(57)【要約】【課題】熱間圧延の過程においてエッジヘゲが発生し難い表面品質に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．７％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％のうちいずれかまたは両方を、２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）を満足するように含有するとともに、さらに、Ｔｉ：０．０１０〜０．０２０％、Ｎ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．７％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％のうちいずれかまたは両方を、２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）を満足するように含有するとともに、さらに、Ｔｉ：０．０１０〜０．０２０％、Ｎ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする表面品質に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
熱延鋼板である請求項１に記載の表面品質に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
冷延鋼板用または亜鉛系めっき鋼板用の熱延鋼板である請求項２に記載の表面品質に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載の成分組成を有するスラブを湾曲型または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備で鋳造し、スラブのコーナー部あるいは端部を除去することなく、１１５０〜１３００℃で加熱保持してから熱間圧延を開始し、熱間圧延の粗圧延に先立って、幅圧下量（両幅の合計圧下量）１００ｍｍ以上４００ｍｍ以下の幅プレスあるいは幅圧下圧延を行い、仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃、巻取り温度を４５０〜６５０℃として、熱間圧延することを特徴とする表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
熱間圧延した後、さらに、酸洗および冷間圧延を行い、次いで、Ａｃ１点以上９００℃以下に加熱し、該加熱後冷却し、調質圧延することを特徴とする請求項４に記載の表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
熱間圧延した後、さらに、酸洗および冷間圧延を行い、次いで、Ａｃ１点以上９００℃以下に加熱し、該加熱後の冷却過程において溶融亜鉛めっき処理を行い、調質圧延することを特徴とする請求項４に記載の表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面品質に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。なお、本発明の高強度鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、または表面処理鋼板用素材となる熱延鋼板、さらにこの熱延鋼板を素材とする冷延鋼板、亜鉛系めっき鋼板を対象とするものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車用の鋼板には、軽量化による燃費向上及び乗員の保護という相反する特性を満足させるために、高強度化が要求されている。高強度鋼板は、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素が必要であり、溶鋼の溶製工程においてこれらの合金元素が添加されている。これら合金元素の添加は、連続鋳造工程において、スラブ鋳片の表面あるいはコーナー部に「横割れ」と呼ばれる表面割れの発生を助長させる。また、Ｎｂ、Ｖの単独添加あるいは複合添加により、熱間延性が低下する。これは、ＮｂやＶの炭窒化物がγ粒界へ析出し「粒界脆化」をもたらすためである。このことから、連続鋳造時には、連続鋳造スラブの短辺に、バルジングによる内部割れが発生することがある。
【０００３】
一方、熱延鋼板の製造方法において、受注幅よりも大きめの特定幅でスラブを製造しておき、このスラブを、熱間圧延の粗圧延に先立って幅プレスあるいは幅圧下圧延を行い、所望のスラブ幅とした後、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延をし、受注幅の熱延鋼板を製造することが行われるようになってきた。上記幅プレスあるいは幅圧下圧延によってスラブ幅を調整する方法は、鋳造時の幅（スラブ幅）を大きくできるので、連続鋳造の生産性向上の面からも好ましいことである。さらに、粗圧延に先立って幅プレスあるいは幅圧下圧延を行うことは、寸法の精度向上や圧延形状の向上にもつながり、熱間圧延の生産性向上の面からも好ましいこととなる。そこで、最近では、連続鋳造能力を高めるため、受注量の多いサイズにおいても、積極的にこの方法が適用されている。
