JP2007253199A

JP2007253199A - 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2007253199A
Application number: JP2006081493A
Authority: JP
Inventors: Tsutomu Okamoto; 力岡本; Tadashi Tsunoda; 忠角田; Yasuo Igarashi; 泰生五十嵐; Nobuhiro Fujita; 展弘藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-03-23
Filing date: 2006-03-23
Publication date: 2007-10-04
Anticipated expiration: 2026-03-23
Also published as: JP4516924B2

Abstract

【課題】鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延において、溶融・凝固に引き続く冷却過程で鋼片をAr1以下に下げることなく、そのまま、又は再加熱し熱延を施す工程において、表面割れの発生しにくい薄鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．００４以上で０．０２５％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物が、粒界１μｍ^２当たり１４０個以下とした薄鋼板とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、表面性状に優れた鋼板に関し、特に鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延時において、溶融、凝固に引き続いて、そのまま、又は、再加熱し熱延を施す工程において、熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法、及びこの熱延鋼板を素材として製造される冷延鋼板及び表面処理鋼板及び鋼管に関する。

鋼板の製造工程では、連続鋳造後直ちに熱間圧延する直送圧延や、連続鋳造後、加熱炉へのスラブ装入温度をオーステナイト温度域とし、その後熱間圧延をするいわゆるホットチャージ圧延を行うことにより、スラブに蓄えられた熱エネルギーを有効利用する方法が盛んに利用されている。

スラブが鋳造後室温まで冷却されてγ相からα相へ変態後に再加熱圧延される通常の圧延に対して、上述の如き直送圧延やホットチャージ圧延では、スラブ表面がα相への変態を経ることなく鋳造時に粗大なγ粒のまま加熱され、圧延される。このため、熱間圧延の初期にγ粒界に沿って割れが発生し、この割れが進展することにより大きな割れに至るいわゆる鋼板表面割れが発生する場合がある。

このような、直送圧延やホットチャージ圧延の鋼板表面割れの防止方法として、特許文献１では鋳片スラブ表面から１０ｍｍ以内の範囲をＡｒ３−１００℃以下と、１０００℃以上１２５０℃以下の温度に２回以上加熱冷却を繰り返した後に熱間圧延をする方法が記載されている。この特許文献１に示す開示技術では、上述の温度範囲において加熱と冷却を繰り返すことにより、γ粒の微細化が起こるとともに、冷却中に粒界に析出した炭窒化物は、旧粒界の位置に残存することから新たに生成した粒界に存在しなくなることを見出し、また加熱冷却を少なくとも２回以上繰り返すことにより、表面欠陥を抑制することが可能なことを見出して上述の条件を提案している。

特許文献２には、連続鋳造したスラブを一旦、Ａｃ１点以下まで冷却した後、再度加熱して圧延を行う方法が提案されている。また特許文献３には、スラブの表層部を冷却し３５０℃〜５００℃の温度に１分以上保持した後、表層部を変態させた上で再加熱して圧延する方法が記載されている。これらの技術は、変態を目的として一旦冷却した後に再加熱する必要があり、本来の高温での装入を目的とした直送圧延、ホットチャージ圧延の利点が損なわれ、熱エネルギー的に不利なばかりでなく、目標とする温度までスラブを放冷する必要から生産性を著しく損なうという問題がある。また、特許文献４には、析出物の形態制御のため、１３００℃から１１５０℃の温度範囲で１パス１５％以上の圧下率で２回以上圧延を行うことによる表面割れの防止方法が開示されている。この特許文献４の開示技術では、高温での圧延を達成するためにはスラブ抽出温度を非常に高くする設定する必要があり、同じく、熱エネルギー的に不利となり、高温抽出による生産性の低下が問題となる。特許文献５は熱延用加熱炉に使用する燃料の硫化水素濃度を５０ｐｐｍ以下とする方法を記載しているが、使用燃料の自由度を著しく阻害すること、硫化物起因の割れ以外には効果が発揮できないという問題がある。特許文献６では、(Ｆｅ、Ｍｎ)Ｓの粒界析出起因の表面割れを抑制するために、ＭｎよりもＳとの結合力の強いＴｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｂａ、Ｌｉのうち１種または２種以上添加し、硫化物を作ることで、(Ｆｅ、Ｍｎ)Ｓの生成を抑制する手法を提案しているが、硫化物起因の割れ以外には効果が発揮できない。また、溶鋼中の粗大硫化物は製品の加工性を低下させるため、加工性の求められる鋼板には適用できないという問題がある。
特開平７−２９０１０１号公報特開昭５５−８４２０２号公報特公平７−１１２５６３号公報特開昭５５−７７９０１号公報特開２００１−２５８０１号公報特開２００２−１７８００７号公報

