JP3600655B2 - 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車、家電、建材、容器等に用いられる加工性に優れた熱延鋼板およびこれを低コストで製造する方法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は、素材費削減の観点から、従来より用いられてきた冷延鋼板に代わって、薄手熱延鋼板の需要が増加しつつある。しかしながら、このような薄手熱延鋼板においては、圧延時の冷却が著しく速く進行するため、仕上げ温度がＡｒ３ 変態点（以下、Ａｒ３ 点という）を大きく下回ることが多く、伸びの劣化、材質特性の異方性、操業の不安定性等の問題の原因となっていた。
【０００３】
このような問題を改善すべく、Ａｒ３ 点を低下させる目的でＢを添加した熱延鋼板が開発されている。特開昭６３−７６８２２号公報は、その代表的な技術を開示し、極低炭素鋼あるいは、低炭素鋼に０．００１５〜０．００４５％のＢを添加し、仕上げ温度をＡｒ３ 点以上とすることにより、優れた加工性を有する熱延鋼板が得られることを明らかにしている。また、特開昭６３−２１６９２５号公報、特開昭６３−１４３２２４号公報、特開昭６３−１４３２２５号公報には、Ｂの効果を助長する技術として、ＴｉやＮｂを添加する方法や、熱延加熱温度を限定する方法についての開示がある。さらに、特開平２−１０４６１４号公報には、Ｂ添加鋼における材質の異方性を改善するために、仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率を規定する技術が開示されている。
【０００４】
このようにＢはＡｒ３ 点を低下させるため、熱延の仕上げ温度をＡｒ３ 点以上とすることにより、板厚方向に均一な組織を得ることが可能となる。しかしながら薄手熱延鋼板の場合、Ａｒ３ 点が低下すると結晶粒径が著しく微細となり、充分な伸びが確保できなくなるという問題点を有する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来の薄手熱延鋼板においては、板厚が薄いために、冷却が速く進行し、熱延仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回り、加工性の劣化を招いたり、操業を不安定にする要因となっていた。
本発明の目的は、Ａｒ３ 点を効果的にかつ安価に低下させること、またＡｒ３ 点を充分に低下させても加工性に好ましい結晶粒径を有する薄手熱延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するために、本発明者らは、まずＡｒ３ 点に及ぼすＢの影響について調査した。すなわち種々のＣ量を含有する鋼を用いて、Ａｒ３ 点に及ぼすＢの影響について鋭意検討した。その結果、ＢのＡｒ３ 点に対する効果は、Ｃ量に極めて大きく依存することを発見した。すなわち、Ａｒ３ 点を充分に低下せしめるためには、０．００１５％超のＢ量が必要であり、かつ、０．０１％以上のＣ量が必要であることが明らかとなった。Ｃ量が０．０１％未満の場合には、たとえＢを多量に添加してもＡｒ３ 点はほとんど低下しないか、わずかに低下する程度である。さらに、ＢとＣとは、Ｂ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす必要がある。
【０００７】
Ｂの効果にＣ量の依存性があることの理由は、必ずしも明らかではないが、以下のような機構に基づくものと推測される。すなわち、γ→α変態の進行にはＣのαからγへの拡散を伴う。このＣの拡散をＢが抑制することによって変態が遅れ、Ａｒ３ 点が低下するものと推定される。また、ＢのＡｒ３ 点に及ぼす効果には、冷却速度の影響も大きい。この観点で仕上げ熱延する際の９００℃以下での冷却速度は、３０℃／ｓ超とする必要がある。これが満たされないとたとえＣやＢ量が適当であってもＡｒ３ 点が充分に低下せず、仕上げ圧延温度がＡｒ３ 点よりも大きく下回ってしまう。
【０００８】
ところで低炭素鋼にＢを添加することによってＡｒ３ 点を低下させた場合、結晶粒径が著しく微細となり、伸び等の加工性が劣化するという問題が生じた。これを改善するために本発明者らは、鋭意検討を進め、仕上げ温度をＡｒ３ 点との関係において制御することによって加工性に好ましい結晶粒径を得ることができることを発見した。すなわち、仕上げ温度ＦＴの適正範囲は、７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃とすることである。これによって結晶粒径は、２０μｍ超〜３５μｍ未満とすることができる。
【０００９】
この理由は以下のように考えられる。すなわち、ＦＴを充分に低下させ、かつＡｒ３ ±２０℃の範囲とすることにより、変態前のオーステナイトを未再結晶組織または、著しく微細な再結晶組織とすることができる。その後、変態して形成されるフェライトにおける結晶粒径は、変態直後には著しく微細であるため、その後の冷却中または巻取り中に容易に粒成長を起こし、加工性に好ましい結晶粒径となる。したがって本発明における熱延鋼板は、伸びに優れていることはもちろんのこと、張出し成形性や穴拡げ性にも優れている。
【００１０】
本発明による加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法は以下の通りである。すなわち、
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなり、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満であることを特徴とする加工性に優れた熱延鋼板。
