軟質熱延鋼板の製造方法
【課題】成形性に優れる軟質熱延鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.06％、Si：0.1％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.02％以下を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を加熱し、さらに、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする仕上圧延を施したのち、巻取温度：600℃以上で巻き取る。なお、好ましくはさらに、酸洗を施した後、伸長率：0.5〜５％調質圧延を施してもよい。これにより、降伏強さ：210MPa未満の低強度で、伸び：40％以上の高延性を有し、成形性に優れた軟質熱延鋼板を、容易に得ることができる。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.06％、Si：0.1％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.02％以下を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を加熱し、さらに、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする仕上圧延を施したのち、巻取温度：600℃以上で巻き取る。なお、好ましくはさらに、酸洗を施した後、伸長率：0.5〜５％調質圧延を施してもよい。これにより、降伏強さ：210MPa未満の低強度で、伸び：40％以上の高延性を有し、成形性に優れた軟質熱延鋼板を、容易に得ることができる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電機製品等の部材用、あるいは容器、パイプ等の素材用として好適な、軟質な熱延鋼板の製造方法に係り、とくに成形性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
軟質な熱延鋼板は、従来から、自動車、電機製品、あるいは容器、パイプ等の素材として、使用されてきた。最近では、製品のコストダウン要求が強く、加工費の削減という観点から、成形性に優れた降伏強さが210MPa未満の軟質な熱延鋼板が要求されている。
このような要求に対し、極低炭素鋼にTi、Nb等を添加して、侵入型元素であるＣ、Ｎを固定し、ＩＦ（Intersticial free）化を図り、延性、成形性を向上させる「極低炭ＩＦ法」が提案されている。例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Mn：0.50％以下、Al：0.01〜0.05％、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.05％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、1000℃以下の累積圧下率が80％以上で仕上温度がＡr３点以上の熱間圧延を行う良加工性熱延鋼板の製造法が記載されている。
【０００３】
また、特許文献２には、Ｃ：0.0050％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.15％以下、Ｎ：0.0025％以下、solAl：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.015％を含み、Nb/C：7.75未満を満足する組成の鋼を、仕上温度：Ａr３点〜（Ａr３点＋50℃）、巻取温度：600〜650℃の条件で熱間圧延する加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１，２に記載された技術によれば、低炭素化と、微量のTi、Nbの含有により、組織の微細化が達成され、低強度で、伸び：50％以上の高延性が確保でき、加工性に優れた熱延鋼板が得られるとしている。
【０００４】
また、熱間圧延をオーステナイト（γ）域で仕上圧延を終了したのち、高温で巻取り、フェライト粗粒組織として、延性、成形性を向上させる「γ圧延法」と称する技術もある。例えば、特許文献３には、Ｃ：0.025％以下、Mn：0.05〜0.35％、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0025％以下、solAl：0.005〜0.080％、Ｎ：0.0025％以下を含み，Ｂ：0.0005質量％以上でかつＮ−14/11Ｂ：0.0005％以下、Ｂ−（11/14）×Ｎ：0.0015以下である組成の鋼を、仕上温度：Ａr３点以上、巻取温度：550〜750℃の条件で熱間圧延する軟質熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、軟質で、高延性の熱延鋼板が得られるとしている。
【０００５】
また、熱間圧延を、フェライト（α）域で熱間圧延を終了させ、その後、再結晶処理を施すことにより、α域で導入された加工歪によるフェライトの再結晶および粒成長によりフェライト粗粒組織を得て、延性、成形性を向上させる「α圧延法」と称する技術もある。例えば、特許文献４には、Ｃ：0.08％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.05〜0.4％、sol.Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.01％以下を含む組成の鋼に、Ａr３点以上の温度域で各パスの圧下率30％以上でパス間時間５ｓ以内の圧延を２パス以上含む一次圧延と、一次圧延終了後、Ａr３点以下まで30℃/s以上の冷却速度で冷却したのち、Ａr３点〜450℃の温度で総圧下率が50％以上である二次圧延からなる熱間圧延を施し、ついで再結晶処理を行う加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、降伏強さが低く、伸びが高く、加工用鋼板として十分な特性を有する熱延鋼板が得られるとしている。