そこで本発明は、上述した従来の問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延において、可能な限り高温で熱延加熱炉に装入し、そのまま又は再加熱し熱延を施す工程において、表面割れの発生しにくい、熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明は、窒化物の列状析出が熱延割れの主原因であることを見出し、その列状析出の無害化のため、円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物を、粒界１μｍ^２当たり１４０個以下とすることで熱延での割れが抑制できることに着目して案出されたものである。

即ち、請求項１に係る発明は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ａｌ：０．００４以上で０．０２５％未満、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物が、粒界１μｍ^２当たり１４０個以下であることを特徴とする。

また、請求項２に係る発明は、更に質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％を含有し、Ｎの含有量[Ｎ]、Ｔｉの含有量[Ｔｉ]が下記の式（Ａ）を満たすことを特徴とする請求項１の薄鋼板である。
[Ｔｉ]−３．４×[Ｎ]＞０（Ａ）

また、請求項３に係る発明は、更に質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、Ｃｕ：０．０４〜１．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．８％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の薄鋼板である。

また、請求項４に係る発明は、円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物が、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＡｌとＮｂの複合窒化物の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のうち何れか１項記載の薄鋼板である。

また、請求項５に係る発明は、請求項１〜４のうち何れか１項記載の薄鋼板の製造方法において、直送圧延もしくはホットチャージ圧延する際において、溶融、凝固に引き続く冷却過程で鋼片をＡｒ１以下の温度まで下げることなく、そのまま又は再加熱し熱延を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法である。

また、請求項６に係る発明は、さらに連続鋳造から熱間圧延の加熱炉で加熱されるまでの時間が２〜１０時間であることを特徴とする請求項５記載の薄鋼板の製造方法である。

また、請求項７に係る発明は、さらに９００〜１２００℃の温度範囲で１パス当たり１０％以上の圧下率、ひずみ速度１／ｓ以上で３回以上の粗圧延を行うことを特徴とする請求項５又は６記載の薄鋼板の製造方法である。

本発明によれば、鋼片の直送圧延もしくはホットチャージ圧延において、熱間圧延で表面割れの生じない、表面性状に優れた薄鋼板を提供することができる。また、本発明では、スラブに蓄えられた熱エネルギーを有効利用し、製造コストの低減を図るとともに、冷却、再加熱時間の短縮による生産性の向上ができるものとして工業的価値を向上させることが可能となる。。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板を例にとり詳細に説明する。以下、組成における重量％は、単に％と記載する。

一般に、１１５０℃〜１０００℃付近で発生する割れはII領域脆性で割れることが知られており、中炭鋼は包晶温度が高いためにγ粒径が大きく応力集中しやすいこと、γ粒界に析出する硫化物、酸化物が粒界強度を低下させることが原因といわれている。