（２） 前記（１） の成分に加えて、重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（１） 記載の加工性に優れた熱延鋼板。
（３） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする熱間圧延を行うことを特徴とする、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（４） 前項（３） の成分に加えて、重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（３） 記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（５） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを熱間にて粗圧延を行った後、コイル状に巻取り、その後、コイルの後末端より仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする仕上げ熱間圧延を開始し、その後端に後続する粗圧延材を接続して、仕上げ熱延を連続的に行うことを特徴とし、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２５μｍ超〜３５μｍ未満の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（６） 前項（５） の成分にさらに加えて重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（５） 記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
【作用】
本発明における熱延鋼板およびその製造方法は、Ｃ量，Ｂ量、およびＣ量とＢ量との関係、さらに仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を限定することにより、Ａｒ３ 点を効率的に低下させて、かつ仕上げ温度ＦＴを制御することにより加工性に優れた熱延鋼板を提供するものである。以下に本発明における限定理由を述べる。
【００１３】
まず化学成分の限定理由について述べる。
Ｃは、本発明において最も重要な元素の１つである。Ｃは、Ｂとの複合添加によって、Ａｒ３ 点を低下させる効果を有する。したがって、０．０１％以上添加する。０．０１％未満の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分でなく、また、脱炭コストの上昇を招く。一方、Ｃが０．０７％を超えると加工性や時効性の劣化を招くので、これを上限とする。Ａｒ３ 点を充分に低減させ、優れた加工性を確保するために好ましいＣの範囲は、０．０２０超〜０．０６０％未満である。
【００１４】
Ｓｉは、その量の増加に伴って降伏強度が上昇し、伸びが低下し、Ａｒ３ 点を上昇させ、表面スケール起因の疵を誘発し、さらにめっき性を損なうので０．５％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
【００１５】
Ｍｎは、Ａｒ３ 点を低下させるのに有効な元素であるので、積極的に添加してもよい。ただし、２．０％を超えると合金コストが著しく上昇し、伸びやめっき性の劣化を招くのでこれを上限とする。また、０．０３％未満では、固溶Ｓに基づく熱間脆化を誘発し、また、製鋼コストを上昇させるので、これを下限とする。特にＡｒ３ 点を著しく低下させたり、強度を高める必要がない場合には、０．１０超〜０．７０％未満が好ましい範囲である。
【００１６】
Ｐは、偏析の激しい元素であるため、０．１０％超では熱間割れの原因となり、２次加工性も著しく阻害される。さらに、Ａｒ３ 点も上昇してしまう。また、溶融亜鉛めっきの合金化速度が著しく遅滞化されるため０．１０％以下とする。したがって、特に強度を上昇させる必要のない場合には、０．００５〜０．０３％が適正な範囲である。
【００１７】
Ｓは、その添加量を０．０２％以下とする。Ｓ量が０．０２％超では、熱間割れが生じやすくなり、またＳをＭｎＳとして無害化するために必要なＭｎ量も増加するので０．０２％を上限とする。好ましくは０．０１５％以下とする。
【００１８】
Ａｌは、脱酸剤として少なくとも０．０１％を添加することが必要である。また、Ｎを固定するためにも０．０１％の添加が必須である。Ａｌが０．０１％未満では、ＮがＡｌＮ以外にＢＮを形成してしまい、Ｂの効果が低下する。しかし、０．２％を超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招き、加工性を劣化させる。０．０３〜０．０７％がＡｌの好ましい範囲である。
【００１９】
Ｎは、その増加とともにＡｌ等の窒化物形成元素を増量せねばならずコスト高となるし、ＢＮとして析出するＢ量が増加し、Ａｒ３ 点を低下させるのに有効な固溶Ｂ量が減ってしまうので少ないほど望ましい。したがって、０．００７％以下とする。好ましくは０．００２５％未満とする。
【００２０】
Ｂは、本発明において最も重要な元素の１つである。Ｂは、Ｃとの複合添加によって、Ａｒ３ 点を低下させる効果を有する。したがって、０．００１５％超添加する。０．００１５％以下の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分でない。一方、Ｂが０．０１％を超えると加工性の劣化を招くので、これを上限とする。Ａｒ３ 点を充分に低減させ、優れた加工性を確保するために好ましいＢの範囲は、０．００２０超〜０．００５０％未満である。
【００２１】
