JP6760425B2 - スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、家電、建材等に用いられる、スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特にレーザー切断加工が施される建産機の部品の素材として好適なスケール密着性に優れた厚物の熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
熱延鋼板は、通常、表面にスケール（黒皮）が不可避に生成する。このスケールが付着した黒皮熱延鋼板に、調質圧延や曲げ成形、プレス成形、レーザー切断等の加工を施すと、スケールの一部が剥離し、加工不良や加工ラインの汚染、加工後の製品における表面欠陥等の原因となる。このような事態を回避するため、鋼板表面のスケールの密着性に優れた熱延鋼板が要望されるようになっており、その要求はますます強くなっている。
また、熱延鋼板のスケールは、熱延鋼板の板厚が大きくなるほど、変形時にスケールに生じる歪が大きくなり、剥離しやすくなる、という側面を有し、曲げ成形やプレス成型など加工度の大きい成形においてはより剥離しやすくなる。一方、板厚の大きい黒皮熱延鋼板のニーズも近年ますます大きくなっており、例えば、５．０ｍｍを超えるより大きい板厚を有する熱延鋼板についても、スケールの密着性の向上が強く求められている。
さらに、鋼板の長手方向においてスケールの密着性にムラがあり、密着性の悪い部分があると、その部分を除いて使用しなければいけなくなる。したがって、歩留り向上の観点から、長手方向においてスケールが均一であり、かつスケールの密着性に優れた熱延鋼板が強く求められている。
熱延鋼板のスケールの構造は、地鉄側から順に、地鉄とスケールの界面から再結晶により生じた微細なマグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）層（以下、マグネタイトシーム）、この地鉄とスケールの界面から生じたマグネタイト層およびウスタイト（ＦｅＯ）が共析変態することによって生成した鉄（Ｆｅ）とマグネタイトの共析変態組織層、スケール表層から成長したマグネタイト層、およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）層、となる。なお、未変態のまま室温で残存しているウスタイト層が生成する場合もある。
従来、スケールの密着性の向上について、種々の提案がなされている。例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分を有するスラブを加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を１１００℃以下で開始、１０００℃以下で終了し、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取りを行い、巻取り後に６０分以内に４００〜４５０℃の温度域まで冷却し、４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持することにより、鋼板表面に形成されるスケールの厚みが２０μｍ以下であり、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さに対する、前記地鉄と前記マグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さの割合が８０％以上であり、かつ、マグネタイトの平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板が提案されている。
また、特許文献２には、質量％として、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０３〜０．３％、Ｃｕ：０．０４〜０．５％、Ｃｒ：０．０３〜０．３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１１００℃以上で加熱した後、８００〜９５０℃の温度範囲で熱間圧延を終了させ、４００℃〜６５０℃で捲き取ることにより、鋼板表面スケールと鋼板地鉄界面の表面粗度として長さ１インチ当たりの０．５μｍ以上の凹凸高さの回数が３００以上であることを特徴とするタイトスケール性に優れる熱延鋼板が提案されている。
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に対して、熱間圧延工程の仕上げ圧延工程において、仕上圧延機内で露点：５０℃以上である雰囲気中に１．０〜１０ｓ間保持する酸化処理を含み、仕上圧延終了温度：７００〜９００℃とする圧延とし、該仕上圧延終了後、冷却し、巻取温度：４５０〜６５０℃で巻き取る工程により、スケール層が、面積率で０．１０〜３．０％の空孔を含み、厚さ：１０μｍ以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板が提案されている。
特許文献１に記載の技術では、仕上圧延終了後から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、スケールの厚さを２０μｍ以下に制御しているが、８００℃以下の温度範囲の冷却速度の記載がなく、その後の冷却条件によってスケール厚さやスケール組成、マグネタイトの平均粒径などが変動し、安定してスケール密着性を得るのが困難な場合がある。また、スケール密着性の評価は曲げ半径が２５ｍｍの条件で９０度曲げ試験を行った後の曲げ内周部のスケール剥離状況で評価し、実施例では２〜５ｍｍの板厚で評価しているが、熱延鋼板の板厚がより大きくなった場合、曲げ内周部の加工はより厳しいものとなるため、スケール密着性の低下が懸念される。また、熱延鋼板の板厚が大きい場合、曲げ内周部に比べて曲げ外周部では変形量が大きくなるため、スケール密着性の低下が懸念される。さらに、長手方向において均一なスケールの密着性の向上については言及されていない。
