JP2015190027A - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】圧延能力の小さい冷間圧延ミルを用いた場合にも、冷間圧延ままの薄鋼板や、それに表面処理を施した鋼板を安定して製造することができる、冷間圧延用素材としての熱延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：0.015〜0.035％、Si：0.2％以下、Mn：0.05〜0.35％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.01〜0.1％およびＮ：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmまでの領域および幅方向端縁から板幅の1/4の位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織の結晶方位を規制する。【選択図】なし
Description
本発明は、屋根材などの建材の分野で用いられる薄物の冷延鋼板または、それに表面処理を施した冷延鋼板、特には、冷間圧延ままの鋼板または、それに表面処理を施した鋼板の製造において、安定した冷間圧延を可能とする、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、世界的な人口増加や経済発展に伴い、建材の需要が増加している。特に、建物の外壁や屋根などには、板厚0.3mm以下の薄物の冷延鋼板、あるいはそれにめっきや塗装を施した表面処理鋼板を合板などの基板に貼り合わせたものが使用されている。かような用途では、冷延鋼板に加工を加えることはほとんどないため、加工性が問われることはなく、冷間圧延ままの鋼板にZnめっきなどの表面処理を施した鋼板が使用されるのが一般的である。
このような使途の鋼板は、コストの低減に向けた鋼板の薄肉化が望まれているが、冷間圧延時の荷重不足で薄肉化ができない問題が生じている。特に新興国などでの圧延能力が低いミルでも薄厚の冷延鋼板が製造可能である、熱延鋼板が求められている。
そこで、冷間圧延に供する素材として該冷間圧延が低荷重で済む、軟質な熱延鋼板の需要が高まっている。
例えば、特許文献１には、鋼中のＣ量を0.010％以下に低減した熱延鋼板に関する技術が記載されている。また、特許文献２には、鋼中のＮ量を0.0020％以下にした熱延鋼板に関する技術が記載されている。さらに、特許文献３には、鋼中のＣ量を0.01−0.10％、Ｎ量を0.010％以下にして、仕上げ圧延温度を700℃以上Ar3変態点以下で圧延する、いわゆるフェライト域圧延にて粗大な結晶粒を有する熱延鋼板を製造する技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼中のＣ量を0.010％以下に低減した熱延鋼板に関する技術が記載されている。また、特許文献２には、鋼中のＮ量を0.0020％以下にした熱延鋼板に関する技術が記載されている。さらに、特許文献３には、鋼中のＣ量を0.01−0.10％、Ｎ量を0.010％以下にして、仕上げ圧延温度を700℃以上Ar3変態点以下で圧延する、いわゆるフェライト域圧延にて粗大な結晶粒を有する熱延鋼板を製造する技術が提案されている。
しかし、特許文献１および２で提案された、Ｃ量およびＮ量の低減は製鋼時の雰囲気ガスにおける、ＣおよびＮの量を低減する必要があり、そのためには、製鋼時に脱ガス処理を施す必要があり、製造コストを引き上げることになる。
また、新興国での製造の要請から、圧延能力の低い冷間圧延ミルで0.3mm以下の材料を製造するには、熱延板を少なくとも３mm以下にしておく必要があり、ＣやＮ量の低い鋼ではAr3変態点以上での圧延が難しく、板厚方向及び幅方向に不均一なミクロ組織が形成されやすく、冷間圧延性を阻害する。
また、新興国での製造の要請から、圧延能力の低い冷間圧延ミルで0.3mm以下の材料を製造するには、熱延板を少なくとも３mm以下にしておく必要があり、ＣやＮ量の低い鋼ではAr3変態点以上での圧延が難しく、板厚方向及び幅方向に不均一なミクロ組織が形成されやすく、冷間圧延性を阻害する。
また、特許文献３に記載のフェライト域圧延では、熱延板の強度が仕上げ圧延温度や巻取り温度に影響されやすくなり、安定した軟質熱延鋼板の確保が難しい。
本発明は、以上の問題を解決すべくなされたものであり、圧延能力の小さい冷間圧延ミルを用いた場合にも、冷間圧延ままの薄鋼板や、それに表面処理を施した鋼板を安定して製造することができる、冷間圧延用素材としての熱延鋼板およびその製造方法について提供することを目的とする。
