(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％（ただし、１．０％以下である場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％（ただし、１．０％以上である場合を除く）、Ｎ：０．００２５〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板。
【請求項２】
化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％（ただし、１．０％以上である場合を除く）、Ｎ：０．００２５〜０．０１％、Ｃｒ：０．４０％以下およびＣａ：０〜０．００１９％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板。
【請求項３】
化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％、Ｎ：０．００２５〜０．０１％を含有し、さらにＴｉ：０．０４％以下およびＮｂ：０．０２％以下からなる群から選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物（ただし、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）が１．０以上である場合を除く）であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面性状に優れた鋼板に関するもので、特に連続鋳造法による素材スラブの表面割れに起因する疵がない熱延鋼板、およびこの熱延鋼板を素材にして製造される冷延鋼板および表面処理鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ａｌキルド鋼の鋳片を連続鋳造法で製造する場合、鋳片の表面にはひび割れ状の表面欠陥が生じ易い。この表面欠陥は次工程へ進む前に除去しなければならならず、そのための疵取り作業はコスト上昇につながる。また、鋳片を冷却せずに直接熱間圧延する直送圧延を実施できないため、省エネルギーの阻害要因ともなっている。
【０００３】
これらの割れ欠陥は、鋳片が凝固する時の低温γ域からα＋γの２相域にかけての温度域で、鋳片内部に生じる熱応力や、この温度域での曲げ矯正時に鋳片に加えられる外部応力によって発生する。
【０００４】
これらの温度域において表面割れが生じるのは材料が脆化するためであるが、この脆化はＡｌＮの析出に起因するγ粒界割れによってもたらされることが知られている。そのため、冷却速度を大きくすることによってＡｌＮの析出を防止する対策や、冷却速度を小さくすることによってＡｌＮ析出物を粗大化する対策が取られている。しかし、冷却速度を調整するには製造設備上の制約が多く、十分な効果が得られていないのが現状である。
【０００５】
一方、鋳片の化学組成の変更による対策もある。すなわち、ＡｌやＮを低減し、析出するＡｌＮの量を減少させることよっても表面疵を軽減することができる。しかし、Ａｌは脱酸のために添加される元素であり、Ａｌの低減により脱酸が不十分となって機械的性質が大きく低下するため現実には困難である。
【０００６】
特開昭５９−１１０７６２号公報には、Ｎを０．００３重量％以下に低減することによって、連続鋳造時の表面疵の発生を防止する方法が記載されている。しかし、安定してＮを０．００３重量％以下に低減するためには製造設備上の制約が多く、経済性と生産性を大きく阻害する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
このように、ＡｌＮに起因する表面割れを安定して防止し、表面性状に優れた熱延鋼板あるいは、冷延鋼板や表面処理鋼板の素材としての熱延鋼板を得る技術が熱望されていた。
【０００８】
本発明は、連続鋳造時の表面割れに起因する疵のない、表面性状に優れた鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、表面処理鋼板）を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
図１は通常の鋼板用の鋳片において、ＡｌＮの析出状況を示す模式図であり、同図(a) は低温γ域、同図(b) はα＋γ域の場合である。同図(a) に示すように、低温γ域においては、凝固時の熱応力および矯正時の外部応力によって鋳片が変形するとき、ＡｌＮが粒界に粗大析出し、それとともに、粒界近傍にＡｌＮの無析出帯が形成され、さらに粒内にはＡｌＮが微細析出して粒内が硬化する。連続鋳造中の矯正などの変形時に、粒内よりも相対的に強度の低い粒界に沿った層（無偏析帯）に歪みが集中して、粒界に粗大析出したＡｌＮを起点として破壊が生じ、いわゆる粒界延性破壊（γ粒界脆化）によって脆化が生じる。
【００１０】
α＋γ域における脆化も類似の機構で発生する。この場合、同図(b) に示すように、変形中にＡｌＮが粒界に粗大析出すること、および粒界に沿ったフィルム状の軟質なフェライトが析出することが割れの原因となる。すなわち、変形によって粒界のフィルム状のフェライトに歪みが集中し、粒界部分での破壊が生じて脆化が発生する。
