JP4534362B2 - 化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス加工により製造される自動車の足回り部品やホイールディスクなどの使途に供して好適な、引張強度が 590〜980 MPa レベルで、延性、伸びフランジ性などの成形性および表面性状に優れ、さらには化成処理性および耐食性にも優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板は、一般に、連続鋳造した鋳片をそのまま、あるいはその後1200℃以上の温度に加熱してから、粗圧延および仕上圧延の２段階の熱間圧延によって製造される。
特に引張強度が 590〜980 MPa レベルの高張力鋼板は、強度確保のため、Siを 0.5〜2.5 mass％程度含有する鋼を用いる。この場合、熱間圧延中にSiの酸化スケールが鋼表面を覆うため、これが製品にSiスケール疵を残す原因となる。
このため、通常、粗圧延および仕上圧延の圧延前には高圧水を用いたデスケーリングが行なわれるが、このデスケーリングが不十分でスケールの取れ残りがあると、圧延時にスケールが噛み込まれてスケール疵となる。このスケール疵は、外観を損ねるだけでなく、たとえ酸洗でスケールを完全に除去したとしても表面に凹凸が残るため、疲労特性など表面の切り欠き状欠陥に影響を受ける特性値は低下する。
【０００３】
また、自動車の足回り部品やホイールディスクは、耐食性の観点から化成処理が施されるが、表面に凹凸が残存していると化成処理皮膜の生成が均一でなくなるため、化成処理後に外観不良が生じたり、化成処理後の耐食性が低下する。
このようなスケール残りや表面の凹凸は、特にSiを多量に添加した高張力鋼板の製造時に顕著に現れる。
【０００４】
そこで、このようなスケール残りに起因した障害を軽減するため、例えば特公昭60−1085号公報には、Siを0.10〜4.00mass％含有する鋼スラブを熱間圧延するに際し、鋳片温度が1000℃以上の時に、吐出圧：８〜25 MPaの高圧水ジェットによるデスケーリングを累積時間にして0.04秒以上施す技術が開示されている。
また、特開平４−238620号公報には、難剥離性スケール鋼種を熱間圧延するに際し、仕上圧延前に、単位散布面積当たりの衝突圧が 0.2 MPa以上、0.4 MPa 以下で、かつ流量が 0.1リットル／(min・mm2)以上、0.2 リットル／(min・mm2)以下の高水圧スプレーを鋼板表面に噴射する技術が開示されている。
さらに、特開平７−70649 号には、仕上ミル入側での温度をSi量に応じて制御し、単位面積当たりの衝突圧が 5.0〜30.0 kgf/mm2（49〜294 MPa)の高水圧でデスケーリングを行う技術が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特公昭60−1085号公報に開示の技術では、1000℃以上という高温の仕上圧延入側温度（ＦＥＴ）を確保する必要があるため、加熱炉から高温で鋼片を抽出しなければならず、原単位が悪化したり、スケールロスが増加するという問題があった。加えて、圧下率やデスケーリングの時間に種々の制約が加わるため、圧延作業が煩雑になるという問題もあった。
また、上記特開平４−238620号公報に開示の技術では、大部分のスケールは剥離されるものの、高Si鋼で形成される地金に食い込むようなスケールは除去されずに残る場合があり、スケール疵を完全には回避することは難しいという問題があった。
さらに、上記特開平７−70649 号公報に開示の技術では、仕上圧延の入側温度（ＦＥＴ）をSi量に応じて制御する必要があるため、圧延作業が煩雑になるだけでなく、この方法によって添加可能となるSi量の上限は1.0 mass％程度であり、Siをより多く含有する高Si含有鋼には適用できないという問題があった。
【０００６】
また、これらの従来技術によって、0.5 mass％以上のSiを含有する鋼板を製造した場合、鋼板表面の平均粗さがせいぜい２μm 程度のものしか得られず、満足いくほどの疲労特性や化成処理性を得ることかできないという問題もあった。
さらに、仕上圧延の入側で高圧水によるデスケーリングを施す方法は、水の散布角度や水温の管理が難しく、季節要因による変動が大きいことや、鋼板の幅中央とエッジ付近では高圧水による冷却速度が異なるため、材料特性のバラツキが生じることも問題となっていた。
【０００７】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、Siを 0.5mass％以上含有する鋼板であっても、スケール疵の発生を効果的に防止すると共に、鋼板の表面粗さを低減し、ひいては優れた化成処理および耐食性が得られる熱延高張力鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼板の結晶粒を微細化すれば、特にデスケーリングを施さなくても、スケール残りやスケール疵の発生が効果的に抑制され、その結果、表面性状ひいては化成処理および耐食性が著しく改善されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が 3.0μm 以下で、かつ表面粗さが算術平均粗さRaで 1.5μm 以下であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼組織が、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選んだ２種類以上の複合組織であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。
【００１１】
３．Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1150℃以下に加熱し、粗圧延後、1050℃以下で仕上圧延を開始し、仕上圧延第１スタンドでの圧延速度を 400 m/min以上、圧下率を80％以上とし、仕上圧延の最終圧下を表面粗さ(Ra)が３μm 以下の圧延ロールで行い、（Ａr3＋150 ℃）〜（Ａr3＋50℃) で仕上圧延を終了し、ついで20℃/s以上の冷却速度で600 ℃以下まで冷却後、 600〜350 ℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.01〜0.20mass％
Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じて必要量を含有させる。しかしながら、含有量が0.01mass％に満たないと結晶粒が粗大化し、本発明で目標とする平均結晶粒径： 3.0μm 以下を達成できなくなり、一方0.20mass％を超えると加工性が低下するだけでなく、溶接性も低下するので、Ｃは0.01〜0.20mass％の範囲に限定した。より好ましくは0.05〜0.15mass％の範囲である。
【００１３】
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
但し、このＣは、後述するTiとの関連において、次式の関係
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足しないと、スラブ加熱時におけるオーステナイト粒径が微細とならず、その後の粗圧延、仕上圧延による結晶粒の微細化が促進されないため、最終的に3.0 μm 以下の結晶粒径を得ることができず、化成処理性および耐食性の向上が期待できない。従って、Ｃは、Tiとの関連で、上掲式を満足する範囲で含有させることが重要である。なお、式中のＣ、Tiはmass％表示した値である。
【００１４】
Si：0.5 〜2.5 mass％
Siは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善しつつ、強度の上昇に有効に寄与する。この効果は、Si量が 0.5mass％以上で発現するが、過剰な添加は、その効果が飽和するだけでなく、むしろ延性や表面性状を劣化を招くので、Siは 0.5〜2.5 mass％の範囲に限定した。好ましくは 1.0〜2.0 mass％の範囲である。
【００１５】
Mn：1.0 〜3.0 mass％
Mnは、Ａr3変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化および残留オーステナイト化を進展させる作用を通じて、強度−延性バランスおよび強度−疲労強度バランスを高める効果がある。さらに、Mnは有害な固溶ＳをMnＳとして無害化する作用も有する。これらの効果は1.0 mass％以上の添加で発現するが、多量の添加は鋼を硬質化し、かえって強度−延性バランスを劣化させる。従って、Mn量は 1.0〜3.0 mass％好ましくは1.0〜2.0 mass％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応じて添加するが、過剰に添加すると粒界に偏析して脆化の原因となり、また溶接性を低下させる。従って、Ｐは0.05mass％以下で含有させるものとした。好ましくは 0.001〜0.03mass％である。
【００１７】
Al：0.01〜0.10mass％
Alは、脱酸等の目的で添加する。この目的のためには0.01mass％以上の添加が必要であるが、0.10mass％を超えて添加してもコストアップになるばかりか、表面欠陥の原因ともなるので、Alは0.01〜0.10mass％好ましくは0.02〜0.07mass％の範囲で添加することが好ましい。
【００１８】
Ｓ：0.005 mass％以下
Ｓは、鋼中のMnと反応してＡ系介在物（JIS G 0555に記載のように加工によって粘性変形したもの（硫化物など））を生成し、伸びフランジ性や疲労強度を低下させる有害な元素である。従って、Ｓは 0.005 mass ％以下、より好ましくは0.002 mass％以下に制限した。
【００１９】
Ti：0.05〜0.35mass％
Tiは、TiＣとして存在して、スラブ加熱段階でのオーステナイト粒を微細化するのに有効に作用する。このような作用を発揮させるためには、少なくとも0.05mass％の含有が必要であるが、0.35mass％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。従って、Tiは0.05〜0.35mass％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.25mass％である。
【００２０】
以上、鋼板の成分組成範囲について説明したが、本発明では、鋼の平均結晶粒径および表面粗さを所定の範囲に制限することが重要である。
(1) 平均結晶粒径≦3.0 μm
化成処理時にはリン酸塩溶液への浸漬時に表面が電解により活性化するが、その際、粒界は選択的にエッチングされ、粒界が化成処理皮膜の基となって化成処理性が向上する。そのためには、結晶粒界が多いほどすなわち結晶粒径が小さいほど有利である。また、微細粒とすることにより、強度−延性バランス、強度−穴拡げバランスも良好となる。従って、本発明では、鋼板の全厚にわたる平均結晶粒径を 3.0μm 以下に制限したのである。
【００２１】
(2) 表面粗さ(Ra)≦ 1.5μm 以下
表面粗さを算術平均粗さRaで 1.5μm 以下とするのは、表面粗さが 1.5μm より大きくなると、耐食性や化成処理性が低下するためである。なお、表面粗さを 0.5μm 未満としても格段に化成処理性や耐食性が向上せず、また0.5 μm 未満に管理することは実機において困難な場合があるため表面粗さ(Ra)は 0.5μm 以上とすることが好ましい。
ここに、かような鋼板表面粗さは、結晶粒径と仕上圧延機のロール粗度により調整される。よって、鋼板表面粗度を本発明の範囲内に調整するためには、仕上圧延機のロール粗度を３μm 以下に管理することが必要である。
なお、この熱延板の表面粗さについては、従来特に考慮が払われてなく、一般的な表面粗さは２〜５μm 程度であった。
【００２２】
図１に、鋼板の平均結晶粒径と表面粗さが化成処理性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、平均結晶粒径が 3.0μm 以下で、かつ表面粗さ(Ra)が 1.5μm 以下の場合に良好な化成処理性が得られている。
【００２３】
