JP2017095755A - 連続鋳造スラブ及び高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 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固溶させることができるスラブを提供する。
【解決手段】 本発明の連続鋳造スラグは、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％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スラブのフェライト粒の平均結晶粒径をＤ_αとしたとき、該平均結晶粒径Ｄ_αとスラブの窒素含有量とが、下記の（１）式の関係を満足する。但し、（１）式において、Ｄ_αは加熱前のスラブのフェライト粒の平均結晶粒径（ｍｍ）、［質量％Ｎ］はスラブの窒素含有量（質量％）である。 Ｄ_α／［質量％Ｎ］≧１８．０・・・（１）
【選択図】 図８

Description

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連続鋳造スラブを用いて高張力鋼板を製造する方法に関する。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

特許第３５９１５０２号公報 特開２００４−１４３５１８号公報

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完全に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。

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。

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を提供することであり、また、この連続鋳造スラブを用いて高張力鋼板を製造する方法を提供することである。

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。

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である。また、以下、オーステナイトを「γ」とも表示する。

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。

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の完全固溶時間に影響してくると考えられる。

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。

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張力が印加された状態であるといえる。

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。

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。

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。

（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」）。

（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。

（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。

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。

析出物による「ピン止め効果」を起こりにくくする方策としては、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。

その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、最終製品である鋼板の引張強度の低下に直結するので単純には採用することができない。そこで本発明者らは、析出物の種類の詳細について検討し、以下のような結果を得た。

即ち、Ｔｉを主たる析出物形成元素として含有する鋼板では、鋼板の引張強度に関わる析出物はナノメートルサイズに析出したＴｉ系の炭化物であり、それ以外の析出物（例えばＴｉ系の窒化物）は引張強度の向上には寄与しない。

また、析出物形成元素として０．０５〜０．１５質量％のＴｉを含有する成分系のスラブにおいて、Ｔｉ系炭化物は、刊行物２（K.J.Irvine F.B.Pickering and T.Gladman:JISI,205(1967),ｐ161）に記載されるように、溶解度積に基づく検討から、通常のスラブ加熱温度（１２００℃以上）で充分に固溶し、したがって、Ｔｉ系炭化物によるピン止め効果はスラブ加熱中に失われる。つまり、ピン止め効果を起こす析出物として、スラブ中のＴｉ系炭化物は考慮する必要がない。

一方、Ｔｉ系窒化物は、スラブが窒素を０．００６質量％程度含有する場合、溶解度積に基づくと、一般的に、１４００℃以上で固溶すると考えられる（刊行物２を参照）。したがって、熱間圧延前の１２００〜１２５０℃程度の通常の温度域でのスラブ加熱では、Ｔｉ系窒化物は固溶せず、Ｔｉ系窒化物はピン止め効果を発揮し続けることになる。また、スラブ中のＴｉ系窒化物は析出サイズがマイクロメートルサイズと粗大であり、引張強度向上の観点からも好ましい存在ではない。

つまり、スラブ中のＴｉ系窒化物は、スラブのオーステナイト粒成長時にピン止め効果を発揮することから存在しないほうが好ましく、また、引張強度向上の観点からもスラブ中のＴｉ系窒化物は存在しない方が好ましい。

これらの検討結果から、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、スラブ中のＴｉ系窒化物の生成量を抑制することが効果的であること、即ち、スラブ中の窒素（Ｎ）含有量を抑制することが効果的であるという知見を得た。

ところで、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、即ち鋳造された段階でのスラブ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、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。以下、フェライトを「α」とも表示する。

これらの検討結果から、（１）スラブの窒素含有量を低減してスラブ中のＴｉ系窒化物の生成量を抑制し、スラブ加熱中のオーステナイト粒成長を妨げないようにする、（２）スラブの窒素含有量に応じて、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る、という２点を組み合わせることで、析出物による「ピン止め効果」を起こりにくくすることができ、スラブ加熱時にスラブ中の析出物を短時間で完全固溶することができるという知見を得た。

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：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％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のスラブのフェライト粒の平均結晶粒径をＤ_αとしたとき、該平均結晶粒径Ｄ_αとスラブの窒素含有量とが、下記の（１）式の関係を満足することを特徴とする連続鋳造スラブ。
Ｄ_α／［質量％Ｎ］≧１８．０・・・（１）
但し、（１）式において、Ｄ_αは加熱前の段階でのスラブのフェライト粒の平均結晶粒径（ｍｍ）、［質量％Ｎ］はスラブの窒素含有量（質量％）である。
［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を、Ａ_c3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、高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、連続鋳造スラブの窒素含有量を０．００２５質量％以下とし、且つ、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Ｄ_αを連続鋳造スラブの窒素含有量に応じて上記（１）式の関係を満足する大きさとするので、連続鋳造スラブでのＴｉ系窒化物の生成が抑制されて、オーステナイト粒界の移動を阻害する「ピン止め効果」が軽減され、その結果、フェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αを所定値以上とすることも相俟って、オーステナイト粒界の密度が低下し、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。これにより、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。

