JP2015021171A

JP2015021171A - バッチ焼鈍用熱延鋼板

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Publication number: JP2015021171A
Application number: JP2013150729A
Authority: JP
Inventors: 輝樹林田; Teruki Hayashida; 忍松尾; Shinobu Matsuo
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-07-19
Filing date: 2013-07-19
Publication date: 2015-02-02
Anticipated expiration: 2033-07-19
Also published as: JP6119478B2

Abstract

【課題】バッチ方式焼鈍で製造される冷延鋼板で腰折れを発生させない熱延鋼板(冷延鋼板素材)を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０６５％、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３４〜０．０８０％およびＮ：０．００８０％以下を含有し、場合によりＢ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３.０μｍ以下であることを特徴とする冷間圧延性が良好で、バッチ式による６５０℃以下の焼鈍において腰折れが発生しにくい冷延鋼板を製造するためのバッチ焼鈍用熱延鋼板。
【選択図】図１

Description

本発明は、バッチ方式の焼鈍用の冷間圧延鋼板の素材となる熱延鋼板に関する。詳しくは、バッチ式焼鈍炉によって焼鈍する際に、その焼鈍温度が６００℃〜６５０℃の間であっても時効劣化が生じにくい冷間圧延鋼板の素材となる熱延鋼板に関する。

地球環境問題から、鋼板製造プロセスでの省エネルギー化が求められている。

冷延鋼板を製造する際は、その素材となる熱延鋼板をロールによってさらに薄く圧延した後に高温の炉に入れることで軟質化させるいわゆる焼鈍を行うのが一般的である。この焼鈍の方式は大きく２つの方式があり、１つは冷延した後に巻き取った鋼板コイル（冷延コイル）を巻きもどしながら、連続的に焼鈍用の炉内を通過させる連続焼鈍方式である。もうひとつは、冷延コイルをコイル形状のまま炉に装入して焼鈍を行うバッチ式焼鈍方式である。

このバッチ式焼鈍方式は、冷延コイル内部への伝熱に時間がかかるため、コイル内部の温度が上昇するまでに焼鈍時間が長時間必要となる欠点はあるが、焼鈍のためにコイルを巻き戻す工程が不要のため、鋼板表面へのキズがつきにくいという利点がある。さらに、コイルの幅や鋼板の板厚などの制約が少ないこと、および設備が簡素であることなどの利点も多く、現在でも国内外で行われている。

焼鈍の第一目的は、冷延工程により硬質となった鋼板の軟質化であるため、一般的には鋼板の再結晶温度以上への加熱が行われる。

焼鈍の第二目的は、鋼板の機械的特性が時間の経過とともに変化しない鋼板を製造すること、すなわち時効劣化を防止することである。時効劣化とは、鋼板の降伏強度の上昇や延性低下による成形加工が困難になることに加え、鋼板の表面に「腰折れ」なる模様が発生し、外観が著しく低下することを指す。

従来、冷延された鋼板をバッチ式焼鈍する際、特許文献１の実施例に開示されるように、６５０〜８００℃の温度に加熱するのが一般的であった。

しかしながら、エネルギー節約の観点から、焼鈍温度の低温化はこの工程に求められる課題である。また、焼鈍温度の低温化による製造時間の短縮という副次的効果も期待され、特許文献２に記載されるように６００℃という低温で焼鈍されることもある。

このような低温で焼鈍を行った場合、鋼板の軟質化という第一目的は達成されても、時効による材質劣化が発生しやすくなるため上記第二目的が達成されないという問題が生ずることがある。

製造直後は、まだ時効劣化が発生していないため、これらの問題は起こらないが、製造からの時間経過とともに時効劣化が進行し、おおむね２カ月以上経過後に加工した場合や気温が高い場所で保管した後に使用すると、これら時効劣化が顕著になりやすい。バッチ式焼鈍では、特に６５０℃未満の加熱で顕著になる。

そのため、バッチ方式の焼鈍において加熱温度を６５０℃未満の温度とし、かつ時効劣化を防止するというのは省エネルギー達成のための大きな課題である。

本発明は、バッチ方式での焼鈍の際に、６００℃以上６５０℃未満の焼鈍温度において冷延鋼板の時効劣化を起こさないための熱延鋼板素材提供を目的としたものである。なお、６００℃未満の焼鈍温度では、鋼板の軟質化という第一目的が達成されないため、本発明の対象外とする。

