(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｂ添加鋼であって、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、凝固時にＢＮを析出させず、ＢおよびＮが固溶状態で含有される連続鋳造スラブ。
【請求項２】
前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１記載の連続鋳造スラブ。
【請求項３】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０６０％、およびＶ：０．００２〜０．０５０％の一種または二種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の連続鋳造スラブ。
【請求項４】
質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する溶鋼からのスラブの連続鋳造方法であって、連続鋳造速度（Ｖｃ）を下記（１）式にしたがって調整することを特徴とするスラブの連続鋳造方法。
1.2＜Ｖｃ≦-3×108[B×(N-14/48Ti)]2
-11500B×(N-14/48Ti)+2.03・・・(1)
ただし、Ｖｃ:m/min.B、N：質量％、Tiを含まないときはTi＝０
【請求項５】
前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項４記載のスラブの連続鋳造方法。
【請求項６】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０６０％、およびＶ：０．００２〜０．０５０％の一種または二種を含むことを特徴とする請求項４または５記載のスラブの連続鋳造方法。
【請求項７】
請求項４ないし６のいずれかに記載の連続鋳造方法で得られたスラブを直接、保持後または加熱後、熱間圧延を行うに際し、下記条件で熱間圧延を行うことを特徴とする表面性状と成形性に優れる薄鋼板の製造方法。
スラブ加熱温度≦１２５０℃、
仕上げ温度≧Ａｒ３点温度、そして
巻き取り温度≧５００℃
【請求項８】
前記熱間圧延において、該熱間圧延を粗熱間圧延と仕上げ熱間圧延とに分けて行い、該粗熱間圧延後の粗熱間圧延材を加熱または保熱してから仕上げ熱間圧延を行うことを特徴とする請求項７記載の薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
Ｂ添加鋼であって、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、ＢおよびＮが固溶状態で存在する連続鋳造スラブから製造され、熱間圧延段階で析出したＢＮを含有することを特徴とする薄鋼板。
【請求項１０】
前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする請求項９記載の薄鋼板。
【請求項１１】
前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０６０％、およびＶ：０．００２〜０．０５０％の一種または二種を含むことを特徴とする請求項９または１０記載の薄鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、スラブ、薄鋼板、それらの製造方法に関する。より詳述すれば、本発明は、耐時効性に優れかつプレス成形性に優れたボロン添加薄鋼板とその製造方法およびそのためのスラブとその連続鋳造方法に関し、特に、スラブおよび薄鋼板の表面欠陥を抑制し、自動車や家電用途に適した良好な表面性状を有する薄鋼板を製造できるスラブとその連続鋳造方法ならびに薄鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ボロンは鋼中に含有されると変態点温度を低下させるため、例えば熱延鋼板においては仕上げ圧延温度を低下でき、薄物の製品製造が容易になる。また、自動車部品などにプレス成形して用いる加工用鋼板においては、ボロン添加により窒素時効が抑制されたり、極低炭鋼においては粒界結合力を上げて二次加工脆性が抑制されるなど、ボロン添加鋼の加工性は優れたものとなることが、広く知られている。
【０００３】
一方、ボロンを添加すると連続鋳造時にスラブ表面に微細な割れが生じ、そのまま熱間圧延を行うと表面疵を生じ、製品表面欠陥により外観を損なうことがある。
【０００４】
従来にあっても、このスラブの表面割れを防止するための手段がいくつか提案されている。
例えば、特開昭56-20119号公報の開示する方法は、表層のＢ量を低下して割れを抑制する方法である。
