JP4803108B2

JP4803108B2 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP4803108B2
Application number: JP2007134390A
Authority: JP
Inventors: 祐久菊地; 規雄今井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2007-05-21
Filing date: 2007-05-21
Publication date: 2011-10-26
Anticipated expiration: 2027-05-21
Also published as: JP2008285741A

Description

本発明は、高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。具体的には、本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品やバンパーの補強材等に代表される構造部材の素材、又はホイール用の素材として用いるのに好適な、延性ならびに靭性に優れた９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。

連続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、自動車を始めとする各種の産業機器に広く使用されている。特に自動車の燃費向上に大きく寄与することから、高強度熱延鋼板は、自動車の足廻り部品への適用が増加しつつある。

最近は環境問題へのさらなる意識の高まりに応じて部品重量の軽量化が指向される中、熱延鋼板に対する高強度化の要望はさらに高まり、超高強度である９８０ＭＰａ以上の引張強さを有する熱延鋼板が要望されている。

従来、自動車の足回り用の高強度部材は、含有するＴｉの析出強化を用いて高強度化を実現していた。例えば、特許文献１〜４にはＴｉの析出強化を主体に高強度化を行う発明が開示されている。

一方、高強度化を図る別の方法として、温度条件による変態強化を利用する方法がある。例えば、特許文献５には、低温巻取りにより変態強化を利用し、９８０Ｍｐａ以上の超高強度を実現する発明が開示されている。
特開平６−２００３５１号公報特開平６−２２８７０８号公報特開平８−１９９２９８号公報特開平１１−１９３４４３号公報特開２０００−２８２１７５号公報

しかし、特許文献１〜４に記載された発明では、引張強さで９８０ＭＰａ以上の超高強度は得られていない。その理由は、Ｔｉの含有量を多くすることにより９８０ＭＰａ以上の引張強さを得ようとすると、粗大なＴｉ炭窒化物が析出し、これが破壊の起点になって強度及び靭性が低下し、製品価値が著しく低下するためである。

また、特許文献５に記載された発明では、靭性が不足するという課題があった。さらに、熱間圧延後の冷却過程で平坦度が不芳になるという課題もあった。
本発明の目的は、前述したような従来技術が有する課題を解決し、圧延直角方向の引張強さ９８０ＭＰａ以上を有し、かつ加工性ならびに靭性に優れた鋼板、例えば引張強度９８０ＭＰａ以上、伸び１４．１％以上、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギー８８Ｊ／ｃｍ^２以上、−５０℃でのシャルピー脆性破面率０％の鋼板を、熱間圧延後の平坦度を確実に維持しながら、製造することである。

本発明者らは、かかる課題を解決するため鋭意実験の結果、以下の事項が有効であるとの知見１〜４を得た。

（知見１）
組成に関して、Ｔｉの含有量よりもＶの含有量を多くすることにより、靭性に優れた超高強度鋼板を得ることができる。

（知見２）
組織に関して、フェライトの面積率を６０％以上とすることにより加工性（全伸び）を確保するとともに、フェライトの平均粒径を５μｍ以下とし、かつ、ＪＩＳＧ０５５５による清浄度を０．０５％以下、さらに、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度を３００個／ｍｍ^２以下とすることにより靭性（低温靭性）を改善することができる。これにより、加工性と靭性を高レベルで両立することができる。

（知見３）
製造方法に関して、靭性を改善するためには、製鋼段階におけるアルミナ系介在物の混入を低減することが有効である。具体的には、アルミナ系介在物の混入を低減するために、溶鋼の液相線温度からの加熱温度を５℃以上高い温度とし、かつ、溶鋼鋳込み量を６トン／分以下とすることが有効である。これにより、鋳造時の溶鋼温度の低下や、溶鋼の流動が大きくなり過ぎることを抑制でき、アルミナ系介在物がスラブ内に補足されることを防止できる。そのため、この製法により、清浄度を０．０５％以下に抑えることができる。

また、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度を３００個／ｍｍ^２以下にするためには、中心偏析低減処理が有効である。この処理により、スラブ厚中心部にＴｉが濃化することを防止でき、粗大なＴｉＮの析出を抑制できる。

また、フェライトの面積率６０％以上でフェライトの平均粒径５μｍ以下を達成するには、スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上に加熱してから熱間圧延を開始し、Ａｒ_３点以上で熱間仕上げ圧延を完了し、その後３秒間以内で平均冷却速度２０℃／秒以上１００℃／秒以下で冷却を開始し、その後、７００℃以下５００℃以上で１次冷却を終了することが有効である。