冷延鋼板における時効劣化の原因は、鋼中の固溶炭素、固溶窒素の一方または両方であることが従来の研究で見出されている。一般的な鋼板には、炭素や窒素は含まれているが、これら元素が固溶状態でなく化合物として存在する場合は、時効劣化には至らない。

固溶窒素に関しては、鋼中にＡｌやＢを添加し、ＡｌＮあるいはＢＮとして析出させることで抑制することができる。たとえば、特許文献３には、Ａｌ量とＮ量に応じた熱延巻き取り温度とすることによる窒素時効防止の技術が開示されている。

しかしながら、この方法は固溶窒素による鋼板の時効劣化を防止することはできるが、固溶炭素による時効を十分に防止することができないという問題が残る。

固溶炭素による時効劣化を防止する技術としては、特許文献４に開示される方法がある。これは、鋼板中の炭素を低減しさらにＴｉやＮｂなどの炭化物生成元素を添加することで、固溶炭素を低減する方法である。この方法では、鋼中の炭素を低減するための溶鋼処理にコストがかかり、さらにＴｉやＮｂなどの高価な添加元素が必要となることから、製造コストが高騰するという問題がある。

以上のように、熱延鋼板を冷間圧延した後の冷延鋼板のバッチ式焼鈍において、省エネルギーのために６５０℃以下の加熱温度で焼鈍する場合、時効劣化を防止するコストのかからない手段はまだ見出されていないのが現状である。

特開平７−９７６１６号公報特開平６−１１６６５７号公報特開２００１−３１６７６２号公報特開平６−４９５９０号公報

本発明は、このような従来の問題点に着目してなされたものであり、バッチ方式での焼鈍の際に、６００℃以上６５０℃未満の焼鈍温度において冷延鋼板の時効劣化を起こさない熱延鋼板（冷延鋼板素材）であって、時効による外観不良を防止でき、かつ低コスト（省エネルギー）で冷延鋼板を製造することができるバッチ焼鈍用熱延鋼板を提供することを目的とする。

本発明者は、上述した課題を解決するために、鋭意研究の末、熱延鋼板中のＦｅ₃Ｃの厚みを特定の大きさに制御することで、バッチ式焼鈍における固溶炭素を制御し、高価な添加元素を用いずに炭素による冷延鋼板の時効劣化を防止する技術を知見するに至り、本発明を完成した。

その発明の要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０６５％、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３４〜０．０８０％およびＮ：０．００８０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３.０μｍ以下であることを特徴とするバッチ焼鈍用熱延鋼板。

（２）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０６５％、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｎ：０．００８０％以下およびＢ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍ以下であることを特徴とするバッチ焼鈍用熱延鋼板。

本発明のバッチ焼鈍用熱延鋼板によれば、ＴｉやＮｂなどの高価な元素を添加することなく、冷延後の鋼板の低温のバッチ式焼鈍での時効劣化を防止することができる。

フェライトとＦｅ₃Ｃで構成された熱延鋼板の金属組織形状例を示した図である。各種形状（Ａ〜Ｄ）を持つＦｅ₃Ｃの最大厚みをその内接円で測定するための、測定位置を示した図である。バッチ式焼鈍の温度サイクルの例を示した図である。熱延鋼板のＦｅ₃Ｃの最大厚みと、引張り試験による降伏点伸びの値との関係を示した図である。

以下、本発明を具体的に説明する。

本発明では、バッチ方式での焼鈍の際に、６００℃以上６５０℃未満の焼鈍温度において冷延鋼板の時効劣化を起こさないために、熱延鋼板(冷延鋼板素材)中のＦｅ₃Ｃの最大厚みを３.０μｍ以下することが必要である。本発明において、熱延鋼板中に存在するＦｅ₃Ｃは、その厚みが小さいほど有利であり、最大厚みが３．０μｍ以下であることが必要であることの説明をする。

熱延鋼板を冷間圧延した後に、バッチ式焼鈍炉で焼鈍（以下「焼鈍」と称する）する際、鋼板の温度上昇に伴い、鋼中のＦｅ₃Ｃが徐々に分解し鋼中に固溶を開始する。この際、焼鈍加熱温度が高温であるほど、また焼鈍保定時間が長時間であるほど、Ｆｅ₃Ｃは分解され鋼中への炭素固溶量が増加する。焼鈍工程が終了する際には、この固溶炭素を再びＦｅと化合させＦｅ₃Ｃとして析出させることで、固溶炭素量を低減することが時効劣化の防止につながる。

