JP2011208194A - 板厚方向の材質均一性に優れた極低炭素鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱間圧延のスラブ加熱時におけるスラブ表層部の脱炭および浸炭を抑制して、表層から内部まで炭素濃度が一定になった極低炭素鋼材を製造することができる、板厚方向の材質均一性に優れた極低炭素鋼材の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０００５〜０．０１質量％を含有するスラブを加熱し、熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、スラブ加熱温度Ｔ（℃）ならびに加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）および鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）より求められるパラメータＡ（＝Ｃｇ／（Ｃｓ／１００）−Ｔ／１０００）の値を適正な範囲（２３．５≦Ａ≦２８．５）にして加熱する。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車の外装板などに使用される、極低炭素鋼材の製造方法に関する。

自動車用や家電用として用いられる鋼材は、通常、プレス成形が施されて製品となる。近年、これら製品の製造コスト削減等のために、より一層深絞り性に優れた鋼材が必要とされるようになってきている。

このような深絞り用の鋼材としては、一般に、極低炭素鋼が用いられている。このような深絞り用の鋼材、特にＴｉを添加した極低炭素鋼材では、スラブ加熱時及び再結晶焼鈍時に鋼材表層が脱炭・浸炭または窒化する現象が見られる。こうして浸炭または窒化が起こると鋼材が硬化するために、深絞り特性が劣化したり、ストレッチャーストレインの原因になる。逆に脱炭すると表面が軟化し、圧延時の形状不良の原因になる。

そのため、良好な深絞り性を保つためには、板厚方向の炭素濃度および窒素濃度を極力均一にした鋼材が必要となる。従って、熱処理中における脱炭・浸炭・浸窒を抑制することは、極低炭素鋼材の生産性を向上するうえで急務であった。

それに対して、これまでにも焼鈍工程での窒化については、その抑制方法がいくつか提案されている。

例えば、特許文献１においては、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｓｂを添加する方法が開示されている。また、特に鋼中にＳｉを添加した珪素鋼板においては、特許文献２では、Ｓｎ、Ｓｂを添加し、また、特許文献３では、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ａｓを熱延鋼板に塗布し、非酸化性雰囲気での焼鈍を行うものなどが開示されている。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに当たっては、特許文献４では、窒化した鋼板表層を除去する方法が開示されている。

特開昭４８−０４８３１８号公報 特開昭５７−０３５６２７号公報 特開平２−２４０２１４号公報 特開平２−０３８５５０号公報

しかしながら、上記従来技術（特許文献１〜４）のうち、鋼中にＳｂなどの元素を添加する特許文献１に開示の技術は、低炭素鋼板の浸窒を対象にして開発されたものであり、また、特許文献２に開示の技術は、珪素鋼板の浸窒を防止する方法についてのものである。また、特許文献３に開示の技術は、特許文献１に開示の技術と同じ手法である。また、鋼板の表面を除去する技術であり、鋼板の表面の脱炭や浸炭を防止・制御する技術ではない。

従って、これまで開示された技術（特許文献１〜４）では、極低炭素鋼材の脱炭および浸炭を抑制する技術についての提案は皆無である。しかも、鋼材中の炭素濃度の変化は材質への影響が大きく、極低炭素鋼材のような炭素含有量が少ない鋼材についても、スラブ表面からの脱炭のため最終製品においてストレッチャーストレインなど表面形状不良が出たり、逆に浸炭して表面欠陥の原因になったりして問題があった。

特に、熱間圧延時の加熱炉でのスラブ加熱は、温度が１１００℃以上と高く、通常工程では大気に近い雰囲気で加熱されるために、特に鋼材表面の炭素濃度の変動が大きいと考えられ、熱間圧延時の加熱炉におけるスラブ表面からの脱炭および浸炭を抑制する技術が求められている。

本発明の目的は、従来技術が抱える上述した問題点を克服することにあり、熱間圧延のスラブ加熱時におけるスラブ表層部の脱炭および浸炭を抑制して、表層から内部まで炭素濃度が一定になった極低炭素鋼材を製造することができる、板厚方向の材質均一性に優れた極低炭素鋼材の製造方法を提供することにある。

発明者らは、上記の目的を達成すべく誠意研究を重ねた結果、スラブ加熱時の表面からの脱炭および浸炭は、鋼材中炭素濃度および温度に応じた雰囲気を適切に選択すれば、十分抑制できることを明らかにした。

