JP2000212689A

JP2000212689A - 冷間圧延性に優れた熱延鋼板

Info

Publication number: JP2000212689A
Application number: JP1747999A
Authority: JP
Inventors: Mitsuru Ozawa; 満小沢
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-01-26
Filing date: 1999-01-26
Publication date: 2000-08-02

Abstract

(57)【要約】【課題】冷間圧延した際の耳割れがなく、耳切りを不
要にすることができる冷間圧延性に優れた熱延鋼板を提
供する。【解決手段】Ｃ：0.01〜0.05wt％、 Si：0.5 wt％以
下、Mn：0.05〜1.00wt％、Ｐ：0.100 wt％以下、Ｓ：
0.03wt％以下、 Al：0.005 〜0.07wt％、Ｎ：0.0025〜
0.0100wt％、Ｂ：0.0015〜0.0070wt％、Ti：0.001 〜0.
04wt％を含み、かつ上記Ｂ、Ti、Ｎは、1n（Ｂwt％×Ｎ
wt％）＞−12.2、Ｂwt％／Ｎwt％＜1.2 および1n（Tiwt
％×Ｎwt％）＞−11.2の関係を満たす範囲で含有し、残
部は鉄および不可避的不純物の成分組成として、幅端５
ｍｍ位置での硬さHRB₅と幅中央位置での硬さ HRB_cとの
比HRB₅／ HRB_cを1.10以下とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、熱延ままでの加工
性のほか、冷間圧延性に優れ、とくに冷間圧延した後の
耳切りを不要とすることができる熱延鋼板（熱延鋼帯を
含む。以下同じ）に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車用鋼板に代表される加工用
鋼板の分野において、素材費削減の観点から、冷延鋼板
に代替しうる熱延鋼板を求められるようになり、伸びが
良好で降伏比が低い、高加工性の熱延鋼板の需要はます
ます増大しつつある。一方、より高度な加工性を必要と
されるときには、冷延鋼板が用いられるのが一般的であ
り、この冷延鋼板の製造に当たっては、通常、冷間圧延
後に両幅端それぞれ約８〜10mm程度が耳切り処理されて
いた。この耳切りは、熱延鋼板の幅端部での冷間圧延性
が劣るために、幅端部で割れが発生し、そのままで製品
に充当することができず、止むをえずこの不良部を切り
捨てていたものである。したがって、冷間圧延が施され
る熱延鋼板には、耳切りが不要で、良好な冷間圧延性を
具えることも要請される。このように、素材供給側に
は、優れた加工性が安定して得られる熱延鋼板を、より
安価に提供することが急務となってきた。ところで、良
好な加工性が要求される熱延鋼板の製造方法では、Ａr₃
変態点以上の温度で熱間圧延するのが一般的であった。
具体的な例として、特開平９−41041 号公報に、 810〜
850 ℃の温度範囲で熱間仕上げ圧延する方法が開示され
ている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来の技術により、板厚2.0 mm以下の薄物の熱延鋼板を製
造する場合、圧延する鋼帯の板厚が薄くなるほど圧延中
の温度低下が大きくなるため、熱延仕上げ温度をＡr₃変
態点以上に確保するためには加熱温度を上昇させなけれ
ばならなかった。この場合に、加熱温度の上昇は省エネ
ルギーの点で好ましくないので、熱延仕上げ温度をＡr₃
変態点以上でなるべくＡr₃変態点に近づけた温度に設定
して圧延を行おうとすると、現実には、鋼帯の全長・全
幅にわたって温度を一定に維持することはできなく、熱
延仕上げ温度がＡr₃変態点以下の温度になる部分が生じ
て、結晶粒径のばらつきが大きくなり、材質の均一性が
保たれなくなる。この現象は、一般に、鋼帯の全長・全
幅における熱延仕上げ温度の最大値と最小値との差が20
℃以上になることから、避けることは極めて困難であ
る。とくに鋼帯の幅端部においては、Ａr₃変態点以下で
の仕上げ圧延になるために、未再結晶組織となり、鋼帯
の硬さの上昇（ＹＰ、ＴＳの上昇）、伸びの低下を招
き、冷間圧延時に耳割れを発生し、耳切りを避けること
ができなかった。また、Ａr₃変態点を挟まないように圧
延するために、熱延仕上げ温度をＡr₃変態点よりも低め
に設定すると、Ａr₃変態点と再結晶温度との温度幅が狭
いために、低温域で圧延された部分は未再結晶組織とな
りやすく、鋼帯中に加工組織が残存して、伸びが低下し
てしまうことになる。

