JP2007231409A - 熱延コイル及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】同一コイル内及び異なるコイル間のいずれにおいても強度のばらつきが少ない熱延コイル及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００３〜３％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０％を超え０．１％以下、Ｓ：０％を超え０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｎ：０％を超え０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％及びＴｉ：０．００１〜０．２％を含有すると共に、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記数式により表されるＰ_ＣＭとＴｉ_ｅｆｆ．との比を１．２〜３とする。

【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、家電、容器、産業機械及び建材等の素材として使用される熱延コイル及びその製造方法に関し、特に、自動車用高強度薄鋼板として好適な熱延コイル及びその製造方法に関する。

自動車、家電、容器、産業機械及び建材等の素材として広範囲に使用される薄鋼板は、その製品形状を得るために様々な加工が施される。この加工の際に発生する割れ及び形状不良等の不具合は、歩留まりの低下及び手入れによる工程数の増加等を引き起こして生産性の低下を招くため、好ましくない。従って、これらの不具合の解消に対する需要家の要求は厳しく、素材面からの改善策として、従来、打抜き、曲げ、張出し、絞り、伸びフランジ等に代表される加工性の指標となる均一伸び、局部伸び及びランクフォード値等の向上が検討され、実行されている。

一方、近年の地球温暖化問題を背景とした環境対策の必要性から、自動車産業をはじめとする幅広い分野で、温室効果ガス等の削減を目的として更なる省エネルギー化が要求されている。例えば、自動車の燃費改善施策の１つとして、車体を軽量化するため、自動車用鋼板の薄肉化が可能な高強度鋼板の適用が進められている。しかしながら、その生産現場においては、高強度鋼板の適用拡大に伴い加工割れ及び形状不良等の不具合が多発しており、その対策として金型調整及びプレス条件の変更等が頻繁に行われている。このような不具合は、素材である鋼板における同一コイル内での強度のばらつき、及び異なるコイル間での強度のバラツキに起因するものであると考えられている。このため、高強度鋼板における加工割れ及び形状不良の発生を防止するためには、前述したような均一伸び、局部伸び及びランクフォード値等の加工性の指標となる特性の向上だけでは十分ではなく、更に新しい対策が必要とされている。

そこで、従来、形状不良を改善する技術として、冷延鋼板における板厚最表面における板面と平行な｛１００｝面の反射Ｘ線強度比を３．０以上とすると共に、板厚中心層における板面と平行な｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比を４．５以上とすることが提案されている（例えば、特許文献１参照。）。これにより、特許文献１に記載の高強度冷延鋼板においては、曲げ性及び深絞り性が向上し、スプリングバック及び壁そりを低減することができる。

また、前述したようにコイルにおける特性のばらつきには、同一コイル内でのばらつきと異なるコイル間でのばらつきとがある。これらのばらつきのうち、コイル内でのばらつきに関しては、仕上圧延直前又は仕上圧延中に被圧延材を誘導加熱装置により加熱し、仕上圧延後０．１秒超え１．０秒未満の時間内に、１２０℃／秒を超える速度で５００〜８００℃の温度まで冷却する一次冷却を開始し、コイルの幅方向及び長手方向の温度の最高値と最低値との差を６０℃以内にする技術が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。この特許文献２に記載の薄鋼板の製造方法では、コイル内における幅方向及び長手方向の引張強さの変動を、コイル内の引張り強さの平均値の±８％以内にすることができる。

更に、従来、ブレス成形性に優れ且つコイル内でのプレス成形性の変動が少ない冷延鋼板を製造するために、熱間圧延条件、並びにその後の冷却及び巻き取りの条件を最適化することが提案されている（例えば、特許文献３参照。）。この特許文献３には、熱間圧延工程において、仕上圧延機最終スタンドにおける材料温度が、粗圧延バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲になるように、粗圧延バー全体又は幅方向エッジ部を誘導加熱装置等で加熱することが開示されている。

特開２００１−６４７５０号公報 特開２００１−１６４３２２号公報 特開２００１−１１５２１３号公報

しかしながら、前述の従来の技術には以下に示す問題点がある。前述の特許文献１に記載の技術は、スプリングバック及び壁そりを低減することはできるが、これは製品出荷単位であるコイルの平均値としてしか見ておらず、コイルの長手方向及び幅方向の幅方向における面全体として評価した場合、均質な材料特性が得られているとは限らない。更に、特許文献１では、コイルの特性のバラツキに起因すると思われる形状不良については検討がなされていないため、ある頻度で割れ及び形状不良等の不具合が発生する虞がある。

また、特許文献２に記載の技術は、同一コイル内における引張強さの変動を小さくすることはできるが、同じユーザーで同じ用途で使用するものではあるものの、製鋼工程や圧延工程が異なるタイミングで製造された異なるコイル間の引張強さの変動については検討されていない。更に、特許文献３に記載の技術は、圧延方向及び幅方向の温度分布を調整し、コイル内における材質を均質化して加工性の改善を図っているが、前述の特許文献２に記載の技術と同様に、異なるコイル間の引張強さの変動については検討されていない。従って、特許文献２及び３に記載の技術では、同一コイル内のばらつきは低減することができるが、異なるコイル間のばらつきは低減することができないため、このコイル間の特性のばらつきにより、割れ及び形状不良等の不具合が発生する虞がある。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、同一コイル内及び異なるコイル間のいずれにおいても強度のばらつきが少ない熱延コイル及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明に係る熱延コイルは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００３〜３％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０％を超え０．１％以下、Ｓ：０％を超え０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｎ：０％を超え０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％及びＴｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記数式（１）により表されるＰ_ＣＭと下記数式（２）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）が１．２〜３である組成を有し、ミクロ組織がＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織であり、かつ引張強度の標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａ以下であることを特徴とする。なお、下記数式（１）及び数式（２）における［ ］は、かっこ内の元素の質量％を示す。但し、数式（１）及び数式（２）共に、含有しない成分については０質量％とする。

本発明においては、組織強化に寄与する元素の含有量と析出強化に寄与する元素の含有量とのバランスを最適化すると共に、ミクロ組織をＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれら混合組織とすることにより、引張強度の標準偏差σ_ＴＳを１２ＭＰａ以下にしているため、コイルでの幅方向及び長さ方向におけるばらつきを低減することができ、更には異なるコイル間でのばらつきも低減することができる。

この熱延コイルは、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有することができる。これにより、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を生成しやすくすることができる。

また、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜１．２％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％及びＣｒ：０．０１〜１％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これにより、析出強化又は固溶強化により、強度を高めることができる。

更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することもできる。これにより、破壊の起点となり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化することができる。

更にまた、本発明の熱延コイルは、表面に亜鉛めっきが施されていてもよい。

本発明に係る熱延コイルの製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００３〜３％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０％を超え０．１％以下、Ｓ：０％を超え０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｎ：０％を超え０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％及びＴｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、上記数式（１）により表されるＰ_ＣＭと上記数式（２）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）が１．２〜３である組成の鋼片を、ＮｂＣの溶体化温度以上にして、粗圧延して粗圧延バーを得る工程と、前記粗圧延バーを、仕上圧延完了温度の目標値α_ＦＴを下記数式（３）に示す範囲とし、更に仕上圧延完了温度の標準偏差σ_ＦＴが１５℃以下となる条件で仕上圧延した後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、巻取温度を４００〜６００℃の範囲にして巻き取る工程とを有することを特徴とする。