【０００６】
また、特許文献５には、Ｃ：0.10％以下、Mn：0.05〜0.4％、Ｓ：0.005％以下、Cr：0.10％未満、Ｂ：0.0010〜0.0050％、Ｎ：0.0020％以下を含む組成の鋼に、終了温度（Ａr３点−40℃）〜700℃で熱間圧延を行ったのち、500℃以上で巻取る加工性の優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術によれば、圧延終了温度を（Ａr３点−40℃）〜700℃として、フェライトを生成させると共に、フェライトを加工し多くの歪をフェライト中に蓄積し、さらにＢを含有し、BNが析出しない温度域で熱間圧延を行うことで固溶Ｂを多く残存させ、圧延パス間での再結晶を抑制して圧延による加工度を高め、その後の巻取り時にBNを析出させて、再結晶フェライトの粒成長を促進させ、粗大再結晶フェライト組織を得るとしている。
【０００７】
また、特許文献６には、重量％で、Ｃ：0.01〜0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.01〜1.00％、Al：0.005〜0.07％、Ｎ：0.0030〜0.0100％、Ｂ：0.0020〜0.0070％、およびTi：0.001〜0.04％を含み、Ｂ、Ti、Ｎが特定の関係を満足する組成のスラブを、950℃以上1120℃未満に加熱し、750℃以上Ａr３点以下の仕上げ温度で熱間圧延する熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献６に記載された技術によれば、Ｂ、Ti、Ｎの成分バランスを適正に調整することにより、再結晶終了温度の低下が可能となり、低温加熱−低温仕上げの熱延によっても、安定して、優れた加工性を有する熱延鋼板が製造できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公昭61−10532号公報
【特許文献２】特公平５−17285号公報
【特許文献３】特開昭58−207335号公報
【特許文献４】特開昭64−31934号公報
【特許文献５】特開平08−134541号公報
【特許文献６】特許第3403637号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、炭素含有量を極低炭素域まで低減することに加えて、Ti、Nb等の合金元素を必須含有させることが必要となり、材料コストが上昇するという問題があった。また、特許文献３に記載された技術で採用している、γ域での圧下と、その後の高温巻取りという工程では、フェライト粒の粗大化には限界があり、加工用鋼板として、降伏強さの低減、延性の向上が十分であるとはいえないという問題があった。
【００１０】
また、特許文献４に記載された技術では、フェライト域での二次圧延とその後の再結晶処理を組み合わせているが、再結晶は成分組成と製造条件により大きく変化するため、鋼板ごと、あるいは鋼板内の、降伏強さ、延性のばらつきが大きくなるという問題があった。
また、特許文献５に記載された技術では、Ｂを必須含有させており、再結晶を抑制する作用を有するＢの含有は、フェライトの再結晶および再結晶粒の成長に影響し、降伏強さ、延性のばらつきを招きやすいという問題があり、また、Ｂの含有は、Ｎ含有量のばらつきに関連して材質ばらつきを生じ易いという問題もある。
【００１１】
また、特許文献６に記載された技術では、TiとＢを複合して含有する組成のスラブ（鋼素材）を利用しており、再結晶を抑制する作用を有するTi、Ｂの含有は、それら成分の含有量ばらつき、およびＮ含有量のばらつきに関連して、降伏強さ、延性等の材質ばらつきを生じ易いという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、TiやＢを含有することなく、成形性に優れる降伏強さ210MPa未満といった軟質な熱延鋼板を、安価に、しかも生産性高く製造できる、軟質熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、α域圧延に着目し、加工フェライトの再結晶および再結晶粒の粒成長に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、α域圧延で得られた加工フェライトの再結晶に、Alが大きく影響することを見出した。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果を説明する。
質量％で、0.011〜0.013％Ｃ−0.01％Si−0.16〜0.17％Mn−0.010〜0.011％Ｐ−0.005〜0.006％Ｓ−0.0022〜0.0033％Ｎを基本成分として、Al含有量を0.001〜0.27％の範囲で種々変化させた鋼素材を、1250℃に加熱し、Ａr３変態点以下の温度である800℃を仕上圧延終了温度とする仕上圧延を施したのち、610℃で巻き取り、巻き取った状態で、冷却（空冷）し、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板を酸洗したのち、ついで伸長率：1.0％の調質圧延を施した。
【００１３】
また、調質圧延済みの熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、伸びElを求めた。得られた結果を、Al含有量との関係で図１に示す。
