表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板およびその製造方法
【課題】表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】成分組成は、質量%で、Ｃ：0.050〜0.070％、Ｓｉ：0.8〜1.5％、Ｍｎ：1.8〜2.5％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.010〜0.100％、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有する。熱間圧延後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することで得られる。
【解決手段】成分組成は、質量%で、Ｃ：0.050〜0.070％、Ｓｉ：0.8〜1.5％、Ｍｎ：1.8〜2.5％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.010〜0.100％、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有する。熱間圧延後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することで得られる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主にパイプ用素材として好適な表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化防止の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、車体材料である鋼板の薄肉化・高強度化により、延性の低下を招く。このため、高強度と高延性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。
【０００３】
このような要求に対して、これまでは、鋼成分のSiやMnなどを添加する高合金化への設計変更を行い、材料自体の材質特性を向上させることで延性低下を補ってきた。
しかしながら、このような設計変更後の鋼板を高張力パイプ用途素材として用いようとした場合、以下の問題がある。例えば、ヘッドレスト部品に鋼板を用いる場合、まず、鋼板をパイプに成型し、次いで、表面にクロムメッキなどの光沢美麗処理をする。しかし、上記SiやMnなどを添加した高合金化の鋼板の場合には、酸素との親和力が強いSi、Mnの酸化物により、メッキ後に光沢不良など、表面に不具合が発生するケースが見受けられるようになった。
高強度と高延性を併せ持つ鋼として、特許文献1〜3には、延性の良好な高強度熱延鋼板が開示されている。しかし、これらの特許文献のいずれも冷延鋼板（パイプ用冷延素材）について一切考慮されておらず、また、鋼板のC量が0．15質量％以上（または0．15質量％超）と高い成分設計であり、スポット溶接性、穴拡げ性の低下等実用性能が低いという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特公平6−41617号公報
【特許文献２】特公平5−65566号公報
【特許文献３】特公平5−67682号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、かかる事情に鑑み、表面品質の優れた高張力パイプ用冷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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、上記した課題を解決し、表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板を製造するため、鋼板の製造条件の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
熱間圧延および連続焼鈍の製造条件が最終製品であるメッキ処理後の表面美麗さに大きな影響を及ぼしていることを突き止めた。
鋼の成分組成、熱間圧延および連続焼鈍の製造条件を規定することで、鋼板表面に存在する酸化物（Si酸化物等）の状態が変化し、酸化物の発生を抑えることが可能となる。その結果、最終製品の表面品質が改善されることがわかった。
具体的には、所定の成分組成に調整された鋼スラブに熱間圧延を行うに際し、仕上げ圧延後の冷却条件として熱間圧延後（仕上げ圧延後）1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取ることで表面品質を損なうことなく、酸化物の発生を抑止した鋼板を得ることができる。
冷間圧延後の連続焼鈍において、焼鈍条件のうち、炉内の雰囲気を水素濃度3 vol％以上とし、露点を−30℃以下にすることで、表面酸化物の生成を抑止し、良好な最終製品の表面品質を得ることができる。
【０００７】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
[1]成分組成は、質量％で、C：0.050〜0.070％、Si：0.8〜1.5％、Mn：1.8〜2.5％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Sol.Al：0.010〜0.100％、N：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板。
