(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．２％、
Ｐ  ：≦０．０５％、
Ｓ  ：≦０．０５％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．１２０〜０．６０５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、Ａｌ含有量が下記（Ａ）式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の２相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の３相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
０．２７９×［％Ｓｉ］−０．２６６×［％Ｓｉ］２＋０．０８３５×［％Ｓｉ］３−０．０４２２×［％Ｍｎ］≦［％Ａｌ］  −−−−−（Ａ）
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．２％、
Ｐ  ：≦０．０５％、
Ｓ  ：≦０．０５％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．１２０〜０．６０５％
を基本成分して含有し、更に選択成分として、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
のいづれか１種もしくは２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、Ａｌ含有量が下記（Ａ）式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の２相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の３相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
０．２７９×［％Ｓｉ］−０．２６６×［％Ｓｉ］２＋０．０８３５×［％Ｓｉ］３−０．０４２２×［％Ｍｎ］≦［％Ａｌ］−−−−−（Ａ）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、産業機械等における高強度部材用鋼板として好適な材質と熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に鋼板の強度が増加すると加工性が低下することは否めないが、それでも高強度と高加工性が両立する鋼板として鉄鋼便覧第３版、第４巻、２３６〜２３７頁に開示されているように、２相組織鋼（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼、以下ＤＰ鋼と表す）がある。ＤＰ鋼は延性に優れたフェライト相中に強度の高いマルテンサイト相が分散した鋼であり各相の長所を併せ持ち、疲労強度にも優れた特長を有する。２相組織化してＤＰ鋼を製造するためにはＳｉを０．３質量％以上（以下、質量％を％と表す）含有させることが必要である。Ｓｉ濃度が高いと、熱延前の鋳片又は鋼片の加熱段階で液体のスケールが生成し、地鉄内部へくさび状に生成する。加熱後デスケーリングする際に鋳片又は鋼片が冷却して、このくさび状スケールが固化して剥離性の悪い、いわゆる「Ｓｉスケール」が発生する。このＳｉスケールは、完全にデスケーリングできないまま熱間圧延を行うので酸洗前の熱延板表面には残存スケールによる赤さびが発生する場合がある。また酸洗後の表面にはスケール模様が残り美観が損なわれ且つ表面粗度も損なわれて表面品質が劣化する場合がある。自動車、産業機械等の部材として加工後、塗装しても塗装面にスケール模様が現れる場合がある。ＤＰ鋼の持つ優れた材質を維持したまま、表面品質の良好な高張力鋼板が望まれている。
【０００３】
従来、上記のような高張力鋼板の製造方法としては、
▲１▼熱延工程での超高圧水ジェット法（例えば、特開平４−１８７３１７号公報に開示されているように１３ＭＰａ以上）、▲２▼鋼へのＰ添加法（例えば、鉄と鋼、第８３巻、第５号、１９９７年、３０５〜３１０頁）、▲３▼鋼へのＳ添加法（例えば、鉄と鋼、第８１巻、第５号、１９９５年、５５９〜５６３頁）が知られている。しかしながら、▲１▼の超高圧水ジェット法は高価な設備を必要とすること、また▲２▼、▲３▼の鋼へのＰ、Ｓ添加法はいずれも鋼材の機械的性質を著しく損なう場合がありうるという問題点がある。
【０００４】