本発明においては、組織強化に寄与する元素の含有量と析出強化に寄与する元素の含有量とのバランスを最適化した鋼片を使用し、ＮｂＣの溶体化温度以上の温度で粗圧延した粗圧延バーを、仕上圧延完了温度の目標値α_ＦＴが上記数式（３）に示す範囲でかつ仕上圧延完了温度の標準偏差σ_ＦＴが１５℃以下の条件で仕上圧延した後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、巻取温度を４００〜６００℃の範囲にして巻き取っているため、鋼のミクロ組織をＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれら混合組織にすることができると共に、熱延コイルの引張強度の標準偏差σ_ＴＳを１２ＭＰａ以下にすることができる。その結果、コイルの幅方向及び長さ方向における強度のばらつきを低減することができると共に、異なるコイル間での強度のばらつきも低減することができる。また、本発明の熱延コイルの製造方法では、強度のばらつきが少ない熱延コイルを、安価に安定して製造することができるため、工業的価値が高い。

この熱延コイルの製造方法では、前記鋼片が、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有していてもよく、また、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％及びＣｒ：０．０１〜１％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することもできる。更に、前記鋼片に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を添加してもよい。

また、本発明の熱延コイルの製造方法においては、粗圧延前の前記鋼片の温度ＳＲＴ（℃）と含有成分量とから下記数式（４）により求められる固溶Ｔｉ濃度［Ｓｏｌ.Ｔｉ］、用途に応じて設定される狙い強度ＴＳ、巻取温度ＣＴ（℃）及び含有成分量に基づき、下記数式（５）により、仕上圧延完了温度の目標値α_ＦＴを設定することもできる。なお、下記数式（４）及び数式（５）における［ ］は、かっこ内の元素の質量％を示す。

更に、本発明の熱延コイルの製造方法においては、表面に亜鉛めっきを施す工程を有していてもよい。

本発明によれば、組織強化に寄与する元素の含有量と析出強化に寄与する元素の含有量とのバランスを最適化すると共に、ミクロ組織をＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれら混合組織とすることにより、引張強度の標準偏差σ_ＴＳを１２ＭＰａ以下にしているため、同一コイル内及び異なるコイル間のいずれにおいても強度のばらつきが少ない熱延コイルを得ることができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、図面を参照しながら説明する。本願発明者は、工業的規模で生産可能な製造プロセスを念頭におき、熱延コイルにおける強度ばらつきを低減するべく鋭意研究を重ねた結果、特定成分元素をある比率で含有する鋼片を、特定の仕上温度でかつそのばらつき（温度偏差）を小さくして圧延すると、巻取工程で、巻取温度を目標温度一定としかつそのばらつき（温度偏差）を小さくしなくても、巻取温度を４００〜６００℃と十分に広い温度範囲に制御すれば、巻取温度に起因する強度の変動を抑制できることを見出した。

熱延コイルの強度は、主に、スラブ（鋼片）の成分、熱間圧延時の仕上圧延完了温度ＦＴ及び仕上圧延後の巻取温度ＣＴの各要因により決まる。しかしながら、スラブ成分は熱間圧延前のスラブ製造の段階で決定されるため、熱間圧延時に調整することができない。このため、スラブの実績成分に応じて、熱間圧延条件（スラブ加熱温度ＳＲＴ、仕上圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴ）を制御する必要がある。一方、熱間圧延時の仕上圧延完了温度ＦＴ及び仕上圧延後の巻取温度ＣＴの両方を、スラブ成分に応じて精度良く細かく制御すれば、製造される熱延コイルにおける強度ばらつきを小さくすることは可能であるが、熱間圧延工程は、最終的には数百ｍ／分以上の高速で圧延し、冷却した後、巻き取られるプロセスであるため、コイル内の強度ばらつきを小さくするためにはこれらの温度を非常に複雑に制御する必要がある。このため、従来、圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴの制御により、コイル内の強度ばらつきを小さくすることは、工業的には難しいとされていた。

また、仕上圧延後の巻取温度は、材質によってその目標温度が大きく変化し、また板厚が薄くなる分だけ搬送速度も高速となり、更にランナウトテーブルでの板上水の存在による冷却むらが存在し、膜沸騰領域及び核沸騰遷移領域での高度な冷却制御が必要であるため、仕上圧延温度に比べて制御が難しく、コイル内においてその長手方向及び幅方向で強度にばらつきが生じる主な原因の１つとなっている。そこで、本願発明者は、仕上圧延完了温度よりも巻取温度の条件を緩和させることでコイル内の強度ばらつきを小さくする方法について鋭意検討を行った。その結果、組織強化に寄与する元素の添加量と析出強化に寄与する元素の添加量とのバランス、厳密には、熱間圧延前の加熱段階において固溶状態となっている元素の有効析出量で決定される特定の仕上圧延完了温度を目標として、その温度ばらつき（温度偏差σ）を小さくすれば、巻取温度条件を緩和させてもコイル内の強度ばらつきを小さくできることを知見した。

更に、本願発明者は、同一コイル内におけるばらつきだけでなく、異なるコイル間でのばらつき低減にも取り組み、圧延単位であるスラブの成分実績及び鋼片加熱温度実績から目的強度を得るための仕上圧延完了温度及び巻取温度等を予測する計算式を利用し、目標仕上圧延完了温度及び巻取温度等を制御する方法を見出した。そして、本願発明者は、上述した各知見に基づき、本発明を完成するに至った。

先ず、本発明の熱延コイルにおける鋼組成の数値限定理由について説明する。なお、以下の説明においては、鋼組成における質量％は、単に％と記載する。本発明に係る熱延コイルは、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００３〜３％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０％を超え０．１％以下、Ｓ：０％を超え０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｎ：０％を超え０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％及びＴｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記数式（４）により表されるＰ_ＣＭと下記数式（５）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）が１．２〜３である組成を有する。なお、下記数式（４）及び数式（５）における［Ｃ］はＣ含有量（％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）、［Ｃｕ］はＣｕ含有量（％）、［Ｎｉ］はＮｉ含有量（％）、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）、［Ｂ］はＢ含有量（％）、［Ｎ］はＮ含有量（％）、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（％）、［Ｔｉ］はＴｉ含有量（％）である。また、下記数式（４）及び数式（５）共に、含有しない成分については０質量％とする。

Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｃは、後述するＮｂ及びＴｉと結合して炭化物を形成し、高強度化を達成するために極めて有効な元素であり、本発明の熱延鋼板において最も重要な元素の１つである。しかしながら、Ｃ含有量が０．３％を超えると、バーリング割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡げ値が劣化するだけでなく、強度が高くなりすぎて加工性が劣化する。一方、Ｃ含有量が０．０１未満の場合、目的とする強度が得られない。よって、Ｃ含有量は０．０１〜０．３％とする。なお、延性を考慮すると、Ｃ含有量は０．２％以下とすることが望ましい。更に、ウロコ状スケール欠陥抑制の観点からは、Ｃ含有量は０．１％以下とすることが望ましい。

