JP5929556B2 - 連続鋳造スラブの製造方法および高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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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強度冷延鋼板の素材である連続鋳造スラブの製造方法およびこのスラブを用いた高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。特に、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と９．０％以上の破断伸びを有する高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
自動車の車体軽量化及び衝突安全性の観点から、自動車の各種構造部材や補強部材に対して高強度鋼板の適用拡大が進められている。この高強度鋼板の適用に際しては、プレス成形や溶接が困難となることから、このような実用課題を解決するための材料開発が進められている。また、鋼板の製造工程においても、製品材質の変動幅の低減、表面品質の向上などの課題を有しており、製造技術の改善が進められている。中でも、表面品質に関しては特に改善が進められている。高強度鋼板は、高強度化のための合金成分が多く添加されていることから、連続鋳造工程においてはスラブの表面割れが発生しやすい。表面割れの発生により、鋳造段階や熱間圧延段階において生成された酸化スケールが鋼板の表層付近に埋め込まれ易くなる。酸化スケールが埋め込まれた状態で冷延鋼板が製造されると、表面外観が著しく劣化する。表面性状に問題があると、プレス製品への適用が困難となって歩留りが低下するだけでなく、プレス成形時に金型損傷の原因となったり、化成被膜や塗装密着性の劣化により耐腐食性が低下する可能性があることから、良好な表面品質が望まれている。
スラブの表面割れおよびスラブの表面割れに起因する冷延鋼板の表面性状の改善に関して、これまでに種々のスラブ製造技術が開示されている。例えば、特許文献１には、連続鋳造する際に、二次冷却帯の出側以降に設置した温度検出器でスラブコーナー部の温度を測定し、６７５℃よりも低い部位を検出したときには、スラブコーナー部の表面温度が６７５℃以上になるように二次冷却帯の冷却水量を鋳造中に修正するとともに、スラブコーナー部の表面温度が６７５℃未満の部位を、加熱装置を用いて６７５℃以上になるように加熱する鋳造方法が開示されている。特許文献２には、連続鋳造機内でスラブに曲げ歪を与える時点でのスラブ長辺面及びスラブ短辺面の表面温度分布を予測または実測し、スラブ表面温度分布から表面温度が脆化域となるスラブの部位を特定し、表面温度が脆化温度域となるスラブの部位が、鋳型直下の二次冷却帯にてフェライト単相組織またはパーライト組織の何れか一方に変態するまで冷却し続ける鋳造方法が開示されている。また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、（１４／２７）×（％Ａｌ／％Ｎ）が５０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる溶鋼を、Ａｌ含有量及びＮ含有量で規定される式１．５≦Ｖｃ≦４．０−０．６８×ｌｏｇ［（１４／２７）×（％Ａｌ／％Ｎ）］を満足する鋳造速度（Ｖｃ：ｍ／ｍｉｎ）で鋳造するとともに、該鋳造速度で規定される式１．０≦Ｑ≦２．５＋Ｖｃ／１．５を満足する比水量（Ｑ：リットル／ｋｇ）で二次冷却帯をスプレー冷却する鋳造方法、および、前記製造方法により製造されたスラブを用いた、引張強度で５９２〜８２０ＭＰａの高強度鋼板の製造方法が開示されている。さらに、特許文献４には、鋳型を正弦波形または偏倚正弦波形で振動させて鋼を連続鋳造するにあたり、鋳型振動のネガティブストリップ距離をＮＳＬ、ネガティブストリップ時間をｔｎ、ポジティブストリップ時間をｔｐとしたときに、ＮＳＬ、ｔｎ及びｔｐにより特性値Ｚ＝ＮＳＬＡ×（ｔｐ／２＋ｔｎ）０．５によって定義される特性値Ｚが、経験的にスラブの表面品質上で問題のない値以下となるように、鋳型の振動条件を設定する鋳造方法が開示されている。
しかしながら、上記の従来技術には以下の問題点がある。
特許文献１で開示される技術では、Ｃ当量（＝（Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／７．４）×１００）が３９以下の範囲の成分組成を有する鋼スラブのスラブコーナー割れが改善されているが、上記範囲外のＣ当量を有する鋼スラブのスラブコーナー割れについては検討されていない。
特許文献２で開示される技術では、高Ｍｎ量を有する成分組成の鋼スラブに適用すると、特許文献２中の鋼と比較してフェライト変態およびパーライト変態が遅いため、曲げ矯正前に鋼スラブをフェライト単相組織またはパーライト組織に制御することは極めて困難である。
特許文献３で開示される技術では、具体的にスラブコーナー温度の管理範囲を規定していないため、鋼スラブの表面性状が十分に改善されるとは言えない。更に、特許文献３では、高強度冷延鋼板として必要な引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度と破断伸びで９．０％以上の延性のいずれも満足する高強度冷延鋼板は得られていない。
特許文献４で開示される技術では、連続鋳造鋳型の振動方法を制御することにより鋼スラブのオシレーション深さを浅くすることで連続鋳造スラブの表面性状を改善することを特徴としているが、高Ｍｎ量を有する成分組成の鋼スラブの表面性状が改善されるわけではない。さらに、特許文献４では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等最終製品の引張強度に寄与する成分組成の含有量は少なく、高強度冷延鋼板として必要な引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度と破断伸びで９．０％以上の延性の両方を満足する高強度冷延鋼板を安定的に製造するのは困難である。
特許文献１で開示される技術では、Ｃ当量（＝（Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／７．４）×１００）が３９以下の範囲の成分組成を有する鋼スラブのスラブコーナー割れが改善されているが、上記範囲外のＣ当量を有する鋼スラブのスラブコーナー割れについては検討されていない。
特許文献２で開示される技術では、高Ｍｎ量を有する成分組成の鋼スラブに適用すると、特許文献２中の鋼と比較してフェライト変態およびパーライト変態が遅いため、曲げ矯正前に鋼スラブをフェライト単相組織またはパーライト組織に制御することは極めて困難である。
特許文献３で開示される技術では、具体的にスラブコーナー温度の管理範囲を規定していないため、鋼スラブの表面性状が十分に改善されるとは言えない。更に、特許文献３では、高強度冷延鋼板として必要な引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度と破断伸びで９．０％以上の延性のいずれも満足する高強度冷延鋼板は得られていない。