【０００４】そこで、本発明の目的は、従来技術が抱え
ていたこれらの現状に鑑み、低温加熱−低温仕上げ熱延
の工程でも安定して製造できる加工性に優れた熱延鋼板
を提供することにある。とくに本発明の目的は、冷間圧
延した際の耳割れがなく、耳切りを不要にすることがで
きる冷間圧延性に優れた熱延鋼板を提供することにあ
る。

【０００５】

【課題を解決するための手段】発明者らは、低温加熱−
低温仕上げ熱延の工程でも、優れた加工性を有し、また
幅端部の冷間圧延性が高く、良好な耐耳割れ性を具えた
鋼板を製造するためには、再結晶終了温度を低下させる
こと、さらに、Ａr₃変態点と再結晶終了温度の間の温度
幅（＝Ａr₃変態点−再結晶終了温度）を拡張することが
有望であるとの見通しのもとに、鋭意、研究、検討を重
ねた。その結果、Ｂ、Ti、Ｎなどの成分添加バランスを
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、さらにＡr₃変態点を上昇させることも可能に
なるので、両者の温度幅を、従来の85℃以下から、95℃
以上までに拡げうること、適正量のＢは伸びの向上にも
寄与することなどを知見した。これら成分の相乗効果に
よって、とくに熱延鋼板の幅方向硬さ変動を小さく、具
体的には、鋼板の幅端５ｍｍ位置での硬さHRB₅と幅中央
位置での硬さ HRB_cとの比HRB₅／ HRB_cを1.10以下まで
低下させ得ることがわかった。そして、かかる熱延鋼板
では、その冷間圧延性が向上し、冷延後の耳割れも防止
できることがわかった。

【０００６】以上の知見に基づいて完成した本発明の要
旨構成は以下のとおりである。１）Ｃ：0.01〜0.05wt％、 Si：0.5 wt％以下、Mn：
0.05〜1.00wt％、Ｐ：0.100 wt％以下、Ｓ：0.03wt％
以下、 Al：0.005 〜0.07wt％、Ｎ：0.0025〜0.0100wt
％、Ｂ：0.0015〜0.0070wt％、Ti：0.001 〜0.04wt％を
含み、かつ上記Ｂ、Ti、Ｎは、1n（Ｂwt％×Ｎwt％）＞
−12.2、Ｂwt％／Ｎwt％＜1.2 および1n（Tiwt％×Ｎwt
％）＞−11.2の関係を満たす範囲で含有し、残部は鉄お
よび不可避的不純物からなり、幅端５ｍｍ位置での硬さ
HRB₅と幅中央位置での硬さ HRB_cとの比HRB₅／ HRB_cが
1.10以下であることを特徴とする冷間圧延性に優れた熱
延鋼板。２）Ｃ：0.01〜0.05wt％、 Si：0.5 wt％以下、Mn：
0.05〜1.00wt％、Ｐ：0.100 wt％以下、Ｓ：0.03wt％
以下、 Al：0.005 〜0.07wt％、Ｎ：0.0025〜0.0100wt
％、Ｂ：0.0015〜0.0070wt％、Ti：0.001 〜0.04wt％を
含み、かつ上記Ｂ、Ti、Ｎは、1n（Ｂwt％×Ｎwt％）＞
−12.2、Ｂwt％／Ｎwt％＜1.2 および1n（Tiwt％×Ｎwt
％）＞−11.2の関係を満たす範囲で含有し、残部は鉄お
よび不可避的不純物からなり、熱間圧延後の耳切りが不
要であることを特徴とする冷間圧延性に優れた熱延鋼
板。

