高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
【課題】高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる熱延鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内である。
【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部材用途に好適な表面安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保護意識の高まりから、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。これに伴い、車体材料を高強度化して薄肉化を図り、車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、延性の低下が懸念される。このため高強度高延性鋼板の開発が望まれている。
鋼板の高強度化には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ等の固溶強化元素の添加が行われる。なかでもＳｉやＡｌは鋼の延性を損なわずに高強度化できる利点があり、Ｓｉ含有鋼板は高強度鋼板として有望である。しかし、Ｓｉを多量に含有する高強度鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、以下のような問題がある。
【０００３】
溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程では、非酸化性雰囲気または還元雰囲気中において６００〜９００℃程度の温度で加熱焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっき処理を行う。しかし、鋼中のＳｉは易酸化性元素であるため、一般的に用いられる非酸化性雰囲気や還元雰囲気中でも選択酸化されて、表面に濃化し、酸化物を形成する。この酸化物はめっき処理時の溶融亜鉛との濡れ性を低下させて不めっきを生じさせるので、鋼中Ｓｉ濃度の増加とともに濡れ性が急激に低下し、不めっきが多発する。また、不めっきに至らなかった場合でも、付着量制御性が劣る或いは合金化が著しく遅延するという問題を生じる。特に、合金化の遅延は鋼板の長手方向および幅方向での合金化速度の差が出やすいため、均一な表面を得ることが困難となる。
【０００４】
さらに、Ｓｉ含有鋼は熱間圧延工程でデスケーリングによるスケール除去が困難であり、赤スケールと呼ばれるスケール欠陥が表面に生じる。また、赤スケールが形成しなかった場合でも、鋼板表面へ噴射される水の当たり方にムラが生じることにより、鋼板幅方向でスケールの剥離性が異なる領域が存在する。デスケーリング後に残存したスケールは熱間圧延後の酸洗で除去されるが、スケールの剥離性が異なる領域では表面性状に差があるため、その後の溶融亜鉛めっきの合金化工程においてムラが発生し、スジ状の模様が生じる欠陥となる。
【０００５】
これらの問題のうちＳｉの表面濃化については、特許文献１において、予め酸化性雰囲気中で鋼板を加熱して表面に酸化鉄を形成した後、還元焼鈍を行うことにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善する方法が提案されている。また、特許文献２には、還元焼鈍工程における酸素ポテンシャルを低下させることにより、Ｓｉの表面濃化を抑制する方法が提案されている。
一方、デスケーリングについては、特許文献３において、高圧水の噴射圧力を高圧化することでデスケーリングを強化する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３９５６５５０号公報
【特許文献２】特開２０１０−２５５１００号公報
【特許文献３】特許第４０３５１１７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１，２の方法は、鋼帯長手方向および幅方向でのムラに関しては何ら考慮されていない。さらに、焼鈍前の冷延ままの段階で鋼板にムラがあった場合には対応できず、却ってムラを著しく増大させる恐れがある。また、特許文献３では、熱間圧延工程における表面ムラの対策について提案しているが、噴射水の干渉について考慮されていないため、干渉によるデスケーリングムラを解消できない。
【０００８】
したがって本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる熱延鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、Ｓｉを含有する熱延鋼板であって、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板を得るべく鋭意検討を重ねた結果、以下のような事実を見出した。
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に形成された欠陥や合金化のムラと焼鈍以前の段階で鋼板に形成される酸化物のムラの対応を調査したところ、熱間圧延工程で形成される酸化物のムラが大きな影響を及ぼすことが判った。すなわち、まず、熱間圧延工程で鋼板内部に形成される酸化物の形成状態にムラがあると、その後の焼鈍時に鋼板表面に形成されるＳｉ酸化物のムラとなり、これがめっき後の付着量および合金化ムラの原因となることが判った。
【００１０】
熱間圧延時に形成される内部酸化物に着目して調査した結果、地鉄粒界における内部酸化物の形成深さが５μｍ以下であれば、めっき後のムラの発生が抑制される傾向があることが判った。これは、地鉄粒界に内部酸化物が形成された場合に、その後の酸洗工程で粒界が優先的に腐食されるため、酸化物の形成深さによるムラがさらに大きくなるためであると考えられる。さらに、鋼板幅方向において粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以下の場合には、めっき後のムラがほぼ解消されることが判った。
【００１１】
熱間圧延時の内部酸化は主に巻取り後にスケールから鋼板内部に酸素が供給されることにより形成される。したがって、巻取り温度を低下させることで内部酸化の形成を抑制し、めっき後のムラを抑制することができる。
しかし、巻取り温度を低下させても鋼板の幅方向において内部酸化のムラが解消されない場合があることが判った。そこで、内部酸化物と表面状態の関係に着目して調査した結果、スケールの剥離性が異なった領域の内部酸化物の形成状態を比較すると、スケールが剥離された領域では内部酸化が抑制され、スケールの剥離性が悪かった領域では内部酸化が促進される傾向があることが判った。これは、スケールの剥離性が悪かった領域では、巻取り前にもスケールから鋼板内部へ酸素が供給されるが、スケールが剥離された領域では酸素が供給されないためであると考えられる。この結果、内部酸化物の形成深さの差が２μｍ超となり、めっき後のムラが発生すると推測される。したがって、内部酸化物の形成ムラを抑制するためには、デスケーリングによるスケール剥離を均一にする必要があることが判った。