上記したように、結晶粒を微細化することにより化成処理性が向上し、ひいては耐食性が向上するメカニズムについて、その詳細は不明であるが、次のとおりと考えられる。
一般に、結晶粒界には析出物や介在物などが集積し易いため、錆などの起点となり易い。しかしながら、結晶粒の微細化により結晶粒界が増加すると、粒界面積当たりの不純物濃度が低下するため、相対的に錆の発生が抑制されることが、理由の１つとして考えられる。
また、かような結晶粒の微細化によって、脱スケール性が大幅に改善される。その理由は、明確に解明されたわけではないが、次のように考えている。
脱スケールは通常、塩酸溶液に浸漬し行われる。その際、結晶粒界はエッチングされ易いため、結晶粒が微細化され結晶粒界面積が増加することにより、表面スケールの剥離を容易にするものと考えられる。
【００２４】
さらに、本発明では、鋼組織は、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選んだ２種類以上の複合組織とすることが好ましい。
というのは、かような複合組織は、伸び−穴拡げバランスに優れ、また疲労特性にも優れており、熱延高張力鋼板として必要な材料特性をバランスよく備えた組織だからである。
【００２５】
次に、本発明の製造条件について説明する。
(1) 熱延前における鋼スラブの加熱温度：1150℃以下
熱延前の加熱温度は、粗圧延、仕上圧延後の結晶粒径に大きな影響を与えるため重要である。本発明では、加熱時にTiＣを定量析出させ、微細なTiＣにより結晶粒の成長を抑制することが必要である。
図２に、加熱温度およびTi, Ｃ量（mass％）と、得られる熱延板の粒径との関係について調べた結果を示す。なお、Ti, Ｃ量（mass％）については log（Ti×Ｃ）で示すものとする。ここに、同図の実験に供した鋼の組成は、Si：1.4 mass％, Mn：1.8 mass％, Ｐ：0.02mass％, Ｓ：0.001 mass％およびAl：0.05mass％を基本組成として含有し、ＣとTiをそれぞれＣ：0.01〜0.2 mass％, Ti：0.05〜0.35mass％の範囲で種々に変化させた鋼であり、かかる組成になる鋼スラブ（厚さ：260 mm）を、スラブ加熱温度：1000〜1300℃、圧延終了温度：900 ℃、仕上板厚：3.0mm 、巻取り温度：450 ℃の条件で製造したものである。
同図に示したとおり、平均結晶粒径を 3.0μm 以下とするにはTiとＣ量との関係において、加熱温度を1150℃以下とする必要があることが分かる。
なお、得られる鋼スラブが、上記したような再加熱材ではなく、連続鋳造後直ちに熱間粗圧延に供されるいわゆる直送圧延材である場合には、かようなスラブ加熱は必ずしも行う必要はなく、そのまま熱間粗圧延に供しても良い。
【００２６】
(2) 仕上圧延開始温度：1050℃以下
粗圧延後、仕上圧延前には、通常、吐出圧：約５〜20 MPa程度のデスケーリングが行われる。本発明では特に仕上圧延前のデスケーリングを高圧水で行なう必要はなく、上記のような通常の条件たとえば吐出圧：５〜20 MPa程度のデスケーリングでよい。
ここに、仕上圧延における圧延開始温度を1050℃以下としたのは、次の理由による。
仕上圧延開始温度が1050℃よりも高いと、圧延により導入された歪が回復し、粒が成長粗大化して、最終的に 3.0μm 以下の結晶粒を得ることが困難となり、また厚いスケールが生成し、それが圧延時に鋼板の内部へ入り込み、かみ込みスケールとなって表面性状を劣化させる。
【００２７】
(3) 仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度≧400 m/min 、圧下率≧80％
仕上圧延時における圧延速度および圧下率は、フェライト粒径を 3.0μm 以下にする上で重要である。特に仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度が 400 m/minを下回る遅い圧延速度となると、仕上圧延でのスタンド間（通常７スタンド）での滞留時間が長くなるため圧延による導入された結晶粒への歪みが回復し、また粒成長が促進されるため、圧延中に結晶粒が粗大化し、微細なγ粒を得ることができなくなる。
また、この第１スタンドにおける圧下率が80％より小さいと、粒への歪みが小さく、オーステナイト粒を微細にすることができない。
【００２８】
図３に、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度および圧下率と熱延板の結晶粒径との関係について調べた結果を示す。
ここに、同図の実験に供した鋼の組成は、Ｃ：0.09mass％，Si：1.4 mass％，Mn：1.8 mass％，Ｐ：0.02mass％，Ｓ：0.001 mass％，Al：0.05mass％およびTi：0.18mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼であり、かかる組成の鋼スラブ（厚さ：260 mm）を、スラブ加熱温度：1050℃、圧延終了温度：900 ℃、仕上板厚：3.0 mm、巻取り温度：450 ℃の条件で製造したものである。
なお、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度は 100〜800 m/min 、圧下率は70, 80, 90％とした。
同図より明らかなように、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度を 400 m/min以上、圧下率を80％以上とすることによって、平均結晶粒径を 3.0μm 以下とすることができた。
【００２９】
(4) 仕上圧延終了温度：（Ａr3＋150 ℃）〜（Ａr3＋50℃)
仕上圧延終了温度が（Ａr3＋50℃) 未満では、表層部のフェライト粒が粗大となり、一方（Ａr3＋150 ℃）を超えると、鋼板全体の組織が粗大化して、伸びや穴拡げ性などの加工性が低下するためである。
なお、仕上圧延の最終圧下は、前述したように鋼板の表面粗さ(Ra)を 1.5μm以下とするため、表面粗さ(Ra)が３μm 以下の圧延ロールで行う必要がある。
【００３０】
(5) 仕上圧延終了後、巻取りまでの冷却速度：20℃/s以上
