JP5343035B2 - 表面性状に優れた高Ｓｉ含有鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板表層部の粒界酸化を極力抑制することによって、酸洗性に優れたものとすると共に、表面性状が良好となるような高Ｓｉ含有鋼板、およびそのような高Ｓｉ含有鋼板を製造するための有用な方法に関するものである。
熱間圧延によって薄鋼板を製造するには、スラブを加熱炉で加熱した後、粗圧延および仕上げ圧延によって所定の板厚まで圧延し、更に水冷帯（水冷ゾーン）が配置されたホットランテーブル上で所定温度まで水冷し、コイル状に巻取る。
近年、自動車用途を中心に広く使用されている高強度鋼板では、強度を確保するためにＳｉが比較的多く添加されるのが一般的である。Ｓｉを多く含む鋼板に対して通常の熱間圧延を施すと、表層部に粒界酸化が生じることが知られている。この粒界酸化は、数μｍ〜数十μｍの深さで生じるが、通常の酸洗によっては除去できず、酸洗後の冷間圧延において鋼板の粒界酸化部が剥離し、剥離した鋼片によって押し疵が発生し、鋼板の表面性状を悪化させる。また、粒界酸化層でのミクロクラックに起因して、加工性が劣化する等の問題も生じる。
粒界酸化は、コイルの冷却中に発生、若しくは助長されることが多く、易酸化性のＳｉが大気中或はスケール中の酸素で酸化されるものである。粒界酸化は、高温になればなるほど発生しやすくなり、巻取り温度が高い場合や、冷却速度が遅い場合等、長時間高温で保持されたときに粒界酸化が著しく発生することになる。
こうしたことから、粒界酸化を抑制するために、これまでにも様々の技術が提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの含有量を規定した鋼片を、仕上げ圧延から巻取りまでの間に変態を完了させ、所定の温度で巻取りを行なうことによって、粒界割れのない表面性状に優れた熱延鋼板を製造することが開示されている。また、特許文献２には、鋼材加熱時に、鋼材表面または近傍に固体炭素を配置し、特定温度にて加熱することにより、鋼材の表面酸化、粒界酸化を抑制して熱延鋼板の歩留まりと品質を向上させる技術が提案されている。
特許文献３には、鋼片表面への酸化防止剤塗布と、鋼板表面への被覆との組み合わせによって、粒界酸化の発生を防止し、鋼板加工時の耳割れの発生を防止する技術が提案されている。また、特許文献４には、熱延後に３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、且つ４５０〜５８０℃で巻取って熱延鋼板の粒界酸化深さを５μｍ以下にする技術も提案されている。更に、特許文献５には、ＣｒやＭｏを所定量含有する合金鋼素材を加熱し、粗圧延を施し、次で、加熱、粗圧延の条件から熱延鋼板における粒界酸化層深さを推定し、その粒界酸化層深さを熱延鋼板における必要スケール厚さとし、この必要スケール厚さが仕上げ圧延終了温度とで所定の関係を満足するように熱間圧延を施し、その後、巻取るような技術も提案されている。
これまで提案されている各種技術は、特定の冷却速度や巻取り温度で鋼板を製造することや、或は酸化防止剤を塗布する等の手段を採用するものである。しかしながら、Ｓｉに起因する粒界酸化を抑制する技術としては、こうした手段では、必ずしも十分なものとは言えない状況である。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼板表層部の粒界酸化を極力抑制することによって、酸洗性に優れたものとすると共に、表面性状が良好となる高Ｓｉ含有鋼板、およびそのような高Ｓｉ含有鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
上記目的を達成することのできた本発明の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法とは、Ｃ：０．０２〜０．３０％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）およびＡｌ：０．１５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＭｎの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）が０．５〜２．０であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高Ｓｉ含有鋼板を熱間圧延する際に、巻取り温度を５５０℃以上、７５０℃未満として巻取った後、雰囲気中水蒸気濃度をｂ（体積％：但し、１０≦ｂ≦４０）、前記比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値をａ、巻取り温度をＴ（℃）としたときに、下記（１）式の関係を満たす雰囲気中で５００℃以下まで冷却する点に要旨を有する。
（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2≦
１０＋１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×