【０００７】

【発明の実施の形態】再結晶終了温度の低下（再結晶性
の向上）に及ぼす鋼成分の影響については、以下のよう
に考えている。すなわち、TiとＢを複合添加し、Ti系析
出物等の析出物のサイズを適正に制御したときに、結晶
粒径の整粒化作用と微細化作用、仕上げ圧延後の再結晶
温度の低下作用が有効に発揮される。析出物としては、
TiＮをはじめ、TiＮを核として析出するMnＳ，Fe₂₃（Ｃ
Ｂ)₆、ＢＮなどであり、これらの析出物サイズが約50〜
200 ｎｍのときに上記効果が発揮される。これら析出物
のサイズが約50ｎｍ以下の微細析出物は、結晶粒の成長
性を阻害し、再結晶性を低下させる。一方、析出物サイ
ズが200 ｎｍ以上になると、析出物数か減少し、微細化
に効果的に寄与しなくなる。

【０００８】さらに、ＢがＡr₃変態点の上昇をもたらす
機構については、必ずしも明らかではないが、以下のよ
うに推測している。すなわち、0.0015wt％未満の微量の
Ｂ添加では、固溶Ｂがγ粒界に偏析するためにＡr₃変態
点が低下する。これに対して、Ｂ添加量を0.0015wt％以
上に増やすと、γ粒内にＢＮをはじめ、Fe₂₃（ＣＢ)₆、
Fe₂Ｂ等を含むＢ化合物が析出し、これがα変態を促進
させることでＡr₃変態点が上昇する。また、Ｂが伸びを
向上させる作用は次のように考えられる。Ｂを添加しな
いと粒界には多くのパーライトが存在するために低い伸
びしか得られない。一方、所定量のＢを添加すると、こ
れにより生成したＢ化物が炭化物の形成を促進し、粒界
パーライト量を減少させ、結果的に伸びを増大させる効
果をもたらすと考えられる。

【０００９】発明者らは、さらに、析出物サイズを50〜
200 ｎｍの範囲に保つために必要な熱間圧延条件につい
て検討したところ、Ti、ＮおよびＢを適正量添加すると
ともに、スラブ加熱温度を950 ℃以上1120℃未満とする
ことが有効であることも見いだした。

【００１０】以下に、本発明における構成要件を上記範
囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.01〜0.05wt％Ｃは、鋼板の強度を高めるために必須の元素であり、主
にフェライト相への固溶を通じて高強度化に寄与する。
しかし、含有量が0.01wt％未満では上記の効果を十分に
期待できず、一方、0.05wt％を超えて添加すると加工性
および溶接性の劣化が顕著となる。よって、Ｃ量は0.01
〜0.05wt％、好ましくは0.02〜0.04wt％の範囲とする。

【００１１】Si：0.5 wt％以下 Siは、添加量の増加に伴い、鋼板の表面性状や伸びの劣
化を招く元素である。特に、0.5 wt％を超えるとその影
響が大になるので、0.5 wt％以下、好ましくは0.05wt％
以下とする。

【００１２】Mn：0.05〜1.00wt％ Mnは、MnＳの析出物を通じてＢ化物の形成を促進する作
用を有する、必須の元素であり、少なくとも0.05wt％は
必要である。しかし、1.00wt％を超えると伸びの劣化を
招く。このため、Mn量は0.05〜1.00wt％、好ましくは、
0.10〜0.50wt％の範囲とする。