そのためには、焼鈍の加熱保持段階における固溶炭素量が少ない方が必ずしも有利ではなく、ある程度の固溶炭素量が必要である。

これは、加熱保持中の鋼中の固溶炭素量が多いほど、その後の焼鈍冷却過程におけるＦｅ_３Ｃ析出の駆動力が大きくなるため、Ｆｅ_３Ｃとして析出しやすくなるためである。析出する場所は主に結晶粒界であるが、焼鈍の加熱保持中の固溶炭素が多いほどＦｅ_３Ｃの析出場所が多数形成される。そのため、焼鈍冷却過程におけるＦｅ_３Ｃ析出量は増大し、焼鈍工程終了後の固溶炭素量は低減される。
焼鈍の加熱保持中は、Ｆｅ_３Ｃを完全に分解させることも必要である。Ｆｅ_３Ｃが分解してしまわずに残存している場合、焼鈍冷却過程において、それがＦｅ_３Ｃ析出場所として作用するため、他に析出場所が形成されにくくなる。その結果、本願発明の狙いである焼鈍工程終了後の固溶炭素量低減が困難になる。

一方で、焼鈍加熱中の固溶炭素量が少ない場合、結晶粒界へのＦｅ_３Ｃがあまり生成されないため、冷却過程におけるＦｅ_３Ｃ析出量は少なく、そのために冷却完了後の固溶炭素は、あまり低減されない。その結果、時効劣化が発生しやすくなる。時効劣化が発生すると、焼鈍後の鋼中に残存している固溶炭素によって、降伏点伸びが顕著になり、鋼板を加工した際に、腰折れやストレッチャーストレインのような現象が顕著になる。これらの現象がおこると鋼板の表面外観に凹凸が発生し、外観が不良となる。

焼鈍加熱温度が６５０℃以上の場合は、熱延鋼板のＦｅ_３Ｃの厚みや形状に関係なく、それが加熱によって分解し、鋼中に固溶炭素が鋼中に多量に溶け出すため、時効劣化の問題には至りにくい。

ところが、焼鈍加熱温度が６５０℃未満の場合、Ｆｅ_３Ｃの分解が遅くなるため、加熱中の固溶炭素量はＦｅ_３Ｃの形状やサイズ、特にＦｅ_３Ｃの厚みに大きく左右されることを本発明者らは見出した。

すなわち、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが小さいほど加熱による分解速度は速くなり、大きな塊状になるにつれそれが遅くなる。６００℃以上６５０℃未満の温度における分解を効率よく行わせるためには、小さいほど有利である。本発明者らは以下の調査によりその最大厚みを３．０μｍ以下とすることで、このような低温での焼鈍でも効率よく分解され、３．０μｍ超では分解してしまわずに残存する事を見出した。また、厚みの下限は小さいほど有利であり、特に限定するものではないが鋼の成分組成からして好ましくは０．１μｍである。なお、金属組織はフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、Ｆｅ₃Ｃの面積率はＣ量でほぼ決まり、本発明ではＦｅ₃Ｃの面積率は０．０２〜２.０％である。

本発明者らは、表１-１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｔの厚み１００ｍｍのブロックを１２３０℃に加熱し、熱延によって３．５ｍｍ厚に仕上げた。鋼Ａ、Ｂの熱延仕上げ温度は、８７０〜８８５℃とした。８５０℃以下の冷却条件および冷却後の保持温度を表１−２に示すごとく種々変更し、フェライトおよび最大厚みの異なるＦｅ_３Ｃで構成される金属組織を有する熱延鋼板を製造した。また、フェライト以外の金属組織がベイナイトとなる熱延鋼板も製造した。

得られた熱延鋼板を０．７ｍｍの厚みに冷間圧延を行い、図３に例示する加熱−保持−冷却で構成される焼鈍を行った。加熱は、１ｍｉｎあたり０．５℃の昇温速度とし、加熱後の保持は、４８０〜７１０℃の温度で５ｈｒの保持とし、冷却は室温に到るまで１ｍｉｎあたり０．５℃の降温速度とした。さらに板厚方向に０．１％の冷間圧延を行った後に、いずれもＪＩＳ５号の試験片および１００ｍｍ幅×４００ｍｍ長さの試験片に加工し、時効後の材質と曲げ外観調査を行うために４０℃の温度で６０日間の保持を行った。この４０℃で６０日間の保持は、焼鈍後の鋼板を高温の倉庫などで保管する場合の温度履歴を想定した保持条件である。その後、ＪＩＳ５号試験片は引張り試験に供し、１００ｍｍ幅×４００ｍｍ長さの試験片は曲げ試験に供した。