さらに、Ｔｉ、Ｖ系析出物が粗大化するのを防止するためには、スラブ加熱炉抽出から１次冷却終了までの時間を１０分以内とすることが有効である。
すなわち、靭性に優れた高強度鋼板を製造するためには、まず連続鋳造中にスラブ内部へのアルミナ系介在物の混入を防止するとともにスラブ中心部に偏析するＴｉやＶを、中心偏析低減処理を行うことにより抑制する。さらに、スラブ加熱炉抽出から１次冷却終了までの時間を短時間化することにより粗大なＴｉ、Ｖ系析出物を発生しないこと、及び最適な金属組織の造り込みが有効である。

ここで、「中心偏析低減処理」とは、溶鋼が最終凝固する位置において、Ｆｅ以外の成分の濃化を減少させる処理を意味する。溶鋼が最終凝固する位置とは、溶鋼が徐々に冷やされて凝固する際に、液相状態から液相及び固相混合状態を経て、最終的に固相へと変化する時の最終凝固位置を意味する。具体的な中心偏析低減処理は、溶鋼が最終凝固する位置の近傍の未凝固部において、電磁攪拌及び／又は圧下を施すことを例示できる。

（知見４）
製造方法に関して、熱間圧延の巻き取り温度を３５０℃以上にすることにより鋼板の平坦不芳を防止することができる。これにより、強制的に平坦不芳を修正してから巻き取る必要がなくなり、製造コストの面で有利である。

本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造するものである。

本発明は、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ：１．０％超３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．１％超０．５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．２５％未満、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以下の鋼組織を有し、フェライトの平均粒径が５μｍ以下、清浄度ｄが０．０５％以下であり、かつ、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２以下であることを特徴とした引張強さ９８０ＭＰａ以上の強度を有する高強度熱延鋼板である。

ここで清浄度ｄは下記（１）式により算出される。
ｄ＝（ｎ／（ｐ×ｆ））×１００・・・・・・・（１）
（１）式において、ｐはＪＩＳＧ０５５５における視野内のガラス板上の総格子点数を示し、ｆはＪＩＳＧ０５５５における視野数を示し、ｎはＪＩＳＧ０５５５におけるｆ個の視野における全介在物によって占められる格子点中心の数を示す。ここで、全介在物とは、ＪＩＳＧ０５５５におけるＡ系介在物、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の全てを意味する。

この本発明に係る高強度熱延鋼板では、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＢ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有することが望ましい。

これらの本発明に係る高強度熱延鋼板では、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＣａ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有することが望ましい。

別の観点からは、本発明は、上述した鋼組成を有する溶鋼を、溶鋼の加熱温度を液相線温度から５℃以上高い温度とし、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６トン／分以下とし、さらに溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施す連続鋳造法によりスラブとなし、このスラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度に加熱し、加熱炉から抽出したスラブにＡｒ_３点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、この熱延鋼板に、熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上１００℃／秒以下の平均冷却速度で７００℃以下５００℃以上の温度域まで冷却し、抽出から１０分以内に冷却を完了する１次冷却を施し、ついで３５０℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法である。

本発明に係る高強度熱延鋼板は、高強度で優れた加工性を有し、さらに靭性に優れている。また、熱間圧延後の平坦度も優れており、安価に製造できる。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として、最適である。

以下、本発明に係る高強度熱延鋼板及びその製造方法の実施の形態を、具体的に説明する。

（Ａ）鋼組成
Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下
Ｃは高強度化に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０８％未満ではその効果が小さく、一方０．２０％を超えて含有すると熱間圧延後の冷却の際に平坦不良や特性バラツキ、さらに例えばパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の金属組織第２相の増加により加工性の低下が生じる。そこで、本発明ではＣ含有量を０．０８％以上０．２０％以下と限定する。同様の観点から、好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．１６％である。

Ｓｉ：０．２％未満
Ｓｉは高強度化に有効な元素である。しかしながら、過剰に含有すると化成処理性の低下や島状スケール疵と呼ばれる表面不良が著しくなる。そこで、Ｓｉ含有量は０．２％未満と限定する。同様の観点から、好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。