図１から、Al含有量が0.003質量％以上、0.09質量％未満では、降伏強さYSが高くなり、伸びElが低下し、成形性が低下することがわかる。すなわち、軟質で、伸びが高く、成形性に優れた鋼板を得るためには、鋼組成をAl含有量を0.002％以下、または0.09％以上としたうえで、仕上圧延をＡr３変態点以下の温度域での圧延とすることが肝要であることになる。この現象の機構については、現在までに明確にはなっていないが、Alが0.002％以下ではAlNが形成されず、一方、Alが0.09％以上では、AlNが粗大化しフェライトの再結晶を阻害することがなくなったと考えている。
【００１４】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.06％、Si：0.1％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ｎ：0.005％以下を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、前記熱間圧延の仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とし、該仕上圧延を終了した後、巻取温度：600℃以上で巻き取ることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記巻き取った熱延鋼板に、酸洗および調質圧延を施すことを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
（３）（２）において、前記調質圧延が、伸長率：0.5〜５％の圧延であることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、降伏強さ：210MPa未満の軟質で、成形性に優れる軟質熱延鋼板を、安価に、しかも生産性高く製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】降伏強さ、伸びに及ぼすAl含有量の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、とくに断わらない限り、単に％で記す。
Ｃ：0.01〜0.06％
Ｃは、炭化物形成を介して降伏強さを高め、鋼板を硬質化させるとともに、Ａr３変態点を低下させる元素であり、鋼板を軟質化し成形性を向上することを目的とする本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.06％以下であれば許容できる。一方、0.01％未満までの過度の低減は、製造コストの高騰を招く。このため、Ｃは0.01〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.03％である。
【００１８】
Si：0.1％以下
Siは、鋼中に固溶して強度を増加させる元素であり、0.1％を超える含有は、降伏強さの上昇を招く。このため、Siは0.1％以下に限定した。
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、Ｓと結合してMnSを形成し、Ｓによる悪影響（熱間脆性）を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。また、Mnは鋼中に固溶して、強度を増加させる作用を有し、0.5％を超える含有は、強度の増加を伴うとともに、材料コストを高める。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる元素であり、0.03％を超える含有は過度の硬質化を招く。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、鋼中では硫化物を形成し、延性、成形性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが好ましいが、0.03％以下であれば許容できる。このようなことから、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、Alと結合し微細なAlNを形成し、フェライト域圧延での加工フェライトの再結晶を阻害する作用を有する。このため、本発明では、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、0.005％以下であれば許容できる。このため、本発明ではＮは0.005％以下に限定した。
【００２１】
sol.Al：0.09％以上
Alは、軟質で成形性に優れた鋼板とするために、本発明で最も重要な元素である。フェライト域で圧延加工すると、導入される加工歪により、AlNが歪誘起析出し、鋼中に微細に分散する。微細に分散したAlNは、その後のフェライトの再結晶および再結晶粒の成長を抑制する。このようなAlNの悪影響は、図１に示したように、Al：0.002％以下、あるいは0.09％以上のAl含有で抑制される。このため、本発明では、Alは0.09％以上に限定した。なお、Al：0.09％以上の場合には、加熱時に粗大なAlNが溶け残り、その粗大なAlNを核として、AlNが析出するため、AlNは微細に分散析出することはなく、フェライトの再結晶を阻害することはなくなる。なお、１％以上の多量含有は、材料コスト、ひいては製造コストが高騰するという問題があり、好ましくは１％以下に限定することが望ましい。
【００２２】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、とくに不純物中のＯは、鋼中では酸化物介在物と存在し、清浄度を低下させたり、表面性状を低下するなどの悪影響を及ぼす。このため、Ｏはできるだけ低減することが望ましく、Ｏは0.02％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以下である。