[2]前記[1]に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板の製造方法。
【０００８】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高張力パイプ用冷延鋼板」とは、引張強度TSが680MPa以上（好ましくは680〜850MPa）である冷延鋼板である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板が得られる。本発明の高張力パイプ用冷延鋼板を例えば高張力パイプ用素材として用いることにより、優れた表面品質を有し、また高強度と高延性を併せ持つことが可能となり、高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下に、本発明の詳細を説明する。
【００１１】
1)成分組成
C:0.050〜0.070％
Cは焼き入れ組織のマルテンサイトを強化するために重要な元素である。C量が0.050％未満では強度上昇の効果が不十分となる。一方、C量が0.070％を超えるとスポット溶接における十字引張試験において溶接部が破断するため、接合強度が著しく低下する。以上より、C量は0.050％以上0.070％以下とする。
【００１２】
Si:0.8〜1.5％
Siはフェライト、マルテンサイトの二相組織とする鋼の延性を高めるために有効である。Si量が0.8％未満ではその効果が十分でない。一方1.5％を超えると鋼板表面にSi酸化物が多量に形成し、最終用途でメッキ処理が施される場合、品質不良が発生する。以上より、Si量は0.8％以上1.5％以下とする。
【００１３】
Mn:1.8〜2.5％
Mnは連続焼鈍炉での徐冷帯でのフェライト生成を抑制するために重要な元素である。1.8％未満ではその効果が十分でない。一方、2.5％を超えると連続鋳造工程でスラブ割れが発生する。以上より、Mn量は1.8％以上2.5％以下とする。
【００１４】
P:0.020％以下
Pはスポット溶接性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で低減することが望ましい。0.020％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となる為、P量は0.020％以下とする必要がある。
【００１５】
S:0.010％以下
Sはスポット溶接性および曲げ加工性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で低減することが望ましい。0.010％を超えるとスポット溶接性および曲げ加工性の劣化が顕著となるため、S量は0.010％以下とする必要がある。
【００１６】
Sol.Al:0.010〜0.100％
Alは脱酸およびNをAlNとして析出させるために添加される。Sol.Al が0.010％未満では脱酸・脱窒の効果が十分でない。一方、0.100％を超えるとAl添加の効果が飽和し不経済となる。以上より、Sol.Al量は、0.010％以上0.100％以下とする。
【００１７】
N:0.005％以下
Nは素材鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Nを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、実質的に無害となる0.005％以下とする。
【００１８】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００１９】
2)ミクロ組織
本発明の高張力パイプ用冷延鋼板では、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有する。この時、フェライト相は体積率で60％〜65％、マルテンサイト相は体積率で35％〜40％であることが好ましい。このような組織とすることで延性と穴拡げ性のバランスに優れた特性を有することとなる。
フェライト相の体積率が60％以上65％以下（好適範囲）
フェライト相の体積率が60％未満だと延性が低下する場合があるため60％以上が好ましい。一方、フェライト相の体積率が65％を超えると引張強度の確保ができなくなる場合がある。よって、フェライト相の体積率は60％以上65％以下が好ましい。
マルテンサイト相の体積率が35％以上40％以下（好適範囲）
マルテンサイト相は鋼の高強度化に有効に働く。しかし、その体積率が40％を超えると延性が低下する場合がある。また、その体積率が35％未満では、強度および穴拡げ性が劣化する場合がある。従って、マルテンサイト相の体積率は35％以上40％以下が好ましい。
【００２０】
なお、上記ミクロ組織の構成が満足されれば本発明の目的を達成できるため、フェライト、マルテンサイト以外の相として、ベイナイト相およびオーステナイト相はそれぞれ各2％未満（体積率）であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、AlN、MnSを含むことができ、これらの組織は本発明の冷延鋼板における特性（表面品質等）に無害である。
