JP5799913B2

JP5799913B2 - スケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5799913B2
Application number: JP2012171940A
Authority: JP
Inventors: 前田　大介; 大介前田; 河野　治; 治河野; 岩尾　雄介; 雄介岩尾; 拡史御手洗; 近藤　泰光; 泰光近藤; 寛志多根井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-02
Filing date: 2012-08-02
Publication date: 2015-10-28
Anticipated expiration: 2032-08-02
Also published as: JP2014031537A

Description

本発明は、スケール密着性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関するものである。

熱延鋼板は、熱間圧延時に酸化雰囲気を通過するため、鋼板表面にスケール（鉄酸化物）が不可避的に生成する。このスケールは、その後の精整工程において、各種ロールを通過する際に鋼板の地鉄から剥離する場合がある。熱延鋼板は、自動車部品、建築材料等に使用されていることから、このように熱延鋼板の製造工程でスケールの剥離が生じたり、熱延鋼板の製造後の時点ではスケールが剥離していなくても、各種自動車部品、建築部品への加工時にスケールが剥離したりすると、美観性の劣化だけでなく、製品としての使用環境における耐食性劣化にもつながる可能性があり、好ましくない。また、精整工程で部分的にスケール剥離が生じてしまうと、熱延鋼板がロールを通過する際に、熱延鋼板表面に残存したスケールが鋼板表面に押し込まれることで、酸洗した後にも凹凸模様として残存する場合がある。この場合、美観性もさることながら、表面凹凸によって疲労特性の悪化などが引き起こされることもある。このような理由から、熱延鋼板は、スケールと地鉄との密着性に優れたものであることが求められる。

地鉄とスケールの密着性は、スケールを薄肉化することで良好となることが知られている。これは、熱延鋼板の加工時にスケール表層にかかる歪が小さくなり、クラックの発生が抑制されるためとされている。また、地鉄とスケールの密着性は、ウスタイト（ＦｅＯ）と地鉄との界面にマグネタイト（Ｆｅ₃Ｏ₄）を生成させた場合に良好となることが示されている（例えば、非特許文献１）。この理由は明確ではないが、地鉄とウスタイトの界面から生成したマグネタイト層は地鉄との整合性が良好であるためと推定されている。

従来においては、これらの知見に基づいた熱延鋼板及びその製法が提案されている。特許文献１には、５５０〜７００℃で巻取ったコイル状の鋼板を非酸化性雰囲気中で３５０℃まで冷却して、スケールをウスタイト（ＦｅＯ）から密着性に優れたマグネタイト（Ｆｅ₃Ｏ₄）に完全に変態させる方法が開示されている。また、特許文献２及び特許文献３には、仕上圧延機出側から巻取機に至る間で、ローラーにより熱延鋼板をシールするか、或いは、不活性ガスや還元性ガス雰囲気下で冷却することによって、スケールの生成を抑制し、これによりスケールを薄肉化して密着性を高める技術が開示されている。

また、特許文献４には、巻取り後のコイルを５５０〜４５０℃で１０ｍｉｎ.以上２ｈｒ以下保持し、その後４５０℃から１℃／ｍｉｎ．以上の冷却速度で冷却してスケールを地鉄-Ｆｅ₃Ｏ₄-ＦｅＯ-Ｆｅ₃Ｏ₄の３層構造とし、かつ地鉄と接するＦｅ₃Ｏ₄層の平均厚さを全スケール厚の１／５以下とする方法が提案されている。

特開昭５９-２２２５３３号公報特開平４−２２８２０４号公報特開平４−２６６４０１号公報特開昭６２-１３６５６１号公報

日本鉄鋼協会第１３６回秋季講演大会講演論文集（「材料とプロセス−材料の組織と特性」），Ｐ１０８７

特許文献１、特許文献２、特許文献３の開示技術では、高いスケール密着性が得られることが示されているものの、コイルの冷却雰囲気、仕上げ圧延機出側〜巻き取り機の間の雰囲気を非酸化雰囲気とするために極めて高いコストがかかるという問題点がある。また、特許文献４の開示技術は、冷却履歴の制御により密着性の向上を図る技術であるが、本発明者らの知見によれば、密着性が十分でなく、スケール剥離が起こる場合があった。