本発明者等は、従来技術では極めて困難であった熱間圧延時の耐表面割れ性を有し、且つ製造コスト性、生産性に優れた薄鋼板を得るため、熱延工程の１１５０℃〜１０００℃の粗圧延時に割れが発生したコイル、スラブを詳細に調査した。その結果、割れの発生するスラブにおいて、図１に示すようなＡｌ窒化物、Ｎｂ窒化物、あるいはＡｌとＮｂの複合窒化物が旧γ粒界上に列状に析出していることを見出し、γ粒界への前記窒化物の列状析出が熱延割れの主原因であることを見出した。そして、その列状析出の無害化のため析出物のサイズ、密度の影響について鋭意検討し、円相当径が５０ｎｍ以下の前記粒界窒化物を、粒界１μｍ^２当たり１４０個以下とすることで熱延での割れが抑制できることを見出した。そして、これを達成する手段として、Ａｌ添加量を低減し、ＡｌＮの析出の駆動力を低くし、連続鋳造から熱延の加熱炉にて加熱されるまでの時間と温度の条件を規定することで、粒界上の前記窒化物析出物密度を低減させることが有効であることを見出し、本発明を案出するに至った。

以下、本発明を適用した薄鋼板を構成する各成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。

Ｃ：０．０６〜０．３０％
Ｃは、０．１２％のときに包晶温度が最も高く、γ粒径が大きくなるため熱延時の表面割れが発生しやすいが、高強度鋼板においては、パーライトやベイナイトなどによる組織強化や微細なＮｂＣを生成し、析出強化を得るために添加が必須な元素である。これら効果を安定して得るためには０．０６％以上の添加が必要である。しかし、０．３０％を超えると溶接性が低下する。このため、本発明では溶接性をも維持する観点から、Ｃの含有量の上限を０．３％とする。

Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させることにより伸び性を向上させるために有効な元素であり、固溶強化により材料強度確保のためにも有効な元素であることから、０．０１％以上の添加が望ましい。但し、過剰な添加で化成処理性を悪化させ、特にＳｉの含有量が２．０％を超えると熱延時のデスケーリング性が著しく低下し、Ｓｉスケールも発生する。このため、Ｓｉの含有量の上限を２．０％とした。特に、表層品位が問題となる鋼板おいて、このＳｉの含有量は、１．０％以下が望ましい。

Ｍｎ：０．１〜３．０％
このＭｎは、強度の確保に必要な元素であり、０．１％以上の添加を必要とする。しかし、３．０％を超えて多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、材料の加工性を劣化させる他、化成処理性も劣化してしまう。このため、このＭｎの含有量は、０．１〜３．０％とした。

Ｐ：０．１％以下
Ｐはフェライトに固溶してその延性を低下させるので、その含有量は０．１％以下とする。

Ｓ：０．０００５〜０．０１％
Ｓは、硫化物を形成して鋼の脆性を著しく低下させ、表面割れの発生の原因となる。即ち、このＳの含有量は低い方が望ましいため、上限を０．０１％とする。またＳは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させるため、加工性の必要な場合には０．００５％以下とすることが望ましい。ただし、０．０００５％未満まで低下させても、含有量低減による加工性の向上の効果は飽和しており、生産コストも増大するため、下限を０．０００５％とした。

Ａｌ：０．００４以上で０．０２５％未満
Ａｌは、本発明で最も重要な元素の一つである。Ａｌは脱酸に必要な元素であり、添加量が少ないと鋼中の酸化物が増大し、脆性を劣化させ、熱延時の表面割れを促進する。十分な脱酸を行うためには、０．００４％以上の添加が必要である。一方、ＡｌはＮと結合して、ＡｌＮとして粒界析出し、Ｎｂの添加されている鋼板では、ＮｂとＡｌの複合窒化物として粒界析出するため、添加量が多いと、鋼の脆性を低減させ、表面割れの原因となる。この抑制のためにはＡｌを０．０２５％未満とする必要がある。特に、表面性状に厳しい鋼板では、このＡｌの含有量を０．０２％以下とすることが望ましい。