（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（１）
（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2≦
１０＋１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×
（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（１）
本発明の製造方法において、前記雰囲気は、大気に水蒸気を添加することによって制御されたものであることが好ましい。
本発明では、対象とする鋼板は上記基本成分を有するものであるが、必要によって更に（ａ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｔｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｄ）Ｂ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）等を含有させてもよく、含有される成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。
本発明の製造方法は、基本的に熱間圧延までの段階を規定したものであるが、この方法によって得られた高Ｓｉ含有熱延鋼板を、更に冷間圧延することによって表面性状に優れた冷延鋼板が得られることになる。
本発明によれば、巻取り温度、および巻取り後の冷却雰囲気を適切に制御することによって、高Ｓｉ含有鋼板表面に形成される酸化スケール層の形態を適正なものとすると共に、粒界酸化を極力低減でき、このような鋼板は表面性状に優れたものとなる。
本発明者らは、高Ｓｉ含有鋼板表面で生じる粒界酸化の発生機構について、様々な角度から検討した。熱延（熱間圧延）工程においては、熱延鋼板表面には、図１（模式図）に示すような構造のスケールが形成される。鉄系酸化物であるヘマタイト（Ｆｅ2Ｏ3）、マグネタイト（Ｆｅ3Ｏ4）およびウスタイト（ＦｅＯ）から構成される外方酸化層と、Ｓｉ含有酸化物であるファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）を主体とする内方酸化層によって、表層スケールが鋼板表面に形成されることになる。
本発明者らが、熱延冷却工程を模擬した実験を行なった結果、外方酸化層および内方酸化層を介して、大気中の酸素が鋼板内に向かって拡散（内方拡散）し、鋼板表面の粒界に拡散したＳｉを酸化してＳｉＯ2からなる粒界酸化層（前記図１参照）が形成されることが明らかとなった。また、内方酸化層を介した酸素の内方拡散は、内方酸化層の性状に依存し、内方酸化層中のファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）量によって酸素の内方拡散の程度が変わり、酸素の拡散阻害能のあるファイアライトの生成量が少ない場合は、酸素の鋼板内部への内方拡散が増加し、粒界酸化層が厚くなることが分かった。
また本発明者らの検討によれば、ファイアライトの生成量は、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＭｎの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値が大きいほど増加し、この比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値を大きくすると、ファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）の比率が増加し、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値を減少させると、Ｍｎ2ＳｉＯ4の比率が増加することになることも分かった。
ファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）は、鋼板とスケールの界面付近に密の状態で膜状に存在し、酸素の拡散を阻害するが、Ｍｎ2ＳｉＯ4は粒状に形成されるため、拡散阻害能は低いものとなる。従って、（比［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値が減少すると、粒状のＭｎ2ＳｉＯ4が多く生成し、ファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）による拡散阻害性を損なう結果、酸素が多く拡散してきて粒界酸化が深くなるものと考えられる。
上記のような知見に基づき、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値を様々に設定した各種鋼板について、巻取り温度を５５０℃以上、７５０℃未満で、大気中にて生成する粒界酸化深さと比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値との関係について実験予測式を求めた。その結果、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値が０．５以上、２．０以下の範囲内で、この比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａと、粒界酸化に影響を及ぼす内方酸化層の厚さも含めた粒界酸化深さ（＝内方酸化層厚さ＋粒界酸化層厚さ）Ａ（μｍ）は下記（２）式で表されることが分かった。
