(57)【要約】  本発明に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：１．００〜４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１０００％以下、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．０１０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．０１％、及び残部：Ｆｅ及び不純物を含有し、鋼板表面の平均高さよりも１０μｍ以上低い部分であるスケール傷部の面積率が２０％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
2020184372.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、
Ｍｎ：１．００〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０１０００％以下、
Ｔｉ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．２０％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
Ｚｒ：０〜０．０１％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物を含有し、
鋼板表面の平均高さよりも１０μｍ以上低い部分であるスケール傷部の面積率が２０％以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板。
【請求項２】
前記スケール傷部の平均アスペクト比が５以下であることを特徴とする、請求項１に記載の熱延鋼板。
【請求項３】
前記化学成分として、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０.２０％、
Ｂ：０．００１〜０．０１０％、
Ｖ：０．００５〜１．０％、
Ｃｒ：０．００５〜１．０％、
Ｍｏ：０．００５〜１．０％、
Ｃｕ：０．００５〜１．０％、
Ｃｏ：０．００５〜１．０％、
Ｗ：０．００５〜１．０％、
Ｎｉ：０．００５〜１．０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
からなる群から構成される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２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、曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板に関する。
本願は、２０１９年３月１１日に、日本に出願された特願２０１９−４３９６１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に、自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱延鋼板には、軽量化、耐久性、衝撃吸収能などの観点から、高強度化が進められており、同時に複雑な形状への成形に耐えうるだけの優れた成形性も必要とされている。【０００３】
しかし、熱延鋼板の成形性は、材料の高強度化とともに低下する傾向があるため、高強度と良好な成形性を両立することは難しい課題である。
特に近年、自動車の足廻り部品の軽量化への要望が高まっており、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度とともに、優れた曲げ加工性の実現が重要な課題となっている。【０００４】
非特許文献１には、組織制御によって、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト等の単一組織に制御することで曲げ加工性が改善することが報告されている。
また、特許文献１では、曲げ加工性に優れるフェライトを主相とし、鋼板の表面粗さを小さくすることによるき裂の発生抑制と、微細析出物によるき裂伝播の抑制を組み合わせることで、曲げ加工性が改善することが報告されている。特許文献２では、鋼板表層の硬さを鋼板中央部よりも低くすることで、曲げ加工性を向上させる技術が報告されている。【０００５】
また、特許文献３には、所定の化学組成を有し、板厚が３〜１５ｍｍ、スケール起因の表面疵発生箇所の面積率が２０％以下、圧延方向の降伏応力ＹＰ（Ｌ）および幅方向の降伏応力ＹＰ（Ｃ）がいずれも４００ＭＰａ以上、かつＹＰ（Ｌ）、ＹＰ（Ｃ）が｜ＹＰ（Ｃ）−ＹＰ（Ｌ）｜／ＹＰ（Ｃ）≦０．０４を満足する熱延鋼板が報告されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】日本国特許第６１７９５８４号公報
【特許文献２】日本国特開２０１５−９８６２９号公報
【特許文献３】日本国特開２０１４−１１８５９２号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】山崎ら，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  ｔｈｅ  Ｊａｐａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ  ｏｆ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ），ｖｏｌ．３６（１９９５），Ｎｏ．４１６，ｐ．９７３
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１及び２並びに非特許文献１に報告されている技術では、引張強度と曲げ加工性とを両立させることが困難な場合があった。また、特許文献３では、スケール起因の表面疵発生箇所の面積率を２０％以下としているが、仕上げ圧延工程における諸条件を満たしておらず、かつ、鋼板に対してレベラー加工を施しているため、鋼板表面の平均高さよりも１０μｍ以上低い部分の面積率が２０％超になり、曲げ加工性に劣る場合があった。
そこで、本発明は、引張強度と曲げ加工性とに優れる高強度熱延鋼板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】
【０００９】