【本発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような問題点を有利に解消するために、ミクロ組織と合金含有量の組合せを適正にすることにより熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板を提供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の課題を解決するために種々検討を行った結果、高価な特別な設備なしでデスケーリング性に優れた高張力熱延鋼板の製造に成功した。その要旨を下記に示す。
【０００６】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．２％、
Ｐ  ：≦０．０５％、
Ｓ  ：≦０．０５％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．１２０〜０．６０５％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、Ａｌ含有量が下記（Ａ）式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の２相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の３相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
０．２７９×［％Ｓｉ］−０．２６６×［％Ｓｉ］２  ＋０．０８３５×［％Ｓｉ］３−０．０４２２×［％Ｍｎ］≦［％Ａｌ］  −−−−−（Ａ）
【０００７】
（２）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．２％、
Ｐ  ：≦０．０５％、
Ｓ  ：≦０．０５％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．１２０〜０．６０５％
を基本成分して含有し、更に選択成分として、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
のいづれか１種もしくは２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、Ａｌ含有量が下記（Ａ）式を満足し、且つフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相の２相もしくはフェライト相と低温変態組織のマルテンサイト相およびベーナイト相の３相組織であることを特徴とする熱延工程における優れたデスケーリング性を有する表面品質の良好な高張力熱延鋼板。
０．２７９×［％Ｓｉ］−０．２６６×［％Ｓｉ］２＋０．０８３５×［％Ｓｉ］３−０．０４２２×［％Ｍｎ］≦［％Ａｌ］−−−−−（Ａ）
【００１２】
上記の内容の構成としたのは、以下に述べるようにスケール剥離性に関する添加元素に関して種々検討を行い見出した新たな知見に基づくものである。通常、鋳片又は鋼片を熱延する前には予め加熱炉で１２００〜１３００℃程度に加熱する。このとき鋼がＳｉを０．０１％以上含有する場合には、鋳片又は鋼片表面にＦｅＯ−ＳｉＯ2を主成分とする低融点液体酸化物が生成し、スケールの融点が低下する。加熱中に液体スケールが多量に生成すると地鉄中に酸素が侵入して地鉄内部までくさび状にスケールが生成する。加熱後デスケーリングを行う際に、鋳片又は鋼片の表面温度が低下するので、このくさび状スケールは固化し地鉄に食いついてしまう。このいわゆるアンカリング効果によりスケールが剥離しがたく、デスケーリング性が阻害され、前記の如き課題があった。
【００１３】
本発明者らは検討を重ねた結果、鋼中にＡｌをある関係で含有せしめるとと、スケール中に融点の高い酸化物（Ａｌ2Ｏ3酸化物）を生成したスケールが地鉄界面に生成することにより、ＦｅＯ−ＳｉＯ2の低融点スケールの生成を抑制して地鉄界面近傍のスケールの融点を上昇させること、同時に酸素の地鉄中への過剰な侵入も防止し、特定ミクロ組織の形成とともにくさび状スケールの発生や成長を抑制し、その結果、地鉄に入り込むくさび状スケールを無くしてスケールの剥離性を向上させてデスケーリング性を改善し、酸洗後等の高張力熱延鋼板の表面品質を改善することが可能であることを本発明者らは新たに見出して、本発明を成し遂げたものである。
【００１４】
本発明者らが、鋼中のＡｌに着眼した理由は以下のとおりである。Ｓｉを０．０１％以上含有する鋼の場合、通常の加熱炉では酸性酸化物のＳｉＯ2と塩基性酸化物のＦｅＯの生成を完全に無くすことは極めて困難である。そこでこれらの酸化物と共存する条件でスケールの融点を上昇させる酸化物は原理的に両性酸化物である可能性が高いと本発明者らは考えた。このような両性酸化物を作る元素のうちＦｅＯとＳｉＯ2よりも安定に酸化物を生成させる必要があるので強酸化元素であるＡｌを選択した。なお前述の公知技術であるＰ添加法はスケール中に強酸性酸化物であるＰ2Ｏ5を生成させることでスケールの融点を一層低下させてデスケーリング性を改善する方法であるから、本発明はこれとは全く逆の発想に基づくものである。