【００２３】
また、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、あるいはさらに精錬炉等を使用する常用の溶製方法で、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊−分塊圧延法、薄スラブ鋳造法等を用いてもなんら問題はない。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、まず、熱間圧延のための、加熱処理を施す。
【００２４】
鋼素材の加熱条件は、とくに限定する必要はないが、仕上圧延で所望のα域圧延を行うという観点から、1000℃以上とすることが好ましい。なお、加熱温度が高すぎると、スケールロスが多くなるため、1300℃程度以下とすることが好ましい。
加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施される。
熱間圧延は、粗圧延および仕上圧延からなる。粗圧延は、所望の寸法形状のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。得られたシートバーには、さらに仕上圧延が施される。
【００２５】
仕上圧延は、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とする。仕上圧延終了温度が750℃未満では、圧延後の再結晶および再結晶粒の成長が十分ではなく、降伏強さが高くなる。一方、仕上圧延終了温度がＡr３変態点を超えて高くなると、圧延後、オーステナイト（γ）−フェライト（α）変態による、比較的微細なフェライト粒の生成により、降伏強さが高くなる。このため、仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延に限定した。
【００２６】
仕上圧延終了後、巻取温度：600℃以上で巻き取る。
本発明では、仕上圧延で導入された圧延歪と巻取り後の緩冷却とにより、フェライトの再結晶および再結晶粒の成長が生じ、粒径の大きなフェライト粒を得ることができ、高延性で、成形性に優れる熱延鋼板とすることができる。巻取温度が600℃未満では、フェライトの再結晶およびフェライト再結晶粒の成長が十分ではなく、降伏強さが高くなる。巻取温度は、好ましくは650℃以上である。なお、巻取温度が高すぎると、スケール生成が顕著となり、スケール性欠陥が多発する。このため、巻取温度は750℃以下とすることが望ましい。
【００２７】
巻き取られた熱延鋼板は、黒皮のまま使用されても、あるいは、酸洗を施され、さらに調質圧延を施されて、使用されてもよい。酸洗は、常用の方法がいずれも適用できる。なお、巻き取られた状態の熱延鋼板に、調質圧延を施すことにより、機械的特性が安定化する。また、調質圧延の伸長率は、0.5〜5％の範囲とすることが好ましい。伸長率が0.5％未満では、上記した効果が期待できない。一方、伸長率が、5％を超えると降伏強さが高くなり好ましくない。なお、調質圧延は酸洗前のスケールブレーカーで代用することもできる。
【００２８】
上記した製造条件で得られる熱延鋼板は、上記した組成を有し、板厚全断面の平均で、再結晶フェライト粒が面積率で90％以上、好ましくは95％以上となる組織を有する。フェライト相以外の第二相は、面積率で5％以下の、パーライト、セメンタイトのうちから選ばれた１種以上とすることが好ましい。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００２９】
表１に示す組成の鋼素材（スラブ肉厚：30mm）に、表２に示す条件の、加熱、仕上圧延を施し、1.6 mm厚の熱延板とし、表２に示す巻取温度で巻き取った。なお、各鋼素材のＡr３変態点（℃）は、次式
Ａr３＝901−325Ｃ＋33Si−92Mn＋287Ｐ＋100Al
（ここで、Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al：各元素の含有量（質量％））
により算出して、表１に併記した。
【００３０】
得られた熱延板に、さらに酸洗と、伸長率：１％の調質圧延を施した。調質圧延後の熱延板から、引張方向が圧延方向となるように、JIS５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
また、得られた調質圧延後の各熱延板から、組織観察用試片を採取した。これら試片の圧延方向と平行な板厚方向断面を研磨し、腐食液（ナイタール）で腐食し、光学顕微鏡（50倍）で組織を観察した。
【００３１】
得られた引張試験結果を表３に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
本発明例はいずれも、圧延加工歪からの再結晶および再結晶粒の成長が十分であり、再結晶フェライト粒を主体とする組織を有し、降伏強さYS：210 MPa未満、伸びEl：40％以上と、軟質、高延性で成形性に優れた熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、再結晶および再結晶粒の成長が不十分で、YSが高く、Elが低く、成形性が低下し、所望の特性を確保できておらず、成形性が低下した熱延鋼板となっている。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、電機製品等の部材用、あるいは容器、パイプ等の素材用として好適な、軟質な熱延鋼板の製造方法に係り、とくに成形性の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
軟質な熱延鋼板は、従来から、自動車、電機製品、あるいは容器、パイプ等の素材として、使用されてきた。最近では、製品のコストダウン要求が強く、加工費の削減という観点から、成形性に優れた降伏強さが210MPa未満の軟質な熱延鋼板が要求されている。