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０５〜２．５０％、Ｍｎ：１．００〜４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１０００％以下、Ｔｉ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．０１０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．０１％、及び残部：Ｆｅ及び不純物を含有し、鋼板表面の平均高さよりも１０μｍ以上低い部分であるスケール傷部の面積率が２０％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
（２）（１）に記載の熱延鋼板は、前記スケール傷部の平均アスペクト比が５以下であってもよい。
（３）（１）又は（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０.２０％、Ｂ：０．００１〜０．０１０％、Ｖ：０．００５〜１．０％、Ｃｒ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｃｏ：０．００５〜１．０％、Ｗ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．００５〜１．０％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％からなる群から構成される少なくとも１種を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の一形態によれば、７８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ以下の優れた引張強度を有し、曲げ内割れ発生の抑制ができる曲げ加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本実施形態に係る熱延鋼板の板面を平面視した場合の模式図である。
【図２】図１のＰ−Ｐ’線に沿って切断したときの本実施形態に係る熱延鋼板の板厚方向の断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
【００１３】
まず、本発明を想到するに至った本発明者らによる知見について説明する。
従来、鋼板の曲げ加工における割れは曲げ外側の鋼板表面または端面付近から亀裂が発生することが一般的であったが、鋼板の高強度化に伴い、曲げ内側に微小な亀裂が生じることがある。このような曲げの内側に生じる微小な亀裂の抑制方法は従来の知見では示されていない。
【００１４】
本発明者らは、高強度鋼板の曲げ加工性について鋭意調査を行い、鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなることを明らかにした(以下、曲げ内割れと呼称する)。
曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。
【００１５】
このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に(または緩い加工条件で)せん断変形帯が生じるためと推定される。
本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ７８０ＭＰａ級以上の鋼板で発生しやすくなり、９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になり、１１８０ＭＰａ級以上の鋼板で更に顕著な課題となることがわかった。
【００１６】
本発明者らは、上記の曲げ内割れが生じる推定過程から、初期に局所にひずみが集中することを抑制することが亀裂発生につながると考え、その抑制方法を鋭意探索した。その結果、初期の局所へのひずみ集中には鋼板の表面性状が関係することを明らかにし、表面性状を制御することで曲げ内割れを抑制できることを発見した。
また、本発明者らは、上記の表面性状を得るために効果的な熱間圧延方法も見出した。熱間圧延時に表層スケールがロールによって鋼板に押しつけられる現象が、特に最終的な表面性状に大きく影響することが明らかになり、表面性状を制御するためには熱間圧延中のスケール成長を制御することが重要であり、圧延中の鋼板表面に水をある条件で吹き付けることでこれを達成できることが明らかになった。
【００１７】
１．化学成分
以下、本実施形態に係る熱延鋼板の成分組成について詳細に説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
【００１８】
（Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下）
Ｃは鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度７８０ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上である。
一方、Ｃ含有量が、０．２５０％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．２５０％とする。好ましくは、Ｃ含有量が０．２００％以下、さらに好ましくは、０．１５０％以下である。
【００１９】
（Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下）
Ｓｉは、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、降伏強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が２．５０％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
【００２０】
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
Ｍｎは、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。
一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは、３．００％以下、より好ましくは、２．６０％以下とする。
【００２１】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、０．０１０％以上の添加がより望ましい。さらに望ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２０％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下であり、最も好ましくは０．０８０％以下とする。なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
【００２２】
