JP2020509173A - 表面品質に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

表面品質に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、建築、工具、自動車部品などに適した熱延鋼板に関するものであり、より詳細には、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。

Description

本発明は、建築、工具、自動車部品などに適した熱延鋼板に関するものであり、より詳細には、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
建築、工具、自動車部品などに多用される高炭素熱延鋼板は、２次顧客社で酸洗及び冷間圧延が行なわれた後、最終顧客社で熱処理され、目的に応じた部品に成形される。
しかし、高炭素熱延鋼板の表面に粒界酸化が存在すると、上述の加工時にクラック（ｃｒａｃｋ）が発生するか、または製品の使用中にクラックが発生しやすくなるという問題がある。
したがって、高炭素鋼製品では粒界酸化を最小限に抑えることが求められている。
しかし、熱延状態でＦｅよりも酸素との親和度の高いＣｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉなどが多量に含有されると、粒界酸化が発生しやすくなるという問題がある。このように熱延状態で粒界酸化が発達すると、２次顧客社では、それを除去するための追加の工程が必要となり、これが、結果的に製造コストを上昇させる主な原因となる。その上、追加工程で粒界酸化を全部除去するには限界がある。
したがって、熱延状態で粒界酸化が最小となるように鋼板を製造する必要がある。
一方、高い焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）性を付与するためにボロン（Ｂ）を必須に含む鋼種の場合、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどのような硬化能向上元素の含量を下げることができ、これにより、酸素との親和度の高い元素が少なくなって粒界酸化を予防する効果を得ることができる（特許文献１）。しかし、Ｂの添加だけでは粒界酸化を効果的に防止するのに限界がある。
韓国公開特許第２０１６−００１８８０５号公報
本発明の一側面は、合金組成及び製造条件を最適化して高炭素熱延鋼板の粒界酸化を最小限に抑えることにより、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板及びそれを製造する方法を提供することにある。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：５．０％以下（０％は除く）を含み、Ｍｏ：２．０％以下、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で表されるＨＩ値が０以上であり、且つ下記関係式２を満たす、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板を提供する。
［関係式１］
（ＨＩ）＝−５．６９＋（４．４３×Ｃ）＋（３．７１×Ｍｎ）−（４．５×Ｓｉ）＋（１．７７×Ｎｉ）＋（６．１８×Ｃｒ）＋（１２．０×Ｍｏ）−（４３．６×Ｃｕ）＋（４８．１×Ｖ）≧０
［関係式２］
Ｍｏ＋（１０×Ｓｂ）−（０．１×Ｃｒ）≧０．１４
（関係式１及び２において各成分は、重量含量を意味する。）
本発明の他の一側面は、上述の合金組成及び関係式１と２を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を冷却した後、５００〜７１０℃の温度範囲で巻取る段階と、を含む、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、粒界酸化が最小限に抑えられた、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板を提供することができる。
これにより、２次顧客社では追加工程によるコストを節減することができ、最終製品の耐久性を大きく向上させるという効果がある。
本発明の一実施例において、比較例６（ａ）と発明例７（ｂ）の断面を観察した写真である。
本発明者は、高炭素熱延鋼板を提供するにあたって、粒界酸化を最小限に抑えることができる方法について鋭意研究した。その結果、上記熱延鋼板の合金組成を綿密に制御するとともに、製造条件のうち巻取り条件を最適化することにより、熱延鋼板の表面における粒界酸化を最小限に抑えることができることを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による表面品質に優れた高炭素熱延鋼板は、Ｃ：０．３〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：５．０％以下（０は除く）を含むことが好ましい。
Ｃ：０．３〜１．３％
炭素（Ｃ）は、強度確保に最も効果的な元素である。本発明において優れた硬度を得るためには、Ｃを０．３％以上添加することが好ましい。しかし、その含量が１．３％を超えると、熱間圧延時に硬度が高すぎて工程上の欠陥を引き起こす恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．３〜１．３％に制御することが好ましく、０．３５〜１．２５％に制御することがより好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸効果に有効な元素であり、このような効果のためには、Ｓｉを０．０１％以上含むことが好ましい。但し、その含量が０．５％を超えると、熱延鋼板の表面に粒界酸化を引き起こす可能性が高くなるため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．０１〜０．５％に制御することが好ましく、０．１〜０．４％に制御することがより好ましい。
