(57)【要約】【課題】    垂直曲げ型の連続鋳造機にて中炭素鋼（０．０６％〜０．３０％Ｃ）のスラブを鋳造する際、スラブの両コーナー部から８０ｍｍ位置にかけてスラブ表面に生じる割れ起因する、熱延板の表面疵を防止する。【解決手段】  質量％でＣ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０. １０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０%、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、かつＴｉ＞４８／１４Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブとする。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０. １０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０%、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、かつＴｉ＞４８／１４Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
【請求項２】
鋼組成がさらに質量％でＮｂ：０．００１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３％の一種又は二種以上を含有し、かつＴｉ＞４８／３２Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
【請求項３】
請求項１または２の組成を持つ鋼を連続鋳造した後、熱延仕上入側混度をＡｒ３点以上、巻取り温度５００〜６５０℃を満足し、熱延鋼板の表面疵の発生がないことを特長とする表面性状および加工性に優れた薄鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％でＣ：０．０６〜
０．３０％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０. １０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、酸可溶性Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、かつＴｉ＞４８／１４Ｎで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
【請求項５】
鋼組成が、さらに質量％でＮｂ：０．００１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３％の一種又は二種以上を含有し、かつＴｉ＞４８／３２Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、製品板厚が０．３〜８．０ｍｍの自動車用部品、一般加工用等に用いられる、表面性状および加工性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に熱延鋼板を製造する場合、素材となる厚さ２００〜２５０ｍｍのスラブを加熱炉にて高温(１２００〜１３００℃)に加熱し、表面に生成したスケールをスケールブーレーカーでテースケーリングした後、粗圧延にて２５〜４５ｍｍ厚まで薄くする。さらに、高圧水で、デスケーリングした後、仕上圧延機にて１．６〜８. ０ｍｍ厚まで圧下して圧延を終えた後、ホットランテープル上にて冷却し、コイラーにて巻取っている。
【０００３】
熱延コイルの表面に生成したスケールは、０．５〜３．０％程度の軽冷延(スキンパス)あるいはレベラーによりスケール層にクラックを導入した後、酸洗ラインにてスケールを除去し部材に加工される。また、熱延鋼帯を冷延により所望の板厚に加工する場合や、さらに焼鈍後部材に加工し使用される場合もある。
【０００４】
ところが垂直曲げ型の連続鋳造機にて中炭素鋼（０．０６％〜０．３０％Ｃ）のスラブを鋳造する際、スラブの両コーナー部から８０ｍｍ位置にかけてスラブ表面に割れが発生する場合がある。
【０００５】
スラブに生じる割れが浅い場合は、熱延時の粗圧延にてデスケールされ問題とならない。しかし、比較的深い割れが発生したスラブは、粗圧延後にも割れに沿ったスケールが残存したまま熱延工程にて圧延され、数十倍以上に伸ばされることになる。その後、酸洗ラインを通板すると、表面疵(線状疵)となり表面性状や加工性が劣化する。表面疵は熱延板の両エッジ部から１００ｍｍの位置に発生しやすく、その不良部を幅落しすれば歩留低下の原因にもなる。
また、冷延工程においても熱延で発生した表面疵は、さらに伸ばされ表面性状や加工性が問題となることがある。
【０００６】
スラブ割れは、６００℃〜９００℃の脆化域でγ(オーステナイト)粒界に沿って生成するフィルム状の初析α(フェライト)相と粒界析出物が原因と言われている(非特許文献１)。