本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
【００２３】
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、一般には鋼に含有される不純物であるが、引張強度を高める作用を有するのでＰを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．１００％超では溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０５０％以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上にしてもよい。
【００２４】
（Ｓ：０．０２００％以下）
Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超では溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下に制限する。Ｓ含有量は好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は、０．００１０％以上としてもよい。
【００２５】
（Ｎ：０．０１０００％以下）
Ｎは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０００％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０００％以下に制限し、好ましくは０．００５００％以下としてもよい。
【００２６】
本実施形態に係る熱延鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
【００２７】
（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
Ｔｉは、ＴｉＣとして、鋼板の冷却中又は巻取り中、鋼板組織のフェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。また、Ｔｉが０．２０％を超えると上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であればよい。好ましくは０．０２％以上である。
【００２８】
（Ｎｂ：０％以上０．２０％以下）
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶を著しく抑制し、フェライトの結晶粒径を微細化する元素である。Ｎｂが０．２０％を超えると、上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１５％以下、より好ましくは、０．１０％以下である。上記の効果を好ましく得るために、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。好ましくは０．００５％以上である。
【００２９】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００３０】
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
Ｂは粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。Ｂ含有量が０．０１０％を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。
【００３１】
（Ｖ：０％以上１．０％以下）（Ｃｒ：０％以上１．０％以下）（Ｍｏ：０％以上１．０％以下）（Ｃｕ：０％以上１．０％以下）（Ｃｏ：０％以上１．０％以下）（Ｗ：０％以上１．０％以下）（Ｎｉ：０％以上１．０％以下）
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｗ，Ｎｉは、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ１．０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｏ含有量、Ｗ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ１．０％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ：０．００５％以上、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上、Ｃｏ：０．００５％以上、Ｗ：０．００５％以上およびＮｉ：０．００５％以上のうち、少なくとも１種を含有していることが好ましい。
【００３２】
（Ｃａ：０％以上０．０１％以下）（Ｍｇ：０％以上０．０１％以下）（ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下）（Ｚｒ：０％以上０．０１％以下）
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｚｒは、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についてもそれぞれ０．０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【００３３】
なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００３４】
上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ−ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ−Ａｔｏｍｉｃ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼−赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解−熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解-非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
【００３５】
２．表面性状
本実施形態に係る熱延鋼板の表面性状は、深さ１０μｍ以上のスケール傷部の面積率が２０％以下である必要がある。スケール傷部の面積率が２０％超では、曲げ加工時の初期にスケール傷部の局所へのひずみ集中が生じ、曲げ内割れの亀裂発生の原因となる。この観点から面積率は１０％以下が望ましく、５％以下が更に望ましい。