特許文献２に記載の技術は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒを所定量添加した鋼を熱延圧延し、鋼板表面スケールと鋼板地鉄界面の表面粗度と所定の範囲に制御することでタイトスケール性に優れる熱延鋼板が提案されている。しかしながら、スケール層と地鉄との界面の密着性は向上するが、スケール表層あるいはスケール内部でスケール剥離が生じ、密着性が低下することが懸念される。また、熱延鋼板の板厚がより大きくなった場合、スケールの密着性の低下が懸念される。さらに、長手方向において均一なスケールの密着性の向上については言及されていない。
特許文献３に記載の技術では、仕上圧延機内の露点を高めるため、水を噴霧したり、熱延板表面に接した水を水蒸気化する酸化処理が必要となる。しかしながら、このような処理を安定的に行うことは困難であり、製造安定性の低下が懸念される。また、熱延鋼板の板厚がより大きくなった場合、スケールの密着性の低下が懸念される。さらに、長手方向において均一なスケールの密着性の向上については言及されていない。
本発明は、上記課題を解決し、より大きい板厚の熱延鋼板においても、優れたスケール密着性を長手方向において均一に有する熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、所定の成分組成を有する鋼素材を用いて、熱間圧延時の仕上圧延出側温度、圧延後の冷却速度、巻取温度を調整することにより、スケール層における、地鉄側のマグネタイト層の上層のマグネタイト粒の平均粒径および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが適正化され、スケールの密着性が向上するという知見を得た。また、スケールの密着性を向上させるため，熱間圧延時の仕上圧延入側温度や仕上圧延入側温度と出側温度の温度差を制御することがより好ましい。さらに、仕上圧延直後の鋼板における長手方向の温度を制御することにより、長手方向において均一にスケールの密着性が向上するという知見を得た。
本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記スケール層が、地鉄側からマグネタイト層と、前記マグネタイト層の上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有し、前記マグネタイト粒の平均粒径および／または前記共析変態組織の平均ブロックサイズが３μｍ以上８μｍ以下であり、前記スケール層中に含まれるウスタイトの質量分率が１０％以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［２］成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［３］成分組成として、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０３％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、［１］または［２］に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。
［１］表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記スケール層が、地鉄側からマグネタイト層と、前記マグネタイト層の上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有し、前記マグネタイト粒の平均粒径および／または前記共析変態組織の平均ブロックサイズが３μｍ以上８μｍ以下であり、前記スケール層中に含まれるウスタイトの質量分率が１０％以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［２］成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［３］成分組成として、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０３％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、［１］または［２］に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。
本発明によれば、スケール密着性に優れた熱延鋼板を容易に、かつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、スケール剥離を防止でき、製品の表面品質向上や、製品の加工不良の防止、作業環境の向上に大きく寄与するという効果もある。さらに、熱延鋼板の板厚の増加に伴うスケールの密着性の低下や長手方向における密着性のばらつきといった課題も解決することができる。
なお、本発明における熱延鋼板の板厚は、２．０ｍｍ以上２５ｍｍ以下とし、好ましくは２．０ｍｍ超え２５ｍｍ以下、より好ましくは５．０ｍｍ超え２５ｍｍ以下とする。
以下に、本発明の熱延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。なお、成分組成の含有量の単位である「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
１）成分組成
Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、強度確保のために有用な元素である。その量が０．０１％未満では、強度確保の効果が小さいため、Ｃ量は０．０１％以上とする。Ｃの０．３％を超える含有は、スケールと地鉄との界面にＣＯガスを発生して圧延途中にスケールの剥離を生じ、スケール疵の原因となるため、Ｃ量は０．３％以下とする。スケールの密着性の観点から、好ましくは０．２％以下である。
Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、強度確保のために有用な元素である。その量が０．０１％未満では、強度確保の効果が小さいため、Ｃ量は０．０１％以上とする。Ｃの０．３％を超える含有は、スケールと地鉄との界面にＣＯガスを発生して圧延途中にスケールの剥離を生じ、スケール疵の原因となるため、Ｃ量は０．３％以下とする。スケールの密着性の観点から、好ましくは０．２％以下である。