さらに、ＢとＣは、Ｂ（％）×Ｃ（％）が、８×１０−５以上となるように添加しなくてはならない。すなわち、ＢやＣは、いずれもＡｒ３ 点を低下させる元素であるが、両者が複合添加されてはじめて顕著な効果を発現するからである。Ｂ（％）×Ｃ（％）＞１×１０−４がさらに好ましい範囲である。
【００２２】
Ｔｉ，Ｎｂは、０．００３〜０．０５％の範囲で添加してもよい。Ｔｉ，Ｎｂはそれ自身がＡｒ３ 点を低下させる効果を有する他、Ｎを化合物として固定する効果をも有し、ＢＮとして析出するＢ量を減少させることを通じてＡｒ３ 点を低下させる。０．００３％未満の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分ではなく、０．０５％超添加しても大きな効果はなく、微細析出物が増加し、加工性を劣化させたり、コストアップを招くのでこれを上限とする。０．００５超〜０．０２５％未満がより好ましい範囲である。
【００２３】
なお、本発明における鋼のＡｒ３ 点は、８３０℃未満で、必要に応じて８００℃以下とすることも可能である。
上記成分を得るための原料は特に限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉転炉法により成分を調製する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｍｏ等の元素を含有してもよい。
【００２４】
つぎに製造プロセスに関する限定理由を述べる。
熱間圧延に供するスラブは、特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したもの等であればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱間圧延における加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲で、仕上げ熱延温度をＡｒ３ 点以上とするために必要な温度とすればよい。固溶Ｂを確保する観点で、加熱温度は１２００℃超とすることが好ましい。
【００２５】
仕上げ熱延する際の９００℃以下での冷却速度は、本発明において特に重要である。すなわちこれを３０℃／ｓ超とする必要がある。３０℃／ｓ以下では、たとえＣ量とＢ量が適当であっても、Ａｒ３ 点が充分に低下せず、圧延中にＡｒ３ 点を下回ったり、製品板の結晶粒径が著しく微細になったりする。冷却速度を３０℃／ｓ以上とするためには、鋼板温度が９００℃となる前に鋼板の板厚をなるべく薄くしておくことが１つの方法である。この観点では、数スタンドからなる仕上げ熱延工程において、前段（３または４スタンドまで）での圧下率を高めることにより９００℃になる前の板厚を薄くしておくことが肝要である。また、前段の圧下率を高めることは、仕上げ圧延中の９００℃超の温度域を確保する観点からも重要である。この他に、スタンド間冷却等を用いて、冷却速度を制御してもよい。なお、Ａｒ３ 点をより効果的に低下させるためには、冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に限定するものではないが操業の安定性や鋼板の加工性の観点から６０℃／ｓ程度までとするのがよい。
【００２６】
熱間圧延は、次のように粗圧延終了後にバー接合して連続的に仕上げ熱延を行うとさらに優れた加工性が確保され、また、コイル長手方向における材質の均一性も向上する。すなわち、スラブを熱間にて粗圧延を行った後、コイル状に巻取り、その後、コイルの後末端より仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする仕上げ熱間圧延を開始し、その後端に後続する粗圧延材を接続して、仕上げ熱延を連続的に行う。
【００２７】
このように一度、粗圧延バーをコイル状に巻取ることによって保熱の効果が生ずるため、ＡｌＮ等の窒化物の析出が促進され、そのサイズが粗大となるため、仕上げ圧延後の粒成長が容易となり、２５μｍ超の結晶粒径を得ることができる。この観点で仕上げ連続熱延を行う場合には、Ａｌを０．０５超〜０．１０％含有することが望ましい。その結果延性や穴拡げ性に優れた薄手熱延鋼板を得ることが可能となる。また、粗圧延バーをコイル状に巻取り、連続的に仕上げ熱延を行うことによって、コイル長手方向の温度分布が均一となり、全長にわたって優れて材質が確保されることはいうまでもない。さらに、コイル状に巻取られた粗圧延バーは、保温または加熱能力を有する設備内に移された後、接合され、仕上げ熱延に供されてもよい。
【００２８】
仕上げ温度ＦＴは７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃とする必要がある。これは、変態前のオーステナイトの組織を未再結晶組織または微細な再結晶組織として、変態直後の結晶粒径を微細化させ、冷却中もしくは巻取り中の粒成長を促すためである。７７０℃≦ＦＴ≦８４０℃、Ａｒ３ ≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃がより好ましい範囲である。
【００２９】
仕上げ熱延後の冷却速度は、特に限定するものではないが、材質上は、なるべく徐冷するのがよい。これは、冷却速度が速すぎると、粒成長が起き難く、著しく微細な結晶粒になったり、一部だけが粒成長して混粒組織となったりして、鋼板の加工性が劣悪なものとなる。
熱延後の巻取り温度も特に限定するものではない。しかし、時効性を確保するためには２５０℃以上で巻取り、また、粒成長を促し、より優れた加工性を確保するためには５５０℃以上で巻取るのがよい。さらに、優れた深絞り性の必要な冷延鋼板用の素材として用いる場合には、６５０℃以上で巻取ることが好ましい。
【００３０】
