JP2016529394A - 加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、家電、自動車などの素材として適用される熱延鋼板に関するもので、より詳細には、加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板及びこれを製造する方法に関する。このため、本発明では、極低炭素系のアルミニウムキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を活用し、その合金元素及び製造条件を最適化することにより、加工性及び耐時効性にすべて優れた熱延鋼板を提供することができる。

Description

本発明は、加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法に関する。
家電や自動車などの素材として適用される鋼は、耐食性、耐時効性、成形性などの特性が求められる。
ここで、成形性（Ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）とは、破断（ｆｒａｃｔｕｒｅ、ｔｅａｒ−ｏｆｆ、ｎｅｃｋ）または形状不良（ｗｒｉｎｋｌｅ、ｓｐｒｉｎｇ−ｂａｃｋ、ｓｃｒａｔｃｈ、ｇａｌｌｉｎｇなど）がなく、所望する形状に成形される程度を示す意味として用いられる。このような成形性は工業的に変形モードによって分類されることができ、上記変形モードは大きく絞り（ｄｒａｗｉｎｇ）成形、ストレッチ（Ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ）成形、曲げ（Ｂｅｎｄｉｎｇ）成形及び伸びフランジ（Ｓｔｒｅｔｃｈ−Ｆｌａｎｇｉｎｇ）成形などの４つの加工モードに区分することができる。
上記加工モードのうち、ストレッチ（Ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ）成形は、ダイと素材の接触面における素材の流入がほとんどないため、深絞り成形に比べて成形工程が単純で、主に素材の延性能力（延伸率）と密接な関係を有する加工モードであり、絞り成形とは異なって金型条件の影響が小さいことが知られている。
これに対し、深絞り性と関連する絞り（Ｄｒａｗｉｎｇ ｄｉｅ）成形は、絞りダイ（Ｄｒａｗｉｎｇ ｄｉｅ）上に素材を置いて、ブランクホルダ（ｂｌａｎｋ ｈｏｌｄｅｒ）による加圧状態でパンチをダイ溝内に押印して成形する方法で、板材の外径が減少するという特徴を有する。よって、材質特性のうち厚さ方向の変形率に対する幅方向の変形率として示されるランクフォード値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ値、以下、ｒ値）と大きく関連すると知られている。
特に、圧延方向に対して方向別に測定したｒ値によって下記式１から測定される平均塑性変形比の値（以下、ｒ−ｂａｒ値と称する）及び下記式２から測定される塑性異方性の値（以下、△ｒ値と称する）は絞り性を示す代表的な材質特性値である。
ｒ−ｂａｒ値＝（ｒ０＋ｒ９０＋２ｒ４５）／４ …［式（１）］
△ｒ値＝（ｒ０＋ｒ９０−２ｒ４５）／２ …［式（２）］
（ここで、ｒｉは圧延方向からｉ°方向で採取した試片から測定されたｒ値を示す。）
上記式において、ｒ−ｂａｒ値が大きいほど絞り加工時に成形カップの深さを増加させることができるため深絞り成形性がよいと判断することができる。
また、カップ加工時の重要な品質特性のうちの一つである面内異方性（Ｐｌａｎａｒ Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）とは、素材の物理的性質及び機械的性質が方向性を有する程度を示す。面内異方性は、根本的に塑性変形などを受けたそれぞれの結晶粒が強い方向性を示すことに起因するもので、もし加工などを経た結晶粒がランダムに存在すればこれらの結晶は方向性を持たなくなって面内異方性が大きくならない可能性がある。
しかし、一般に、鋼板内の結晶粒は強い方向性を示すため、加工を行うと塑性挙動の異方性として表れるようになる。面内異方性が増加するとカップ加工時に成形後のカップの異方性によって加工部において部位別に成形カップの高さの差異を示す耳発生（Ｅａｒｉｎｇ）が増加して加工不良及び素材の損失が増加するという問題点がある。面内異方性の尺度として用いられる△ｒ値が０に近いほどすべての方向への変形率が一定であり等方的（Ｉｓｏｔｒｏｐｉｃ）な性質を示すため、絞り加工時に△ｒ値を適切に管理することも非常に重要である。
一方、鋼の耐時効性及び加工性を確保するための方案として、従来では中低炭素アルミニウム−キルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を用いて熱間圧延及び冷間圧延を行った後、相焼鈍方法によって鋼中の固溶炭素及び窒素を効率的に制御することにより加工性を確保した。