【０００５】
特開昭56-80354号公報には、Ｂ量を逆に30ppm 以上とすること、およびそれ以下の時には窒素との関係で特定領域に制御すること、さらにはΔＴ( 断面収縮率が60％となる温度域の広さ) を５０℃以下にすることにより割れを抑制する方法が開示されている。
【０００６】
ところで、最近の連続鋳造技術の進歩によりスラブ厚が250mm 以上と厚肉化され、さらに、冷却技術が進歩し鋳込み速度も、例えば1.2m/min以上と高速化している。このため、実際には鋳込み速度が速い領域で表面疵が発生することが多く、上述のような従来技術ではかならずしも抑制しきれていない。
【０００７】
特開昭57-60050号公報の開示する発明ではＴｉを過剰に添加することで、窒素による弊害を取り除こうとするものであるが、表面疵を抑制するためには過剰量のＴｉの添加が必須となりその分コスト高にならざるを得ない。また、Tiの過剰添加は製品の延性を劣化させる危険がある。
【０００８】
さらに特開平6-297088号公報では鋳込み速度に応じてボロン、窒素、酸素を制御する方法が開示されているが、連続鋳造機前において鋼中成分を制御することは実際的には不可能に近く、実用的ではない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
最近の連続鋳造技術の進歩により、スラブ厚が２５０ｍｍ以上となりさらには鋳込み速度が例えば1.2m/min  以上、特定的には1.4m/min以上と全体に高速化しているため、従来技術では抑制しきれない速度領域での表面疵発生抑制方法が求められている。
【００１０】
ここに本発明の一般的な課題は、上述のような従来技術の問題点を解消し得る技術を開発することである。
より特定的には、本発明の課題は、ボロン添加鋼の高速鋳込を行う際に、スラブの表面割れの見られない連続鋳造方法を提供することである。
【００１１】
さらに本発明の課題は耐時効性およびプレス成形性に優れた薄鋼板の製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者は、ボロン添加鋼による連続鋳造後のスラブ表面割れの原因について詳細に調査を実施したところ、次のような知見を得た。
【００１３】
(1) 割れ原因は固溶ボロンそのものよりむしろ、スラブ表面のオーステナイト粒界に過剰に析出したボロンの析出物（以下、代表してＢＮと称する）が主な原因であり、これに鋳込み中のバルジングや曲げ応力が加わるとき発生する。
【００１４】
(2) そこで、根本原因であるＢＮの析出量を抑制するため、スラブ厚250mm 以上の場合における連続鋳造条件を成分に応じて制御し、ボロンと窒素が固溶状態で鋳込みを完了する、すなわちＢＮを析出させずに鋳造を完了しスラブとすることを着想した。
【００１５】
(3) しかし、そのままではボロン添加の本来の目的であるＢＮを析出させることができないため、プレス成形性が劣ることがある。そこで、スラブ加熱温度および熱間圧延仕上げ温度並びに巻き取り温度を特定することにより、ＢＮの析出を促進させ所望の性能を発現させる。
【００１６】
このように、鋳造条件および熱延条件を特定条件に制御することで製品表面ならびに製品性能の優れた薄鋼板を製造できることを知り、本発明を完成した。
すなわち、ボロン添加鋼による連続鋳造後のスラブ表面割れの原因はスラブ表面のオーステナイト粒界に過剰に析出したＢＮが主な原因であり、これに鋳込み中のバルジングや曲げ応力が加わるとき発生する。そこで、連続鋳造後の冷却速度を上げ、ＢＮとして析出させることなく、すなわち、ボロンと窒素を固溶状態で凝固させるのである。
【００１７】
しかし、鋳込み中の冷却速度、あるいは温度を測定することは実際的に困難である。そこで、冷却速度に代わる実際的指標として鋳込み速度をその成分に応じて制御する方法を検討した。結果、ボロン添加鋼において、その成分値に応じて下記（１）式になるよう、連続鋳造速度（Ｖｃ;m/min. ）を調整することがＢＮの析出防止に有効であることが判明し、本発明に至った。ただし、Tiを添加した場合はＢＮが形成されにくく、Vcへの依存性は小さくなる。
【００１８】
すなわち、本発明は、次の通りである。
（１）Ｂ添加鋼であって、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、凝固時にＢＮを析出させず、ＢおよびＮが固溶状態で含有される連続鋳造スラブ。
【００１９】
（２）前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする上記（１）記載の連続鋳造スラブ。
【００２０】