すなわち、鋼材表面からの脱炭・浸炭反応は、鋼材表面と雰囲気（ガス相）界面での化学反応：
ＣＯ_２＋Ｃ⇔２ＣＯ ・・・（１）式
によって起こることが知られている。

従来からの知見によれば、ガス相中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）は、
Ｃｇ＝１／Ｋ×Ｐｃｏ^２／Ｐｃｏ_２ ・・・（２）式
によって求めることができる。ここで、ＰｃｏおよびＰｃｏ_２はそれぞれガス相中のＣＯ分圧（ａｔｍ）とＣＯ_２分圧（ａｔｍ）である。また、Ｋは活量係数（無単位）であり、上記化学反応より理論的に求められ、ＪＡＮＡＦ（Ｊｏｉｕｎ Ａｒｍｙ−Ｎａｖｙ−Ａｉｒ Ｆｏｒｃｅ）あるいはＡＳＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｓｏｃｉｅｔｙ）などから発行されている一般的な熱力学表にまとめられている。従って、雰囲気中の炭素活量Ｃｇは、Ｐｃｏ、Ｐｃｏ_２により求められる。

この雰囲気中（雰囲気ガス中）の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）と鋼材全体の炭素濃度Ｃｓ（質量％）について、発明者らは熱延鋼材の炭素濃度の詳細な検討を行った結果、図１に示す結果を得た。図１中、縦軸は鋼材表面の炭素濃度と鋼材全体の炭素濃度（鋼材含有炭素濃度）Ｃｓとの比であり、鋼材含有炭素濃度Ｃｓに対する表面炭素濃度の比が０．９から１．１の範囲内で変化のないものは脱炭も浸炭も生じていないものと判断した。図１に示すように、雰囲気中の炭素活量Ｃｇと鋼材含有炭素濃度Ｃｓの関係が、ある範囲以外では脱炭または浸炭を生じるが、適正範囲内では、脱炭も浸炭も生じないことがわかった。

具体的には、スラブ加熱温度をＴ（℃）として、
Ａ＝Ｃｇ／（Ｃｓ／１００）−Ｔ／１０００ ・・・（３）式
とした時に、
２３．５≦Ａ≦２８．５ ・・・（４）式
を満たす範囲が適正範囲であることを突き止めた。

上記の知見に基づいて、本発明は以下の特徴を有している。

［１］質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０．２％以下
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉ：０．０２〜０．１％
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｎ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱炉で加熱し、加熱後に熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、前記加熱炉でのスラブ加熱温度をＴ（℃）として、前記加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）と鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）の関係が次式：
Ｃｇ＝（Ａ＋Ｔ／１０００）×Ｃｓ／１００
を満たすところのＡが２３．５≦Ａ≦２８．５を満足することを特徴とする極低炭素鋼材の製造方法。

［２］質量％で、
Ｃ： ０．０００５〜０．０１％
Ｓｉ：０．２％以下
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉ：０．０２〜０．１％
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ｎ： ０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ ： ０．００１〜０．０１％
Ｂ ： ０．０００２〜０．００１５％
のうち、いずれか一種または二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱炉で加熱し、加熱後に熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、前記加熱炉でのスラブ加熱温度をＴ（℃）として、前記加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）と鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）の関係が次式：
Ｃｇ＝（Ａ＋Ｔ／１０００）×Ｃｓ／１００
を満たすところのＡが２３．５≦Ａ≦２８．５を満足することを特徴とする極低炭素鋼材の製造方法。

本発明においては、Ｃ：０．０００５〜０．０１質量％を含有するスラブを加熱し、熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、スラブ加熱温度Ｔ（℃）ならびに加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）および鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）より求められるパラメータＡ（＝Ｃｇ／（Ｃｓ／１００）−Ｔ／１０００）の値を適正な範囲（２３．５≦Ａ≦２８．５）にして加熱することによって、特殊な処理を施さずに、板厚方向に均一な材質を有し、表面からの強度を確保する極低炭素鋼材を製造できるようになった。

本発明の基本的な考え方を示す図である。 本発明の実施例を示す図である。

まず、本発明における成分元素の限定理由について以下に説明する。なお、成分元素の含有量は質量％で示している。

Ｃ：０．０００５〜０．０１％
Ｃは、固溶強化元素であり、降伏強度の上昇に寄与し、面内剛性の向上には有利であるが、優れた深絞り性を得るためには、極力低減することが好ましい。また、Ｃを多量に含有すると鋼中でのＴｉ炭化物量が増加し、鋼中の固溶Ｔｉ量が減少して、表層部での板面に垂直な方向の｛１００｝面の生成が阻害されるため、０．０１％を上限とした。しかしながら、０．０００５％未満では、結晶粒径が著しく粗大化して降伏強度が大きく低下するため、面内剛性が低下して腰折れなどの欠陥が発生しやすくなるので、０．０００５％を下限とした。

Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは、比較的加工性を劣化することなく固溶強化により鋼を強化する有用な元素であるが、焼鈍時に表面に濃化して、冷延後溶融亜鉛めっき鋼材として使用する場合はめっき性を著しく阻害するため、０．２％以下とする。

Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは、また、固溶強化元素として鋼強度を増大させるため、鋼材剛性確保のため、０．１％以上の添加が必要である。所望の強度を得るために適宜添加することができるが、過剰な添加は加工性を阻害するため、１．５％以下とする。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは固溶体強化元素であり、鋼の強化と降伏強度には有効である。しかし、過度に添加すると、熱間、冷間割れの原因となるばかりでなく、溶融亜鉛めっきの合金化反応を阻害するため、０．０３％以下とする。

Ｓ：０．００５〜０．０３％
Ｓは通常、不可避的不純物として鋼中に存在するが、スケール剥離の作用を持つため０．００５％以上とする。一方、０．０３％超えでは鋼材製造時の熱間割れが生じ易くなり、生産性が阻害されるとともに表面性状を劣化させるので、０．０３％を上限とした。

Ｔｉ：０．０２〜０．１％
Ｔｉは、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを析出物として固定することにより、加工性向上効果を有する。０．０２％未満では、このような効果を得ることができない。一方、Ｔｉを０．１％を超えて添加してもそれ以上の効果が望めないばかりでなく、鋼材内部に異常組織の形成を招き、加工性を低下させるので、０．１％以下とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは脱酸剤として添加する元素であり、０．０１％以上必要であるが、多量に添加してもより一層の脱酸効果は得られないので、上限は０．０５％とする。

Ｎ： ０．００５％以下
Ｎは少ないほど加工性には有利であるので、少ないほど望ましい。また、０．００５％を超えて過剰に添加すると、成形性の著しい低下と固溶Ｔｉ量の低下につながるので、上限を０．００５％とした。

さらに、次の添加元素から、いずれか一種または二種を添加することが好ましい。

Ｎｂ：０．００１〜０．０１％
ＮｂはＴｉと同様炭窒化物を形成して加工性を向上させるのに有利な元素である。特に、Ｔｉ添加量が０．０５％未満の場合には添加することが望ましく、加工性向上効果を得るためには、０．００１％以上添加する必要がある。しかし、０．０１％を超えて添加すると、結晶粒が微細化され、深絞り性などの加工性を劣化させるため、０．０１％以下とする。

Ｂ：０．０００２〜０．００１５％
Ｂは軟質ＩＦ鋼の粒界強化に有効な元素であり、耐二次加工脆性が特に必要とされる場合に０．０００２％以上添加する必要がある。過剰に添加すると、鋼材製造時の表面性状を劣化させる恐れがあるため、０．００１５％以下とする。

その上で、上記鋼材の熱間圧延を行う際のスラブ加熱温度（平均温度）をＴ（℃）、鋼材全体の炭素濃度（目標値）をＣｓ（質量％）とした場合、加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）について、Ｃｇ＝（Ａ＋Ｔ／１０００）×Ｃｓ／１００として、２３．５≦Ａ≦２８．５とする必要がある。

図１に示したように、パラメータＡ（＝Ｃｇ／（Ｃｓ／１００）−Ｔ／１０００）の値が２８．５超えでスラブ表面に浸炭が生じるが、これは前記（１）式の化学反応において、ＣＯ_２＋Ｃ←２ＣＯの反応が優先的になるためである。一方、パラメータＡ（＝Ｃｇ／（Ｃｓ／１００）−Ｔ／１０００）の値が２３．５未満ではスラブ表面に脱炭が生じるが、これは前記（１）式の化学反応において、ＣＯ_２＋Ｃ→２ＣＯの反応がスラブ表面で起こるためである。そこで、パラメータＡを２３．５〜２８．５の範囲内に設定することによって、スラブ表面の炭素濃度の変化を５質量ｐｐｍ以下に抑えることができる。

さらに、本発明に係る製造方法は、以下の工程により実現できる。製鋼工程において本発明範囲内に成分調整後、連続鋳造によりスラブを作製する。作製した鋳造スラブを、加熱炉にて本発明範囲内で再加熱後、公知の方法にて熱間圧延し鋼材とする。この後、必要に応じて、公知の方法にて冷間圧延を施しても良い。

ここで、上記加熱炉でのスラブ再加熱は、加熱炉中にＣＯガス、空気および水素ガスを流して加熱する。そして、加熱炉の雰囲気ガス中の炭素活量Ｃｇの制御は主にＣＯ流入量にて行い、排ガスラインあるいは加熱炉中に取り付けられたガスモニターにてＣＯ分圧ＰｃｏおよびＣＯ_２分圧Ｐｃｏ_２を測定することによって前記（２）式より求める。ガスモニターは四重極質量分析計・分圧真空計・赤外線ガス分析計いずれのタイプでもよく、ＰｃｏおよびＰｃｏ_２を直接読み取ることができる。加熱炉の圧力は通常、加圧せずに操業する。