【００１１】
以上のように、Ａｌ量の増加は粒界脆化を助長するため、従来は脱酸元素であるＡｌの含有量を極力低減するように操業されてきた。
【００１２】
しかしながら、本発明者らは脱酸に必要な鋳片のＡｌ含有量（通常、０．１重量％以下。以後の説明では化学組成の重量％を単に％と表記する）を大幅に超え、０．３％以上のＡｌ濃度とすることで、表面割れを防止できることを以下の試験から見出した。
【００１３】
本発明者らの試験においては、断面が厚さ２４０ｍｍ×幅１２００ｍｍの、種々のＡｌ含有量の鋳片を製造し、表面割れの発生程度を観察した。鋳造条件は、半径１５ｍの湾曲型連続鋳造機で、鋳込み速度８００ｍｍ／分、矯正点での鋳片温度を８５０℃とした。
表１に試験に用いた鋳片の化学組成と表面割れの観察結果を示す。
【００１４】
【表１】
0004240576.tif 000002
【００１５】
表１に示すように、Ａｌ含有量が多い鋳片では、表面割れの発生は無く、次工程へ進む前の手入れの工程が省略可能であると判断した。
Ａｌ含有量を大幅に増すことによって、連続鋳造時の表面割れが抑制される機構は未だ不明な部分が多いが、以下のように推測される。
【００１６】
図２は本発明の鋼板用の鋳片において、ＡｌＮの析出状況を示す模式図であり、同図(a) は低温γ域、同図(b) はα＋γ域の場合である。低温γ域での脆化が抑制される機構は、同図(a) に示すように、粒内のＡｌＮの粗大化が促進されるためと考えられる。その結果、粒内の硬化が抑制され、粒界近傍の無偏析帯との強度差がなくなり、無偏析帯への歪みの集中が抑制されるため、脆化が防止できると考えられる。
【００１７】
一方、α＋γ域での脆化が抑制される機構は、同図(b) に示すように、Ａｌによって粒界へのフェライト生成が促進され、フィルム状フェライトになるのを抑制するためと考えられる。すなわち、フェライト量が増大することにより歪みの集中が抑制されて脆化が防止されると考えられる。
【００１８】
上記の知見に基づいて、完成された本発明の要旨は「化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％（ただし、１．０％以下である場合を除く）、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％（ただし、１．０％以上である場合を除く）、Ｎ：０．００２５〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板」、「化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％（ただし、１．０％以上である場合を除く）、Ｎ：０．００２５〜０．０１％、Ｃｒ：０．４０％以下およびＣａ：０〜０．００１９％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板。」および「化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２％、Ｓｉ：０〜２．０％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．３〜２．５％、Ｎ：０．００２５〜０．０１％を含有し、さらにＴｉ：０．０４％以下およびＮｂ：０．０２％以下からなる群から選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物（ただし、Ｓｉ（％）＋Ａｌ（％）が１．０以上である場合を除く）であることを特徴とする表面性状に優れた鋼板」にある。ここで、本発明の鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板および表面処理鋼板をいう。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の構成要件とその作用について詳細に説明する。以下の化学成分％は重量％を意味する。
【００２０】
(１)鋳片の化学組成
Ｃは０．０５％〜０．２％とする。Ｃは鋼板の強度を高めるに好ましい成分であるが、０．２％を超えると加工性が低下するうえ、溶接性の劣化を招く。下限は用途および製造コスト等を考慮して０．０５％以上とする。
【００２１】
Ｓｉは０〜２．０％とする。Ｓｉは、鋼を固溶強化し、延性を損なわずに強度を向上させる好ましい成分である。しかし、２．０％を超えて含有させても上記作用による効果が飽和するうえに、溶接性の劣化を招く。Ｓｉは０％でもよい。すなわち、不可避的不純物として含まれる場合を除き、Ｓｉを積極的に添加しなくてもよい。Ｓｉ含有の効果または悪影響と製造コストとを勘案すればＳｉは０．００４％以上とするのが好ましい。
【００２２】
Ｍｎは０．０５〜２．０％とする。Ｍｎは鋼板の強度を高めるともに、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、連続鋳造または熱間圧延中に生じる割れを抑制する作用がある。Ｍｎの含有量が０．０５％未満の場合には前記の効果が得られず、２．０％を超えて含有させてもその作用が飽和するだけでなく、加工性が低下する。