ＪＩＳ５号試験片を用いた引張り試験では、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）金属材料引張試験方法に示される測定方法で降伏伸びを測定した。１００ｍｍ幅×４００ｍｍ長さ試験片を用いた曲げ試験では、直径２００ｍｍの鋼管に試験片を押しあて、試験片を鋼管に１／４周巻き付ける曲げ加工を行った。その際、鋼管に接触して曲げられた領域の外観を観察し、凹凸状の模様発生有無を調査した。凹凸状の模様が発生しないものは、外観を「良好」とした。

その結果を表１−１、表１−２に示す。

表１−１、表１−２から、鋼板の化学成分を所定の範囲内とし、フェライト以外の金属組織をＦｅ₃Ｃとし、なおかつＦｅ₃Ｃの最大厚みを３．０μｍ以下とした熱延鋼板の場合に、曲げ加工後に凹凸状の模様(微細凹凸)が発生せず、曲げ加工後の外観が良好になっていることが分る。

表１−１に示す本発明の化学成分の範囲内の熱延鋼板について、Ｆｅ_３Ｃの最大厚みとＪＩＳ５号試験片を使った降伏伸び値および曲げ加工後の外観の関係を表１−２に示している。表１−２に記載の試験番号Ｎｏ．Ａ〜Ｍは曲げ加工後の外観が良好であり、この場合Ｆｅ_３Ｃの最大厚みは３．０μｍ以下となっていた。そして、試験番号Ｎｏ．Ｎ〜Ｔは曲げ加工後の外観には凹凸状の模様（微細凹凸）があり曲げ加工後の外観が劣っていた。この場合のＦｅ_３Ｃの最大厚みは３．０μｍを超えていた。表１−２に示すように、本発明の化学成分の範囲内の熱延鋼板では、Ｆｅ_３Ｃの最大厚みが３．０μｍ以下の場合に、曲げ加工後の外観が良好であることが分り、その際の降伏伸び値は０．２５％以下となっていることが分る。

この降伏点伸びは、鋼板の時効劣化の指標となるものであり、全く時効劣化していない鋼板の場合、この値は０である。しかしながら、今回の曲げ試験評価において、この値が０．２５％以下であれば、鋼板の曲げ加工後に、凹凸状の模様（微細凹凸）による外観不良が観察されず、実用上、時効劣化が無い鋼板と同等と看做すことができる。そして、降伏点伸びの下限は、０％であることが望ましいが、熱延条件等を勘案すると０．０５％が実用的である。

次に、本発明の鋼板の化学成分限定の理由を説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０１５〜０．０６５％）
Ｃは、鋼板の強度など基本的な特性を保つために必要な元素であるが、製造された鋼板にこれが固溶状態で残存すると、時効劣化を引き起こす。
炭素量は多くなるにつれ、焼鈍後の鋼板の鋼板強度は高くなり、延性低下も起こるため、加工性が低下する。また、ある量よりも多くなると、本発明の方法によっても焼鈍後に固溶炭素が残存し、時効劣化が起こる。時効劣化を防止し、高い加工性を保った鋼板とするためには、上限を０．０６５％とする。
一方、０．０１５％よりも少ない場合、炭化物サイズを小さくすることはできるが、６００〜６５０℃の焼鈍加熱中において鋼中へ溶け出す炭化物の絶対量が少ないことから、焼鈍における加熱保持中の鋼中の固溶炭素量が充分に高くならない。そのため、焼鈍の冷却段階においてＦｅ₃Ｃの析出速度が遅くなり、焼鈍工程終了後の固溶炭素量があまり低減できず、時効劣化の原因となる。そのために、Ｃの範囲は０．０１５〜０．０６５％が必要である。冷間加工性やバッチ式焼鈍後の鋼板の加工性を良好にするためには、０．０１５〜０．０４５％が好ましい。

（Ｓｉ：０．２００％以下）
Ｓｉは、鋼板の強度を高めるために添加する。０．２００％を超えて添加すると、表面性状が低下するため、０．２００％を上限とする。なお、Ｓｉの下限は特に限定するものではないが、Ｓｉが溶銑中に含有されていることからして０．００１％とすることが好ましい。

（Ｍｎ：０．１０〜０．８０％）
Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために必要であり、さらには鋼中に残存するＳによる熱延割れの防止のために必要な元素である。本発明で添加されるＳによる熱延鋼板割れ防止のためには０．１０％以上は必要である。しかし、０．８０％を超えるとその効果が飽和するため、０．８０％を上限とする。