しかし、この場合、熱処理作業が長時間かかることにより、生産性が低下するだけでなく、不均一な加熱及び冷却パターンによってコイル内の材質偏差が増加するという問題点が発生していた。
上記問題点を解決するために、連続焼鈍法による耐時効性を有する加工用素材の場合、極低炭素鋼に固溶元素を析出させるための炭窒化物形成元素であるチタン（Ｔｉ）、ニオビウム（Ｎｂ）などの元素を添加することにより所望する特性を得る方案が提示された。
しかし、この場合も、高価な元素の添加によって生産原価が上昇するとともに、鋼の表面特性が劣化するという問題点が発生していた。また、製鋼においてこれら元素を添加しても、熱間圧延段階で無秩序な集合組織が形成されることによりカッピング（Ｃｕｐｐｉｎｇ）性などの加工性を確保することが困難であった。
これにより、加工用素材の場合、熱延材を原板として用いて冷延及び焼鈍工程を行うことにより、所望する再結晶集合組織を形成する方案が適用されるのが実情である。しかし、上記の場合も、合金元素の添加による材料費の増加及び追加工程が必要となることから加工費が増加するという問題がある。
したがって、現在は、原価節減及び工程省略の側面で熱延材を活用した加工用素材の特性の確保及び製造に関する関心が集中している。
これに関連する特許文献１は、０．０１〜０．０８％のＣ鋼にＭｎ及びＢを一部添加してＡｒ３の変態温度を低くし、１１５０℃で再加熱した後、Ａｒ３変態温度以上で１次巻取して接合する連連続加工方法で極薄熱延材を製造する方法において、最終巻取を５００℃以上で行うことにより、加工用極薄熱延鋼板を製造することができるとした。しかし、この場合、熱延材の延伸率を４５％以上確保してストレッチ加工性は確保できたが、絞り加工に対する改善効果は表れなかった。
また、特許文献２では、チタン（Ｔｉ）及び／またはニオビウム（Ｎｂ）を添加した極低炭素鋼を活用して連連続熱間圧延工程を通じてフェライト単相域で仕上げ熱間圧延を行った後、仕上げ熱間圧延温度と巻取温度の差を１００℃以下に管理することにより、自己焼鈍（Ｓｅｌｆ−ａｎｎｅａｌｉｎｇ）効果によって絞り性を確保することができると提案した。しかし、この場合も、鋼内の固溶元素を固着するためにニオビウム（Ｎｂ）のような高価な合金元素を添加しなければならないだけでなく、熱間圧延工程における再結晶粒を確保するために仕上げ圧延温度及び巻取温度の厳格な管理が求められることにより、操業において安定的な生産を行うことが困難であるという問題点があった。
特開平９−２２７９５０号公報 特開平２−１４１５２９号公報
本発明の一側面は、家電や自動車などに用いられる絞り加工用高強度熱延鋼板を提供することである。より詳細には、炭窒化物形成元素であるＴｉ及びＮｂなどの元素を含まない極低炭素アルミニウム−キルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を活用して合金元素、元素間の重量比率及び製造方法を適切に制御することにより、耐時効性及び成形性に優れた熱延鋼板及びその製造方法を提供しようとするものである。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｎ：０．０７〜０．８％、Ｓｉ：０．０３％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含み、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比が４〜１４である加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板を提供する。
また、本発明は、上記組成を満たす鋼材を１１００〜１２００℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼材を６００℃〜（Ａｒ３−５０℃）の熱間仕上げ圧延温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板の巻取をする段階と、上記巻取された熱延鋼板をデスケーリングする段階と、を含み、上記熱間圧延時に圧延ロールと鋼材の摩擦係数が０．０５〜２．０であり、全てのスタンドの総圧下率（Ｒｔ）に対する後段２パスの圧下率（Ｒｆ）の比（Ｒｆ／Ｒｔ）が０．２〜０．３である加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供する。
さらに、上述の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の多様な特徴とそれによる長所及び効果は以下の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解することができる。
本発明によれば、鋼の合金成分だけでなく製造条件を最適化することにより、ストレッチ加工性、絞り加工性及び耐時効性にすべて優れるため加工用素材として適用するのに適した熱延鋼板を提供することができる。
特に、本発明は、従来の冷延鋼板を代替することができる熱延鋼板を提供することにその意義がある。