【０００４】
しかしながら、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素が添加された鋼では、スラブ鋳片の表面あるいはコーナー部に「横割れ」と呼ばれる表面割れが存在したり、連続鋳造スラブの短辺にバルジングによる内部割れが発生していたり、あるいは、熱間延性が低下していたりすることから、熱間圧延を行うことにより、さらには熱間圧延の粗圧延に先立って幅プレスを行ことにより、熱延鋼板のエッジ部分にエッジヘゲを発生させるおそれがある。
【０００５】
このような、エッジヘゲが発生した場合には、当初予定した幅以上の耳切りを行わざるを得ず、せっかく製造した鋼板が製品とならない場合が多く発生していた。これを防ぐためには、エッジヘゲ発生部位を想定して、広い幅で熱延鋼板を製造し、最終製品にするまでに耳きりを行う必要があった。
【０００６】
このような問題に鑑み、特許文献１には、連続鋳造スラブの両側端部から幅中央に向かってスラブ厚の１／２長さ以上内側で連続鋳造スラブを幅切断する方法が示されている。この場合には耳きりをする必要はなく、当初予定通りの製品幅を製造できるが、スラブ段階での幅切断によるロスが大きい。
【０００７】
一方、特許文献２〜４には、連続鋳造方法や連続鋳造設備の改良方法が提案されている。具体的には、特許文献２には、矯正部区間内を無注水として、スラブ表面温度を上昇させる方法、特許文献３には、二次冷却において、スラブ表面を一旦Ａｒ３変態点以下まで冷却した後、復熱させて相変態させることによりスラブ表層の組織を微細化し、割れ感受性を低減する方法、特許文献４には、湾曲型または垂直曲げ型の鋼のスラブ連続鋳造設備において、二次冷却帯の曲げ部または矯正部の入り側、若しくは曲げ部及び矯正部の双方の入り側に、スラブのコーナー部を加熱するための加熱装置を設置する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−２５５７３１号公報
【特許文献２】特開２００３−６２６４８号公報
【特許文献３】特開平９−２２５６０７号公報
【特許文献４】特開２００７−１６０３４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記のように、今後自動車向け用途などで需要の拡大が予想されている高強度鋼板は、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素が添加されており、横割れや内部割れが発生していたり、熱間圧延性が低下していたりすることから、熱間圧延や幅プレス時に熱延鋼板のエッジ部分にエッジヘゲを発生させるおそれがあり、その部分を除去するために歩留が悪化することを余儀なくされていた。また、そのようなことを防止するために、連続鋳造方法や連続鋳造設備の改良方法が提案されているが未だ十分とはいい難い。
【００１０】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、熱間圧延の過程においてエッジヘゲが発生し難い表面品質に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意研究・検討した結果、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素が添加された鋼にＴｉを少量添加すること、およびＮの含有量を制限することにより、スラブのコーナー部、端部の熱間延性が向上し、幅プレスあるいは幅圧下圧延を行ってもエッジヘゲが発生せず、スラブのコーナー部、端部を除去する必要がない高強度鋼板が得られることを見出した。
【００１２】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、以下の（１）〜（６）を提供する。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．７％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％のうちいずれかまたは両方を、２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）を満足するように含有するとともに、さらに、Ｔｉ：０．０１０〜０．０２０％、Ｎ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする表面品質に優れた高強度鋼板。
【００１４】
（２）熱延鋼板である上記（１）に記載の表面品質に優れた高強度鋼板。
【００１５】
（３）冷延鋼板用または亜鉛系めっき鋼板用の熱延鋼板である上記（２）に記載の表面品質に優れた高強度鋼板。
【００１６】
（４）上記（１）に記載の成分組成を有するスラブを湾曲型または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備で鋳造し、スラブのコーナー部あるいは端部を除去することなく、１１５０〜１３００℃で加熱保持してから熱間圧延を開始し、熱間圧延の粗圧延に先立って、幅圧下量（両幅の合計圧下量）１００ｍｍ以上４００ｍｍ以下の幅プレスあるいは幅圧下圧延を行い、仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃、巻取り温度を４５０〜６５０℃として、熱間圧延することを特徴とする表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１７】