Ｍｎ：１．０％超３．０％以下
Ｍｎは高強度化に有効な元素である。変態点を下げ、Ｖ析出物の析出状態を制御するのに寄与するとともに、変態強化によって高強度化にも寄与する。その効果は１．０％以下では得られない。一方、３．０％を超えて含有すると熱間圧延での冷却での平坦不良や特性バラツキを生じさせる。したがって、その含有量を１．０％超３．０％以下と限定する。同様の観点から好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は２．５％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは靱性を劣化させる好ましくない元素であるので少ないほうが望ましいが、極端に低減するには相応のコストを伴う。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下と限定する。好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。

Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳ量を増加させ靭性を低下させる好ましくない元素である。したがってその含有量は０．０１％以下と限定する。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。

Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下
Ａｌは、脱酸のため含有する。その効果は０．００１％未満では不十分であり、また０．５％を超えて含有すると溶接性が低下する。そこで、本発明ではＡｌ現有量は０．００１％以上０．５％以下と限定する。好ましい上限は０．１％である。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、Ｔｉと結合して窒化物を形成する。Ｎ含有量が０．０１％超であると粗大なＴｉＮが析出して靭性が低下する。したがってＮ含有量は０．０１％以下と限定する。好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。下限は特に定めないが製鋼コストの兼ね合いから０．０００５％以上であることが好ましい。

Ｖ：０．１％超０．５％以下
Ｖは本発明で最も重要な元素である。比較的低い温度で析出し、高強度化に大きく寄与する。その効果は０．１％以下では不十分である。また過剰に含有すると、化成処理性が劣化する、Ｖ含有量は０．１％超０．５０％以下と限定する。好ましい下限は０．１６％であり、好ましい上限は０．３５％である。

Ｔｉ：０．０５％以上０．２５％未満
Ｔｉは本発明では重要な元素である。析出強化により鋼板の高強度化に寄与するとともに、Ｖ析出物の析出核として働き、高強度化及び析出による高強度化の達成に大きく寄与する。その効果は０．０５％未満では不十分であり、一方含有量が多すぎても効果が飽和するのに加えてＴｉの析出強化を主体に高強度化を行うと、粗大なＴｉ炭窒化物などが析出し靭性を劣化させる。そこでＴｉ含有量は０．０５％以上０．２５％未満と限定する。好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．２０％である。

Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下
Ｎｂは、細粒化及び析出強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に含有すると効果が飽和するので、その含有量は０．１０％以下と定めた。また、Ｎｂの細粒化及び析出強化を得るには０．００５％以上添加する必要がある。好ましくは０．０１％以上含有させることが望ましい。

次に、任意添加元素について説明する。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＢ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＢは、いずれも、本発明では任意添加元素であって、固溶強化によって強度を高める元素である。これらの元素を含有することにより、強度を一層高める作用を有し、２種以上含有しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％、Ｎｉ：１．０％およびＢ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストが嵩むばかりである。そのため、これらの元素を含有する場合には、含有量の上限をＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下とすることが望ましい。さらに、その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上ならびにＭｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上およびＢ：０．０００２％以上含有することにより顕著に発現するので、これらを下限とすることがより望ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＣａ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上

ＲＥＭ、Ｍｇ及びＣａは、いずれも、本発明では任意添加元素であって、硫化物、酸化物等の介在物を球状化し無害化させることができる元素である。これらの元素を含有することにより、介在物を球状化し無害化する作用を有し、２種以上添加しても、それぞれの作用は失われない。その作用は、ＲＥＭ：０．１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｃａ：０．０１％をそれぞれ超えて含有させても飽和し、コストが嵩むばかりである。そのため、これらの元素を含有する場合には、含有量の上限をＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＣａ：０．０１％以下とすることが望ましい。さらに、その効果は、ＲＥＭ：０．００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上およびＣａ：０．０００５％以上含有することにより顕著に発現するので、これらを下限とすることがより望ましい。

ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、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。なお、本発明では、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。

上記以外の組成は、Ｆｅ及び不純物である。
（Ｂ）金属組織ならびに介在物
引張強度を９８０ＭＰａ以上を有し、かつ加工性及び靭性に優れた鋼板を得るためには、フェライトの面積率が６０％以上でフェライトの平均粒径が５μｍ以下、マルテンサイト面積率が５％以下であって、９８０ＭＰａ以上の強度を有し、ＪＩＳＧ０５５５による清浄度ｄが０．０５％以下であり、かつ、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２以下であることが必要である。