【００１２】
さらに、熱間圧延工程では内部酸化物をできるだけ形成させないことが望ましいが、焼鈍工程では内部酸化物の形成を促進することでめっき性の改善が見込まれる。そこで、鋼板の成分と内部酸化形成量との関係を調査した結果、鋼板に含有されるＳｉとＭｎの質量比が１未満であると同じ焼鈍条件でもＳｉの表面濃化は抑制され、一方、内部酸化は促進されることが判った。さらに、合金化温度も低下するため、合金化度の差が出にくいことも判った。
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、以下を要旨とするものである。
【００１３】
［1］Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【００１４】
［2］上記［1］の熱延鋼板において、成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［3］上記［1］または［2］の熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【００１５】
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［6］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」および「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の熱延鋼板によれば、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。これらのめっき鋼板は、特に自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
また、本発明の製造方法によれば、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の詳細を説明する。
まず、鋼板の成分組成について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、以上の成分組成において、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満であることが好ましい。
・Ｃ：０．０４〜０．２０質量％
Ｃはオーステナイト生成元素であり、焼鈍板組織を複合化し、強度と延性の向上に有効な元素である。Ｃ量が０．０４質量％未満では、焼鈍板の強度の確保が難しい。一方、Ｃを０．２０質量％を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が低下する。このためＣ量は０．０４〜０．２０質量％とする。また、以上の観点から、より好ましいＣ量は０．０５〜０．１４質量％であり、特に好ましいＣ量は０．０７〜０．１２質量％である。
【００１８】
・Ｓｉ：０．７〜２．３質量％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、焼鈍板のフェライトの固溶強化および加工硬化能の向上に有効な元素でもある。デスケーリングムラによる合金化ムラの問題はＳｉ量が０．７質量％以上で顕在化する。一方、Ｓｉ量が２．３質量％を超えると後述する製造方法においても、付着量ムラおよび合金化ムラが避けられない。このため、Ｓｉ量は０．７〜２．３質量％とする。
・Ｍｎ：０．８〜２．８質量％
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、焼鈍板の強度確保に有効な元素である。Ｍｎ量が０．８質量％未満では強度の確保が難しい。一方、Ｍｎを２．８質量％を超えて過剰に添加すると、熱間圧延段階でのフェライト変態とパーライト変態が遅延し、材質が低下する懸念がある。また近年、Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にもなる。このため、Ｍｎ量は０．８〜２．８質量％とする。また、上記の観点からより好ましいＭｎ量は１．２〜２．８質量％である。
【００１９】
・Ｐ：０．１質量％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１質量％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．１質量％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。このため、Ｐは０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＰ量は０．０２質量％以下である。
・Ｓ：０．０１質量％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ量は０．０１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＳ量は０．００５質量％以下である。
【００２０】
・Ａｌ：０．１質量％以下
Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加による表面性状や成形性の劣化を招き、コスト高にもなるため、Ａｌ量は０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＡｌ量は０．０５質量％以下である。
・Ｎ：０．００８質量％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８質量％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。このため、Ｎ量は０．００８質量％以下とする。
・ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］：１未満
鋼板が含有するＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であると、ＳｉとＭｎの複合酸化物の形成酸素ポテンシャルが低下するため、Ｓｉが複合酸化物として鋼板内に内部酸化を形成しやすくなる。その結果、焼鈍でのＳｉ表面濃化が抑制され、焼鈍での表面ムラが生成しにくくなる。このため、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満とすることが好ましい。
【００２１】
本発明の熱延鋼板は、上述した成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。
・Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｃｒは０．０５質量％以上、Ｖは０．００５質量％以上、Ｍｏは０．００５質量％以上、Ｎｉは０．０５％質量以上、Ｃｕは０．０５質量％以上で得られる。しかしながら、Ｃｒは１．０質量％、Ｖは０．５質量％、Ｍｏは０．５質量％、Ｎｉは１．０質量％、Ｃｕは１．０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒ量は０．０５〜１．０質量％、Ｖ量は０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ量は０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ量は０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ量は０．０５〜１．０質量％とする。
【００２２】
・Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。その効果は、Ｔｉは０．０１質量％以上、Ｎｂは０．０１質量％以上で得られる。また、Ｂは鋼の強化に有効な元素であり、その効果は、０．０００３質量％以上で得られる。しかしながら、Ｔｉは０．１質量％、Ｎｂは０．１質量％、Ｂは０．００５０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｔｉ量は０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ量は０．０１〜０．１質量％、Ｂ量は０．０００３〜０．００５０質量％とする。
【００２３】
・Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１質量％以上必要である。しかしながら、過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１〜０．００５質量％とする。
【００２４】
次に、鋼板の内部酸化物の形成条件について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在し、且つ鋼板幅方向における内部酸化物形成深さの差が２μｍ以内であることを条件とする。
【００２５】
・Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在すること
Ｓｉを含有するスラブを熱間圧延するために加熱すると、Ｓｉまたは／およびＭｎを含む内部酸化が生じる。この内部酸化物は、鋼板内部で酸素ポテンシャルが比較的高い、粒界および鋼板表面付近の粒内に形成される。内部酸化物が鋼板表層から５μｍを超えて形成されると、内部酸化物形成深さにムラが生じやすくなるため、焼鈍中の表面濃化ムラにつながる。内部酸化物のなかでも、特にＳｉを含む内部酸化物がそのような問題を生じやすい。また、粒内に酸化物が形成した場合には、その後の酸洗により内部酸化物が形成された結晶粒ごと除去されるが、粒界に形成した場合には粒界が優先的に腐食されるため、ムラの原因となる。そのため、粒界に存在する酸化物の存在範囲は地鉄表面から５μｍ以内とする。
【００２６】
・鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であること
粒界の内部酸化物の形成深さが鋼板の幅方向で異なると、焼鈍工程における表面濃化の形成状態が異なり、めっき後のムラが生じる。鋼板幅方向での内部酸化層の形成深さの差が２μｍを超えるとめっき後のムラが顕著になる。そのため、鋼板幅方向での内部酸化物の形成深さの差は２μｍ以内とする。
【００２７】
内部酸化物を確認するためには、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。内部酸化物は軽元素を含むため、ＳＥＭの反射電子像において鋼板より暗いコントラストで観察される部分として確認することができる。
本発明において、上述した粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差を求めるには、デスケーリングノズル間隔とは異なる間隔で鋼板幅方向の８箇所からサンプルを採取し（このような条件でサンプルを採取する理由は、鋼板幅方向で等間隔に配置されるデスケーリングノズルのノズル直下とノズル間ではデスケーリング性が異なるためである）、上述した断面観察により内部酸化物の形成深さを測定する。そして、その最大値を内部酸化物の最大形成深さとし、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化層の形成深さの差とする。
【００２８】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることにより製造することができる。
溶製された鋼は分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。スラブの加熱温度は特に限定しないが、１１００〜１３００℃程度が好ましい。熱間圧延工程では、粗圧延後、仕上げ圧延前に高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行ってコイルに巻き取る。
【００２９】
・粗圧延後、仕上げ圧延前における衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満での高圧水噴射によるデスケーリング
高圧水噴射によるデスケーリングでの高圧水の衝突圧が０．３ＭＰａ未満ではスケールが多量に残存するため、スケール性欠陥の原因となる。高圧水噴射によるデスケーリングの衝突圧はスケール剥離の観点から一般には大きい方が望ましい。特にＳｉを含有する鋼板では、スケールの剥離性が劣化するため高圧のデスケーリングが一般的である。しかし、衝突圧はノズルからの距離および隣り合うデスケーリングノズルからの高圧水の干渉により鋼板幅方向で差が生じるためスケール剥離に差が生じる。このスケール剥離ムラが内部酸化物の形成ムラにつながる。さらに、スケールの剥離ムラが生じた領域では、付着量および合金化度がムラにならない場合でも、表面性状が異なるため合金化後にスジ状の模様となる場合がある。これらの鋼板幅方向のムラが生じる傾向は衝突圧が１．８ＭＰａ以上で顕著になる。このため、衝突圧は０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満とする。
【００３０】
・熱延仕上げ温度：８５０℃以上
熱延仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）が８５０℃未満の場合、デスケーリング性が劣るためスケール剥離しにくくなり、スケール性の欠陥が生じる。そのため、熱延仕上げ温度は８５０℃以上とする。
・熱延巻取り温度：４５０〜６５０℃
熱延巻取り温度が６５０℃を超えると、内部酸化物が多量に生成し、内部酸化物の存在深さが５μｍを超える。一方、熱延巻取り温度が４５０℃未満では、内部酸化物がほとんど形成せず、一方において、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態相が多く形成され、鋼板の幅方向で不均一な硬度分布が生じて材質が劣化しやすい。このため、熱延巻き取り温度は４５０〜６５０℃とする。