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは脱酸材として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、０．２０％を超えるＳｉの含有は、Ｓｉがスケールと地鉄との界面に濃化し、Ｓｉ酸化層が生じる。このＳｉ酸化層と、その上に形成されるスケール層との界面において、スケールの剥離が生じやすい。このため、Ｓｉ量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１０％以下である。
Ｓｉは脱酸材として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、０．２０％を超えるＳｉの含有は、Ｓｉがスケールと地鉄との界面に濃化し、Ｓｉ酸化層が生じる。このＳｉ酸化層と、その上に形成されるスケール層との界面において、スケールの剥離が生じやすい。このため、Ｓｉ量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１０％以下である。
Ｍｎ：０．０１〜２．０％
Ｍｎは、熱間加工時の脆化の原因となる固溶ＳをＭｎＳとして無害化するほか、強度の向上にも効果がある元素である。その量が０．０１％未満では効果が小さく、一方、２．０％を超えて含有すると靱性低下を招きやすい。このため、Ｍｎ量は０．０１〜２．０％とする。好ましくは、０．０５〜１．０％である。
Ｍｎは、熱間加工時の脆化の原因となる固溶ＳをＭｎＳとして無害化するほか、強度の向上にも効果がある元素である。その量が０．０１％未満では効果が小さく、一方、２．０％を超えて含有すると靱性低下を招きやすい。このため、Ｍｎ量は０．０１〜２．０％とする。好ましくは、０．０５〜１．０％である。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、粒界脆化に悪影響を及ぼすため、できる限り少なくするのが望ましい元素である。また、Ｐはスケールと地鉄との界面で非常に脆い酸化層を形成し、スケールの密着性を低下させる。Ｐ量が０．１０％を超えると、これらの悪影響が大きくなるため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
Ｐは、粒界脆化に悪影響を及ぼすため、できる限り少なくするのが望ましい元素である。また、Ｐはスケールと地鉄との界面で非常に脆い酸化層を形成し、スケールの密着性を低下させる。Ｐ量が０．１０％を超えると、これらの悪影響が大きくなるため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、熱間加工性や靱性を著しく劣化させる元素である。また、Ｓは、スケールと地鉄との界面で濃化し、スケールの密着性を低下させる。Ｓ量が０．１０％を超えると、これらの悪影響が大きくなるため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
Ｓは、熱間加工性や靱性を著しく劣化させる元素である。また、Ｓは、スケールと地鉄との界面で濃化し、スケールの密着性を低下させる。Ｓ量が０．１０％を超えると、これらの悪影響が大きくなるため、０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸材として作用する元素である。Ａｌ量は０．００％であってもよいが、このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．１０％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下する。このため、Ａｌ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。
Ａｌは、脱酸材として作用する元素である。Ａｌ量は０．００％であってもよいが、このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．１０％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下する。このため、Ａｌ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下とする。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは強度や焼入れ性、耐食性を高める効果を有する。また、Ｃｒはスケールと地鉄の界面に濃化し、界面の凹凸化によりスケールが地鉄に食い込み、スケールの密着性を向上させる効果も有する。Ｃｒ量が０．０１％未満の場合は前記の効果が小さく、一方２．０％を超えて含有する場合、前記の効果が飽和するため、Ｃｒ量は０．０１〜２．０％とする。好ましくは、０．０１〜１．０％であり、より好ましくは０．０７〜１．０％、さらにより好ましくは０．１２〜１．０％である。
Ｃｒは強度や焼入れ性、耐食性を高める効果を有する。また、Ｃｒはスケールと地鉄の界面に濃化し、界面の凹凸化によりスケールが地鉄に食い込み、スケールの密着性を向上させる効果も有する。Ｃｒ量が０．０１％未満の場合は前記の効果が小さく、一方２．０％を超えて含有する場合、前記の効果が飽和するため、Ｃｒ量は０．０１〜２．０％とする。好ましくは、０．０１〜１．０％であり、より好ましくは０．０７〜１．０％、さらにより好ましくは０．１２〜１．０％である。
上記化学成分が本発明の熱延鋼板の必須成分である。なお、本発明の熱延鋼板は、上記化学成分以外に、各種特性の向上のため、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうちの１種以上を含有しても良い。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕはスケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進し、スケールの密着性を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、１．０％を超えて含有すると、粒界酸化が過度に著しくなり、これによりスケールと地鉄の界面の凹凸化が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、粗圧延後のデスケーリングによってスケールを完全に除去できなくなり、これにより残存したスケールはその後の仕上げ圧延によってスケールが押し込まれ、表面疵の原因となる。このため、Ｃｕを含有する場合は１．０％以下とする。
Ｃｕはスケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進し、スケールの密着性を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、１．０％を超えて含有すると、粒界酸化が過度に著しくなり、これによりスケールと地鉄の界面の凹凸化が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、粗圧延後のデスケーリングによってスケールを完全に除去できなくなり、これにより残存したスケールはその後の仕上げ圧延によってスケールが押し込まれ、表面疵の原因となる。このため、Ｃｕを含有する場合は１．０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様に、スケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進し、スケールの密着性を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｎｉ量が０．５０％を超えると、粒界酸化が過度に著しくなり、これによりスケールと地鉄の界面の凹凸化が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、粗圧延後のデスケーリングによってスケールを完全に除去できなくなり、これにより残存したスケールはその後の仕上げ圧延によってスケールが押し込まれ、表面疵の原因となる。このため、Ｎｉを含有する場合は０．５０％以下とする。
ＮｉもＣｕと同様に、スケールと地鉄の界面に濃化して粒界酸化を促進し、スケールの密着性を高める元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｎｉ量が０．５０％を超えると、粒界酸化が過度に著しくなり、これによりスケールと地鉄の界面の凹凸化が促進される。また、スケールの密着性が過度に高まり、粗圧延後のデスケーリングによってスケールを完全に除去できなくなり、これにより残存したスケールはその後の仕上げ圧延によってスケールが押し込まれ、表面疵の原因となる。このため、Ｎｉを含有する場合は０．５０％以下とする。
本発明では、さらに必要に応じて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０３％以下のうちの１種以上を含有しても良い。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは強度や焼入れ性を向上させ、焼戻しに伴う軟化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えて含有すると、過度に強度が上昇し靱性や成形性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、その量を１．０％以下とする。
Ｍｏは強度や焼入れ性を向上させ、焼戻しに伴う軟化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えて含有すると、過度に強度が上昇し靱性や成形性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、その量を１．０％以下とする。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。一方、０．１％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｎｂを含有する場合、その量を０．１％以下とする。
Ｎｂは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。一方、０．１％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｎｂを含有する場合、その量を０．１％以下とする。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。一方、０．１％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｖを含有する場合、その量を０．１％以下とする。
Ｖは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、０．００３％以上含有することが好ましい。一方、０．１％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｖを含有する場合、その量を０．１％以下とする。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、また、溶接熱影響部での靱性確保に効果がある。これらの効果を得るためには、Ｔｉを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０３％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｔｉを含有する場合、その量を０．０３％以下とする。
