JP5534112B2

JP5534112B2 - 冷間圧延の素材用の熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5534112B2
Application number: JP2013548082A
Authority: JP
Inventors: 耕一郎藤田; 重宏 ▲高▼城; 太郎木津
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-08
Filing date: 2012-12-03
Publication date: 2014-06-25
Anticipated expiration: 2032-12-03
Also published as: CN103998637A; KR101630548B1; CN103998637B; JPWO2013084458A1; KR20140095097A; WO2013084458A1; IN2014KN01067A

Description

本発明は、電機、建材などの分野で用いられる薄物の冷延鋼板(cold rolled steel sheet)または表面処理冷延鋼板(surface treated cold rolled steel sheet)の製造において冷間圧延の素材として用いられる、冷間圧延の素材用の熱延鋼板(hot rolled steel sheet)およびその製造方法に関する。

近年、世界的な人口の増加や経済の発展にともない、電機、建材用の鋼板の需要が増加している。特に、建物の外壁や屋根などの建材には、板厚0.5mm以下の薄物の冷延鋼板、あるいはその上にめっきや塗装などを施した表面処理冷延鋼板を波状に加工したもの(波板ともいう)が使用されている。

建材の低コスト化のために、こうした冷延鋼板や表面処理冷延鋼板の薄ゲージ化が望まれているが、建材のような用途では、需要地隣接の圧延能力の小さい冷間圧延ミルによって冷間圧延が施される場合が多く、冷間圧延時の荷重不足で薄ゲージ化できないという問題がある。

そこで、素材として冷間圧延荷重の低い軟質な熱延鋼板に対する要求が高まり、例えば、特許文献1には、鋼中のC量を0.010質量%以下に極低炭素化した熱延鋼板に関する技術が、また、特許文献2には、鋼中のN量を0.0020質量%以下に低減した熱延鋼板に関する技術が提案されている。さらに、特許文献3には、鋼中のC量を0.01〜0.10質量%、N量を0.010質量%以下にし、仕上温度700℃以上Ar₃変態点以下で熱間圧延[いわゆるα(フェライト)圧延]を行い、粗大な結晶粒を有する熱延鋼板を得る技術が提案されている。

その他、軟質な熱延鋼板を得る方法として、TiやNbを添加したInterstitial Free鋼板に関する技術が知られている。

特開平3-79726号公報特公昭63-30969号公報特開2010-77482号公報

しかしながら、特許文献1や2に記載されたCやNといったガス成分量の低い熱延鋼板に関する技術では、製鋼時に真空脱ガス処理を施す必要があり、製造コスト増を避けられない。また、圧延能力の小さい冷間圧延ミルを用いて、板厚が0.3mm以下の薄物の冷延鋼板や表面処理冷延鋼板を製造するには、素材の熱延鋼板の板厚を3mm以下にする必要があるが、CやN量の低い場合はAr₃変態点以上の仕上温度の確保が難しく、板厚方向に不均一なミクロ組織が形成されやすく、冷間圧延性を阻害する。

特許文献3に記載されたα圧延の技術では、熱延鋼板の強度が仕上温度や巻取温度の影響を受けやすく、安定して薄ゲージ化ができない。

TiやNbを添加したInterstitial Free鋼板では、高価なTiやNbの添加により成分コストが上昇したり、再結晶温度が上昇し、高温焼鈍が必須になり、製造コストが上昇する。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、圧延能力の小さい冷間圧延ミルでも薄物の冷延鋼板や表面処理冷延鋼板を安価に製造することができる素材の熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

上述したように、従来の技術では、冷間圧延荷重を低減するために、素材である熱延鋼板を軟質化することに重きを置いて検討されている。しかし、本発明者等は、軟質な熱延鋼板を用いても、冷間圧延荷重が高くなる場合があり、その原因が、熱延鋼板の強度には大きくは影響しない少量の固溶CやNであることを見出した。また、安価な元素であるBを添加するとともに、熱延鋼板の粒径を所定範囲以下とし、時効指数(AI)を小さくすることで、巻取温度がばらついたり、生産性を高めるために巻取ったコイルを水冷しても、固溶CやNがほとんど存在せず、安定して冷間圧延後(冷間圧延まま)の鋼板を軟質化することができる、すなわち、冷間圧延による強度上昇を抑制し、冷間圧延荷重を低減できることを見出した。