ここで、清浄度ｄは下記（１）式により算出される。
ｄ＝（ｎ／（ｐ×ｆ））×１００・・・・・・・（１）
（１）式において、ｐはＪＩＳＧ０５５５における視野内のガラス板上の総格子点数を示し、ｆはＪＩＳＧ０５５５における視野数を示し、ｎはＪＩＳＧ０５５５におけるｆ個の視野における全介在物によって占められる格子点中心の数を示す。ここで、全介在物とは、ＪＩＳＧ０５５５におけるＡ系介在物、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の全てを意味する。

フェライト面積率が６０％未満であると、所望とする加工性を得られない。また、そのフェライトの平均粒径が５μｍ超であると、靭性が劣化する。金属組織第２相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトが例示できる。好ましい金属組織第２相は、パーライト又はセメンタイト、ベイナイト、残留オーステナイトである。マルテンサイトは、面積率で５％以下であることが望ましい。マルテンサイトの面積率が５％以下であることが望ましい理由は、加工性と靭性を確保するためには、硬くて脆いマルテンサイトの面積率を抑制する必要があるからである。マルテンサイトの面積率を５％以下にするための手段としては、巻き取り温度に制限を設け、３５０℃以上で巻き取ることにより過度の冷却を防止し、マルテンサイト組織の生成を抑制することが例示される。

さらに、引張り強度９８０ＭＰａ以上で所望の靭性を得るために、ＪＩＳＧ０５５５による清浄度ｄが０．０５％以下とする。清浄度ｄが０．０５％超であると、母材と介在物、母材と析出物の界面から割れが発生しやすくなり、靭性が悪化する。さらに、ＪＩＳＧ０５５５による清浄度ｄが０．０５％以下であっても、その中に平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２超であると、満足する靭性は得られない。これは、同じ清浄度であっても靭性には、平均粒径５μｍ以上の大型介在物、析出物の影響が大きく、これらの大型介在物ならびに析出物が割れ等の起点となるため靭性低下を招く。

（Ｃ）製造条件
ＪＩＳＧ０５５５による清浄度ｄが０．０５％以下であり、かつ、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２以下とするには、溶鋼を連続鋳造する際、溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度を５℃以上とし、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６トン／分以下、かつスラブが完全凝固する前に中心偏析低減処理を施したスラブを用い、その後、熱間圧延前にスラブを１２００℃以上で再加熱した後、加熱炉抽出から１次冷却終了までの時間を１０分以内とすることが有効である。

溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度が５℃未満の場合の鋳造、又は単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６トン／分超の場合の鋳造では、鋳造時の溶鋼温度が低過ぎ、又は、溶鋼の流動が大きくなり過ぎ、アルミナ系介在物がスラブ内部に補足され、清浄度ｄが０．０５％超になってしまう。また、スラブでの中心偏析低減処理を実施しない場合、スラブ厚中心部にＴｉが濃化し、粗大なＴｉＮが多く析出するため、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２超になってしまう。

スラブ加熱温度は、１２００℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が１２００℃未満であると、鋳造中又はスラブ冷却中に析出したＴｉ、Ｖ系析出物が、十分な量固溶せず、析出強化が不十分となり引張強度９８０ＭＰａ以上を確保することができない。また、粗大なＴｉ、Ｖ系析出物が残存し、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２超になってしまうため靭性が劣化してしまう。加熱温度の上限は特に規定しないが、操業コストの面から１３２０℃以下にすることが望ましい。加熱時間は、３０分以上にすることで、引張強度９８０ＭＰａを安定して得ることができる。

さらに、スラブ加熱炉抽出から１次冷却終了までの時間が１０分超になると、高温域での時間が長くＴｉ、Ｖ系析出物が粗大化し、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２超になってしまい。靭性が劣化してしまう。

