(57)【要約】【課題】  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、連続鋳造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、短時間で連続鋳造スラブ中に固溶させる。【解決手段】  本発明の連続鋳造スラブは、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、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間圧延工程における加熱前の段階で、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であることを特徴とする。【選択図】            図７
2016183413.tif 000002
【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、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間圧延工程における加熱前の段階で、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であることを特徴とする連続鋳造スラブ。
【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一種の元素を含有することを特徴とする、請求項１に記載の連続鋳造スラブ。
【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一種の元素を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の連続鋳造スラブ。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ。
【請求項５】
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一種の元素を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ。
【請求項６】
請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブの製造方法であって、連続鋳造機での鋳造後、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、３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、連続鋳造スラブの製造方法。
【請求項７】
請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ、または、請求項６に記載の連続鋳造スラブの製造方法で製造された連続鋳造スラブを、Ａｃ３点以上の温度で加熱し、加熱した後に熱間圧延することを特徴とする、加工性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【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連続鋳造スラブ及びその製造方法、並びに、この連続鋳造スラブから加工性に優れた高張力鋼板を製造する方法に関する。
【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される。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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。また、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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
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】
【０００９】
【特許文献１】特許第３５９１５０２号公報
【特許文献２】特開２００４−１４３５１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
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、熱間圧延前の連続鋳造スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を、熱間圧延前の連続鋳造スラブ（以下、単に「スラブ」とも記す）の加熱段階で完全に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、連続鋳造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、このようにすることで、コスト面でも不利になる。
【００１１】
上記従来技術は、熱間圧延前の連続鋳造スラブ中に析出していた炭化物や窒化物を、熱間圧延前に完全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。
【００１２】
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連続鋳造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、短時間で連続鋳造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連続鋳造スラブ及びその製造方法を提供することであり、また、この連続鋳造スラブから加工性に優れた高張力鋼板を製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するべく、連続鋳造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。
【００１４】
即ち、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℃で保持したとき、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、刊行物１（I.Steinbach et al.,Phys.D94(1996).p135-147）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。尚、図１において、円形で示すものがＴｉＣであり、また、以下、オーステナイトを「γ」とも表示する。
【００１５】
図３に、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。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。
【００１６】
図４は、オーステナイト粒の成長挙動を示す図であり、ＴｉＣによってオーステナイト粒界の移動が妨げられ、オーステナイト粒の成長挙動が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の完全固溶時間に影響してくると考えられる。
【００１７】
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が完全に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が完全に固溶するまでの時間(完全固溶時間)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）と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。
【００１８】
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］と変形できることから、「界面エネルギーの最小化」は「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する張力が印加された状態であるといえる。
【００１９】
ここで、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。尚、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。
【００２０】
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）が小さくなるために、ＴｉＣの溶解の進行が遅くなり、その結果、完全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の完全固溶時間は長くなる。
【００２１】
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。
【００２２】
（イ）スラブ加熱前の時点で連続鋳造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の粒界の移動が妨げられる（いわゆる「ピン止め効果」）。
【００２３】
（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。
【００２４】
（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、炭化物や窒化物が完全に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、炭化物や窒化物が完全に固溶する時間は長くなる。
【００２５】
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完全に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とすればよいことがわかる。
【００２６】
そのための方策として、まず考えられることは、スラブ中の析出物を減らすこと、つまりスラブの鋳造時及び鋳造後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、最終製品である鋼板の引張強度の低下に直結するので採用することはできない。したがって、析出物による「ピン止め効果」を起こりにくくする別の方策として、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。
【００２７】
スラブ加熱時に生成するオーステナイトの粒径は、スラブ加熱前、即ち鋳造されたスラブの段階でのフェライト粒径に左右される。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、フェライト粒径が大きくなり、これによってフェライト粒界の密度が小さくなれば、オーステナイト粒の発生頻度も減るからである。
【００２８】
即ち、スラブ加熱時、析出物を完全固溶させる時間を短くするべく、析出物による「ピン止め効果」を起こりにくくするためには、鋳造されたスラブの段階においてフェライト粒径を大きくすればよいとの知見を得た。
【００２９】
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：０．００６０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、熱間圧延工程における加熱前の段階で、フェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上であることを特徴とする連続鋳造スラブ。
［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一種の元素を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の連続鋳造スラブ。
［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一種の元素を含有することを特徴とする、上記［１］または上記［２］に記載の連続鋳造スラブ。
［４］更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５％を含有することを特徴とする、上記［１］ないし上記［３］のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ。
［５］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一種の元素を含有することを特徴とする、上記［１］ないし上記［４］のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ。
［６］上記［１］ないし上記［５］のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブの製造方法であって、連続鋳造機での鋳造後、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、３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、連続鋳造スラブの製造方法。
［７］上記［１］ないし上記［５］のいずれか１項に記載の連続鋳造スラブ、または、上記［６］に記載の連続鋳造スラブの製造方法で製造された連続鋳造スラブを、Ａｃ３点以上の温度で加熱し、加熱した後に熱間圧延することを特徴とする、加工性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３０】