Ａ＝（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2 …（２）
但し、Ｔ：巻取り温度（℃）を示す。
Ａ＝（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2 …（２）
但し、Ｔ：巻取り温度（℃）を示す。
上記（２）式の関係を導くに至った実験結果の一例を図２、３に示す。この実験では、酸化処理前の種々のＳｉ含有鋼のサンプル表面に、スパッタ法によりＰｔマーカー層を形成し、種々の温度で夫々酸化したサンプル断面の光学顕微鏡観察より当該Ｐｔマーカー部分（内方酸化層の最表面）から粒界酸化層先端（粒界酸化層の最深部）までの距離を「粒界酸化深さ」として定義し、各々の酸化条件に対しプロットを行ったものである。
図２は、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａと粒界酸化深さの関係を示すグラフであり、図３は巻取り温度と粒界酸化深さの関係を示すグラフである。
これらの結果から明らかなように、粒界酸化深さは、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａや巻取り温度等の要因に決定されることになる。そこで、本発明者らは、比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａや巻取り温度によって決定される粒界酸化深さを低減するべく、大気に水蒸気を添加して雰囲気を制御し、鋼板内部を酸化することによって内方酸化層を形成させ、粒界酸化部をスケール化することについて更に検討した。
種々の比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａの各種高Ｓｉ含有鋼板について、大気中への水蒸気添加による雰囲気制御と内方酸化層の厚みを測定した結果、５５０℃以上、７５０℃未満の巻取り温度範囲においては、内方酸化層厚さＢ（μｍ）は、水蒸気濃度ｂ（体積％）としたとき、下記（３）式で表せることが分かった。
Ｂ＝１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（３）
但し、Ｔ：巻取り温度（℃）を示す。
Ｂ＝１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（３）
但し、Ｔ：巻取り温度（℃）を示す。
上記（３）式の関係を導くに至った実験結果の一例（図４、５）を示す。この実験では、酸化処理前の種々のＳｉ含有鋼のサンプル表面に、スパッタ法によりＰｔマーカー層を形成し、種々の温度で夫々酸化したサンプル断面の光学顕微鏡観察より内方酸化層厚さを各々の酸化条件に対しプロットを行ったものである。
図４は、巻取り温度と内方酸化層厚さの関係を示すグラフであり、図５は水蒸気濃度と内方酸化層厚さの関係を示すグラフである。
次に、酸洗不良となる粒界酸化層厚さについて検討したところ、粒界酸化層厚さが１０μｍ以上となれば酸洗不良となることが判明した。従って、前記（２）式で表される粒界酸化深さが、前記（３）式で表される内方酸化層厚さに１０μｍを足した厚みよりも小さくなれば、即ち、下記（１）式で規定される関係を満足すれば、粒界酸化層厚さは１０μｍ以下にできることを見出し、本発明を完成した。
（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2≦
１０＋１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×
（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（１）
但し、ａ：比［Ｓｉ］／［Ｍｎ］の値、ｂ：水蒸気濃度、Ｔ：巻取り温度（℃）
（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2≦
１０＋１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×
（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（１）
但し、ａ：比［Ｓｉ］／［Ｍｎ］の値、ｂ：水蒸気濃度、Ｔ：巻取り温度（℃）
次に、本発明で規定する要件について説明する。
［比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａ：０．５〜２．０］