さらに、析出強化に寄与する微細なＴｉ、Ｖ系析出物が、減少するため引張強度９８０ＭＰａ以上を確保することができない。

また、フェライトの面積率が６０％以上でフェライトの平均粒径が５μｍ以下を得るには、Ａｒ_３点温度以上で熱間仕上げ圧延を完了し、その後３秒以内で平均冷却速度２０℃／秒以上１００℃／秒以下で冷却を開始した後、７００℃以下５００℃以上で１次冷却を終了することが必要である。Ａｒ_３点未満の圧延であるとフェライト域圧延のため、フェライトが異常粒成長を起こし、フェライトの平均粒径が５μｍ超になってしまう。仕上げ圧延後３秒以内で１次冷却を開始しない場合、フェライト粒が成長し過ぎ、フェライトの平均粒径が５μｍ超になってしまう。同様に１次冷却速度が２０℃／秒未満であると、冷却速度が遅すぎるため、フェライト粒径が５μｍ超になってしまう。逆に冷却速度が１００℃／秒超であると冷却速度が速すぎ、フェライト面積率が６０％未満になってしまう。１次冷却終了温度は、７００℃以下５００℃以上でする必要がある。１次冷却停止温度が７００℃超であるとフェライトが成長しすぎ、フェライトの平均粒径が５μｍ超になってしまう。逆に１次冷却停止温度が５００℃未満であると１次冷却終了温度が低過ぎ、フェライト面積率６０％以上を確保できない。

その後、３５０℃以上で巻取ることにより、金属組織第２相をパーライト又はセメンタイト、ベイナイト、残留オーステナイトとし、マルテンサイトの面積率を５％以下とすることができる。

このような製造方法によって冷却条件及び巻き取り条件を制御することで、鋼板の平坦不芳を防止することができる。そのため、従来のように発生した平坦不芳を強制的に修正する必要がなく、コスト的にもメリットがある。

また、鋼板特性の均一化をするために、熱延仕上げ圧延前に粗バーヒーターにて加熱してもよい。ここで、粗バーヒーターとは、粗圧延されたバーを加熱する装置を意味する。加熱方法は、一般に誘導加熱装置が用いられるが、均一にバーを加熱できる装置であるならばガスバーナーなどを用いてもよい。

このようにして、本実施の形態により、高強度で優れた加工性を有し、さらに靭性に優れ、熱間圧延後の平坦度も優れており、安価に製造できるために、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適な高強度熱延鋼板が提供される。

さらに、本発明を、実施例を参照しながらさらに具体的に説明する。

表１に示す組成を有する鋼を、試験転炉を用いて溶製した後、試験連続鋳造機にてスラブとした。中心偏析低減処理としては、最終未凝固部の上下対のロール間を狭くし、圧下率１．０％で圧下を行った。そのスラブで試験熱間仕上圧延機を用い熱間圧延を行い、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。

次いで、得られた熱延鋼板について、試験用の酸洗設備にてスケール除去を行った。製造条件を表２に示す。

そして、圧延直角方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。また、得られた鋼板からシャルピー試験片を切り出し、シャルピー衝撃試験を行った。試験片の形状は、ＪＩＳＺ２２０２に規定されるＵノッチシャルピー試験片とした。試験方法は、ＪＩＳＺ２２４２に規定される方法に準じ、−５０℃温度における吸収エネルギーを調査した。

また、鋼板の圧延方向に平行な断面について、切り出し、ナイタールエッチングを行った。そして、走査型電子顕微鏡を用いて、金属組織を観察した。
測定は、板厚表層部、（１／４）ｔ部、（１／２）ｔ部について、倍率１０００倍で実施し、各供試材の各板厚位置について１０視野ずつ測定した。得られた画像をもとに各組織の面積率、フェライトの結晶粒径を算術計算にて求めた。フェライトの平均結晶粒径は、ＪＩＳＧ０５５２に準拠して測定した。

また、得られた鋼板を鏡面研磨し後、エッチングをせず、板厚表層部、板厚（１／４）ｔ部、（１／２）ｔ部について走査型電子顕微鏡を用い倍率２０００倍で実施した。各供試材の各板厚位置について１０視野ずつ測定し、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の個数をカウントし、面積率に換算した。

ここで、平均粒径の算出にあたっては、介在物と析出物を画像解析することでそれらの実面積を求め、この面積を円に置き換え、その円の直径を算出することにより平均粒径を求めた。

清浄度ｄは、ＪＩＳＧ０５５５の方法に基づき、上述した（１）式により算出した。
結果を表３にまとめて示す。

本発明鋼である試験Ｎｏ１〜１５の場合は引張強度９８０ＭＰａ以上で、伸び（全伸び）が１４．１％以上で加工性に優れていた。また、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーも８８Ｊ／ｃｍ^２以上で、−５０℃でのシャルピー脆性破面率も０％であり靱性が良好であった。さらに、鋼板の平坦度も良好であった。