本発明者らは、冷間圧延および表面処理後の冷延鋼板の諸特性とその素材として用いた熱延鋼板のミクロ組織との相関を鋭意調査、そして検討した結果、所定の成分組成およびミクロ組織を有する素材であれば、冷間圧延時の圧延抵抗がコイル内で均一になり、また特に冷間圧延後段での変形抵抗が小さくなること、すなわち冷間圧延性に優れる熱延鋼板を安定して製造できることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、冷間圧延性には、熱延板の結晶方位の板厚方向および幅方向での不均一性が大きな影響を及ぼしており、それを制御することが重要である。
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で
Ｃ：0.015〜0.035％、
Si：0.2％以下、
Mn：0.05〜0.35％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、
sol.Al：0.01〜0.1％および
Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置および幅方向端縁から板幅の1/4の位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足することを特徴とする熱延鋼板。
記
Ｘ＝F1／(F2+F3) …（１）
ただし
F1:{001}<110>のODF強度
F2:{211}<110>のODF強度
F3:{111}<112>のODF強度
１．質量％で
Ｃ：0.015〜0.035％、
Si：0.2％以下、
Mn：0.05〜0.35％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、
sol.Al：0.01〜0.1％および
Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置および幅方向端縁から板幅の1/4の位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足することを特徴とする熱延鋼板。
記
Ｘ＝F1／(F2+F3) …（１）
ただし
F1:{001}<110>のODF強度
F2:{211}<110>のODF強度
F3:{111}<112>のODF強度
２．前記成分組成は、さらに質量％で
Ｂ：0.0003〜0.0030％、
Ti：0.002〜0.1％、
Nb：0.002〜0.1％、
Ｖ：0.002〜0.1％および
Cr：0.01〜0.5％
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有する前記１に記載の熱延鋼板。
Ｂ：0.0003〜0.0030％、
Ti：0.002〜0.1％、
Nb：0.002〜0.1％、
Ｖ：0.002〜0.1％および
Cr：0.01〜0.5％
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有する前記１に記載の熱延鋼板。
３．前記１または２に記載した成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施す際に、仕上圧延の入側における、鋼板の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmまでの領域との温度差を30℃以内にするとともに、仕上圧延出側温度を870℃から930℃とし、該熱間圧延後１秒以内に冷却を開始し、前記仕上圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とし、その後、550℃から700℃の温度域にて鋼板を巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
本発明の熱延鋼板によれば、圧延能力の低い圧延ミルでも例えば0.3mm以下とする圧延が可能であり、屋根材などの建材分野で用いられる薄物の冷延鋼板または表面処理冷延鋼板の冷間圧延素材として好適の熱延鋼板を提供できる。
以下、本発明の熱延鋼板について、詳しく説明する。
まず、成分組成における各成分の含有量の限定理由について述べる。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.015〜0.035％
Ｃが0.035％を超えると、結晶粒径が細かくなり、炭化物も増加して熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害することになる。一方、Ｃが0.015％未満の領域ではセメンタイトが析出しにくく、多くの固溶炭素が熱延板に残存し、熱延板の強度が上昇する結果、冷間圧延性を阻害することになるため、0.015％以上とする。よって、Ｃ量は、0.015〜0.035％、より好ましくは0.030％以下とする。