次に、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量%で、C:0.002〜0.05%、Si:0.01%、Mn:0.15%、P:0.012%、S:0.008%、Sol.Al:0.035%、N:0.003%を含有した鋼を用いて、加熱温度:1250℃で加熱後、仕上温度(finishing temperature):920℃で熱間圧延し、巻取温度(coiling temperature):650℃で巻取った後、放冷し、酸洗後、伸長率:1%の調質圧延(temper rolling)を行い、熱延鋼板を得た。そして、この熱延鋼板を、圧下率:78%で冷間圧延し、冷間圧延ままの鋼板(steel sheet as cold rolled)を得た。得られた熱延鋼板および冷間圧延ままの鋼板から、圧延方向を長手方向とするJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強度(tensile strength)TSを求めた。熱延鋼板については、固溶C、N量を評価するために、圧延方向を長手方向とするJIS 5号引張試験片を用いて、引張り加工により7.5%予歪みを付与した後、100℃×30分の熱処理を行い、熱処理前後の強度差で定義される時効指数(aging index)AIを求めた。また、熱延鋼板のミクロ組織(microstructure)を観察し、JIS G 0552(1998)に記載の切断法によって平均結晶粒径を求めた。

図1に、熱延鋼板の平均結晶粒径と熱延鋼板のTSおよび冷間圧延ままの鋼板のTSとの関係を示す。

図2に、熱延鋼板のAIと冷間圧延ままの鋼板のTSとの関係を示す。

図1から明らかなように、熱延鋼板のTSは平均結晶粒径に依存しており、C含有量が0.016％未満と少なく、平均結晶粒径が大きな場合に低くなる。しかし、これら熱延鋼板を冷間圧延した後の鋼板(冷間圧延ままの鋼板)のTSは、上記熱延鋼板のTSとは逆に、熱延鋼板の平均結晶粒径を13μm以下にすることにより低い値が得られた。

また、図2から明らかなように、過飽和度が低いためにセメンタイトの析出しにくいC<0.016%の場合は、C≧0.016%の場合に比べ熱延鋼板のAIが高く、冷間圧延ままの鋼板のTSが高い。

この理由は明確ではないが、熱延鋼板のTSは引張試験で得られる高々0.3程度の歪みでのTSであるのに対し、冷間圧延ままの鋼板のTSは1.8もの高歪みでのTSであるため、固溶C、Nは高歪み域でより大きな加工硬化能を発揮し、冷間圧延ままの鋼板のTSを大きくしてしまうためと推測される。すなわち、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、このような固溶C量、N量を少なくし、熱延鋼板のAIを10MPa以下と小さくすることが有利である。

上記の結果より、熱延鋼板中の固溶C、N量を低減することが有効であることが判明したため、質量%で、C:0.03%、Si:0.01%、Mn:0.15%、P:0.012%、S:0.008%、N:0.003%を含有した鋼に、CやNなどと親和力の高いB、Tiを添加した鋼を準備し、加熱温度:1250℃で加熱後、仕上温度:920℃で熱間圧延し、巻取温度:550℃で巻取った後、放冷し、酸洗後、伸長率:1%の調質圧延を行い熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、圧下率:79%で冷間圧延し、種々の焼鈍温度で30秒保持の焼鈍後、伸長率:1%の調質圧延を行って、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板から、圧延方向を長手方向とするJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、引張強度TSを求めた。

図3に、B、Ti量による焼鈍温度と冷延鋼板のTSとの関係を示す。

図3から明らかなように、BあるいはTiを添加して固溶C、Nを低減した場合に、冷間圧延ままの鋼板のTSが低下し、冷間圧延荷重が低下することがわかる。しかし、Tiを0.011％添加した鋼では、TSの焼鈍温度の上昇に伴う低下がより高温側にシフトしており、再結晶温度の上昇が確認できる。例えば波板としての成形性を十分に持たせるためには、TSを400MPa以下とすることが好ましいが、Ti:0.011%添加鋼は、B、Tiがtr.(B<0.0001%、Ti<0.001%)である鋼やBを添加した鋼に比べて、約75℃も高温で焼鈍する必要があり、製造コストの上昇を避けられない。

一方、Bを添加した鋼は、冷間圧延ままの鋼板のTSが低下し、冷間圧延荷重が低下するが、BおよびTiを添加しない鋼と同様の再結晶挙動を示す。したがって、再結晶温度を上昇させることなく、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下するには、B添加が有効である。なお、C、Nと炭窒化物を形成するNbの場合も、Ti添加鋼と同様に、再結晶温度の上昇を引き起こす。