鋼板中のＳｉの含有量およびＭｎの含有量は、鋼板としての基本的な特性を発揮するために、所定の範囲内に設定されるが、これらの比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａは、拡散阻害性を有するＦｅ2ＳｉＯ4と拡散阻害性の少ないＭｎ2ＳｉＯ4の生成量に影響する。その値ａが０．５未満の場合は、鋼板内部から表面に拡散するＳｉ量より、表層スケールを介して鋼板内部に拡散する酸素量が圧倒的に多くなるため、Ｓｉは鋼板内部で酸化して粒状酸化物（即ち、Ｍｎ2ＳｉＯ4）を形成する。そのため、この値ａが０．５未満の場合には、そもそも粒界酸化は生じないことから、本発明ではこのような組成の鋼板は対象としない。一方、値ａが２．０を超える場合は、拡散阻害能の高いＦｅ2ＳｉＯ4が厚く生成するため、粒界酸化は抑制されるものの、酸洗性が極めて悪くなる。尚、この値ａの好ましい下限は０．７（より好ましくは０．８）であり、好ましい上限は１．５（より好ましくは１．２）である。
鋼板中のＳｉの含有量およびＭｎの含有量は、鋼板としての基本的な特性を発揮するために、所定の範囲内に設定されるが、これらの比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａは、拡散阻害性を有するＦｅ2ＳｉＯ4と拡散阻害性の少ないＭｎ2ＳｉＯ4の生成量に影響する。その値ａが０．５未満の場合は、鋼板内部から表面に拡散するＳｉ量より、表層スケールを介して鋼板内部に拡散する酸素量が圧倒的に多くなるため、Ｓｉは鋼板内部で酸化して粒状酸化物（即ち、Ｍｎ2ＳｉＯ4）を形成する。そのため、この値ａが０．５未満の場合には、そもそも粒界酸化は生じないことから、本発明ではこのような組成の鋼板は対象としない。一方、値ａが２．０を超える場合は、拡散阻害能の高いＦｅ2ＳｉＯ4が厚く生成するため、粒界酸化は抑制されるものの、酸洗性が極めて悪くなる。尚、この値ａの好ましい下限は０．７（より好ましくは０．８）であり、好ましい上限は１．５（より好ましくは１．２）である。
本発明方法を実施するに当り、熱間圧延は常法に従って行えばよいが、鋼片（スラブ）を加熱するときの加熱温度は、仕上げ温度確保の観点から１０００〜１３００℃とすることが好ましい。また、熱間圧延の仕上げ温度は加工性を阻害する集合組織が形成されないように８００〜９５０℃の温度範囲とし、仕上げ圧延後の冷却速度はパーライトの生成を抑制するため３０〜１２０℃／秒とすることが好ましい（より好ましくは５０〜１００℃／秒程度）。但し、巻取り温度については、酸化物層の形態に影響を与えるので、厳密に制御する必要がある。
［巻取り温度：５５０℃以上、７５０℃未満］
巻取り温度が５５０℃未満の場合は、表層スケールに酸溶解性の低いヘマタイトが生成し易くなり、酸洗を行っても粒界酸化が除去できない。一方、巻取り温度が７５０℃以上の場合は、表層スケールが厚くなり、酸洗を行っても表層スケール自体も十分に除去できず、粒界酸化が残ってしまうことになる。こうした観点から、巻取り温度は５５０℃以上、７５０℃未満とする。好ましくは、５７０℃以上（より好ましくは６００℃以上）、７３０℃以下（より好ましくは７００℃以下）である。
巻取り温度が５５０℃未満の場合は、表層スケールに酸溶解性の低いヘマタイトが生成し易くなり、酸洗を行っても粒界酸化が除去できない。一方、巻取り温度が７５０℃以上の場合は、表層スケールが厚くなり、酸洗を行っても表層スケール自体も十分に除去できず、粒界酸化が残ってしまうことになる。こうした観点から、巻取り温度は５５０℃以上、７５０℃未満とする。好ましくは、５７０℃以上（より好ましくは６００℃以上）、７３０℃以下（より好ましくは７００℃以下）である。
［冷却雰囲気の制御］
巻取り後に冷却する条件（冷却終了温度、冷却雰囲気）を適切に制御する必要がある。冷却停止温度に関しては、粒界酸化が生成しなくなる温度が５００℃程度であるため、５００℃以下まで水蒸気添加雰囲気中で冷却を行って、粒界酸化を抑制する必要がある。また、雰囲気中の水蒸気濃度は、内方酸化を進行させるという観点から、１０〜４０体積％とする必要がある。この水蒸気濃度は好ましくは、１５体積％以上（より好ましくは２０体積％以上）、３８体積％以下（より好ましくは３５体積％以下）であるが、少なくとも前記（１）式の関係を満足する必要がある。尚、上記雰囲気の制御に関しては、その制御のし易さからして、大気に対して水蒸気を添加して制御することが好ましい。
巻取り後に冷却する条件（冷却終了温度、冷却雰囲気）を適切に制御する必要がある。冷却停止温度に関しては、粒界酸化が生成しなくなる温度が５００℃程度であるため、５００℃以下まで水蒸気添加雰囲気中で冷却を行って、粒界酸化を抑制する必要がある。また、雰囲気中の水蒸気濃度は、内方酸化を進行させるという観点から、１０〜４０体積％とする必要がある。この水蒸気濃度は好ましくは、１５体積％以上（より好ましくは２０体積％以上）、３８体積％以下（より好ましくは３５体積％以下）であるが、少なくとも前記（１）式の関係を満足する必要がある。尚、上記雰囲気の制御に関しては、その制御のし易さからして、大気に対して水蒸気を添加して制御することが好ましい。
本発明では、上記比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値ａ、および製造条件を適切に制御することによって、表面性状に優れた鋼板を得るものであり、この鋼板の化学成分組成については、高強度鋼板としての特性を満足するものであればよい。こうした観点から、Ｓｉ、Ｍｎを含めた基本成分として、Ｃ：０．０２〜０．３０％、Ｓｉ：１．０〜３．０、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）およびＡｌ：０．１５％以下（０％を含まない）を夫々含有するものが挙げられる。各元素の添加理由は、以下の通りである。
