くする必要がある。具体的には、連続鋳造スラブの平均冷却速度を３５℃／ｈ以下に制御する必要がある。本実施形態では、冷却速度の最も速い連続鋳造スラブ表面の平均冷却速度を３５℃／ｈ以下に制御することで、連続鋳造スラブの内部を含めた全体の平均冷却速度を３５℃／ｈ以下に制御している。
【００５３】
連続鋳造スラブの冷却時、オーステナイトからフェライトへの変態は、Ａｒ３点（スラブの化学成分にもよるが、およそ８００〜９１０℃の範囲の或る値）で起こることから、連続鋳造スラブの表面温度が少なくともＡｒ３点の時点から１００℃になる時点までの温度域を、３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却する。３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却する場合、オーステナイトからフェライトへの変態はＡｒ３点で起こり、オーステナイトからフェライトへの変態は直ちに完了するが、連続鋳造スラブの表面温度が少なくとも１００℃になる時点まで３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却を継続する。これは、連続鋳造スラブの表面温度がＡｒ３点以下になった直後は、連続鋳造スラブの内部はＡｒ３点以上の高温であり、連続鋳造スラブの表面温度がＡｒ３点以下になった直後から連続鋳造スラブ表面の冷却速度を速くすると、連続鋳造スラブ内部の平均冷却速度は３５℃／ｈを超える可能性があるからである。つまり、連続鋳造スラブの内部全体がオーステナイトからフェライトへ変態するまで、連続鋳造スラブの内部を３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で冷却するためである。
上記のような処理により、フェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にすることができる。また、このような処理は、平均粒径が１０μｍ超のＴｉＮおよびＭｎＳ析出物を得るうえでも好ましい。析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超であると、上述のピン止め効果を起こりにくくする効果をより享受することができる。
【００５４】
連続鋳造機で連続鋳造スラブを鋳造する場合に、連続鋳造機内で、スラブ内部に未凝固の溶鋼を有するスラブの表面温度がＡｒ３点未満になることもあるが、その後、スラブ内部の未凝固の溶鋼からの熱によってスラブ表面の温度が上昇し、連続鋳造機内でスラブの表面温度がＡｃ３点以上になる場合には問題はない。
【００５５】
但し、スラブ内部に未凝固溶鋼が存在しない場合は、スラブ表面の温度上昇は起こらない、または、起こっても極めて小さいので、連続鋳造機の出側に設けられた切断機で切断されて連続鋳造機から払い出される時点（この時点では、スラブ内部に未凝固溶鋼は存在しない）でのスラブの表面温度をＡｒ３点以上にする必要がある。その後、保温ピットに装入して徐冷する、または、所定枚数の連続鋳造スラブを積み重ねて大気中で放冷するなどの処置を施し、連続鋳造スラブの表面温度が少なくともＡｒ３点の時点から１００℃になる時点までの温度域を、３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で連続鋳造スラブを冷却する。
【００５６】
なお、連続鋳造機内でスラブの表面温度を一旦Ａｒ３点未満にすると、オーステナイトからフェライトへの変態が起こり、その後、表面温度をＡｃ３点以上にすることでフェライトからオーステナイトへ変態するが、この場合のオーステナイト粒径は、連続鋳造機内でスラブ表面温度をＡｒ３点以上に保持し続けたときのオーステナイト粒径よりも小さくなり、その後の変態で発生するフェライト粒径も小さくなる可能性がある。したがって、連続鋳造機内でもスラブ表面温度をＡｒ３点以上に保持し続けることが好ましい。これは、二次冷却水量及び／または鋳造速度の調整によって実現できる。このように、連続鋳造スラブの表面温度が少なくともＡｒ３点の時点から１００℃になる時点までの温度域を、３５℃／ｈ以下の平均冷却速度で連続鋳造スラブを冷却することで、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にしている。
【００５７】
このようにして製造される連続鋳造スラブを、必要に応じて表面手入れを実施した後に熱間圧延工程に搬送する。熱間圧延工程では、加熱炉で連続鋳造スラブをＡｃ３点以上の温度で加熱した後、所定の板厚、板幅に熱間圧延して、熱延鋼板にする。なお、そのまま熱延鋼板として使用してもよく、冷間圧延及び冷間圧延後の表面処理工程を施した冷延鋼板または表面処理鋼板として使用してもよい。
【００５８】
なお、Ａｃ３点とは、フェライトからオーステナイトへの変態点温度であり、また、高張力鋼板とは、引張強度が３４０ＭＰａ以上の鋼板である。また、本発明の対象とする高張力鋼板は、自動車の車体向けの用途が多いことから薄鋼板が主体であるが、本発明で製造されるスラブを用いるのであれば、薄鋼板以外の製品であっても適用できる。
【００５９】