特許文献４で開示される技術では、連続鋳造鋳型の振動方法を制御することにより鋼スラブのオシレーション深さを浅くすることで連続鋳造スラブの表面性状を改善することを特徴としているが、高Ｍｎ量を有する成分組成の鋼スラブの表面性状が改善されるわけではない。さらに、特許文献４では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等最終製品の引張強度に寄与する成分組成の含有量は少なく、高強度冷延鋼板として必要な引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度と破断伸びで９．０％以上の延性の両方を満足する高強度冷延鋼板を安定的に製造するのは困難である。
以上説明したように、上記の従来技術では、Ｃ、ＳｉおよびＭｎ量の高い成分組成の範囲で表面性状に優れた連続鋳造スラブ、高強度冷延鋼板用連続鋳造スラブ、及び、引張強度で１１８０ＭＰａ以上の強度と破断伸びで９．０％以上の延性を両立する表面性状に優れた高強度冷延鋼板は得られていなかった。
本発明は上記を鑑みてなされたもので、高強度と高延性の両立に寄与するＣ、ＳｉおよびＭｎ量の高い成分組成を有する鋼であっても、表面割れを発生することなく高強度冷延鋼板の素材である連続鋳造スラブを製造する方法、および、この連続鋳造スラブを用いて表面性状に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、連続鋳造スラブ（以下、単にスラブと称することもある。）の表面割れ発生要因について鋭意検討を重ねた。その結果、鋼の成分組成を最適にすること、および、鋳型の振動数を８０〜２００サイクル／分、鋳造速度を１．３０〜１．７０ｍ／分、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度を７２０〜７８０℃、矯正帯出側でのスラブコーナー温度を７２０〜７８０℃の条件でスラブに鋳込むことで、連続鋳造スラブの表面割れを抑制できることがわかった。また、他の条件を適宜制御し、自動車用内板部品などに適用される高強度冷延鋼板用連続鋳造スラブとして用いることにより、良好な表面性状を有する高強度冷延鋼板を安定して製造する技術を発明するに至った。
本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳型の振動数８０〜２００サイクル／分、鋳造速度１．３０〜１．７０ｍ／分、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃および矯正帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃でスラブに鋳込むことを特徴とする連続鋳造スラブの製造方法。
［２］質量％で、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．１０％含むことを特徴とする［１］に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［３］質量％で、さらに、ＭｏまたはＣｒのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする［１］または［２］に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［４］質量％で、さらに、ＣｕまたはＮｉのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［５］質量％で、さらに、Ｂを０．０００３〜０．００２０％含むことを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［６］前記スラブは、冷延鋼板用連続鋳造スラブであることを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［７］［６］に記載の方法で製造されたスラブを加熱温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延温度８２０〜９２０℃、巻取温度５２０〜６００℃で熱間圧延したのち、冷間圧延率３０〜６５％で冷間圧延し、次いで焼鈍温度７５０〜８６０℃で１〜１０分間均熱した後、６００〜７００℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以下で一次冷却し、平均冷却速度５００℃／ｓ以上で５０℃以下まで二次冷却した後、１００〜４５０℃まで再加熱して１〜１５分間均熱保持することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本発明における高強度冷延鋼板とは、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と９．０％以上の破断伸びを有する冷延鋼板をいう。
なお、以下、質量％は、単に％と記すこともある。
本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳型の振動数８０〜２００サイクル／分、鋳造速度１．３０〜１．７０ｍ／分、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃および矯正帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃でスラブに鋳込むことを特徴とする連続鋳造スラブの製造方法。
［２］質量％で、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．１０％含むことを特徴とする［１］に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［３］質量％で、さらに、ＭｏまたはＣｒのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする［１］または［２］に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［４］質量％で、さらに、ＣｕまたはＮｉのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［５］質量％で、さらに、Ｂを０．０００３〜０．００２０％含むことを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［６］前記スラブは、冷延鋼板用連続鋳造スラブであることを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