本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.016〜0.07%、Si:0.1%以下、Mn:0.05〜0.5%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Sol.Al:0.02〜0.1%、N:0.005%以下、B:0.0003〜0.0030%、Ti:0.004%以下、Nb:0.003%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が13μm以下で、かつ時効指数AIが10MPa以下である、冷間圧延の素材用の熱延鋼板を提供する。

本発明の熱延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブに、仕上温度:Ar₃変態点〜(Ar₃変態点+49℃)、最終パスでの圧下率:20%以上とする熱間圧延を施した後、0.4秒以内に10℃/秒以上の冷却速度で700℃以下まで冷却し、450〜650℃の巻取温度でコイル状に巻取る方法により製造できる。このとき、巻取り後のコイル状の鋼板を水冷することが好ましい。

本発明により、圧延能力の小さい冷間圧延ミルでも薄物の冷延鋼板や表面処理冷延鋼板を安価に製造することができるようになった。本発明の熱延鋼板を用いて製造される冷延鋼板や表面処理冷延鋼板は、壁材や屋根材などの建材の低コスト化に大きく寄与できる。

熱延鋼板の平均結晶粒径と熱延鋼板のTSおよび冷間圧延ままの鋼板(steel sheet as cold rolled)のTSとの関係を示す図である。熱延鋼板のAIと冷間圧延ままの鋼板のTSとの関係を示す図である。 B、Ti量による焼鈍温度と冷延鋼板のTSとの関係を示す図である。

以下に、本発明の詳細を説明する。なお、以下の「%」は、特に断らない限り「質量%」を表す。

1)化学組成
C:0.016〜0.07%
C量が0.07%を超えるとセメンタイトが多量に生成し、冷間圧延荷重を高める。一方、C量が0.016％未満では、過飽和度が低いためにセメンタイトが析出しにくく、Cが固溶状態で残存して冷間圧延荷重を高める。したがって、C量は0.016〜0.07%とする。

Si:0.1%以下
Si量が0.1%を超えると強度が上がり、冷間圧延荷重を高める。したがって、Si量は0.1%以下とする。なお、Si量の下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0.001%とすることが望ましい。

Mn:0.05〜0.5%
MnはSをMnSとして固定し、熱間延性を向上させる働きがあることから、その量は0.05%以上にする必要がある。しかし、Mn量が0.5%を超えると鋼の硬質化をもたらし、冷間圧延荷重を高める。したがって、Mn量は0.05〜0.5%とする。

P:0.03%以下
Pは固溶強化元素であり、その量が0.03%を超えると鋼の硬質化をもたらし、冷間圧延荷重を高める。したがって、P量は0.03%以下とする。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0.001%とすることが望ましい。

S: 0.03%以下
Sは熱間延性を阻害する元素であり、その量が0.03%を超えるとコイルエッジに耳割れが生じる。したがって、S量は0.03%以下とする。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0.001％とすることが望ましい。

Sol.Al:0.02〜0.1%
Alは、Bで固定されないNをAlNとして固定することで固溶Nを低減し、冷間圧延荷重を低減する効果を有する。こうした効果を得るには、Sol.Al量を0.02%以上にする必要がある。しかし、その量が0.1%を超えると製造コストの上昇を招く。したがって、Sol.Al量は0.02〜0.1%とする。

N:0.005%以下
Nは熱延鋼板中に固溶状態で残留しやすく、冷間圧延荷重を高めることから、その量は0.005%以下にする必要がある。その下限は特に規定する必要はないが、過剰な低減はコスト上昇を招くため、0.001%とすることが望ましく、0.002%とすることがより望ましい。

B:0.0003〜0.0030%
図3に示したように、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させる、すなわち冷間圧延荷重を低減するには、B添加が効果的である。これは、Bが強力な窒化物形成元素であるため、BNとしてNを固定し、固溶Nを低減するためと考えられる。こうした効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。しかし、その量が0.0030%を超えると鉄の硼化物を生成し、冷間圧延荷重を高める。したがって、B量は0.0003〜0.0030%とする。

Ti:0.004%以下
昨今、ハイテンや高成形性IF鋼の製造量が増しており、これらの鋼に必須の添加元素であるTiは、鋼中不純物として残留しやすく、図3に示したように、著しく再結晶温度を高
める場合がある。そのため、Ti量は0.004%以下とする必要がある。なお、Ti量は少ない程好ましく0%であってもよい。