Ｓｉ：０．００３〜３％
Ｓｉは、冷却中にバーリング割れの起点となる鉄炭化物の析出を抑制する効果があるが、Ｓｉ含有量が０．００３％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が３％を超えると、炭化物析出抑制効果は飽和する。即ち、３％を超えてＳｉを添加してもそれ以上の効果は見込めない。よって、Ｓｉ含有量は０．００３〜３％とする。なお、ウロコ状スケール欠陥抑制の観点からは、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。また、Ｓｉ含有量が１％を超えると、タイガーストライプ状のスケール模様が発生して表面の美観が損なわれると共に、化成処理性が劣化する虞があるため、Ｓｉ含有量の上限値は１％とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎは、オーステナイト域温度を低温側に拡大させ、仕上圧延後の冷却中に、本発明の熱延コイルにおけるミクロ組織の構成要件の１つである連続冷却変態組織を生成しやすくする効果がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３％を超えると、前述した効果は飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．１〜３％とする。また、ＭｎはＳに起因する熱間割れの発生を抑制する効果もあるが、Ｍｎ以外にこの効果を有する元素が十分に添加されない場合は、Ｍｎ含有量（％）［Ｍｎ］とＳ含有量（％）［Ｓ］との比（［Ｍｎ］／［Ｓ］）が２０以上となるように、即ち、Ｓ含有量の２０倍以上の量のＭｎを添加することが望ましい。

Ｐ：０％を超え０．１％以下
Ｐは、不純物であり、その含有量は低いほど望ましい。特に、Ｐ含有量が０．１％を超えると、加工性及び溶接性が劣化する。よって、Ｐ含有量は０．１％以下に規制する。なお、穴拡げ性及び溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は０．０２％以下とすることが望ましい。

Ｓ：０％を超え０．０３％以下
Ｓは、熱間圧延時に割れを引き起こすばかりでなく、多量に含有していると穴拡げ性を劣化させるＡ系介在物が生成するため、極力低減させるべきである。具体的には、Ｓ含有量は０．０３％を超えると、割れ及び穴拡げ性への影響が許容できる範囲を超えてしまう。よって、Ｓ含有量は０．０３％以下に規制する。なお、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は、Ｓ含有量を０．０１％以下に規制することが望ましく、更に高い穴拡げが要求される場合は、Ｓ含有量を０．００３％以下に規制することが望ましい。

Ａｌ：０．００１〜３％
Ａｌは、溶鋼を脱酸する効果がある元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が３％を超えると、コストの上昇を招く。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜３％とする。なお、Ａｌを多量に添加すると、非金属介在物が増加し、熱延コイルの伸びが劣化することがあるため、Ａｌ含有量は０．０６％以下とすることが望ましい。

Ｎ：０％を超え０．０１％以下
Ｎは、Ｔｉ及びＮｂ等と結合して窒化物を形成する元素である。これらの窒化物は比較的高温で析出するため、粗大化してバーリング割れの起点となる虞がある。また、後述するようにＮｂ及びＴｉを有効活用するためには、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。具体的には、Ｎ含有量が０．０１％を超えると窒化物の生成量が増加し、割れの発生、並びにＮｂ及びＴｉの添加効果の低下が生じる。よって、Ｎ含有量は０．０１％以下に規制する。なお、本発明の熱延コイルを時効劣化が問題となる部品に適用する場合、０．００６％を超えてＮを添加すると時効劣化が激しくなる。従って、このような用途に使用する場合には、Ｎ含有量を０．００６％以下にすることが望ましい。また、製造後２週間以上室温で放置した後、加工に供すること前提とする場合は、耐時効性の観点から、Ｎ含有量を０．００５％以下にすることが望ましい。更に、夏季の高温での放置及び船舶での輸送時に赤道を越えるような輸出を考慮すると、Ｎ含有量を０．００３％未満にすることが望ましい。

Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成して熱延コイルの強度上昇に寄与するだけでなく、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、連続冷却変態組織の生成を促進する効果があり、本発明の熱延コイルにおいて最も重要な元素の１つである。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．００１％未満の場合、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、強度上昇及び連続冷却変態組織生成促進の効果はいずれも飽和する。よって、Ｎｂ含有量は０．００１％〜０．１％とする。なお、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが望ましく、これにより、制御圧延効果によって結晶粒が微細化するため、靭性を向上させることができる。

Ｔｉ：０．００１〜０．２％
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、微細な炭化物を形成して熱延コイルの強度上昇に寄与するだけでなく、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、連続冷却変態組織の生成を促進する効果があり、本発明の熱延コイルにおいて最も重要な元素の１つである。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１％未満の場合、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉを有効活用するためには、熱延工程でのスラブ加熱において鋳造時に形成された炭窒化物を溶解させる必要があるが、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると、その温度が高温化して事実上操業範囲を逸脱する。よって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．２％とする。なお、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが望ましく、これにより、ＡｌＮ及びＮｂＮのγ粒界析出を抑制することができるため、連続鋳造における曲げ割れを防止する効果が得られる。

また、本発明の熱延コイルは、上記各成分に加えて、更にＢ：０．０００２％〜０．０１％を添加してもよい。Ｂは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を生成しやすくする効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００２％未満の場合、その効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、スラブ割れが発生する。よって、Ｂを添加する場合は、その含有量が０．０００２〜０．０１％になるようにする。

更に、本発明の熱延コイルは、強度を付与するため、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することもできる。これらの元素は析出強化又は固溶強化に有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０２％未満、Ｎｉ含有量が０．０１％未満、Ｍｏ含有量が０．０１％未満、Ｖ含有量が０．０２％未満及びＣｒ含有量が０．０１％未満の場合、各元素を添加しても析出強化効果又は固溶強化効果が得られない。また、１．２質量％を超えてＣｕを、１％を超えてＮｉを、１％を超えてＭｏを、０．２％を超えてＶを、又は１％超えてＣｒを、夫々添加しても、析出強化効果及び固溶強化効果は飽和し、これ以上の改善は見込めない。よって、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及び／又はＣｒを添加する場合は、夫々Ｃｕ：０．０２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％とする。

更にまた、本発明の熱延コイルは、Ｃａ及び／又はＲＥＭ（希土類元素）を添加することもできる。Ｃａ及びＲＥＭは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０００５％未満又はＲＥＭ含有量が総量で０．０００５％未満の場合、その効果が得られない。また、Ｃａ含有量が０．０１％を超えるか、又はＲＥＭ総含有量が０．０２％を超えると、非金属介在物を無害化する効果は飽和する。よって、Ｃａ及び／又はＲＥＭを添加する場合は、夫々Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％とする。

更にまた、本発明の熱延コイルは、上記各成分に加えて、更に、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及びＭｇからなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有しても差し支えない。Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及びＭｇは、いずれも鋼中で酸化物及び／又は窒化物を形成する元素であり、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及び／又はＭｇを添加する場合は、これらに起因する表面欠陥の発生を回避するために、これらの元素とＴｉ及びＮｂとの総含有量、即ち、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ及びＭｇの総含有量が１％以下になるようにする。特に、Ｓｎを添加すると、熱間圧延時に疵が発生する虞があるため、Ｓｎ含有量は０．０５％以下とすることが望ましい。