なお、本発明の製造方法における熱間圧延工程の熱処理については、熱履歴条件さえ満足すれば、どのような設備で熱処理を施しても構わない。
【００３１】
以上のようにして得られた本発明の熱延鋼板は、通常、酸洗され、必要に応じて脱脂などの予備処理を施された後、必要に応じて冷間圧延を行い、焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理が施される。この焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理については、例えば、焼鈍前の前処理または焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルの低下などによりＳｉの表面濃化を抑制し、不めっきが生じない条件であれば、通常公知の工程でよい。加えて、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合は、合金化処理後に形状矯正のために調質圧延を実施してもよい。
【実施例】
【００３２】
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱し、粗圧延を行った後、高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行うことで２．３〜４．５ｍｍの各板厚まで熱間圧延し、巻取りを行った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、必要に応じて冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインにより焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施し、このめっき処理後、必要に応じて合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００３３】
上記熱延板から採取したサンプルについて、粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向における粒界の内部酸化物の形成深さの差を測定した。粒界の内部酸化物の最大形成深さの測定では、さきに述べたように鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取して、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、最大値を内部酸化物の最大形成深さとした。また、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差は、同じく鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取し、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化物の形成深さの差とした。
また、さきに述べたように、内部酸化物の確認・測定は、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで行った。この時、サンプルを適当な条件でエッチングし、エッチング前と同視野で観察することにより内部酸化物の形成領域と粒界との対応を確認することができる。
【００３４】
また、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、表面のスケール性欠陥およびスジ状模様の有無、鋼板幅方向のめっき付着量差および合金化度差を測定し、表面安定性の評価を行った。
めっき付着量および合金化度は、鋼板幅方向の１／４位置、２／４位置、３／４位置および鋼板両端部から１００ｍｍ位置の合計５箇所でめっき付着量および合金化度を測定し、最大値と最小値の差を求めた。
スケール性欠陥およびスジ状模様の有無は、溶融めっき後および合金化後に目視で確認した。
【００３５】
そして、以上の測定結果から、表面安定性を以下のような基準で総合評価した。
◎：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が２．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が１％未満の場合
○：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が２％未満の場合（但し、上記“◎”の場合を除く）
×：スケール性欠陥若しくはスジ状模様がある場合、またはめっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２以上若しくは合金化度差が２％以上の場合
以上の結果を表２〜表５に示す。これによれば、本発明例の熱延鋼板は、いずれも引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、しかも表面安定性にも優れている。一方、比較例では、めっき付着量差または合金化度差が大きく、表面安定性に劣っている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部材用途に好適な表面安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保護意識の高まりから、自動車のＣＯ２排出量削減に向けた燃費改善が強く求められている。これに伴い、車体材料を高強度化して薄肉化を図り、車体を軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板を高強度化すると、延性の低下が懸念される。このため高強度高延性鋼板の開発が望まれている。
鋼板の高強度化には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ等の固溶強化元素の添加が行われる。なかでもＳｉやＡｌは鋼の延性を損なわずに高強度化できる利点があり、Ｓｉ含有鋼板は高強度鋼板として有望である。しかし、Ｓｉを多量に含有する高強度鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、以下のような問題がある。
【０００３】
溶融亜鉛めっき鋼板の製造工程では、非酸化性雰囲気または還元雰囲気中において６００〜９００℃程度の温度で加熱焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっき処理を行う。しかし、鋼中のＳｉは易酸化性元素であるため、一般的に用いられる非酸化性雰囲気や還元雰囲気中でも選択酸化されて、表面に濃化し、酸化物を形成する。この酸化物はめっき処理時の溶融亜鉛との濡れ性を低下させて不めっきを生じさせるので、鋼中Ｓｉ濃度の増加とともに濡れ性が急激に低下し、不めっきが多発する。また、不めっきに至らなかった場合でも、付着量制御性が劣る或いは合金化が著しく遅延するという問題を生じる。特に、合金化の遅延は鋼板の長手方向および幅方向での合金化速度の差が出やすいため、均一な表面を得ることが困難となる。