スケール傷部の詳細な定義の仕方は以下の通りである。焦点深度の解析によって対象の３Ｄ画像データを取得するデジタル顕微鏡等の装置（例えばＲＨ−２０００（株式会社ハイロックス製））を用いて、熱延鋼板の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを取得する。図１は本実施形態に係る熱延鋼板の板面を平面視した場合の模式図であり、図２は図１のＰ−Ｐ’線に沿って切断したときの本実施形態に係る熱延鋼板の板厚方向の断面図である。取得した３Ｄ画像データ内において最も高さが高い位置と最も高さが低い位置との平均の高さ位置を平均高さ位置Ｉとし、平均高さ位置Ｉよりも高さ位置が１０μｍ以上低い領域をスケール傷部１０と定義する。次に、図１に示すように、熱延鋼板１００の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを圧延方向上部から平面視した画像を作成し、当該範囲に含まれる全てのスケール傷部１０の投影面積を当該範囲の合計投影面積で除することにより、スケール傷部１０の面積率を算出する。
つまり、３０００μｍ×３０００μｍの範囲内に、平均高さ位置よりも高さ位置が１０μｍ以上低い領域が存在しない場合には、その範囲内にはスケール傷部が存在しないこととなる。
【００３６】
次に、上記のようなスケール傷部は仕上げ圧延時に表層に存在するスケールがロールによって押し付けられることが原因で生成することが多く、圧延方向（Ｌ方向）に直角の方向（Ｃ方向）に伸長していることがある。スケール傷部が一方向に伸長していると、その方向を曲げ軸とする曲げ加工において、特にスケール傷部へのひずみ集中が生じやすくなり、曲げ内に割れが生じる原因となる。
この観点からスケール傷部の平均アスペクト比を５以下とすることが望ましい。平均アスペクト比は望ましくは３以下、更に望ましくは２以下である。
【００３７】
スケール傷部の平均アスペクト比の詳細な定義の仕方は以下の通りである。図１を参照してスケール傷部のアスペクト比を求める方法を説明する。図１に示したように、一つのスケール傷部１０の内部に、圧延方向Ｘと平行な線分を最も長くなるように引いたときの長さを当該スケール傷部１０のＬ方向の長さＡとし、圧延方向（Ｌ方向）に直角の方向（Ｃ方向）Ｙに走る線分を最も長くなるように引いたときの長さを当該スケール傷部１０のＣ方向の長さＢとする。Ｌ方向の長さＡとＣ方向の長さＢのうち大きい値を小さい値で除した値Ａ／Ｂ又はＢ／Ａを当該スケール傷部１０のアスペクト比とする。
３０００μｍ×３０００μｍの視野内における全てのスケール傷部１０についてアスペクト比を測定し（図１に示す例では３個のスケール傷部１０）、その平均した値を平均アスペクト比と定義する。
【００３８】
３．鋼板組織
本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼組織の構成相として、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどのいずれの相を有していても良く、組織中に炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。
例えば、面積％で、８０％以下のフェライトや、０〜１００％のベイナイトまたはマルテンサイト、その他に残留オーステナイト：２５％以下、パーライト：５％以下を含むことができる。
【００３９】
４．機械特性
本実施形態に係る熱延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する。一方、本実施形態の構成で１４７０ＭＰａ超とすることは困難であるため、実質的な引張強度の上限は１４７０ＭＰａ以下である。そのため、引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を１４７０ＭＰａとすることができる。
なお、引張試験はＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
本実施形態に係る熱延鋼板では、曲げ内割れ性の指標値とする限界曲げＲ／ｔの値が２．０以下であることが好ましい。Ｒ／ｔの値は、例えば、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ  Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行い、曲げ内側に生じた亀裂を調査して求めることができる。長さ３０μｍ以上の亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とすることができる。
【００４０】
５．製造方法
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００４１】
熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
【００４２】
鋳造したスラブに、加熱工程を施す。この加熱工程では、スラブを１１００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。ＴｉやＮｂが添加されている場合には１２００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。加熱温度が１２００℃未満では、析出物元素であるＴｉ，Ｎｂが十分に溶解しないので、後の熱間圧延時に十分な析出強化が得られない上、粗大な炭化物として残存することで、成形性を劣化させるため好ましくない。したがって、Ｔｉ、Ｎｂが含まれている場合にはスラブの加熱温度は１２００℃以上とする。一方、加熱温度１３００℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するため、加熱温度は１３００℃以下とする。加熱保持時間は、Ｔｉ、Ｎｂを十分に溶解させるため、３０分以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために加熱保持時間を１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
【００４３】
次に、加熱されたスラブを粗圧延して、粗圧延板とする粗圧延工程を施す。
粗圧延は、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における、圧延開始時から圧延完了時までの熱延板先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
【００４４】
粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上圧延工程では、多段仕上げ圧延を行う。本実施形態では、下記式（２）を満たす条件にて８５０℃〜１２００℃の温度域で仕上げ圧延を行う。