このような要求に対し、極低炭素鋼にTi、Nb等を添加して、侵入型元素であるＣ、Ｎを固定し、ＩＦ（Intersticial free）化を図り、延性、成形性を向上させる「極低炭ＩＦ法」が提案されている。例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.02％以下、Mn：0.50％以下、Al：0.01〜0.05％、Ti：0.01〜0.20％、Nb：0.005〜0.05％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、1000℃以下の累積圧下率が80％以上で仕上温度がＡr３点以上の熱間圧延を行う良加工性熱延鋼板の製造法が記載されている。
【０００３】
また、特許文献２には、Ｃ：0.0050％以下、Si：0.03％以下、Mn：0.15％以下、Ｎ：0.0025％以下、solAl：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.015％を含み、Nb/C：7.75未満を満足する組成の鋼を、仕上温度：Ａr３点〜（Ａr３点＋50℃）、巻取温度：600〜650℃の条件で熱間圧延する加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１，２に記載された技術によれば、低炭素化と、微量のTi、Nbの含有により、組織の微細化が達成され、低強度で、伸び：50％以上の高延性が確保でき、加工性に優れた熱延鋼板が得られるとしている。
【０００４】
また、熱間圧延をオーステナイト（γ）域で仕上圧延を終了したのち、高温で巻取り、フェライト粗粒組織として、延性、成形性を向上させる「γ圧延法」と称する技術もある。例えば、特許文献３には、Ｃ：0.025％以下、Mn：0.05〜0.35％、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0025％以下、solAl：0.005〜0.080％、Ｎ：0.0025％以下を含み，Ｂ：0.0005質量％以上でかつＮ−14/11Ｂ：0.0005％以下、Ｂ−（11/14）×Ｎ：0.0015以下である組成の鋼を、仕上温度：Ａr３点以上、巻取温度：550〜750℃の条件で熱間圧延する軟質熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、軟質で、高延性の熱延鋼板が得られるとしている。
【０００５】
また、熱間圧延を、フェライト（α）域で熱間圧延を終了させ、その後、再結晶処理を施すことにより、α域で導入された加工歪によるフェライトの再結晶および粒成長によりフェライト粗粒組織を得て、延性、成形性を向上させる「α圧延法」と称する技術もある。例えば、特許文献４には、Ｃ：0.08％以下、Si：0.05％以下、Mn：0.05〜0.4％、sol.Al：0.02〜0.08％、Ｎ：0.01％以下を含む組成の鋼に、Ａr３点以上の温度域で各パスの圧下率30％以上でパス間時間５ｓ以内の圧延を２パス以上含む一次圧延と、一次圧延終了後、Ａr３点以下まで30℃/s以上の冷却速度で冷却したのち、Ａr３点〜450℃の温度で総圧下率が50％以上である二次圧延からなる熱間圧延を施し、ついで再結晶処理を行う加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、降伏強さが低く、伸びが高く、加工用鋼板として十分な特性を有する熱延鋼板が得られるとしている。
【０００６】
また、特許文献５には、Ｃ：0.10％以下、Mn：0.05〜0.4％、Ｓ：0.005％以下、Cr：0.10％未満、Ｂ：0.0010〜0.0050％、Ｎ：0.0020％以下を含む組成の鋼に、終了温度（Ａr３点−40℃）〜700℃で熱間圧延を行ったのち、500℃以上で巻取る加工性の優れた熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術によれば、圧延終了温度を（Ａr３点−40℃）〜700℃として、フェライトを生成させると共に、フェライトを加工し多くの歪をフェライト中に蓄積し、さらにＢを含有し、BNが析出しない温度域で熱間圧延を行うことで固溶Ｂを多く残存させ、圧延パス間での再結晶を抑制して圧延による加工度を高め、その後の巻取り時にBNを析出させて、再結晶フェライトの粒成長を促進させ、粗大再結晶フェライト組織を得るとしている。
【０００７】
また、特許文献６には、重量％で、Ｃ：0.01〜0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.01〜1.00％、Al：0.005〜0.07％、Ｎ：0.0030〜0.0100％、Ｂ：0.0020〜0.0070％、およびTi：0.001〜0.04％を含み、Ｂ、Ti、Ｎが特定の関係を満足する組成のスラブを、950℃以上1120℃未満に加熱し、750℃以上Ａr３点以下の仕上げ温度で熱間圧延する熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献６に記載された技術によれば、Ｂ、Ti、Ｎの成分バランスを適正に調整することにより、再結晶終了温度の低下が可能となり、低温加熱−低温仕上げの熱延によっても、安定して、優れた加工性を有する熱延鋼板が製造できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公昭61−10532号公報
【特許文献２】特公平５−17285号公報
【特許文献３】特開昭58−207335号公報
【特許文献４】特開昭64−31934号公報
【特許文献５】特開平08−134541号公報