［７］［６］に記載の方法で製造されたスラブを加熱温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延温度８２０〜９２０℃、巻取温度５２０〜６００℃で熱間圧延したのち、冷間圧延率３０〜６５％で冷間圧延し、次いで焼鈍温度７５０〜８６０℃で１〜１０分間均熱した後、６００〜７００℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以下で一次冷却し、平均冷却速度５００℃／ｓ以上で５０℃以下まで二次冷却した後、１００〜４５０℃まで再加熱して１〜１５分間均熱保持することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
なお、本発明における高強度冷延鋼板とは、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と９．０％以上の破断伸びを有する冷延鋼板をいう。
なお、以下、質量％は、単に％と記すこともある。
本発明によれば、鋼の成分組成、および、連続鋳造工程における鋳型の振動数、鋳造速度、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度、矯正帯出側でのスラブコーナー温度を適正に制御することにより、連続鋳造スラブを高い生産性で且つ表面割れを発生することなく安定して製造することが可能となる。その結果、自動車内板部品などの材料に求められる表面品質に優れた高強度鋼板を安定して製造することが可能となり、自動車、鉄鋼産業界における本発明の利用価値は極めて大きい。
本発明は、特定の成分組成からなる溶鋼を、鋳型の振動数８０〜２００サイクル／分、鋳造速度１．３０〜１．７０ｍ／分、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃および矯正帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃でスラブに鋳込むことを特徴とする。以下、本発明の成分組成および連続鋳造スラブの製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成
Ｃ：０．１０〜０．２０質量％
Ｃは鋼の強化に有効である。Ｃ量が０．１０質量％未満では、安定した１１８０ＭＰａ以上の引張強度と９．０％以上の破断伸びの両立が困難となる。また、０．２０質量％を超えると、連続鋳造時に溶鋼の凝固殻の厚みが不均一になり易く、凝固殻の薄い部分に対して凝固収縮に伴う熱応力の集中により、スラブ表面割れが著しくなる。このようなスラブ表面割れが発生すると、鋳造段階、熱間圧延段階に生成する酸化スケールが熱間圧延により表層部に噛み込み易くなり、最終製品の表面欠陥となる。このため、Ｃ量は０．１０〜０．２０質量％とする。また、好ましくは０．１２〜０．１６質量％とする。
Ｃ：０．１０〜０．２０質量％
Ｃは鋼の強化に有効である。Ｃ量が０．１０質量％未満では、安定した１１８０ＭＰａ以上の引張強度と９．０％以上の破断伸びの両立が困難となる。また、０．２０質量％を超えると、連続鋳造時に溶鋼の凝固殻の厚みが不均一になり易く、凝固殻の薄い部分に対して凝固収縮に伴う熱応力の集中により、スラブ表面割れが著しくなる。このようなスラブ表面割れが発生すると、鋳造段階、熱間圧延段階に生成する酸化スケールが熱間圧延により表層部に噛み込み易くなり、最終製品の表面欠陥となる。このため、Ｃ量は０．１０〜０．２０質量％とする。また、好ましくは０．１２〜０．１６質量％とする。
Ｓｉ：０．６〜２．０質量％
Ｓｉは鋼の強化に有効である。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板においては、Ｓｉ量が０．６質量％未満では、高強度冷延鋼板において、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が安定して得られない。また、２．０質量％を超えると、鍛造時にＳｉ酸化物の生成量が多くなり、スラブの曲げ矯正時に表面割れが発生する。また、熱間圧延時にファイヤライト生成に起因した赤スケールの発生が顕著となったり、連続焼鈍時に表層にＳｉ酸化物層が形成されるため、その結果、最終製品の表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ量は０．６〜２．０質量％とする。また、好ましくは０．６〜１．５質量％とする。
Ｓｉは鋼の強化に有効である。１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板においては、Ｓｉ量が０．６質量％未満では、高強度冷延鋼板において、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が安定して得られない。また、２．０質量％を超えると、鍛造時にＳｉ酸化物の生成量が多くなり、スラブの曲げ矯正時に表面割れが発生する。また、熱間圧延時にファイヤライト生成に起因した赤スケールの発生が顕著となったり、連続焼鈍時に表層にＳｉ酸化物層が形成されるため、その結果、最終製品の表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ量は０．６〜２．０質量％とする。また、好ましくは０．６〜１．５質量％とする。
Ｍｎ：１．８〜３．０質量％
Ｍｎは鋼板の強化に有効な元素である。Ｍｎ量が１．８質量％未満では、高強度冷延鋼板において、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が安定して得られない。一方、３．０質量％を超えると、鋳造時の偏析によりスラブの割れ感受性が上昇する。また、熱間圧延時に鋼板表面に形成される酸化スケールの剥離性が著しく低下し、スケール性表面欠陥の発生率が高まる。また、鋳造時のＭｎの偏析により、伸びの低下が顕著となる。このため、Ｍｎ量は１．８〜３．０質量％とする。また、好ましくは２．０〜２．５質量％とする。
Ｍｎは鋼板の強化に有効な元素である。Ｍｎ量が１．８質量％未満では、高強度冷延鋼板において、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が安定して得られない。一方、３．０質量％を超えると、鋳造時の偏析によりスラブの割れ感受性が上昇する。また、熱間圧延時に鋼板表面に形成される酸化スケールの剥離性が著しく低下し、スケール性表面欠陥の発生率が高まる。また、鋳造時のＭｎの偏析により、伸びの低下が顕著となる。このため、Ｍｎ量は１．８〜３．０質量％とする。また、好ましくは２．０〜２．５質量％とする。
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｐは鋼板の強化に有効な元素であり、また、熱間圧延時のスケール剥離性に作用する元素である。Ｐ量が０．０２質量％を超えると、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化によりスラブに表面割れが発生する。さらに、自動車用鋼板に必要なスポット溶接性も劣化する。このため、Ｐ量は０．０２質量％以下とする。また、スケール剥離性の観点から０．００５質量％以上が好ましく、スラブ表面割れおよびスポット溶接性の観点から０．０１５質量％以下が好ましい。