【０００４】
さらに、Ｓｉ含有鋼は熱間圧延工程でデスケーリングによるスケール除去が困難であり、赤スケールと呼ばれるスケール欠陥が表面に生じる。また、赤スケールが形成しなかった場合でも、鋼板表面へ噴射される水の当たり方にムラが生じることにより、鋼板幅方向でスケールの剥離性が異なる領域が存在する。デスケーリング後に残存したスケールは熱間圧延後の酸洗で除去されるが、スケールの剥離性が異なる領域では表面性状に差があるため、その後の溶融亜鉛めっきの合金化工程においてムラが発生し、スジ状の模様が生じる欠陥となる。
【０００５】
これらの問題のうちＳｉの表面濃化については、特許文献１において、予め酸化性雰囲気中で鋼板を加熱して表面に酸化鉄を形成した後、還元焼鈍を行うことにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善する方法が提案されている。また、特許文献２には、還元焼鈍工程における酸素ポテンシャルを低下させることにより、Ｓｉの表面濃化を抑制する方法が提案されている。
一方、デスケーリングについては、特許文献３において、高圧水の噴射圧力を高圧化することでデスケーリングを強化する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第３９５６５５０号公報
【特許文献２】特開２０１０−２５５１００号公報
【特許文献３】特許第４０３５１１７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１，２の方法は、鋼帯長手方向および幅方向でのムラに関しては何ら考慮されていない。さらに、焼鈍前の冷延ままの段階で鋼板にムラがあった場合には対応できず、却ってムラを著しく増大させる恐れがある。また、特許文献３では、熱間圧延工程における表面ムラの対策について提案しているが、噴射水の干渉について考慮されていないため、干渉によるデスケーリングムラを解消できない。
【０００８】
したがって本発明の目的は、以上のような従来技術の課題を解決し、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる熱延鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、Ｓｉを含有する熱延鋼板であって、表面外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための熱延鋼板を得るべく鋭意検討を重ねた結果、以下のような事実を見出した。
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に形成された欠陥や合金化のムラと焼鈍以前の段階で鋼板に形成される酸化物のムラの対応を調査したところ、熱間圧延工程で形成される酸化物のムラが大きな影響を及ぼすことが判った。すなわち、まず、熱間圧延工程で鋼板内部に形成される酸化物の形成状態にムラがあると、その後の焼鈍時に鋼板表面に形成されるＳｉ酸化物のムラとなり、これがめっき後の付着量および合金化ムラの原因となることが判った。
【００１０】
熱間圧延時に形成される内部酸化物に着目して調査した結果、地鉄粒界における内部酸化物の形成深さが５μｍ以下であれば、めっき後のムラの発生が抑制される傾向があることが判った。これは、地鉄粒界に内部酸化物が形成された場合に、その後の酸洗工程で粒界が優先的に腐食されるため、酸化物の形成深さによるムラがさらに大きくなるためであると考えられる。さらに、鋼板幅方向において粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以下の場合には、めっき後のムラがほぼ解消されることが判った。
【００１１】
熱間圧延時の内部酸化は主に巻取り後にスケールから鋼板内部に酸素が供給されることにより形成される。したがって、巻取り温度を低下させることで内部酸化の形成を抑制し、めっき後のムラを抑制することができる。
しかし、巻取り温度を低下させても鋼板の幅方向において内部酸化のムラが解消されない場合があることが判った。そこで、内部酸化物と表面状態の関係に着目して調査した結果、スケールの剥離性が異なった領域の内部酸化物の形成状態を比較すると、スケールが剥離された領域では内部酸化が抑制され、スケールの剥離性が悪かった領域では内部酸化が促進される傾向があることが判った。これは、スケールの剥離性が悪かった領域では、巻取り前にもスケールから鋼板内部へ酸素が供給されるが、スケールが剥離された領域では酸素が供給されないためであると考えられる。この結果、内部酸化物の形成深さの差が２μｍ超となり、めっき後のムラが発生すると推測される。したがって、内部酸化物の形成ムラを抑制するためには、デスケーリングによるスケール剥離を均一にする必要があることが判った。
【００１２】
さらに、熱間圧延工程では内部酸化物をできるだけ形成させないことが望ましいが、焼鈍工程では内部酸化物の形成を促進することでめっき性の改善が見込まれる。そこで、鋼板の成分と内部酸化形成量との関係を調査した結果、鋼板に含有されるＳｉとＭｎの質量比が１未満であると同じ焼鈍条件でもＳｉの表面濃化は抑制され、一方、内部酸化は促進されることが判った。さらに、合金化温度も低下するため、合金化度の差が出にくいことも判った。
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、以下を要旨とするものである。
【００１３】
［1］Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【００１４】
［2］上記［1］の熱延鋼板において、成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［3］上記［1］または［2］の熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【００１５】
［5］上記［1］〜［4］のいずれかの熱延鋼板において、成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
［6］上記［1］〜［5］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」および「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の熱延鋼板によれば、高強度（５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、且つ表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。これらのめっき鋼板は、特に自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
また、本発明の製造方法によれば、そのような熱延鋼板を安定して製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の詳細を説明する。