まず、成分組成における各成分の含有量の限定理由について述べる。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.015〜0.035％
Ｃが0.035％を超えると、結晶粒径が細かくなり、炭化物も増加して熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害することになる。一方、Ｃが0.015％未満の領域ではセメンタイトが析出しにくく、多くの固溶炭素が熱延板に残存し、熱延板の強度が上昇する結果、冷間圧延性を阻害することになるため、0.015％以上とする。よって、Ｃ量は、0.015〜0.035％、より好ましくは0.030％以下とする。
Si：0.2％以下
Siは、含有量が多すぎると、熱延板の強度が上昇して冷間圧延性を阻害し、また化成処理性や亜鉛めっき等のめっき密有性を劣化させることから、0.2％以下とする。なお、Siは無添加でも材質上の問題はないが、0.005％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.005％以上の含有は許容される。
Siは、含有量が多すぎると、熱延板の強度が上昇して冷間圧延性を阻害し、また化成処理性や亜鉛めっき等のめっき密有性を劣化させることから、0.2％以下とする。なお、Siは無添加でも材質上の問題はないが、0.005％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.005％以上の含有は許容される。
Mn：0.05〜0.35％
Mnは、熱間脆性の防止を主目的として0.05％以上で添加されるが、添加量が多すぎると、熱延板の結晶粒を微細化するとともに、固溶強化作用により熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害するため、上限を0.35％とする。より好ましくは、0.10〜0.20％である。
Mnは、熱間脆性の防止を主目的として0.05％以上で添加されるが、添加量が多すぎると、熱延板の結晶粒を微細化するとともに、固溶強化作用により熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害するため、上限を0.35％とする。より好ましくは、0.10〜0.20％である。
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、添加量が多すぎると、熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害するため、0.02％以下とする。なお、Ｐは無添加でも材質上の問題はないが、0.0010％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0010％以上の含有は許容される。
Ｐは、添加量が多すぎると、熱延板の強度が上昇し、冷間圧延性を阻害するため、0.02％以下とする。なお、Ｐは無添加でも材質上の問題はないが、0.0010％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0010％以上の含有は許容される。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中で硫化物系介在物となって存在する。この硫化物系介在物は冷間圧延中に伸張し加工時の割れ起点となるため、極力低減することが望ましく、その上限を0.02％とする。なお、Ｓは無添加でも材質上の問題はないが、0.0005％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0005％以上の含有は許容される。
Ｓは、鋼中で硫化物系介在物となって存在する。この硫化物系介在物は冷間圧延中に伸張し加工時の割れ起点となるため、極力低減することが望ましく、その上限を0.02％とする。なお、Ｓは無添加でも材質上の問題はないが、0.0005％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0005％以上の含有は許容される。
sol.Al：0.01〜0.1％
Alは、溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その添加量がsol.Alで0.01％より少ないと効果に乏しく、一方0.1％を超えると脱酸効果が飽和する上に、Al2O3介在物が増加し、冷間加工性を劣化させる。したがって、添加量の範囲をsol.Alで0.01％以上、0.1％以下とする。