Ｐは鋼板の強化に有効な元素であり、また、熱間圧延時のスケール剥離性に作用する元素である。Ｐ量が０．０２質量％を超えると、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化によりスラブに表面割れが発生する。さらに、自動車用鋼板に必要なスポット溶接性も劣化する。このため、Ｐ量は０．０２質量％以下とする。また、スケール剥離性の観点から０．００５質量％以上が好ましく、スラブ表面割れおよびスポット溶接性の観点から０．０１５質量％以下が好ましい。
Ｓ：０．００３質量％以下
Ｓ量が０．００３質量％を超えると、熱間脆性を引き起こし、スケール表面欠陥の発生を助長する。このため、Ｓ量は０．００３質量％以下とする。また、スケールの剥離性の観点から、Ｓは０．００１質量％以上が好ましく、さらに好ましくは０．００１〜０．００２質量％とする。
Ｓ量が０．００３質量％を超えると、熱間脆性を引き起こし、スケール表面欠陥の発生を助長する。このため、Ｓ量は０．００３質量％以下とする。また、スケールの剥離性の観点から、Ｓは０．００１質量％以上が好ましく、さらに好ましくは０．００１〜０．００２質量％とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１０質量％
Ａｌは酸化物を形成することによってＳｉ系などの酸化物の生成量を低減するとともに、鋳造時にスラグ中へ遊離するため、表面性状を改善する効果がある。Ａｌ量が０．０１質量％未満では、有意な効果は得られない。また、Ａｌ量が０．１０質量％を超えると、ＡｌとＮとが結合して形成される窒化物は鋳造時にオーステナイト粒界上に微細析出し、粒界脆化させるため、スラブの曲げ矯正の際にスラブコーナー部に表面割れを引き起こす。スラブの表面割れにより、鋳造時および熱間圧延時に形成された酸化スケールが、熱間圧延時に表層部に埋め込まれ易くなる。スケールが埋め込まれた状態で冷延鋼板が製造されると、その部分はスケール性表面欠陥となり、プレス成形に適用することができない。このため、Ａｌ量は０．０１〜０．１０質量％とする。また、好ましくは０．０１〜０．０５質量％とする。
Ａｌは酸化物を形成することによってＳｉ系などの酸化物の生成量を低減するとともに、鋳造時にスラグ中へ遊離するため、表面性状を改善する効果がある。Ａｌ量が０．０１質量％未満では、有意な効果は得られない。また、Ａｌ量が０．１０質量％を超えると、ＡｌとＮとが結合して形成される窒化物は鋳造時にオーステナイト粒界上に微細析出し、粒界脆化させるため、スラブの曲げ矯正の際にスラブコーナー部に表面割れを引き起こす。スラブの表面割れにより、鋳造時および熱間圧延時に形成された酸化スケールが、熱間圧延時に表層部に埋め込まれ易くなる。スケールが埋め込まれた状態で冷延鋼板が製造されると、その部分はスケール性表面欠陥となり、プレス成形に適用することができない。このため、Ａｌ量は０．０１〜０．１０質量％とする。また、好ましくは０．０１〜０．０５質量％とする。
Ｎ：０．００６質量％以下
ＮとＡｌとが結合して形成される窒化物は、上記のように表面性状に悪影響を及ぼす。Ｎ量が０．００６質量％を超えると、Ａｌ窒化物による表面性状の低下が大きくなり、また、固溶Ｎの増加による伸びの低下が著しい。このため、Ｎ量は０．００６質量％以下とする。
ＮとＡｌとが結合して形成される窒化物は、上記のように表面性状に悪影響を及ぼす。Ｎ量が０．００６質量％を超えると、Ａｌ窒化物による表面性状の低下が大きくなり、また、固溶Ｎの増加による伸びの低下が著しい。このため、Ｎ量は０．００６質量％以下とする。
本発明において、更に特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのいずれか１種以上を含有しても良い。それぞれの限定理由を説明する。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０質量％
ＮｂとＣとが結合して形成される炭化物は、鋼板の析出強化に寄与するので、Ｎｂを必要に応じて含有してもよい。Ｎｂ量が０．０１質量％未満では、効果が小さい。また、０．１０質量％を超えると、過剰な炭化物の生成により、鋼板の伸びが著しく低下する。このため、Ｎｂを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０６質量％とすることがより好ましい。
ＮｂとＣとが結合して形成される炭化物は、鋼板の析出強化に寄与するので、Ｎｂを必要に応じて含有してもよい。Ｎｂ量が０．０１質量％未満では、効果が小さい。また、０．１０質量％を超えると、過剰な炭化物の生成により、鋼板の伸びが著しく低下する。このため、Ｎｂを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０６質量％とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％
ＴｉとＣとが結合して形成される炭化物は鋼板の析出強化に寄与するので、Ｔｉを必要に応じて含有してもよい。また、Ｔｉは、スラブの冷却時に高温で炭窒化物や硫化物として析出し、比較的低温で起こるＡｌＮの析出やＮｂやＶの炭化物の粒界析出を抑制してスラブの表面割れを防止する。Ｔｉ量が０．０１質量％未満では、効果は小さい。また、０．１０質量％を超えると、炭化物の生成量が多くなり、鋼板の伸びの低下が顕著となる。このため、Ｔｉを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０７質量％とすることがより好ましい。
ＴｉとＣとが結合して形成される炭化物は鋼板の析出強化に寄与するので、Ｔｉを必要に応じて含有してもよい。また、Ｔｉは、スラブの冷却時に高温で炭窒化物や硫化物として析出し、比較的低温で起こるＡｌＮの析出やＮｂやＶの炭化物の粒界析出を抑制してスラブの表面割れを防止する。Ｔｉ量が０．０１質量％未満では、効果は小さい。また、０．１０質量％を超えると、炭化物の生成量が多くなり、鋼板の伸びの低下が顕著となる。このため、Ｔｉを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０７質量％とすることがより好ましい。
Ｖ：０．０１〜０．１０質量％
ＶとＣとが結合して形成される微細炭化物は鋼板の析出強化に有効であり、Ｖを必要に応じて含有してもよい。Ｖ量が０．０１質量％未満では、効果が小さい。また、０．１０質量％を超えると、スラブの鋳造時にオーステナイト粒界への微細炭化物の形成が促進されてオーステナイト粒界脆化によるスラブ表面割れが顕著となる。このため、Ｖを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０６質量％とすることがより好ましい。
ＶとＣとが結合して形成される微細炭化物は鋼板の析出強化に有効であり、Ｖを必要に応じて含有してもよい。Ｖ量が０．０１質量％未満では、効果が小さい。また、０．１０質量％を超えると、スラブの鋳造時にオーステナイト粒界への微細炭化物の形成が促進されてオーステナイト粒界脆化によるスラブ表面割れが顕著となる。このため、Ｖを含有する場合には、０．０１〜０．１０質量％とすることが好ましい。また、０．０１〜０．０６質量％とすることがより好ましい。