【特許文献６】特許第3403637号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、炭素含有量を極低炭素域まで低減することに加えて、Ti、Nb等の合金元素を必須含有させることが必要となり、材料コストが上昇するという問題があった。また、特許文献３に記載された技術で採用している、γ域での圧下と、その後の高温巻取りという工程では、フェライト粒の粗大化には限界があり、加工用鋼板として、降伏強さの低減、延性の向上が十分であるとはいえないという問題があった。
【００１０】
また、特許文献４に記載された技術では、フェライト域での二次圧延とその後の再結晶処理を組み合わせているが、再結晶は成分組成と製造条件により大きく変化するため、鋼板ごと、あるいは鋼板内の、降伏強さ、延性のばらつきが大きくなるという問題があった。
また、特許文献５に記載された技術では、Ｂを必須含有させており、再結晶を抑制する作用を有するＢの含有は、フェライトの再結晶および再結晶粒の成長に影響し、降伏強さ、延性のばらつきを招きやすいという問題があり、また、Ｂの含有は、Ｎ含有量のばらつきに関連して材質ばらつきを生じ易いという問題もある。
【００１１】
また、特許文献６に記載された技術では、TiとＢを複合して含有する組成のスラブ（鋼素材）を利用しており、再結晶を抑制する作用を有するTi、Ｂの含有は、それら成分の含有量ばらつき、およびＮ含有量のばらつきに関連して、降伏強さ、延性等の材質ばらつきを生じ易いという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、TiやＢを含有することなく、成形性に優れる降伏強さ210MPa未満といった軟質な熱延鋼板を、安価に、しかも生産性高く製造できる、軟質熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、α域圧延に着目し、加工フェライトの再結晶および再結晶粒の粒成長に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、α域圧延で得られた加工フェライトの再結晶に、Alが大きく影響することを見出した。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果を説明する。
質量％で、0.011〜0.013％Ｃ−0.01％Si−0.16〜0.17％Mn−0.010〜0.011％Ｐ−0.005〜0.006％Ｓ−0.0022〜0.0033％Ｎを基本成分として、Al含有量を0.001〜0.27％の範囲で種々変化させた鋼素材を、1250℃に加熱し、Ａr３変態点以下の温度である800℃を仕上圧延終了温度とする仕上圧延を施したのち、610℃で巻き取り、巻き取った状態で、冷却（空冷）し、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板を酸洗したのち、ついで伸長率：1.0％の調質圧延を施した。
【００１３】
また、調質圧延済みの熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、伸びElを求めた。得られた結果を、Al含有量との関係で図１に示す。
図１から、Al含有量が0.003質量％以上、0.09質量％未満では、降伏強さYSが高くなり、伸びElが低下し、成形性が低下することがわかる。すなわち、軟質で、伸びが高く、成形性に優れた鋼板を得るためには、鋼組成をAl含有量を0.002％以下、または0.09％以上としたうえで、仕上圧延をＡr３変態点以下の温度域での圧延とすることが肝要であることになる。この現象の機構については、現在までに明確にはなっていないが、Alが0.002％以下ではAlNが形成されず、一方、Alが0.09％以上では、AlNが粗大化しフェライトの再結晶を阻害することがなくなったと考えている。
【００１４】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.06％、Si：0.1％以下、Mn：0.1〜0.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Ｎ：0.005％以下を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、前記熱間圧延の仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とし、該仕上圧延を終了した後、巻取温度：600℃以上で巻き取ることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記巻き取った熱延鋼板に、酸洗および調質圧延を施すことを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
（３）（２）において、前記調質圧延が、伸長率：0.5〜５％の圧延であることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、降伏強さ：210MPa未満の軟質で、成形性に優れる軟質熱延鋼板を、安価に、しかも生産性高く製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】降伏強さ、伸びに及ぼすAl含有量の影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、とくに断わらない限り、単に％で記す。
Ｃ：0.01〜0.06％
Ｃは、炭化物形成を介して降伏強さを高め、鋼板を硬質化させるとともに、Ａr３変態点を低下させる元素であり、鋼板を軟質化し成形性を向上することを目的とする本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.06％以下であれば許容できる。一方、0.01％未満までの過度の低減は、製造コストの高騰を招く。このため、Ｃは0.01〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.03％である。