【００１５】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の構成要件のそれぞれについて詳述し、またその限定理由について述べる。
【００１６】
Ｃ：強度を確保するために最低限０．０１％が必要である。これ未満の濃度では強度が出ない。しかし、０．２５％を超えると伸びが劣化するため０．２５％を上限とした。
【００１７】
Ｓｉ：フェライト相の延性を損なわずにフェライト相を強化するために添加した。高張力熱延鋼板（例えばＤＰ鋼板）として最低限要求される強度を発現させるために下限を０．０１％以上とした。２．０％を超えると延性の低下が顕著になり靱性も低下するので２．０％を上限とした。
【００１８】
Ｍｎ：強化元素として添加した。強度を確保するために０．１％を下限とした。溶製上のコストから２．２％を上限とした。
【００１９】
Ｐ、Ｓ：Ｐ及びＳは鋼の製造工程から不可避的に含有される不純物元素であって、許容できる上限はそれぞれ０．０５％である。そのためＰの上限を０．０５％、Ｓの上限を０．０５％とした。
【００２０】
Ｎｂ：Ｎｂは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、０．０１％未満では、強度が不足し、０．１％超では、効果が飽和し、コスト的に不利であるので、含有範囲は０．０１％〜０．１％とした。
【００２１】
Ｔｉ：Ｔｉは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、また、ＮをＴｉＮとして固定して時効硬化性を抑制する元素でもある。０．０１％未満では、強度が不足し、０．１％超では、強度が上昇しすぎて延性が劣化するため、０．１％を上限とした．
【００２２】
Ｃｒ：固溶強化と２相組織の安定化のために添加した。０．０１％以上で強度の増加と安定化効果が発現する。溶製上のコストから０．２％を上限とした。
【００２３】
Ｖ：Ｖは炭化物を形成し強度を確保する元素であり、０．０１％未満では、強度が不足し、０．１％超では、前記効果が飽和し、コスト的に不利である。更に、Ｖの過剰添加はＶＮ等の粒界偏析で本組織を有する高張力熱延鋼板の靱性を劣化させるので０．１％を上限とした。
【００２４】
Ｎ  ：Ｎは、０．０００５％未満では製鋼コストが飛躍的に上昇するのでこれを下限とした。また、０．０１％超では、Ｎの時効が大きくなり、また、ＴｉとＴｉＮを形成し、有効Ｔｉを低減するのでこの値を上限とした。
【００２５】
Ａｌ：前述のとおりデスケーリング性を向上し、高張力熱延鋼板の表面品質改善のために非常に重要で０．１２０％以上必要であるが、下記（Ａ）式のとおりＡｌ濃度の必要下限はＳｉ濃度とＭｎ濃度の関数であり、上限は溶製コストを考慮として０．６０５％とした。
０．２７９×［％Ｓｉ］−０．２６６×［％Ｓｉ］2＋０．０８３５×［％Ｓｉ］3
−０．０４２２×［％Ｍｎ］≦［％Ａｌ］                  −−−−−（Ａ）
【００２６】
この式を得た根拠は以下のとおりである。種々検討した結果、Ｓｉ濃度が高いと必要Ａｌ濃度が増すこと、Ｍｎ濃度が高いと必要Ａｌ濃度が減少することがわかった。実験室の小型溶解した熱延鋼板や実炉溶製した各種高張力熱延鋼板において、熱延工程でのデスケーリング性や該鋼板の表面品質を調査して、前記の（Ａ）式を得た。また、（Ａ）式を求める際には、実施例１や実施例２の結果も用いた。
【００３１】
ミクロ組織について述べる。フェライト相と低温変態組織の２相又は３相組織である鋼板とは、通常の加工性と高強度付与に好適な、例えば、ＤＰ鋼板（フェライトとマルテンサイトの２相組織からなるデュアルフェイス）鋼板、ＴＰ鋼板（例えば、フェライトとマルテンサイトとベーナイトの３相組織からなるトリフェイス鋼板）がある。残留オーステナイトは、低温変態組織ではないが、残留オーステナイト量が５％以下では、加工性、高強度、スケール剥離性を阻害しないので、残留オーステナイト量が５％以下であれば本願発明を逸脱せずに、実質的に、フェライト相と低温変態組織の２相又は３相組織である。残留オーステナイト量は、例えば、鋼板の板厚方向の１／４の位置でγの（２００）、（２２０）、（３１１）の３面についてＸ線強度を測定し、標準資料と比較して求めることが出来る。
【００３２】