まず、鋼板の成分組成について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。また、以上の成分組成において、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満であることが好ましい。
・Ｃ：０．０４〜０．２０質量％
Ｃはオーステナイト生成元素であり、焼鈍板組織を複合化し、強度と延性の向上に有効な元素である。Ｃ量が０．０４質量％未満では、焼鈍板の強度の確保が難しい。一方、Ｃを０．２０質量％を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が低下する。このためＣ量は０．０４〜０．２０質量％とする。また、以上の観点から、より好ましいＣ量は０．０５〜０．１４質量％であり、特に好ましいＣ量は０．０７〜０．１２質量％である。
【００１８】
・Ｓｉ：０．７〜２．３質量％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、焼鈍板のフェライトの固溶強化および加工硬化能の向上に有効な元素でもある。デスケーリングムラによる合金化ムラの問題はＳｉ量が０．７質量％以上で顕在化する。一方、Ｓｉ量が２．３質量％を超えると後述する製造方法においても、付着量ムラおよび合金化ムラが避けられない。このため、Ｓｉ量は０．７〜２．３質量％とする。
・Ｍｎ：０．８〜２．８質量％
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、焼鈍板の強度確保に有効な元素である。Ｍｎ量が０．８質量％未満では強度の確保が難しい。一方、Ｍｎを２．８質量％を超えて過剰に添加すると、熱間圧延段階でのフェライト変態とパーライト変態が遅延し、材質が低下する懸念がある。また近年、Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にもなる。このため、Ｍｎ量は０．８〜２．８質量％とする。また、上記の観点からより好ましいＭｎ量は１．２〜２．８質量％である。
【００１９】
・Ｐ：０．１質量％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１質量％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。また、０．１質量％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。このため、Ｐは０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＰ量は０．０２質量％以下である。
・Ｓ：０．０１質量％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ量は０．０１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＳ量は０．００５質量％以下である。
【００２０】
・Ａｌ：０．１質量％以下
Ａｌの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加による表面性状や成形性の劣化を招き、コスト高にもなるため、Ａｌ量は０．１質量％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＡｌ量は０．０５質量％以下である。
・Ｎ：０．００８質量％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８質量％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。このため、Ｎ量は０．００８質量％以下とする。
・ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］：１未満
鋼板が含有するＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であると、ＳｉとＭｎの複合酸化物の形成酸素ポテンシャルが低下するため、Ｓｉが複合酸化物として鋼板内に内部酸化を形成しやすくなる。その結果、焼鈍でのＳｉ表面濃化が抑制され、焼鈍での表面ムラが生成しにくくなる。このため、ＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］は１未満とすることが好ましい。
【００２１】
本発明の熱延鋼板は、上述した成分元素に加えて、以下の合金元素を必要に応じて添加することができる。
・Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。その効果は、Ｃｒは０．０５質量％以上、Ｖは０．００５質量％以上、Ｍｏは０．００５質量％以上、Ｎｉは０．０５％質量以上、Ｃｕは０．０５質量％以上で得られる。しかしながら、Ｃｒは１．０質量％、Ｖは０．５質量％、Ｍｏは０．５質量％、Ｎｉは１．０質量％、Ｃｕは１．０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｃｒ量は０．０５〜１．０質量％、Ｖ量は０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ量は０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ量は０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ量は０．０５〜１．０質量％とする。
【００２２】
・Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。その効果は、Ｔｉは０．０１質量％以上、Ｎｂは０．０１質量％以上で得られる。また、Ｂは鋼の強化に有効な元素であり、その効果は、０．０００３質量％以上で得られる。しかしながら、Ｔｉは０．１質量％、Ｎｂは０．１質量％、Ｂは０．００５０質量％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイト等の第二相の分率が過大となり、著しい強度上昇による延性の低下の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。このため、これらの元素を添加する場合には、Ｔｉ量は０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ量は０．０１〜０．１質量％、Ｂ量は０．０００３〜０．００５０質量％とする。
【００２３】
・Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１質量％以上必要である。しかしながら、過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１〜０．００５質量％とする。
【００２４】