本発明の発明者らは、従来の冷延鋼板の水準の絞り性を確保するとともに、耐時効性を確保することによって冷延鋼板を代替することができる熱延鋼板を提供するために深く研究した結果、合金の成分組成及び製造工程、特に圧延工程の制御から後続する付加的な熱処理を行わなくとも、絞り加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板を製造することができることを見出し、本発明を完成させた。
以下では、本発明による加工用熱延鋼板及びこれを製造する方法に対する実施例について詳細に説明するが、本発明は下記実施例に制限されるものではない。したがって、該当分野において通常の知識を有するものであれば本発明の技術的思想を外れない範囲内で本発明を多様な形態で具現することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｎ：０．０７〜０．８％、Ｓｉ：０．０３％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含み、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比が４〜１４であることを特徴とする。
以下、本発明の熱延鋼板においてこのように合金成分を制限した理由について詳細に説明する。このとき、特別な記載がない限り、各成分の含量は重量％を意味する。
Ｃ：０．０００１〜０．００３％
炭素（Ｃ）は、鋼板の強度向上のために添加される元素であるが、鋼中に固溶元素として存在する場合、時効を起こす可能性がある代表的な元素である。このようなＣの含量が０．００３％を超過すると、鋼内の固溶炭素の増加により、最終熱延板で材質を確保することができないだけでなく、鋼の時効性にも悪影響を及ぼし、また、固溶元素の増加によって絞り加工性が著しく劣化するという問題がある。これに対し、Ｃの含量が０．０００１％未満である場合、製鋼工程において極限まで炭素含量を制御するために合金鉄の価格が急激に上昇するとともに、製鋼操業性が著しく低下するという問題がある。したがって、本発明では目標とする加工性及び耐時効性を安定的に確保するためにＣの含量を０．０００１〜０．００３％に管理することが好ましい。
Ｍｎ：０．０７〜０．８％
マンガン（Ｍｎ）は、硫黄（Ｓ）によって誘発される赤熱脆性を防止し、目標とする強度を確保するために０．０７％以上添加することが好ましい。但し、Ｍｎの含量が０．８％を超過すると、固溶元素の残存によって絞り加工性が劣化するだけでなく、微細偏析（ｍｉｃｒｏ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）を起こして成形性を悪化させる要因になる。したがって、本発明ではＭｎの含量を０．０７〜０．８％に管理することが好ましい。
Ｓｉ：０．０３％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、酸素などと結合して鋼の表面に酸化層を形成してめっき性及び表面特性を劣化させる元素であるため、その含量を最大限に抑制することが好ましい。但し、製鋼工程を考慮してその上限を０．０３％以下に制限する。
Ａｌ：０．０３〜０．０８％
アルミニウム（Ａｌ）は、アルミニウム−キルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼で脱酸剤及び時効による材質の劣化を防止する目的で添加する元素である。上述の効果を得るために、Ａｌを０．０３％以上添加する必要があるが、添加し過ぎると脱酸の効果が飽和するだけでなく、アルミニウム−オキサイド（Ａｌ２Ｏ３）のような表面介在物が急増して熱延材の表面特性を悪化させるという問題点があるため、その含量の上限を０．０８％に管理することが好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００２％
ボロン（Ｂ）は、鋼内の固溶元素と結合してボロン（Ｂ）系析出物を形成して加工性及び耐時効性を改善させ、析出物の形成によって高温維持条件でも鋼の結晶粒の成長を抑制してフェライトの粒子を微細化するという効果がある。上述の効果を得るために、Ｂを０．０００５％以上添加することが好ましいが、Ｂの含量が多すぎるとむしろ加工性を劣化させるという問題があるためその含量の上限を０．００２％に管理することが好ましい。
Ｎ：０．０００５〜０．００２０％
窒素（Ｎ）は、鋼内に侵入して強化特性を示す代表的な侵入型強化元素で、目標とする強度特性を確保するのに有利な元素である。上述の効果を得るために、Ｎを０．０００５％以上添加することが好ましいが、Ｎの含量が多すぎると耐時効性が急激に悪くなるだけでなく、製鋼段階で脱窒に対する負担が増加して製鋼作業性が悪化するという問題があるため、その含量の上限を０．００２０％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．０５％以下