鋼中にＡｌを含有させることで、スケール中に１３００℃以上の融点の高いＡｌ2Ｏ3を生成させることでＦｅＯ−ＳｉＯ2の低融点スケールの生成を抑制してスケールの融点を上昇させる。同時に酸素の地鉄中への過剰な侵入も防止する。その結果、前記のミクロ組織の生成過程においても、地鉄に入り込むくさび状スケールを無くしてスケールの剥離性を向上させてデスケーリング性を改善するものである。
【００３３】
当然ながら、本発明の高張力熱延鋼板は、表面処理（例えば、亜鉛めっき、亜鉛系めっき、クロムめっき、錫めっき、ニッケルめっき等）用の素材としても有効であり、本発明を逸脱するものではない。
【００３４】
また、前記のミクロ組織を含有するものであれば、高張力鋼板の引張り強さは限定されるものではなく、引張強さは、３４０Ｎ／ｍｍ2以上でも、５９０Ｎ／ｍｍ2以上でも、また７８０Ｎ／ｍｍ2以上でも、９５０Ｎ／ｍｍ2以上でもかまわない。
【００３５】
更に、製造条件も限定されるものではなく、鋳造後加熱炉で加熱することなく、熱間圧延を施して本願発明の鋼板を製造しても良い。また、熱間圧延の際の、水圧デスケーリングは、通常の１〜２ＭＰａでも良いが、高圧４〜１０ＭＰａでも良く、１０ＭＰａ超でもかまわない。
【００３６】
【実施例】
本発明の実施例と比較例を表１、２に示す。
【００３７】
（実施例１）
３０ｋｇの小型溶解材を実験室で鋳造し、通常の実機加熱炉と同じガス燃焼環境で１２５０℃で４時間加熱後、熱間圧延機で板厚２ｍｍの熱延板を製造した。
【００３８】
表１に熱延板の化学組成、スケール剥離性とくさび状スケールの発生状況を示す。
【００３９】
スケール剥離性は、熱延板の１８０度折り曲げ密着曲げを行い曲げ部にセロハンテープ（幅１６ｍｍ×長さ４０ｍｍ）を接着した後に、はがしてテープに付着したスケール量から剥離性を評価した。テープへのスケール付着面積率が５０％未満を○、５０％以上を×とした。加熱後に急速冷却して、熱延前の鋳片の表層断面部（圧延方向と直角方向の断面）を光学顕微鏡で観察（倍率５０倍）し、くさび状スケール発生状況を測定した。
【００４０】
図１に熱延鋼板のくさび状スケールの断面概略図を示す。
【００４１】
図１に示すように、各酸洗前熱延鋼板１で、酸洗前熱延鋼板表層部２の表層断面部長さ１ｃｍ当たりのスケール３を観察し、地鉄内への深さ２０μｍ以上のくさび状スケール４の発生頻度が１箇所未満であれば○、１箇所以上であれば×とした。尚、鋼板Ｎｏ．１〜１１は、いずれも前記ＤＰ鋼板又はＴＰ鋼板であり、引張強さは３４０〜１０００Ｎ／ｍｍ2である。表１に示すように、本実施例は、いずれもくさび状スケールの発生頻度が○評価であった。
【００４２】
【表１】
0003881465.tif 000002
【００４３】
（実施例２）
実炉で２７０ｔｏｎの溶鋼を連続鋳造し、厚さ２５０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブを製造した。該スラブを１２５０〜１３００℃の加熱炉で加熱した。加熱後に１００Ｋｇｆ／ｃｍ2の通常水圧でデスケーリングを行い、板厚４ｍｍまで熱間圧延した。
【００４４】
表２に熱延板の化学組成、くさび状スケールの有無、スケール模様、及び酸洗後板粗度を示す。
【００４５】
酸洗前の熱延鋼板の表層断面部（圧延方向と直角方向の断面）を光学顕微鏡で観察（倍率５０倍）し、くさび状スケールの有無を調査した。深さ２０μｍ以上のくさび状スケールが１ｃｍ当たり１個以上あれば×、１個未満であれば〇とした。また、酸洗後の高張力熱延鋼板の表面スケール模様を、優、良、不可の３段階で目視判定した。更に、酸洗後の表面粗度（Ｒmax）はＪＩＳ  Ｂ  ０６０１に基づいて判定し、Ｒmaxが３０μｍ未満を〇、３０μｍ超を×とした。尚、鋼板Ｎｏ．１〜１２は、いずれも前記ＤＰ鋼板又はＴＰ鋼板であり、引張強さは３４０〜１０００Ｎ／ｍｍ2である。表２に示すように本実施例は、くさび状スケール及び酸洗後の表面粗度についての評価はいずれも○で、スケール模様は優又は良であった。
【００４６】
【表２】
0003881465.tif 000003
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、Ａｌの添加範囲を特定することによりフェライト相と低温変態組織の２相もしくは３相組織である高張力熱延鋼板の熱延工程でのデスケーリング性が著しく向上することが判明した。前記の成分とミクロ組織の特定により、設備制約無しに、高張力で高加工性を有し、表面品質の良好な高張力熱延鋼板の製造が可能となり産業上極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延鋼板のくさび状スケールの断面概略図である。
【符号の説明】
１  酸洗前熱延鋼板
２  酸洗前熱延鋼板表層部
３  スケール
４  くさび状スケール
【図１】
0003881465.tif 000004