（Ｐ：０．０４０％以下）
Ｐは、鋼板を製造する際に含まれる不純物元素であるが、少量で鋼板の強度を上昇させることができる元素である。しかし、０．０４０％を超えて添加すると鋼板の延性を低下させる。そのため、添加上限を０．０４０％とした。

（Ｓ：０．０２０％以下）
Ｓは、鋼板を製造する際に含まれる不純物元素である。この量が０．０２０％を超えると熱延中に鋼板に割れが発生する原因となり、焼鈍後の鋼板の延性低下の原因ともなる。そのため、上限を０．０２０％とした。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３４〜０．０８０％）、または（Ｂが含有される場合のｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０８０％）
Ａｌは、Ｂと並んで鋼中のＮと結びついて固溶窒素による時効劣化を防止するために必要な元素である。ＡｌＮを形成させるために必要なＡｌの量はＮ量の１．９倍であるが、熱延工程のように短時間で冷却される際にＮとの結合を効率よく行わせるためには、これよりも多い添加量が必要である。本発明のように５２５℃以下の巻き取り温度においてＡｌ単独で効果を発揮させるためには、０．０３４％以上の添加が必要である。しかし、０．０８０％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０８０％を上限とした。したがって、ｓｏｌ．Ａｌは０．０３４〜０．０８０％とした。また、鋼中にＢが０．００１０％以上含有される場合は、固溶窒素はＡｌ以外にＢとも結合することができるため、Ａｌの下限はより低くても時効劣化を防止することができ、下限が０．００１％まで許容できる。したがって、Ｂが含有される場合には、ｓｏｌ．Ａｌは０．００１〜０．０８０％とする。

（Ｎ：０．００８０％以下）
Ｎは、鋼を製造する過程で鋼中に不可避的に含有される元素であり、これが固溶状態で残存することによって製造された鋼板の時効劣化を引き起こす原因となる元素のひとつである。Ｎによる時効劣化は、Ａｌ、Ｂの一方またはその両方と鋼中で結合させることにより、防止できるが、そのためには０．００８０％以下でなければならない。

（Ｂ：０．００１０〜０．００５０％）
Ｂは、Ａｌと並んで鋼中でＮと結合することで固溶窒素による時効劣化を防止する元素であり、必要に応じて添加する。その効果は０．００１０％以上で発揮される。しかし０．００５０％を超えると効果は飽和する。したがって添加量は０．００１０〜０．００５０％とした。
なお、上記に述べた化学成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について述べる。好ましい製造方法は以下の通りである。

熱延の仕上げ温度は、８５０℃以上が必要である。これは、鋼がオーステナイト状態で熱間加工を完了させるためである。この温度を下回ると、フェライト相が発生し、オーステナイト相とフェライト相との混在状態で圧延が行われるため、冷延鋼板を焼鈍した後でも結晶粒サイズが不均一となり、鋼板の伸びが劣化する。

本発明は、熱延仕上げ後の冷却条件によってＦｅ₃Ｃの最大厚みを３．０μｍ以下にするのが特徴である。

本発明の鋼板は熱延における仕上げ温度から巻き取り温度までの冷却において、好ましくは、８５０℃以下７７０℃の温度範囲は８０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、７７０℃以下７３０℃以上の温度域を６０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、さらに６９０℃以下５２５℃以上の温度範囲は４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、５２５℃以下で巻き取ることで製造できる。

このような温度履歴で製造できる理由を以下に述べる。

オーステナイト域で熱間加工された鋼板は、その後の冷却過程でフェライトに変化を開始する。その際、まだフェライトに変化していないオーステナイトの結晶粒はフェライトの結晶粒界面に存在する。

この温度域が８５０〜７３０℃の範囲である。この温度域の冷却速度を大きくすることで、出現するフェライトの結晶粒を微細とすることができる。フェライト結晶粒が微細になることで、その結晶粒界面に生成するＦｅ₃Ｃも微細にすることができる。

そのためには、表１-２に示すように、まず８５０℃から７７０℃の間は８０℃／ｓ以上で冷却し、さらに７７０℃から７３０℃の間は６０℃／ｓ以上で冷却する。なお、各冷却速度の上限は工業的に達成可能な冷却速度である２００℃／ｓｅｃである。
６９０℃以下の温度域では、冷却が進むにつれ、このオーステナイト結晶粒がフェライト結晶粒に変化していき、この変化に伴い結晶粒界面からＦｅ₃Ｃが生成する。Ｆｅ₃Ｃの生成量は鋼中のC含有量によっても影響を受ける。