リン（Ｐ）は、鋼中の固溶元素として存在しながら固溶強化を起こして鋼の強度及び硬度を向上させるのに有用な元素である。但し、Ｐの含量が０．０５％を超過すると、鋳造時に中心偏析を起こし、加工性が低下するという問題がある。したがって、本発明ではＰの含量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１５％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合して腐食開始点の役割をする非金属介在物を形成し、赤熱脆性（ｒｅｄ ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）の要因になり得るため、なるべくその含量を低減させることが好ましい。但し、製鋼工程を考慮してＳの下限を０．００１％に制限する。さらに、Ｓの含量が多すぎると、Ｓの一部が鋼中のＭｎと結合してマンガン−硫酸塩（ｓｕｌｆｉｔｅ）系析出物のサイズを粗大化させるという問題があるためその含量の上限を０．０１５％に制限する。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では原料または周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入される可能性があるためこれを排除することはできない。これら不純物は、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書でそのすべての内容を特に言及しない。
上記のように組成される鋼材で耐時効性及び絞り加工性を確保することにより素材の特性を改善させ、目標とする物性を得るためには、鋼内の元素と結合して炭化物、窒化物系の析出物を形成する元素の含量比を制御することが好ましい。
本発明では、上述の成分範囲を有する熱延鋼板において、窒化物を形成する添加元素のうちＡｌの場合、熱延鋼板の耐時効性及び絞り加工性を確保するために、Ａｌ、Ｂ及びＮの含量比を下記関係式１を満たすように制御することが好ましい。
０．０２５≦（Ａｌ×Ｂ）／Ｎ≦０．０７ …［関係式（１）］
（上記関係式１においてＡｌ、Ｂ、Ｎの単位は重量％である。）
本発明において、（Ａｌ×Ｂ）／Ｎが０．０２５未満である場合、鋼内に固溶状態で存在するＮの量が増加して最終製品の耐時効性及び加工性を低下させるのに対し、（Ａｌ×Ｂ）／Ｎが０．０７を超過すると、耐時効性の確保の側面では効果的であるが、熱延板の再結晶温度を上昇させ、高価な合金元素の添加量が増加して製造原価を上昇させる要因になる。したがって、本発明では優れた耐時効性及び絞り加工性を確保するために、Ａｌ、Ｂ及びＮの含量比（（Ａｌ×Ｂ）／Ｎ）を０．０２５〜０．０７に制限することが好ましい。
また、本発明において鋼に添加された炭素はセメンタイトのような炭化析出物として存在するか、または母相であるフェライト相内に固溶状態の固溶炭素として存在する。そのうち、母相に固溶状態で存在する固溶炭素は、時間の経過に伴い、鋼の材質の変化を起こす時効の原因として作用する。よって、固溶炭素の含量を冷却、析出などの方法によって管理することが好ましい。
したがって、本発明の熱延鋼板は固溶炭素量を５ｐｐｍ以下に管理することが好ましい。上記固溶炭素量が５ｐｐｍを超過すると、鋼内の固溶元素によって耐時効性が劣化して加工性が確保できないという問題がある。
本発明では、鋼の成形性と密接な関連がある集合組織ファイバー（Ｆｉｂｅｒ）の面強度比を制御することにより、目的とする絞り加工性を確保することができる。
一般に、結晶内部に生成された一定の面と方位を有する配列を集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）とし、これら集合組織が一定の方向に帯状（ｂａｎｄ）に発達した様相を集合組織ファイバーとする。そのうち、集合組織の（１１１）面に直角な方向に生成される方位の集合組織群をガンマ（γ）−ファイバーとし、＜１１０＞方位に平行な面に形成された集合組織群をアルファ（α）−ファイバーとする。
このように、結晶の集合性を示す集合組織は絞り加工性と密接な関係を有する。また、これら集合組織のうち（１１１）面に直角に生成されるガンマ（γ）−ファイバー成分の面強度の値が高いほど絞り加工性が改善されることが知られている。一方、本発明では＜１１０＞方位に平行に発達するアルファ（α）−ファイバーの面強度比との複合的な関係が絞り性に直接的な連関性が大きいことを突き止め、これらを指標化して管理することにより絞り加工性を確保することができる。
より具体的には、本発明の一側面による熱延鋼板は、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比を４〜１４の水準に管理することにより、適切な絞り加工性を確保することができる。
ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比が４未満である場合、絞り加工に有利な（１１１）面への集合組織の形成が十分ではないため目的とする絞り加工性を確保することができない。これに対し、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比が１４を超過すると、加工性には優れるが、異方性が増加するにつれて耳発生（Ｅａｒｉｎｇ）の現象が激しく素材の損失が増加するという問題がある。
このとき、ガンマ（γ）−ファイバーの集合組織は（１１１）＜１２１＞、（１１１）＜１１２＞及び（５５４）＜２２５＞のうち１種以上の集合組織であることが好ましく、上記アルファ（α）−ファイバーの集合組織は（００１）＜１１０＞、（１１２）＜１１０＞及び（２２５）＜１１０＞のうち１種以上の集合組織であることが好ましい。
本発明の熱延鋼板は、その微細組織として面積分率９０％以上のフェライトを含むことが好ましい。もし、フェライト相が９０％未満である場合、熱延鋼板内の高転位密度によって加工性が著しく低下して絞り加工時に加工クラック（Ｃｒａｃｋ）が発生するという問題点がある。
本発明の熱延鋼板は、フェライトの他にも一部析出したセメンタイトを含むことができる。
このような本発明の熱延鋼板は、平均塑性変形比（ｒ−ｂａｒ）値１．３以上、塑性異方性（△ｒ）値０．１５以下を確保することができ、４０％以上の延伸率及び２ｋｇｆ／ｍｍ２以下の時効指数を有する熱延鋼板で、加工性及び耐時効性に優れる。
さらに、本発明の熱延鋼板は、極薄鋼板として製造されるために、その厚さを０．８〜２．４ｍｍに制御することが好ましい。
以下、本発明の一側面による熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
本発明による熱延鋼板は、上記合金成分を満たす鋼材を再加熱−熱間圧延−巻取−デスケーリングする工程によって製造することができる。以下、各工程について詳細に説明する。
再加熱工程
上述の成分組成を満たすアルミニウム−キルド鋼材を再加熱することが好ましい。このとき、再加熱工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行い、目的とする物性を確保する目的で行われるものであるため、目的に合わせて適切な温度範囲内で行われることが好ましい。
本発明では、初期オーステナイト組織を可能な限り粗大化させることができるオーステナイト単相域で鋼材の再加熱を行うことが好ましい。より具体的には、上記鋼材は１１００〜１２００℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。上記再加熱温度が１１００℃未満である場合、アルミニウム−ナイトライド（ＡｌＮ）の析出が抑制されるという問題がある。これに対し、上記再加熱温度が１２００℃を超過すると、熱延ロール（ｒｏｌｌ）の間の通過時間が増えるにつれて結晶粒の異常成長が発生して製品加工性を低下させる可能性があり、表面スケールが増加して表面欠陥の発生の可能性が高くなるという問題がある。
熱間圧延工程
上記再加熱された鋼材を熱間仕上げ圧延して熱延鋼板に製造することができる。
このとき、熱間仕上げ圧延は６００℃〜（Ａｒ３変態点−５０℃）のフェライト単相域で行うことが好ましい。即ち、低温フェライト温度域で熱間仕上げ圧延を行うことが好ましい。
このように、フェライト温度域で熱間圧延を行う場合、後続する冷却過程でフェライト域で再結晶された微細組織を確保することができる。
上記熱間仕上げ圧延は６００〜８００℃で行われることがより好ましい。熱間仕上げ圧延温度が６００℃未満である場合、加工性の確保の側面で有利であるが、後続する巻取工程で巻取温度の確保が困難であるため熱間圧延の負荷を増加させ、連続作業性を著しく低下させるという問題がある。これに対し、熱間仕上げ圧延温度が８００℃を超過すると、熱間圧延段階における加工フェライト分率が低くなって再結晶が行われるための駆動力が減少して加工性を確保することが困難であるという問題がある。
特に、本発明では、上記熱間仕上げ圧延時の入口側において微細組織は、加工フェライト、変態フェライト、及びオーステナイトを含むことが好ましい。このとき、上記加工フェライトは面積分率で５〜２０％含むことがより好ましい。
上記加工フェライトの分率が５％未満である場合、熱間仕上げ圧延の出口側における目標温度の確保が困難であり、十分な加工性の確保が困難である。これに対し、２０％を超過すると、熱間圧延時に圧延負荷が増加して作業性を著しく低下させるという問題がある。
さらに、従来の冷延鋼板と同等またはそれ以上の加工性を有する熱延鋼板を提供するために、上述のような集合組織、即ち、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の形成を発達させて高い平均塑性変形比（ｒ−ｂａｒ）値及び低い塑性異方性（△ｒ）値を確保することにより、加工後の変形が均一であるため所望する部品への製造が容易になるように制御することが好ましい。
このように、本発明では、絞り加工性を確保するために、熱間圧延時に潤滑圧延を行うことが好ましい。このとき、圧延ロール（ｒｏｌｌ）と鋼材の摩擦係数を０．０５〜０．２０に制御することが好ましい。