そこで、本発明は、以上のような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、コストを高めることなく、スケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題に対し、コストを高めることなく高い密着性を得る技術について詳細な検討を行い、その結果、スケール厚みを２０μｍ以下とした上で、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さに対する、前記地鉄と前記マグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さの割合を８０％以上とし、更に、そのマグネタイトの平均粒径を３μｍ以下とすることで、飛躍的にスケール密着性が向上することを明らかにするに至った。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱延鋼板であって、鋼板表面に形成されるスケールの厚みが２０μｍ以下であり、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さに対する、前記地鉄と前記マグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さの割合が８０％以上であり、かつ、前記マグネタイトの平均粒径が３μｍ以下であることを特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。

（２）更に、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。

（３）更に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％の何れか１種又は２種を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。

（４）（１）〜（３）の何れかに記載の成分を有するスラブを加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を１１００℃以下で開始、１０００℃以下で終了し、仕上圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取りを行い、巻取り後に６０分以内に４００〜４５０℃の温度域まで冷却し、４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持することを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。

（５）（１）〜（３）の何れかに記載の成分を有するスラブを加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を１１００℃以下で開始、１０００℃以下で終了し、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、４００〜４５０℃の温度域で巻取りを行い、４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持することを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、スケールの密着性に優れた熱延鋼板を低コストで得ることが可能となり、ひいては、熱延鋼板が使用される自動車や建築材料等における美観性の向上を図る効果が得られる。また、加工時のスケールの剥離を抑制できることから、歩留まり向上に大きく寄与することが可能となる。

地鉄とマグネタイトの接触割合と、スケールの厚みとスケール密着性との関係を示す図である。マグネタイトの平均粒径と、スケールの厚みとスケール密着性との関係を示す図である。巻取り温度と、巻取り後から４００〜４５０℃の温度域までの冷却に要した時間と、マグネタイトの平均粒径との関係を示す図である。４００〜４５０℃の温度域での保持時間とマグネタイトの接触割合との関係を示す図である

発明者らは、地鉄とスケールの密着性を支配する因子を明らかにすべく、熱間圧延の条件及び巻取り後のコイルの冷却履歴について様々に変化させた条件の下で熱延鋼板を作製し、スケールの厚み、組成、断面構造及び粒径と、スケール密着性との関係について検討を行った。

スケールの厚みは、板幅方向を法線に持つ断面（以下、Ｌ断面と称する。）の光学顕微鏡像を観察することによって測定した。光学顕微鏡像は倍率を１０００倍とした。スケールの厚みは、光学顕微鏡像を３視野以上観察して各視野毎に測定し、得られた各視野毎の測定結果について算術平均したものを評価対象とした。

スケールの組成はＸ線回折により測定した。スケールの断面構造は、Ｘ線回折による組成の特定結果と、Ｌ断面の走査型電子顕微鏡像とにより決定した。もともと、スケールとしては、通常、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ₃Ｏ₄）、ヘマタイト（Ｆｅ₂Ｏ₃）が存在している。これらのうちヘマタイトは、一般的にスケールの最表層に極薄く生成するため、走査型電子顕微鏡像を観察することにより他のスケールと見分けることが十分に可能である。また、ウスタイトとマグネタイトは、走査型電子顕微鏡像においてコントラストの違いにより見分けることが可能である。このため、走査型電子顕微鏡像において各スケールの分布領域を見分けたうえで、Ｘ線回折により各スケールの組成を特定することによって、Ｌ断面においてウスタイト、マグネタイト、ヘマタイトそれぞれがどのように分布しているか決定することができる。

走査型電子顕微鏡像については、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さを測定し、これを、鋼板の地鉄とスケールとの圧延方向での接触長さとするとともに、鋼板の地鉄とスケールのマグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さを測定し、これを、地鉄とマグネタイトとの圧延方向での接触長さとして測定することとした。そして、地鉄とスケールとの圧延方向での接触長さに対する、地鉄とマグネタイトとの接触長さの割合を算出することとし、その割合をマグネタイトの接触割合として評価対象に含めることとした。なお、ここでいう地鉄とスケールやマグネタイトとの圧延方向での接触長さとは、Ｌ断面の走査型電子顕微鏡像における観察視野での幅方向長さのことをいう。