その対策として、例えば、表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法として特許文献1に提案されている手段は、熱延加工中あるいはその後の冷却時にγ相中にＶＮを析出させ、このＶＮをα相の析出核として作用させα結晶粒を微細化し靭性を向上させるものである。また、変態後のα中にもＶ
炭化物を析出させることで冷却時に強水冷を行わずに母材強度を高めることができる。さらには、ＴｉＮを鋼中に微細に分散させることにより、ＶＮが均一に析出し、連鋳鋳片表面での粒界割れを抑制することができる製造方法を提案している。しかし、ＶＮやＴｉＮを形成させるために０．００５％以上のＮ添加を必要としている。
【０００７】
特許文献２では、スラブ、薄鋼板およびそれらの製造方法として、Ｂ添加鋼の高速鋳込みを行う連続鋳造方法が提案されている。これは鋼中の成分をＢ：０．００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｔｉ：０．０７０％以下に規定している。特許文献２連続鋳造後のスラブ表面割れの原因は回溶Ｂよりもスラブ表面のγ粒界に過剰に析出したＢの析出物（ＢＮ）が主な原因であり、ＢＮの析出量を抑制させるため鋳造条件を成分に応じて制御しＢとＮを固溶状態で鋳込むことを提案している。またＴｉについては、炭化物の構成により強度を上昇させる目的で添加するとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０００−２５６７９５号公報
【特許文献２】特開２００２−２０８３６号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】鉄と鋼， 65(1979)，P56
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明者らは中炭素鋼において、スラブに発生した割れが熱延板の表面疵になることをそれぞれの発生位置の関係から突き止め、問題解決に関して実験室検討を行い、以下の結論を得た。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
高温引張試験により高温脆化挙動を調査した結果、Ｔｉ―Ｂの複合添加により高温脆化挙動を抑制できることがわかった。高温脆化の抑制は、Ｔｉ添加により鋼中のＮをＴｉＮとして析出させ、さらにＴｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの炭化物や硫化物などによりγ粒が微細化されるとともに、γ粒やα粒の粒界に固溶するＢによって粒界が強化されるためと考えている。実験室検討では、Ｔｉ単独やＴｉ―Ｎｂ複合添加についても高温脆化挙動を調査したが、このようにＢを添加しない場合には完全に抑制できないことが明らかになった。
その結果、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有する鋼組成として連続鋳造することにより、スラブ表面に割れのない良好なスラブが得られることが確認された。
【００１２】
さらに加工性について調査した結果、Cの低減と析出強化元素である余剰Ｔｉや析出物形成元素であるＮｂ、ＭｏおよびＶを添加し、これらの複合添加によりαの微細化が図れ加工性が向上することも確認した。
問題解決に関して実験室検討を行い以下の結論を得た。中炭素鋼のスラブ割れに対して、Ｔｉ―Ｂを複合添加することにより高温脆化が抑制でき、表面疵のない加工性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を提供する。
【００１３】
上記課題を解決するために、本発明は以下の構成とする。
（１）質量％でＣ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０. １０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０%、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、かっＴｉ＞４８／１４Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
（２）鋼組成がさらに質量％でＮｂ：０．００１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３％の一種又は二種以上を含有し、かつＴｉ＞４８／３２Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
（３）（１）または（２）の組成を持つ鋼を連続鋳造した後、熱延仕上入側混度をＡｒ３点以上、巻取り温度５００〜６５０℃を満足し、熱延鋼板の表面疵の発生がないことを特長とする表面性状および加工性に優れた薄鋼板の製造方法。
（４）質量％でＣ：０．０６〜