上記圧延ロールと鋼の摩擦係数が０．０５未満である場合、熱間圧延時に鋼の表面ですべり現象が発生して適正な圧延及び表面特性を確保することができない。これに対し、上記ロールと鋼の摩擦係数が０．２０を超過すると、ロールの疲労特性が劣化してロールの寿命が短縮するだけでなく、鋼板の表面に加工性に不利なせん断帯（Ｓｈｅａｒ ｂａｎｄ）が形成されて製品の加工性が低下するという問題がある。即ち、摩擦係数が０．２０を超過すると、表面に（１１２）＜１１０＞の成分を有するアルファ（α）−ファイバーのせん断集合組織（Ｓｈｅａｒ−Ｔｅｘｔｕｒｅ）が形成されて、圧延後の加工性に有利なガンマ（γ）−ファイバーの集合組織の形成を抑制するため、目標とする絞り加工性を確保することができなくなる。
本発明では、上記圧延ロールと鋼材の摩擦係数を制御するとともに、圧延段階別のロールの押下配分を制御することにより、目的とする絞り加工性をより有利に確保することができる。熱間圧延時の押下配分は、操業の作業性及び鋼の回復、再結晶挙動を含む鋼の相分率とも密接な関係を有する。
より具体的には、全てのスタンドの総圧下率（Ｒｔ）に対する後段２パス（ｐａｓｓ）の圧下率（Ｒｆ）の比（Ｒｆ／Ｒｔ）が０．２〜０．３を満たすように制御することが好ましい。
圧下率比、即ち、（Ｒｆ／Ｒｔ）が０．３を超過すると、後段ロール（ｒｏｌｌ）の圧延負荷が増加して目的とする厚さの熱延鋼板を確保することが困難であるだけでなく、厚さの偏差が発生するという問題があり、圧下率比、（Ｒｆ／Ｒｔ）が０．２未満である場合、再結晶のための駆動力が減少して所望する集合組織の形成が困難であるため絞り加工性の確保が困難であるという問題がある。
上記のような熱延条件で仕上げ熱間圧延を行うことにより、従来の熱延鋼板では確保することができなかった１．３以上の平均塑性変形比（ｒ−ｂａｒ）値と０．１５以下の塑性異方性（△ｒ）値を確保することができる。
冷却工程
上記熱間圧延を完了した後、固溶元素の析出のために冷却する過程をさらに含むことができる。本発明では、目標とする特性を確保するために、ランアウトテーブル（ＲＯＴ：Ｒｕｎ−Ｏｕｔ−Ｔａｂｌｅ）で８０〜１５０℃／秒の冷却速度で冷却を行うことにより、固溶元素の量を適正化することが好ましい。上記冷却速度が８０℃／秒未満である場合は、鋼内の固溶効果を最適化することができないため本発明で目標とする耐時効性及び加工性を確保することができない。これに対し、１５０℃／秒を超えた冷却速度で冷却する場合は、後続する工程における固溶元素の析出の側面では有利であるが、鋼の形状の制御が困難であるため通板性を劣化させるという問題がある。
巻取工程
上記熱間圧延または冷却の後に巻取をすることができる。本発明において、上記巻取段階は、加工されたフェライト組織の再結晶、及び熱間圧延段階で構築された集合組織の再配列が行われる工程である。したがって、巻取工程を最適化することによって目的とする耐時効性及び絞り加工性を確保することができる。
上記巻取は５５０〜６５０℃で行うことが好ましい。
巻取時の巻取温度が５５０℃未満である場合、鋼内の固溶Ｎの析出挙動が不十分であるため、最終熱延鋼板の耐時効性の低下及び一部の未再結晶粒の発生のため絞り加工性を確保することができない。これに対し、上記巻取温度が６５０℃を超過すると、再結晶及び材質の軟化には有利であるが、結晶粒の異常成長によって加工材の表面にオレンジの表面のような形状の加工欠陥が発生するオレンジピール（Ｏｒａｎｇｅ−ｐｅｅｌ）のような欠陥を誘発して絞り性が低下する。
上記のような巻取工程を経た本発明の熱延鋼板は再結晶率が９０％以上であるフェライト相を含む。このとき、析出されたセメンタイトを一部含むことができる。ここで、セメンタイト分率は０．１〜０．８％であることが好ましい。もし、フェライト相の再結晶率が９０％未満である場合は、熱延鋼板内の高い転位密度によって加工性が著しく低下して絞り加工時に加工クラック（ｃｒａｃｋ）が発生するという問題点がある。
デスケーリング工程
通常、熱延鋼板の表面の酸化層を除去するために、デスケーリング工程を行う。よって、本発明では、上記熱延鋼板の表面の酸化層を除去するという効果を得るとともに、熱延鋼板の表面に適切な圧縮応力を導入して転位密度、その中でも、可動転位密度が大きく増加したフェライト結晶粒を生成することにより固溶元素による転位の固着現象を減少させて素材の耐時効性を向上させるために、デスケーリング工程を行う。
上記のような目的を達成するために、本発明では、ショットブラスト（Ｓｈｏｔ Ｂｌａｓｔｉｎｇ）のような機械的デスケーリングを適用することが好ましい。
また、０．０５〜０．１５ｍｍの直径を有するショットボール（ｓｈｏｔ ｂａｌｌ）を用いてショットブラストを行うことがより好ましい。上記ショットボールの直径が０．０５ｍｍ未満の場合は、熱延鋼板の表面層の機械的剥離の効果が小さいため本発明が確保しようとするほどの残留応力の効果を確保することが困難である。これに対し、上記ショットボールの直径が０．１５ｍｍを超過すると、熱延鋼板の表面の最大粗さが急激に上昇して加工時に加工亀裂が発生する要因として作用するという問題がある。