Ｋ’／Ｓｉ＊≧２．５・・・（２）
ここで、Ｓｉ≧０．３５のときはＳｉ＊＝１４０√Ｓｉとし、Ｓｉ＜０．３５のときはＳｉ＊＝８０とする。なお、Ｓｉは鋼板のＳｉ含有量（質量％）を表す。
【００４５】
また、上記式（２）におけるＫ’は下記式（３）で表される。
Ｋ’＝Ｄ×（ＤＴ−９３０）×１．５＋Σ（（ＦＴｎ−９３０）×Ｓｎ）・・・（３）
ここで、Ｄは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）、ＤＴは仕上げ圧延開始前の水圧デスケーリングを行う際の鋼板温度（℃）、ＦＴｎは仕上げ圧延のｎ段目における鋼板温度（℃）、Ｓｎは仕上げ圧延のｎ−１段目とｎ段目の間に水をスプレー状に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）である。
【００４６】
Ｓｉ＊はスケール傷部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータである。鋼板成分のＳｉ量が多いと、熱間圧延時に表層に生成するスケールは、比較的デスケーリングされやすく鋼板にスケール傷部を作りにくいウスタイト（ＦｅＯ）から、鋼板に根を張るように成長してスケール傷部を作りやすいファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）に変化する。そのため、Ｓｉ量は大きいほど、すなわちＳｉ＊は大きいほど表層のスケール傷部が形成しやすい。ここで、Ｓｉ添加による表層のスケール傷部の形成しやすさはＳｉを０．３５質量％以上添加した時に特に効果が顕著になる。そのため０．３５質量％以上の添加時にはＳｉ＊はＳｉの関数となるが、０．３５質量％未満では定数となる。
【００４７】
Ｋ’はスケール傷部の形成しにくさを示す製造条件のパラメータである。上記式（３）の第１項目は、スケール傷部の形成を抑制するためには仕上げ圧延開始前に水圧デスケーリングを行う際、水圧デスケーリングの時間当たりの吹き付け量が多いほど、鋼板温度が高いほどデスケーリングの観点で効果的なことを示す。仕上げ圧延開始前に複数のデスケーリングを行う際は、最も仕上げ圧延に近く、かつ、最初のスプレー吹き付け工程Ｓ1の前のデスケーリングの値を用いる。
上記式（３）の第２項目は、仕上げ前のデスケーリングで剥離しきれなかったスケールや、仕上げ圧延中に再度形成したスケールを、仕上げ圧延中にデスケーリングする上での効果を示す項であり、高い温度において、多量の水をスプレー状に鋼板に吹き付けることでよりデスケーリングしやすくなることを示す。
なお、デスケーリング制御のメカニズムから考えると、スケール傷部の形成しにくさを示す製造条件の本来のパラメータは「温度に関するパラメータ」と「水の吹付量に関するパラメータ」との積を、仕上げ圧延を行う温度範囲で積分したものになると考えられる。これは、より高温でより多くの水を吹きつけることでデスケーリングを助長するという考え方によるものである。
本発明者らは、製造条件を制御する上でより簡易なパラメータとするため、上記の本来のパラメータを各ロール間で分割したものを総和することに相当するパラメータＫ’（式３）を用いることで、表面粗さの制御が可能であることを見出している。
ここで、パラメータＫ’は仕上げ圧延機のスタンド数やロール間距離、通板速度によっては、上記の本来のパラメータとかい離してくることが考えられる。しかしながら、本発明者らは、仕上げ圧延スタンド数５〜８台、ロール間距離４５００ｍｍ〜７０００ｍｍ、通板速度（最終段通過後の速度）４００〜９００ｍｐｍの範囲であれば、上記のパラメータＫ’を用いて表面粗さの制御が可能なことを確認している。
【００４８】
スケール傷部の形成しにくさを示す製造条件のパラメータＫ’とスケール傷部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータＳｉ＊の比が２．５以上であれば、スケール傷部の面積率を２０％以下とすることができ、曲げ内側の亀裂の発生を抑制できる。好ましくは３．０以上であり、より好ましくは３．５以上である。
なお、Ｋ’／Ｓｉ＊を３．０以上とするとスケール傷部の平均アスペクト比を５以下にでき、より好ましい表面性状が得られる。この理由は完全には明らかではないが、以下のように推定できる。すなわち、ロールがスケールを鋼板に押し込んでスケール傷部を形成する際に、スケールはロールの軸の方向、すなわち圧延方向（Ｌ方向）に直角の方向（Ｃ方向）にある程度の間隔ごとに分断しながら鋼板に押し込まれる。これがスケール傷部がＣ方向に伸長した形状を有しやすくなる理由である。このとき、スケール厚さが厚いほどスケールが分断される間隔は長くなると推定され、スケール傷部のアスペクト比も大きくなる可能性がある。そのため、Ｋ’／Ｓｉ＊を大きくして仕上げ圧延中にスケールが存在しにくい条件とすることで、スケール傷部のアスペクト比も低減できると考えられる。
【００４９】
また、仕上げ圧延では下記式（４）で表される条件を満たすことが望ましい。
Ｆ≧０．５・・・（４）
Ｆは仕上げ圧延の開始から完了までの時間（ｘ秒）のうち、鋼板がロールと接している時間（ｙ秒）を除いた総時間（ｘ−ｙ秒）のうち、鋼板の表面が水膜で覆われている時間（ｚ秒）の比率を示す。つまり、Ｆ＝ｚ／（ｘ−ｙ）で示される。
【００５０】
上記のように仕上げ圧延中に成長するスケールも鋼板にスケール傷部を形成する原因になり得るが、鋼板表面を水膜で覆うことでその成長は抑制することができるため、鋼板表面を水膜で覆う時間が長いほど望ましい。鋼板表面を水膜で覆う方法はロール間で水をスプレー状に吹き付けることなどが挙げられる。
【００５１】
Ｋ’／Ｓｉ＊≧２．５と同時にＦ≧０．５を満たすとＫ’／Ｓｉ＊≧２．５のみを満たすときに比べ、スケール傷部の面積率を小さくでき、曲げ内側の亀裂の発生をより抑制できる。また、Ｆ≧０．５を満たすと３．０＞Ｋ’／Ｓｉ＊≧２．５の範囲でも凹み部の平均アスペクト比を５以下とでき、曲げ内側の亀裂の発生をより抑制できる。この観点からＦは０．６以上が好ましく、０．７以上が更に好ましい。
【００５２】
仕上げ圧延後の板厚は５．０ｍｍ未満とする。これは熱間圧延することはスケールが除去された後の鋼板表面をロールで押しつぶすことで凹凸を小さくする効果があり、この効果が仕上げ圧延後の板厚が５．０ｍｍ未満のときに得られやすくなるためである。仕上げ圧延後の板厚は、好ましくは４．５ｍｍ以下である。一方、仕上げ圧延後の板厚が５．０ｍｍ以上のときは、規定の表面状態が得られず、曲げ性が劣化する。
【００５３】
仕上げ圧延に続いて、冷却工程および巻取り工程を施す。