仕上圧延終了後の冷却速度は20℃/s以上とする必要である。というのは、圧延終了後の冷却速度が20℃/sより遅い場合には、圧延終了時に微細化しているオーステナイト組織が冷却中に粗大化し、変態後得られる製品板の組織が粗大化して、本発明で所望する 3.0μm 以下の組織が得られなくなるからである。
【００３１】
(6) 巻取り温度：600 〜350 ℃
巻取り温度を 600〜350 ℃としたのは、巻取り温度が 600℃を超えると粗大なセメンタイトが生成して、強度−延性バランスが低下し、一方 350℃未満ではコイル全体での温度制御が困難となり、均一な材料特性を得ることができなくなるからである。
上記の巻取り後、通常の酸洗を施して製品とする。
【００３２】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す種々の条件で処理し、板厚：3.0 mmの熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板を酸洗後、平均結晶粒径、表面粗さおよび金属組織を調査した。また、これら熱延鋼板の機械的特性を調査した。さらに、化成処理性および耐食性についても調査した。
これらの結果を表３に示す。
【００３３】
なお、熱延鋼板の結晶粒径は、板厚断面を（２％硝酸＋エチルアルコール）溶液でエッチング後、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction) で隣接する結晶粒界が15°以上である大傾角粒界を全板厚にわたり測定して、平均結晶粒界を求めた。
表面粗さは、JIS B 0601の規定に準拠し、カットオフ値や測定範囲は基準値を用いて測定し、算術平均粗さ(Ra)を求めた。
【００３４】
また、化成処理性は、70×150 mmの試験片を切り出し、リン酸塩処理を行って評価した。すなわち、リン酸塩液中に浸漬後の外観、結晶サイズ、Ｐ比を測定した。
ここに、外観とは、化成処理皮膜が均一に形成されているかどうかの評価で、均一な場合を◎、不均一な場合を×で表した。
また、結晶サイズとは、化成処理後の表面を1000倍で電子顕微鏡観察して、化成処理被膜の平均結晶粒径を測定したもので、このサイズが10μm 以下であれば化成処理性が良好といえる。
さらに、Ｐ比とは、Ｘ線回折により測定した、Phosphophyllite(＝Zn2Fe(PO4)2 ・4H2O）の（１００）面からのピーク強度（Ｐ）と Hopeite（＝Zn3Fe(PO4)2・4H2O）の（０２０）面からのピーク強度（Ｈ）を、次式｛Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）｝に代入して求めた値で、この値が0.85以上であれば化成処理性に優れているといえる。
そして、本発明では、上記した外観、結晶サイズおよびＰ比の全てが良好な場合に、化成処理性に優れると評価した。
【００３５】
さらに、耐食性は、70×150 mmの試験片を切り出し、 0.5％NaCl水溶液に８時間浸漬後、大気中に16時間放置する合計24時間の処理を１サイクルとして、30サイクル後の腐食による最大侵食深さを測定することによって、評価した。最大侵食深さが 0.1mm以下であれば、耐食性に優れるといえる。
また、穴拡げ率：λ（％）は、日本鉄鋼連盟規格(JFS T1001）に従い、次式のようにして求めた。
λ＝｛（Ｄh −Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝× 100 (％)
ここで、Ｄ0 ：初期穴径（10mm）
Ｄh ：試験により破断した後の穴径（mm）
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
No.2〜６はいずれも、成分組成は本発明の範囲を満足しているが、製造条件が本発明範囲を逸脱した結果、結晶粒径や表面粗さが本発明の適正範囲から外れ、その結果、化成処理性や耐食性が大幅に劣化している。
また No.16〜21はいずれも、成分組成が本発明の適正範囲を外れているため、製造方法は適正でも結晶粒径が微細化せず、表面粗さ、化成処理性および耐食性に劣っている。
これに対し、本発明に従い得られた発明例（No.1および７〜15）はいずれも、TS×El≧18000 (MPa・％）、TS×λ≧65000 (MPa・％）という優れた特性を有するだけでなく、化成処理性および耐食性にも優れていた。
【００４０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、Siを 0.5mass％以上含有する高張力鋼においても、従来のように粗圧延や仕上圧延の前に高圧水を用いてデスケーリングを施す必要なしに、スケール残りやスケール疵の発生を効果的に防止して、鋼板の表面性状を著しく改善することができ、ひいては化成処理性および耐食性を格段に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼板の平均結晶粒径と表面粗さが化成処理性に及ぼす影響を示した図である。
【図２】 加熱温度およびTi, Ｃ量が、熱延板の結晶粒径に及ぼす影響を、加熱温度と log（Ti×Ｃ）との関係で示した図である。
【図３】 仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度および圧下率が、熱延板の結晶粒径に及ぼす影響を示した図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、プレス加工により製造される自動車の足回り部品やホイールディスクなどの使途に供して好適な、引張強度が 590〜980 MPa レベルで、延性、伸びフランジ性などの成形性および表面性状に優れ、さらには化成処理性および耐食性にも優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板は、一般に、連続鋳造した鋳片をそのまま、あるいはその後1200℃以上の温度に加熱してから、粗圧延および仕上圧延の２段階の熱間圧延によって製造される。
特に引張強度が 590〜980 MPa レベルの高張力鋼板は、強度確保のため、Siを 0.5〜2.5 mass％程度含有する鋼を用いる。この場合、熱間圧延中にSiの酸化スケールが鋼表面を覆うため、これが製品にSiスケール疵を残す原因となる。