(3) 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：0.002 〜0.060 ％、およびＶ：0.002 〜0.050 ％の一種または二種を含むことを特徴とする上記(1) または(2) 記載の連続鋳造スラブ。
【００２１】
（４）質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する溶鋼からのスラブの連続鋳造方法であって、連続鋳造速度（Ｖｃ）を下記（１）式にしたがって調整することを特徴とするスラブの連続鋳造方法。
【００２２】
1.2＜Ｖｃ≦-3×108[B×(N-14/48Ti)]2
-11500B×(N-14/48Ti)+2.03・・・(1)
ただし、Ｖｃ:m/min.B、N：質量％、Tiを含まないときはTi＝０
（５）前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする上記（４）記載のスラブの連続鋳造方法。
【００２３】
(6) 前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：0.002 〜0.060 ％、およびＶ：0.002 〜0.050 ％の一種または二種を含むことを特徴とする上記(4) または(5) 記載のスラブの連続鋳造方法。
【００２４】
(7) 請求項４ないし６のいずれかに記載の連続鋳造方法で得られたスラブを直接、保持後または加熱後、熱間圧延を行うに際し、下記条件で熱間圧延を行うことを特徴とする表面性状と成形性に優れる薄鋼板の製造方法。
【００２５】
スラブ加熱温度≦１２５０℃、
仕上げ温度    ≧Ar3 点温度、そして
巻き取り温度  ≧５００℃。
【００２６】
(8) 前記熱間圧延において、該熱間圧延を粗熱間圧延と仕上げ熱間圧延とに分けて行い、該粗熱間圧延後の粗熱間圧延材を加熱または保熱してから仕上げ熱間圧延を行うことを特徴とする上記(7) 記載の薄鋼板の製造方法。
【００２７】
（９）Ｂ添加鋼であって、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００６０％、Ｎ：０．００６５％以下、Ｃ：０．１２％以下（ただしＣ：０．０１％以下の場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜１．６０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、ＢおよびＮが固溶状態で存在する連続鋳造スラブから製造され、熱間圧延段階で析出したＢＮを含有することを特徴とする薄鋼板。
【００２８】
（１０）前記鋼組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０７０％以下をさらに含有することを特徴とする上記（９）記載の薄鋼板。
【００２９】
(11)前記鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：0.002 〜0.060 ％、およびＶ：0.002 〜0.050 ％の一種または二種を含むことを特徴とする上記(9) または(10)記載の薄鋼板。
【００３０】
【発明の実施の形態】
本発明は、ボロン添加鋼の連続鋳造に際して、Ｂ、ＮおよびTiの含有量を特定範囲に限定するが、これは鋳造速度との相関でＢＮを析出させずに連続鋳造が可能な条件を規定するものである。なお、以下において「％」は特にことわりがない限り「質量％」を意味する。
【００３１】
図１は、鋼成分として質量％でB ＝0.0002〜0.0060、N ≦0.0065、Ti＝０〜0.070 、を含有する溶鋼をスラブ厚250mm 以上に鋳込むにあたり、鋳込み速度Ｖｃを種々変更し、成分と製品表面疵との関係を調査した結果を示すグラフである。
【００３２】
図１に示すように、Ｂ、Ｎ、Ti量に応じて鋳込み速度を（１）式によって制御することにより、表面性状の良好なスラブが得られた。
0003975689.tif 000002
Vc: m/min 、N 、B 、Tiは質量％である。
【００３３】
ここで、ＴｉはＢよりも窒化物を容易に作るため、その成分量に見合う分をあらかじめ控除して、回帰式を求めたものが（１）式である。
このように、Ｂ％およびＮ％により、さらに場合によりTiにより、Vcの上限値が影響される理由については明らかでないが次のように考えられる。
【００３４】
すなわち、Vcが高くなるにつれ、スラブの冷却速度は相対的に低下して、ＢＮが析出しやすくなること、また、同一Vcであれば、Ｂ％、Ｎ％の高い方がＢＮの析出量が増すためと考えられる。
【００３５】