Ｔｉは母材の強度と靱性を向上させる元素であり、また、溶接熱影響部での靱性確保に効果がある。これらの効果を得るためには、Ｔｉを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０３％を超えて含有すると、かえって靱性の低下を招くおそれがある。よって、Ｔｉを含有する場合、その量を０．０３％以下とする。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは鋼の焼入れ性を高める元素であり、この効果によって強度を増加させることができる。このような効果を得るためには、Ｂを０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０１％を超えて含有すると、この効果は飽和するため、Ｂを含有する場合、その量を０．０１％以下とする。
Ｂは鋼の焼入れ性を高める元素であり、この効果によって強度を増加させることができる。このような効果を得るためには、Ｂを０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０１％を超えて含有すると、この効果は飽和するため、Ｂを含有する場合、その量を０．０１％以下とする。
Ｓｂ：０．０３％以下
Ｓｂは素材を加熱した際に表層に濃化して、加熱時に表層のＣ量が低下することを抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Ｓｂを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０３％を超えて含有すると、素材加熱時に液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、スケールの密着性を低下させる。このため、Ｓｂを含有する場合、０．０３％以下とする。
Ｓｂは素材を加熱した際に表層に濃化して、加熱時に表層のＣ量が低下することを抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Ｓｂを０．００１％以上含有することが好ましい。一方、０．０３％を超えて含有すると、素材加熱時に液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、スケールの密着性を低下させる。このため、Ｓｂを含有する場合、０．０３％以下とする。
上記した化学成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。不可避不純物としては、Ｏ：０.００５％以下、Ｍｇ：０.００３％以下、が許容できる。
２）スケール層のミクロ組織
本発明の熱延鋼板のスケール層は、地鉄側からマグネタイト層（マグネタイトシーム）、マグネタイトシームの上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有する。なお、マグネタイトシームとマグネタイト粒は、上記のように生成位置が異なり、また粒径もマグネタイトシームの方が顕著に微細なため、組織観察により容易に区別することができる。
本発明の熱延鋼板のスケール層は、地鉄側からマグネタイト層（マグネタイトシーム）、マグネタイトシームの上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有する。なお、マグネタイトシームとマグネタイト粒は、上記のように生成位置が異なり、また粒径もマグネタイトシームの方が顕著に微細なため、組織観察により容易に区別することができる。
マグネタイトシームの上層のマグネタイト粒の平均粒径、または、鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズは、いずれも３μｍ以上８μｍ以下とし、好ましくは３μｍ以上７μｍ以下とする。マグネタイトシームの上層のマグネタイト粒の平均粒径、または、鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが、８μｍを超えると、スケールの密着性の低下を招く。これは、地鉄直上のマグネタイトシームの粒が微細であるため、この微細なマグネタイトとマグネタイトシームの上層の粒径との差が大きくなることにより、変形時にクラックが入り、スケールが剥離しやすくなるためと考えられる。また、マグネタイトシームの上層のマグネタイト粒の平均粒径、または、鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが３μｍ未満では、スケール自体の硬度上昇により、スケール密着性が低下する場合があるため、３μｍ以上とする。
なお、マグネタイトシーム、マグネタイト粒および共析変態組織以外に、ウスタイトが未変態のまま室温で残存する場合がある。ウスタイトは室温ではマグネタイトに比べて脆く、スケールにクラックが入ることによりスケールの密着性が損なわれるため、スケール層中に含まれるウスタイトの質量分率は１０％以下とする。好ましくは、７％以下である。また、ウスタイトに加え、ヘマタイト層が熱延鋼板の最表層部に生成する場合があるが、ヘマタイト層の生成は本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。なお、ヘマタイト層は赤スケール等の表面欠陥の原因となるため、ヘマタイトの質量分率は１０％以下が好ましい。
また、ウスタイトおよびヘマタイトの質量分率は、Ｘ線回折装置を用い、ＣｏＫα線源を用いてスケール中の各相の回折ピークの積分強度を測定し、標準試料（Ｆｅ、ＦｅＯ（ウスタイト）、Ｆｅ２Ｏ３（ヘマタイト）、Ｆｅ３Ｏ４（マグネタイト）を等重量混合したもの）と被検試料における各相の積分強度の比から、次式（２）を用いて求めることができる。
相Ａの質量分率＝（ＩＡ／ＲＡ）×１００／（（ＩＦｅ／ＲＦｅ）＋（ＩＦｅＯ／ＲＦｅＯ）＋（ＩＦｅ２Ｏ３／ＲＦｅ２Ｏ３）＋（ＩＦｅ３Ｏ４／ＲＦｅ３Ｏ４）） ・・・（２）
但し、上記（２）式において、
ＩＡ：被検試料における相Ａの積分強度
ＲＡ：標準試料における相Ａの積分強度
Ａ：Ｆｅ、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、またはＦｅ３Ｏ４
である。
相Ａの質量分率＝（ＩＡ／ＲＡ）×１００／（（ＩＦｅ／ＲＦｅ）＋（ＩＦｅＯ／ＲＦｅＯ）＋（ＩＦｅ２Ｏ３／ＲＦｅ２Ｏ３）＋（ＩＦｅ３Ｏ４／ＲＦｅ３Ｏ４）） ・・・（２）
但し、上記（２）式において、
ＩＡ：被検試料における相Ａの積分強度
ＲＡ：標準試料における相Ａの積分強度
Ａ：Ｆｅ、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３、またはＦｅ３Ｏ４