【００２１】
なお、本発明の冷延鋼板におけるフェライト相、マルテンサイト相、ベイナイト相およびオーステナイト相の体積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合（面積率）を意味しており、各相の面積率は、例えば、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)を用いて2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めることができる。
【００２２】
3)製造条件
本発明の高張力パイプ用冷延鋼板は、上記の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内の雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍する。
以下、詳細に説明する。
【００２３】
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとし、熱間圧延を行う。
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００２４】
スラブ加熱温度：1100℃以上（好適条件）
スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が1100℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、スラブ加熱温度は1100℃以上が好ましい。なお、酸化の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
【００２５】
仕上圧延終了温度：A3点以上（好適条件）
仕上圧延終了温度がA3点未満では、圧延中にα（フェライト）とγ（オーステナイト）が生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延終了温度はA3変態点以上とすることが好ましい。
【００２６】
次いで、熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取る。
熱間圧延後1秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度10℃/ｓ超で100℃超300℃未満の温度
降下量にて急速冷却
平均冷却速度が10℃/s以下では、鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。従って、平均冷却速度は10℃/s超とする。一方、平均冷却速度が100℃/sを超えると材質の硬質化を招くことがあるため、100℃/s以下が好ましい。以上より、平均冷却速度は10℃/ｓ超とし、好ましくは10℃/ｓ超100℃/s以下とする。
また、熱間圧延後1秒を超えて冷却を開始した場合には、鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
さらに、上記10℃/ｓ超の平均冷却速度の冷却温度幅（温度降下量）が300℃以上では急冷により材質が硬質化する。また、この冷却温度幅（温度降下量）が100℃以下では鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
【００２７】
巻取り温度：500〜600℃
巻取り温度が500℃未満では鋼板の硬質化を招き、冷間圧延が困難となる。一方、巻取り温度が600℃を超えると鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
熱間圧延後、以上のような条件で冷却、巻取りを行うことで、冷間圧延・焼鈍後に材質を損なうことなく、鋼板表面に酸化物の発生を抑止した鋼板を得ることができる。
【００２８】
次いで、得られた熱延鋼板を必要に応じて酸洗したのち、冷間圧延を行う。
酸洗は、塩酸にて鋼板表面のスケールを除去するのが好ましい。冷間圧延は特に限定せず、通常行われる方法にて行うことができる。ただし、組織の微細化による延性と穴拡げ性の向上の観点から、冷間圧延の圧下率は50〜85％が好ましい。
【００２９】
次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍する。
水素濃度3vol％未満の炉内の雰囲気で連続焼鈍を行うと還元能力が劣り、鋼板表面の酸化層の生成を十分に抑制することができない。また、−30℃超えの露点で連続焼鈍を行うと鋼板表面の酸化が促進され、鋼板の表面性状が劣化する。また、上記のミクロ組織を得るため、焼鈍の加熱、冷却条件は、750〜850℃に加熱し、10sec以上保持した後、550〜650℃まで徐冷したのち、10℃/sを超える平均冷却速度で50℃以下まで急冷し、さらに150〜300℃で焼き戻し処理を施すことが好ましい。このような範囲に焼鈍条件を制御することにより、上記のミクロ組織を安定して得ることができる。
【００３０】
上記条件で連続焼鈍を行うことで、鋼板の表面性状を阻害する酸化物の生成を抑止することができ、良好な最終製品の表面品質を得ることができる。
以上により、本発明の表面品質の良好な高張力パイプ用冷延鋼板が製造される。