Alは、溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その添加量がsol.Alで0.01％より少ないと効果に乏しく、一方0.1％を超えると脱酸効果が飽和する上に、Al2O3介在物が増加し、冷間加工性を劣化させる。したがって、添加量の範囲をsol.Alで0.01％以上、0.1％以下とする。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、Ti、Nb、Al等と窒化物を形成する。冷間加工性の観点からは、Ｎをこれらの窒化物として極力析出させて固溶Ｎを低減することがより有利であり、Ｎの含有量は少ないほどよいことから、上限を0.005％とする。なお、Ｎは無添加でも材質上の問題はないが、0.0003％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0003％以上の含有は許容される。
Ｎは、Ti、Nb、Al等と窒化物を形成する。冷間加工性の観点からは、Ｎをこれらの窒化物として極力析出させて固溶Ｎを低減することがより有利であり、Ｎの含有量は少ないほどよいことから、上限を0.005％とする。なお、Ｎは無添加でも材質上の問題はないが、0.0003％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0003％以上の含有は許容される。
本発明の熱延鋼板の基本組成は上記の通りであり、残部はFeおよび不可避的不純物としてよい。ただし、特性改善のために、さらに下記の元素を添加してもよい。
Ｂ：0.0003〜0.0030％、Ti：0.002〜0.1％、Nb：0.002〜0.1％、Ｖ：0.002〜0.1％およびCr：0.01〜0.5％のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上
Ｂ：0.0003〜0.0030％、Ti：0.002〜0.1％、Nb：0.002〜0.1％、Ｖ：0.002〜0.1％およびCr：0.01〜0.5％のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上
まず、Ｂは、微量を添加すると、熱延板組織の粒径を大きくして冷間圧延性を向上するのに寄与する。そのためには、下限を0.0003％とする。しかし、0.0030％を超えて添加すると、逆に熱間圧延後にフェライト変態が起こり難くなって組織が微細化し、熱延板の強度が上昇して冷間圧延性を阻害するため、上限を0.0030％とする。
次に、Ti、Nb、ＶおよびCrは、微量を添加することによって炭、窒化物を形成し、鋼板への固溶ＣおよびＮの残留を防止して冷間圧延性を向上させる。従って、Ti、Nb、ＶおよびCrは、高い加工性および非時効性を確保するために単独または複合して添加する。Ti、NbおよびＶは0.002％未満、そしてCrは0.01％未満になると、ＣおよびＮを固定する効果が過小になり、所期した効果を得ることが難しくなる。一方、Ti、NbおよびＶは0.1％超、そしてCrは0.5％超になると、組織が微細化して熱延板の硬さが上昇すること、また固溶炭素が低下して変態点がさらに上昇して熱延板の組織を不均一にすることから、冷間圧延性を阻害することになる。
さらに、本発明では、熱延板の集合組織を規定することが、安定した冷間圧延を実現する上で重要である。すなわち、鋼板の幅方向端部域および幅方向内部域の集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足することが、肝要である。
記
Ｘ＝F1／(F2+F3) …（１）
ただし
F1:{001}<110>のODF強度
F2:{211}<110>のODF強度
F3:{111}<112>のODF強度
ここで、鋼板の幅方向端部域の集合組織は、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmすなわち幅方向中心側に50mmの位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとし、また幅方向内部域の集合組織は、鋼板の幅方向端縁から幅方向中心側に板幅の1/4の位置（以下、1/4位置という）の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとする。
記
Ｘ＝F1／(F2+F3) …（１）
ただし
F1:{001}<110>のODF強度
F2:{211}<110>のODF強度
F3:{111}<112>のODF強度