である。
３）製造条件
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について、詳細に説明する。本発明では上記した成分組成からなるスラブ等の鋼素材を所定の加熱温度に加熱する工程(加熱工程)、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする工程（圧延工程）、該熱延板を所定の冷却速度で加速冷却する工程（加速冷却工程）、所定の巻取り温度で巻き取る工程（巻取り工程）で製造され、特に断らない限り、鋼のスラブ加熱温度、仕上圧延の入側および出側温度、冷却停止温度、巻取り温度等の温度は表面温度とし、放射温度計等で測定することができる。また、平均冷却速度は特に断らない限り、（（冷却開始温度‐冷却停止温度）／冷却時間）とする。
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について、詳細に説明する。本発明では上記した成分組成からなるスラブ等の鋼素材を所定の加熱温度に加熱する工程(加熱工程)、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする工程（圧延工程）、該熱延板を所定の冷却速度で加速冷却する工程（加速冷却工程）、所定の巻取り温度で巻き取る工程（巻取り工程）で製造され、特に断らない限り、鋼のスラブ加熱温度、仕上圧延の入側および出側温度、冷却停止温度、巻取り温度等の温度は表面温度とし、放射温度計等で測定することができる。また、平均冷却速度は特に断らない限り、（（冷却開始温度‐冷却停止温度）／冷却時間）とする。
本発明において、上記の成分組成からなる鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、常用の方法がいずれも適用できる。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法によりスラブ等の鋼素材とすることが望ましい。なお、造塊−分塊圧延方法を用いても何ら問題はない。通常、鋼素材は、加熱された後、熱間圧延される。この加熱は十分な固溶化がなされればよく、好ましくはＡｃ３点以上に加熱する。具体的には、通常のスラブ加熱温度範囲である１０６０℃〜１３００℃が適当である。連続鋳造法で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保持して、圧延する直送圧延を適用してもよい。
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上圧延からなる。粗圧延では所定寸法のシートバーとすることができればよく、粗圧延の条件はとくに限定する必要はない。また、所定の温度で仕上圧延を行うため、途中でシートバーヒーター等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。仕上圧延前に仕上圧延機の入り側で高水圧等によるデスケーリングにより、シートバー表面に生成したスケールを除去する。
次に、仕上圧延を行う。仕上圧延入側温度が１１００℃を超えるとスケールの厚さが増加し、スケールの密着性が低下するため、仕上圧延入側温度は１１００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１０５０℃以下とする。一方、仕上圧延入側温度が９５０℃未満では圧延荷重の著しい増加を招き、生産性が低下する場合がある。また、製品板厚の増加に伴い、仕上圧延入側厚が厚くなるため、例えば、製品板厚が５.０ｍｍを超える場合、仕上圧延開始までの時間が長時間必要となるため、生産性の低下を招く場合がある。したがって仕上圧延入側温度は１１００℃以下とすることが好ましく、１０５０℃以下がより好ましい。また、仕上圧延入側温度の下限は９５０℃以上とすることが好ましい。
仕上圧延出側温度は、８００〜９５０℃とする。仕上圧延出側温度が８００℃未満では、スケールにクラックが生じ、このクラックがスケールの密着性の低下の原因となる場合がある。また、マグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径または鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが３μｍ未満となり、この微細化によるスケール自体の硬度上昇により、スケール密着性が低下する場合がある。一方、仕上圧延出側温度が９５０℃を超えると、スケールの成長によりスケールの厚さが増加し、スケールの密着性が低下する場合がある。また、前記のマグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径または鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが８μｍを超えて大きくなり、スケールの密着性が低下する場合がある。
また、特に限定する必要はないが、仕上圧延入側温度と仕上圧延出側温度の温度差を所定の範囲に制御することが好ましい。仕上圧延入側温度と仕上圧延出側温度の温度差は、主に仕上圧延機内の冷却水量（スタンド間冷却水量）にて制御されるが、その温度差が１８０℃を超えると、スケールの熱収縮によるクラックの生成が顕著となり、スケールの密着性が低下する場合がある。したがって、仕上圧延入側温度と仕上圧延出側温度の温度差は１８０℃以下とすることが好ましく、１３０℃以下とすることがより好ましい。
さらに、仕上圧延は、下記（１）式を満たす条件で行う。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。なお、Ｔ１、Ｔ２、Ｔ３は、それぞれの位置における仕上圧延出側の温度である。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。なお、Ｔ１、Ｔ２、Ｔ３は、それぞれの位置における仕上圧延出側の温度である。
｜Ｔ２−Ｔ１｜または｜Ｔ３−Ｔ２｜が５０℃を超える場合、長手方向におけるスケールの密着性にバラつきが生じ、長手方向における均一なスケール密着性を得ることができない。