なお、上記冷延鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、亜鉛めっきなどの各種めっき処理および樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
【実施例】
【００３１】
（実施例1）
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、鋳造してスラブを製造した。スラブを加熱温度1250℃で加熱した後、板厚3.2mmまで熱間圧延を行った。仕上圧延温度は870℃とした。引き続き、1秒以内に冷却を開始し、100℃/ｓの平均冷却速度で200℃の温度降下量にて急速冷却し、560℃の巻取温度で巻取りを行った。次いで、酸洗、冷間圧延を行い、板厚1.5mmとし、さらに連続焼鈍を実施した。連続焼鈍は830℃まで加熱し、次いで、約10℃/ｓの平均冷却速度で600℃まで冷却し、水温20℃の噴流水中で水温まで急冷した。さらに、200℃の温度で焼き戻し処理を行い室温まで冷却後、0.3％（伸長率）の調質圧延を行った。
【００３２】
【表１】
【００３３】
以上により得られた冷延鋼板について、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質を調査した。得られた結果を表2に示す。
なお、鋼板の断面ミクロ組織は3％ナイタール溶液（3％硝酸+エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で倍率2000倍で深さ方向板厚1/4位置を10視野観察して、撮影した組織写真を用いて、画像解析処理を行ない、フェライト相の分率を定量化した（なお、画像解析処理は市販の画像処理ソフトを用いることができる）。
マルテンサイト相の面積率は、組織の細かさに応じて1000〜3000倍の適切な倍率でSEM写真を撮影し、画像処理ソフトで定量化した。このようにして求めたフェライト相、マルテンサイト相の面積率を各相の体積率として評価した。
機械特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプル採取したJIS5号試験片を用いて、JISZ2241に準拠した引張試験を行ない、YP（降伏点）、TS（引張強さ）、EL（伸び）を測定した。TSは680MPa以上、ELは15％以上が良好な特性である。
さらに、λ（穴拡げ率）は日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準じた穴拡げ試験を行い、測定した。λは60％超が良好な特性である。
表面品質は、短冊板を曲げ試験後、Niメッキ処理（付着量10〜15μｍ）を施し目視により光沢不良がない場合を良好（○）、光沢不良がある場合を不良（×）を判定した。
【００３４】
【表２】
【００３５】
表2より、本発明例では、機械的特性、穴拡げ性および表面品質の全てに優れていた。
一方、鋼番号2の比較例では、機械的特性は良いが表面品質が劣っていた。鋼番号3の比較例では、Mn量が低いため、引張強度、穴拡げ性が劣っていた。鋼番号4の比較例では、C量が高いため、伸び、穴拡げ性が劣っていた。鋼番号5の比較例では、Mn量が高いため、伸び、穴拡げ性、表面品質が劣っていた。鋼番号6の比較例では、Siが低いため、穴拡げ性が劣っていた。
【００３６】
（実施例2）
実施例1で用いた表1における鋼番号1、2を用いて表3に示す熱間圧延、連続焼鈍条件により冷延鋼板を製造した。スラブ加熱温度は1250℃、熱間圧延の仕上板厚は3.2mmとし、冷延圧延後の板厚は1.5mm、調質圧延の伸長率を0.3％とした。得られた冷延鋼板に対して、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質を調査した。なお、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質の調査は実施例1と同様である。得られた結果を製造条件と併せて表3に示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】
表3より、本発明例である符号Fは、引張特性、穴拡げ性、表面品質が良好な結果を得た。
一方、ほかの比較例はいずれも表面品質が劣る結果となった。符号A、Bの比較例では、熱間圧延後の冷却能が低いため、鋼板表面の酸化が促進され、表面品質が劣っていた。符号Cの比較例では、熱間圧延後の冷却能が高いため、材質が硬化し冷間圧延が困難となった。符号Dの比較例は、熱間圧延後の巻取温度が高いため鋼板表面の酸化が促進され、表面品質が劣っていた。符号Eの比較例では、熱間圧延後の巻取温度が低いため、材質が硬化し冷間圧延が困難となった。符号Gの比較例では、連続焼鈍時の炉内露点が高いため、鋼板表面の還元が劣り表面品質が劣っていた。符号Hの比較例では、連続焼鈍時の炉内雰囲気中の水素濃度が低いため、鋼板表面の還元が劣り表面品質が劣っていた。符号Iは、Si量が高いため、鋼板の表面品質が劣化していた。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主にパイプ用素材として好適な表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球温暖化防止の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、車体材料である鋼板の薄肉化・高強度化により、延性の低下を招く。このため、高強度と高延性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。