次に、上記数式（４）により表されるＰ_ＣＭと、上記数式（５）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．について説明する。Ｐ_ＣＭは、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ等の含有量に関係しており、一般に溶接割れ感受性を表す指標として利用されているが、本発明においては組織強化能を表す指標として利用する。一方、Ｔｉ_ｅｆｆ．は、Ｔｉ及びＮｂ等の含有量に関係しており、析出強化能を表す指標として利用する。

上述したように、コイル内の強度ばらつきを小さくするために、仕上圧延完了温度よりも巻取温度の条件を緩和させることが工業的に優位である。そこで、本願発明者は、組織強化に寄与する元素の添加量と析出強化に寄与する元素の添加量とのバランスＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が巻取温度に及ぼす影響について実験室的手法を用いて調査した。具体的には、下記表１に示す組成の鋼片を溶製し、この鋼片を加熱炉抽出温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度ＦＴを８９０℃とし、巻取温度ＣＴ（℃）を変えて、板厚２．６ｍｍの鋼板に圧延した。なお、下記表１における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。そして、各鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張試験を行い、各鋼板の強度ＴＳを求めた。図１は横軸に巻取温度ＣＴ（℃）をとり、縦軸に強度ＴＳ（ＭＰａ）をとって、巻取温度ＣＴと引張強度ＴＳとの関係に対してＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が及ぼす影響を示すグラフ図である。

その結果、上記表１及び図１に示すように、鋼種Ｃ、鋼種Ｄおよび鋼種ＦのようにＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が１．２〜３の範囲内であれば、巻取温度ＣＴが４００〜６００℃の範囲で、巻取温度ＣＴに対する引張強度ＴＳの変動が極めて小さくなる現象を発見した。即ち、強度鋼板の適用における加工割れ及び形状不良の発生を防止するために必要とされている値で、需要家からの強度ＴＳばらつき要求レベルでもある標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａ以下になる可能性が示された。そこで、本願発明者は、これらの指標の比、即ち、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が１．２〜３になるように、関係する各成分の含有量を調節した鋼片を熱間圧延することにより、巻取温度ＣＴが４００〜６００℃と比較的広い温度域において析出強化と組織強化とのバランスを良好にすることができるため、強度の巻取温度依存性が極小となり、コイル内における強度のばらつきが需要家からの強度ＴＳばらつき要求レベルでもある標準偏差σ_ＴＳ１２ＭＰａ以下にできる。これにより、コイル内におけるばらつきが少ない熱延コイルが得られる。

次に、ミクロ組織について説明する。本願発明者は、前述のＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が巻取温度に及ぼす影響の調査に使用した鋼板を使用してミクロ組織について調査した。具体的には、各鋼板の板幅Ｗの１／４又は３／４の位置から試料を切出し、その圧延方向に直交する断面を研磨し、更にナイタール試薬を使用してエッチングした。その後、この断面を、光学顕微鏡により２００〜５００倍の倍率で観察し、板厚ｔの１／４の範囲を写真撮影した。その結果、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が１．２〜３の範囲内であり、強度ＴＳがばらつき要求のレベルである１２ＭＰａ以下である鋼種Ｃ及び鋼種Ｄのコイルのミクロ組織は、Ｎｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織（Ｚｗ）又はこれらの混合組織であった。従って、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が１．２〜３となるような鋼組成にすると共に、ミクロ組織をこのような組織で構成することにより、析出強化と組織強化をバランスさせ、強度ばらつきを低減するとともに優れた強度−伸びフランジ性バランスが得られるものと考えられる。

なお、ここでいう連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、「低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究，社団法人日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会，１９９４年」に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライト及びパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織である。即ち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、光学顕微鏡観察組織として上記文献のｐ．１２５〜１２７に記載されているように、そのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）から構成され、更に少量の残留オーステナイト（γ_ｒ）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。α_ｑは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様に、エッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここで、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑとし、その円相当径をｄｑとすると、それらの比（ｌｑ／ｄｑ）が３．５以上となる粒がα_ｑである。本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°_Ｂ、α_Ｂ、α_ｑ、γ_ｒ及びＭＡのうち、１種又は２種以上野組織を含むミクロ組織であると定義される。但し、少量のγ_ｒ及びＭＡはその総量が３％以下になるようにする。

本発明の熱延コイルにおいては、組織強化能の指標であるＰ_ＣＭと、析出強化能の指標であるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）を１．２〜３になるようにして、組織強化に寄与する元素の含有量と析出強化に寄与する元素の含有量とのバランスを最適化すると共に、ミクロ組織をＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれら混合組織としているため、強度の巻取温度依存性が極小となり、コイル内における強度のばらつきを示す標準偏差σ_ＴＳを１２ＭＰａ以下にすることができる。更に、コイルでの幅方向及び長さ方向におけるばらつきを低減することができると共に、異なるコイル間でのばらつきも低減することができる。

上述の如く構成された本発明の熱延コイルは、熱間圧延後冷却ままでもよく、又は用途に応じて熱間圧延後、若しくは熱延コイルを溶融めっきラインにて熱処理を施したままでもよく、更にはこれらの鋼板に別途亜鉛めっき等の表面処理が施されていてもよい。

以下、本発明の熱延コイルの製造方法について説明する。本発明の熱延コイルを製造する場合は、先ず、連続鋳造によって得た鋼片（スラブ）を、ＮｂＣの溶体化温度以上にして粗圧延する。

このとき、連続鋳造よって得たスラブを加熱炉に挿入して再加熱する場合には、その温度を下記数式（８）で表されるスラブ再加熱温度ＳＲＴ（℃）以上とすることが必要である。ここで、下記数式（８）における［Ｎｂ］はＮｂ含有量（％）であり、［Ｃ］はＣ含有量（％）である。なお、スラブを下記数式（８）で表されるＳＲＴ（℃）以上に維持した状態で、連続鋳造機から熱間圧延機に搬送できる場合は、加熱炉で再加熱せずに高温鋳片のまま熱間圧延機に直送し、圧延してもよい。

スラブ再加熱温度が上記数式（８）で表されるＳＲＴ（℃）未満であると、Ｎｂの炭窒化物が十分に溶解せず、その後の圧延工程においてＮｂによるオーステナイトの回復・再結晶、粒成長の抑制又はオーステナイトからフェライトへの変態の遅延による結晶粒の細粒化効果が得られない。また、スラブ再加熱温度は１０００〜１４００℃であることが好ましい。スラブ再加熱温度が１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下することがあり、また、スラブ再加熱温度が１０００℃未満の場合、スケジュール上操業効率を著しく損なうことがある。更に、スラブ再加熱温度は１１００℃以上とすることがより好ましい。スラブ再加熱温度が１１００℃未満の場合、スケールオフ量が少なくなり、後に行うデスケーリングによって、スラブ表層の介在物をスケールと共に除去することができないことがある。

なお、スラブ加熱時間については、特に限定する必要はないが、Ｎｂの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、上記数式（８）で表されるＳＲＴ（℃）以上の温度で３０分以上保持することが望ましい。