その際、冷却速度が大きすぎると、このフェライトの結晶粒界に存在するオーステナイトからＦｅ₃Ｃが生成せずに、ベイナイトと称される別の金属組織が生成する。

そのため、本発明で規定するフェライトとＦｅ₃Ｃを主体とした金属組織を生成することができない。また、本発明の化学成分で生成されたベイナイトの最大厚みは３．０μｍを超えるために、この点からも本発明の目的を達することはできない。さらに、ベイナイトは硬質であるために、鋼板強度が高くなり、冷間圧延における荷重が上昇し、冷間圧延での生産性が低下するという別の問題も生ずる。

ベイナイトを出現させずに、最大厚みが３．０μｍ以下のＦｅ₃Ｃを生成させるためには、６９０〜５２５℃の温度域を４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却するのが有効である。なお、冷却速度の下限は空冷とすることが好ましい。さらに、巻き取り温度は、５２５℃以下が良い。

上記冷却条件で冷却された熱延鋼板を巻き取った際に鋼中に残存している固溶炭素は、巻き取り後の自然放冷とともにＦｅ₃Ｃとして析出する。この析出によってＦｅ₃Ｃの厚みは粗大化していく。その際、巻き取り温度が高温になるのに伴いＦｅ₃Ｃどうしの合体が起こり、さらなる粗大化が起こる。表１−１のＨ、Ｓ、Ｔは、熱延後の保持温度以外の成分および熱延後の冷却条件が同一の鋼板である。保持温度が５２５℃の場合はＦｅ₃Ｃ最大厚みは２．２μｍであるが、保持温度は６４０℃、７１０℃と高温になるにつれ、Ｆｅ₃Ｃ最大厚みはそれぞれ３．８μｍ、５．４μｍと本発明の範囲を超える大きさになる。ここで、保持温度とは、熱延鋼板が巻き取られた際の温度履歴に相当する温度としている。

このように、熱延鋼板のＦｅ₃Ｃ粗大化を抑制し、最大厚みを３．０μｍ以下にするためには、巻き取り温度を５２５℃以下とすることが望ましい。また、その際の本発明の化学組成を満たす鋼板の降伏伸び値は０．２５％以下となっている。

なお、本発明におけるＦｅ₃Ｃ最大厚みの定義および測定方法は、以下である。

（１）「Ｆｅ₃Ｃの最大厚み」
・対象となる熱延鋼板のＦｅ₃Ｃ：Ｆｅ₃Ｃ１は、主に熱延鋼板の結晶粒界に存在し、図１のＡ〜Ｄに示すようにフェライト結晶粒２の粒界に直線状（Ａ）、塊状（Ｂ）、不定形（Ｃ）または曲線状（Ｄ）、のいずれかの形態をなしている。

・測定範囲：金属顕微鏡によって、２００μｍ四方の視野を３か所観察し、その中にある各Ｆｅ₃Ｃに内接する円の最大径を測定する。Ｆｅ₃Ｃに内接する円の最大径は、図２のＡ〜Ｄに示すように、種々の形状をなすＦｅ₃Ｃに内接線を画き、その内接円３の最大径４を求め、この値をそのＦｅ₃Ｃの最大厚みとする。上記視野の観察において得られた各形状のＦｅ₃Ｃの最大厚みのうち最も大きな値をその鋼板のＦｅ₃Ｃの最大厚みと定義する。

（２）観察用材料採取位置
・観察に供する部分は、熱延鋼帯の幅１／４付近より採取する
・観察位置：熱延鋼板を圧延方向に切断した断面のうち、鋼板表面から板厚内部に向かって厚み１／４の位置で、２００μｍ四方の領域を３か所観察する。

（３）観察用処理
・（２）に示す位置の鋼板断面を研磨した後、ピクリン酸５％を含むアルコール溶液に３〜７分間浸すことで、炭化物を明瞭化させる。

（４）観察倍率
・特に倍率に規定はないが、より正確な測定を行うため、５００倍の倍率が望ましい。

本発明において、熱延における鋳片の加熱温度は、熱延圧下加工の終了時点で鋼板の金属組織がγ域となるような温度であれば良く、一般的に行われる１０００〜１３００℃の間の加熱で良い。

焼鈍を行う前に、熱延鋼板を冷間圧延用ロールによって薄く延ばす。初期の厚みに対する冷間圧延後の板厚は、４０〜９０％の減厚で行われるのが一般的であるが、本発明では、冷間圧延の圧下率には特に制約するものではない。