本発明において、更に特性を向上させる場合、Ｍｏ、Ｃｒのいずれか１種以上を含有しても良い。それぞれの限定理由を説明する。
Ｍｏ：０．０１〜０．３０質量％
Ｍｏは鋼板の焼入強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｍｏ量が０．０１質量％未満では、強化能は小さい。また、０．３０質量％を超えると、連続焼鈍時に鋼板表面にＭｏ酸化物の形成が促進され、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Ｍｏを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｍｏは鋼板の焼入強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｍｏ量が０．０１質量％未満では、強化能は小さい。また、０．３０質量％を超えると、連続焼鈍時に鋼板表面にＭｏ酸化物の形成が促進され、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Ｍｏを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜０．３０質量％
Ｃｒは鋼板の焼入強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｃｒ量が０．０１質量％未満では、強化能が小さい。また、０．３０質量％を超えると、連続焼鈍時に鋼板表面にＣｒ酸化物の生成が促進されるため、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Ｃｒを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｃｒは鋼板の焼入強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｃｒ量が０．０１質量％未満では、強化能が小さい。また、０．３０質量％を超えると、連続焼鈍時に鋼板表面にＣｒ酸化物の生成が促進されるため、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Ｃｒを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
本発明において、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種以上を含有しても良い。それぞれの限定理由を説明する。
Ｃｕ：０．０１〜０．３０質量％
Ｃｕは連続焼鈍の冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｃｕ量が０．０１質量％未満では、この効果は小さい。また、０．３０質量％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｃｕは連続焼鈍の冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｃｕ量が０．０１質量％未満では、この効果は小さい。また、０．３０質量％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０１〜０．３０質量％
Ｎｉは連続焼鈍の冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｎｉ量が０．０１質量％未満では、この効果は小さい。また、０．３０質量％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する。このため、Ｎｉを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
Ｎｉは連続焼鈍の冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｎｉ量が０．０１質量％未満では、この効果は小さい。また、０．３０質量％を超えると、フェライト変態が過度に抑制されて延性が低下する。このため、Ｎｉを含有する場合には、０．０１〜０．３０質量％とすることが好ましい。
本発明において、更に特性を向上させる場合、Ｂを含有してもよい。その限定理由を説明する。
Ｂ：０．０００３〜０．００２０質量％
Ｂは連続焼鈍における加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｂ量が０．０００３質量％未満では、この効果は小さい。また、０．００２０質量％を超えると、この効果は飽和する。このため、Ｂを含有する場合には、０．０００３〜０．００２０質量％とすることが好ましい。
Ｂは連続焼鈍における加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、冷却時にオーステナイトからのフェライト変態を抑制して、マルテンサイトの形成を促進させるため、鋼板の強化に有効であり、必要に応じて含有してもよい。Ｂ量が０．０００３質量％未満では、この効果は小さい。また、０．００２０質量％を超えると、この効果は飽和する。このため、Ｂを含有する場合には、０．０００３〜０．００２０質量％とすることが好ましい。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
（２）連続鋳造スラブの製造条件
本発明において、連続鋳造スラブは、鋳型振動機構、曲げ帯および矯正帯を有する連続鋳造機を用いて製造すればよい。以下に、製造条件の限定理由について説明する。
本発明において、連続鋳造スラブは、鋳型振動機構、曲げ帯および矯正帯を有する連続鋳造機を用いて製造すればよい。以下に、製造条件の限定理由について説明する。
鋳型の振動数：８０〜２００サイクル／分
鋳型の振動数は、８０サイクル／分未満では、オシレーションマークによるスラブ表面の凹凸が発生し、それを基点にスラブコーナー割れが発生する。また、２００サイクル／分を超えると、鋳型とスラブとの摩擦が大きくなり、表面割れが発生する。このため、鋳型の振動数は８０〜２００サイクル／分とする。
鋳型の振動数は、８０サイクル／分未満では、オシレーションマークによるスラブ表面の凹凸が発生し、それを基点にスラブコーナー割れが発生する。また、２００サイクル／分を超えると、鋳型とスラブとの摩擦が大きくなり、表面割れが発生する。このため、鋳型の振動数は８０〜２００サイクル／分とする。
鋳造速度：１．３０〜１．７０ｍ／分
鋳造速度は、１．３０ｍ／分未満では、著しく生産性を損なう。また、１．７０ｍ／分を超えると、鋼スラブが曲げ帯もしくは矯正帯を通過するとき、曲げ帯では鋼スラブの下面、矯正帯では鋼スラブの上面に加わる引張応力のひずみ速度が過度に高くなるため曲げ割れが発生する。このため、鋳造速度は１．３０〜１．７０ｍ／分とする。
鋳造速度は、１．３０ｍ／分未満では、著しく生産性を損なう。また、１．７０ｍ／分を超えると、鋼スラブが曲げ帯もしくは矯正帯を通過するとき、曲げ帯では鋼スラブの下面、矯正帯では鋼スラブの上面に加わる引張応力のひずみ速度が過度に高くなるため曲げ割れが発生する。このため、鋳造速度は１．３０〜１．７０ｍ／分とする。