【０００３】
このような要求に対して、これまでは、鋼成分のSiやMnなどを添加する高合金化への設計変更を行い、材料自体の材質特性を向上させることで延性低下を補ってきた。
しかしながら、このような設計変更後の鋼板を高張力パイプ用途素材として用いようとした場合、以下の問題がある。例えば、ヘッドレスト部品に鋼板を用いる場合、まず、鋼板をパイプに成型し、次いで、表面にクロムメッキなどの光沢美麗処理をする。しかし、上記SiやMnなどを添加した高合金化の鋼板の場合には、酸素との親和力が強いSi、Mnの酸化物により、メッキ後に光沢不良など、表面に不具合が発生するケースが見受けられるようになった。
高強度と高延性を併せ持つ鋼として、特許文献1〜3には、延性の良好な高強度熱延鋼板が開示されている。しかし、これらの特許文献のいずれも冷延鋼板（パイプ用冷延素材）について一切考慮されておらず、また、鋼板のC量が0．15質量％以上（または0．15質量％超）と高い成分設計であり、スポット溶接性、穴拡げ性の低下等実用性能が低いという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特公平6−41617号公報
【特許文献２】特公平5−65566号公報
【特許文献３】特公平5−67682号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、かかる事情に鑑み、表面品質の優れた高張力パイプ用冷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。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、上記した課題を解決し、表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板を製造するため、鋼板の製造条件の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
熱間圧延および連続焼鈍の製造条件が最終製品であるメッキ処理後の表面美麗さに大きな影響を及ぼしていることを突き止めた。
鋼の成分組成、熱間圧延および連続焼鈍の製造条件を規定することで、鋼板表面に存在する酸化物（Si酸化物等）の状態が変化し、酸化物の発生を抑えることが可能となる。その結果、最終製品の表面品質が改善されることがわかった。
具体的には、所定の成分組成に調整された鋼スラブに熱間圧延を行うに際し、仕上げ圧延後の冷却条件として熱間圧延後（仕上げ圧延後）1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取ることで表面品質を損なうことなく、酸化物の発生を抑止した鋼板を得ることができる。
冷間圧延後の連続焼鈍において、焼鈍条件のうち、炉内の雰囲気を水素濃度3 vol％以上とし、露点を−30℃以下にすることで、表面酸化物の生成を抑止し、良好な最終製品の表面品質を得ることができる。
【０００７】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
[1]成分組成は、質量％で、C：0.050〜0.070％、Si：0.8〜1.5％、Mn：1.8〜2.5％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Sol.Al：0.010〜0.100％、N：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板。
[2]前記[1]に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板の製造方法。
【０００８】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高張力パイプ用冷延鋼板」とは、引張強度TSが680MPa以上（好ましくは680〜850MPa）である冷延鋼板である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板が得られる。本発明の高張力パイプ用冷延鋼板を例えば高張力パイプ用素材として用いることにより、優れた表面品質を有し、また高強度と高延性を併せ持つことが可能となり、高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
以下に、本発明の詳細を説明する。
【００１１】
1)成分組成
C:0.050〜0.070％
Cは焼き入れ組織のマルテンサイトを強化するために重要な元素である。C量が0.050％未満では強度上昇の効果が不十分となる。一方、C量が0.070％を超えるとスポット溶接における十字引張試験において溶接部が破断するため、接合強度が著しく低下する。以上より、C量は0.050％以上0.070％以下とする。
【００１２】
Si:0.8〜1.5％
Siはフェライト、マルテンサイトの二相組織とする鋼の延性を高めるために有効である。Si量が0.8％未満ではその効果が十分でない。一方1.5％を超えると鋼板表面にSi酸化物が多量に形成し、最終用途でメッキ処理が施される場合、品質不良が発生する。以上より、Si量は0.8％以上1.5％以下とする。