（５）熱間圧延した後、さらに、酸洗および冷間圧延を行い、次いで、Ａｃ１点以上９００℃以下に加熱し、該加熱後冷却し、調質圧延することを特徴とする上記（４）に記載の表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
（６）熱間圧延した後、さらに、酸洗および冷間圧延を行い、次いで、Ａｃ１点以上９００℃以下に加熱し、該加熱後の冷却過程において溶融亜鉛めっき処理を行い、調質圧延することを特徴とする上記（４）に記載の表面品質に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素が添加された鋼にＴｉを少量添加すること、およびＮの含有量を制限することにより、スラブのコーナー部、端部の熱間延性が向上し、エッジヘゲが発生することを防ぐことができる。特に、割れ感受性の高いＮｂ、Ｖが所定量以上含有された高強度鋼板用のスラブであっても、エッジヘゲを発生させることなく高い生産性で製造することが可能となる。近年、自動車の燃費向上による地球環境改善の観点などから高強度鋼板に対するニーズは大きく、本発明は産業上極めて有効である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
高い強度を有する熱延鋼板、冷延鋼板あるいは表面処理鋼板用素材となる熱延鋼板を製造する際には、連続鋳造スラブの内部割れ、コーナー部の表面割れに起因するエッジ欠陥が多発し、製品においてエッジヘゲが発生し、大きな課題となっていた。本発明者らは、高強度鋼板に使用されているＮｂ，Ｖ，Ｔｉの熱間圧延に及ぼす影響を調査した結果、Ｎｂ，Ｖが、エッジヘゲの生成を促進し、少量のＴｉが熱間延性を向上させる傾向にあり、Ｃ、Ｎ含有量、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量を適正に制御することがスラブの内部割れ、コーナー部の表面割れ抑制に有効であることを知見し、本発明を完成するに至った。
【００２１】
以下、本発明を鋼の成分組成および製造方法に分けて詳細に説明する。
【００２２】
（１）鋼の成分組成
本発明に係る高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．７％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、のうちいずれかまたは両方を、２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）を満足するように含有するとともに、さらに、Ｔｉ：０．０１０〜０．０２０％、Ｎ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２３】
Ｃ：０．０７〜０．１４％
Ｃは鋼の強度上昇のために重要な元素である。しかし、０．０７％未満では鋼板は十分な強度が得られない。一方、０．１４％を超えるとスポット溶接性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．０７〜０．１４％とする。
ところで、エッジヘゲの発生は、連続鋳造機で鋳造する際の凝固挙動に大きく影響される。鋼は炭素成分に応じて、融鉄がδ鉄やγ鉄に相変態する。δ鉄は温度が下がるとγ鉄に変化し始め、やがてα鉄に変態する。δ鉄からγ鉄に変わる際には格子間距離が小さくなり収縮し、γ鉄がα鉄に変わる際には膨張する。また、相変態しない状態でも鋼の温度が低下すれば、収縮する。したがって、高温での鋼の収縮は、Ｃ濃度の依存性が大きく、Ｃ濃度が０．０９％〜０．１７％の範囲では、δ鉄のγ鉄への相変態が高温で起こる。Ｃ濃度が０．０９％では、凝固組織はδ鉄であるが、凝固直後からγ鉄への変態が始まる。Ｃ濃度が０．１７％の包晶点では、凝固組織はγ鉄から始まる。連続鋳造時の収縮はＣ＝０．０９％で一番大きく、エッジヘゲが発生する可能性が高くなり、Ｃが０．０７％未満および０．１４％を超えた場合には収縮は比較的小さくエッジヘゲ発生の可能性は低くなる。したがって、上記０．０７〜０．１４％の範囲ではエッジヘゲが発生する可能性が高くなるため、エッジヘゲを抑制する組成制御が必要となる。
【００２４】
Ｓｉ：０．０１〜０．９％
Ｓｉは強度上昇及び伸び特性向上などを目的として含有させる。しかし、０．０１％未満では十分な特性が得られない。一方、０．９％を超えると、製品の赤スケールによる表面外観の劣化や、化成処理性の低下が顕著となる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．９％とする。
【００２５】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは鋼の強度上昇のために重要な元素である。しかし、１．０％未満では、高温で強化に寄与する炭化物が高温で生成するため、強度が低下する。一方、２．５％を超えると、低温変態相主体の組織となるため、伸びが低下する。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜２．５％とする。