ここで、鋼板の幅方向端部域の集合組織は、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmすなわち幅方向中心側に50mmの位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとし、また幅方向内部域の集合組織は、鋼板の幅方向端縁から幅方向中心側に板幅の1/4の位置（以下、1/4位置という）の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとする。
上記ODF（orientation determination function）は３次元方位密度関数であり、３面以上の極点図より、級数展開法などにより求められ、３つのオイラー角で指定される特定の結晶方位がランダム方位に対して、どのくらい集積するかを示すものである。
すなわち、{001}<110>は、冷間加工に伴う加工硬化が小さく、冷間圧延性の向上に有利な結晶方位であり、その意味では多く集積することが重要である。ただし、{001}<110>のODF強度が極めて高い場合は、フェライト域圧延などの圧延性を不安定にする条件で圧延したことにより集積度が増大している場合であり、これは冷間圧延性の観点から好ましくない。
すなわち、{001}<110>は、冷間加工に伴う加工硬化が小さく、冷間圧延性の向上に有利な結晶方位であり、その意味では多く集積することが重要である。ただし、{001}<110>のODF強度が極めて高い場合は、フェライト域圧延などの圧延性を不安定にする条件で圧延したことにより集積度が増大している場合であり、これは冷間圧延性の観点から好ましくない。
逆に、{211}<110>や{111}<112>は、冷間加工したときの加工硬化が比較的大きいため、あまり、その集積を高めることは好ましくない。しかし、フェライト域圧延ではこれらの方位は生成しにくいので、集積が極めて低くなる。その意味では、{211}<110>や{111}<112>は、冷間圧延の安定性を示す（集積がある程度が高い方が安定性が高い）方位である。
このようにF1と、F2およびF3とは、加工硬化の大きさの指標としても、不安定域圧延の指標としても、数値の大小が逆に現れる、性質をもち、その比Ｘ＝F1／(F2+F3)で冷間圧延性を評価したところ、Ｘ：0.5〜1.0である必要性を見出した。すなわち、Ｘが0.5未満では加工硬化が大きく、圧延後期での圧延荷重が高くなる。一方、1.0を超えると、板厚方向および板幅方向で組織が不均一となり、冷間圧延の制御が難しくなる。
このようにF1と、F2およびF3とは、加工硬化の大きさの指標としても、不安定域圧延の指標としても、数値の大小が逆に現れる、性質をもち、その比Ｘ＝F1／(F2+F3)で冷間圧延性を評価したところ、Ｘ：0.5〜1.0である必要性を見出した。すなわち、Ｘが0.5未満では加工硬化が大きく、圧延後期での圧延荷重が高くなる。一方、1.0を超えると、板厚方向および板幅方向で組織が不均一となり、冷間圧延の制御が難しくなる。
ここで、上記した集合組織の規定を実現するには、ＣおよびMnの含有量に応じて仕上圧延温度を調整することが有利であり、詳しくは後述する。
なお、本発明の熱延鋼板の組織は、フェライト単相またはフェライト−パーライト相である。
なお、本発明の熱延鋼板の組織は、フェライト単相またはフェライト−パーライト相である。
次に、上記した熱延板の製造条件について説明する。
上記した成分組成を有する鋼素材、例えばスラブを熱間圧延に供して製造するが、その際、熱間圧延の仕上圧延を次の条件にて行う必要がある。
上記した成分組成を有する鋼素材、例えばスラブを熱間圧延に供して製造するが、その際、熱間圧延の仕上圧延を次の条件にて行う必要がある。
［仕上圧延の入側における、鋼板の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmまでの領域との温度差を30℃以内］
本発明では、冷間圧延を安定して行える冷間圧延用素材としての熱延板を提供することを所期しているために、熱延組織の均一性を高める必要がある。特に、炭素量の低い成分組成の薄鋼板では、変態点割れによって組織がとりわけ上記した端部域で大きく変化してしまう。このような事態を回避するためには、端部域の温度低下を抑制することが有効である。すなわち、この温度低下は仕上圧延の入側温度の幅方向分布に起因しており、端部域の温度低下を抑制するために、バーヒーターなどを適宜使用する必要がある。幅中央部（温度管理および機械的特性における幅方向内部域の代表部）と端部域との温度差が30℃を超えて低くなると、端部域と幅中央部との仕上圧延出側温度（FDT）を適正範囲に維持できなくなる。