【００１３】Ｐ：0.100 wt％以下Ｐは、偏析しやすく、材質の均質性を阻害する元素であ
るため、0.100 wt％以下とする。ただし、Ａr₃変態点を
上昇させる効果も有しているので、0.005 〜0.05wt％の
範囲で含有するのが望ましい。

【００１４】Ｓ：0.03wt％以下Ｓは、熱間割れに有害な元素であるので、0.03wt％以下
に制限する。ただし、MnＳとしてＢ化物の析出を促進さ
せる作用も有しているため、0.005 〜0.025 wt％の範囲
で含有するのが望ましい。

【００１５】Al：0.005 〜0.070 wt％ Alは、脱酸剤として、少なくとも0.005 wt％を添加する
ことが必要であるが、0.070 wt％を超えて添加すると、
ＢＮの形成を抑えてしまう。このためAl量は、0.005 〜
0.070 wt％、好ましくは0.005 〜0.012 wt％とする。

【００１６】Ｎ：0.0025〜0.0100wt％Ｎは、本発明における重要な元素の１つである。すなわ
ち、Ｎは、Ｂとの複合添加によってＢＮを形成し、Ａr₃
変態点を上昇させ、伸び特性を向上させる効果を有す
る。また、前述のTiＮ析出物や、これを核として生成し
た析出物により、結晶粒径の整粒化と微細化に寄与す
る。このような効果を発揮させるためには、少なくとも
0.0025wt％は必要であが、多すぎると時効性を高める。
よって、Ｎ量は、0.0025〜0.0100wt％、好ましくは0.00
30〜0.0060wt％の範囲とする。

【００１７】Ｂ：0.0015〜0.0070wt％Ｂは、ＢＮ、 Fe₂Ｂ、Fe₂₃（ＣＢ）₆等のＢ化物を形成
して、Ａr₃変態点の上昇や炭化物形成促進の効果を有す
る、本発明における重要な元素の１つである。このよう
な効果を得るにためには、少なくとも0.0015wt％は添加
する必要があるが、0.0070wt％を超えて添加するとＡr₃
変態点を低下させてしまう。このため、Ｂ量は0.0015〜
0.0070wt％、好ましくは0.0025〜0.0060wt％の範囲とす
る。

【００１８】Ti：0.001 〜0.04wt％ Tiは、TiＮとして，MnＳとともにＢ化物あるいは炭化物
の析出を促進し、鋼板の再結晶性の向上や結晶粒径の整
粒化と微細化の作用を有する、本発明における重要な元
素の1 つである。0.001 wt％未満の添加ではその効果が
十分ではなく、0.04wt％を超えると加工性の劣化を招
く。このため、Ti量は、0.001 〜0.04wt％、好ましくは
0.003 〜0.03wt％とする。

【００１９】ＢとＮの関係ＢとＮは、それぞれ前述した個々の範囲で含有するとと
もに、ln（Ｂwt％×Ｎwt％）＞一12.2、およびＢwt％／
Ｎwt％＜1.2 の関係を満たさなければならない。これら
の式を満たすことにより、ＢとＮの溶解度積を高め、固
溶Ｂを低めて、Ａr₃変態点の上昇や伸びの改善に有効に
作用するＢＮを効果的に活用することが可能になる。上
記のＢwt% ／Ｎwt% ＜1.2 の関係を満たすことにより全
Ｂ量中のＢＮとして析出するＢ量を60％以上とすること
ができる。なお、好ましいln（Ｂwt％×Ｎwt％）の範囲
は、一11.8超えである。

【００２０】TiとＮの関係 TiとＮは、それぞれ前述した個々の範囲で含有するとと
もに、ln（Tiwt％×Ｎwt％）＞−11.2となるように添加
しなくてはならない。この式を満たすことにより、鋼板
の再結晶性と伸び特性の向上、また結晶粒径の整粒化と
微細化に有用な50ｎｍ以上の析出物を効果的に活用する
ことができる。なお、好ましくはln（Tiwt％×Ｎwt％）
は一11．0 超えの範囲である。