【００２６】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは強度上昇などを目的として添加してもよい。しかしながら、０．０５％を超えて含有させると溶接性が著しく低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とする。
【００２７】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物として鋼中に含有され、その含有量が０．０１％を超えると製品の加工性や溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓの含有量は０．０１％以下に制限する。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは脱酸のために添加される。しかし、その含有量がｓｏｌ．Ａｌとして０．０１％未満ではこの効果が十分でなく、一方、０．０６％を超えると、効果が飽和し、不経済であるばかりか、延性低下および脆化温度域を拡大し、連続鋳造時の割れ感受性を助長し、エッジヘゲが発生しやすくなる。よって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０１〜０．０６％とする。
【００２９】
Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、低降伏比型鋼板を製造する際に必要な元素である。この効果を得るには、０．１％以上含有させることが必要であるが、その含有量が０．７％を超えるとこの効果は飽和し、表面品質を著しく低下させ、耐食性低下の懸念がある。一方、Ｃｒは高降伏比型鋼板を製造する際には不要な元素であり、０．１％以上含有させると高い降伏強度を得にくくなるため、高降伏比型鋼板を製造する場合には、Ｃｒの含有量を０．１％未満とすることが必要である。したがって、低降伏比型鋼板および高降伏比型鋼板の両方を考慮して、Ｃｒ含有量を０．７％以下とする。
【００３０】
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％のいずれかまたは両方、および２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５
Ｎｂ、Ｖは主に熱間圧延工程で炭窒化物を形成させ、強度を上昇させるために、これらのいずれか、または両方を添加する。一方、Ｎｂ、Ｖは単独添加あるいは複合添加すると、その量の増大に伴い熱間延性が低下する。特に、Ｎｂの影響が大きい。さらに、Ｎｂ、Ｖを過度に添加すると、熱延板が硬化し、熱間圧延、冷間圧延での荷重が増大する。また、フェライトの延性が劣化し、加工性が低下する。このため、Ｎｂの含有量は０．１％以下、Ｖの含有量は０．２％以下とする。このように、Ｎｂ、Ｖの単独添加あるいは複合添加により熱間延性が低下するが、Ｎｂが０．０１％未満およびＶが０．０２％未満では熱間延性の低下は小さく、本発明を適用する必要はない。また、２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）の場合にエッジヘゲ発生の可能性が高くなり、本発明を適用する意義がある。したがって、本発明では、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０２〜０．２％のうちいずれかまたは両方を２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５を満足するように含有する。なお、熱間延性の低下に対する影響は、ＮｂのほうがＶより大きく、Ｎｂ含有量の２倍とＶ含有量が等価である。
【００３１】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０２０％
上述したＮｂ、Ｖは単独添加あるいは複合添加による熱間延性低下に対し、Ｔｉを少量添加することにより熱間延性が向上し、エッジヘゲの発生を防止する。しかし、Ｔｉが０．０１０％未満では、熱間延性向上の効果が十分でなく、０．０２０％を超えると、Ｔｉ添加量の増大による強度上昇が大きくなるとともに、ＴｉＣの析出により熱間延性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量を０．０１０〜０．０２０％とする。
【００３２】
Ｎ：０．００３％以下
Ｎは製鋼工程での溶鋼の攪拌のための窒素バブリングなどにより不純物として鋼中に含有される。２×［Ｎｂ］＋［Ｖ］≧０．０５（ただし、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＮｂ、Ｖの質量％を示す）の場合に、その含有量が０．００３％を超えると、延性低下および脆化温度域を拡大し、連続鋳造時の割れ感受性を助長し、エッジヘゲが発生しやすくなる。これは、窒素含有量が多い場合にはＮｂやＶの炭窒化物がオーステナイト粒界に析出し延性を低下させることが原因である。したがって、Ｎの含有量を０．００３％以下に制限する。Ｎの含有量を低下させるには、製鋼工程での溶鋼の攪拌には窒素を使用せずＡｒによりバブリングするなどの方法を取ればよい。なお、上述したＴｉの少量添加は、ＴｉＮとしてＮを固定する為、実質的に低Ｎ化した効果が生じると考えられる。