【００１８】
Si：0.1％以下
Siは、鋼中に固溶して強度を増加させる元素であり、0.1％を超える含有は、降伏強さの上昇を招く。このため、Siは0.1％以下に限定した。
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、Ｓと結合してMnSを形成し、Ｓによる悪影響（熱間脆性）を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。また、Mnは鋼中に固溶して、強度を増加させる作用を有し、0.5％を超える含有は、強度の増加を伴うとともに、材料コストを高める。このため、Mnは0.1〜0.5％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させる元素であり、0.03％を超える含有は過度の硬質化を招く。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、鋼中では硫化物を形成し、延性、成形性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが好ましいが、0.03％以下であれば許容できる。このようなことから、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
【００２０】
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、Alと結合し微細なAlNを形成し、フェライト域圧延での加工フェライトの再結晶を阻害する作用を有する。このため、本発明では、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、0.005％以下であれば許容できる。このため、本発明ではＮは0.005％以下に限定した。
【００２１】
sol.Al：0.09％以上
Alは、軟質で成形性に優れた鋼板とするために、本発明で最も重要な元素である。フェライト域で圧延加工すると、導入される加工歪により、AlNが歪誘起析出し、鋼中に微細に分散する。微細に分散したAlNは、その後のフェライトの再結晶および再結晶粒の成長を抑制する。このようなAlNの悪影響は、図１に示したように、Al：0.002％以下、あるいは0.09％以上のAl含有で抑制される。このため、本発明では、Alは0.09％以上に限定した。なお、Al：0.09％以上の場合には、加熱時に粗大なAlNが溶け残り、その粗大なAlNを核として、AlNが析出するため、AlNは微細に分散析出することはなく、フェライトの再結晶を阻害することはなくなる。なお、１％以上の多量含有は、材料コスト、ひいては製造コストが高騰するという問題があり、好ましくは１％以下に限定することが望ましい。
【００２２】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
なお、とくに不純物中のＯは、鋼中では酸化物介在物と存在し、清浄度を低下させたり、表面性状を低下するなどの悪影響を及ぼす。このため、Ｏはできるだけ低減することが望ましく、Ｏは0.02％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以下である。
【００２３】
また、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、あるいはさらに精錬炉等を使用する常用の溶製方法で、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊−分塊圧延法、薄スラブ鋳造法等を用いてもなんら問題はない。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、まず、熱間圧延のための、加熱処理を施す。
【００２４】
鋼素材の加熱条件は、とくに限定する必要はないが、仕上圧延で所望のα域圧延を行うという観点から、1000℃以上とすることが好ましい。なお、加熱温度が高すぎると、スケールロスが多くなるため、1300℃程度以下とすることが好ましい。
加熱された鋼素材は、ついで、熱間圧延を施される。
熱間圧延は、粗圧延および仕上圧延からなる。粗圧延は、所望の寸法形状のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。得られたシートバーには、さらに仕上圧延が施される。
【００２５】
仕上圧延は、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とする。仕上圧延終了温度が750℃未満では、圧延後の再結晶および再結晶粒の成長が十分ではなく、降伏強さが高くなる。一方、仕上圧延終了温度がＡr３変態点を超えて高くなると、圧延後、オーステナイト（γ）−フェライト（α）変態による、比較的微細なフェライト粒の生成により、降伏強さが高くなる。このため、仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延に限定した。
【００２６】
仕上圧延終了後、巻取温度：600℃以上で巻き取る。
本発明では、仕上圧延で導入された圧延歪と巻取り後の緩冷却とにより、フェライトの再結晶および再結晶粒の成長が生じ、粒径の大きなフェライト粒を得ることができ、高延性で、成形性に優れる熱延鋼板とすることができる。巻取温度が600℃未満では、フェライトの再結晶およびフェライト再結晶粒の成長が十分ではなく、降伏強さが高くなる。巻取温度は、好ましくは650℃以上である。なお、巻取温度が高すぎると、スケール生成が顕著となり、スケール性欠陥が多発する。このため、巻取温度は750℃以下とすることが望ましい。