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。 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。 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。 オーステナイト粒の成長挙動を示す概略図である。 ＴｉＣモル分率とＴｉＣの溶解時間との関係を示す図である。 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。 加熱前のスラブ中のＮ含有量とＴｉ析出物の完全固溶時間との関係を示す図である。 Ｄ_α／［質量％Ｎ］とＴｉ析出物の完全固溶時間との関係を示す図である。

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。

（１）連続鋳造スラブの化学成分
Ｃ（炭素）：０．０５〜０．１２％
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０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１２％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含有量を０．０５〜０．１２％とする必要があり、好ましくは０．０７〜０．１１％とする。

Ｓｉ（珪素）：０．０５〜１．０％
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。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．０％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含有量を０．０５〜１．０％とする必要があり、好ましくは０．０５〜０．８％とする。

Ｍｎ（マンガン）：０．５〜１．８％
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１．８％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含有量を０．５〜１．８％とする必要があり、好ましくは１．０〜１．６％とする。

Ｐ（燐）：０．０４％以下
Ｐは、結晶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含有量を０．０４％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０．０２％以下とし、更に好ましくは０．０１％以下とする。Ｐの含有量は０（ゼロ）であっても問題ない。

Ｓ（硫黄）：０．００３０％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含有量を０．００３０％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。

Ａｌ（アルミニウム）：０．００５〜０．０７％
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０．０７％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含有量を０．００５〜０．０７％とする必要があり、好ましくは０．０１５〜０．０５％とする。

Ｎ（窒素）：０．００２５％以下
Ｎは、スラブ中に粗大なＴｉ系窒化物を形成し、このＴｉ系窒化物がスラブのオーステナイト粒成長時にピン止め効果を発揮し、オーステナイト粒の成長を阻害する。つまり、オーステナイト粒の成長を阻害して、スラブ中の析出物の固溶を妨げる。そのため、Ｎ含有量を０．００２５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｎ含有量は０．００２０％以下、更により好ましくは、Ｎ含有量は０．００１５％以下である。Ｎ含有量は低いほど望ましいが、必要以上にＮ含有量を低くすることは、製造コストの増大を招くので、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。

Ｔｉ（チタン）：０．０５〜０．１５％
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０．１５％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含有量を０．０５〜０．１５％とする必要がある。

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。

（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。

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含有量を０．００５〜０．１％とすることが好ましい。

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含有量を０．００５〜０．３％、Ｍｏ含有量を０．００５〜０．３％、Ｃｕ含有量を０．００５〜０．５％、Ｎｉ含有量を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。

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含有量を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。

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含有量を０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ含有量を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。

（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Ｄ_αがスラブの窒素含有量に対して下記の（１）式の関係を満足すること
Ｄ_α／［質量％Ｎ］≧１８．０・・・（１）
但し、（１）式において、Ｄ_αは加熱前の段階でのスラブのフェライト粒の平均結晶粒径（ｍｍ）、［質量％Ｎ］はスラブの窒素含有量（質量％）である。

因みに、スラブの窒素含有量が０．００２５％の場合は、フェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは０．０４５ｍｍ以上であることが必要であり、スラブの窒素含有量が０．００２０％の場合は、フェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは０．０３６ｍｍ以上であることが必要である。加熱前のスラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは、スラブ表面から１０ｍｍの位置で測定されるデータを用いればよい。

前述したとおり、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Ｄ_αが大きいほど、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且つ短い加熱時間で、完全にオーステナイトに固溶させることができる。

前述したように、本発明では、オーステナイト粒の成長を促進させるために、スラブのＮ含有量を０．００２５％以下に規定している。スラブのＮ含有量が０．００２５％以下の範囲であっても、スラブのＮ含有量が低くなればなるほど、Ｔｉ系窒化物によるピン止め効果が起こらなくなり、析出物の固溶が促進される。但し、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Ｄ_αが小さくなりすぎると、スラブのＮ含有量を０．００２５％以下に規定しても、スラブ中の析出物が完全固溶する時間は長くなる。

本発明者らは、熱間圧延前の加熱工程において、６５分間以内の加熱処理でスラブ中の析出物を完全固溶することができれば、加工性に優れた高張力鋼板を効率的に且つ安定して製造できることを確認している。そこで、スラブのＮ含有量及びスラブのフェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αを種々変更し、スラブのＮ含有量が０．００２５％以下の条件下で、６５分間以内の加熱処理でスラブ中の析出物を完全固溶するために必要なフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αを調査した（後述の実施例を参照）。

調査では、完全固溶に要する加熱時間は、スラブのＮ含有量が低いほど短縮し、また、フェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αが大きいほど短縮することから、完全固溶に必要な加熱時間は、フェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αとスラブのＮ含有量との比（＝Ｄ_α／［質量％Ｎ］）に影響されるとして考察した。

その結果、スラブのＮ含有量と加熱前のスラブのフェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αとが、上記（１）式の関係を満足する場合に、６５分間以内の加熱処理でスラブ中の析出物を完全に固溶できることが確認できた。