Ｍｎ：０．３〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｃと共に強度確保に有効な元素である。このようなＭｎの含量が０．３％未満であると、ＦｅＳが形成されて高温で粒界脆性を起こす恐れがある。一方、Ｍｎの含量が２．０％を超えると、中心偏析、介在物形成とともに粒界酸化を起こして熱延鋼板の品質に劣る恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．３〜２．０％に制御することが好ましく、０．４〜１．５％に制御することがより好ましい。
Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸効果のみならず、固溶強化の効果のために添加する元素である。このようなＡｌの含量が多すぎて０．１％を超えると、連続鋳造時にスラブ（ｓｌａｂ）クラックを引き起こすだけでなく、最終製品で粒界酸化を起こす恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．１％以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。
Ｃｒ：５．０％以下（０％は除く）
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を高めるために添加する元素であり、大気中で不動態皮膜を形成して鉄の錆発生を抑制する効果がある。しかし、上記Ｃｒの含量が５．０％を超えると、冷却中に熱延板のエッジ（ｅｄｇｅ）クラックを引き起こす恐れがあるため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を５．０％以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。より好ましくは、Ｃｒの含量を３．５％以下に制御することができる。
本発明の熱延鋼板は、上述の合金組成のほかに物性を向上させる目的で、次のような成分をさらに含むことができる。
具体的には、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉのうち１種以上をさらに含むことが好ましい。
Ｍｏ：２．０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を向上させるのに有効な元素であり、析出強化元素の熱的安定性を付与するために添加することもある。但し、上記Ｍｏは高価な元素であるため、その含量が２．０％を超えると、製造コストが大きく上昇する恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏを添加する際にその含量を２．０％以下に制御することが好ましい。
Ｓｂ：０．００５〜０．１％
アンチモン（Ｓｂ）は、高温で粒界に濃化して粒界酸化を抑制するのに有用な元素である。特に、Ｆｅよりも酸素親和度の高いＣｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉなどの元素が多量に含有された場合に粒界酸化を効果的に抑制する元素である。
上述の効果を十分に得るためには、Ｓｂを０．００５％以上添加することが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、むしろ粒界脆化の原因となるため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｓｂを添加する際にその含量を０．００５〜０．１％に制御することが好ましい。
Ｖ：０．５％以下
バナジウム（Ｖ）は、強度の向上のために添加する元素である。但し、上記Ｖは高価な元素であるため、その含量が０．５％を超えると、製造コストが大きく上昇する恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ｖを添加する際にその含量を０．５％以下に制御することが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
銅（Ｃｕ）は、強度上昇及び耐食性向上のために添加する元素である。但し、このようなＣｕの含量が０．５％を超えると、高温で粒界脆化を起こす恐れがあるため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｃｕを添加する際にその含量を０．５％以下に制御することが好ましい。
Ｎｉ：２．０％以下
ニッケル（Ｎｉ）も強度上昇及び耐食性向上のために添加する元素であり、上記Ｃｕと共に添加すると、上記Ｃｕによる高温粒界脆化を防ぐという効果がある。但し、その含量が２．０％を超えると、界面が不均一となり、高温でスケールのデスケーリング（ｄｅｓｃａｌｉｎｇ）性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｉを添加する際にその含量を２．０％以下に制御することが好ましい。
本発明の他の成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書で言及しないが、Ｐ、Ｓ、Ｎについては、下記のように制御することが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下
リン（Ｐ）は、鋼の製造過程中に不可避に添加される元素であり、偏析によって脆化を引き起こす恐れがあるため、その含量をできるだけ低く制御することが好ましい。
一方、溶線製造時にくず鉄などの添加によってＰの含量が増加する可能性があるため、上記Ｐの含量を最大０．０３％に制御することが好ましく、より好ましくは０．０２％以下に制御することができる。
Ｓ：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼の製造過程中に不可避に添加される元素であり、介在物を形成するか、または低融点のＦｅＳ硫化物を形成して熱間圧延中に粒界脆性を起こす恐れがある。
したがって、上記Ｓの含量をできるだけ低く制御することが好ましく、溶線製造時にくず鉄などの添加によって上記Ｓの含量が増加する可能性があるため、その含量を最大０．０２％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０１％以下に制御することができる。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、固溶強化の効果があるが、その含量が多すぎると、固溶元素が降伏点伸びを起こして表面品質を劣化させる恐れがある。また、窒化物を析出させて加工性を阻害する恐れがある。