［Ｃ：０．０２〜０．３０％］
Ｃは鋼材（即ち、鋼板）の強度を高めるのに有効な元素であり、また低温変態生成物の量や変態を変えることで伸びや伸びフランジ性に影響を与える元素である。Ｃの含有量が０．０２％未満では、自動車用の高強度のニーズに応えることができなくなり、一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えて過剰になると、溶接性の低下を招くことになる。好ましいＣ含有量は、０．０４％以上（より好ましくは０．０６％以上）、０．２５％以下（より好ましくは０．２％以下）である。
Ｃは鋼材（即ち、鋼板）の強度を高めるのに有効な元素であり、また低温変態生成物の量や変態を変えることで伸びや伸びフランジ性に影響を与える元素である。Ｃの含有量が０．０２％未満では、自動車用の高強度のニーズに応えることができなくなり、一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えて過剰になると、溶接性の低下を招くことになる。好ましいＣ含有量は、０．０４％以上（より好ましくは０．０６％以上）、０．２５％以下（より好ましくは０．２％以下）である。
［Ｓｉ：１．０〜３．０％］
Ｓｉは鋼材の強度を確保する上で重要な元素である。本発明で対象とする鋼板では、強度確保に最低限必要なＳｉ量としてその含有量は１．０％とした。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰となると、延性が劣化する恐れがあり、３．０％以下とした。好ましいＳｉ含有量は、１．２％以上（より好ましくは１．５％以上）、２．８％以下（より好ましくは２．６％以下）である。
Ｓｉは鋼材の強度を確保する上で重要な元素である。本発明で対象とする鋼板では、強度確保に最低限必要なＳｉ量としてその含有量は１．０％とした。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰となると、延性が劣化する恐れがあり、３．０％以下とした。好ましいＳｉ含有量は、１．２％以上（より好ましくは１．５％以上）、２．８％以下（より好ましくは２．６％以下）である。
［Ｍｎ：１．０〜３．５％］
Ｍｎは鋼材の強度を確保するために有用な元素であり、また加工性の非常に優れた高強度鋼板としての特性を得るためには、少なくとも１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、伸びの低下や炭素当量の増大を招き、また溶接性が劣化するので３．５％以下とする必要がある。好ましいＭｎ含有量は、１．２％以上（より好ましくは１．５％以上）、３．０％以下（より好ましくは２．５％以下）である。
Ｍｎは鋼材の強度を確保するために有用な元素であり、また加工性の非常に優れた高強度鋼板としての特性を得るためには、少なくとも１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、伸びの低下や炭素当量の増大を招き、また溶接性が劣化するので３．５％以下とする必要がある。好ましいＭｎ含有量は、１．２％以上（より好ましくは１．５％以上）、３．０％以下（より好ましくは２．５％以下）である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは高強度鋼板を得るために有効な元素であるが、０．０３％を超えて過剰になると、めっきムラが生じやすくなり、また合金化処理が困難になるので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３％に止める必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１％以下にするのが良い。尚、工業生産上、鋼材中のＰ含有量を０％にすることは困難である。
Ｐは高強度鋼板を得るために有効な元素であるが、０．０３％を超えて過剰になると、めっきムラが生じやすくなり、また合金化処理が困難になるので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３％に止める必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１％以下にするのが良い。尚、工業生産上、鋼材中のＰ含有量を０％にすることは困難である。
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは熱間圧延時の熱間割れの原因となる他、スポット溶接性を著しく損なう元素である。鋼材中では、析出物として固定されるが、その量が増大すると、伸びや伸びフランジ性の劣化を招くので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３％に止める必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。尚、工業生産上、鋼材中のＳ量を０％にすることは困難である。