加熱前のスラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは、連続鋳造機での鋳造後の連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αと一致する。連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは、連続鋳造機での鋳造後の連続鋳造スラブのＡ_r3点以下における冷却速度に依存し、この冷却速度が遅いほど、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αは大きくなる。但し、本発明では、スラブのＮ含有量にもよるが、連続鋳造スラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αを０．０３６ｍｍ以上とすれば十分であり、鋳造後の連続鋳造スラブの冷却速度を過度に遅くする必要はない。

スラブのＮ含有量を０．００２５％以下に調整する方法としては、連続鋳造工程前の溶鋼のＲＨ脱ガス精錬工程などにおいて、溶鋼を減圧下の雰囲気に晒し、溶鋼中のＮ（窒素）を除去する方法を用いることができる。

このようにして得られた連続鋳造スラブを、スラブの表面温度がＡ_c3点以上の温度で、６５分間以下の時間で加熱した後、熱間圧延することで、加工性に優れた高張力鋼板を得ることができる。熱間圧延の諸条件、即ち、粗圧延の条件、仕上げ圧延の条件は、特に規定する必要はなく、目的とする鋼板の特性に合わせて、適宜設定することが可能である。また、熱間圧延後の冷却、巻取りなどの条件も、目的とする鋼板の特性に合わせて、適宜設定することができる。

尚、Ａ_r3点とは、オーステナイトからフェライトへの変態点温度であり、一方、Ａ_c3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、Ａ_r3点はＡ_C3点よりも低温度である。また、高張力鋼板とは、引張強度が３４０ＭＰａ以上の鋼板である。

以上説明したように、本発明によれば、連続鋳造スラブの窒素含有量を０．００２５％以下とし、且つ、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Ｄ_αを連続鋳造スラブの窒素含有量に応じて上記（１）式の関係を満足する大きさとするので、連続鋳造スラブでのＴｉ系窒化物の生成が抑制されて、オーステナイト粒界の移動を阻害する「ピン止め効果」が軽減され、その結果、フェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_αを所定値以上とすることも相俟って、オーステナイト粒界の密度が低下し、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。

Ｎ含有量が０．００１３％、０．００１８％、０．００２０％、０．００２５％、０．００３８％、０．００６６％であり、その他の成分は、Ｃ：０．０７〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．１１〜０．１５％で、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる高張力鋼の成分組成を有する２５０トンの溶鋼を転炉とＲＨ真空脱ガス装置との組み合わせで溶製し、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、連続鋳造機内のスラブの表面温度をＡ_r3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で製造した。

その後、連続鋳造スラブを、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た。それぞれのスラブでのフェライト粒の平均結晶粒径は、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。

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、所定の加熱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（試験番号１〜１８）。そして、固溶Ｔｉ量の値がほぼ変化しなくなった加熱時間を完全固溶時間とした。尚、固溶Ｔｉ量の分析方法は刊行物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）に記載の方法に準じて行った。また、Ａ_c3点以上の温度で均熱した試料を、Ａ_r3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。

試験番号１〜１８における調査結果を表１に示す。また、加熱前のスラブ中のＮ含有量とＴｉ析出物の完全固溶時間との関係を図７に示す。尚、図７では、加熱前のスラブのフェライト粒平均結晶粒径Ｄ_α別に比較して表示している。

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ど、且つ、スラブ中のＮ含有量が少ないほど、Ｔｉ析出物が完全に固溶するまでの時間が短くなる。尚、本発明者らは、スラブ中の析出物が完全に固溶する時間が６５分間以下であれば、加工性に優れた高張力鋼板を効率的に且つ安定して製造できることを確認している。

表１及び図７に示すように、完全固溶に要する加熱時間は、スラブ中のＮ含有量が低いほど短縮し、また、加熱前スラブのフェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αが大きいほど短縮することから、完全固溶に必要な加熱時間は、フェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αとスラブのＮ含有量との比（＝Ｄ_α／［質量％Ｎ］）に影響されるとして、完全固溶に必要な加熱時間の目標値を６５分間以下として、加熱時間の目標値の６５分間以下を達成する条件を検討した。

図８に、加熱前スラブのフェライト粒の平均結晶粒径Ｄ_α（ｍｍ）とスラブのＮ含有量（質量％）との比（＝Ｄ_α／［質量％Ｎ］）と、Ｔｉ析出物の完全固溶時間との関係を示す。表１及び図８からも明らかなように、スラブのＮ含有量と加熱前のスラブのフェライト粒平均結晶粒径Ｄ_αとが、上記（１）式の関係を満足する場合に、６５分間以内の加熱処理でスラブ中の析出物を完全に固溶できることが確認できた。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％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のスラブのフェライト粒の平均結晶粒径をＤ_αとしたとき、該平均結晶粒径Ｄ_αとスラブの窒素含有量とが、下記の（１）式の関係を満足することを特徴とする連続鋳造スラブ。
   Ｄ_α／［質量％Ｎ］≧１８．０・・・（１）
   但し、（１）式において、Ｄ_αは加熱前の段階でのスラブのフェライト粒の平均結晶粒径（ｍｍ）、［質量％Ｎ］はスラブの窒素含有量（質量％）である。
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。
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。
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。
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。
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を、Ａ_c3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、高張力鋼板の製造方法。