【００１３】
Mn:1.8〜2.5％
Mnは連続焼鈍炉での徐冷帯でのフェライト生成を抑制するために重要な元素である。1.8％未満ではその効果が十分でない。一方、2.5％を超えると連続鋳造工程でスラブ割れが発生する。以上より、Mn量は1.8％以上2.5％以下とする。
【００１４】
P:0.020％以下
Pはスポット溶接性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で低減することが望ましい。0.020％を超えるとスポット溶接性の劣化が顕著となる為、P量は0.020％以下とする必要がある。
【００１５】
S:0.010％以下
Sはスポット溶接性および曲げ加工性を劣化させるためにできるだけ製鋼工程で低減することが望ましい。0.010％を超えるとスポット溶接性および曲げ加工性の劣化が顕著となるため、S量は0.010％以下とする必要がある。
【００１６】
Sol.Al:0.010〜0.100％
Alは脱酸およびNをAlNとして析出させるために添加される。Sol.Al が0.010％未満では脱酸・脱窒の効果が十分でない。一方、0.100％を超えるとAl添加の効果が飽和し不経済となる。以上より、Sol.Al量は、0.010％以上0.100％以下とする。
【００１７】
N:0.005％以下
Nは素材鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Nを必要以上に低減すると精錬コストが上昇するので、実質的に無害となる0.005％以下とする。
【００１８】
残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００１９】
2)ミクロ組織
本発明の高張力パイプ用冷延鋼板では、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有する。この時、フェライト相は体積率で60％〜65％、マルテンサイト相は体積率で35％〜40％であることが好ましい。このような組織とすることで延性と穴拡げ性のバランスに優れた特性を有することとなる。
フェライト相の体積率が60％以上65％以下（好適範囲）
フェライト相の体積率が60％未満だと延性が低下する場合があるため60％以上が好ましい。一方、フェライト相の体積率が65％を超えると引張強度の確保ができなくなる場合がある。よって、フェライト相の体積率は60％以上65％以下が好ましい。
マルテンサイト相の体積率が35％以上40％以下（好適範囲）
マルテンサイト相は鋼の高強度化に有効に働く。しかし、その体積率が40％を超えると延性が低下する場合がある。また、その体積率が35％未満では、強度および穴拡げ性が劣化する場合がある。従って、マルテンサイト相の体積率は35％以上40％以下が好ましい。
【００２０】
なお、上記ミクロ組織の構成が満足されれば本発明の目的を達成できるため、フェライト、マルテンサイト以外の相として、ベイナイト相およびオーステナイト相はそれぞれ各2％未満（体積率）であり、あるいはさらに、不可避的なセメンタイト相、AlN、MnSを含むことができ、これらの組織は本発明の冷延鋼板における特性（表面品質等）に無害である。
【００２１】
なお、本発明の冷延鋼板におけるフェライト相、マルテンサイト相、ベイナイト相およびオーステナイト相の体積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合（面積率）を意味しており、各相の面積率は、例えば、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)を用いて2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めることができる。
【００２２】
3)製造条件
本発明の高張力パイプ用冷延鋼板は、上記の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内の雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍する。
以下、詳細に説明する。
【００２３】
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとし、熱間圧延を行う。
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００２４】
スラブ加熱温度：1100℃以上（好適条件）
スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が1100℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、スラブ加熱温度は1100℃以上が好ましい。なお、酸化の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
【００２５】
仕上圧延終了温度：A3点以上（好適条件）
仕上圧延終了温度がA3点未満では、圧延中にα（フェライト）とγ（オーステナイト）が生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延終了温度はA3変態点以上とすることが好ましい。
【００２６】