次に、前述の粗圧延により得た粗圧延バーを仕上圧延する。前述したように、本願発明者は、引張強度の巻取温度依存性は鋼組成により変化し、特に、組織強化能の指標であるＰ_ＣＭと、析出強化能の指標であるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）と強い相関関係があり、この値が特定の範囲内であると、巻取温度が４００〜６００℃の範囲であれば、引張強度の巻取温度依存性が極めて小さくなることを知見した（図１参照）。そこで、本願発明者は、仕上圧延完了温度の適正温度について検討を行った。具体的には、上記表１に示す鋼種Ｃの組成で鋳片を工業的規模で溶製し、この鋳片を加熱炉抽出温度を１２５０℃、仕上完了温度ＦＴ（℃）及び巻取温度ＣＴ（℃）を変えて、板厚２．６ｍｍの鋼板に圧延した。そして、各鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張試験を行い、各鋼板の強度ＴＳを求めた。

図２は横軸に巻取温度ＣＴ（℃）をとり、縦軸に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）をとって、巻取温度ＣＴと引張強度ＴＳとの関係に対して仕上圧延完了温度ＦＴが及ぼす影響を示すグラフ図である。その結果、図２に示すように、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．を１．２〜３の範囲内にしても、目標（設定）仕上圧延完了温度ＦＴを適正値にしないと、巻取温度ＣＴの温度依存性が小さくならないことがわかった。

上述した現象のメカニズムは必ずしも明らかではないが、巻き取り温度が４００〜６００℃の範囲では、析出強化及び組織強化における巻取り温度依存性がトレードオフの関係になっており、ある特定の成分範囲においては、その足合わせである引張強度がバランスして、強度の巻取り温度依存性が小さくなったのではないかと推定される。また、例え成分範囲が本発明の範囲内であっても、仕上温度により強度の巻取り温度依存性が著しく変化するが、これは、仕上圧延後のランナウトテーブルでの冷却中に起こる変態と析出現象とが密接に関係しているためと考えられ、仕上圧延温度により、γ→α変態温度とＴｉＣ又はＮｂＣのγ相及びα相での析出ノーズの相対的な関係により変化するためと推測される。

即ち、Ｔｉ及びＮｂ等の固溶限が小さいＡｒ_３変態点温度直上のγ相低温域で仕上げ圧延を終了した場合は、その圧延ひずみにより誘起させるγ→α変態とＴｉＣ又はＮｂＣ等の析出が同時に進行する相界面析出が起こりやすくなり、また、この相界面析出で生成したＴｉＣ又はＮｂＣ等の析出物は比較的粗大であるために析出強化能がほとんどなく、強度のＣＴ依存性は組織強化型鋼のそれに近いものとなる。一方、Ｔｉ及びＮｂ等の固溶限が大きいγ相の高温域で仕上げ圧延を終了した場合は、これとは逆にＣＴ依存性は析出強化型鋼の傾向が強くなりすぎて、６００℃前後で強度に強いピークをもつようになる。従って、その効果がバランスする温度で仕上げ圧延を終了すると、強度のＣＴ依存性が極小化する。

以上の知見から、本願発明者は、仕上圧延完了温度ＦＴの目標温度（仕上完了目標温度）α_ＦＴについて、析出強化と組織強度とがバランスする好ましい範囲を見出した。仕上完了目標温度α_ＦＴを、下記数式（９）式に示す実績成分（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）に応じた範囲内に制御することにより、強度ばらつきが小さい鋼板が得られる。

上述の如く、本願発明者は、熱延コイルの強度ＴＳが、成分、仕上圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴの影響を受けることを知見しており、これらの関係から、ばらつきの小さい鋼板を得るためには、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が１．２〜３の範囲内になるように鋼成分を制御するだけではなく、仕上圧延完了温度ＦＴの狭レンジの目標温度を上記数式（９）に示す仕上完了目標温度α_ＦＴの範囲内に設定して制御しなければならない。即ち、仕上完了目標温度α_ＦＴを、上記数式（９）式に示す実績成分（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）に応じた範囲内に制御することにより、コイル内のばらつきが小さいコイルを得ることができる。

次に、スラブ成分実績が異なるコイル間、即ち、製鋼工程での転炉チャージが異なるコイル間でのばらつきを低減し、コイル群としてばらつきの小さい鋼板を得る場合について説明する。異なるコイル間でのばらつきを低減するためには、上述した仕上完了目標温度α_ＦＴを上記数式（９）式に示す実績成分（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）に応じた範囲内に制御することに加えて、実績成分の違いによる強度の絶対値のばらつきをなくすための狙い強度を設定する必要がある。そして、強度予測式を使用して成分及び熱間圧延条件をフィードフォワード制御し、各コイルの強度を設定した狙い強度（平均強度）にすることにより、更に製品としてのばらつき小さくすることができる。この場合の関係式は、冶金モデル式を使用してもよく、また、成分と共に強度ＴＳ、仕上圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴの夫々の実績値から単純な重回帰式、又は他の最適化手法により算出した式を使用してもよいが、本願発明者は以下の手法で行った。

本願発明者は実験的に、５９０ＭＰａ級の鋼板グレードにおいては、強度ＴＳが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｂの含有量、並びに加熱での固溶Ｔｉの含有量、仕上げ圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴに基づき、下記数式（１０）により求められることを見出した。ここで、下記数式（１０）における［ ］は、かっこ内の元素の質量％を示し、［Ｓｏｌ.Ｔｉ］は固溶Ｔｉの質量％を示す。

なお、固溶Ｔｉ含有量（［Ｓｏｌ.Ｔｉ］）は、予めＮｂＣの溶体化温度以上になるように設定して加熱した鋼片のＳＲＴ（スラブ加熱温度実績）及び実績成分に基づき、下記数式（１１）により求められる。

図３はコイル間ばらつきを低減するための仕上完了目標温度α_ＦＴの制御ロジックを示すフローチャート図である。図３に示すように、仕上完了目標温度α_ＦＴを制御する際は、先ず、上記数式（１１）により、実績成分及び上記数式（９）により表されるスラブ加熱温度ＳＲＴに基づき、固溶Ｔｉ量［Ｓｏｌ.Ｔｉ］を算出する。次に、上記数式（１０）により、目標用途に応じて狙い強度ＴＳを決め、強度ばらつき変動が小さくなる巻取温度ＣＴの範囲（４００〜６００℃）の中央値５００℃を狙いの巻取温度ＣＴとし、更に、上記数式（１１）から得られた固溶Ｔｉ量［Ｓｏｌ.Ｔｉ］に基づき、仕上完了目標温度α_ＦＴを決める。

上述の如く、仕上完了目標温度α_ＦＴを、上記数式（８）により表されるスラブ加熱温度ＳＲＴの範囲内よりも狭く設定して制御することにより、強度ＴＳのばらつきを小さくできるのである。なお、上記数式（１０）は、５９０ＭＰａ級の鋼板グレードを対象としているが、これに限定されるものではなく、他の鋼板グレードでも適用可能である。この場合は鋼板グレードに応じて強度ＴＳ、成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｂの含有量）、加熱での固溶Ｔｉ量、仕上げ圧延完了温度ＦＴ及び巻取温度ＣＴの関係式を使用することが好ましい。