スケールの粒径は、ＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＰａｔｔｅｒｎ）法によりＬ断面の結晶方位を測定し、１５°以上の結晶方位差を持つ測定点間を結晶粒界と定め、結晶粒界により囲まれた領域を結晶粒と定義して、ＥＢＳＰ法による測定結果から結晶粒を判別したうえで、各結晶粒の円相当径を求めることによって測定した。結晶方位の測定は、スケールの全厚、幅方向３０μｍ以上を含む大きさの視野を測定範囲とし、測定点間の間隔を０．０６μｍステップとして測定を行った。また、スケールの粒径は、結晶方位の測定結果から一視野での各結晶粒毎の円相当径を測定し、各結晶粒の円相当径を算術平均して一視野内でのスケールの平均粒径を求めたうえで、３視野以上測定して得られた視野毎の平均粒径を算術平均したものを評価対象とした。

スケールの密着性は、熱延鋼板からＬ方向短冊形状試験片（３０ｍｍ×２００ｍｍ×全厚）を採取し、得られた試験片に対して曲げ半径＝２５ｍｍの条件の下で９０度曲げ試験を行い、試験後に得られた試験片の曲げ部内周側、長手方向４０ｍｍ部でのスケール剥離状況を観察し、その観察結果によって評点１〜４として評価を行った。ちなみに、このＬ方向短冊形状試験片の全厚は、１．０ｍｍ〜２６ｍｍ程度であり、代表的なものとしては例えば３．０ｍｍである。具体的な評価基準としては、スケール剥離が一切起こらなかった場合を評点１、スケール剥離自体は起こらないものの表層にシワが形成された場合を評点２、評価試験では軽微なスケール剥離が起こるが実用加工上では剥離は起こらないレベルの場合（スケールの剥離部の面積が１０％未満の場合）を評点３、評価試験でスケールの剥離部の面積が１０％以上であり、実用上問題となるレベルのスケール剥離が起こる場合を評点４とした。なお、剥離部の面積は対象領域を撮影し、画像処理することで求めた。

図１は、地鉄とマグネタイトの接触割合と、スケールの厚みとスケール密着性との関係を示す図である。図１には、マグネタイトの平均粒径が３．０μｍ以下のデータのみをプロットしている。図１に示すように、マグネタイトの接触割合が高いほど、また、スケールが薄いほど、スケール密着性の評点が小さくなり、スケール密着性が向上することがわかる。マグネタイトの接触割合の増加に伴いスケール密着性が向上するのは、地鉄との界面に生成したマグネタイトがウスタイトと比べて地鉄に対する密着性が高いことや、ウスタイトがマグネタイトと比べて脆く、ウスタイトが多いと加工により地鉄との界面にクラックが発生しやすくなることが理由として考えられる。マグネタイトの接触割合が８０％未満の場合、スケール厚みが薄くてもスケール密着性の評点として評点４しか得られなかった。スケール厚みが薄いほどスケール密着性が向上するのは、スケール厚みが薄くなるほどスケール表層にかかる歪が小さくなり、クラックの発生が抑制されるためと考えられる。マグネタイトの接触割合が８０％以上の場合でも、スケールが厚い場合、スケール密着性の評点として評点４となる場合があった。発明者らは、この点についてさらに研究を進めた。

図２は、マグネタイトの平均粒径と、スケールの厚みとスケール密着性との関係を示す図である。図２には、地鉄とマグネタイトの接触割合が８０％以上のデータのみをプロットしている。図２に示すように、マグネタイトの平均粒径が小さくなるほどスケール密着性の評点が小さくなり、スケール密着性が向上していることがわかる。ちなみに、このマグネタイトの粒径は、同一視野でのＳＥＭ観察によりマグネタイトの分布状態を確認し、ＥＢＳＰマッピングと比較することで決定している。また、スケール厚みが２０μｍ以下であっても、平均粒径が３μｍ以上であると、スケール密着性の評点が評点４となり、スケールの剥離部の面積が１０％以上となった。したがって、マグネタイトの接触割合が高く、スケールが薄い場合でも評点が４となってしまうのは、地鉄と接触するマグネタイトの粒径が大きいためであるということが明らかになった。マグネタイトの粒径が密着性に影響する理由は明確ではないが、マグネタイトの粒径の微細化に伴い応力緩和効果の影響が強くなるためと考えられる。即ち、地鉄と接触するマグネタイトの粒径が微細化することで、結晶方位による変形応力差の影響を受けづらくなり、地鉄とスケールとの界面にかかる応力が緩和されるためと考えられる。