Ｎ：０．０００５〜０．０１０％
Ｎを添加し過ぎると、Ａｌと結合して、γ粒界へのＡｌ窒化物、Ｎｂ窒化物、あるいはＡｌとＮｂの複合窒化物の列状析出し、脆性を低下させ、熱延時の表面割れの原因を作り出す。このため、Ｎの含有量の上限を０．０１０％以下とした。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするには製造コストが高くなるので０．０００５％を下限とする。

Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは本発明における重要な元素の一つである。ＴｉはＮｂと同様、炭化物の微細な析出による析出強化により、鋼板の高強度化を可能とする。またＴｉは、Ｎとの親和力が強く、Ａｒ１超の温度で円相当径１００ｎｍ超の比較的大きなＴｉＮを形成し、Ｎを固定することでγ粒界へのＡｌ窒化物、Ｎｂ窒化物、あるいはＡｌとＮｂの複合窒化物の列状析出を抑制し、熱間圧延時の表面割れを抑制する効果がある。これらの結果を有効に発揮させるためには少なくとも０．０１％の添加が必要である。しかし、これらの添加が過度になると析出強化により延性が劣化するため、上限としてＴｉは０．２０％以下とする。ＴｉＮの円相当径は１００ｎｍ超、５μｍ以下が好ましい。また、このＴｉＮの円相当径は、１００ｎｍ未満ではＮを固定しきれず前記粒界窒化物の析出を抑え切れないこと、ＴｉＮの粒界析出物が逆に割れの原因となるため１００ｎｍ超が望ましい。このＴｉＮの円相当径が５μｍ超では大きくなり過ぎ、穴拡げ性などの加工性が劣化するため５μｍ以下が好ましい。さらに好ましくは１００ｎｍ超、１μｍ以下である。

また、Ｔｉの含有量はＮの含有量に対して、式(Ａ)を満たす必要がある。
[Ｔｉ]−３．４×[Ｎ]＞０（Ａ）

式(Ａ)を満たさないと、ＴｉＮの析出が十分に起こらず、Ｎを固定しきれず前記粒界窒化物の析出を抑え切れないため、熱延での表面割れを抑制できない。また、本発明は前記窒化物の抑制を目的とするため、特にＳの含有量が高い場合も、式(Ａ)を変化させるものではない。

Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは炭化物の微細な析出による析出強化により、鋼板の高強度化を可能とする。また、γの加工再結晶を抑制することで鋼板の結晶粒を微細化し、疲労強度を上昇させる。この目的のためにはＮｂを０．０１以上添加することが必要である。一方、多量の添加は析出強化能が頭打ちとなること、更にＡｌと同様Ｎｂ窒化物、ＮｂとＡｌの複合窒化物を形成し、熱延での表面割れの原因となることから、０．１０％以下とする。

Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％
Ｖ、Ｂは共に窒化物形成元素でありＮｂ、Ａｌと同様、脆性を低下させ、熱延時の表面割れの原因となるため添加されないことが望ましい。但し、Ｖは微細炭化物を形成することで鋼を強化し、Ｂは鋼の焼入れ性を高めることで鋼を強化するために添加される。この効果を得るためにはＶで０．００５％以上、Ｂで０．０００３％以上の添加が必要である。ただし、Ｖで０．０５％超、Ｂで０．０１％超添加しても、効果は飽和するためこれを上限とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御し、局部延性を改善するために有効である。この形態制御効果を有効ならしめるためにはＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種を０．０００５％以上の添加するのが望ましい。一方、多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、清浄度を悪化させて延性を低下させるのみならず、コストの上昇を招くので、ＣａとＺｒ、Ｍｇ、ＲＥＭの上限を０．０２％とする。なお、ＲＥＭとしては、例えば、元素番号２１、３９、５７〜７１の元素である。

Ｃｕ：０．０４〜１．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．８％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒはミクロ組織および強度の制御に用いられるもので、添加量が少ないと強度上昇の効果がなく、過剰の添加では、延性を劣化させる。従って、Ｃｕは０．０４〜１．４％、Ｎｉは０．０２〜０．８％、Ｍｏは０．０２〜０．５％、Ｃｒは０．０２〜１．０％の１種または２種以上を添加することが必要である。