０．３０％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０. １０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、酸可溶性Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、かつＴｉ＞４８／１４Ｎで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
（５）鋼組成が、さらに質量％でＮｂ：０．００１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３％の一種又は二種以上を含有し、かつＴｉ＞４８／３２Ｎで残部がＦｅおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、中炭素鋼にＴｉ―Ｂを複合添加することによりスラブの表面割れを防止し、割れのない、スラブを用いて所望の仕上圧延温度、巻取り温度にて作り込むことにより、表面疵のない加工性に優れた薄鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】Ｎｏ．１とＮｏ．６のＲＡ（断面収縮率）と試験温度の関係で、高温引張試験によるスラブの高温脆化挙動を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明における基材鋼の化学成分の効果、含有量限定の理由および熱延条件、冷延−焼鈍条件について、これらを個別に説明すると以下の通りである。
Ｃ：０．０６〜０．３０質量％
Ｃは材料強度を確保するために有効な元素であり０．０６％未満になると十分な強度が得られない。０．３０％を超えて添加すると母材の靭性、溶接性を劣化させるため０．３０％以下とすることが重要である。
【００１７】
Ｓｉ：０．０４質量％以下
Ｓｉは一般に脱酸と材料強化のために添加される。Ｓｉ量の増加に伴って強度は上昇するが、伸びが劣化する。また、熱延板の表面に赤スケールが発生し易くなるため０．０４％以下とする。好ましくは、０．０１％以下に規制する。
【００１８】
Ｍｎ：２．０質量％以下
Ｍｎは強度の改善に添加される元素である。Ｍｎによる強度改善効果はＭｎ含有量が多いほど大きい。しかし、Ｍｎ含有量が２．０％を超えても、添加量に伴い強度は増大するものの加工性を劣化させる。
【００１９】
Ｐ：０．０３質量％以下
Ｐは高強度化に有効な合金元素であり、Pの増加にともなって強度が上昇する。しかし、０．０３％を超えて添加すると、粒界脆化や偏析が起こりやすくなり加工性が劣化する。
【００２０】
Ｓ：０．０３質量％以下
Ｓは多量に含有すると冷間または熱間加工性を害するので、可能な限り少ないことが好ましいが、通常不可避的に含有される０．０３％以下であれば本発明上何ら問題はない。
【００２１】
Ａｌ：０．００５〜０．１０質量％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、十分な脱酸効果を得るためには酸可溶Ａｌとして０．００５％以上の添加が必要である。Ａｌ脱酸の効果は０．１０％で飽和しそれを超えて添加しでも却って鋼材のコストの上昇を招く。
【００２２】
Ｔｉ：０．１０質量％以下かつＴｉ＞４８／１４Ｎ
ＴｉはＮ 、ＣおよびＳと結合して窒化物や炭化物、硫化物等の析出物又は複合析出物を形成する。Ｔｉは強力な窒化物形成元素であり、鋼中のN をＴｉＮとして固定するため、粒界を強化する有効Ｂ量を確保する上で重更である。固溶Ｎを生じさせずＮを全てＴｉＮとして固定するため、ＴｉはＴｉ＞４８／１４Ｎの関係を保つように添加する必要がある。
またマトリクスに分散析出した析出物は、析出強化により鋼帯を高強度化する。さらに、これらの析出物により金属組織が微細化され加工性が向上する。０．１０％を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
【００２３】
Ｎｂ：０．００１〜０．１０質量％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０質量％、Ｖ：０．０１〜０．３質量％
Ｎｂ、Ｍｏ、ＶはＴｉと類似してＮやＣなどの析出物を生成し、強度を上昇させる。また結晶粒を微細化させ加工性を向上させる。そのため添加量はＮｂ：０．００１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．３％とする。上限を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
【００２４】
Ｂ：０．０００５〜０．０１０質量％
Ｂはγ粒界やα粒界を強化し割れを抑止するために添加する。とくに連続鋳造時の脆化温度域においてスラブ表面に発生する割れを防止する。さらに熱延板や冷延板の加工性を向上させる。Ｂの添加量が０．０００５％未満では添加効果がなく０．０１０％を超えると効果が飽和し経済的に不利となる。
【００２５】
Ｎ：０．００６質量％以下
Ｎは鋼板の加工性の劣化させるため低いほど望ましい。国溶Bによる粒界を強化するためにはＢＮを析出させないことが重要である。またＴｉやＮｂと結合し窒化物を形成するが、Ｎ量が多くなるとＴｉやＮｂのＣ、Ｓなどの微細な析出物が減少しαの細粒化をさまたげる。好ましくは０．００２％以下に規制する。