したがって、本発明では、上記Ｎの含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、０％は除く。
一方、上述の合金組成を含む本発明の熱延鋼板は、成分間の関係が下記関係式１及び２を満たすことが好ましい。
［関係式１］
（ＨＩ）＝−５．６９＋（４．４３×Ｃ）＋（３．７１×Ｍｎ）−（４．５×Ｓｉ）＋（１．７７×Ｎｉ）＋（６．１８×Ｃｒ）＋（１２．０×Ｍｏ）−（４３．６×Ｃｕ）＋（４８．１×Ｖ）≧０
［関係式２］
Ｍｏ＋（１０×Ｓｂ）−（０．１×Ｃｒ）≧０．１４
（関係式１及び２において各成分は、重量含量を意味する。）
即ち、関係式１で表されるＨＩ値が０以上である場合において、Ｍｏ、Ｓｂ及びＣｒ間の成分関係が関係式２を満たすことが好ましい。
上記ＨＩ値が０未満であると、粒界酸化がほとんど発生しないが、上記ＨＩ値が０以上であると、粒界酸化が大きく発生する。したがって、本発明では、上記ＨＩ値が０以上である場合に、合金成分（Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｒ）間の関係を関係式２を介して制御することにより、粒界酸化を大きく抑制することができる。
上述のように、合金組成及び成分関係を満たす本発明の熱延鋼板は、微細組織として、フェライト及びパーライトの複合組織を含むことが好ましい。
より具体的には、上記フェライトは、面積分率で２〜７０％含み、残部パーライトからなることができる。このとき、上記フェライト分率が２％未満であると、硬化能を確保するためのＣｒなどの元素を少なく含有するようになるため、好ましくない。
一方、上記フェライト分率が７０％を超えると、変態速度が速いか、またはＣｒ、Ｍｏなどのような硬化能強化元素が過剰に添加された場合と同様に、変態速度が遅くなりすぎるという問題がある。
上述のように、合金組成、成分関係及び微細組織の構成を満たす本発明の熱延鋼板は、表面から厚さ方向に１０μｍ以内に存在する酸化物の面積分率が５％以下と、粒界酸化の抑制効果に優れた特性を有する。
即ち、鋼板表面から厚さ方向に１０μｍ以内に存在する酸化物の面積分率が低ければ低いほど、表面に形成された粒界酸化の厚さ（深さ）が薄い。本発明では、上述のように該当領域における酸化物を５％以下の面積分率で形成することにより、２μｍ以下の粒界酸化厚さを得ることができる。
以下、本発明で提供する表面品質に優れた高炭素熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
簡単に説明すると、本発明の高炭素熱延鋼板は、［鋼スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取り］工程を経て製造することができ、各工程の条件については下記に具体的に説明する。
［鋼スラブ再加熱］
まず、上述の合金組成及び成分関係（関係式１及び２）を満たす本発明の鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱処理することが好ましい。
上記再加熱工程は、スラブを均質化するための工程であり、その際の温度が１１００℃未満であると、後続工程である熱間圧延時に圧延荷重が急激に増加する恐れがある。一方、その温度が１３００℃を超えると、後続する熱間圧延の仕上げ圧延時に表面温度が高くなって高温酸化スケールが表面に厚く成長して、圧延時に表面欠陥を引き起こすか、または巻取られたコイルを解く際にスケールが表面から剥がれる欠陥を引き起こす恐れがある。
［熱間圧延］
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板に製造することが好ましく、上記熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延によって行われることができる。
このとき、上記仕上げ圧延は、入側温度が９００〜１１００℃、出側温度が８００〜９５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
上記出側温度が８００℃未満であると、圧延荷重が大きく増加する恐れがあり、特に温度低下が著しい鋼板の両エッジ（ｅｄｇｅ）部では、初析フェライト相が生成され、材質が幅方向に不均一となる恐れがある。一方、出側温度が９５０℃を超えると、鋼板の組織が粗大化し、スケールが厚くなって表面品質が低下する恐れがある。
［冷却及び巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を冷却した後、巻取ることが好ましい。
上記冷却は、一例としてランアウトテーブル（Ｒｕｎ−Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ、ＲＯＴ）で水冷により平均３０〜６０℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。
上記巻取りは５００〜７１０℃の温度範囲で行うことが好ましいが、上記巻取りの際の温度が５００℃未満であると、形状不良が発生する恐れがある。一方、上記巻取りの際の温度が７１０℃を超えると、スケールの剥離によって表面品質に劣る可能性があるため、好ましくない。
既存の高炭素熱延鋼板の場合、上述の温度範囲で巻取りを行うと、変態発熱によって粒界酸化が発生しやすくなるという問題がある。しかし、本発明は、高炭素熱延鋼板に含有される合金組成を制御し、且つその成分間の関係が関係式１を満たす場合にＭｏ、Ｓｂ及びＣｒの含量関係を関係式２で制御する。これにより、上記温度範囲で巻取る際に変態発熱量が大きくないため、粒界酸化を抑制することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定される。
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造した。上記熱間圧延時の仕上げ圧延は、出側温度が８００〜９５０℃の温度範囲で行った。その後、冷却して下記表２に示した巻取り温度で巻取りを行った。