γ粒界の析出状態は本発明において最も重要な因子のひとつである。本発明者らは熱延時の表面割れ発生の有無とγ粒界上の析出状態の関係について、鋭意検討を行った。そして、γ粒界上に５０ｎｍ以下のＡｌ窒化物が列状に析出し、この総数が粒界１μｍ^２あたり１４０個以下となるとき、前記粒界析出物は無害化され、熱延での表面割れが抑制できることを見出した。またＮｂ添加鋼においてはＡｌ窒化物、Ｎｂ窒化物、ＡｌとＮｂの複合窒化物が列状に析出しており、同様にこれを合わせた総数が粒界１μｍ^２あたり１４０個以下となるとき、前記粒界析出物は無害化され、熱延での表面割れが抑制できることを見出した。前記粒界析出物は、Ａｌが含まれていれば、Ｎｂ、Ｂ、Ｖの複合窒化物であっても本発明の効果は変わらない。

次に本発明を適用した薄鋼板の製造方法について説明する。

鋼片の圧延は直送圧延もしくはホットチャージ圧延にて実施される。溶融、凝固後の冷却過程で鋼片をＡｒ１以下の温度に落とすと、熱延時の表面割れは抑制できるが、熱延を行うために、加熱炉で多量の熱エネルギーが必要であり、製造コストが増大することに加え、Ａｒ１までの冷却とその後の加熱のために生産性が著しく低下する。このため、本発明では冷却過程において鋼片はＡｒ１以上に保持し、そのまま又は再加熱して熱間圧延を行うこととする。

連続鋳造後、Ａｒ１超の温度のままで熱延の加熱炉に装入され加熱されるまでの時間は本発明で重要な因子であり、２〜１０時間とする。そのメカニズムは明確ではないが、２時間以下では、Ｔｉ添加系ではＴｉＮの析出成長が十分でないことに加え、粒界に析出するＡｌ窒化物、Ｎｂ窒化物、あるいはＡｌとＮｂの複合窒化物の成長も十分でないことから、円相当径５０ｎｍ以下の前記粒界析出物密度が増加する。一方、Ｔｉの添加されていない系では、粒界に析出する前記窒化物のオストワルド成長が十分に起こらないために円相当径５０ｎｍ以下の前記粒界析出物密度が増加し、ひいては熱延時の表面割れが発生するためである。一方、上記時間が１０時間を越えると、スラブの熱が大気に放出され、鋼片がＡｒ１以下の温度となり、製造コストが増大してしまうためである。

加熱後の熱延工程の粗圧延をII領域脆化温度から外すことで熱延時の表面割れはさらに防止できる。しかしながら、これを高温側で回避するためにはスラブの抽出温度を高くする必要があり、加熱による製造コストが増大することに加え、その後の仕上圧延終了温度を所定の温度とするためには、仕上圧延前に温度待ちする必要が生じ、生産性を阻害する。一方、低温側に回避するためには、仕上げ圧延終了温度を確保することができず、強度、伸びの劣化が起こる。従って本発明では、粗圧延を９００〜１２００℃で実施する。なお、仕上げ温度を安定して保つには、粗圧延を１０００℃以上で実施することが好ましい。

粗圧延は上述した温度範囲で少なくとも１０％以上の圧下率で３回以上行う必要がある。その理由として、１パス当たりの圧下率が低いと所定の板厚を得るための圧下回数が多くなり、生産性の低下と仕上温度の確保が困難となるためである。また、圧延回数を３回以下とすると、１パス当たりの圧延率が高くなり、板形状の劣化や、端部割れが発生しやすくなる。また、各圧延におけるひずみ速度は１／ｓ以上とする。その理由として、ひずみ速度が小さいと、生産性が低下する上、加工発熱量の低下から板温度の確保が困難となるためである。