次いで、熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取る。
熱間圧延後1秒以内に冷却を開始し、平均冷却速度10℃/ｓ超で100℃超300℃未満の温度
降下量にて急速冷却
平均冷却速度が10℃/s以下では、鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。従って、平均冷却速度は10℃/s超とする。一方、平均冷却速度が100℃/sを超えると材質の硬質化を招くことがあるため、100℃/s以下が好ましい。以上より、平均冷却速度は10℃/ｓ超とし、好ましくは10℃/ｓ超100℃/s以下とする。
また、熱間圧延後1秒を超えて冷却を開始した場合には、鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
さらに、上記10℃/ｓ超の平均冷却速度の冷却温度幅（温度降下量）が300℃以上では急冷により材質が硬質化する。また、この冷却温度幅（温度降下量）が100℃以下では鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
【００２７】
巻取り温度：500〜600℃
巻取り温度が500℃未満では鋼板の硬質化を招き、冷間圧延が困難となる。一方、巻取り温度が600℃を超えると鋼板表面の酸化層の増加を招き、表面性状が劣化する。
熱間圧延後、以上のような条件で冷却、巻取りを行うことで、冷間圧延・焼鈍後に材質を損なうことなく、鋼板表面に酸化物の発生を抑止した鋼板を得ることができる。
【００２８】
次いで、得られた熱延鋼板を必要に応じて酸洗したのち、冷間圧延を行う。
酸洗は、塩酸にて鋼板表面のスケールを除去するのが好ましい。冷間圧延は特に限定せず、通常行われる方法にて行うことができる。ただし、組織の微細化による延性と穴拡げ性の向上の観点から、冷間圧延の圧下率は50〜85％が好ましい。
【００２９】
次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍する。
水素濃度3vol％未満の炉内の雰囲気で連続焼鈍を行うと還元能力が劣り、鋼板表面の酸化層の生成を十分に抑制することができない。また、−30℃超えの露点で連続焼鈍を行うと鋼板表面の酸化が促進され、鋼板の表面性状が劣化する。また、上記のミクロ組織を得るため、焼鈍の加熱、冷却条件は、750〜850℃に加熱し、10sec以上保持した後、550〜650℃まで徐冷したのち、10℃/sを超える平均冷却速度で50℃以下まで急冷し、さらに150〜300℃で焼き戻し処理を施すことが好ましい。このような範囲に焼鈍条件を制御することにより、上記のミクロ組織を安定して得ることができる。
【００３０】
上記条件で連続焼鈍を行うことで、鋼板の表面性状を阻害する酸化物の生成を抑止することができ、良好な最終製品の表面品質を得ることができる。
以上により、本発明の表面品質の良好な高張力パイプ用冷延鋼板が製造される。
なお、上記冷延鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、亜鉛めっきなどの各種めっき処理および樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
【実施例】
【００３１】
（実施例1）
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、鋳造してスラブを製造した。スラブを加熱温度1250℃で加熱した後、板厚3.2mmまで熱間圧延を行った。仕上圧延温度は870℃とした。引き続き、1秒以内に冷却を開始し、100℃/ｓの平均冷却速度で200℃の温度降下量にて急速冷却し、560℃の巻取温度で巻取りを行った。次いで、酸洗、冷間圧延を行い、板厚1.5mmとし、さらに連続焼鈍を実施した。連続焼鈍は830℃まで加熱し、次いで、約10℃/ｓの平均冷却速度で600℃まで冷却し、水温20℃の噴流水中で水温まで急冷した。さらに、200℃の温度で焼き戻し処理を行い室温まで冷却後、0.3％（伸長率）の調質圧延を行った。
【００３２】
【表１】
【００３３】
以上により得られた冷延鋼板について、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質を調査した。得られた結果を表2に示す。
なお、鋼板の断面ミクロ組織は3％ナイタール溶液（3％硝酸+エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で倍率2000倍で深さ方向板厚1/4位置を10視野観察して、撮影した組織写真を用いて、画像解析処理を行ない、フェライト相の分率を定量化した（なお、画像解析処理は市販の画像処理ソフトを用いることができる）。
マルテンサイト相の面積率は、組織の細かさに応じて1000〜3000倍の適切な倍率でSEM写真を撮影し、画像処理ソフトで定量化した。このようにして求めたフェライト相、マルテンサイト相の面積率を各相の体積率として評価した。
機械特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプル採取したJIS5号試験片を用いて、JISZ2241に準拠した引張試験を行ない、YP（降伏点）、TS（引張強さ）、EL（伸び）を測定した。TSは680MPa以上、ELは15％以上が良好な特性である。