このため、通常、粗圧延および仕上圧延の圧延前には高圧水を用いたデスケーリングが行なわれるが、このデスケーリングが不十分でスケールの取れ残りがあると、圧延時にスケールが噛み込まれてスケール疵となる。このスケール疵は、外観を損ねるだけでなく、たとえ酸洗でスケールを完全に除去したとしても表面に凹凸が残るため、疲労特性など表面の切り欠き状欠陥に影響を受ける特性値は低下する。
【０００３】
また、自動車の足回り部品やホイールディスクは、耐食性の観点から化成処理が施されるが、表面に凹凸が残存していると化成処理皮膜の生成が均一でなくなるため、化成処理後に外観不良が生じたり、化成処理後の耐食性が低下する。
このようなスケール残りや表面の凹凸は、特にSiを多量に添加した高張力鋼板の製造時に顕著に現れる。
【０００４】
そこで、このようなスケール残りに起因した障害を軽減するため、例えば特公昭60−1085号公報には、Siを0.10〜4.00mass％含有する鋼スラブを熱間圧延するに際し、鋳片温度が1000℃以上の時に、吐出圧：８〜25 MPaの高圧水ジェットによるデスケーリングを累積時間にして0.04秒以上施す技術が開示されている。
また、特開平４−238620号公報には、難剥離性スケール鋼種を熱間圧延するに際し、仕上圧延前に、単位散布面積当たりの衝突圧が 0.2 MPa以上、0.4 MPa 以下で、かつ流量が 0.1リットル／(min・mm2)以上、0.2 リットル／(min・mm2)以下の高水圧スプレーを鋼板表面に噴射する技術が開示されている。
さらに、特開平７−70649 号には、仕上ミル入側での温度をSi量に応じて制御し、単位面積当たりの衝突圧が 5.0〜30.0 kgf/mm2（49〜294 MPa)の高水圧でデスケーリングを行う技術が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特公昭60−1085号公報に開示の技術では、1000℃以上という高温の仕上圧延入側温度（ＦＥＴ）を確保する必要があるため、加熱炉から高温で鋼片を抽出しなければならず、原単位が悪化したり、スケールロスが増加するという問題があった。加えて、圧下率やデスケーリングの時間に種々の制約が加わるため、圧延作業が煩雑になるという問題もあった。
また、上記特開平４−238620号公報に開示の技術では、大部分のスケールは剥離されるものの、高Si鋼で形成される地金に食い込むようなスケールは除去されずに残る場合があり、スケール疵を完全には回避することは難しいという問題があった。
さらに、上記特開平７−70649 号公報に開示の技術では、仕上圧延の入側温度（ＦＥＴ）をSi量に応じて制御する必要があるため、圧延作業が煩雑になるだけでなく、この方法によって添加可能となるSi量の上限は1.0 mass％程度であり、Siをより多く含有する高Si含有鋼には適用できないという問題があった。
【０００６】
また、これらの従来技術によって、0.5 mass％以上のSiを含有する鋼板を製造した場合、鋼板表面の平均粗さがせいぜい２μm 程度のものしか得られず、満足いくほどの疲労特性や化成処理性を得ることかできないという問題もあった。
さらに、仕上圧延の入側で高圧水によるデスケーリングを施す方法は、水の散布角度や水温の管理が難しく、季節要因による変動が大きいことや、鋼板の幅中央とエッジ付近では高圧水による冷却速度が異なるため、材料特性のバラツキが生じることも問題となっていた。
【０００７】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、Siを 0.5mass％以上含有する鋼板であっても、スケール疵の発生を効果的に防止すると共に、鋼板の表面粗さを低減し、ひいては優れた化成処理および耐食性が得られる熱延高張力鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼板の結晶粒を微細化すれば、特にデスケーリングを施さなくても、スケール残りやスケール疵の発生が効果的に抑制され、その結果、表面性状ひいては化成処理および耐食性が著しく改善されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が 3.0μm 以下で、かつ表面粗さが算術平均粗さRaで 1.5μm 以下であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼組織が、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選んだ２種類以上の複合組織であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。
【００１１】
３．Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1150℃以下に加熱し、粗圧延後、1050℃以下で仕上圧延を開始し、仕上圧延第１スタンドでの圧延速度を 400 m/min以上、圧下率を80％以上とし、仕上圧延の最終圧下を表面粗さ(Ra)が３μm 以下の圧延ロールで行い、（Ａr3＋150 ℃）〜（Ａr3＋50℃) で仕上圧延を終了し、ついで20℃/s以上の冷却速度で600 ℃以下まで冷却後、 600〜350 ℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.01〜0.20mass％
Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じて必要量を含有させる。しかしながら、含有量が0.01mass％に満たないと結晶粒が粗大化し、本発明で目標とする平均結晶粒径： 3.0μm 以下を達成できなくなり、一方0.20mass％を超えると加工性が低下するだけでなく、溶接性も低下するので、Ｃは0.01〜0.20mass％の範囲に限定した。より好ましくは0.05〜0.15mass％の範囲である。
【００１３】
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