曲げ帯出側でのスラブコーナー温度：７２０〜７８０℃
曲げ帯出側でのスラブコーナー温度は、７２０℃未満では、曲げ変形の変形抵抗が大きい。また、７８０℃を超えると、スラブコーナーの延性が著しく低下し、スラブコーナー割れが発生する。このため、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度は７２０〜７８０℃とする。また、スラブコーナーの延性をより高位安定化させる観点から、７６０℃以下が好ましい。
曲げ帯出側でのスラブコーナー温度は、７２０℃未満では、曲げ変形の変形抵抗が大きい。また、７８０℃を超えると、スラブコーナーの延性が著しく低下し、スラブコーナー割れが発生する。このため、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度は７２０〜７８０℃とする。また、スラブコーナーの延性をより高位安定化させる観点から、７６０℃以下が好ましい。
矯正帯出側でのスラブコーナー温度：７２０〜７８０℃
矯正帯出側でのスラブコーナー温度は、７２０℃未満では、矯正変形の変形抵抗が大きい。また、７８０℃を超えると、スラブコーナーの延性が著しく低下し、スラブコーナー割れが発生する。このため、矯正帯出側でのスラブコーナー温度は７２０〜７８０℃とする。また、スラブコーナーの延性をより高位安定化させる観点から、７６０℃以下が好ましい。
矯正帯出側でのスラブコーナー温度は、７２０℃未満では、矯正変形の変形抵抗が大きい。また、７８０℃を超えると、スラブコーナーの延性が著しく低下し、スラブコーナー割れが発生する。このため、矯正帯出側でのスラブコーナー温度は７２０〜７８０℃とする。また、スラブコーナーの延性をより高位安定化させる観点から、７６０℃以下が好ましい。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、上記の製造条件により得られる連続鋳造スラブを、加熱温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延温度８２０〜９２０℃、巻取温度５２０〜６００℃で熱間圧延したのち、冷間圧延率３０〜６５％で冷間圧延し、次いで焼鈍温度７５０〜８６０℃で１〜１０分間均熱した後、６００〜７００℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以下で一次冷却し、平均冷却速度５００℃／ｓ以上で５０℃以下まで二次冷却した後、１００〜４５０℃まで再加熱して１〜１５分間均熱保持することを特徴とする。以下、限定理由について説明する。
連続鋳造スラブの加熱温度：１１５０〜１３００℃
連続鋳造されたスラブは、熱片のまま再加熱してもよいし、一度室温まで冷却したあと再加熱してもよい。スラブ加熱時に生成する表層一次スケールをデスケーリングによって剥離することで表面性状を改善することができる。スラブ加熱温度が１１５０℃未満では、十分なスケール剥離量が得られないため、目的とする表面性状効果が得られない。また、１３００℃を超えると、燃料原単位が増加したり、過剰なスケール剥離により歩留まりが低下し、生産性を著しく低下させる。このため、連続鋳造スラブの加熱温度は１１５０〜１３００℃とする。また、表面性状の改善と製造性の観点から、１２００〜１２８０℃が好ましい。
連続鋳造されたスラブは、熱片のまま再加熱してもよいし、一度室温まで冷却したあと再加熱してもよい。スラブ加熱時に生成する表層一次スケールをデスケーリングによって剥離することで表面性状を改善することができる。スラブ加熱温度が１１５０℃未満では、十分なスケール剥離量が得られないため、目的とする表面性状効果が得られない。また、１３００℃を超えると、燃料原単位が増加したり、過剰なスケール剥離により歩留まりが低下し、生産性を著しく低下させる。このため、連続鋳造スラブの加熱温度は１１５０〜１３００℃とする。また、表面性状の改善と製造性の観点から、１２００〜１２８０℃が好ましい。
仕上げ圧延温度：８２０〜９２０℃
仕上げ圧延温度が８２０℃未満では、熱延板の組織が不均一になって焼鈍後の冷延鋼板の延性を著しく損なう。また、９２０℃を超えると、仕上げ圧延の直前に生成したスケールが除去されないまま圧延されるため、スケール性欠陥が発生し、表面性状を劣化させる。このため、仕上げ圧延温度は８２０〜９２０℃とする。また、焼鈍後の冷延鋼板の延性を高位安定化するため、Ａｒ３点以上が好ましい。
仕上げ圧延温度が８２０℃未満では、熱延板の組織が不均一になって焼鈍後の冷延鋼板の延性を著しく損なう。また、９２０℃を超えると、仕上げ圧延の直前に生成したスケールが除去されないまま圧延されるため、スケール性欠陥が発生し、表面性状を劣化させる。このため、仕上げ圧延温度は８２０〜９２０℃とする。また、焼鈍後の冷延鋼板の延性を高位安定化するため、Ａｒ３点以上が好ましい。
巻取温度：５２０〜６００℃
巻取温度が５２０℃未満では、熱延板組織の硬質化により冷間圧延抵抗が増加するため、生産性を低下させる。また、６００℃を超えると、主に巻取後の鋼帯内側の鋼板表層で粒界酸化が発生して、粒界酸化部がその後の工程で剥離したり、剥離物がロールに付着することにより鋼板に押し傷を発生させたりするため、表面性状が劣化する。このため、巻取温度は６００℃以下とする。また、冷間圧延抵抗の低減および粒界酸化抑制の観点から、５４０〜５８０℃が好ましい。
巻取温度が５２０℃未満では、熱延板組織の硬質化により冷間圧延抵抗が増加するため、生産性を低下させる。また、６００℃を超えると、主に巻取後の鋼帯内側の鋼板表層で粒界酸化が発生して、粒界酸化部がその後の工程で剥離したり、剥離物がロールに付着することにより鋼板に押し傷を発生させたりするため、表面性状が劣化する。このため、巻取温度は６００℃以下とする。また、冷間圧延抵抗の低減および粒界酸化抑制の観点から、５４０〜５８０℃が好ましい。
冷間圧延率：３０〜６５％
冷間圧延率が３０％未満では、焼鈍時のフェライト相の再結晶が十分に起こらず、局部延性が低下するため、所望の延性が得られない。また、６５％を超えると、冷間圧延抵抗が増加するため、生産性を低下させる。このため、冷間圧延率は３０〜６５％とする。また、焼鈍時の再結晶促進の観点から、４０％以上が好ましい。
冷間圧延率が３０％未満では、焼鈍時のフェライト相の再結晶が十分に起こらず、局部延性が低下するため、所望の延性が得られない。また、６５％を超えると、冷間圧延抵抗が増加するため、生産性を低下させる。このため、冷間圧延率は３０〜６５％とする。また、焼鈍時の再結晶促進の観点から、４０％以上が好ましい。
焼鈍温度および均熱条件：焼鈍温度７５０〜８６０℃で１〜１０分間均熱
焼鈍温度が７５０℃未満では、均熱時のオーステナイト相が少なく、強度確保に必要なマルテンサイトの生成量が得られないため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、８６０℃を超えると、均熱中に鋼板表層にＳｉ系の酸化物が形成されるため、加工ひずみ付与時に、酸化物を起点に表層が剥離して表面性状が劣化する。このため、焼鈍温度は７５０〜８６０℃とする。また、高強度化と表面性状改善の観点から、７８０〜８３０℃が好ましい。