さらに、λ（穴拡げ率）は日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準じた穴拡げ試験を行い、測定した。λは60％超が良好な特性である。
表面品質は、短冊板を曲げ試験後、Niメッキ処理（付着量10〜15μｍ）を施し目視により光沢不良がない場合を良好（○）、光沢不良がある場合を不良（×）を判定した。
【００３４】
【表２】
【００３５】
表2より、本発明例では、機械的特性、穴拡げ性および表面品質の全てに優れていた。
一方、鋼番号2の比較例では、機械的特性は良いが表面品質が劣っていた。鋼番号3の比較例では、Mn量が低いため、引張強度、穴拡げ性が劣っていた。鋼番号4の比較例では、C量が高いため、伸び、穴拡げ性が劣っていた。鋼番号5の比較例では、Mn量が高いため、伸び、穴拡げ性、表面品質が劣っていた。鋼番号6の比較例では、Siが低いため、穴拡げ性が劣っていた。
【００３６】
（実施例2）
実施例1で用いた表1における鋼番号1、2を用いて表3に示す熱間圧延、連続焼鈍条件により冷延鋼板を製造した。スラブ加熱温度は1250℃、熱間圧延の仕上板厚は3.2mmとし、冷延圧延後の板厚は1.5mm、調質圧延の伸長率を0.3％とした。得られた冷延鋼板に対して、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質を調査した。なお、断面ミクロ組織、引張特性、穴拡げ性および表面品質の調査は実施例1と同様である。得られた結果を製造条件と併せて表3に示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】
表3より、本発明例である符号Fは、引張特性、穴拡げ性、表面品質が良好な結果を得た。
一方、ほかの比較例はいずれも表面品質が劣る結果となった。符号A、Bの比較例では、熱間圧延後の冷却能が低いため、鋼板表面の酸化が促進され、表面品質が劣っていた。符号Cの比較例では、熱間圧延後の冷却能が高いため、材質が硬化し冷間圧延が困難となった。符号Dの比較例は、熱間圧延後の巻取温度が高いため鋼板表面の酸化が促進され、表面品質が劣っていた。符号Eの比較例では、熱間圧延後の巻取温度が低いため、材質が硬化し冷間圧延が困難となった。符号Gの比較例では、連続焼鈍時の炉内露点が高いため、鋼板表面の還元が劣り表面品質が劣っていた。符号Hの比較例では、連続焼鈍時の炉内雰囲気中の水素濃度が低いため、鋼板表面の還元が劣り表面品質が劣っていた。符号Iは、Si量が高いため、鋼板の表面品質が劣化していた。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成は、質量%で、Ｃ：0.050〜0.070％、Ｓｉ：0.8〜1.5％、Ｍｎ：1.8〜2.5％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.010〜0.100％、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板。
【請求項２】
請求項1に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板の製造方法。
【請求項１】
成分組成は、質量%で、Ｃ：0.050〜0.070％、Ｓｉ：0.8〜1.5％、Ｍｎ：1.8〜2.5％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｓｏｌ.Ａｌ：0.010〜0.100％、Ｎ：0.005％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライト相とマルテンサイト相の二相組織を有することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板。
【請求項２】
請求項1に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後1秒以内に冷却を開始し、10℃/ｓ超の平均冷却速度で100℃超300℃未満の温度降下量にて急速冷却し、500〜600℃の巻取り温度で巻取った後、冷間圧延し、次いで、水素濃度3vol％以上の炉内雰囲気で、−30℃以下の露点で連続焼鈍することを特徴とする表面品質の優れた高張力パイプ用冷延鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２０１１−１７４１５１（Ｐ２０１１−１７４１５１Ａ）
【公開日】平成２３年９月８日（２０１１．９．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−４００９７（Ｐ２０１０−４００９７）
【出願日】平成２２年２月２５日（２０１０．２．２５）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年９月８日（２０１１．９．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年２月２５日（２０１０．２．２５）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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