なお、仕上圧延後の鋼板における長手方向の温度の制御（式（１）の制御）は、仕上圧延入側温度を測定し、仕上圧延機内の冷却水量を調整すること等によって行うことができる。
仕上圧延後、巻取りまで、３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下であり、好適には３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を行う。平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、スケールの成長によりスケールの厚さが増加し、スケールの密着性が低下する場合がある。また、マグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径、または、鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが粗粒となり、スケールの密着性が低下する場合がある。一方、平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、マグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径、または、鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが細粒となり、スケールの密着性が低下する場合がある。したがって、仕上圧延後、巻取り開始までの平均冷却速度は３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。より好ましくは５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とする。
さらに、仕上圧延後の冷却は、８００℃〜７００℃の温度域を４５℃／ｓ以上、７００℃〜６００℃の温度域を３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で行うことが好ましい。これは、スケールは高温域でより速く成長し、スケールの厚さが増加することによりスケールの密着性が低下するためである。
上記の冷却後、巻取温度：４３０〜５８０℃で鋼板を巻き取る。巻取温度が４３０℃未満の場合、スケール層の共析変態が十分に生じずにウスタイトが室温で過多に残留し、スケールの密着性が低下する。また、巻取温度が５８０℃を超える場合、マグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径または鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズが８μｍを超えて大きくなり、スケールの密着性が低下する。したがって、巻取温度は４３０〜５８０℃とし、好ましくは４５０℃超５４０℃以下とする。
なお、巻取後のコイルは、コイルボックス中に装入するか、コイルに覆いを施し、大気から遮断して、最外周や、エッジ部の酸化を抑制することが好ましい。
さらに、コイル状に巻き取った熱延鋼板において、ローラレベラーやテンションレベラー等で鋼板に変形を与えて形状矯正処理を施してもよい。例えば、板厚１２ｍｍの熱延鋼板ではφ２５０ｍｍの上ロールを２本、下ロールを３本配置し、押し込み量２ｍｍの条件で形状矯正処理を行えばよい。
表１に示す組成の鋼を溶製し、鋳造して鋼素材とした。
これら鋼素材を、表２に示す条件で、熱間圧延、加速冷却、巻取を行い、板厚３〜２３ｍｍの熱延コイルとした。得られた熱延コイルをレベラー加工により形状矯正処理を行ったのち、所定の長さで切断し、熱延シートとした。得られた熱延シートの各部分から、試験片を採取し、ミクロ組織および密着性を評価した。
ミクロ組織は、採取した試験片の各部分（長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部、長手方向中央かつ幅方向中央部、長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部）に対して、圧延方向断面が観察対象面となるように導電性樹脂に埋め込み、研磨後、走査型電子顕微鏡を用いてスケールの断面の反射電子像を撮影した。観察倍率は３０００倍とした。また、スケール中のウスタイトおよびヘマタイトの質量分率を、前記のＸ線回折による測定方法で求めた。スケール層が、地鉄側からマグネタイト層（マグネタイトシーム）、マグネタイトシームの上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有し、ウスタイトの質量分率が１０％以下の場合はＡ、マグネタイトシームが無い、またはウスタイトの質量分率が１０％を超える場合はＢと表２に記載した。
また、マグネタイトシームの上層のマグネタイト粒の粒径または鉄とマグネタイトの共析変態組織のブロックサイズは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法によりスケールの圧延方向の断面組織における層および結晶方位を同定し、隣接する測定点の結晶方位差が１５°以上となる点を結晶粒界と定義し、各結晶粒の円相当径を測定することにより求めた。鉄とマグネタイトの共析変態組織において、ＥＢＳＤ法により測定すると、同じブロックに属するマグネタイトが同一方位を示すため、この同一方位をもつマグネタイトを一つのマグネタイト粒として扱うことで、鉄とマグネタイトの共析変態組織のブロックサイズを求めることができる。マグネタイトシーム上層のマグネタイト粒の平均粒径または鉄とマグネタイトの共析変態組織の平均ブロックサイズは、結晶方位の測定結果から一視野における各結晶粒の平均径を面積平均することにより算出した。
また、レベラー加工後の熱延シートの各部分（長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部、長手方向中央かつ幅方向中央部、長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部）から試験片を採取し、スケールの密着性評価を行った。密着性評価は、鋼板表面にテープを貼り付けて、スケールを剥離させ、スケールの付着したテープを透明なシートに貼りつけた後、スキャナーで取り込み、画像処理によってスケールの剥離量を測定した。全位置にてスケールの剥離面積が１０％以下の場合を〇（合格）、剥離面積が１０％超の場合を×（不合格）と表２に記載した。