本実施形態の熱延鋼板では、ベース組織の制御ではなく、表面性状を制御することによって、優れた曲げ加工性を達成しているため、冷却工程および巻取り工程の条件は特に限定しない。したがって、多段仕上げ圧延後の冷却工程、および巻取り工程は、常法によって行えば良い。
【００５４】
熱延鋼板には、冷却後に必要に応じ酸洗を施してもよい。酸洗処理は、例えば、３〜１０％濃度の塩酸に８５℃〜９８℃の温度で２０秒〜１００秒で行えばよい。
【００５５】
熱延鋼板には、冷却後に必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。
【実施例】
【００５６】
以下に本発明に係る熱延鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の熱延鋼板の例であり、本発明の熱延鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載する実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、これらの一条件例に制限されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用することができる。【００５７】
表１に示す化学成分の鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度で、スラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。
粗圧延板は、以下の３種類の仕上げ圧延機を用いて、表２及び表３に記載の仕上げ圧延板板厚まで仕上げ圧延を行った。
圧延機Ａ：スタンド数７台、ロール間距離５５００ｍｍ、通板速度７００ｍｐｍ
圧延機Ｂ：スタンド数６台、ロール間距離５５００ｍｍ、通板速度６００ｍｐｍ
圧延機Ｃ：スタンド数７台、ロール間距離６０００ｍｍ、通板速度７００ｍｐｍ
その後、表２及び表３に記載の各条件で熱間圧延を施した。用いた仕上げ圧延機についても表２及び表３に示した。なお、デスケーリングを行う際の鋼板温度ＤＴについて、ここでは仕上げ圧延開始温度とほぼ変わらないため、仕上げ圧延の１段目の鋼板温度ＦＴ１を用いてＫ’を算出した。仕上げ圧延完了後、熱延板組織をベイナイト、フェライト−ベイナイト、マルテンサイトとすることを狙いとして、以下に示す、各冷却パターンで冷却および巻取りを行った。【００５８】
（ベイナイトパターン：冷却パターンＢ）
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、２０℃／秒以上の冷却速度で、巻取り温度４５０℃〜５５０℃まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施した。【００５９】
（フェライト−ベイナイトパターン：冷却パターンＦ＋Ｂ）
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７５０℃の冷却停止温度範囲まで冷却し、冷却停止温度範囲内で２〜４秒保持後、さらに冷却速度２０℃／秒以上の平均冷却速度で、５００〜６００℃の巻取り温度でコイル状に巻き取る冷却工程および巻取り工程を施すことによって得た。なお、この工程において、温度、保持時間等を明確に決定する必要がある場合には、以下の式のＡｒ３温度を用いて温度、時間を設定した。なお、以下の式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏはそれぞれの元素の単位：質量％での含有量を表す。
Ａｒ３（℃）＝８７０−３９０Ｃ＋２４Ｓｉ−７０Ｍｎ−５０Ｎｉ−５Ｃｒ−２０Ｃｕ＋８０Ｍｏ【００６０】
（マルテンサイトパターン：冷却パターンＭｓ）
本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、１００℃以下の巻取り温度まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施して製造した。【００６１】
各熱延鋼板に対し、３〜１０％濃度の塩酸に８５℃〜９８℃の温度で２０秒〜１００秒の酸洗処理を行い、スケールを剥離させた。
スケール傷部は以下のようにして測定した。ＲＨ−２０００（株式会社ハイロックス製）を用いて、熱延鋼板の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを取得し、上記で定義したスケール傷部の面積率（％）およびアスペクト比を算出した。【００６２】
引張強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向（Ｌ方向）に直角の方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、突合せ伸び（全伸び）ＥＬ（％）、限界曲げ（Ｒ／ｔ）を求めた。それぞれの測定結果を表４及び表５に示した。引張強度ＴＳは、７８０ＭＰａ以上のものを合格とした。【００６３】
曲げ試験片は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し、以下の試験に供した。
曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。限界曲げＲ／ｔが２．０以下のものを合格とした。
ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。【００６４】
【表１】
2020184372.tif 000003
【００６５】
【表２】
2020184372.tif 000004
【００６６】
【表３】
2020184372.tif 000005
【００６７】
【表４】
2020184372.tif 000006
【００６８】
【表５】
2020184372.tif 000007
【００６９】
表１〜５に示したように、本発明の要件を充足する実施例では、全ての特性が好適であった。一方、本発明の要件を少なくとも一つは充足しない比較例では、少なくとも一つの特性が好適ではなかった。
【符号の説明】
【００７０】
１０    スケール傷部
１００  熱延鋼板
Ｘ      圧延方向（Ｌ方向）
Ｙ      圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）
Ｔ      板厚方向
Ｉ      平均高さ位置
【図１】
2020184372.tif 000008
【図２】
2020184372.tif 000009
【国際調査報告】
2020184372.tif 000010
2020184372.tif 000011
2020184372.tif 000012
2020184372.tif 000013
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