但し、前述したように、巻取温度の温度依存性を小さくするトレードオフとしては、仕上完了目標温度α_ＦＴを設定するだけでなく、温度のばらつきを小さくする必要がある。そこで、本願発明者は、仕上圧延完了温度ＦＴのばらつきの影響について調査した。具体的には、上記表１に示す鋼Ａ〜Ｆの組成で鋳片を溶製し、この鋳片を加熱炉抽出温度を１２５０℃、巻取温度ＣＴ（℃）を５００℃として、板厚２．６ｍｍの鋼板を作製した。その際、狙い強度ＴＳを５９０ＭＰａ、巻取温度ＣＴを５００℃とし、仕上完了目標温度α_ＦＴは上記数式（９）式に基づき上述の方法で算出した温度とした。そして、各鋼板からコイルの幅方向及び長手方向について統計的傾向が判別できるに足る数のサンプルを採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張試験を行い、各鋼板の強度ＴＳを求めた。

図４は横軸にＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆをとり、縦軸に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の標準偏差σ_ＴＳをとって、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆと標準偏差σ_ＴＳとの関係に対して仕上圧延完了の温度偏差σ_ＦＴが及ぼす影響を示すグラフ図である。その結果、図４に示すように、仕上圧延完了温度ＦＴの温度偏差σ_ＦＴが１５℃以下であれば、コイルの内における強度のばらつきを示す標準偏差σ_ＴＳを、需要家からの強度ばらつきの許容値である１２ＭＰ以下にすることができる。さらに望ましくは、仕上圧延完了温度ＦＴの温度偏差σ_ＦＴが７℃以下であれば、コイルの内における強度のばらつきを示す標準偏差σ_ＴＳを、需要家からのさらに望ましい要求範囲である強度ばらつきの許容値である６ＭＰ以下にすることができる。

以上から、仕上完了目標温度α_ＦＴを適正温度にすると共に、仕上圧延完了温度ＦＴの温度偏差σ_ＦＴを１５℃以下、好ましくは７℃以下にすれば、必ずしも狙い巻取温度ＣＴ（＝５００℃）を一定にコントロールする必要はなく、４００〜６００℃の範囲を超えるような大きな温度のばらつきがなければ、狙いの強度ＴＳが一定となるコイルが得られる。しかしながら、実績の仕上圧延完了温度ＦＴの温度偏差σ_ＦＴが１５℃を超えてしまった場合には、狙いＣＴ（＝５００℃）をばらつきなく一定にコントロールしなければ、狙いの強度ＴＳが一定のコイルは得られず、狙いのＣＴに対して温度偏差が生じた分だけ狙いの強度ＴＳのばらつきも大きくなってしまう。

また、仕上圧延完了温度を圧延方向、板幅方向、板厚方向において温度ばらつきを小さく制御することためには、粗圧延機と仕上圧延機の間、もしくは仕上圧延機のスタンド間で圧延方向、板幅方向、板厚方向に温度制御できる加熱装置を設置することが好ましい。その加熱装置の方式としては、ガス加熱、通電加熱、誘導加熱等の様々な加熱手段が考えられるが、圧延方向、板幅方向に温度のばらつきを小さく制御可能であれば手段は限定する必要はないが、特に、工業的に温度の制御応答性が良いソレノイド型及びトランスバース型等の誘導加熱方式が好ましい。ソレノイド型誘導加熱は、板厚方向の加熱量が一定で、板幅方向全体を加熱することが可能であり、鋼板長手方向の平均温度制御に優れているが、その構造上、板幅方向の加熱量を制御することが困難である。一方、トランスバース型誘導加熱は、板幅以下でも加熱することができ、更に板幅方向にその位置をシフト可能である。このため、複数個のトランスバース型誘導加熱装置を設置し、板幅方向の温度分布に応じて板幅方向に各加熱装置を移動させ、夫々独立して加熱量を制御すると、ソレノイド型誘導加熱よりも板幅方向における温度均一性に優れるため、より好ましい。また、トランスバース型誘導加熱は、その磁束密度の分布の違いにより、ソレノイド型誘電加熱よりも板厚方向の温度均一性に優れるという利点もある。更に、このトランスバース誘導加熱と板厚端部のエッジヒータとの組み合わせが最も好ましい。

このような加熱装置を使用して温度制御する場合には、加熱装置による加熱量の制御が必要であるが、粗圧延バー内部の温度は実測できないため、予め加熱炉に装入スラブ温度、スラブ在炉時間、加熱炉雰囲気温度、加熱炉抽出温度、更にテーブルローラーの搬送時間、加熱前の表面温度等の実績データを利用して、粗圧延バーが加熱装置に到着時の圧延方向、板幅方向、板厚方向の温度分布を推定して加熱装置による加熱量を制御すれば良い。

具体的には、例えば、以下のように制御することができる。誘導加熱装置（トランスバース型誘導加熱装置）の特性として、コイルに交流電流を通じると、その内側に鋼板磁場を生ずる。そして、この中に置かれている導電体には、電磁誘導作用により磁束と直角の円周方向にコイル電流と反対の向きの渦電流が起こり、そのジュール熱によって導電体は加熱される。渦電流はコイル内側の表面に最も強く発生し、内側に向かって指数関数的に低減する（この現象を表皮効果という）。従って、周波数が小さいほど電流浸透深さが大きくなり、厚み方向に均一な加熱パターンが得られ、逆に、周波数が大きいほど電流浸透深さが小さくなり、厚み方向に表層をピークとした過加熱の小さな加熱パターンが得られることが知られている。

よって、トランスバース型誘導加熱装置によって、粗圧延バーの圧延方向、板幅方向の加熱は従来と同様に行なうことができ、また、板厚方向の加熱は、トランスバース型誘導加熱装置の周波数変更によって浸透深さを可変化して板厚方向の加熱温度パターンを操作することでその温度分布の均一化を行なうことができる。なお、この場合、周波数変更可変型の誘導加熱装置を使用することが好ましいが、コンデンサーの調整によって周波数変更を行ってもよい。また、周波数の異なるインダクターを複数配置して必要な厚み方向加熱パターンが得られるように夫々の加熱量の配分を変更してもよい。又は、被加熱材とのエアーギャップを変更すると周波数が変動するためエアーギャップを変更して所望の周波数および加熱パターンを得てもよい。

なお、仕上圧延工程において、板厚方向により均一な組織単位を得るためには、仕上圧延開始温度を１０００℃以上とすることが望ましく、１０５０℃以上とすることがより望ましい。

次に、仕上圧延した後、２０℃／秒以上の冷却速度で４００〜６００℃の温度域まで冷却して巻き取る。冷却速度が２０℃／秒未満であるとパーライト又はベイナイトが生成してしまい、目的とするフェライト及び／又は連続冷却変態組織が得られない。また、冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、冷却速度を５００℃／秒以上にすると、降伏比が上昇する虞があるため、仕上圧延後の冷却速度は５００℃／秒以下とすることが望ましい。更に、熱歪による板そりが懸念される場合には、冷却速度を２５０℃／秒以下とすることがより望ましい。更にまた、バーリング加工性を向上させるためには、ミクロ組織をより均一にすることが望ましく、そのようなミクロ組織を得るためには冷却速度を８０℃／秒以上とすることが望ましい。

また、６００℃を超える温度で冷却を停止すると、組織強化による強度上昇と析出強化による強度上昇の効果が共に得られず、強度が低下するばかりでなく、加工性に好ましくないパーライト等の粗大炭化物を含む相が生成する虞がある。従って、冷却を実施する温度域は６００℃までとする。一方、冷却停止温度を４００℃未満とすると、ＴｉＣ等の析出強化が発現せず、組織強化による強度上昇のみが大きく発現することになるので、目的とした強度が得られない虞がある。