【００２３】
Ａｌは固溶分として０．３〜２．５％とする。Ａｌは本発明において重要な元素である。Ａｌは、粒内のＡｌＮの粗大化を促進するとともに、粒界に生成するフェライト量を増大させ、粒界延性破壊による脆化を抑制し、連続鋳造時の表面割れを防止する作用を有する。Ａｌが０．３％未満の場合には割れ抑制の効果が得られず、一方、２．５％を超えて含有させてもその効果が飽和する。好適範囲は０．５〜２．０％である。
【００２４】
Ｎは０．００２５〜０．０１％とする。Ｎは粒内にＡｌＮとして微細析出して表面割れを発生させる元素であるが、Ａｌ含有量を増すとＡｌＮが粗大化でき、割れを抑制できる。Ｎの含有量が０．００２５％未満の場合にはＡｌＮの粗大化が抑制されるだけでなく低Ｎ化の処理が必要になって経済性も損なう。一方、０．０１％を超えると、ＡｌＮが粗大になりすぎ、ＡｌＮ自体の含有量も増大するため表面割れが発生する。Ｐは不可避的不純物であるが、溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であり所望の溶接性を確保するためにはＰの含有量を０．０５％以下とするのが好ましい。なお、フェライトを均一に分散させるためには、０．０１％以下にするのがより好ましい。
【００２５】
ＳはＰと同様、硫不可避的不純物であるが、化物系介在物を形成して加工性を低下させる。従ってＳ含有量を０．０５％以下とするのが好ましい。なお、特に優れた加工性を得るためには、０．００３％以下にするのがより好ましい。
【００２６】
本発明の鋼板は基本的にはＦｅと上記組成で構成されるが、さらに、鋼板の強度や成形性を必要とする場合には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒあるいは希土類元素の１種または２種以上を適宜添加してもよい。
【００２７】
なお、本発明の鋼板のうち、熱延鋼板は公知の連続鋳造で得られたスラブを加熱し、公知の熱間圧延の粗圧延に続いて仕上げ圧延をおこない、冷却した後巻取る方法で製造される。この熱延鋼板を素材にして公知の方法で本発明の冷延鋼板または表面処理鋼板が製造される。
【００２８】
上記熱延鋼板を製造する際、連続鋳造時に薄いスラブが製造できる場合には熱間圧延の粗圧延を省略して製造される場合もある。
【００２９】
【実施例】
表２に、試験に用いた試料の化学組成を示す。鋼Ａ〜Ｋは本発明に規定する化学組成の鋼（本発明例）であり、これに対し鋼Ｌ〜Ｏは本発明と比較するための鋼（比較例）である。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
鋳片断面寸法は厚さ２４０ｍｍ×幅１２００ｍｍである。鋳造条件は、半径１５ｍの湾曲型連続鋳造機で鋳込み速度８００ｍｍ／分、矯正点での鋳片温度を８５０℃とした。
【００３２】
これらの鋳片を、疵の手入れをすることなく、熱延工程の加熱炉で１２２０℃に加熱し、粗圧延し、表３の条件で仕上圧延および巻取を行い、板厚２．３ｍｍの鋼板を得た。
【００３３】
これらの鋼板の表面を目視観察し、表面性状を下記の基準により評価した。
【００３４】
○：表面性状良好（ヘゲ疵の発生頻度が０．１ヶ／ｍ2 未満）
△：表面性状若干低下（同上が０．１ヶ／ｍ2 超え０．５ヶ／ｍ2 以下）
×：表面性状劣化（同上が０．５ヶ／ｍ2 超え）
また、ＪＩＳＺ２２０１に規定される５号引張試験片を採取して機械的性質を評価した。
【００３５】
【表３】
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【００３６】
表３に示すように、本発明の規定する範囲内の化学組成を有する鋼Ａ〜Ｋの鋼板（試番１〜１１）は、ヘゲに代表される連続鋳造時の表面割れに起因する表面欠陥は発生しなかった。
一方、ＡｌあるいはＮ含有量が本発明の規定をはずれる鋼Ｌ〜Ｏを用いた試番１２〜１５は、表面性状が劣化していた。
【００３７】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板は、その鋳片製造時の表面割れに起因する表面疵がなく、表面性状が優れている。この熱延鋼板を素材にした本発明の冷延鋼板または表面処理鋼板も優れた表面性状が得られる。また、熱延前の鋳片手入れが不要であるので、作業コスト、エネルギーコスト的にも経済的効果が高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】通常の鋼板用の鋳片におけるＡｌＮの析出状況を示す模式図であり、同図(a) は低温γ域、同図(b) はα＋γ域の場合である。
【図２】本発明の鋼板用の鋳片におけるＡｌＮの析出状況を示す模式図であり、同図(a) は低温γ域、同図(b) はα＋γ域の場合である。
【図１】
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【図２】
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