以上のように、本発明者らは、スケール厚みを２０μｍ以下とした上で、地鉄とマグネタイトとの接触割合を８０％以上とし、かつ、マグネタイトの平均粒径を３μｍ以下とすることで、高いスケール密着性が得られることを見出した。

本発明は、上述のような知見に基づきなされたものであり、以下、その本発明を適用した熱延鋼板とその製造方法を実施するための形態について説明する。

まず、本発明に係る熱延鋼板の化学成分について、以下に説明する。

本発明に係る熱延鋼板は、基本となる化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４％、Ｓｉ：０．００１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものである。以下、各化学成分の数値範囲を限定した理由について詳細に説明する。なお、以下においては、熱延鋼板の化学成分を質量％で表すうえで、単に％と記載して説明する。

Ｃは、強度確保のため０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃは、多量に添加してしまうと、靭性を劣化させると共に、溶接時において溶接熱影響部を硬化させて溶接性を劣化させるため、その上限を０．４％とする。

Ｓｉは、多量に添加してしまうと、圧延時のデスケーリング性を劣化させ、スケール押し込み疵が発生しやすくなるうえ、製鋼コストの増加を招くことから、その上限を２．０％とする。また、Ｓｉは、本発明の目的とする効果を得るうえで下限を特に定めるものではないが、０．００１％未満とすることは製鋼コストの増加を招くため好ましくない。

Ｍｎは、鋼中に含まれるＳを固定して靭性を良好にするため、０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｍｎは、多量に添加してしまうと、製鋼コストの増加を招くと同時に、かえって靭性も劣化させるため、その上限を３．０％とする。

Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が多くなると鋼板が脆化するため、０．０５％を上限とする。

Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が多くなると、ＭｎＳを多量に生成して加工性を低下させるため、０．０５％を上限とする。

Ａｌは、脱酸元素として必要に応じて添加される元素である。しかしながら、Ａｌは、０．３％超添加すると鋼板を脆化させやすくなるため、０．３％を上限とする。

Ｎは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が多くなると、窒化物を生成して加工性を低下させるため、０．０１％を上限とする。

また、本発明に係る熱延鋼板は、上述した化学成分以外に、各種特性の向上のため、必要に応じて、下記の元素を含有していても良い。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、鋼中に炭窒化物として析出して強度を高める効果に加え、鋼のミクロ組織を細粒化することによって、強度と靭性、溶接時における溶接熱影響部の靭性のそれぞれを向上させる効果を有する。各元素とも、これらの効果を十分に得るには０．００１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、多量に添加してしまうと、溶接時における溶接熱影響部の靭性をかえって大幅に劣化させるため、その上限について、Ｎｂは０．２０％、Ｖは０．３０％、Ｔｉは０．２０％とする。

Ｃｕは、強度及び耐食性を向上させる効果を有する。これらの効果を十分に得るには０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃｕは、多量に添加してしまうとスラブの熱間割れ発生の原因となるため、その上限を１．５０％とする。

Ｎｉは、強度と靭性を共に向上させる効果を有する。これらの効果を十分に得るには０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｉは、多量に添加してしまうと経済性を著しく損なうため、その上限を１．５０％とする。

Ｃｒは、焼入れ性を高める効果や、焼戻し軟化抵抗を高める効果、更には耐食性を向上させる効果を有する。これらの効果を十分に得るには０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃｒは、多量に添加してしまうと、溶接時において溶接熱影響部の靭性を劣化させることから、その上限を１．００％とする。