なお、上述したように連続鋳造時の収縮はＣ＝０．０９％で一番大きく、エッジヘゲが発生する可能性が高くなる。したがって、Ｃが０．０８〜０．１１％の範囲の場合には、Ｎの含有量は０．００２５％以下に制限することが望ましい。
【００３３】
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
上記成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。すなわち、上記以外の元素は、不可避的不純物元素であれば、本発明の目的である製品の加工性などを劣化させない範囲で含有してもよい。例えば、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下などである。
【００３４】
（２）製造条件
次に、本発明の鋼板を製造するための製造条件の一実施形態について説明する。
上記成分組成の高強度鋼板を製造するにあたっては、上述の成分組成を有するスラブを湾曲型または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備で鋳造し、スラブのコーナー部あるいは端部を除去することなく、１１５０〜１３００℃で加熱保持してから熱間圧延を開始し、熱間圧延の粗圧延に先立って、幅圧下量（両幅の合計圧下量）１００ｍｍ以上４００ｍｍ以下の幅プレスあるいは幅圧下圧延を行い、仕上げ圧延温度を８５０〜９５０℃、巻取り温度を４５０〜６５０℃として、熱間圧延することが好ましい。
【００３５】
連続鋳造設備：湾曲型または垂直曲げ型
鋼の連続鋳造設備には、垂直型連続鋳造設備、垂直曲げ型連続鋳造設備、湾曲型連続鋳造設備、水平型連続鋳造設備の４種類の型式が存在するが、本発明では、これらのうち湾曲型または垂直曲げ型のスラブ連続鋳造設備を対象とする。垂直型連続鋳造設備および水平型連続鋳造設備は、曲げ部および矯正部が存在せず、曲げおよび矯正による引張応力がスラブに作用しないため、本発明の鋼を適用しなくてもエッジヘゲは発生しにくく表面特性の向上には有利であるが、設備コストおよび生産性の観点から湾曲型または垂直曲げ型連続鋳造設備に劣り、工業的に高強度鋼板を製造するには適さない。なお、湾曲型と垂直曲げ型を比較すると、垂直部を有する垂直曲げ型の方が、曲げ部の曲率が小さく、スラブに作用する引張応力が大きいため、割れが発生しやすい。
【００３６】
スラブ加熱温度：１１５０〜１３００℃
鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖ析出物を再溶解させる必要があり、加熱段階に存在している析出物は最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、強度に寄与しない。１１５０℃以上の加熱により強度への寄与が認められるが、１３００℃を超えて加熱すると、表層からの脱炭、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、特性にばらつきを生じたりプレス後の表面不良を発生させる。また、スラブ表層の気泡、偏析など欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも１１５０℃以上に加熱するのが好ましい。以上より、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
幅プレスあるいは幅圧下圧延：幅圧下量（両幅の合計圧下量）１００ｍｍ以上４００ｍｍ以下
幅プレスあるいは幅圧下圧延は、寸法の精度向上や圧延形状の向上のために１００ｍｍ以上行う。１００ｍｍ未満では、粗圧延機、仕上圧延機に入る際の形状に問題が生じて、通板ができなくなる場合があり、このような事象が発生した場合には莫大な損害が生じる。幅プレスあるいは幅圧下圧延によりスラブ幅を調整する方法は、設備能力の点から限界があり、現状での幅調整代は高々４００ｍｍ程度である。したがって、熱間圧延の粗圧延に先立って行う幅プレスあるいは幅圧下圧延は、幅圧下量（両幅の合計圧下量）１００ｍｍ以上４００ｍｍ以下とする。
【００３８】
仕上げ圧延温度：８５０〜９５０℃
仕上げ圧延温度を８５０℃以上とすることによりプレス成形性が向上する。仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合、熱間圧延後に、特に幅方向エッジ部などに顕著であるが、一部熱間圧延により展伸された結晶粒径を有する未再結晶のオーステナイトと再結晶したオーステナイトが混在する場合がある。整粒な再結晶オーステナイトからは整粒な組織が形成され、元々展伸粒が存在している領域には旧オーステナイト粒界近傍に層状にフェライト相と低温変態相が存在し、バンド状組織が形成されることになる。このように、不均一な組織となると成形時の材料の均一な変形を阻害し、要求される優れた成形性を有することが困難となる。また、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると酸化物生成量が急激に増大し、地鉄−酸化物界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する。このように、冷間圧延後の表面品質が低下すると、最終製品である溶融亜鉛めっき鋼板において、めっき−鋼板界面の鋼板側内部へ進展している亀裂と凹部の存在が顕著となり、プレス成形時に割れ易くなる。また、結晶粒径が過度に粗大となり、成形時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。よって、仕上げ圧延温度は８５０〜９５０℃とすることが好ましい。