製造条件および評価結果を表２に示す。
表２に示すように、発明例Ｎｏ．１、３、５、７、９、１１、１３、１５、１７、１８、１９、２５、２６は、いずれも長手方向各部にて優れたスケール密着性を示した。
これに対して、比較例Ｎｏ．２およびＮｏ．４は、仕上圧延出側温度が９５０℃を超えていたため、スケール粒径が８μｍを超え、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．６は、仕上圧延出側温度が８００℃未満であったため、スケール層に１０質量％以上のウスタイトが生じ、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．８および１０は、｜Ｔ２−Ｔ１｜または｜Ｔ３−Ｔ２｜が５０℃を超えていたため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが８μｍを超え、スケールの密着性に劣る部分が存在した。
比較例Ｎｏ．１２は、仕上圧延後の平均冷却速度が３℃／ｓ未満であったため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが８μｍを超え、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１４は、巻取温度が５８０℃を超えていたため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが８μｍを超え、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１６は、巻取温度が４３０℃未満であったため、スケール層に１０質量％超えのウスタイトが生じ、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２０、２１、２２、２３は、化学成分のうちＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうちいずれかが本発明の範囲外であったため、スケールの密着性が劣化した。
比較例Ｎｏ．２４は、仕上圧延後の平均冷却速度が８０℃／ｓ超えであったため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが３μｍ未満となり、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１２は、仕上圧延後の平均冷却速度が３℃／ｓ未満であったため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが８μｍを超え、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１４は、巻取温度が５８０℃を超えていたため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが８μｍを超え、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１６は、巻取温度が４３０℃未満であったため、スケール層に１０質量％超えのウスタイトが生じ、スケールの密着性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２０、２１、２２、２３は、化学成分のうちＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうちいずれかが本発明の範囲外であったため、スケールの密着性が劣化した。
比較例Ｎｏ．２４は、仕上圧延後の平均冷却速度が８０℃／ｓ超えであったため、スケール層の平均粒径もしくは平均ブロックサイズが３μｍ未満となり、スケールの密着性に劣っていた。
Claims (5)
- 表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記スケール層が、地鉄側からマグネタイト層と、前記マグネタイト層の上層にマグネタイト粒および／または鉄とマグネタイトの共析変態組織を有し、前記マグネタイト粒の平均粒径および／または前記共析変態組織の平均ブロックサイズが３μｍ以上８μｍ以下であり、前記スケール層中に含まれるウスタイトの質量分率が１０％以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。 - 成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
- 成分組成として、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．０３％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼素材を、粗圧延をし、デスケーリングを行い、仕上圧延出側温度：８００〜９５０℃で、下記（１）式を満たす仕上圧延を行い、仕上圧延後から巻取開始までの平均冷却速度：３℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下で冷却した後、巻取温度：４３０〜５８０℃で巻き取ることを特徴とする、スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
｜Ｔ２−Ｔ１｜≦５０℃かつ｜Ｔ３−Ｔ２｜≦５０℃・・・（１）
但し、上記（１）式において、
Ｔ１：仕上圧延後の鋼板における長手方向先端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ２：仕上圧延後の鋼板における長手方向中央かつ幅方向中央部の温度（℃）
Ｔ３：仕上圧延後の鋼板における長手方向尾端から３０ｍかつ幅方向中央部の温度（℃）
である。
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