本発明の熱延コイルの製造方法においては、仕上圧延温度の温度偏差を小さくすることにより、強度の巻取り温度依存性を小さくし、同一コイル内及び異なるコイル間での強度ばらつきの低減を図っている。このため、巻取り温度の許容範囲は４００〜６００℃と広いが、この範囲では当然のことながら鋼のミクロ組織は大きく変化する。例えば、巻取り温度が低い場合は、主に組織強化により鋼板強度が担保されるため、ミクロ組織は連続冷却変態組織となる。一方、巻取り温度が高いときは、析出強化が支配的となるため、ミクロ組織はフェライト主体の組織となる。また、巻取り温度が高いときに生成するフェライトには、析出強化を発現する極めて微細なＴｉＣ及びＮｂＣ析出物が高い密度で存在する。更に、これらの中間の温度域では、Ｎｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含むフェライトと、連続冷却変態組織とが比率で存在する混合組織となる。このように、本発明の方法で製造される熱延コイルは、そのミクロ組織が、Ｎｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含むフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織となり、これらの体積分率は、巻取り温度により変化する。

本発明の熱延コイルの製造方法においては、粗圧延工程よりも前の工程について特に限定するものではない。即ち、高炉、転炉及び電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造又はインゴット法等による鋳造の他、薄スラブ鋳造等の方法で鋳造すればよい。その際、鋼片の原料には、スクラップを使用することもできる。

また、粗圧延と仕上圧延との間にシートバーを接合し、連続的に仕上圧延をしてもよい。その際、粗圧延バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

更に、本発明の熱延コイルの製造方法においては、仕上圧延工程後に、必要に応じて酸洗し、インライン若しくはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパス又は圧下率４０％程度までの冷間圧延を施すこともできる。特に、鋼板形状の矯正及び可動転位導入による延性の向上のためには、０．１〜２％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。

更にまた、本発明の熱延コイルの製造方法においては、酸洗い後の熱延コイルに亜鉛めっき等の表面処理を施すことができる。その場合、熱延コイルを亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理すればよい。

上述の如く、本発明の熱延コイルの製造方法においては、組織強化に寄与する元素の含有量と析出強化に寄与する元素の含有量とのバランスを最適化した鋼片を使用し、ＮｂＣの溶体化温度以上に加熱した後粗圧延し、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻取り温度を４００〜６００℃の範囲にして巻き取っているため、鋼のミクロ組織をＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれら混合組織にすることができると共に、熱延コイルの引張強度の標準偏差σ_ＴＳを１２ＭＰａ以下、好ましくは６ＭＰａにすることができる。これにより、コイルの幅方向及び長さ方向における強度のばらつきを低減することができると共に、異なるコイル間での強度のばらつきも低減することができる。

なお、前述の特許文献２に記載の技術では、１次冷却後の温度（巻取り温度）を制御しているだけであり、また、特許文献３に記載の技術は、組織強化と析出強化とのバランスを最適化していないため、いずれも、本発明のように、同一コイル内でのばらつき及び異なるコイル間でのばらつきの両方を低減することはできない。

以下、本発明の実施例について説明する。本実施例においては、下記表２に示す鋼種Ａ〜Ｋの組成の鋼を転炉にて溶製し後に連続鋳造した鋼片を、直送又は再加熱後に粗圧延及び仕上圧延をこの順に行って１．２〜５．５ｍｍの板厚とした後、巻取って実施例Ａ−１、Ａ−３、Ａ−６、Ａ−９、Ａ−１０、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｉ及びＫの熱延コイル、並びに比較例Ａ−２、Ａ−４、Ａ−５、Ａ−７、Ａ−８、Ａ−１１、Ａ−１２、Ｆ〜Ｈ及びＪの熱延コイルを作製した。その際、粗圧延機と仕上圧延機との間に板幅方向にシフト可能な３台のトランスバース型誘電加熱装置及びエッジヒータを配置し、これらを使用して必要に応じて粗圧延バーの加熱を行った。また、Ｎｏ．Ａ−６の熱延コイルについては、亜鉛めっき浴中に浸漬して常法通りの亜鉛めっきを施した。なお、下記表２に示す化学組成における％は質量％であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

各熱延コイルの製造条件を下記表３に示す。なお、下記表３における「ＮｂＣ溶体化温度」は、上記数式（８）により算出したＮｂＣの溶解に必要な加熱温度、即ち、スラブ再加熱温度ＳＲＴ（℃）である。ただし、Ｎｂが実質無添加の場合は「−」とした。また、下記表３における「加熱温度実績」は、スラブ加熱抽出温度の実績値であり、α_ＦＴの「下限値」及び「上限値」は、夫々上記数式（９）により算出した仕上完了目標温度α_ＦＴの下限値及び上限値であり、「算出α_ＦＴ」は、上記式（１０）により算出した狙い仕上完了目標温度α_ＦＴであり、「実績Ａｖｅ.ＦＴ」は、コイルの幅方向及び長手方向における平均仕上げ圧延完了温度ＦＴの実績値である。更に、粗圧延バー加熱制御における「（ａ）コイル長手方向」は、長手方向の平均温度のばらつきをなくすために、３台の加熱装置の制御を実施したかどうかを示し、また「（ｂ）コイル幅方向」は、長手方向の平均温度及び板厚方向の平均温度の両方のばらつきをなくすために、３台の加熱装置を夫々板幅方向にシフトさせながら加熱制御を実施したかどうかを示し、更に「（ｃ）エッジ」は、加熱装置としてエッジヒータを使用し、板幅端部の温度低下を補償するために端部加熱を実施したかどうかを示す。また、「σ_ＦＴ」は、コイルの幅方向及び長手方向における仕上圧延完了温度ＦＴの標準偏差であり、「冷却速度」は、仕上圧延完了後に巻き取るまでのランアウトテ−ブル（ＲＯＴ）での冷却速度を示し、「ＣＴ」は巻取温度を示している。

本実施例においては、トランスバース型誘導加熱装置の加熱条件は、周波数の異なる加熱装置を複数配置して可能な範囲で必要な厚み方向加熱パターンが得られるように各々の加熱配分を変更した。当然のことながら、加熱装置によるコイルの長手方向及び幅方向における温度均一化制御は、例えば長手のみの制御よりも、それに幅方向の制御を加えた方が圧延完了温度の標準偏差「σ_ＦＴ」を小さくすることができ、更にエッジヒータにより、コイル最エッジ温度低下を補償すれば圧延完了温度の標準偏差「σ_ＦＴ」はより小さくすることができる。

次に、上述の方法で作製した各熱延コイルの機械的性質を評価した。具体的には、コイルの幅方向及び長手方向について統計的傾向が判別できるに足る数のサンプルを採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。また、前述した方法で各熱延コイルのミクロ組織についても評価した。その結果を下記表４にまとめて示す。なお、下記表４に示す機械的性質における「Ａｖｅ.ＹＰ」、「Ａｖｅ.ＴＳ」及び「Ａｖｅ.Ｅｌ」は、夫々降伏強度、引張強度及び破断伸びの算術平均値であり、「σ_ＴＳ」はＴＳの標準偏差である。また、下記表４に示すミクロ組織におけるＺｗは連続冷却変態組織、ＰＦはポリゴナルフェライト（Ｎｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織）、Ｐはパーライト、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、γＲは残留オーステナイトである。