【００２１】次に、本発明を実施するに好適な製造プロ
セスについて説明する。熱間圧延は、以下に述べる条件
で行えばよく、他の条件については特に定める必要はな
い。したがって、冷却スラブを再加熱後熱間圧延する工
程のほか、連続鋳造後、補助的加熱を行って直接圧延す
る工程などを採用してもよい。

【００２２】加熱温度： 950℃以上1120℃未満スラブの加熱温度は、本発明において特に重要な要件で
ある。というのは、スラブ加熱温度を1120℃以上にする
と、省エネルギーの観点から不利になるのは勿論のこ
と、鋼板の伸び特性が劣化するからである。これは、炭
化物の析出を促進する上で有効なＢ化物やTi系あるいは
Mn系の析出物の種類やサイズが変化するためと推察され
る。例えば、Tiは1120℃以上の高温では析出物の径が10
ｎｍ程度の炭化物として析出し、これが熱延後の再結晶
性を低下させる。加熱温度が1120℃未満では、析出物の
径が50ｎｍ超の窒化物として析出するため、再結晶粒を
安定して確保することができる。また、950 ℃を下回る
温度では、特に2.0 ｍｍ以下の薄物の熱延鋼板を製造す
る際に、仕上げ圧延温度 (ＦＤＴ）を後述の範囲にする
ことが困難となる。このため、加熱温度は、 950℃以上
1120℃未満の範囲とするのがよい。

【００２３】仕上圧延温度（ＦＤＴ）： 750℃〜Ａr₃変
態点仕上圧延温度は、鋼帯内で一様な再結晶粒を安定して確
保し、均質な鋼板とする上で極めて重要である。本発明
では、再結晶終了温度を740 ℃以下まで低下させている
ので、仕上げ圧延は740 ℃以上の温度で行えばよい。仕
上げ圧延温度の下限値は、鋼帯の長手方向および幅方向
の端部の温度低下を考慮して750 ℃とする。また、均一
な結晶粒を得るためにＡr₃変態点以下の温度で仕上げ圧
延する必要があるので、仕上げ圧延温度の上限値はＡr₃
変態点とする。ここで、仕上げ圧延の実操業を考慮する
と、仕上げ圧延温度の許容範囲が大きいほうがよく、Ａ
r₃変態点は835 ℃以上であることが好ましい。上記温度
範囲で仕上げ圧延することにより、実操業での温度変化
への許容範囲が広がる。そして、前述したような、鋼帯
の全長／全幅における温度変動のために起こる再結晶粒
径の不均一や、例えば 2.0ｍｍ以下といった薄物鋼帯に
おける急速な温度低下域で生じる未再結晶組織の形成な
どを抑制することが可能になる。

【００２４】とくに、鋼板の幅端部に関して、従来技術
では、仕上げ圧延温度をＡr₃変態点以上として圧延する
と、幅端部では、温度降下が大きいためにＡr₃変態点以
下の圧延となって加工組織が残ってしまう。一方、幅端
部もＡr₃変態点以上で圧延しようとすると、仕上げ圧延
温度が全体に高くなりスケール性欠陥による表面不良が
発生する。このため従来の熱延鋼板の製造工程では、幅
端部が未再結晶組織となり、加工不良になることを考慮
して、圧延時には板幅を広めにして圧延し、下工程で耳
切りをして未再結晶部を切り捨てていた。しかし、本発
明によれば、幅端部まで再結晶組織を得ることができ、
硬さ、伸びの値が幅中央部のそれとほぼ同等の水準とな
る。その結果、冷間圧延時の耐耳割れ性が著しく改善さ
れ、耳切りが不要となる。