冷延によって伸展された鋼帯をコイル状に巻取り、そのコイル形状のまま加熱炉に入れて焼鈍する方法がバッチ式焼鈍である。この焼鈍による温度履歴概要を図３に示す。図３の横軸は焼鈍時間を、縦軸は焼鈍温度を示す。焼鈍は加熱、加熱後の保持、冷却の３つの工程から成り立つ。本発明の熱延鋼板は、加熱後の保持温度が６００℃以上６５０℃未満の場合に、焼鈍後の鋼板加工における外観を良好にするという効果を発揮できる。

なお、このバッチ式焼鈍の昇温、冷却速度には特に制限はないが、以下の範囲がより好ましい。
・昇温：常温から０．３〜１．０℃／ｍｉｎの速度範囲で昇温し、６００℃以上６５０℃未満の温度で保持する。
・昇温加熱後の保持時間：２〜３０ｈｒその温度に保持する。
・冷却：保持終了後に、０．２〜１℃／ｍｉｎで、１５０℃以下の温度まで冷却し、その後は自然放冷を行う。

焼鈍炉内の炉内ガスは、コイル状鋼帯の空気による酸化を防止するために、窒素雰囲気、または窒素と水素の混合ガス雰囲気であるのが好ましい。

調質圧延は、鋼帯の形状矯正および鋼板の降伏点伸びを抑制する目的で、必要に応じて行う。鋼板の降伏強度を上昇させずに、降伏点伸びを抑制するためには、圧下率０．１〜２．０％の範囲で行うのが好ましい。

以下、本発明の実施例について説明する。

本発明の実施例として、鋼板の化学成分を表２-１に、熱延条件、鋼板の金属組織および特性を表２−２に発明例、比較例で示す。

Ｎｏ．１〜２４の化学成分は本発明範囲内であり、Ｎｏ．２５、２６、３１、３５は化学成分が本発明の範囲から外れている(下線を付してある)。Ｎｏ．２７〜３０は化学成分が本発明範囲内であるが、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが本発明の範囲外であり、Ｎｏ．３２〜３４は、ベイナイトが生成したもので、本発明の金属組織外である。

Ｎｏ．１〜３５の条件で製造された熱延鋼板は、以下（１）〜（３）の条件で冷延、焼鈍、調質圧延を行い、（４）の方法で外観調査および機械的特性測定を行った。

（１）冷間圧延
Ｎｏ．１〜３５の熱延鋼板は、いずれも板厚４ｍｍの厚みに仕上げ、これを冷間圧延により０．８ｍｍの厚みとした。

（２）バッチ式焼鈍
・炉内ガス雰囲気：窒素に３％の水素を混合した炉内ガス雰囲気とした。
・昇温加熱：冷延コイルを１ｍｉｎあたり０．５℃ずつの加熱速度で６３０℃に至るまで昇温。
・昇温加熱後の保持：昇温後、５ｈｒの間６３０℃の温度に保持。
・冷却：保持終了後に、６３０℃から１ｍｉｎあたり０．５℃ずつ、１００℃に至るまで冷却し、その後３５℃以下に至るまで自然放冷で冷却を行った。

（３）調質圧延
圧下率０．８％の冷間圧延を実施。

（４）冷延鋼板の機械的性質および外観調査
・製造された鋼板が使用されるまでの保管環境による鋼板特性の劣化を調査するため、測定は、４０℃の温度において６０日間の保持を行った後に、機械的性質および表面外観の調査を実施した。
・表面外観は、鋼板を幅１５０ｍｍ、長さ５００ｍｍに切り出し、半径５０ｍｍの丸棒に１／４周巻きつける曲げ加工を行い、巻きつけ部の表裏面外観のいずれか片方または両方に凹凸（腰折れ）が発生しているかを目視調査した。
・機械的性質は、ＪＩＳ５号試験片に加工し、引張り試験で降伏点伸びを測定した。その際、降伏点伸び値と曲げ加工後の表面凹凸との関係があることから、上記表裏面の外観評価以外に、降伏点伸びの値も表２−２に記載した。
図４には表１−２及び表２−２に記載のＦｅ_３Ｃ最大厚み（μｍ）と降伏伸び（％）の関係を合わせて示した。図４中に示す◇印は、発明例に該当しない比較例を示し、◆印は発明例に該当する本発明例を示している。なお、図４中の◇印のＮ〜Ｔは、表１−２に記載した曲げ加工後の外観に微細凹凸が生じた試験番号の例で、◇印の２５〜３１及び３５は、表２−２に比較例として記載した曲げ加工後の外観に微細凹凸が生じた試験番号の例である。◆印は、表１−２及び表２−２に記載した本発明例に相当する試験番号の例（番号は図示していない）を合わせて示してある。図４に示すように、Ｆｅ_３Ｃの最大厚みが３．０μｍ以下で、本発明の化学成分範囲を満たす鋼板については時効劣化がなく、曲げ加工後の外観が良好であることが分る。この際の降伏伸び値は０．２５％以下となっていたが、本発明の化学成分範囲を満たさない鋼板についてはＦｅ_３Ｃの最大厚みが３．０μｍ以下であっても（例えばＮｏ．２５、Ｎｏ．２６及びＮｏ．３５）、時効劣化が生じ、曲げ加工後の外観が不良となっていた。また、図４に示すように、降伏伸び（％）が低くなるほど曲げ加工後の外観が良好となり、降伏伸び（％）が高くなるほど曲げ加工後の外観が不良となる。