調質圧延は目的に応じて行う。すなわち、形状矯正や表面粗度の調整、さらには時効性の確保の観点から圧下率０．５％以上の調質圧延を施すことが好ましい。なお、調質圧延は、仕上げ熱延後にインラインで行ってもよいし、巻取り後や酸洗後にオフラインで行ってもよい。
なお、巻取り後には酸洗してもよい。
【００３１】
本発明における熱延鋼板の平均結晶粒径は、２０μｍ超〜３５μｍ未満である。２０μｍ未満では、良好な加工性を確保できず、３５μｍ以上では、加工後に肌荒れ等が発生し、表面性状が劣悪になる。なお、粗圧延バーを接合することによって連続的に仕上げ熱延を行う場合の熱延鋼板の平均結晶粒径は、２５μｍ超〜３５μｍ未満である。加工組織は残存しないことが望ましく、その面積率は３％未満である。加工組織の面積率が３％以上となると硬質化し、伸び等の加工性が劣悪となる。面積率は、板の長手方向および板厚方向からなる断面（Ｌ断面）における面積率を指す。
【００３２】
本発明による熱延鋼板は、巻取り後や酸洗後あるいは調質圧延後にそのまま製品としてもよいし、これに種々の表面処理を施してもよい。さらに、この熱延鋼板を冷延素材として用いても構わない。
本発明における熱延鋼板は、延性、張出し成形性、穴拡げ性等の加工性に優れ、かつ常温非時効性をも兼ね備えている。
【００３３】
【実施例】
以下に本発明を実施例をもって詳細に述べる。
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する極低炭素鋼および低炭素鋼を実機にて出鋼し、実機熱間圧延機にて、加熱温度が１２２０℃、仕上げ熱延する際の９００℃以下での後段２スタンド間での平均冷却速度が４１〜４５℃／ｓ、仕上げ圧延後の冷却速度が１１〜１４℃／ｓ、巻取り温度が約６１０℃の熱間圧延を施した。なお、板厚は１．２ｍｍとし、仕上げ圧延温度は種々変化させた。巻取り後、酸洗し、圧下率１．２％の調質圧延を施し、引張試験に供した。ここで、引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。結果を表２に示す。
【００３４】
表２から明らかなように、本発明の成分を有する鋼を適切な条件で熱延した場合には、変態後の粒成長を促すことを通じて、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、Ａｒ３ 点が充分に低下しないため、仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回ったり、仕上げ温度が高すぎて変態後に粒成長が進行せず、材質が劣悪なものになった。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
（実施例２）
仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度の影響について調査するために、実施例１の表１に示した鋼Ｎｏ．６，１１，１８，２０，２２を用いて、加熱温度１２１０℃、巻取り温度５７０℃とする熱間圧延を施した。仕上げ温度および板厚は表３に示すとおりである。なお、仕上げ圧延後の冷却速度は、約１５℃／ｓとした。仕上げ圧延は、６スタンドからなる圧延機で行い、１スタンド目の入り側温度を９６０℃、４スタンド出側の温度を９１０℃とし、１〜４スタンド間では、温度が９００℃以下とならないようにした。巻取り後、酸洗し、圧下率０．８％の調質圧延を施し、引張試験に供した。ここで、引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。
【００３８】
表３から明らかなように、本発明の熱延条件、すなわち、仕上げ圧延中の９００℃以下での冷却速度を３０℃／ｓ超とし、かつ、仕上げ圧延温度を適正範囲に制御した場合には、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、仕上げ温度を確保することができずしたがって材質が著しく劣化した。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００３９】
【表３】
【００４０】
（実施例３）
仕上げ圧延温度がＡｒ３ 点との関係において最終の結晶粒径ならびに延性にいかなる影響を及ぼすかについて詳細に調査するために表１に示した鋼４，６，１７を用いて検討した。加熱温度１２５０℃、巻取り温度を５６０℃とした。仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度は４１〜４５℃とした。仕上げ温度は種々変化させ、仕上げ後の平均冷却速度は、約１２℃／ｓ（放冷）とした。調質圧延の圧下率は、１．２％とし、板厚は１．２ｍｍとした。
【００４１】
表４から明らかなように、仕上げ圧延温度を適正範囲に制御した場合には、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、仕上げ温度が不適切で結晶粒を成長させることができず材質が著しく劣化した。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００４２】
【表４】
【００４３】
（実施例４）
表１に示した鋼４，６，１７を加熱温度１２３０℃、粗圧延バーの巻取り温度１０６０℃、仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度は４１〜４５℃、長手方向中央部の仕上げ温度をＡｒ３ 〜（Ａｒ３ ＋１０）℃、巻取り温度を５８０℃とする熱間圧延を行い、圧下率１．０％の調質圧延を施した。板厚は１．２ｍｍとした。仕上げ圧延では、粗圧延後巻取った粗バーの末端部を先行材および後続材に接合し連続的に仕上げ熱延を行った。また、比較として粗圧延後に巻取りを行わず、かつ先行材、後続材との接合も行わずに単独での熱延も行った。