Ｍｏは、焼入れ性を高める効果や、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。これらの効果を十分に得るには０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｍｏは、多量に添加してしまうと、溶接時において溶接熱影響部の靭性を劣化させることから、その上限を１．００％とする。

Ｂは、焼入れ性を著しく向上させ、強度を高める効果を有する。この効果を十分に得るためには０．０００１％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｂは、多量に添加してしまうと、溶接時において溶接熱影響部を硬化させることにより溶接性を大幅に劣化させるため、その上限を０．００５％とする。

Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の析出を抑制したり、介在物を球形化することによって介在物を無害化し、靭性や穴広げ性を向上させる効果がある。これらの効果を十分に得るには、Ｃａは０．０００３％以上、ＲＥＭは０．００１％以上の添加が必要である。しかしながら、両元素ともに、多量に添加してしまうと靭性を劣化させるため、その上限について、Ｃａは０．０１０％、ＲＥＭは０．０３０％とする。

次に、本発明に係る熱延鋼板のスケールに関するパラメータの限定理由について説明する。

鋼板表面に形成されるスケールは、その厚みを２０μｍ以下とする。スケールの厚みが２０μｍ超であるとスケール密着性の低下を招く。これは、熱延鋼板の加工時において、スケール厚みが薄くなるほどスケール表層にかかる歪が小さくなり、クラックの発生が抑制されるためと考えられる。

また、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さに対する、地鉄とマグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さの割合であるマグネタイトの接触割合は８０％以上とする。マグネタイトの接触割合が８０％未満であるとスケール密着性の低下を招く。これは、地鉄との界面に生成したマグネタイトがウスタイトと比べて地鉄に対する密着性が高いことや、ウスタイトがマグネタイトと比べて脆く、ウスタイトが多いと加工により地鉄との界面にクラックが発生しやすくなることが理由として考えられる。

また、スケールとしてのマグネタイトの平均粒径は３μｍ以下とする。マグネタイトの平均粒径が３μｍ超であるとスケール密着性の低下を招く。これは、地鉄と接触するマグネタイトの粒径が微細化することで、熱延鋼板の加工時において、結晶方位による変形応力差の影響をうけづらくなり、地鉄とスケールとの界面にかかる応力が緩和されるためと考えられる。

次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。

まず、本発明に規定の条件を満足する成分を有するスラブを加熱する。このときの加熱温度は、温度が高くなるほど加熱時に生成する一次スケールが厚くなるため、スケール厚さを薄くする観点からは低い方が好ましい。しかし、加熱温度が１０５０℃未満であると、粗圧延時の圧延荷重が著しく高まることで生産性を阻害するため、１０５０℃以上であることが好ましい。また、加熱温度は、その上限について特に定めるものではないが、加熱温度を１３００℃超にすることは製造コスト上好ましくない。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ等の析出強化による高強度化効果を得ようとする場合、これら合金成分を十分に溶体化する必要があるため、この場合は加熱温度を１１５０℃以上にすることが好ましい。また、鋳造したスラブは、熱間のまま直送圧延しても良い。

続いて、加熱後のスラブを粗圧延する。粗圧延の条件に関しては特に規定するものではないが、デスケーリングを各圧延ロールの直前で行うことが好ましい。デスケーリングを行わない場合、厚く成長したスケールが圧延によって埋め込まれ、鋼板表面に凹凸が形成される可能性が有る。

続いて、粗圧延後の鋼板を仕上げ圧延する。仕上げ圧延は、その開始温度を１１００℃以下とする。開始温度が１１００℃超では、仕上げ圧延機内で生成するスケールが厚くなり、その結果、最終的なスケール厚みが２０μｍ超となり、スケール密着性が低下してしまう。仕上げ圧延の開始温度の下限は特に定めるものではないが、９５０℃以下にすることは圧延荷重の著しい上昇が発生するため生産性の観点から好ましくない。仕上げ圧延は、その終了温度を１０００℃以下とする。仕上げ圧延の終了温度が１０００℃超ではその後のスケール成長が促進され、スケール厚みが２０μｍ超となるためである。仕上げ圧延の終了温度の下限は特に定めないが、８００℃以下とすることは圧延荷重の著しい増加を招くため、生産性の観点から好ましくない。