均熱時間が１分未満では、均熱時のオーステナイト相が少なく強度確保に必要なマルテンサイトの生成量が得られないため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、１０分を超えると、均熱中に鋼板表層でＳｉ系の酸化物が増加し、表面性状が劣化する。このため、均熱時間は１〜１０分とする。また、強度と延性の観点から、２分以上が好ましい。
焼鈍温度が７５０℃未満では、均熱時のオーステナイト相が少なく、強度確保に必要なマルテンサイトの生成量が得られないため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、８６０℃を超えると、均熱中に鋼板表層にＳｉ系の酸化物が形成されるため、加工ひずみ付与時に、酸化物を起点に表層が剥離して表面性状が劣化する。このため、焼鈍温度は７５０〜８６０℃とする。また、高強度化と表面性状改善の観点から、７８０〜８３０℃が好ましい。
均熱時間が１分未満では、均熱時のオーステナイト相が少なく強度確保に必要なマルテンサイトの生成量が得られないため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、１０分を超えると、均熱中に鋼板表層でＳｉ系の酸化物が増加し、表面性状が劣化する。このため、均熱時間は１〜１０分とする。また、強度と延性の観点から、２分以上が好ましい。
一次冷却温度および一次冷却時の平均冷却速度：６００〜７００℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以下で一次冷却
上記の条件で焼鈍された後の鋼板は、高強度化と高延性化の両立を図るために、一次冷却温度まで冷却後、急速冷却される。一次冷却温度６００℃未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、７００℃を超えると、強度増加に伴い延性が低下するため９．０％以上の破断伸びが得られない。このため、一次冷却温度は６００〜７００℃とする。また、強度と延性のバランス向上の観点から、６２０〜６８０℃が好ましい。
一次冷却時の平均冷却速度１０℃／ｓを超えると、強度増加に伴い延性が低下するため、９．０％以上の破断伸びが得られない。このため、一次冷却時の平均冷却速度は１０℃／ｓ以下とする。また、強度と延性のバランス向上の観点から、３〜８℃／ｓが好ましい。
上記の条件で焼鈍された後の鋼板は、高強度化と高延性化の両立を図るために、一次冷却温度まで冷却後、急速冷却される。一次冷却温度６００℃未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、７００℃を超えると、強度増加に伴い延性が低下するため９．０％以上の破断伸びが得られない。このため、一次冷却温度は６００〜７００℃とする。また、強度と延性のバランス向上の観点から、６２０〜６８０℃が好ましい。
一次冷却時の平均冷却速度１０℃／ｓを超えると、強度増加に伴い延性が低下するため、９．０％以上の破断伸びが得られない。このため、一次冷却時の平均冷却速度は１０℃／ｓ以下とする。また、強度と延性のバランス向上の観点から、３〜８℃／ｓが好ましい。
二次冷却条件：平均冷却速度５００℃／ｓ以上で５０℃以下まで二次冷却
平均冷却速度が５００℃／ｓ未満では、冷却中に過度にフェライト相が生成するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、平均冷却速度は５００℃／ｓ以上とする。また、強度確保の観点から１０００℃／ｓ以上が好ましい。
５０℃以下まで急冷しない場合、冷却中に過度にフェライト相が生成するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、二次冷却は５０℃以下まで行う。また、強度確保の観点から、３５℃以下が好ましい。なお、冷却は水冷が好ましいが、ガス冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いて組み合わせて冷却を行うことも可能である。
平均冷却速度が５００℃／ｓ未満では、冷却中に過度にフェライト相が生成するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、平均冷却速度は５００℃／ｓ以上とする。また、強度確保の観点から１０００℃／ｓ以上が好ましい。
５０℃以下まで急冷しない場合、冷却中に過度にフェライト相が生成するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、二次冷却は５０℃以下まで行う。また、強度確保の観点から、３５℃以下が好ましい。なお、冷却は水冷が好ましいが、ガス冷却、ミスト冷却、ロール冷却などを用いて組み合わせて冷却を行うことも可能である。
再加熱条件：１００〜４５０℃まで再加熱して１〜１５分間均熱保持する
再加熱温度が１００℃より低いと、マルテンサイト相が十分に焼戻されず強度と延性とのバランスが低下する。また、硬質相が多くなるので、フェライト相との硬度差も大きくなり、伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。４５０℃を超えると、焼戻しが過度に急激に進行してマルテンサイト相がフェライト相と炭化物に分解し、軟化するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、再加熱温度は１００〜４５０℃とする。また、好ましくは２００〜４００℃とする。
均熱保持時間が１分に満たないと、マルテンサイト相の焼戻しが不十分となり、過度に高強度化し、強度と延性とのバランスが低下する。また、１５分を超えると、その効果は飽和する傾向にあるばかりでなく、焼戻しが過度に進行し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、均熱保持時間は１〜１５分とする。また、強度と延性とのバランス向上の観点から、３〜１２分が好ましい。なお、再加熱後室温に戻すまでの冷却は、空冷、炉冷却、ガス冷却、ミスト冷却、水冷などで行うことができる。
再加熱温度が１００℃より低いと、マルテンサイト相が十分に焼戻されず強度と延性とのバランスが低下する。また、硬質相が多くなるので、フェライト相との硬度差も大きくなり、伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。４５０℃を超えると、焼戻しが過度に急激に進行してマルテンサイト相がフェライト相と炭化物に分解し、軟化するため、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、再加熱温度は１００〜４５０℃とする。また、好ましくは２００〜４００℃とする。
均熱保持時間が１分に満たないと、マルテンサイト相の焼戻しが不十分となり、過度に高強度化し、強度と延性とのバランスが低下する。また、１５分を超えると、その効果は飽和する傾向にあるばかりでなく、焼戻しが過度に進行し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。このため、均熱保持時間は１〜１５分とする。また、強度と延性とのバランス向上の観点から、３〜１２分が好ましい。なお、再加熱後室温に戻すまでの冷却は、空冷、炉冷却、ガス冷却、ミスト冷却、水冷などで行うことができる。