【００２６】
熱延仕上出側温度：Ａｒ３点〜＋３０℃
熱延仕上出側温度はＡｒ３点〜＋３０℃とする。仕上出側温度が高くなると結晶粒径が粗大化し加工性が劣化する。一方、仕上出側温度がＡｒ３点以下では、２相(γ+α)域圧延となり表層部のフェライト粒が粗大化し加工性が劣化するとともに表面肌荒れの原因となる。
【００２７】
巻取り温度：５００〜６５０℃
巻取り温度が低くなると機械的特性が劣化する。とくに伸びの低下により加工性が悪くなることから下限を５００℃以上とした。上限は、フェライト粒や炭化物の成長により引張特性や加工性を劣化させることから６５０℃以下とする。好ましくは５２０℃〜５９０℃に規制する。
【００２８】
冷延焼鈍条件：冷延率３０〜７０％、焼鈍温度：７５０〜８５０℃ 、焼鈍時間：５０秒〜３００秒
熱延鋼板を酸洗後、冷延率３０〜７０％にて冷間圧延を行い、厚さ０．３〜２．０ｍｍの冷延鋼板とする。その後、連続焼鈍ラインにて焼鈍温度：７５０〜８５０℃
、焼鈍時間：５０秒〜３００秒にて通板する。焼鈍温度が低い場合や焼鈍時聞が短い場合、炭化物の溶け込みが不十分となり延性を劣化させる。
【実施例】
【００２９】
表1に示す成分の鋼を真空溶解炉にて溶製し、鍛造にて板厚３０ｍｍの鍛造材を作製した。鍛造材から高温引張試験片を作製し高温脆化挙動を調査した。
高温引張試験は、試験片を１３００℃に３０秒加熱した後、１０５０℃に１２０秒で冷却したのち、さらに各試験温度まで６６０秒かけ除冷した後、引張ひずみ速度０．００１／秒で試験した。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
熱間圧延にて板厚５．０ｍｍｔの熱延板を作製した。熱延は鍛造材から切出した試験片を１２５０℃の加熱炉に９０分間挿入した後、熱延機にて圧延を行った。その時の仕上圧延機入側温度は約８８５℃
、巻取り温度は５２０℃〜６２０℃とした。得られた熱延板のエッジ部から、圧延方向と平行にJ１S５号引張試験片を採取した。また、穴拡げ試験片の寸法は、１５０長×１５０幅／ｍｍとし、引張試験と穴拡げ試験を実施した。
【００３２】
さらに、厚さ３．０ｍｍの熱延板を冷延にて１．６ｍｍ（冷延率：４７％）、にした後、焼鈍温度７５０〜８００℃
、焼鈍時間：８５ｓにて焼鈍した。得られた冷延抜のエッジ部から、圧延方向と平行にＪＩＳ５号引張試験片を採取した。ＪＩＳ３号曲げ試験片は、圧延方向と直角に採取し、引張試験と曲げ試験を実施した。
・表2に高温引張試験結果:と熱延鋼板の表面肌判定結果を示す。
【００３３】
【表２】
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【００３４】
鋼種Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６のＴｉ―Ｂを添加しているものや析出物形成元素を含むものについては、ＲＡ（断面収縮率)がほぼ１００％を示し脆化領域はなかった。したがって、熱延延鋼板や冷延鋼板のエッジに表面疵は認められなかった。
一方、Ｎｏ．７のＴｉ―Ｂを添加しないものについては、ＲＡが著しく低下した。また、Ｔｉ単独添加のものやＴｉ―Ｎｂを添加したものは、ＲＡの改善が認められたがエッジ部に表面疵が発生する場合もあった。
さらに、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１のＣ添加量が０．１５％と高いものについては、ＲＡが著しく低下しエッジ部に表面疵が発生した。
表３に熱延条件と機械的特性を示す。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
鋼種Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６については良好な加工性を示した。Ｎｏ．７〜Ｎｏ．９についてもやや良好な加工性を示しているが、表面疵やスケールの噛み込みが原因と思われる割れが発生した。さらに、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１１のＣ添加量が０．１５％と高いものについては加工性が著しく低下した。
・表4には冷延鋼板の引張特性と曲げ試験結果を示す。
【００３７】
【表４】
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【００３８】
鋼種Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５のＴｉ―Ｂを添加しているものについては、良好な曲げ性を示した。Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０については、表面疵やスケールの噛み込みが原因と思われる、割れが発生し曲げ性が劣化した。
【図１】
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