【００４４】
表５から明らかなように、連続的に仕上げ熱延を施すとより一層、長手方向に均一でかつ優れた延性が得られることが分かる。これに対して単独で圧延した場合には、特に末端部での温度低下が激しく仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回り、加工組織が残存して材質が劣悪となった。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００４５】
【表５】
【００４６】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、Ａｒ３ 点を効果的に低下させることによって、加工性に優れた熱延鋼板を低コストで安定して得ることができ、冷延鋼板の代替として使用することも可能である。
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車、家電、建材、容器等に用いられる加工性に優れた熱延鋼板およびこれを低コストで製造する方法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は、素材費削減の観点から、従来より用いられてきた冷延鋼板に代わって、薄手熱延鋼板の需要が増加しつつある。しかしながら、このような薄手熱延鋼板においては、圧延時の冷却が著しく速く進行するため、仕上げ温度がＡｒ３ 変態点（以下、Ａｒ３ 点という）を大きく下回ることが多く、伸びの劣化、材質特性の異方性、操業の不安定性等の問題の原因となっていた。
【０００３】
このような問題を改善すべく、Ａｒ３ 点を低下させる目的でＢを添加した熱延鋼板が開発されている。特開昭６３−７６８２２号公報は、その代表的な技術を開示し、極低炭素鋼あるいは、低炭素鋼に０．００１５〜０．００４５％のＢを添加し、仕上げ温度をＡｒ３ 点以上とすることにより、優れた加工性を有する熱延鋼板が得られることを明らかにしている。また、特開昭６３−２１６９２５号公報、特開昭６３−１４３２２４号公報、特開昭６３−１４３２２５号公報には、Ｂの効果を助長する技術として、ＴｉやＮｂを添加する方法や、熱延加熱温度を限定する方法についての開示がある。さらに、特開平２−１０４６１４号公報には、Ｂ添加鋼における材質の異方性を改善するために、仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率を規定する技術が開示されている。
【０００４】
このようにＢはＡｒ３ 点を低下させるため、熱延の仕上げ温度をＡｒ３ 点以上とすることにより、板厚方向に均一な組織を得ることが可能となる。しかしながら薄手熱延鋼板の場合、Ａｒ３ 点が低下すると結晶粒径が著しく微細となり、充分な伸びが確保できなくなるという問題点を有する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来の薄手熱延鋼板においては、板厚が薄いために、冷却が速く進行し、熱延仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回り、加工性の劣化を招いたり、操業を不安定にする要因となっていた。
本発明の目的は、Ａｒ３ 点を効果的にかつ安価に低下させること、またＡｒ３ 点を充分に低下させても加工性に好ましい結晶粒径を有する薄手熱延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するために、本発明者らは、まずＡｒ３ 点に及ぼすＢの影響について調査した。すなわち種々のＣ量を含有する鋼を用いて、Ａｒ３ 点に及ぼすＢの影響について鋭意検討した。その結果、ＢのＡｒ３ 点に対する効果は、Ｃ量に極めて大きく依存することを発見した。すなわち、Ａｒ３ 点を充分に低下せしめるためには、０．００１５％超のＢ量が必要であり、かつ、０．０１％以上のＣ量が必要であることが明らかとなった。Ｃ量が０．０１％未満の場合には、たとえＢを多量に添加してもＡｒ３ 点はほとんど低下しないか、わずかに低下する程度である。さらに、ＢとＣとは、Ｂ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす必要がある。
【０００７】
Ｂの効果にＣ量の依存性があることの理由は、必ずしも明らかではないが、以下のような機構に基づくものと推測される。すなわち、γ→α変態の進行にはＣのαからγへの拡散を伴う。このＣの拡散をＢが抑制することによって変態が遅れ、Ａｒ３ 点が低下するものと推定される。また、ＢのＡｒ３ 点に及ぼす効果には、冷却速度の影響も大きい。この観点で仕上げ熱延する際の９００℃以下での冷却速度は、３０℃／ｓ超とする必要がある。これが満たされないとたとえＣやＢ量が適当であってもＡｒ３ 点が充分に低下せず、仕上げ圧延温度がＡｒ３ 点よりも大きく下回ってしまう。
【０００８】
ところで低炭素鋼にＢを添加することによってＡｒ３ 点を低下させた場合、結晶粒径が著しく微細となり、伸び等の加工性が劣化するという問題が生じた。これを改善するために本発明者らは、鋭意検討を進め、仕上げ温度をＡｒ３ 点との関係において制御することによって加工性に好ましい結晶粒径を得ることができることを発見した。すなわち、仕上げ温度ＦＴの適正範囲は、７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃とすることである。これによって結晶粒径は、２０μｍ超〜３５μｍ未満とすることができる。
【０００９】