比較例Ｎｏ１６は、溶鋼を連続鋳造する際、溶鋼の液相線温度からの溶鋼加熱温度が５℃未満であった。したがって、清浄度が０．０６２％と悪化し、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が３０％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ１７は、鋳造をする際、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６トン／分超であった。したがって、清浄度が０．０７３％と悪化し、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５５Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が４０％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ１８は、スラブが完全凝固する前に中心偏析低減処理を実施しなかった。したがって、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３２０個／ｍｍ^２と３００個／ｍｍ^２超になった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が４５％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ１９は、スラブ加熱が１１５０℃と１２００℃以下と低かった。そのため、析出強化の効果が少なく引張強度が９５０ＭＰａであり９８０ＭＰａ以下であった。また、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度も３３０個／ｍｍ^２と３００個／ｍｍ^２超になった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５８Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が３０％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ２０は、仕上げ熱延温度が７２０℃とＡｒ_３点温度未満であった。フェライト粒が異常粒成長し、フェライトの平均粒径が７．２μｍとなった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６３Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が１０％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ２１は、仕上げ圧延後の冷却開始時間が４秒であった。そのため、フェライト粒が成長し、フェライトの平均粒径が６．８μｍとなった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が１５％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ２２は、１次冷却速度が１５℃／ｓｅｃであった。そのため、フェライト粒が成長し、フェライトの平均粒径が７．６μｍとなった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６２Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が１０％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ２３は、１次冷却速度が１２０℃／ｓｅｃであった。そのため、冷却速度が速すぎ、フェライト面積率が５５％であった。伸びが８％と加工性が劣化した。
比較例Ｎｏ２４は、１次冷却終了温度が７２０℃と高温であった。そのため、フェライト粒が成長し、フェライトの平均粒径が８．０μｍとなった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５５Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が２５％と靭性が劣化した。

比較例Ｎｏ２５は、１次冷却終了温度が４８０℃と低温であった。フェライト生成不足で、フェライト面積率が３０％であった。伸びが７．２％と加工性が劣化した。
比較例Ｎｏ２６は、加熱炉抽出から１次冷却終了までの時間が１２分となった。１次冷却終了までの時間が長く析出物が粗大化した。そのため、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３４０個／ｍｍ^２と３００個／ｍｍ^２超になった。そのため、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５２Ｊ／ｃｍ^２、−５０℃でのシャルピー脆性破面率が３５％と靭性が劣化した。また、微細なＴｉ、Ｖ系析出物が減少したため強度が９４０ＭＰａとなった。

比較例Ｎｏ２７は、巻き取り温度が３２０℃であった。そのためマルテンサイト面積率が８％となり、鋼板の平坦が悪化した。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．２％未満、Ｍｎ：１．０％超３．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｖ：０．１％超０．５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．２５％未満、Ｎｂ：０．００５％以上０．１０％以下、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するとともに、フェライトの面積率が６０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以下の鋼組織を有し、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下、清浄度ｄが０．０５％以下であり、かつ、平均粒径５μｍ以上の介在物ならびに析出物の合計の数密度が３００個／ｍｍ^２以下であることを特徴とした引張強さ９８０ＭＰａ以上の強度を有する高強度熱延鋼板。
ここで清浄度ｄは下記（１）式により算出される。
ｄ＝（ｎ／（ｐ×ｆ））×１００・・・・・・・（１）
（１）式において、ｐはＪＩＳＧ０５５５における視野内のガラス板上の総格子点数を示し、ｆはＪＩＳＧ０５５５における視野数を示し、ｎはＪＩＳＧ０５５５におけるｆ個の視野における全介在物によって占められる格子点中心の数を示す。ここで、全介在物とは、ＪＩＳＧ０５５５におけるＡ系介在物、Ｂ系介在物及びＣ系介在物の全てを意味する。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下及びＢ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有する請求項１に記載された高強度熱延鋼板。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＣａ：０．０１％以下のうちの１種又は２種以上を含有する請求項１又は請求項２に記載された高強度熱延鋼板。
請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼組成を有する溶鋼を、溶鋼の加熱温度を液相線温度から５℃以上高い温度とし、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６トン／分以下とし、さらに溶鋼が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施す連続鋳造法によりスラブとなし、前記スラブを加熱炉に装入して１２００℃以上の温度に加熱し、前記加熱炉から抽出した前記スラブにＡｒ_３点以上の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板に、前記熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始し、２０〜１００℃／秒の平均冷却速度で７００℃〜５００℃の温度域まで冷却し、前記抽出から１０分以内に冷却を完了する１次冷却を施し、ついで３５０℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。