(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０１０wt.%未満、
Ｓｉ：０．０５wt.%以下、
Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、
Ｐ  ：０．１wt.%以下、
Ｓ  ：０．０３wt.%以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、
Ｎ  ：０．０１wt.%以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブに対し加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施し、次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを１０〜１００秒間保持した後、二次デスケーリングを施し、このようにしてデスケーリングが施されたスラブを熱間圧延し、Ａｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することを特徴とする、表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ  ：０．０１０wt.%未満、
Ｓｉ：０．０５wt.%以下、
Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、
Ｐ  ：０．１wt.%以下、
Ｓ  ：０．０３wt.%以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、
Ｎ  ：０．０１wt.%以下、および、
Ｔｉ：０．２０wt.%以下、
Ｎｂ：０．１０wt.%以下、
Ｖ  ：０．１０wt.%以下、
Ｂ  ：０．００５wt.%以下
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブに対し加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施し、次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを１０〜１００秒間保持した後、二次デスケーリングを施し、このようにしてデスケーリングが施されたスラブを熱間圧延し、Ａｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することを特徴とする、表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記一次デスケーリングが施されたスラブに対する１０〜１００秒間の保持を、保熱カバーでスラブを覆うことによって行う、請求項１または２に記載の表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブを熱間圧延するに際し、粗圧延された粗バーを加熱し、その表面を３０〜１５０℃上昇させる、請求項１から３のいづれか１つに記載の表面性状に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車、電気機器等に使用される、極低炭素鋼板を母材とした鋼板、特に、表面性状に優れた熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛等のめっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電気機器等の外板に使用される鋼板としては、高加工性が要求されていることから、極低炭素鋼が使用されている。このような、極低炭素鋼板の表面性状に関し、ブローホールやスリバーなどの比較的程度の悪い、製鋼に起因する欠陥が問題になっている。そのために、従来から製鋼条件に関して種々検討がなされており、例えば、「新日鉄技報」３５１（１９９３）、ｐ５９には、連続鋳造時に高粘性パウダーを使用することによって、欠陥を防止する技術などが報告されている。
【０００３】
一方、熱延性の欠陥に関しては、従来から加熱炉でスラブを高温で加熱することに起因し、スケール性欠陥が発生することが知られており、例えば、低炭素鋼の欠陥発生に関しては、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８にそのことが報告されている。
【０００４】
従って、スラブを低温で加熱すれば、加熱炉におけるスケール性欠陥の発生を抑制することができるが、材質上の観点から、仕上げ圧延終了温度をＡｒ3 以上にする必要が生ずるため、Ａｒ3 の高い極低炭素鋼の場合には、仕上げ圧延終了温度の確保が極めて困難になる。
【０００５】
加熱炉におけるスケール性欠陥の発生理由に関し、「鉄と鋼」６７（１９８１），ｐＳ１１２８には、スラブ表層での粒界酸化に起因する旨が報告されているが、欠陥発生のメカニズムについては不明の点が多い。
【０００６】
極低炭素鋼に関し、特開平８−４１５８７号公報には、粒界酸化の組成はファイヤライト（Fe2SiO4)であることから、鋼中のＳｉ量を規定することによって、粒界酸化深さを大幅に減少させる方法（以下、先行技術という）が開示されている。上記先行技術においては、内部酸化も表層のスケールと連結すると粒界酸化と同様の形態を呈することから、鋼中のＯ量も規定しており、粒界酸化が生成したり、内部酸化が表層のスケールと連結すると、デスケーリング時にスケール剥離性が低下し、スケール欠陥が発生する旨が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記先行技術によっては、スケール欠陥の発生を完全には抑制することができず、抜本的な解決には至っていない。このように、極低炭素鋼を高温で再加熱して熱間圧延する際に生ずるスケールに起因した欠陥の有効な低減対策の糸口は見出せないのが現状である。
【０００８】