また、ショットブラストの噴射速度は２５〜６５ｍ／ｓに制御することが好ましい。上記噴射速度が４０ｍ／ｓ未満である場合は、熱延鋼板の表面層に作用するショットボールの衝撃圧力が低いため所望する耐時効性及び加工性の確保が困難である。これに対し、上記噴射速度が６５ｍ／ｓを超過すると、表面硬化層の深さが熱延鋼板の厚さ方向に１０％以上形成されることにより不均一な加工を誘発する要因として作用するという問題がある。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例１）
下記表１に示されているような成分組成を有する鋼材を製作した後、それぞれの鋼材を下記表２に示された条件で再加熱、熱間圧延、巻取及びデスケーリングの段階を経て最終熱延鋼板として製造した。
その後、各条件によって製造された熱延鋼板に対して、引張強さ、塑性変形比、塑性異方性、絞り加工性、ストレッチ加工性及び耐時効性を測定して下記表３に示した。
Figure 2016529394
Figure 2016529394
Figure 2016529394
上記表１〜３に示されているように、本発明で提案した範囲をすべて満たす発明例１−１〜１−６の場合、各条件別の相分率、材質及び集合組織の面強度比を本発明で目的とする範囲内で確保することができただけでなく、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性にすべて優れた高強度熱延鋼板を提供することができることが確認できた。即ち、本発明鋼の場合、本発明の製造条件下で固溶元素の制御によって変形時効現象を抑制し、また、絞り加工性に有利な集合組織を効率的に制御することができるため、面強度比及び相分率も管理範囲を満たすことにより加工性を確保することができる。
これに対し、比較例１−１〜１−６のように、本発明が提案する発明鋼を用いたにもかかわらず、本発明が提案する製造方法を外れた場合は、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性にすべて優れた高強度熱延鋼板を確保できないことが確認できた。
また、比較例１−７〜１−１０のように、本発明で提案する製造方法で製造したにもかかわらず、本発明が提案する鋼を外れる場合は、同様に耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性にすべて優れた高強度熱延鋼板を確保できないことが確認できた。
さらに、比較例１−１１の場合、本発明が提案する範囲を外れる鋼及び製造方法で製造された熱延鋼板で、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性のすべてが劣位な熱延鋼板を確保することが確認できた。
（実施例２）
下記表４に示されているように、成分組成を有する鋼材に対して下記表５に示された条件で再加熱、熱間圧延、巻取及びデスケーリングの段階を経て最終熱延鋼板として製造した。
その後、上記それぞれの熱延鋼板に対して微細組織、塑性変形比、塑性異方性、絞り加工性、ストレッチ加工性及び耐時効性を測定し、その結果を下記表６に示した。
Figure 2016529394
Figure 2016529394
Figure 2016529394
上記表４〜６に示されているように、本発明で提案した成分範囲をすべて満たす鋼材を用いて本発明で提案する製造方法によって製造された発明例２−１〜２−６の場合、微細組織の分率、材質（塑性変形比及び塑性異方性の値）及び集合組織の面強度比が本発明で目的とする範囲内で確保することができるだけでなく、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性にすべて優れた熱延鋼板を提供できることが確認できた。
即ち、本発明鋼の場合、本発明の製造条件下で変形時効現象を抑制し、また、絞り加工性に有利な集合組織を効率的に制御することができるため、面強度比及び微細組織の分率も管理範囲を満たすことにより、目標水準の加工性を確保することができる。
これに対し、比較例２−１〜２−６のように、本発明が提案する発明鋼を用いたにもかかわらず、本発明が提案する製造方法を満たさない場合、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性のうちいずれか一つ以上が劣位であった。即ち、耐時効性及び加工性をすべて優れるように有する熱延鋼板を確保できないことが確認できた。
また、比較例２−７〜２−１０のように、本発明で提案する製造方法で製造したにもかかわらず、本発明が提案する成分組成を外れた場合も、同様に耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性のうちいずれか一つ以上が劣位であるため、耐時効性及び加工性にすべて優れた熱延鋼板を確保できないことが確認できる。