Ｓは熱間圧延時の熱間割れの原因となる他、スポット溶接性を著しく損なう元素である。鋼材中では、析出物として固定されるが、その量が増大すると、伸びや伸びフランジ性の劣化を招くので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３％に止める必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。尚、工業生産上、鋼材中のＳ量を０％にすることは困難である。
［Ａｌ：０．１５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは製鋼段階での脱酸剤として有用な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、製造コストの上昇を招くだけでなく、表面性状を悪化させるので０．１５％を上限とする。好ましくは０．１％以下（より好ましくは０．０５％以下）にするのが良い。上記効果を発揮させるためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）である。
Ａｌは製鋼段階での脱酸剤として有用な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、製造コストの上昇を招くだけでなく、表面性状を悪化させるので０．１５％を上限とする。好ましくは０．１％以下（より好ましくは０．０５％以下）にするのが良い。上記効果を発揮させるためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）である。
上記の成分組成以外の成分は、実質的に鉄である。残部が実質的に鉄の場合、不可避的不純物（例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不純物（Ｏ、Ｎ等））が鋼板中に含まれることは、当然に許容される。本発明で対象とする鋼材には、必要に応じて種々の選択元素を含有させても良く、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの含有量および限定理由は以下の通りである。
［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは鋼板の焼入れ性を高め、組織強化を図る上で有効な元素である。また、Ｃｒはオーステナイト中にＣを濃化させ、安定度を高め、マルテンサイトを生成させ易くするだけでなく、酸化物を鋼板表面に形成すことによって、めっき性にも影響を与える。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、コスト面も不利になる。より好ましくは０．８％以下にするのが良い。尚上記効果を発揮させるためのＣｒ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上（更に好ましくは０．０５％以上）である。
Ｃｒは鋼板の焼入れ性を高め、組織強化を図る上で有効な元素である。また、Ｃｒはオーステナイト中にＣを濃化させ、安定度を高め、マルテンサイトを生成させ易くするだけでなく、酸化物を鋼板表面に形成すことによって、めっき性にも影響を与える。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、効果が飽和するばかりでなく、コスト面も不利になる。より好ましくは０．８％以下にするのが良い。尚上記効果を発揮させるためのＣｒ含有量のより好ましい下限は０．０３％以上（更に好ましくは０．０５％以上）である。
［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、鋼材自体の強度を向上させる上で有効な元素である。特に、Ｆｅよりも酸化し難いＣｕ、Ｎｉが表面に均一に濃化することによって、鋼材内部に拡散する酸素量を更に低減することができる。しかしながら、過剰に含有させることは、経済的に見合わず、加工性も劣化するので、Ｃｕで０．５％以下、Ｎｉで１．０％以下とすべきである。尚、これらの元素を含有させるときの好ましい含有量は、いずれも０．００３％以上である。また、より好ましい上限はＣｕで０．３％以下、Ｎｉで０．７％以下である。
ＣｕおよびＮｉは、鋼材自体の強度を向上させる上で有効な元素である。特に、Ｆｅよりも酸化し難いＣｕ、Ｎｉが表面に均一に濃化することによって、鋼材内部に拡散する酸素量を更に低減することができる。しかしながら、過剰に含有させることは、経済的に見合わず、加工性も劣化するので、Ｃｕで０．５％以下、Ｎｉで１．０％以下とすべきである。尚、これらの元素を含有させるときの好ましい含有量は、いずれも０．００３％以上である。また、より好ましい上限はＣｕで０．３％以下、Ｎｉで０．７％以下である。
［Ｔｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｔｉ、ＶおよびＮｂは、いずれも炭化物を形成し、鋼材を高強度化するために有効な元素である。また、ＴｉはＣ、Ｎを固定し、鋼板の加工性（例えばｒ値）を上昇させる効果も発揮する。しかしながら、これらの含有量は、いずれも１．０％を超えて過剰になると、コスト高となる上、加工性の劣化をもたらすことになる。これらのより好ましい上限は０．８％以下である。尚、上記の効果を発揮させるためには、いずれも０．００３％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００５％以上）。
Ｔｉ、ＶおよびＮｂは、いずれも炭化物を形成し、鋼材を高強度化するために有効な元素である。また、ＴｉはＣ、Ｎを固定し、鋼板の加工性（例えばｒ値）を上昇させる効果も発揮する。しかしながら、これらの含有量は、いずれも１．０％を超えて過剰になると、コスト高となる上、加工性の劣化をもたらすことになる。これらのより好ましい上限は０．８％以下である。尚、上記の効果を発揮させるためには、いずれも０．００３％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．００５％以上）。
［Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは鋼材の固溶強化を図る上で有効な元素である。しかしながらＭｏ含有量が１．０％を超えて過剰になると、製造コストを上昇させることになる。尚、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｏは０．００３％以上（より好ましくは０．０１％以上）含有させることが好ましい。尚、Ｍｏ含有量のより好ましい上限は０．７％以下である。
Ｍｏは鋼材の固溶強化を図る上で有効な元素である。しかしながらＭｏ含有量が１．０％を超えて過剰になると、製造コストを上昇させることになる。尚、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｏは０．００３％以上（より好ましくは０．０１％以上）含有させることが好ましい。尚、Ｍｏ含有量のより好ましい上限は０．７％以下である。
［Ｂ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｂは鋼材の溶接性を向上させ、また焼入れ性を高める作用のある元素である。しかしながらＢ含有量が０．１％を超えて過剰になると、これらの効果が飽和するだけでなく、延性を劣化させ、加工性を低下させることになる。尚、こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上（より好ましくは０．０００５％以上）含有させることが好ましい。尚、Ｂ含有量のより好ましい上限は０．０７％以下である。
Ｂは鋼材の溶接性を向上させ、また焼入れ性を高める作用のある元素である。しかしながらＢ含有量が０．１％を超えて過剰になると、これらの効果が飽和するだけでなく、延性を劣化させ、加工性を低下させることになる。尚、こうした効果を発揮させるためには、Ｂは０．０００２％以上（より好ましくは０．０００５％以上）含有させることが好ましい。尚、Ｂ含有量のより好ましい上限は０．０７％以下である。
［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）］
ＣａおよびＭｇは、介在物の形態を制御して、延性を高め、加工性を向上させる作用がある。しかしながら、これらの含有量がＣａで０．００５％、Ｍｇで０．０１％を超えて過剰になると、鋼材中の介在物が増加して延性が劣化し、加工性が悪くなる。尚、こうした効果を発揮させるためには、いずれも０．０００５％以上（より好ましくは０．０００７％以上）含有させることが好ましい。尚、これらの含有量のより好ましい上限は、Ｃａで０．００３％以下、Ｍｇで０．００７％以下である。
ＣａおよびＭｇは、介在物の形態を制御して、延性を高め、加工性を向上させる作用がある。しかしながら、これらの含有量がＣａで０．００５％、Ｍｇで０．０１％を超えて過剰になると、鋼材中の介在物が増加して延性が劣化し、加工性が悪くなる。尚、こうした効果を発揮させるためには、いずれも０．０００５％以上（より好ましくは０．０００７％以上）含有させることが好ましい。尚、これらの含有量のより好ましい上限は、Ｃａで０．００３％以下、Ｍｇで０．００７％以下である。
本発明方法によって得られる熱延鋼板は、酸洗性が良好なものとなり、また粒界酸化層厚さが薄いものとなっている。こうした熱延鋼板を冷間圧延すると、良好な冷延性が発揮されると共に、表面疵（押し疵）がない表面性状に優れた冷延鋼板となる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
［実施例１］
下記表１に示す化学成分組成の鋼材スラブ（鋼種Ａ〜Ｖ）を溶製し、１２５０℃に加熱し（温度管理は、熱電対を埋め込んだ測定用スラブを一般スラブを同時に加熱して実測する方法による）、仕上げ温度：８７０〜９００℃で厚さ：２．６ｍｍまで熱間圧延し、次いで、平均冷却速度：４０℃／秒で冷却した後、下記表２、３に示す種々の巻取り温度で巻取り、その後、雰囲気中の水蒸気濃度を変えて（大気中に水蒸気を添加することによって雰囲気制御）５００℃以下まで冷却した。