Nb:0.003%以下
Tiと同様、Nbもハイテンや高成形性IF鋼に必須の元素であり、鋼中不純物として残留しやすく、著しく再結晶温度を高める場合がある。そのため、Nb量は0.003%以下とする必要がある。なお、Nb量は少ない程好ましく0%であってもよい。

残部は、Feおよび不可避的不純物である。

2)平均結晶粒径:13μm以下（フェライト粒）
図1に示したように、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、熱延鋼板の平均結晶粒径を13μm以下にすることが効果的である。これは、平均結晶粒径を小さくすることによって、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が増え、固溶Cが低減するためと考えられる。特に、巻取ったコイル状の鋼板の水冷時にもセメンタイトを析出させるには、平均結晶粒径を13μm以下にすることが効果的である。より好ましくは12μm未満である。

3)AI:10MPa以下
AIは固溶C量、固溶N量の指標であり、図2に示したように、冷間圧延ままの鋼板のTSを低下させるには、熱延鋼板のAIを10MPa以下にすることが効果的であるが、これは、AIを10MPa以下にすることによって、固溶C量や固溶N量が少なくなるためと考えられる。

4)製造方法
本発明の熱延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブを、以下の条件で熱間圧延することによって製造できる。

仕上温度:Ar₃変態点〜(Ar₃変態点+49℃)の温度範囲、最終パス圧下率:20%以上
熱間圧延の最終パスの出側温度である仕上温度がAr₃変態点未満の場合は、板厚方向に不均質なミクロ組織が生じやすく、冷間圧延後に板厚バラツキが生じやすくなるため、Ar₃変態点以上で仕上げ圧延する必要がある。より好ましくはAr₃変態点+10℃以上である。なお、ここで最終パスとは、熱間圧延における最終圧延スタンドでの圧延を意味する。一方、仕上温度が(Ar₃変態点+49℃)を超えたり、最終パスの圧下率(圧延率とも言う)が20%未満の場合は、最終パス後にγ(オーステナイト)域において再結晶により粗大な結晶粒が生成し、変態後も13μmを超える平均結晶粒径の組織を有する熱延鋼板となり、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が減って冷間圧延荷重が高くなる。より好ましくはAr₃変態点+25℃以下である。したがって、仕上温度をAr₃変態点〜(Ar₃変態点+49℃)の温度範囲とし、最終パスでの圧下率を20%以上とする必要がある。

熱間圧延後の冷却:0.4秒以内に10℃/秒以上の冷却速度で700℃以下まで冷却
熱間圧延後、すなわち上記した熱間圧延における最終パス後にただちに冷却を開始せず放冷された場合は、放冷中に結晶粒成長して13μmを超える平均結晶粒径の組織を有する熱延鋼板となり、セメンタイトの析出サイトである結晶粒界が減って冷間圧延加重が高くなる。また、冷却速度が10℃/秒未満と遅い場合も同様に冷間圧延荷重が高くなる。したがって、熱間圧延後はただちに、すなわち0.4秒以内に10℃/秒以上の速度で冷却する必要がある。冷却は結晶粒成長速度が速い700℃以下まで行う必要がある。一方で、冷却速度に上限は無いが、過度の冷却速度を達成するためには大規模な設備が必要であり、コストアップに繋がるため、100℃/秒以下であることが望ましい。

巻取温度:450〜650℃
巻取温度が650℃を超えるとスケール欠陥が発生しやすくなる。また、巻取温度が450℃未満だとコイル形状が乱れやすくなる。そのため、巻取温度は450〜650℃とする。なお、本発明のように、Bを添加してNを固定し、平均結晶粒径を13μm以下としてセメンタイトの析出サイトを増やした鋼板では、巻取ったコイルを水冷しても、その冷却中にCが十分に析出し、固溶C量を低減できるため、生産性を高める観点から巻取り後のコイルを水冷することが好ましい。

熱間圧延に先立つ加熱における温度は、仕上温度が確保できる程度の温度、一般的には1050℃以上であればよい。

本発明の熱延鋼板は、酸洗材であっても黒皮まま(非酸洗材)であっても、その特性が変わることはない。また、酸洗性の向上や形状矯正などを目的とした調質圧延やレベリングなどを行っても、あるいは調質圧延やレベリングなどを行わなくてもその特性は変わらない。