この理由は以下のように考えられる。すなわち、ＦＴを充分に低下させ、かつＡｒ３ ±２０℃の範囲とすることにより、変態前のオーステナイトを未再結晶組織または、著しく微細な再結晶組織とすることができる。その後、変態して形成されるフェライトにおける結晶粒径は、変態直後には著しく微細であるため、その後の冷却中または巻取り中に容易に粒成長を起こし、加工性に好ましい結晶粒径となる。したがって本発明における熱延鋼板は、伸びに優れていることはもちろんのこと、張出し成形性や穴拡げ性にも優れている。
【００１０】
本発明による加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法は以下の通りである。すなわち、
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなり、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満であることを特徴とする加工性に優れた熱延鋼板。
（２） 前記（１） の成分に加えて、重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（１） 記載の加工性に優れた熱延鋼板。
（３） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする熱間圧延を行うことを特徴とする、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
（４） 前項（３） の成分に加えて、重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（３） 記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（５） 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、 Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、 Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、 Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつＢ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５を満たす範囲で含有し、
残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを熱間にて粗圧延を行った後、コイル状に巻取り、その後、コイルの後末端より仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする仕上げ熱間圧延を開始し、その後端に後続する粗圧延材を接続して、仕上げ熱延を連続的に行うことを特徴とし、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２５μｍ超〜３５μｍ未満の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
（６） 前項（５） の成分にさらに加えて重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有する前項（５） 記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
【作用】
本発明における熱延鋼板およびその製造方法は、Ｃ量，Ｂ量、およびＣ量とＢ量との関係、さらに仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を限定することにより、Ａｒ３ 点を効率的に低下させて、かつ仕上げ温度ＦＴを制御することにより加工性に優れた熱延鋼板を提供するものである。以下に本発明における限定理由を述べる。
【００１３】
まず化学成分の限定理由について述べる。
Ｃは、本発明において最も重要な元素の１つである。Ｃは、Ｂとの複合添加によって、Ａｒ３ 点を低下させる効果を有する。したがって、０．０１％以上添加する。０．０１％未満の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分でなく、また、脱炭コストの上昇を招く。一方、Ｃが０．０７％を超えると加工性や時効性の劣化を招くので、これを上限とする。Ａｒ３ 点を充分に低減させ、優れた加工性を確保するために好ましいＣの範囲は、０．０２０超〜０．０６０％未満である。
【００１４】
Ｓｉは、その量の増加に伴って降伏強度が上昇し、伸びが低下し、Ａｒ３ 点を上昇させ、表面スケール起因の疵を誘発し、さらにめっき性を損なうので０．５％以下とする。好ましくは０．０５％以下とする。
【００１５】
Ｍｎは、Ａｒ３ 点を低下させるのに有効な元素であるので、積極的に添加してもよい。ただし、２．０％を超えると合金コストが著しく上昇し、伸びやめっき性の劣化を招くのでこれを上限とする。また、０．０３％未満では、固溶Ｓに基づく熱間脆化を誘発し、また、製鋼コストを上昇させるので、これを下限とする。特にＡｒ３ 点を著しく低下させたり、強度を高める必要がない場合には、０．１０超〜０．７０％未満が好ましい範囲である。
【００１６】
Ｐは、偏析の激しい元素であるため、０．１０％超では熱間割れの原因となり、２次加工性も著しく阻害される。さらに、Ａｒ３ 点も上昇してしまう。また、溶融亜鉛めっきの合金化速度が著しく遅滞化されるため０．１０％以下とする。したがって、特に強度を上昇させる必要のない場合には、０．００５〜０．０３％が適正な範囲である。
【００１７】
Ｓは、その添加量を０．０２％以下とする。Ｓ量が０．０２％超では、熱間割れが生じやすくなり、またＳをＭｎＳとして無害化するために必要なＭｎ量も増加するので０．０２％を上限とする。好ましくは０．０１５％以下とする。