【００３９】
巻取り温度：４５０〜６５０℃
巻取り温度は、６５０℃を超えると、表層からの脱炭、スケールの成長が著しく表面品質が劣化する。また鋼板内部においても、結晶粒界および粒内にＳｉ、Ｍｎ系酸化物が生成し、酸洗後に微小亀裂、冷間圧延後に鉄粉が剥離し凹部となることにより冷間圧延材の表面が荒れ、成形性が低下する。また、巻取り温度が４５０℃未満では、熱延板強度の上昇により冷間圧延負荷が増大する、このため、巻取り温度は４５０〜６５０℃とすることが好ましい。
【００４０】
このように熱間圧延した後、酸洗および冷間圧延する場合には、常法に従って酸洗および冷間圧延すればよい。冷間圧延率はフェライトの再結晶の促進のため、３０％以上が好ましい。
このように熱間圧延した後、連続焼鈍および連続溶融亜鉛めっき均熱温度は、フェライトの再結晶化の促進と鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため、Ａｃ１点以上９００℃以下とする。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００４２】
表１に示す成分を有するスラブを用い、表２に示す各条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍、あるいは連続溶融亜鉛めっき処理を行った。鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｑ，Ｒ，Ｓ，Ｔでは、熱延鋼板、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の３品種を、鋼Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌでは、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の２品種を、鋼Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐでは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の１品種を製造した。なお、用いたスラブは、曲げ部の曲率が小さく、スラブに作用する引張応力が大きい為に、比較的、割れが発生しやすい、垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて鋳造した。熱延鋼板は板厚２．８ｍｍ、冷延鋼板は板厚１．４ｍｍ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は板厚１．４ｍｍで亜鉛皮膜付着量（片面あたり）４５ｇ／ｍ２の鋼板（両面めっき）を製造した。なお、亜鉛めっき浴温度は４６０℃で行い、めっきの合金化は５５０℃で実施した。このようにして得られた各鋼板について、下記に示す材料試験を行い、材料特性を調査した。得られた結果を表３（熱延鋼板），表４（冷延鋼板），表５（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）に示す。
【００４３】
機械特性は、引張方向が圧延方向に直角な方向となるように採取したJISZ2201（1998年）の５号引張試験片を用いて、JISZ2241（1998年）に準拠した引張試験を行い、ＹＰ（降伏強度：ＭＰａ）、ＴＳ（引張強度：ＭＰａ）、ＥＬ（全伸び：％）を測定した。表面品質は、得られた熱延鋼板、冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を精整ラインに通板して、鋼板表面の状況を観察することにより、エッジヘゲの有無により判断した。鋼板の幅端部から５０ｍｍまでの位置にヘゲが発生していれば、エッジヘゲ有り、ヘゲが発生していなければ、エッジヘゲ無しと判断した。
【００４４】
その結果、
・Ｔｉが本発明範囲外である、Ａ，Ｃ，Ｅ，Ｇ，Ｉ，Ｋ，Ｍ，Ｏ，Ｑ，Ｓは、エッジヘゲが発生した。
・Ｔｉが本発明範囲内である、Ｂ，Ｆ，Ｊ，Ｌ，Ｎ，Ｐ，Ｒ，Ｔは、エッジヘゲ発生なく、良好であった。
・Ｔｉが適正量添加されているものの、Ｎ量が高いＤ，Ｈは、エッジヘゲが発生した。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
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【００４７】
【表３】
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【００４８】
【表４】
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【００４９】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【００５０】
本発明の高強度鋼板は、自動車部品として好適であるが、建築分野や家電分野等、厳しい寸法精度、加工性が要求される他の分野においても好適に用いることができる。