また、本発明の熱延鋼板は、冷延鋼板あるいは表面処理鋼板とするため、冷間圧延が施される。本発明の熱延鋼板は、冷間圧延性を良好としているため、冷間圧延の圧下率を95%程度と非常に大きくして、板厚0.5mm以下の薄物の冷延鋼板を製造する場合においても、問題なく圧延することができる。なお、一般に薄物冷延鋼板の冷間圧延の圧下率は60%以上である。

また、本発明の熱延鋼板は、冷間圧延性が良好であるとともに、再結晶焼鈍を行う場合であっても、上記したように、Bを添加しない場合と同様の再結晶挙動を示す。したがって、冷間圧延ままの冷延鋼板あるいは冷間圧延ままの冷延鋼板に表面処理を施した表面処理鋼板はもとより、冷間圧延後焼鈍を施して製造される冷延鋼板やこのような冷延鋼板に表面処理を施して得られる表面処理鋼板用の冷間圧延用の素材用の熱延鋼板として好ましく用いることができる。

表1に示す化学組成の鋼番1〜10の鋼を溶製し、スラブとした後、1200℃に加熱し、表2に示す熱延条件で熱間圧延を行って板厚1.8mmの熱延鋼板A〜Pを作製した。ここで、表1のAr₃変態点は、下記の式により求めた。

Ar₃変態点(℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。

次に、得られた熱延鋼板を、酸洗後、伸長率1%の調質圧延を施し、上記の方法で平均結晶粒径とAIの測定を行った。また、酸洗後の熱延鋼板を80%の圧下率で冷間圧延して冷延圧延ままの鋼板(板厚0.36mm)を作製し、上記の方法で冷間圧延ままの鋼板のTSの測定を行った。ここで、冷間圧延ままの鋼板の幅方向中央位置の板厚を、鋼板全長から等間隔に30点測定し、標準偏差を求めた。さらに、冷間圧延ままの鋼板に、450℃から700℃まで25℃ピッチで温度を変え、各温度で30秒保持の熱処理を施し、TSの測定を行い、TS=400MPa以下となる熱処理温度を求め、その温度のなかでも最も低い温度を再結晶温度とした。

結果を表2に示す。

本発明例である熱延鋼板D、I、N、Oは、冷間圧延ままのTSが725MPa以下と軟質であり、冷間圧延荷重を低減できるとともに、再結晶温度が550℃であり、高温焼鈍の必要がなく、安価に冷延鋼板や表面処理冷延鋼板を製造できることがわかる。

一方、比較例である熱延鋼板A、E、F、G、Hは、平均結晶粒径が大きく、セメンタイト
が十分に析出しないためAIが高くなり、また、熱延鋼板B、C、Kは、固溶Nが存在するためにAIが高くなり、冷間圧延ままのTSが725MPaを超えて硬質であり、冷間圧延荷重を低減できない。Ti、Nbの含有量が0.004%を超える熱延鋼板J、L、Mは、再結晶温度が650℃以上となり、高温焼鈍が必要で、冷延鋼板や表面処理冷延鋼板の製造コスト増を招く。最終パス温度が805℃とAr₃変態点より低い熱延鋼板Pは、熱延板の材質バラツキに起因する冷間圧延後の鋼板のゲージ変動が大きく、所望の鋼板品質が得られない。

Claims

質量%で、C:0.016〜0.07%、Si:0.1%以下、Mn:0.05〜0.5%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Sol.Al:0.02〜0.1%、N:0.005%以下、B:0.0003〜0.0030%、Ti:0.004%以下、Nb:0.003%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が13μm以下で、かつ時効指数AIが10MPa以下である、冷間圧延の素材用の熱延鋼板。
質量%で、C:0.016〜0.07%、Si:0.1%以下、Mn:0.05〜0.5%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Sol.Al:0.02〜0.1%、N:0.005%以下、B:0.0003〜0.0030%、Ti:0.004%以下、Nb:0.003%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼のスラブを準備し、
前記スラブに、仕上温度:Ar₃変態点〜(Ar₃変態点+49℃)、最終パスでの圧下率:20%以上とする熱間圧延を施し、その後、0.4秒以内に10℃/秒以上の冷却速度で700℃以下まで冷却し、450〜650℃の巻取温度でコイル状に巻取ることにより、平均結晶粒径が13μm以下で、かつ時効指数AIが10MPa以下である熱延鋼板とする、
冷間圧延の素材用の熱延鋼板の製造方法。
更に、巻取り後のコイル状の鋼板を水冷する、請求項2に記載の冷間圧延の素材用の熱延鋼板の製造方法。