上記表４に示すように、本発明の範囲内で作製した実施例Ｎｏ．Ａ−１、Ａ−３、Ａ−６、Ａ−９、Ａ−１０、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｉ及びＫの１１種の熱延コイルは、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織がポリゴナルフェライト、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織であり、かつ引張強度の標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａ以下となっていた。

これら実施例の各熱延コイルは、仕上圧延完了温度ＦＴの標準偏差σ_ＦＴを小さくするために、「（ａ）粗バーコイル長手方向加熱制御」、「（ｂ）粗バーコイル幅方向加熱制御」及び「（ｃ）粗バーエッジ加熱制御」を組み合わせて適用したが、（ａ）＋（ｂ）＋（ｃ）を実施したＮｏ.Ａ−３、Ａ−６及びＫの熱延コイルが最も大きな効果が得られた。なお、Ｎｏ．Ａ−６の熱延コイルについては、「実績Ａｖｅ.ＦＴ」が「算出α_ＦＴ」と同じ値になるように、前述した加熱装置による制御だけでなく、搬送用テーブルローラーの速度もコントロールすることによって、仕上圧延完了温度ＦＴをも制御した。

一方、上述した実施例の各熱延コイル以外のコイルは、本発明の範囲から外れる比較例である。具体的には、Ｎｏ．Ａ−２の熱延コイルは、「加熱温度実績」が本発明の範囲よりも低いため、引張強度ＴＳの標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ａ−４の熱延コイルは、「実績Ａｖｅ.ＦＴ」が本発明の範囲を超えているため、標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａを超えていた。一方、Ｎｏ．Ａ−５の熱延コイルは、「実績Ａｖｅ.ＦＴ」が本発明の範囲よりも低いため、標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ａ−７の熱延コイルは、「σ_ＦＴ」が本発明の範囲を超えているため、標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａを超えていた。

Ｎｏ．Ａ−８の熱延コイルは、「冷却速度」が本発明の範囲よりも遅いため、ミクロ組織がポリゴナルフェライトとパーライトとの混合組織となり、標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ａ−１１の熱延コイルは、「巻取温度ＣＴ」が本発明の範囲を超えているため、ミクロ組織がポリゴナルフェライトとパーライトとの混合組織となり、更に標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。一方、Ｎｏ．Ａ−１２の熱延コイルは、「巻取温度ＣＴ」が本発明の範囲よりも低いため、ミクロ組織がポリゴナルフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織となり、標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ｆの熱延コイルは、Ｎｂ及びＴｉの含有量並びにＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が本発明の範囲から外れているため、ミクロ組織がポリゴナルフェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの混合組織となり、標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。即ち、Ｎｏ．Ａ−８、Ｎｏ．Ａ−１１、Ｎｏ．Ａ−１２、Ｎｏ．Ｆの熱延コイルでは、Ｎｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織からなるミクロ組織は得られなかった。

Ｎｏ．Ｇの熱延コイルは、Ｃの含有量及びＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が本発明の範囲から外れているため、引張強度ＴＳの標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ｈの熱延コイルは、Ｔｉの含有量が本発明の範囲から外れているため、ミクロ組織がポリゴナルフェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの混合組織となり、標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。Ｎｏ．Ｊの熱延コイルは、Ｃの含有量、Ｎｂの含有量、Ｔｉの含有量及びＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が本発明の範囲から外れているため、ミクロ組織がポリゴナルフェライト及びパーライトの混合組織となり、更に標準偏差σ_ＴＳも１２ＭＰａを超えていた。

横軸に巻取温度ＣＴ（℃）をとり、縦軸に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）をとって、巻取温度ＣＴと引張強度ＴＳとの関係に対してＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．が及ぼす影響を示すグラフ図である。 横軸に巻取温度ＣＴ（℃）をとり、縦軸に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）をとって、巻取温度ＣＴと引張強度ＴＳとの関係に対して仕上完了温度ＦＴが及ぼす影響を示すグラフ図である。 コイル間ばらつきを低減するための仕上完了目標温度α_ＦＴの制御ロジックを示すフローチャート図である。 横軸にＰ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆをとり、縦軸に引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の標準偏差σ_ＴＳをとって、Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆと標準偏差σ_ＴＳとの関係に対して仕上圧延完了の温度偏差σ_ＦＴが及ぼす影響を示すグラフ図である。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．００３〜３％、
   Ｍｎ：０．１〜３％、
   Ｐ：０％を超え０．１％以下、
   Ｓ：０％を超え０．０３％以下、
   Ａｌ：０．００１〜３％、
   Ｎ：０％を超え０．０１％以下、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１％及び
   Ｔｉ：０．００１〜０．２％を含有し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   下記数式（Ａ）により表されるＰ_ＣＭと下記数式（Ｂ）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）が１．２〜３である組成を有し、
   

   

   ミクロ組織がＮｂ炭窒化物及びＴｉ炭窒化物を含有するフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織であり、
   かつ引張強度の標準偏差σ_ＴＳが１２ＭＰａ以下であることを特徴とする熱延コイル。
2. 更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延コイル。
3. 更に、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜１．２％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％及びＣｒ：０．０１〜１％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱延コイル。
4. 更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延コイル。
5. 表面に亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の熱延コイル。
6. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００３〜３％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０％を超え０．１％以下、Ｓ：０％を超え０．０３％以下、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｎ：０％を超え０．０１％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％及びＴｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記数式（Ａ）により表されるＰ_ＣＭと下記数式（Ｂ）により表されるＴｉ_ｅｆｆ．との比（Ｐ_ＣＭ／Ｔｉ_ｅｆｆ．）が１．２〜３である組成の鋼片を、ＮｂＣの溶体化温度以上にして、粗圧延して粗圧延バーを得る工程と、
   

   

   前記粗圧延バーを、仕上圧延完了温度の目標値α_ＦＴを下記数式（Ｃ）に示す範囲とし、更に仕上圧延完了温度の標準偏差σ_ＦＴが１５℃以下となる条件で仕上圧延した後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、巻取温度を４００〜６００℃の範囲にして巻き取る工程と
   

   

   を有することを特徴とする熱延コイルの製造方法。
7. 前記鋼片は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有することを特徴とする請求項６に記載の熱延コイルの製造方法。
8. 前記鋼片は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％及びＣｒ：０．０１〜１％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の熱延コイルの製造方法。
9. 前記鋼片は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載の熱延コイルの製造方法。
10. 粗圧延前の前記鋼片の温度ＳＲＴ（℃）と含有成分量とから下記数式（Ｄ）により求められる固溶Ｔｉ濃度［Ｓｏｌ.Ｔｉ］、用途に応じて設定される狙い強度ＴＳ、巻取温度ＣＴ（℃）及び含有成分量に基づき、下記数式（Ｅ）により、仕上圧延完了温度の目標値α_ＦＴを設定することを特徴とする請求項６〜９のいずれか１項に記載の熱延コイルの製造方法。
    

    
11. 更に、表面に亜鉛めっきを施す工程を有することを特徴とする請求項６〜１０のいずれか１項に記載の熱延コイルの製造方法。

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