製造されたそれぞれの熱延鋼板の表面から厚さ方向に１０μｍ内に存在する酸化物の分率（面積分率）を観察し、それと共に粒界酸化の厚さを測定した。
上記酸化物の分率と粒界酸化の厚さは、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で断面を測定した後、酸化物の写真及び画像分析を介して酸化物の分率を測定し、粒界酸化の厚さを測定した。
また、各熱延鋼板の形状を目視で観察して不均一などを確認し、スケール剥離の有無を確認して欠陥発生の有無について評価した。
このとき、鋼板の形状は、エッジ部の波（ｗａｖｅ）の高・低差が１０ｍｍ以上である場合を不良と判断した。
Figure 2020509173
Figure 2020509173
上記表１及び２に示すように、合金組成はもちろん、成分関係（関係式１及び２）が本発明で提案する条件を満たす発明例１〜９は、粒界酸化深さがすべて２μｍ以内であるとともに、形状が良好であり、スケール欠陥が発生していないことが確認できる。
これに対し、関係式１で表されるＨＩ値が０以上であるものの、関係式２の値が本発明を満たしていない比較例１〜８では、粒界酸化深さがすべて２μｍを超え、最大２１μｍに形成されていることが確認できる。また、比較例１〜８では、上記粒界酸化深さが大きくなるほど表面から１０μｍ以内に存在する酸化物の面積率が増加することが確認できる。
さらに、関係式２の値が本発明の範囲を外れる鋼種１１において、巻取り温度が相対的に低い比較例８は、形状が不良であり、巻取り温度が相対的に高い比較例７では、スケールの厚さが厚くて巻取られたコイルを解く際にスケール剥離が発生した。
一方、関係式１で表されるＨＩ値が０未満である対照例の場合、粒界酸化が大きく発生していないことが確認できる。
図１は比較例６（ａ）と発明例７（ｂ）の断面を観察した写真である。
比較例６の場合、粒界及び母材の内部にＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化物が形成されていることが確認できるが、発明例７の場合には、粒界または母材に酸化物がほとんど生成されていないことが確認できる。

Claims (8)

  1. 重量％で、Ｃ：０．３〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：５．０％以下（０％は除く）を含み、Ｍｏ：２．０％以下、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    下記関係式１で表されるＨＩ値が０以上であり、且つ下記関係式２を満たす、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板。
    ［関係式１］
    （ＨＩ）＝−５．６９＋（４．４３×Ｃ）＋（３．７１×Ｍｎ）−（４．５×Ｓｉ）＋（１．７７×Ｎｉ）＋（６．１８×Ｃｒ）＋（１２．０×Ｍｏ）−（４３．６×Ｃｕ）＋（４８．１×Ｖ）≧０
    ［関係式２］
    Ｍｏ＋（１０×Ｓｂ）−（０．１×Ｃｒ）≧０．１４
    （関係式１及び２において各成分は、重量含量を意味する。）
  2. 前記熱延鋼板は、重量％で、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下及びＮ：０．０１％以下を含む、請求項１に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板。
  3. 前記熱延鋼板は、微細組織として、フェライト及びパーライトの複合組織を含む、請求項１に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板。
  4. 前記熱延鋼板は、表面から厚さ方向に１０μｍ以内に存在する酸化物の面積分率が５％以下である、請求項１に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板。
  5. 重量％で、Ｃ：０．３〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．１％以下（０％は除く）、Ｃｒ：５．０％以下（０％は除く）を含み、Ｍｏ：２．０％以下、Ｓｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で表されるＨＩ値が０以上であり、且つ下記関係式２を満たす鋼スラブを１１００〜１３００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを粗圧延及び仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を冷却した後、５００〜７１０℃の温度範囲で巻取る段階と、
    を含む、表面品質に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    （ＨＩ）＝−５．６９＋（４．４３×Ｃ）＋（３．７１×Ｍｎ）−（４．５×Ｓｉ）＋（１．７７×Ｎｉ）＋（６．１８×Ｃｒ）＋（１２．０×Ｍｏ）−（４３．６×Ｃｕ）＋（４８．１×Ｖ）≧０
    ［関係式２］
    Ｍｏ＋（１０×Ｓｂ）−（０．１×Ｃｒ）≧０．１４
    （関係式１及び２において各成分は、重量含量を意味する。）
  6. 前記鋼スラブは、重量％で、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下及びＮ：０．０１％以下を含む、請求項５に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
  7. 前記仕上げ圧延は、入側温度が９００〜１１００℃、出側温度が８００〜９５０℃の温度範囲で行う、請求項５に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
  8. 前記巻取り後、前記熱延鋼板の表面から厚さ方向に１０μｍ以内に存在する酸化物の面積分率が５％以下である、請求項５に記載の表面品質に優れた高炭素熱延鋼板の製造方法。
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