【００１８】
Ａｌは、脱酸剤として少なくとも０．０１％を添加することが必要である。また、Ｎを固定するためにも０．０１％の添加が必須である。Ａｌが０．０１％未満では、ＮがＡｌＮ以外にＢＮを形成してしまい、Ｂの効果が低下する。しかし、０．２％を超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招き、加工性を劣化させる。０．０３〜０．０７％がＡｌの好ましい範囲である。
【００１９】
Ｎは、その増加とともにＡｌ等の窒化物形成元素を増量せねばならずコスト高となるし、ＢＮとして析出するＢ量が増加し、Ａｒ３ 点を低下させるのに有効な固溶Ｂ量が減ってしまうので少ないほど望ましい。したがって、０．００７％以下とする。好ましくは０．００２５％未満とする。
【００２０】
Ｂは、本発明において最も重要な元素の１つである。Ｂは、Ｃとの複合添加によって、Ａｒ３ 点を低下させる効果を有する。したがって、０．００１５％超添加する。０．００１５％以下の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分でない。一方、Ｂが０．０１％を超えると加工性の劣化を招くので、これを上限とする。Ａｒ３ 点を充分に低減させ、優れた加工性を確保するために好ましいＢの範囲は、０．００２０超〜０．００５０％未満である。
【００２１】
さらに、ＢとＣは、Ｂ（％）×Ｃ（％）が、８×１０−５以上となるように添加しなくてはならない。すなわち、ＢやＣは、いずれもＡｒ３ 点を低下させる元素であるが、両者が複合添加されてはじめて顕著な効果を発現するからである。Ｂ（％）×Ｃ（％）＞１×１０−４がさらに好ましい範囲である。
【００２２】
Ｔｉ，Ｎｂは、０．００３〜０．０５％の範囲で添加してもよい。Ｔｉ，Ｎｂはそれ自身がＡｒ３ 点を低下させる効果を有する他、Ｎを化合物として固定する効果をも有し、ＢＮとして析出するＢ量を減少させることを通じてＡｒ３ 点を低下させる。０．００３％未満の添加では、Ａｒ３ 点を低下させる効果が充分ではなく、０．０５％超添加しても大きな効果はなく、微細析出物が増加し、加工性を劣化させたり、コストアップを招くのでこれを上限とする。０．００５超〜０．０２５％未満がより好ましい範囲である。
【００２３】
なお、本発明における鋼のＡｒ３ 点は、８３０℃未満で、必要に応じて８００℃以下とすることも可能である。
上記成分を得るための原料は特に限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉転炉法により成分を調製する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｍｏ等の元素を含有してもよい。
【００２４】
つぎに製造プロセスに関する限定理由を述べる。
熱間圧延に供するスラブは、特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したもの等であればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱間圧延における加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲で、仕上げ熱延温度をＡｒ３ 点以上とするために必要な温度とすればよい。固溶Ｂを確保する観点で、加熱温度は１２００℃超とすることが好ましい。
【００２５】
仕上げ熱延する際の９００℃以下での冷却速度は、本発明において特に重要である。すなわちこれを３０℃／ｓ超とする必要がある。３０℃／ｓ以下では、たとえＣ量とＢ量が適当であっても、Ａｒ３ 点が充分に低下せず、圧延中にＡｒ３ 点を下回ったり、製品板の結晶粒径が著しく微細になったりする。冷却速度を３０℃／ｓ以上とするためには、鋼板温度が９００℃となる前に鋼板の板厚をなるべく薄くしておくことが１つの方法である。この観点では、数スタンドからなる仕上げ熱延工程において、前段（３または４スタンドまで）での圧下率を高めることにより９００℃になる前の板厚を薄くしておくことが肝要である。また、前段の圧下率を高めることは、仕上げ圧延中の９００℃超の温度域を確保する観点からも重要である。この他に、スタンド間冷却等を用いて、冷却速度を制御してもよい。なお、Ａｒ３ 点をより効果的に低下させるためには、冷却速度を４０℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に限定するものではないが操業の安定性や鋼板の加工性の観点から６０℃／ｓ程度までとするのがよい。
【００２６】
熱間圧延は、次のように粗圧延終了後にバー接合して連続的に仕上げ熱延を行うとさらに優れた加工性が確保され、また、コイル長手方向における材質の均一性も向上する。すなわち、スラブを熱間にて粗圧延を行った後、コイル状に巻取り、その後、コイルの後末端より仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする仕上げ熱間圧延を開始し、その後端に後続する粗圧延材を接続して、仕上げ熱延を連続的に行う。
【００２７】
このように一度、粗圧延バーをコイル状に巻取ることによって保熱の効果が生ずるため、ＡｌＮ等の窒化物の析出が促進され、そのサイズが粗大となるため、仕上げ圧延後の粒成長が容易となり、２５μｍ超の結晶粒径を得ることができる。この観点で仕上げ連続熱延を行う場合には、Ａｌを０．０５超〜０．１０％含有することが望ましい。その結果延性や穴拡げ性に優れた薄手熱延鋼板を得ることが可能となる。また、粗圧延バーをコイル状に巻取り、連続的に仕上げ熱延を行うことによって、コイル長手方向の温度分布が均一となり、全長にわたって優れて材質が確保されることはいうまでもない。さらに、コイル状に巻取られた粗圧延バーは、保温または加熱能力を有する設備内に移された後、接合され、仕上げ熱延に供されてもよい。