下記表１に示す化学成分組成の鋼材スラブ（鋼種Ａ〜Ｖ）を溶製し、１２５０℃に加熱し（温度管理は、熱電対を埋め込んだ測定用スラブを一般スラブを同時に加熱して実測する方法による）、仕上げ温度：８７０〜９００℃で厚さ：２．６ｍｍまで熱間圧延し、次いで、平均冷却速度：４０℃／秒で冷却した後、下記表２、３に示す種々の巻取り温度で巻取り、その後、雰囲気中の水蒸気濃度を変えて（大気中に水蒸気を添加することによって雰囲気制御）５００℃以下まで冷却した。
得られた熱延鋼板（コイル）のスケール性状（粒界酸化深さ、内方酸化層厚さ、粒界酸化層厚さ）を光学顕微鏡によって測定した。これらについては、コイルの先端部、中央部および後端部の夫々からサンプルを採取し、各々のサンプルの任意の３箇所から断面試料を作製して光学顕微鏡によって測定し、全体の平均値を求めて各条件でのスケール性状（粒界酸化深さ、内方酸化層厚さ、粒界酸化層厚さ）とした。
次に、通常の酸洗（１５％塩酸、７０℃）を行なった後のコイルを、冷延率：４６％で、厚さ：１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を製造し、粒界酸化層厚さ、表面性状を評価した。このとき、粒界酸化層厚さについては、コイルの先端部、中央部および後端部の夫々からサンプルを採取し、各々のサンプルの任意の３箇所から断面試料を作製して光学顕微鏡によって測定し、全体の平均値を求めて粒界酸化層厚さとした。
また、表面性状の評価に関しては、冷延後の鋼板表面を目視観察し、粒界酸化部の脱落がない場合を「良好」とし、粒界酸化部の脱落が生じた場合を「不良」と評価した。その結果を、下記表４、５に示す。
この結果から次のように考察できる。まず本発明で規定する要件を満足するものは（試験Ｎｏ．１、５、７、９、１１、１５〜１８、２０、２１、２３、２４、２６、３０、３１、３４）、熱延鋼板の酸洗性が良好になると共に、鋼板（熱延鋼板および冷延鋼板）における粒界酸化層深さを低減でき、優れた表面性状が得られていることが分かる。特に、冷延鋼板においては、いずれも粒界酸化層深さを５μｍ未満に低減でき、良好な表面性状が得られている。尚、試験Ｎｏ．２、１３、１９、２２、２５、２７〜２９、３２、３３のものは、本発明で規定する要件を満足しないが、得られた鋼板（熱延鋼板および冷延鋼板）における粒界酸化層深さを低減でき、優れた表面性状が得られている参考例である。
これに対し、本発明で規定する要件を満足しないもの（試験Ｎｏ．３、４、６、８、１０、１２、１４）では、粒界酸化層厚さが厚くなっており（即ち、前記（１）式の関係を満足していない）、優れた表面性状が得られていないことが分かる。
Claims (9)
- Ｃ：０．０２〜０．３０％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）およびＡｌ：０．１５％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＭｎの含有量の比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）が０．５〜２．０であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる高Ｓｉ含有鋼板を熱間圧延する際に、巻取り温度を５５０℃以上、７５０℃未満として巻取った後、雰囲気中水蒸気濃度をｂ（体積％：但し、１０≦ｂ≦４０）、前記比（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）の値をａ、巻取り温度をＴ（℃）としたときに、下記（１）式の関係を満たす雰囲気中で５００℃以下まで冷却することを特徴とする表面性状に優れた高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
（０．０７５×Ｔ−３８）×（−１．５ａ＋３．７５）2／（２．４５）2≦
１０＋１．９２×１０6×ｅｘｐ｛−１５４６２／（Ｔ＋２７３）｝×
（０．１５６６ｂ＋０．５０６）×６０0.5／３．６ …（１） - 前記雰囲気は、大気に水蒸気を添加することによって制御されたものである請求項１に記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＴｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：１．０％以下（０％を含まない）およびＮｂ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＢ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、更にＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＭｇ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高Ｓｉ含有熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１〜８のいずれかに記載の製造方法によって得られた熱延鋼板を、冷間圧延することによって得られたものである表面性状に優れた高Ｓｉ含有冷延鋼板。
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