以上説明したように、本実施形態によれば、熱間圧延工程における加熱前での鋼スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とするので、鋼スラブ中に析出していた炭化物や窒化物などの析出物を、熱間圧延工程におけるスラブ加熱処理で、加熱温度を高くすることなく短時間でオーステナイトに固溶できる。この結果、微細な析出物を利用した、加工性（伸び特性及び伸びフランジ特性）に優れた高張力鋼板を安定して製造することが可能になるのみならず、熱間圧延工程におけるスラブ加熱時間を短縮することが可能となる。
【実施例】
【００６０】
Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：０．０８％、Ｍｎ：１．１３％、Ｐ：０．０３６％、Ｓ：０．００１９％、Ｎ：０．００３８％、Ａｌ：０．０６６％、Ｔｉ：０．１２３％を共通成分とし、Ｂを２ｐｐｍ，５ｐｐｍ，１３ｐｐｍ，５５ｐｐｍとつくりわけた、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する２５０トンの溶鋼を転炉で溶製し、その後、連続鋳造機で連続鋳造スラブに鋳造した。連続鋳造機では、スラブの表面温度をＡｒ３点よりも高温である９２０℃以上に制御し、表面温度が９２０℃以上のスラブを連続鋳造機から払い出した。
【００６１】
その後、連続鋳造スラブを、保温ピットに装入して徐冷する、大気中で放冷する、送風機で送風して冷却する、空気と水とのミストを噴霧して冷却するなどして、鋳造後の連続鋳造スラブの冷却速度を変化させて常温まで冷却した。常温まで冷却した連続鋳造スラブから試料を採取して、それぞれのスラブでのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄαをスラブ表面から１０ｍｍの位置で調査した。フェライト粒の平均結晶粒径の測定は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１：２０１３に準じて行った。
【００６２】
また、試料の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて板厚１／４部を中心とし倍率１０００倍として１００μｍ×１００μｍ領域を観察し、析出物の種類と大きさを求めた。各試料３視野、１視野あたりそれぞれ１００個以上のＴｉＮとＭｎＳを観察し、各粒子の直径を測定し、その算術平均をＴｉＮとＭｎＳの平均粒径とした。鋳造後の冷却速度を変えることで、連続鋳造スラブでのフェライト粒の平均結晶粒径は変化した。つまり、鋳造後の冷却速度を遅くすることで、フェライト粒の平均結晶粒径が大きくなることを確認した。
【００６３】
その後、それぞれの連続鋳造スラブから採取した複数の試料を１２５０℃の均熱炉で加熱し、所定の時間経過毎に試料を均熱炉から取り出し、取り出した直後に水中で冷却し、この試料の固溶Ｔｉ量を測定した。固溶Ｔｉ量の値がほぼ変化しなくなった時間を固溶時間とした。尚、固溶Ｔｉ量の評価は、非特許文献３に記載の方法に準じて行った。また、Ａｃ３点以上の温度で均熱した試料を、Ａｒ３点以上の温度から水中で急冷することで、均熱時の溶質元素の固溶状態が常温まで凍結される。
【００６４】
調査結果を表１に示し、また、加熱前スラブにおけるフェライト粒の平均結晶粒径とＴｉ析出物の固溶時間との関係を図８に示す。
【００６５】
【表１】
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【００６６】
表１及び図８に示すように、スラブ段階でのフェライト粒径を大きくするには、スラブ冷却速度を遅くすればよく、特に平均冷却速度を３５℃／ｈ以下にすることで、フェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にすることができた。また、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径は、いずれのスラブにおいても１０μｍ超であった。そして、スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にし、Ｂを０．０００５％〜０．００５％の範囲で含有させることで、短時間で析出物を固溶できることが確認された。このようなスラブは、熱間圧延前のスラブに析出していた析出物を、熱間圧延前の加熱段階で加熱温度を高くすることなく固溶させることができるので、当該スラブを用いることで、加工性に優れた高張力鋼板を安定して製造できることがわかる。なお、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、短時間で析出物を固溶できるものの、かかるスラブから製造された鋼板では、３４０ＭＰａ以上の引張強度が得られず、所望の機械特性が得られない。
【００６７】
さらに、上記成分組成に、Ｖ：０．０１５％、Ｃｒ：０．０５％、Ｃａ：０．０１％を添加した溶鋼を溶製して連続鋳造スラブを鋳造したこと以外は、上記と同様の試験を行った。その結果、上記と同様に、スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上にし、析出したＴｉＮおよびＭｎＳの平均粒径が１０μｍ超であり、Ｂを０．０００５％〜０．００５％の範囲で含有させることで、短時間で析出物を固溶できることが確認された。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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