以上説明したように、本発明によれば、鋼の成分組成、連続鋳造条件、および焼鈍条件等を適正制御することにより、高強度に寄与する成分組成を有する鋼であっても、表面割れを発生することなく高強度冷延鋼板の素材である連続鋳造スラブを製造すること、および、この連続鋳造スラブを用いて表面性状に優れた高強度冷延鋼板を製造することが可能となる。その結果、自動車内板部品などの材料に求められる表面品質に優れた高強度鋼板を安定して製造することができる。
表１に示す成分組成を有する鋼Ａ〜Ｒを転炉で溶製し、表２に示す条件にて連続鋳造して２６０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを鋳造した。
表２に示すように、鋼の成分組成、鋳造条件が本発明範囲内にある発明例はいずれもスラブ表面性状は良好である。一方、鋼の成分組成、鋳造条件のいずれかが本発明範囲外にある比較例はスラブ表面性状が劣っている。
次に、この連続鋳造スラブを、表３に示す条件で熱間圧延、冷間圧延および連続焼鈍後、酸洗処理、伸張率０．１５〜０．２０％で調質圧延を行い鋼材１〜３１に示す冷延鋼板を作製した。そして、下記の方法により、連続鋳造スラブの表面性状、冷延鋼板の表面性状および引張特性を評価した。
スラブの表面性状
スラブ表面性状は、スラブ表面を浸透探傷法により検査し、割れの発生状況（個数および長さ）に応じて、「○」、「△」「×」の３水準で評価した。ここで、「○」とは割れが検出されないもの、「△」とは割れが検出されるものの長さ５ｍｍ以下の割れが０．５個／ｍ２以下であるもの、「×」とは長さ５ｍｍを超える割れ、もしくは長さ５ｍｍ以下であっても０．５個／ｍ２超えの割れが検出されたものとし、「○」及び「△」をスラブ表面性状が良好であると判定した。
冷延鋼板の表面性状
冷延鋼板の表面を目視で検査し、冷延鋼板の表裏面に認められた表面欠陥の発生状況（個数及び長さ）に応じて「○」、「△」「×」の３水準で評価した。ここで、「○」とは欠陥が認められないもの、「△」とは欠陥が認められるものの長さ３０ｍｍ以下の欠陥が０．５個／ｍ２以下であるもの、「×」とは長さ３０ｍｍより長い欠陥が認められたもの、もしくは長さ３０ｍｍ以下の欠陥が０．５個／ｍ２を超えるものとし、「○」及び「△」を製品表面性状が良好であると判定した。
引張特性
焼鈍後の製品鋼板の圧延方向に対して９０°の方向を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）の５号引張試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）に準拠した引張試験を行い、引張強さと破断伸びを測定した。
スラブの表面性状
スラブ表面性状は、スラブ表面を浸透探傷法により検査し、割れの発生状況（個数および長さ）に応じて、「○」、「△」「×」の３水準で評価した。ここで、「○」とは割れが検出されないもの、「△」とは割れが検出されるものの長さ５ｍｍ以下の割れが０．５個／ｍ２以下であるもの、「×」とは長さ５ｍｍを超える割れ、もしくは長さ５ｍｍ以下であっても０．５個／ｍ２超えの割れが検出されたものとし、「○」及び「△」をスラブ表面性状が良好であると判定した。
冷延鋼板の表面性状
冷延鋼板の表面を目視で検査し、冷延鋼板の表裏面に認められた表面欠陥の発生状況（個数及び長さ）に応じて「○」、「△」「×」の３水準で評価した。ここで、「○」とは欠陥が認められないもの、「△」とは欠陥が認められるものの長さ３０ｍｍ以下の欠陥が０．５個／ｍ２以下であるもの、「×」とは長さ３０ｍｍより長い欠陥が認められたもの、もしくは長さ３０ｍｍ以下の欠陥が０．５個／ｍ２を超えるものとし、「○」及び「△」を製品表面性状が良好であると判定した。
引張特性
焼鈍後の製品鋼板の圧延方向に対して９０°の方向を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）の５号引張試験片を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）に準拠した引張試験を行い、引張強さと破断伸びを測定した。
表３に示すように、鋼の成分組成および製造条件が本発明範囲内である発明例はいずれも引張強度、破断伸び、製品表面性状が所望の特性を有している。一方、鋼の成分組成、製造条件のいずれかが本発明範囲外である比較例は、引張強度、破断伸び、製品表面性状のいずれかが劣っている。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．６〜２．０％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を、鋳型の振動数８０〜２００サイクル／分、鋳造速度１．３０〜１．７０ｍ／分、曲げ帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃および矯正帯出側でのスラブコーナー温度７２０〜７８０℃でスラブに鋳込むことを特徴とする連続鋳造スラブの製造方法。
- 質量％で、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．１０％含むことを特徴とする請求項１に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
- 質量％で、さらに、ＭｏまたはＣｒのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の連続鋳造スラブの製造方法。
- 質量％で、さらに、ＣｕまたはＮｉのいずれか１種以上をそれぞれ０．０１〜０．３０％含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
- 質量％で、さらに、Ｂを０．０００３〜０．００２０％含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
- 前記スラブは、冷延鋼板用連続鋳造スラブであることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の連続鋳造スラブの製造方法。
- 請求項６に記載の方法で製造されたスラブを加熱温度１１５０〜１３００℃、仕上げ圧延温度８２０〜９２０℃、巻取温度５２０〜６００℃で熱間圧延したのち、冷間圧延率３０〜６５％で冷間圧延し、次いで焼鈍温度７５０〜８６０℃で１〜１０分間均熱した後、６００〜７００℃まで平均冷却速度１０℃／ｓ以下で一次冷却し、平均冷却速度５００℃／ｓ以上で５０℃以下まで二次冷却した後、１００〜４５０℃まで再加熱して１〜１５分間均熱保持することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
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