【００２５】なお、熱間圧延時の圧下条件は、再結晶性
向上の観点から、仕上圧延工程の後段（５スタンド以
降）の圧下率を高めることが肝要である。熱延後の巻取
温度も特に定めないが、粒成長性向上によって高加工性
を確保することを考えると、550 ℃以上の巻取が望まし
い。また、上記加熱温度や仕上圧延温度が好ましいが、
この温度範囲を外れても、表２の如く若干性能は落ちる
ものの実用上は問題ない。

【００２６】

【実施例】以下、実施例によって本発明を具体的に説明
する。表１に示す化学成分の低炭素鋼スラブを加熱後、
Ａr₃変態点以下の温度で板厚1.8mm に仕上げ圧延し、60
0 ℃で巻き取り熱延鋼板とした。次いで、熱延鋼板を圧
下率73％（板厚0.5mm)で冷間圧延した。このようにして
得た熱延鋼板の供試材からＪＩＳ５号試験片を採取し、
幅中央部の引張試験を行った。また、幅中央部と幅端５
mm位置でロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を測定した。さら
に、幅中央部と幅端５mm位置より組織観察用の試料を採
取し、光学顕微鏡により再結晶組織の有無を調査した。
そしてこれら熱延鋼板を冷間圧延したときの幅端部の耳
割れの有無を調査した。

【００２７】得られた試験結果を熱延条件とともに表２
に示す。これらの表から明らかなように、本発明の成分
範囲を満たす鋼板は、幅中央部で伸びは50％以上の優れ
た特性を有しており、ＹＳ、ＴＳの値は比較鋼よりも小
さくなっている。また、硬さ調査の結果、本発明の条件
を満たす鋼板は、幅端５mm位置でも幅中央部と比較して
も硬さ上昇はほとんど見られなかった。これらの発明例
は、組織観察から、幅端５mm位置でも再結晶組織を呈し
ており、上記硬さの傾向と一致していた。そして、発明
例では、冷間圧延した後の幅端部の耳割れは発生せず、
一部のもので耳荒れの発生はみられたものの、耳切りの
必要がなかった。これに対し、比較鋼は、幅端５mm位置
での硬さ上昇および未再結晶組織の残留が認められ、冷
間圧延後の耳割れが見られた。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
伸びが大きく加工性に優れるとともに、鋼板幅端部まで
再結晶組織を有し、冷間圧延後も耳割れを発生すること
がない熱延鋼板を提供することが可能になる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.01〜0.05wt％、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：0.05〜1.00wt％、Ｐ：0.100 wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、 Al：0.005 〜0.07wt％、Ｎ：0.0025〜0.0100wt％、Ｂ：0.0015〜0.0070wt％および Ti：0.001 〜0.04wt％を含み、かつ上記Ｂ、Ti、Ｎは、 1n（Ｂwt％×Ｎwt％）＞−12.2、Ｂwt％／Ｎwt％＜1.2 および 1n（Tiwt％×Ｎwt％）＞−11.2 の関係を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的
不純物からなり、幅端５ｍｍ位置での硬さHRB₅と幅中央
位置での硬さ HRB_cとの比HRB₅／ HRB_cが1.10以下であ
ることを特徴とする冷間圧延性に優れた熱延鋼板。
【請求項２】Ｃ：0.01〜0.05wt％、 Si：0.5 wt％以下、 Mn：0.05〜1.00wt％、Ｐ：0.100 wt％以下、Ｓ：0.03wt％以下、 Al：0.005 〜0.07wt％、Ｎ：0.0025〜0.0100wt％、Ｂ：0.0015〜0.0070wt％および Ti：0.001 〜0.04wt％を含み、かつ上記Ｂ、Ti、Ｎは、 1n（Ｂwt％×Ｎwt％）＞−12.2、Ｂwt％／Ｎwt％＜1.2 および 1n（Tiwt％×Ｎwt％）＞−11.2 の関係を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的
不純物からなり、熱間圧延後の耳切りが不要であること
を特徴とする冷間圧延性に優れた熱延鋼板。