本発明によれば、熱間圧延工程における加熱前の連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とするので、連続鋳造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完全に固溶させることが実現される。その結果、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。
【図面の簡単な説明】
【００３１】
【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】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析出物の完全固溶時間との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
以下、本発明を具体的に説明する。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。
【００３３】
（１）連続鋳造スラブの化学成分
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％とする必要があり、好ましくは、０．０５〜０．１２％、更に好ましくは、０．０７〜０．１１％とする。
【００３４】
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％とする必要があり、好ましくは、０．０５〜１．０％、更に好ましくは、０．０５〜０．８％とする。
【００３５】
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、０．５〜１．８％、更に好ましくは、１．０〜１．６％とする。
【００３６】
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０．０４％以下とし、更に好ましくは０．０２０％以下とし、より一層好ましくは０．０１０％以下とする。Ｐの含有量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００３７】
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０．００３０％以下とし、更に好ましくは０．００２０％以下とし、より一層好ましくは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。
【００３８】
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０．００５〜０．０７％とし、更に好ましくは０．０１５〜０．０５％とする。
【００３９】
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望ましく、Ｎ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。Ｎの含有量は０（ゼロ）であっても問題ない。
【００４０】
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、０．０６〜０．１５％とする。
【００４１】
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。
【００４２】
（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一種の元素
（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一種の元素
（ｃ）Ｂ（ボロン）：０．０００２〜０．００５％
（ｄ）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一種の元素
以下、それぞれ説明する。
【００４３】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％のうちから選ばれた少なくとも一種
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％以上と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０．００５〜０．１％とすることが好ましい。
【００４４】
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一種
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％以上と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％と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。
【００４５】
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
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。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、Ｂによるベイナイト変態効果が強くなり、フェライト組織とすることが困難となる。そのため、Ｂ含有量は０．０００２〜０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは０．０００２〜０．００２５％である。
【００４６】
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一種
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、それぞれの量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、それぞれの量が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％とすることが好ましい。より好ましくは、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。
【００４７】
（２）熱間圧延工程における加熱前の段階で、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径が７０μｍ以上
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、短い加熱時間で完全に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。連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径が大きいほど、短いスラブ加熱時間で析出物をオーステナイトに固溶させることができる。そのためには、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径は７０μｍ以上である必要がある。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、析出物が完全固溶するのに必要な加熱時間が長くなる。
【００４８】
（３）連続鋳造機での鋳造後、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３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却
連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とするためには、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、連続鋳造スラブの冷却速度を３５℃／ｈｒ以下に制御する必要がある。本発明では、冷却速度の最も速いスラブ表面の冷却速度を３５℃／ｈｒ以下に制御することで、スラブの内部を含めた全体の冷却速度を３５℃／ｈｒ以下に制御する。
【００４９】
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、３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却する。３５℃／ｈｒ以下の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、スラブの表面では、オーステナイトからフェライトへの変態が開始された後、Ａ１点（７２７℃）よりも少し過冷された温度（Ａｒ１点という）でオーステナイトからフェライトへの変態は完了するが、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℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却を継続する。これは、スラブの表面温度がＡｒ３点以下になった直後は、スラブの内部はＡｒ３点以上の高温であり、スラブの表面温度がＡｒ３点以下になり、スラブ表面の変態が完了した直後からスラブ表面の冷却速度を速くすると、スラブ内部の冷却速度は３５℃／ｈｒを超える可能性があるからである。つまり、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、スラブの内部を３５℃／ｈｒ以下の冷却速度で冷却するためである。
【００５０】
連続鋳造機で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。
【００５１】
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、数枚の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、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、３５℃／ｈｒ以下の冷却速度でスラブを冷却する。
【００５２】
尚、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することができる。
【００５３】
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、加熱炉において、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、熱延鋼板とする。そのまま熱延鋼板として使用することも可能であり、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することも可能である。
【００５４】
尚、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可能である。
【００５５】
以上説明したように、本発明によれば、熱間圧延工程における加熱前の連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とするので、連続鋳造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完全に固溶させることが実現される。その結果、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】
【００５６】
Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：０．０８％、Ｍｎ：１．１３％、Ｐ：０．０３６％、Ｓ：０．００１９％、Ａｌ：０．０６６％、Ｎ：０．００３８％、Ｔｉ：０．１２３％で、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。
【００５７】
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。鋳造後の冷却速度を変えることで、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。
【００５８】
その後、それぞれの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完全固溶時間とした。尚、固溶Ｔｉ量の評価は刊行物２（鋼中固溶マイクロアロイの定量、鉄と鋼、Vol.99(2013).No.5,p.362）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。
【００５９】
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析出物の完全固溶時間との関係を図７に示す。
【００６０】
【表１】
2016183413.tif 000003
【００６１】
表１及び図７に示すように、連続鋳造後のスラブ段階でのフェライト粒径が大きいほうが、析出物が完全に固溶するまでの時間が短くなる。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、特に冷却速度を３５℃／ｈｒ以下とすることで、フェライト粒の平均結晶粒径を７０μｍ以上とすることができる。
【図２】
2016183413.tif 000004
【図５】
2016183413.tif 000005
【図６】
2016183413.tif 000006
【図７】
2016183413.tif 000007
【図１】
2016183413.tif 000008
【図３】
2016183413.tif 000009
【図４】
2016183413.tif 000010