本発明は、熱間圧延中の表面割れを抑制するものであり、圧延以降の仕上げ圧延温度、ＲＯＴ冷却、巻取り温度に制約を与えるものではない。また、この熱延鋼板を素材として冷延鋼板および表面処理鋼板および鋼管を製造する場合にも本発明の効果は失われるものではない。

次に本発明を実施例について説明する。

表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。その後の加熱炉で加熱されるまでの時間、装入温度等を表２に示す。加熱炉装入温度は輻射温度計にて測定した。粗圧延は全て１０００℃から１２００℃の温度で６パスの圧延を各パスとも圧下率１０％以上、ひずみ速度１／ｓ（ｓは、秒を意味する）以上で実施した。

また、これらの鋼中に存在する粒界窒化物を形成している元素の種類、５０ｎｍ以下の窒化物の１μｍ^２当たりの個数、並びに鋼板の表面割れ発生状況を表２に示す。本試験では、析出物は抽出レプリカ法（第３版鉄鋼便覧ＩＶ鉄鋼材料、試験・分析、P３９７参照）に基づいて作製したサンプルをＥＤＳ元素分析機能が実装された透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、析出物の観察及び、元素分析、回折点から析出物の同定および円相当径、析出物個数の測定を行った。析出物密度はＴＥＭで析出物の列の幅と長さと個数を測定し、（析出物密度）＝（個数）／｛（長さ）×（幅）｝にて求めた。

表１に示す鋼Ａ〜Ｏが本発明において成分を限定した鋼（以下、発明鋼という。）である。これに対して、鋼ｐ〜ｖは、本発明において限定した成分から逸脱させた比較鋼であり、鋼ｐはＮｂの添加量を、鋼ｑはＮの添加量を、鋼ｕ、ｖはＡｌの添加量を、本発明において規定した当該成分の上限範囲から逸脱させており、また窒化物密度が本発明の範囲外となっている。また、鋼ｒ、ｔはＡｌの添加量が本発明において規定した成分の範囲から逸脱させている。

表２のうち、Ａ３、Ｃ３は鋳造後、加熱までの時間が本発明の範囲外にあり、窒化物密度が本発明の範囲外となっている。

このようにして得られた熱延鋼板について熱間圧延後に表面割れ観察試験を行った。×は表面割れが確認されたもの、○は表面割れが確認されなかったものを示す。

発明鋼では表面割れが見られないのに対し、比較鋼はいずれも表面割れが発生していることがわかる。

γ粒界に見られる列状窒化物

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．００４以上で０．０２５％未満、
Ｎ：０．０００５〜０．０１０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物が、粒界１μｍ^２当たり１４０個以下であることを特徴とする熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板。
更に質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％を含有し、Ｎの含有量[Ｎ]、Ｔｉの含有量[Ｔｉ]が下記の式（Ａ）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板。
[Ｔｉ]−３．４×[Ｎ]＞０（Ａ）
更に質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｃｕ：０．０４〜１．４％、
Ｎｉ：０．０２〜０．８％、
Ｍｏ：０．０２〜０．５％、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板。
円相当径が５０ｎｍ以下の粒界窒化物が、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＡｌとＮｂの複合窒化物の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のうち何れか１項記載の熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板。
請求項１〜４のうち何れか１項記載の薄鋼板の製造方法において、直送圧延もしくはホットチャージ圧延する際において、溶融、凝固に引き続く冷却過程で鋼片をＡｒ１以下の温度まで下げることなく、そのまま又は再加熱し熱延を施すことを特徴とする熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板の製造方法。
さらに連続鋳造から熱間圧延の加熱炉で加熱されるまでの時間が２〜１０時間であることを特徴とする請求項５記載の熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板の製造方法。
さらに９００〜１２００℃の温度範囲で１パス当たり１０％以上の圧下率、ひずみ速度１／ｓ以上で３回以上の粗圧延を行うことを特徴とする請求項５又は６記載の熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板の製造方法。