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状に優れた鋼板を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した問題を解決し、スケール性欠陥のない表面性状に優れた鋼板を製造する方法を開発すべく、先ず、スラブを加熱炉内で高温加熱する際に伴うスケール性欠陥の発生原因について調査を行った。その結果、スケール性欠陥の発生原因は、従来から考えられていたスラブ表層の粒界酸化に起因するデスケーリング不良によるものではなく、粒界酸化よりもスラブ表層から更に深くに存在する粒状酸化物に起因すること、即ち、表層の粒状酸化物に起因して熱間圧延中に割れが生じ、そこにスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって欠陥になるというメカニズムが明らかになり、このような加熱炉で生成する粒状酸化物は、加熱炉を出た直後にデスケーリングによって効率的に除去し得ることがわかった。
【００１０】
この発明は、上記知見に基づきなされたものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０１０wt.%未満、Ｓｉ：０．０５wt.%以下、Ｍｎ：０．１〜２．５wt.%、Ｐ：０．１wt.%以下、Ｓ：０．０３wt.%以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１wt.%、および、Ｎ：０．０１wt.%以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、前記鋼を連続鋳造によってスラブに鋳造し、得られたスラブを、加熱炉において１１７０〜１３００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブに対し加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施し、次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを１０〜１００秒間保持した後、二次デスケーリングを施し、このようにしてデスケーリングが施されたスラブを熱間圧延し、Ａｒ3 以上の圧延終了温度で仕上げ圧延することに特徴を有するものである。
【００１１】
請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の鋼が、更に、Ｔｉ：０．２０wt.%以下、Ｎｂ：０．１０wt.%以下、Ｖ：０．１０wt.%以下、Ｂ：０．００５wt.%以下の１種または２種以上を含有する化学成分組成を有していることに特徴を有するものである。
【００１２】
請求項３に記載の発明は、一次デスケーリングが施されたスラブに対する１０〜１００秒間の保持を、保熱カバーによってスラブを覆うことによって行うことに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項４に記載の発明は、前記スラブを熱間圧延するに際し、粗圧延された粗バーを加熱し、その表面を３０〜１５０℃上昇させることに特徴を有するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この発明の方法において、鋼の化学成分組成を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
【００１５】
Ｃ：Ｃは、セメンタイトを形成させて加工性を劣化させる。また、冷延材として使用する場合には、深絞り性を著しく劣化させる。そのために、鋼中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種を添加してＣを析出物とすることによって、上記劣化作用を低減することができる。しかしながら、Ｃ含有量が０．０１０wt.%以上になると、炭化物量が増加し、加工性を著しく劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０１０wt.%未満に限定すべきである。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは、加工性を劣化させることなくフェライトを固溶強化し、鋼板の強度と加工性とのバランスを高める作用を有している。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５wt.%を超えると、靭性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５wt.%以下に限定すべきである。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の高強度化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レべルに応じた量を含有させる。更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定することにより、Ｓの粒界脆化作用に起因して発生する熱間圧延時のスラブ割れを防止する作用を有している。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１wt.%未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５wt.%を超えると、溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１８】
Ｐ：Ｐは、鋼板の高強度化および耐腐食化に有効な元素である。従って、固溶強化元素として、要求される鋼板の強度レベルに応じた量を含有させる。Ｐ含有量の下限は特に規定されるものではないが、製造コストの観点から０．０１wt.%以上が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．１wt.%を超えると、粒界に偏析し、２次加工性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１wt.%以下に限定すべきである。
【００１９】
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に粒界に偏析してスラブ割れを引き起こし、表面疵の発生を促進させる恐れがある。そのために、Ｍｎを添加することによって、ＳをＭｎＳとして固定するが、過剰のＭｎＳは、加工時におけるボイトの起点となるために、延性の低下を招く。また、Ｔｉを添加した場合には、Ｔｉ系硫化物が析出するが、この析出物は、粗大で強度上昇に寄与しないのみでなく、加工時におけるボイドの起点となるために、鋼板の延性低下を招く。従って、Ｓの含有量は少ないほど望ましく、この観点からＳ含有量は０．０３wt.%以下に限定すべきである。