本発明では、冷間圧延を安定して行える冷間圧延用素材としての熱延板を提供することを所期しているために、熱延組織の均一性を高める必要がある。特に、炭素量の低い成分組成の薄鋼板では、変態点割れによって組織がとりわけ上記した端部域で大きく変化してしまう。このような事態を回避するためには、端部域の温度低下を抑制することが有効である。すなわち、この温度低下は仕上圧延の入側温度の幅方向分布に起因しており、端部域の温度低下を抑制するために、バーヒーターなどを適宜使用する必要がある。幅中央部（温度管理および機械的特性における幅方向内部域の代表部）と端部域との温度差が30℃を超えて低くなると、端部域と幅中央部との仕上圧延出側温度（FDT）を適正範囲に維持できなくなる。
なお、幅中央と端部域との温度差は、コイルの長手方向でも多少変動するため、コイル長手方向の先端部、中央部および後端部の５ｍ長さ部分の３位置で温度測定を行って、それらの平均値をもって温度制御を行う。また、温度の測定対象は、鋼板の表面であり、以下の製造条件における仕上温度を含む温度表示はいずれも、鋼板表面の温度である。
［仕上圧延出側温度：870℃から930℃］
仕上圧延出側温度は、熱延板の組織制御に重要な条件である。仕上圧延出側温度が870℃未満では鋼板幅方向の特に端部域で変態点割れを生じて、ミクロ組織や結晶方位が不均一となる。仕上圧延出側温度が870℃以上であれば均一なミクロ組織が得られるが、930℃を超えるとスケール欠陥が出やすくなり、表面品質に悪影響を与えるため930℃以下とする。
さらに、上記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足する熱延板の集合組織を得るために、鋼板組成（とくにＣおよびMnの含有量）に応じて仕上圧延出側温度を上記870℃から930℃の範囲内でさらに適正に調整する。例えば、ＣおよびMnの含有量が低いとAr3変態温度が高くなるため、仕上圧延出側温度を高くしないとAr3変態点割れを生じ、上記Ｘが1.0を超える場合がある。
一方、Ar3変態点直上で圧延を行った場合、未再結晶域で圧延されたオーステナイトのフェライト変態に基づく変態集合組織が発達し、上記Ｘが0.5未満になる場合がある。前記変態集合組織はMn含有量の増加とともに強まる傾向があり、またＣ含有量が多いほど変態集合組織中の上記F2の集合組織（{211}<110>）が強くなる。そのためMnやＣの含有量を本願の上限値以下とする必要がある。
仕上圧延出側温度は、熱延板の組織制御に重要な条件である。仕上圧延出側温度が870℃未満では鋼板幅方向の特に端部域で変態点割れを生じて、ミクロ組織や結晶方位が不均一となる。仕上圧延出側温度が870℃以上であれば均一なミクロ組織が得られるが、930℃を超えるとスケール欠陥が出やすくなり、表面品質に悪影響を与えるため930℃以下とする。
さらに、上記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足する熱延板の集合組織を得るために、鋼板組成（とくにＣおよびMnの含有量）に応じて仕上圧延出側温度を上記870℃から930℃の範囲内でさらに適正に調整する。例えば、ＣおよびMnの含有量が低いとAr3変態温度が高くなるため、仕上圧延出側温度を高くしないとAr3変態点割れを生じ、上記Ｘが1.0を超える場合がある。
一方、Ar3変態点直上で圧延を行った場合、未再結晶域で圧延されたオーステナイトのフェライト変態に基づく変態集合組織が発達し、上記Ｘが0.5未満になる場合がある。前記変態集合組織はMn含有量の増加とともに強まる傾向があり、またＣ含有量が多いほど変態集合組織中の上記F2の集合組織（{211}<110>）が強くなる。そのためMnやＣの含有量を本願の上限値以下とする必要がある。
［熱間圧延後１秒以内に冷却を開始］
熱間圧延後にフェライト変態によって均一な組織を生じさせるためには、フェライト変態を促進する必要があり、圧延後１秒以内に冷却を開始する必要がある。冷却開始までの時間が１秒を超えると、変態前のオーステナイト粒が再結晶、そして粒成長し、フェライト変態が一部で遅れることになる。ここでの冷却速度は特に規定する必要はないが、好ましくは後述する条件に従って行う。
熱間圧延後にフェライト変態によって均一な組織を生じさせるためには、フェライト変態を促進する必要があり、圧延後１秒以内に冷却を開始する必要がある。冷却開始までの時間が１秒を超えると、変態前のオーステナイト粒が再結晶、そして粒成長し、フェライト変態が一部で遅れることになる。ここでの冷却速度は特に規定する必要はないが、好ましくは後述する条件に従って行う。
［仕上圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上］