実施例について、以下に述べる。

表１に示される成分の溶鋼を、真空脱ガス処理後、連続鋳造によりスラブとし、このスラブを加熱炉でＴ℃に再加熱し、仕上温度９２０℃で３．５ｍｍ厚まで熱間圧延した。その後、酸洗ラインで鉄を主体とした酸化層を除去し、熱延鋼板とした（試料Ｎｏ．１〜９）。

これらの熱延鋼板の炭素濃度の深さ方向（板厚方向）の変化について、熱延鋼板を表面から０．５ｍｍごとに切り出し、炭素分析を行って求めた。

また、これら熱延鋼板の表面の硬さを試料板面からのマイクロビッカース測定にて評価した。最表層の硬さに加えて、比較のために、１／４厚の硬さも測定した。なお、測定の荷重はいずれも１００ｇとした。

表２に、熱間圧延のスラブ加熱温度Ｔ、加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ、鋼板含有炭素濃度Ｃｓおよび前記（３）式より算出したパラメータＡの値を示す。また、脱炭および浸炭による鋼板表面の炭素濃度の変化を捕らえるために、前記のようにして測定した、鋼板表面の炭素濃度および硬さと、比較のための鋼板１／４厚の硬さを示す。ここで、鋼板表面の炭素濃度は、鋼板表面から深さ０．５ｍｍの位置の炭素濃度（分析値）を示したものである。

また、表３には、表２の条件におけるＣＯ_２分圧Ｐｃｏ_２、ＣＯ分圧Ｐｃｏおよび活量係数Ｋを示す。

図２に、試料Ｎｏ．１、５、７の深さ方向の炭素濃度の変化を示すが、本発明の条件を満足している試料Ｎｏ．１（本発明例）は、表面から深さ方向にかけて炭素濃度の変動はほとんどなく、脱炭も浸炭も抑制されている例である。それに対して、Ａの数値が低く、本発明の条件を満足していない試料Ｎｏ．５（比較例）は、脱炭が生じている例である。また、Ａの数値が高く、本発明の条件を満足していない試料Ｎｏ．７（比較例）は、逆に浸炭が起こっている例である。

このようにして、試料Ｎｏ．１、２、３、６、８は、本発明の条件範囲内で製造した鋼板（本発明例）であり、鋼板表面の脱炭も浸炭も的確に抑制されている。一方、試料Ｎｏ．４、７、９は、鋼板中の炭素濃度Ｃｓに対して雰囲気中の炭素活量Ｃｇが多めの条件で加熱したために浸炭してしまった鋼板（比較例）であり、いずれも鋼板表面の炭素濃度が高く、表層の硬さが上昇している。また、試料Ｎｏ．５は、雰囲気中の炭素活量Ｃｇが小さく設定されたために加熱中に脱炭が進行してしまった鋼板（比較例）であり、１／４厚の硬さからの表面の硬さ変化率が２０％を超えるものを軟化あるいは硬化の生じているものとすると、比較例は表面が軟化あるいは硬化してしまっている。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０００５〜０．０１％
   Ｓｉ：０．２％以下
   Ｍｎ：０．１〜１．５％
   Ｐ：０．０３％以下
   Ｓ：０．００５〜０．０３％
   Ｔｉ：０．０２〜０．１％
   Ａｌ：０．０１〜０．０５％
   Ｎ：０．００５％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱炉で加熱し、加熱後に熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、前記加熱炉でのスラブ加熱温度をＴ（℃）として、前記加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）と鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）の関係が次式：
   Ｃｇ＝（Ａ＋Ｔ／１０００）×Ｃｓ／１００
   を満たすところのＡが２３．５≦Ａ≦２８．５を満足することを特徴とする極低炭素鋼材の製造方法。
2. 質量％で、
   Ｃ： ０．０００５〜０．０１％
   Ｓｉ：０．２％以下
   Ｍｎ：０．１〜１．５％
   Ｐ：０．０３％以下
   Ｓ：０．００５〜０．０３％
   Ｔｉ：０．０２〜０．１％
   Ａｌ：０．０１〜０．０５％
   Ｎ： ０．００５％以下
   を含有し、さらに、
   Ｎｂ ： ０．００１〜０．０１％
   Ｂ ： ０．０００２〜０．００１５％
   のうち、いずれか一種または二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを加熱炉で加熱し、加熱後に熱間圧延して極低炭素鋼材を製造するに当たり、前記加熱炉でのスラブ加熱温度をＴ（℃）として、前記加熱炉雰囲気中の炭素活量Ｃｇ（ａｔｍ）と鋼材含有炭素濃度Ｃｓ（質量％）の関係が次式：
   Ｃｇ＝（Ａ＋Ｔ／１０００）×Ｃｓ／１００
   を満たすところのＡが２３．５≦Ａ≦２８．５を満足することを特徴とする極低炭素鋼材の製造方法。

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