次に、鋼板の内部酸化物の形成条件について説明する。本発明の熱延鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在し、且つ鋼板幅方向における内部酸化物形成深さの差が２μｍ以内であることを条件とする。
【００２５】
・Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の酸化物は地鉄表面から５μｍ以内に存在すること
Ｓｉを含有するスラブを熱間圧延するために加熱すると、Ｓｉまたは／およびＭｎを含む内部酸化が生じる。この内部酸化物は、鋼板内部で酸素ポテンシャルが比較的高い、粒界および鋼板表面付近の粒内に形成される。内部酸化物が鋼板表層から５μｍを超えて形成されると、内部酸化物形成深さにムラが生じやすくなるため、焼鈍中の表面濃化ムラにつながる。内部酸化物のなかでも、特にＳｉを含む内部酸化物がそのような問題を生じやすい。また、粒内に酸化物が形成した場合には、その後の酸洗により内部酸化物が形成された結晶粒ごと除去されるが、粒界に形成した場合には粒界が優先的に腐食されるため、ムラの原因となる。そのため、粒界に存在する酸化物の存在範囲は地鉄表面から５μｍ以内とする。
【００２６】
・鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であること
粒界の内部酸化物の形成深さが鋼板の幅方向で異なると、焼鈍工程における表面濃化の形成状態が異なり、めっき後のムラが生じる。鋼板幅方向での内部酸化層の形成深さの差が２μｍを超えるとめっき後のムラが顕著になる。そのため、鋼板幅方向での内部酸化物の形成深さの差は２μｍ以内とする。
【００２７】
内部酸化物を確認するためには、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。内部酸化物は軽元素を含むため、ＳＥＭの反射電子像において鋼板より暗いコントラストで観察される部分として確認することができる。
本発明において、上述した粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差を求めるには、デスケーリングノズル間隔とは異なる間隔で鋼板幅方向の８箇所からサンプルを採取し（このような条件でサンプルを採取する理由は、鋼板幅方向で等間隔に配置されるデスケーリングノズルのノズル直下とノズル間ではデスケーリング性が異なるためである）、上述した断面観察により内部酸化物の形成深さを測定する。そして、その最大値を内部酸化物の最大形成深さとし、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化層の形成深さの差とする。
【００２８】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることにより製造することができる。
溶製された鋼は分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。スラブの加熱温度は特に限定しないが、１１００〜１３００℃程度が好ましい。熱間圧延工程では、粗圧延後、仕上げ圧延前に高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行ってコイルに巻き取る。
【００２９】
・粗圧延後、仕上げ圧延前における衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満での高圧水噴射によるデスケーリング
高圧水噴射によるデスケーリングでの高圧水の衝突圧が０．３ＭＰａ未満ではスケールが多量に残存するため、スケール性欠陥の原因となる。高圧水噴射によるデスケーリングの衝突圧はスケール剥離の観点から一般には大きい方が望ましい。特にＳｉを含有する鋼板では、スケールの剥離性が劣化するため高圧のデスケーリングが一般的である。しかし、衝突圧はノズルからの距離および隣り合うデスケーリングノズルからの高圧水の干渉により鋼板幅方向で差が生じるためスケール剥離に差が生じる。このスケール剥離ムラが内部酸化物の形成ムラにつながる。さらに、スケールの剥離ムラが生じた領域では、付着量および合金化度がムラにならない場合でも、表面性状が異なるため合金化後にスジ状の模様となる場合がある。これらの鋼板幅方向のムラが生じる傾向は衝突圧が１．８ＭＰａ以上で顕著になる。このため、衝突圧は０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満とする。
【００３０】
・熱延仕上げ温度：８５０℃以上
熱延仕上げ温度（仕上げ圧延出側温度）が８５０℃未満の場合、デスケーリング性が劣るためスケール剥離しにくくなり、スケール性の欠陥が生じる。そのため、熱延仕上げ温度は８５０℃以上とする。
・熱延巻取り温度：４５０〜６５０℃
熱延巻取り温度が６５０℃を超えると、内部酸化物が多量に生成し、内部酸化物の存在深さが５μｍを超える。一方、熱延巻取り温度が４５０℃未満では、内部酸化物がほとんど形成せず、一方において、マルテンサイトやベイナイトといった低温変態相が多く形成され、鋼板の幅方向で不均一な硬度分布が生じて材質が劣化しやすい。このため、熱延巻き取り温度は４５０〜６５０℃とする。
なお、本発明の製造方法における熱間圧延工程の熱処理については、熱履歴条件さえ満足すれば、どのような設備で熱処理を施しても構わない。
【００３１】
以上のようにして得られた本発明の熱延鋼板は、通常、酸洗され、必要に応じて脱脂などの予備処理を施された後、必要に応じて冷間圧延を行い、焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理が施される。この焼鈍処理および溶融亜鉛めっき処理については、例えば、焼鈍前の前処理または焼鈍雰囲気の酸素ポテンシャルの低下などによりＳｉの表面濃化を抑制し、不めっきが生じない条件であれば、通常公知の工程でよい。加えて、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施す場合は、合金化処理後に形状矯正のために調質圧延を実施してもよい。
【実施例】
【００３２】
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱し、粗圧延を行った後、高圧水噴射によるデスケーリングを行い、引き続き仕上げ圧延を行うことで２．３〜４．５ｍｍの各板厚まで熱間圧延し、巻取りを行った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、必要に応じて冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインにより焼鈍および溶融亜鉛めっき処理を施し、このめっき処理後、必要に応じて合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
【００３３】