さらに、比較例２−１１は、本発明が提案する成分組成及び製造条件をすべて満たさない場合で、耐時効性、ストレッチ加工性及び絞り加工性のすべてが劣位な熱延鋼板が得られたことが確認できる。

Claims (15)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｎ：０．０７〜０．８％、Ｓｉ：０．０３％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含み、ガンマ（γ）−ファイバー／アルファ（α）−ファイバーの集合組織の面強度比が４〜１４である、加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  2. 前記Ａｌ、Ｂ及びＮは下記関係式１を満たす、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
    ０．０２５≦（Ａｌ×Ｂ）／Ｎ≦０．０７ ・・・［関係式（１）］
    （前記関係式１においてＡｌ、Ｂ及びＮの単位は重量％である）
  3. 前記熱延鋼板は固溶炭素量が５ｐｐｍ以下である、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  4. 前記熱延鋼板の平均塑性変形比（ｒ−ｂａｒ）値は１．３以上、塑性異方性（△ｒ）値は０．１５以下である、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  5. 前記熱延鋼板は面積分率で９０％以上のフェライト相を含む、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  6. 前記熱延鋼板は０．８〜２．４ｍｍの厚さを有する、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  7. 前記熱延鋼板は４０％以上の延伸率を有する、請求項１に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板。
  8. 重量％で、Ｃ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｎ：０．０７〜０．８％、Ｓｉ：０．０３％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他不可避不純物を含む鋼材を１１００〜１２００℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼材を６００℃〜（Ａｒ３−５０℃）の熱間仕上げ圧延温度で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を巻取る段階と、
    巻取られた熱延鋼板をデスケーリングする段階と、を含み、
    前記熱間圧延時に圧延ロールと鋼材の摩擦係数が０．０５〜２．０であり、全てのスタンドの総圧下率（Ｒｔ）に対する後段２パスの圧下率（Ｒｆ）の比（Ｒｆ／Ｒｔ）が０．２〜０．３である、加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  9. 前記Ａｌ、Ｂ及びＮは下記関係式１を満たす、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
    ０．０２５≦（Ａｌ×Ｂ）／Ｎ≦０．０７ ・・・［関係式（１）］
    （前記関係式１においてＡｌ、Ｂ及びＮの単位は重量％である）
  10. 前記熱間仕上げ圧延温度は６００〜８００℃である、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  11. 前記熱間圧延した後、冷却する段階を含み、前記冷却は８０℃／ｓ〜１５０℃／ｓの冷却速度で行う、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  12. 前記巻取は５５０〜６５０℃で行う、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  13. 前記デスケーリングはショットブラストで行い、
    前記ショットブラストは０．０５〜０．１５ｍｍのサイズを有するショットボールを２５〜６５ｍ／ｓの噴射速度で噴射する、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  14. 前記仕上げ熱間圧延時の入口側における鋼材の微細組織は面積分率で５〜２０％の加工フェライトを含む、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  15. 前記巻取後の熱延鋼板の微細組織は面積分率９０％以上のフェライトを含む、請求項８に記載の加工性及び耐時効性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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