但し、このＣは、後述するTiとの関連において、次式の関係
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足しないと、スラブ加熱時におけるオーステナイト粒径が微細とならず、その後の粗圧延、仕上圧延による結晶粒の微細化が促進されないため、最終的に3.0 μm 以下の結晶粒径を得ることができず、化成処理性および耐食性の向上が期待できない。従って、Ｃは、Tiとの関連で、上掲式を満足する範囲で含有させることが重要である。なお、式中のＣ、Tiはmass％表示した値である。
【００１４】
Si：0.5 〜2.5 mass％
Siは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善しつつ、強度の上昇に有効に寄与する。この効果は、Si量が 0.5mass％以上で発現するが、過剰な添加は、その効果が飽和するだけでなく、むしろ延性や表面性状を劣化を招くので、Siは 0.5〜2.5 mass％の範囲に限定した。好ましくは 1.0〜2.0 mass％の範囲である。
【００１５】
Mn：1.0 〜3.0 mass％
Mnは、Ａr3変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化および残留オーステナイト化を進展させる作用を通じて、強度−延性バランスおよび強度−疲労強度バランスを高める効果がある。さらに、Mnは有害な固溶ＳをMnＳとして無害化する作用も有する。これらの効果は1.0 mass％以上の添加で発現するが、多量の添加は鋼を硬質化し、かえって強度−延性バランスを劣化させる。従って、Mn量は 1.0〜3.0 mass％好ましくは1.0〜2.0 mass％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応じて添加するが、過剰に添加すると粒界に偏析して脆化の原因となり、また溶接性を低下させる。従って、Ｐは0.05mass％以下で含有させるものとした。好ましくは 0.001〜0.03mass％である。
【００１７】
Al：0.01〜0.10mass％
Alは、脱酸等の目的で添加する。この目的のためには0.01mass％以上の添加が必要であるが、0.10mass％を超えて添加してもコストアップになるばかりか、表面欠陥の原因ともなるので、Alは0.01〜0.10mass％好ましくは0.02〜0.07mass％の範囲で添加することが好ましい。
【００１８】
Ｓ：0.005 mass％以下
Ｓは、鋼中のMnと反応してＡ系介在物（JIS G 0555に記載のように加工によって粘性変形したもの（硫化物など））を生成し、伸びフランジ性や疲労強度を低下させる有害な元素である。従って、Ｓは 0.005 mass ％以下、より好ましくは0.002 mass％以下に制限した。
【００１９】
Ti：0.05〜0.35mass％
Tiは、TiＣとして存在して、スラブ加熱段階でのオーステナイト粒を微細化するのに有効に作用する。このような作用を発揮させるためには、少なくとも0.05mass％の含有が必要であるが、0.35mass％を超えると、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。従って、Tiは0.05〜0.35mass％の範囲に限定した。より好ましくは0.10〜0.25mass％である。
【００２０】
以上、鋼板の成分組成範囲について説明したが、本発明では、鋼の平均結晶粒径および表面粗さを所定の範囲に制限することが重要である。
(1) 平均結晶粒径≦3.0 μm
化成処理時にはリン酸塩溶液への浸漬時に表面が電解により活性化するが、その際、粒界は選択的にエッチングされ、粒界が化成処理皮膜の基となって化成処理性が向上する。そのためには、結晶粒界が多いほどすなわち結晶粒径が小さいほど有利である。また、微細粒とすることにより、強度−延性バランス、強度−穴拡げバランスも良好となる。従って、本発明では、鋼板の全厚にわたる平均結晶粒径を 3.0μm 以下に制限したのである。
【００２１】
(2) 表面粗さ(Ra)≦ 1.5μm 以下
表面粗さを算術平均粗さRaで 1.5μm 以下とするのは、表面粗さが 1.5μm より大きくなると、耐食性や化成処理性が低下するためである。なお、表面粗さを 0.5μm 未満としても格段に化成処理性や耐食性が向上せず、また0.5 μm 未満に管理することは実機において困難な場合があるため表面粗さ(Ra)は 0.5μm 以上とすることが好ましい。
ここに、かような鋼板表面粗さは、結晶粒径と仕上圧延機のロール粗度により調整される。よって、鋼板表面粗度を本発明の範囲内に調整するためには、仕上圧延機のロール粗度を３μm 以下に管理することが必要である。
なお、この熱延板の表面粗さについては、従来特に考慮が払われてなく、一般的な表面粗さは２〜５μm 程度であった。
【００２２】
図１に、鋼板の平均結晶粒径と表面粗さが化成処理性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、平均結晶粒径が 3.0μm 以下で、かつ表面粗さ(Ra)が 1.5μm 以下の場合に良好な化成処理性が得られている。
【００２３】
上記したように、結晶粒を微細化することにより化成処理性が向上し、ひいては耐食性が向上するメカニズムについて、その詳細は不明であるが、次のとおりと考えられる。
一般に、結晶粒界には析出物や介在物などが集積し易いため、錆などの起点となり易い。しかしながら、結晶粒の微細化により結晶粒界が増加すると、粒界面積当たりの不純物濃度が低下するため、相対的に錆の発生が抑制されることが、理由の１つとして考えられる。
また、かような結晶粒の微細化によって、脱スケール性が大幅に改善される。その理由は、明確に解明されたわけではないが、次のように考えている。
脱スケールは通常、塩酸溶液に浸漬し行われる。その際、結晶粒界はエッチングされ易いため、結晶粒が微細化され結晶粒界面積が増加することにより、表面スケールの剥離を容易にするものと考えられる。
【００２４】
さらに、本発明では、鋼組織は、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選んだ２種類以上の複合組織とすることが好ましい。