続いて、仕上げ圧延後の鋼板について、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。この温度域での冷却速度が８０℃／ｓ未満では、スケールが成長してしまいスケールが過度に厚くなってしまうためである。

続いて、冷却後の鋼板について、以下の何れかの条件で巻取りを行う。第一の条件では、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取りを行い、巻取り後に６０分以内に４００〜４５０℃の温度域まで冷却する。第二の条件では、４００〜４５０℃の温度域で巻取りを行う。この理由について説明する。

図３は、巻取り温度と、巻取り後から４００〜４５０℃の温度域までの冷却に要した時間と、マグネタイトの平均粒径との関係を示す図である。この図では、４５０℃以下の温度域で巻き取った場合については、巻取り後から４００〜４５０℃の温度域までの冷却に要した時間はゼロとした。図３に示すように、巻取り温度が低いほど、または、巻取り後に４５０℃以下の温度域まで出来るだけ速く冷却することで、微細なマグネタイトが得られることがわかる。これは、４００〜５５０℃の温度域で巻取ることにより、地鉄とウスタイトの界面にマグネタイトが核生成し、４００〜４５０℃の温度域で巻取った場合はマグネタイトが粗大に粒成長するのを抑制でき、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取った場合はその後早期に４５０℃以下の温度域まで冷却することによって、マグネタイトが粗大に粒成長することを抑制できるためと考えられる。巻取り温度が５５０℃超のときにマグネタイトが粗大となるのは、巻取り温度が５５０℃超であると、仕上げ圧延時に鋼板表面に形成されたウスタイトが、表層側から酸化によってマグネタイトに置き換わってしまい、その結果、地鉄と接触するマグネタイト粒が粗大になるためと考えられる。一方、４００℃未満で巻き取りを行うと、スケール中のウスタイト粒界やボイドを起点にマグネタイト変態が起こるようになり、地鉄とマグネタイトとの接触割合が８０％未満となってしまう。これらの理由に基づき巻取り温度を設定した。

また、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取りを行う場合、４００〜４５０℃の温度域まで早期に冷却しなければ、地鉄界面に生成したマグネタイト粒が粗大化する。このため、この場合、４００〜４５０℃の温度域までできるだけ早く冷却することが好ましく、少なくとも巻取り後６０分以内に４００〜４５０℃の温度域まで冷却する必要がある。このときの冷却手法は特に問うものではないが、例えば、巻取り後のコイルを強制的に水冷する手法や、送風によって冷却する手法等がある。また、コイルの冷却速度は、コイルが小さいほど速くなることを活用して、コイルの大きさが小さくなるように調整しても良い。

続いて、上述の何れかの条件の下で巻取りを行い、４００〜４５０℃の温度域にした後は、その４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持する。この理由について説明する。

図４は、４００〜４５０℃の温度域での保持時間とマグネタイトの接触割合との関係を示す図である。図４に示すように、４００〜４５０℃の温度域での保持時間が長いほどマグネタイトの接触割合が増しており、マグネタイトの接触割合を８０％以上とするためには９０分以上の保持時間が必要であることがわかる。マグネタイトを微細に生成させるためには、低温でウスタイトからマグネタイトに変態させることが必要となるが、一方、低温で変態させると拡散速度が遅くなるため、スケールの広い範囲をマグネタイトに変態させるためには長時間の保持が必要になる。このため、微細なマグネタイトの接触割合を８０％以上確保するためには、４００〜４５０℃の温度域での保持時間を９０分以上にすることが必要になると考えられる。４００〜４５０℃の温度域での保持時間が９０分未満であると、マグネタイトの接触割合が８０％未満となり、スケール密着性の低下を招く。マグネタイトの接触割合を高くする観点からは、４００〜４５０℃の温度域での保持時間を１２０分以上とすることが好ましい。

以下、本発明の効果を実施例により更に説明する。

下記の表１に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られたスラブを下記の表２に示す条件で熱間圧延を行った。なお、表２における下線は、本発明において規定した条件を満足していないものを示す。