熱間圧延後１秒以内に冷却を開始して高温域での滞留を回避し、さらに、750℃までの温度域を10℃/s以上で冷却させる必要がある。なぜなら、750℃までの平均冷却速度が10℃/s未満では、フェライト変態が一部不均一に生じて材質を不均一にする、おそれがある。
熱間圧延後１秒以内に冷却を開始して高温域での滞留を回避し、さらに、750℃までの温度域を10℃/s以上で冷却させる必要がある。なぜなら、750℃までの平均冷却速度が10℃/s未満では、フェライト変態が一部不均一に生じて材質を不均一にする、おそれがある。
［550℃から700℃の温度域にて鋼板を巻取る］
熱間圧延後の巻取り冷却過程において、固溶ＣおよびＮを抑制するには、セメンタイトやAlNの析出を促進させる必要がある。この析出は、巻取り温度が550℃未満では不十分となり、固溶ＣおよびＮによる熱延板の硬質化が生じてしまう。一方、700℃を超えると、粒径が不均一になることや、本発明の炭素量範囲ではセメンタイトの析出の駆動力が小さく固溶Ｃが残る可能性があることから、700℃以下とする。
熱間圧延後の巻取り冷却過程において、固溶ＣおよびＮを抑制するには、セメンタイトやAlNの析出を促進させる必要がある。この析出は、巻取り温度が550℃未満では不十分となり、固溶ＣおよびＮによる熱延板の硬質化が生じてしまう。一方、700℃を超えると、粒径が不均一になることや、本発明の炭素量範囲ではセメンタイトの析出の駆動力が小さく固溶Ｃが残る可能性があることから、700℃以下とする。
表１に示す成分組成に溶製した鋼を用いて、表２に示す各条件に従って熱間圧延を施し、板厚２mmおよび板幅800mmの熱延鋼板を製造した。かくして得られた熱延鋼板について、ミクロ組織および引張特性を調査した。引張試験はJIS５号試験片を用いてJIS Ｚ2241に準拠して行った。
また、熱延鋼板のＸ値についても、次のように測定した。すなわち、熱延板の幅方向端部から50mmと同端部から板幅の1/4との位置にて、それぞれ30mmφの面積部分を打ち抜いた鋼片を板厚の1/4部分が露出するまで研削した後、その露出面をナイタール液にてマクロ組織が確認できるまで腐食し、（110）、（220）および（211）の３面につき、反射法にて極点図を作成し、これら極点図から級数展開法により上記したODFを算出した。
さらに、得られた熱延鋼板を冷間圧延に供して、冷間圧延性を評価した。ここで、冷間圧延性は、圧下率95％の圧延における降伏強さにて圧延負荷を評価し、圧延の変動性は鋼板幅中央部に対する端部域の前記降伏強さの比にて評価を行った。
表２から、本発明に従う熱延鋼板はいずれも、95％圧延時の降伏強さが830MPa未満と低く、冷延負荷が小さいとともに、幅方向での強度変動も小さく、冷間圧延性に優れることがわかる。
Claims (3)
- 質量％で
Ｃ：0.015〜0.035％、
Si：0.2％以下、
Mn：0.05〜0.35％、
Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.01〜0.1％および
Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmまでの領域および幅方向端縁から板幅の1/4の位置の、板表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5〜1.0の範囲を満足することを特徴とする熱延鋼板。
記
Ｘ＝F1／(F2+F3) …（１）
ただし
F1:{001}<110>のODF強度
F2:{211}<110>のODF強度
F3:{111}<112>のODF強度 - 前記成分組成は、さらに質量％で
Ｂ：0.0003〜0.0030％、
Ti：0.002〜0.1％、
Nb：0.002〜0.1％、
Ｖ：0.002〜0.1％および
Cr：0.01〜0.5％
のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。 - 請求項１または２に記載した成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施す際に、仕上圧延の入側における、鋼板の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmまでの領域との温度差を30℃以内にするとともに、仕上圧延出側温度を870℃から930℃とし、該熱間圧延後１秒以内に冷却を開始し、前記仕上圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とし、その後、550℃から700℃の温度域にて鋼板を巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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