というのは、かような複合組織は、伸び−穴拡げバランスに優れ、また疲労特性にも優れており、熱延高張力鋼板として必要な材料特性をバランスよく備えた組織だからである。
【００２５】
次に、本発明の製造条件について説明する。
(1) 熱延前における鋼スラブの加熱温度：1150℃以下
熱延前の加熱温度は、粗圧延、仕上圧延後の結晶粒径に大きな影響を与えるため重要である。本発明では、加熱時にTiＣを定量析出させ、微細なTiＣにより結晶粒の成長を抑制することが必要である。
図２に、加熱温度およびTi, Ｃ量（mass％）と、得られる熱延板の粒径との関係について調べた結果を示す。なお、Ti, Ｃ量（mass％）については log（Ti×Ｃ）で示すものとする。ここに、同図の実験に供した鋼の組成は、Si：1.4 mass％, Mn：1.8 mass％, Ｐ：0.02mass％, Ｓ：0.001 mass％およびAl：0.05mass％を基本組成として含有し、ＣとTiをそれぞれＣ：0.01〜0.2 mass％, Ti：0.05〜0.35mass％の範囲で種々に変化させた鋼であり、かかる組成になる鋼スラブ（厚さ：260 mm）を、スラブ加熱温度：1000〜1300℃、圧延終了温度：900 ℃、仕上板厚：3.0mm 、巻取り温度：450 ℃の条件で製造したものである。
同図に示したとおり、平均結晶粒径を 3.0μm 以下とするにはTiとＣ量との関係において、加熱温度を1150℃以下とする必要があることが分かる。
なお、得られる鋼スラブが、上記したような再加熱材ではなく、連続鋳造後直ちに熱間粗圧延に供されるいわゆる直送圧延材である場合には、かようなスラブ加熱は必ずしも行う必要はなく、そのまま熱間粗圧延に供しても良い。
【００２６】
(2) 仕上圧延開始温度：1050℃以下
粗圧延後、仕上圧延前には、通常、吐出圧：約５〜20 MPa程度のデスケーリングが行われる。本発明では特に仕上圧延前のデスケーリングを高圧水で行なう必要はなく、上記のような通常の条件たとえば吐出圧：５〜20 MPa程度のデスケーリングでよい。
ここに、仕上圧延における圧延開始温度を1050℃以下としたのは、次の理由による。
仕上圧延開始温度が1050℃よりも高いと、圧延により導入された歪が回復し、粒が成長粗大化して、最終的に 3.0μm 以下の結晶粒を得ることが困難となり、また厚いスケールが生成し、それが圧延時に鋼板の内部へ入り込み、かみ込みスケールとなって表面性状を劣化させる。
【００２７】
(3) 仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度≧400 m/min 、圧下率≧80％
仕上圧延時における圧延速度および圧下率は、フェライト粒径を 3.0μm 以下にする上で重要である。特に仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度が 400 m/minを下回る遅い圧延速度となると、仕上圧延でのスタンド間（通常７スタンド）での滞留時間が長くなるため圧延による導入された結晶粒への歪みが回復し、また粒成長が促進されるため、圧延中に結晶粒が粗大化し、微細なγ粒を得ることができなくなる。
また、この第１スタンドにおける圧下率が80％より小さいと、粒への歪みが小さく、オーステナイト粒を微細にすることができない。
【００２８】
図３に、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度および圧下率と熱延板の結晶粒径との関係について調べた結果を示す。
ここに、同図の実験に供した鋼の組成は、Ｃ：0.09mass％，Si：1.4 mass％，Mn：1.8 mass％，Ｐ：0.02mass％，Ｓ：0.001 mass％，Al：0.05mass％およびTi：0.18mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼であり、かかる組成の鋼スラブ（厚さ：260 mm）を、スラブ加熱温度：1050℃、圧延終了温度：900 ℃、仕上板厚：3.0 mm、巻取り温度：450 ℃の条件で製造したものである。
なお、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度は 100〜800 m/min 、圧下率は70, 80, 90％とした。
同図より明らかなように、仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度を 400 m/min以上、圧下率を80％以上とすることによって、平均結晶粒径を 3.0μm 以下とすることができた。
【００２９】
(4) 仕上圧延終了温度：（Ａr3＋150 ℃）〜（Ａr3＋50℃)
仕上圧延終了温度が（Ａr3＋50℃) 未満では、表層部のフェライト粒が粗大となり、一方（Ａr3＋150 ℃）を超えると、鋼板全体の組織が粗大化して、伸びや穴拡げ性などの加工性が低下するためである。
なお、仕上圧延の最終圧下は、前述したように鋼板の表面粗さ(Ra)を 1.5μm以下とするため、表面粗さ(Ra)が３μm 以下の圧延ロールで行う必要がある。
【００３０】
(5) 仕上圧延終了後、巻取りまでの冷却速度：20℃/s以上
仕上圧延終了後の冷却速度は20℃/s以上とする必要である。というのは、圧延終了後の冷却速度が20℃/sより遅い場合には、圧延終了時に微細化しているオーステナイト組織が冷却中に粗大化し、変態後得られる製品板の組織が粗大化して、本発明で所望する 3.0μm 以下の組織が得られなくなるからである。
【００３１】
(6) 巻取り温度：600 〜350 ℃
巻取り温度を 600〜350 ℃としたのは、巻取り温度が 600℃を超えると粗大なセメンタイトが生成して、強度−延性バランスが低下し、一方 350℃未満ではコイル全体での温度制御が困難となり、均一な材料特性を得ることができなくなるからである。
上記の巻取り後、通常の酸洗を施して製品とする。