表２−１、表２−２のＮｏ．１〜２４に示す発明例は、いずれも焼鈍後の鋼板の曲げ加工後の外観は良好で、バッチ焼鈍後の時効特性［降伏伸び値（％）が低い］に優れている。

これに対して、表２−１、表２−２のＮｏ．２５〜３５に示す比較例は、それぞれ以下に述べる状態になっているため、焼鈍後の鋼板の曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下(不良)していて、バッチ焼鈍後の時効特性に劣る。

Ｎｏ．２５は、Ａｌ量が本発明範囲よりも低い。そのため、Ａｌによって固定される窒素量が少なく、固溶窒素が残存している。この場合、Ｆｅ₃Ｃ最大厚みが３．０μｍ以下であっても、鋼板の時効特性が低下するため、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．２６は、Ｃ量が本発明範囲よりも低い。この場合も、Ｆｅ₃Ｃ最大厚みが３．０μｍ以下であっても、鋼板の時効特性が低下するため、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．２７は、熱延後の８５０〜７７０℃および７７０〜７３０℃範囲の冷却速度がいずれも遅いことから、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍを超えている。
Ｎｏ．２８は、熱延後の８５０〜７７０℃範囲の冷却速度が遅いことから、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍを超えていて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．２９は、熱延後の巻き取り温度が高温であることから、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍを超えていて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３０は、８５０〜７７０℃および７７０〜７３０℃範囲の冷却速度がいずれも遅く、さらに熱延後の巻き取り温度が高温であることから、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍを超えていて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３１は、Ｃ量が本発明範囲よりも低い。さらに熱延後の巻き取り温度が高温であることから、Ｆｅ₃Ｃの最大厚みが３．０μｍを超えていて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３２は、熱延後の７３０〜６９０℃および６９０〜５２５℃範囲の冷却速度がいずれも遅いことから、Ｆｅ₃Ｃが生成せずに、ベイナイトが生成していて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３３は、熱延後の７３０〜６９０℃範囲の冷却速度が速いことから、Ｆｅ₃Ｃが生成せずに、ベイナイトが生成していて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３４は、熱延後の６９０〜５２５℃範囲の冷却速度が速いことから、Ｆｅ₃Ｃが生成せずに、ベイナイトが生成していて、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

Ｎｏ．３５は、Ｎ量が本発明範囲よりも高い。この場合も、Ｆｅ₃Ｃ最大厚みが３．０μｍ以下であっても、鋼板の時効特性が低下するため、曲げ加工後に表面微細凹凸が発生し、外観評価が低下する。

以上のように、本発明の化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３.０μｍ以下としたバッチ焼鈍用熱延鋼板によれば、バッチ方式での焼鈍の際に、６００℃以上６５０℃未満の焼鈍温度において、冷延鋼板の時効劣化を起こすことがなく、時効による外観不良を防止でき、かつ低コスト（省エネルギー）で冷延鋼板を製造することができることが確認できた。

１Ｆｅ₃Ｃ
２フェライト結晶粒
３内接円
４最大径

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０６５％、
Ｓｉ：０．２００％以下、
Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３４〜０．０８０％、
Ｎ：０．００８０％以下
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３.０μｍ以下であることを特徴とするバッチ焼鈍用熱延鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０６５％、
Ｓｉ：０．２００％以下、
Ｍｎ：０．１０〜０．８０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライトとＦｅ₃Ｃで構成され、かつ結晶粒界に存在するＦｅ₃Ｃの最大厚みが３.０μｍ以下であることを特徴とするバッチ焼鈍用熱延鋼板。