【００２７】
巻き取られた熱延鋼板は、黒皮のまま使用されても、あるいは、酸洗を施され、さらに調質圧延を施されて、使用されてもよい。酸洗は、常用の方法がいずれも適用できる。なお、巻き取られた状態の熱延鋼板に、調質圧延を施すことにより、機械的特性が安定化する。また、調質圧延の伸長率は、0.5〜5％の範囲とすることが好ましい。伸長率が0.5％未満では、上記した効果が期待できない。一方、伸長率が、5％を超えると降伏強さが高くなり好ましくない。なお、調質圧延は酸洗前のスケールブレーカーで代用することもできる。
【００２８】
上記した製造条件で得られる熱延鋼板は、上記した組成を有し、板厚全断面の平均で、再結晶フェライト粒が面積率で90％以上、好ましくは95％以上となる組織を有する。フェライト相以外の第二相は、面積率で5％以下の、パーライト、セメンタイトのうちから選ばれた１種以上とすることが好ましい。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００２９】
表１に示す組成の鋼素材（スラブ肉厚：30mm）に、表２に示す条件の、加熱、仕上圧延を施し、1.6 mm厚の熱延板とし、表２に示す巻取温度で巻き取った。なお、各鋼素材のＡr３変態点（℃）は、次式
Ａr３＝901−325Ｃ＋33Si−92Mn＋287Ｐ＋100Al
（ここで、Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al：各元素の含有量（質量％））
により算出して、表１に併記した。
【００３０】
得られた熱延板に、さらに酸洗と、伸長率：１％の調質圧延を施した。調質圧延後の熱延板から、引張方向が圧延方向となるように、JIS５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
また、得られた調質圧延後の各熱延板から、組織観察用試片を採取した。これら試片の圧延方向と平行な板厚方向断面を研磨し、腐食液（ナイタール）で腐食し、光学顕微鏡（50倍）で組織を観察した。
【００３１】
得られた引張試験結果を表３に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
本発明例はいずれも、圧延加工歪からの再結晶および再結晶粒の成長が十分であり、再結晶フェライト粒を主体とする組織を有し、降伏強さYS：210 MPa未満、伸びEl：40％以上と、軟質、高延性で成形性に優れた熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、再結晶および再結晶粒の成長が不十分で、YSが高く、Elが低く、成形性が低下し、所望の特性を確保できておらず、成形性が低下した熱延鋼板となっている。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：0.01〜0.06％、 Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、 Ｎ：0.005％以下、
を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
前記熱間圧延の仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とし、
前記仕上げ圧延を終了した後、巻取温度：600℃以上で巻き取ることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記巻き取った熱延鋼板に、酸洗および調質圧延を施すことを特徴とする請求項１に記載の軟質熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記調質圧延が、伸長率：0.5〜５％の圧延であることを特徴とする請求項２に記載の軟質熱延鋼板の製造方法。
【請求項１】
鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ：0.01〜0.06％、 Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、 Ｎ：0.005％以下、
を含有し、さらに、sol.Al：0.09％以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材であり、
前記熱間圧延の仕上圧延を、仕上圧延終了温度が750℃〜Ａr３変態点の温度範囲とする圧延とし、
前記仕上げ圧延を終了した後、巻取温度：600℃以上で巻き取ることを特徴とする軟質熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記巻き取った熱延鋼板に、酸洗および調質圧延を施すことを特徴とする請求項１に記載の軟質熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記調質圧延が、伸長率：0.5〜５％の圧延であることを特徴とする請求項２に記載の軟質熱延鋼板の製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２０１３−３６０８１（Ｐ２０１３−３６０８１Ａ）
【公開日】平成２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１７２５４２（Ｐ２０１１−１７２５４２）
【出願日】平成２３年８月８日（２０１１．８．８）
【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２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年８月８日（２０１１．８．８）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]