【００２０】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸元素として鋼中の介在物を減少させる作用を有している。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１wt.%未満では上述した作用に所望の効果が得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１wt.%を超えると、アルミナ系介在物が増加し延性が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１〜０．１wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００２１】
Ｎ：Ｎの含有量が０．０１wt.%を超えると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れが生ずる。従って、Ｎ含有量は０．０１wt.%以下に限定すべきである。Ｎ含有量の下限は、特に規定されるものではないが、製造コストの観点から、０．００１wt.%以上であることが好ましい。
【００２２】
本発明においては、上述した元素のほかに、必要に応じて下記元素の１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｔｉ：Ｔｉは、微細なＴｉ系炭窒化物を形成し、組織を細粒化するとともに、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｔｉを０．２wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．２wt.%に限定する。
【００２３】
Ｎｂ：Ｎｂも、Ｔｉと同様に組織の微細化に有効な元素である。加工性を損なわずに高い強度を付与するためには、組織の微細化が有効である。更に、Ｎｂ系炭窒化物の形成によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。冷延材として使用する場合には、鋼中の固溶Ｃを炭化物として固定することによって、深絞り性を向上させることができ、この場合には、原子比でＣ量以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２４】
Ｖ：Ｖは、微細なＶ系炭窒化物を形成し、組織を微細化すると共に、その析出強化によって、鋼板の強度を向上させる作用を有している。従って、鋼板の要求される強度レベルに応じ必要量を含有させる。しかしながら、Ｖを０．１０wt.%を超えて含有させても効果が飽和するため、その上限値を０．１０wt.%に限定する。
【００２５】
Ｂ：Ｂは、熱間加工時における歪みの開放を抑制する作用を有していることから、組織を微細化し鋼板の強度を向上させると共に、粒界に偏析して二次加工性を向上させる作用を有している。しかしながら、Ｂを０．００５wt.%を超えて含有させても細粒化効果が飽和するのみでなく、熱間圧延時に歪みの累積によるロール荷重の増大を招き、圧延を極めて困難にする。従って、Ｂ含有量の上限値を０．００５wt.%に限定する。
【００２６】
次に、この発明において、連続鋳造されたスラブの加熱および圧延条件を、上述したように限定した理由について以下に述べる。
連続鋳造されたスラブを加熱炉において加熱するに際し、高温での加熱によってスラブの表層深くに粒状酸化物が生成すると、そこを起点として熱間圧延中に割れが生じ、割れた部分にスケールが生成し、生成したスケールが更に噛み込むことによって鋼板に表面欠陥が発生する。
【００２７】
スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、粒状酸化物の侵入深さが大になって、表面欠陥が発生するだけでなく、スケールオフ量の増大により、歩留りの低下を招くだけでなく、エネルギーコストも増大する。従って、加熱炉におけるスラブの加熱温度の上限を１３００℃に規定する。一方、材質上の観点から、仕上げ圧延の最終温度は、Ａｒ3 以上とする必要があることから、スラブ加熱温度の下限を１１７０℃に規定する。
【００２８】
粒状酸化物は、主にＭｎやＳｉなどのような、Ｆｅに比べて酸化物の平衡解離圧が低い元素が、スケール直下における地鉄表層部の酸素分圧の低い領域で酸素と結びつき析出する酸化物である。
【００２９】
一般に加熱炉は、空気と燃焼ガスとを混合して燃焼させるため、通常の酸素分圧はせいぜい５％程度である。このような低酸素分圧下の焼鈍では、粒状酸化物の生成が助長され、地鉄表層から深くまで粒状酸化物の侵入することが避けられない。なお、加熱炉における酸素分圧を大にすることは、燃料コスト上不利である。
【００３０】
このように、加熱炉で地鉄表層深くまで生成した粒状酸化物は、スラブを、加熱炉から出た後、酸素分圧が２０％である大気中に保持することによって、その侵入深さを小さくすることができるはずである。しかしながら、加熱炉を出た直後のスラブの表面は、厚いスケールで覆われているために、地鉄のスケールオフが進まず、実際には粒状酸化物の深さを小さくすることができない。
【００３１】
スケールの成長を律速するのは、スケール中を拡散するＦｅイオンの拡散速度であり、この拡散速度は、スケール中のＦｅイオンの濃度勾配に支配されるが、酸化物の両側界面のＦｅイオン濃度は一定であることから、スケールが厚い場合には、Ｆｅイオンの濃度勾配が小さく、スケールの成長速度も小さい。
【００３２】
そこで、この発明においては、加熱炉から出た直後のスラブに対し、一次デスケーリングを施して、地鉄のスケールオフ速度を大きくする。次いで、一次デスケーリングが施されたスラブを、酸素分圧が２０％である大気中に保持することによって、新たな粒状酸化物の生成を抑制しつつ加熱炉内で生成したスラブ表層の粒状酸化物を、スケールとして除去する。
【００３３】
スラブが加熱炉から出た直後に一次デスケーリングを施したスラブの大気中での保持時間は、１０〜１００秒間とすべきである。スラブの保持時間が１０秒未満で短い場合には、スラブ表層のスケールオフが進まず、粒状酸化物を除去することができない。更に、スケール厚さが小さいことから、スラブを保持後、二次デスケーリングして圧延を開始する際のデスケーリングが困難になる。一方、一次デスケーリング後の保持時間が１００秒を超えて長いと、スラブの温度が低下し、圧延最終温度をＡｒ3 以上とすることができなくなる。