また、Ｖｃ≦1.2m/min. の領域ではＢ、Ｎが上限域でも表面不良が発生せず、本発明の対象から除外した。
このようにして製造されたスラブは、直接、高温のまま熱間圧延が行われるか、あるいは一旦保持後または加熱後、熱間圧延が行われる。いわゆる直送圧延である。
【００３６】
しかし、そのままでは薄鋼板におけるボロン添加の本来の目的であるＢＮを析出させることができない。ＢＮが析出しないと、窒素は固溶状態にあるため常温時効性に劣り、さらには製品性能のうちＹＳ（降伏点）が高くＥＬ（伸び）が低いため、プレス成形性の劣ることがある。
【００３７】
ここに、ＢＮの析出に影響する条件は、スラブ加熱温度、圧延仕上げ温度、そして巻取り温度である。
まず、スラブ加熱温度が高いとＢＮはＢとＮに分解、固溶状態になる。そこでスラブ加熱温度は極力低めとし、ＢＮとして析出しやすい状況にする。このため加熱上限温度は１２５０℃とした。下限温度は仕上げ出口温度をAr3 点以上とするため、圧延装置特性を考慮して適宜決定できる。
【００３８】
さらに、仕上げ温度は、Ar3 点以上が通常の熱間圧延方法だが、析出を促進するためにはAr3 点直上で終了し、オーステナイト粒に圧延歪みをなるべく多く導入することが望ましい。
【００３９】
このための手段として粗熱間圧延材 (粗バー) を加熱あるいは保熱して、スラブ加熱温度を低温に抑制しながら仕上げ温度を所定以上に保つことは極めて有効である。
【００４０】
加熱あるいは保熱の方法として例えば、粗バーを誘導加熱方法で加熱する粗バーヒータ、ガスバーナ加熱、直接粗バーに電流を流す通電加熱方式などの適用が望ましい。特に、粗バーヒータは好適である。
【００４１】
熱延終了後はコイル状に巻き取るが、この時、ＢＮの析出を十分行わせるため巻き取り温度は500 ℃以上、好ましくは530 ℃以上とする。これより低い温度ではＢＮの析出が不十分となり、固溶窒素の弊害で、製品の性能が十分発現されない。
【００４２】
ここに、連続鋳造法により得られたスラブにおいて、「凝固時にＢＮを析出せず、B およびN が固溶状態で含有される」か否かは、例えば、ＢＮの総量(total BN)を分析し、それぞれの原子量比から析出物としてのＮ％を算出し、一方、Ｎの総量(total N) を分析してこれとの差を固溶Ｎとして、その量で決定できる。例えば析出状態のＮ (ＢＮとしてのＮ) が70％以上であるときをＢＮが析出していると考え、その量が70％未満のとき、ＢＮが実質上析出していないと判断する。
【００４３】
一方、薄鋼板製品の場合にも、「熱間圧延の段階で析出したＢＮ」であるか否かは、ＢＮの総量(Total BN)を分析し、それぞれの原子量比から析出物としてのＮ％を算出し、Ｎの総量(Total N) を分析してこれとの差を固溶Ｎとして、その量で決定できる。そのときに90％以上のＮが析出状態である場合、本発明にかかる薄鋼板であるとすることができる。
【００４４】
本発明においては、対象となるＢ添加鋼は、上述の範囲のＢ、Ｎ、およびさらに必要によりTiが含有されている限り特に制限ないが、本発明により得られるスラブに熱間圧延を施して得られる薄鋼板が自動車用部品に加工される用途を前提にするときは、鋼組成を次のように規定できる。
【００４５】
すなわち、鋼成分として質量％で、Ｃ≦0.12％、Ｍｎ：0.05〜1.60％、Ｐ≦0.100 ％、Ｓ≦0.020 ％、Al≦0.100 ％を含有する薄鋼板である。
さらに、最近のように自動車の軽量化が必要とされるとき、析出強化元素を添加して高強度化する事が望まれる。この場合、Ｃ％を0.01〜0.12％とし、さらにTi：0.070 ％以下、Ｎｂ=0.002〜0.060 ％、Ｖ=0.002〜0.050 ％の１種または２種以上を配合すればよい。
【００４６】
自動車の車体、特にボディ用には成形性の優れた極低炭素鋼が用いられるが、この場合、Ｃ含有量を0.010 ％以下とし、さらに、Ｎｂ：0.002 〜0.060 ％、Ｖ：0.002 〜0.050 ％の１種または２種を含むことができる。またＣ含有量によらずCu、Ni、Cr、Snなどの不純物元素をそれぞれ0.05％以下含むことは何ら支障はない。
【００４７】
また、薄鋼板の製品には、熱延鋼板、あるいはこれを用いて酸洗、冷間圧延後連続焼鈍あるいはバッチ焼鈍してから調質圧延を施した冷延鋼板、さらには熱延鋼板および冷延鋼板を母材とした亜鉛めっき鋼板、電気めっき鋼板が含まれる。
【００４８】
ここに、本発明において鋼組成を上述のように規定した理由についてさらに説明すると次の通りである。
Ｂ：下限は実用的に分析可能な0.0002％とした。上限についても表面性状に対する制約はないが、N%に見合う量として0.0060％とする。好ましくは、0.0050％以下である。