上記熱延板から採取したサンプルについて、粒界の内部酸化物の最大形成深さと、鋼板幅方向における粒界の内部酸化物の形成深さの差を測定した。粒界の内部酸化物の最大形成深さの測定では、さきに述べたように鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取して、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、最大値を内部酸化物の最大形成深さとした。また、鋼板幅方向での粒界の内部酸化物の形成深さの差は、同じく鋼板幅方向８箇所からサンプルを採取し、断面観察により内部酸化物の形成深さを測定し、形成深さの最大値と最小値の差を内部酸化物の形成深さの差とした。
また、さきに述べたように、内部酸化物の確認・測定は、鋼板の断面埋め込み研磨サンプルを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで行った。この時、サンプルを適当な条件でエッチングし、エッチング前と同視野で観察することにより内部酸化物の形成領域と粒界との対応を確認することができる。
【００３４】
また、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、表面のスケール性欠陥およびスジ状模様の有無、鋼板幅方向のめっき付着量差および合金化度差を測定し、表面安定性の評価を行った。
めっき付着量および合金化度は、鋼板幅方向の１／４位置、２／４位置、３／４位置および鋼板両端部から１００ｍｍ位置の合計５箇所でめっき付着量および合金化度を測定し、最大値と最小値の差を求めた。
スケール性欠陥およびスジ状模様の有無は、溶融めっき後および合金化後に目視で確認した。
【００３５】
そして、以上の測定結果から、表面安定性を以下のような基準で総合評価した。
◎：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が２．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が１％未満の場合
○：スケール性欠陥およびスジ状模様がなく、めっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２未満で且つ合金化度差が２％未満の場合（但し、上記“◎”の場合を除く）
×：スケール性欠陥若しくはスジ状模様がある場合、またはめっき付着量差が５．０ｇ／ｍ２以上若しくは合金化度差が２％以上の場合
以上の結果を表２〜表５に示す。これによれば、本発明例の熱延鋼板は、いずれも引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、しかも表面安定性にも優れている。一方、比較例では、めっき付着量差または合金化度差が大きく、表面安定性に劣っている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項２】
成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項３】
成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる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に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項４】
成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項５】
成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
【請求項１】
Ｃ：０．０４〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．７〜２．３質量％、Ｍｎ：０．８〜２．８質量％、Ｐ：０．１質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ａｌ：０．１質量％以下、Ｎ：０．００８質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの中から選ばれる１種以上の元素を含有する内部酸化物が地鉄の粒界および粒内に存在し、このうち地鉄の粒界の内部酸化物は、地鉄表面から５μｍ以内に存在し且つ鋼板幅方向における内部酸化物の形成深さの差が２μｍ以内であることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項２】
成分組成のＳｉとＭｎの質量比［Ｓｉ／Ｍｎ］が１未満であることを特徴とする、請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項３】
成分組成として、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．００５〜０．５質量％、Ｍｏ：０．００５〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜１．０質量％の中から選ばれる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に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項４】
成分組成として、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％の中から選ばれる１種以上含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項５】
成分組成として、さらに、Ｃａ：０．００１〜０．００５質量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５質量％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に衝突圧０．３ＭＰａ以上１．８ＭＰａ未満で高圧水噴射によるデスケーリングを行い、仕上げ温度８５０℃以上で圧延終了した後、４５０〜６５０℃で巻き取ることを特徴とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２０１３−１０８１０７（Ｐ２０１３−１０８１０７Ａ）
【公開日】平成２５年６月６日（２０１３．６．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２５１９６０（Ｐ２０１１−２５１９６０）
【出願日】平成２３年１１月１７日（２０１１．１１．１７）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年６月６日（２０１３．６．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１１月１７日（２０１１．１１．１７）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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