得られた熱延鋼板からは、Ｌ断面を観察するための試料を採取し、その試料のＬ断面の光学顕微鏡像からスケールの厚みを測定した。また、採取した試料については、Ｘ線回折によりスケールの組成を測定するとともに、走査型電子顕微鏡によりスケールの断面の観察を行い、スケールの断面構造の特定、マグネタイトの接触割合の測定を行った。また、採取した試料については、ＥＢＳＰ法によりＬ断面の結晶方位を測定し、その測定結果からマグネタイトの平均粒径を測定した。これらの測定のための詳細な条件は、発明の実施の形態において説明した条件と同様であるが、使用したＬ方向短冊形状試験片の全厚は、２〜５ｍｍである。

また、得られた熱延鋼板については、スケール密着性を評価するため９０度曲げ試験を行った。９０度曲げ試験の試験条件や、スケール密着性の具体的な評価基準は、発明の実施の形態において説明した条件と同様である。

表２に示す通り、鋼Ｎｏ．２、４、６、７、１０、１１、１６、１８、１９、２１〜２８、３０、３２、３３は、本発明に規定の製造条件を満たしており、スケール厚みが薄く、地鉄とマグネタイトとの接触割合が高く、かつ地鉄界面に接触しているマグネタイトの粒径が細かくなった結果、スケール密着性に優れたものとなっていた。

一方、鋼Ｎｏ．１、３、５、８、９、１２、１３〜１５、１７、２０、２９、３１は、下記の理由により優れたスケール密着性を得ることができなかった。

鋼Ｎｏ．１、１５、２０、３１は、４００〜４５０℃の温度域での保持時間が本発明に規定の下限値未満であったため、地鉄とマグネタイトとの接触割合が８０％未満となってしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

鋼Ｎｏ．３は、仕上げ圧延開始温度が本発明に規定の上限値超であったため、スケールが厚くなってしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

鋼Ｎｏ．５は、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域での冷却速度が本発明に規定の下限値未満であったため、スケールが厚くなってしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

鋼Ｎｏ．８は、仕上げ圧延終了温度が本発明に規定の上限値超であったため、スケールが厚くなってしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

鋼Ｎｏ．１２、１３、２９は、巻取り温度が本発明に規定の上限値超であったため、表層からのウスタイトからマグネタイトへの置き換わりが起こったことにより、マグネタイトの粒径が著しく大きくなってしまい、その結果、優れたスケール密着性を得ることができなかった。

鋼Ｎｏ．１４は、巻取り温度が４００℃未満であったため、地鉄とマグネタイトとの接触割合が低くなってしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

鋼Ｎｏ．９、１７は、４５０℃超５５０℃以下の温度域での巻取り後、４００〜４５０℃の温度域までの冷却の時間に６０分超を要していたため、地鉄界面に生成したマグネタイトの粒径が粗大化してしまい、その結果、優れたスケール密着性が得られなかった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．４％、
Ｓｉ：０．００１〜２．０％、
Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる熱延鋼板であって、
鋼板表面に形成されるスケールの厚みが２０μｍ以下であり、鋼板の地鉄とウスタイト、マグネタイト及びヘマタイトを有するスケールとが接触する界面の圧延方向の長さに対する、前記地鉄と前記マグネタイトとが接触する界面の圧延方向の長さの割合が８０％以上であり、かつ、前記マグネタイトの平均粒径が３μｍ以下であること
を特徴とするスケール密着性に優れた熱延鋼板。
更に、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、
Ｖ：０．００１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％
の何れか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に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％
の何れか１種又は２種を含有すること
を特徴とする請求項１又は２に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板。
請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を有するスラブを加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を１１００℃以下で開始、１０００℃以下で終了し、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、４５０℃超５５０℃以下の温度域で巻取りを行い、巻取り後に６０分以内に４００〜４５０℃の温度域まで冷却し、４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。
請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を有するスラブを加熱し、粗圧延した後、仕上げ圧延を１１００℃以下で開始、１０００℃以下で終了し、仕上げ圧延終了温度から８００℃までの温度域を８０℃／ｓ以上で冷却し、４００〜４５０℃の温度域で巻取りを行い、４００〜４５０℃の温度域で９０分以上保持することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載のスケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法。