【００４９】
Ｎ：薄鋼板用には低いほど望ましい。製品性能の劣化を抑制するため上限は0.0065％とする。好ましくは、0.0050％以下である。
Ｃ：少ないほど軟質で、自動車用、家電用などにプレス成形するのに好適であるが保証強度などを考慮するとボロン添加鋼で実際的上限は0.12％である。
【００５０】
Ｍｎ：Ｃと同様な理由により、下限を0.05％、上限を1.60％とする。
Ｐ：Ｃと同様な理由により、上限を0.100 ％とする。
Ｓ：不純物として、低いほど望ましく、上限を0.020 ％とする。好ましくは0.015 ％以下である。
【００５１】
Ａｌ：脱酸成分として添加するが、必要以上に添加しても効果がなく上限を0.100 ％とする。
Ｔｉ：極低炭素鋼においてはＮ、Ｓ、Ｃなどと析出物を構成することにより、それぞれの弊害を除去するために添加されることがある。低炭素鋼にお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されるが上限についてはその効果が減少するため0.070 ％とする。好ましくは、0.0002〜0.0065％である。
【００５２】
Ｎｂ：Ｔｉと類似して、極低炭素鋼においてはＮ、Ｃなどと析出物を構成することにより、それぞれの弊害を除去するために添加される。
低炭素鋼にお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されるが、分析の下限が0.002 ％であることからこれを下限とした。上限についてはその効果が減少するため0.060 ％とする。
【００５３】
Ｖ：Nbと類似して、極低炭素鋼においてはＮ、Ｃなどと析出物を構成することにより、それぞれの弊害を除去するために添加される。
低炭素鋼にお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されるが、分析の下限が0.002 ％であることからこれを下限とした。上限についてはその効果が減少するため0.050 ％とする。
【００５４】
【実施例】
本例では、表１に示す鋼組成の溶鋼を、Ｖｃを変化させて連続鋳造によりスラブ (厚さ 270mm) とし、そのときのスラブ表面の性状を観察した。次いで、このようにして得られたスラブを熱間圧延して2.0mm 、2.3mm 厚の熱間圧延製品を得た。一部の熱延鋼板はさらに圧下率65〜85％で冷間圧延を行い厚さ0.75〜1.0mm の冷延鋼板とし焼鈍工程を経て冷延製品とした。冷延鋼板の１部にはさらに電気Znめっきを施こした。また一部の冷延鋼板は圧延後、連続溶融亜鉛めっきを行って、各々めっき製品とした。
【００５５】
表１に、溶鋼の成分、連続鋳造のときのＶｃ、得られたスラブおよび薄鋼板のの表面の判定結果を示す。表面判定が不合格 (×印) のものは手入後さらに熱間圧延に供した。
【００５６】
表１には、スラブにおけるtotal Ｎ％に対するＢＮとして析出したＮ％の比を示す。Ti無添加の場合、スラブの表面判定は、ＢＮの析出量に依存していることが明らかである。
【００５７】
ここでスラブ表面性状の判定は、その外観判定により、そのまま熱間圧延に供しうるものを合格として○印表示とした。また何らかの表面手入れを必要とするものを不合格として×印表示とした。
【００５８】
【表１】
0003975689.tif 000003
【００５９】
次に、得られた薄鋼板について機械特性の評価試験を行い、その結果を表２に示す。表２には熱間圧延条件も併せて示す。
表２には、析出ＢＮはTi添加鋼を除き、スラブ加熱温度および巻取温度に依存しており、残量の機械特性はこれに依存していることが明らかである。
【００６０】
本発明による製造方法によれば、ＹＳが小さく、伸びが大きく、ΔＹＰ値が小さく、薄鋼板の機械性能はいずれにおいても良好な結果が得られている。
【００６１】
【表２】
0003975689.tif 000004
【００６２】
【発明の効果】
本発明によれば、ボロンや窒素量の如何にかかわらず、表面性状の良好なスラブおよび薄鋼板が得られる。さらに製品の表面および性能はプレス加工後も含め不具合を生じることなく使用できる。特に本発明により得られたスラブを用いて製造した薄鋼板製品の表面は良好であり自動車部品として外観上も、成形性も何ら遜色のないものが得られた。
【００６３】
このように、性能が良好な製品が効率よく生産できることは地球環境保護に寄与し、かつ品質に対する信頼性を高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼組成と鋳込み速度との関係で製品表面疵の判定結果を示すグラフである。
【図１】
0003975689.tif 000005