【００３２】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す種々の条件で処理し、板厚：3.0 mmの熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板を酸洗後、平均結晶粒径、表面粗さおよび金属組織を調査した。また、これら熱延鋼板の機械的特性を調査した。さらに、化成処理性および耐食性についても調査した。
これらの結果を表３に示す。
【００３３】
なお、熱延鋼板の結晶粒径は、板厚断面を（２％硝酸＋エチルアルコール）溶液でエッチング後、ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction) で隣接する結晶粒界が15°以上である大傾角粒界を全板厚にわたり測定して、平均結晶粒界を求めた。
表面粗さは、JIS B 0601の規定に準拠し、カットオフ値や測定範囲は基準値を用いて測定し、算術平均粗さ(Ra)を求めた。
【００３４】
また、化成処理性は、70×150 mmの試験片を切り出し、リン酸塩処理を行って評価した。すなわち、リン酸塩液中に浸漬後の外観、結晶サイズ、Ｐ比を測定した。
ここに、外観とは、化成処理皮膜が均一に形成されているかどうかの評価で、均一な場合を◎、不均一な場合を×で表した。
また、結晶サイズとは、化成処理後の表面を1000倍で電子顕微鏡観察して、化成処理被膜の平均結晶粒径を測定したもので、このサイズが10μm 以下であれば化成処理性が良好といえる。
さらに、Ｐ比とは、Ｘ線回折により測定した、Phosphophyllite(＝Zn2Fe(PO4)2 ・4H2O）の（１００）面からのピーク強度（Ｐ）と Hopeite（＝Zn3Fe(PO4)2・4H2O）の（０２０）面からのピーク強度（Ｈ）を、次式｛Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）｝に代入して求めた値で、この値が0.85以上であれば化成処理性に優れているといえる。
そして、本発明では、上記した外観、結晶サイズおよびＰ比の全てが良好な場合に、化成処理性に優れると評価した。
【００３５】
さらに、耐食性は、70×150 mmの試験片を切り出し、 0.5％NaCl水溶液に８時間浸漬後、大気中に16時間放置する合計24時間の処理を１サイクルとして、30サイクル後の腐食による最大侵食深さを測定することによって、評価した。最大侵食深さが 0.1mm以下であれば、耐食性に優れるといえる。
また、穴拡げ率：λ（％）は、日本鉄鋼連盟規格(JFS T1001）に従い、次式のようにして求めた。
λ＝｛（Ｄh −Ｄ0 ）／Ｄ0 ｝× 100 (％)
ここで、Ｄ0 ：初期穴径（10mm）
Ｄh ：試験により破断した後の穴径（mm）
【００３６】
【表１】
【表２】
【表３】
No.2〜６はいずれも、成分組成は本発明の範囲を満足しているが、製造条件が本発明範囲を逸脱した結果、結晶粒径や表面粗さが本発明の適正範囲から外れ、その結果、化成処理性や耐食性が大幅に劣化している。
また No.16〜21はいずれも、成分組成が本発明の適正範囲を外れているため、製造方法は適正でも結晶粒径が微細化せず、表面粗さ、化成処理性および耐食性に劣っている。
これに対し、本発明に従い得られた発明例（No.1および７〜15）はいずれも、TS×El≧18000 (MPa・％）、TS×λ≧65000 (MPa・％）という優れた特性を有するだけでなく、化成処理性および耐食性にも優れていた。
【００４０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、Siを 0.5mass％以上含有する高張力鋼においても、従来のように粗圧延や仕上圧延の前に高圧水を用いてデスケーリングを施す必要なしに、スケール残りやスケール疵の発生を効果的に防止して、鋼板の表面性状を著しく改善することができ、ひいては化成処理性および耐食性を格段に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 鋼板の平均結晶粒径と表面粗さが化成処理性に及ぼす影響を示した図である。
【図２】 加熱温度およびTi, Ｃ量が、熱延板の結晶粒径に及ぼす影響を、加熱温度と log（Ti×Ｃ）との関係で示した図である。
【図３】 仕上圧延第１スタンドにおける圧延速度および圧下率が、熱延板の結晶粒径に及ぼす影響を示した図である。
Claims (3)
- Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が 3.0μm 以下で、かつ表面粗さが算術平均粗さRaで 1.5μm 以下であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。 - 請求項１において、鋼組織が、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選んだ２種類以上の複合組織であることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板。
- Ｃ：0.01〜0.20mass％、
Si：0.5 〜2.5 mass％、
Mn：1.0 〜3.0 mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Al：0.01〜0.1 mass％、
Ｓ：0.005 mass％以下および
Ti：0.05〜0.35mass％
を、Ti（mass％）とＣ（mass％）とが次式
−1.4 ≧ log（Ti×Ｃ）≧−1.8
を満足する範囲において含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1150℃以下に加熱し、粗圧延後、1050℃以下で仕上圧延を開始し、仕上圧延第１スタンドでの圧延速度を 400 m/min以上、圧下率を80％以上とし、仕上圧延の最終圧下を表面粗さ(Ra)が３μm 以下の圧延ロールで行い、（Ａr3＋150 ℃）〜（Ａr3＋50℃) で仕上圧延を終了し、ついで20℃/s以上の冷却速度で600 ℃以下まで冷却後、 600〜350 ℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板の製造方法。
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