【００３４】
一次デスケーリング後に上記時間スラブを保持する手段として、例えば、保熱カバーを使用し、スラブを保熱カバーによって覆うことにより行ってもよい。
スラブを上記時間保持した後、スラブ表面に生成したスケールによる噛み込み疵の発生を防止するために、スラブに対し二次デスケーリングを施す。このようにして、デスケーリングされたスラブを、熱間圧延機によって熱間圧延する。
【００３５】
仕上圧延終了温度は、Ａｒ3 以上とすることが必要である。仕上圧延終了温度がＡｒ3 未満では、鋼板の表層が粗大粒になり加工性が著しく劣化する問題が生ずる。
【００３６】
スラブの熱間圧延において、粗圧延終了後の粗バーを、加熱装置で加熱し、地鉄のスケールオフ量を大にすれば、粗バー表層の粒状酸化物を除去することができ、これによって、鋼板の表面欠陥発生を一段と抑制することができる。
【００３７】
粗バーの加熱に際し、その表面上昇温度は３０〜１５０℃の範囲内とすることが好ましい。粗バー表面の上昇温度が３０℃未満では所望の効果が得られず、一方、粗バー表面の上昇温度が１５０℃を超えると、効果が飽和するだけでなく、歩留りの低下を招き不利になる。
【００３８】
図１に、スラブを１１７０〜１３００℃に加熱したときの、デスケーリング後におけるスラブ保持時間と表面欠陥個数との関係を示す。図１から明らかなように、スラブ保持時間が本発明範囲内の１０〜１００秒のときは、発生した表面欠陥個数が１個／ｍ2 以下である。これに対し、スラブ保持時間が本発明範囲を外れた１０秒未満のときは、発生した表面欠陥個数が７個／ｍ2 以上で多い。
【００３９】
【実施例】
次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説明する。
〔実施例１〕
表１に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼Ｎｏ．１〜２０を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００４０】
【表１】
0003874147.tif 000002
【００４１】
このスラブに対し、表２に示す条件によって、加熱、一次デスケーリング、保持、二次デスケーリングを施し、次いで、熱間圧延を行い、供試体Ｎｏ．１〜２０を調製した。供試体Ｎｏ．１〜２０の各々について、１ｍ2 当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を同じく表２に示した。
【００４２】
【表２】
0003874147.tif 000003
【００４３】
供試体Ｎｏ．１、２は熱延酸洗鋼板、供試体Ｎｏ．３〜１５は冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１６は冷延溶融亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１７は冷延電気亜鉛めっき鋼板、供試体Ｎｏ．１８は冷延鋼板、そして、供試体Ｎｏ．１９、２０は熱延溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００４４】
スラブに対する加熱温度、一次デスケーリング後の保持時間および熱間圧延最終温度が、何れも本発明の範囲内である本発明供試体Ｎｏ．１〜５、７〜１１、１６〜２０の表面欠陥個数はいづれも１個／ｍ2 以下であった。なお、本発明供試体No. ９は、一次デスケーリング後の保持を保熱カバーを使用して行った。
【００４５】
これに対し、一次デスケーリング後の保持時間が１１０秒で本発明の範囲を超えて長い比較供試体No. ６は、熱延最終温度が８６８℃でオーステナイト単相域を下回った。一次デスケーリング後の保持時間が８秒で本発明の範囲を外れて短い比較用供試体No. １２の表面欠陥個数は７個／ｍ2 、同じく、一次デスケーリング後の保持時間が５秒で本発明の範囲を外れて短い比較用供試体No. １３の表面欠陥個数は１２個／ｍ2 で多かった。
【００４６】
加熱温度が１３１０℃で本発明の範囲を超えて高い比較用供試体No. １４の表面欠陥個数は９個／ｍ2 で多かった。加熱温度が１１６０℃で本発明の範囲を外れて低い比較用供試体No. １５は、熱延最終温度が８６５℃でオーステナイト単相域を下回った。
【００４７】
〔実施例２〕
表３に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼No.   ２１〜２４を転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造することによってスラブに鋳造した。
【００４８】
【表３】
0003874147.tif 000004
【００４９】
このスラブに対し、表４に示す条件によって、加熱、一次デスケーリング、保持および二次デスケーリングを施し、これを粗圧延した後、得られた粗バーを再加熱し次いで熱間圧延を行い、本発明供試体Ｎｏ．２１〜２４を調製した。供試体Ｎｏ．２１〜２４の各々について、１ｍ2 当たりの表面欠陥数をカウントし、その結果を、粗バーを再加熱しない本発明供試体No. ３と共に、同じく表４に示した。
【００５０】
【表４】
0003874147.tif 000005
【００５１】
本発明供試体Ｎｏ．２１〜２４は、冷延合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。表４から明らかなように、スラブを粗圧延した後、得られた粗バーを再加熱し、その表面温度を３０〜１５０℃上昇させた本発明供試体No. ２２〜２４の表面欠陥個数はいづれも０個／ｍ2 であった。
【００５２】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、極低炭素鋼スラブを熱間圧延する際に生ずるスケール性欠陥の発生を抑制し、表面性状の優れた鋼板を製造することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】デスケーリング後のスラブ保持時間と表面欠陥個数との関係を示す図である。
【図１】
0003874147.tif 000006