【００２８】
仕上げ温度ＦＴは７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃とする必要がある。これは、変態前のオーステナイトの組織を未再結晶組織または微細な再結晶組織として、変態直後の結晶粒径を微細化させ、冷却中もしくは巻取り中の粒成長を促すためである。７７０℃≦ＦＴ≦８４０℃、Ａｒ３ ≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃がより好ましい範囲である。
【００２９】
仕上げ熱延後の冷却速度は、特に限定するものではないが、材質上は、なるべく徐冷するのがよい。これは、冷却速度が速すぎると、粒成長が起き難く、著しく微細な結晶粒になったり、一部だけが粒成長して混粒組織となったりして、鋼板の加工性が劣悪なものとなる。
熱延後の巻取り温度も特に限定するものではない。しかし、時効性を確保するためには２５０℃以上で巻取り、また、粒成長を促し、より優れた加工性を確保するためには５５０℃以上で巻取るのがよい。さらに、優れた深絞り性の必要な冷延鋼板用の素材として用いる場合には、６５０℃以上で巻取ることが好ましい。
【００３０】
調質圧延は目的に応じて行う。すなわち、形状矯正や表面粗度の調整、さらには時効性の確保の観点から圧下率０．５％以上の調質圧延を施すことが好ましい。なお、調質圧延は、仕上げ熱延後にインラインで行ってもよいし、巻取り後や酸洗後にオフラインで行ってもよい。
なお、巻取り後には酸洗してもよい。
【００３１】
本発明における熱延鋼板の平均結晶粒径は、２０μｍ超〜３５μｍ未満である。２０μｍ未満では、良好な加工性を確保できず、３５μｍ以上では、加工後に肌荒れ等が発生し、表面性状が劣悪になる。なお、粗圧延バーを接合することによって連続的に仕上げ熱延を行う場合の熱延鋼板の平均結晶粒径は、２５μｍ超〜３５μｍ未満である。加工組織は残存しないことが望ましく、その面積率は３％未満である。加工組織の面積率が３％以上となると硬質化し、伸び等の加工性が劣悪となる。面積率は、板の長手方向および板厚方向からなる断面（Ｌ断面）における面積率を指す。
【００３２】
本発明による熱延鋼板は、巻取り後や酸洗後あるいは調質圧延後にそのまま製品としてもよいし、これに種々の表面処理を施してもよい。さらに、この熱延鋼板を冷延素材として用いても構わない。
本発明における熱延鋼板は、延性、張出し成形性、穴拡げ性等の加工性に優れ、かつ常温非時効性をも兼ね備えている。
【００３３】
【実施例】
以下に本発明を実施例をもって詳細に述べる。
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する極低炭素鋼および低炭素鋼を実機にて出鋼し、実機熱間圧延機にて、加熱温度が１２２０℃、仕上げ熱延する際の９００℃以下での後段２スタンド間での平均冷却速度が４１〜４５℃／ｓ、仕上げ圧延後の冷却速度が１１〜１４℃／ｓ、巻取り温度が約６１０℃の熱間圧延を施した。なお、板厚は１．２ｍｍとし、仕上げ圧延温度は種々変化させた。巻取り後、酸洗し、圧下率１．２％の調質圧延を施し、引張試験に供した。ここで、引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。結果を表２に示す。
【００３４】
表２から明らかなように、本発明の成分を有する鋼を適切な条件で熱延した場合には、変態後の粒成長を促すことを通じて、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、Ａｒ３ 点が充分に低下しないため、仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回ったり、仕上げ温度が高すぎて変態後に粒成長が進行せず、材質が劣悪なものになった。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００３５】
【表１】
【表２】
（実施例２）
仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度の影響について調査するために、実施例１の表１に示した鋼Ｎｏ．６，１１，１８，２０，２２を用いて、加熱温度１２１０℃、巻取り温度５７０℃とする熱間圧延を施した。仕上げ温度および板厚は表３に示すとおりである。なお、仕上げ圧延後の冷却速度は、約１５℃／ｓとした。仕上げ圧延は、６スタンドからなる圧延機で行い、１スタンド目の入り側温度を９６０℃、４スタンド出側の温度を９１０℃とし、１〜４スタンド間では、温度が９００℃以下とならないようにした。巻取り後、酸洗し、圧下率０．８％の調質圧延を施し、引張試験に供した。ここで、引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用いて行った。
【００３８】
表３から明らかなように、本発明の熱延条件、すなわち、仕上げ圧延中の９００℃以下での冷却速度を３０℃／ｓ超とし、かつ、仕上げ圧延温度を適正範囲に制御した場合には、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、仕上げ温度を確保することができずしたがって材質が著しく劣化した。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００３９】
【表３】
（実施例３）
仕上げ圧延温度がＡｒ３ 点との関係において最終の結晶粒径ならびに延性にいかなる影響を及ぼすかについて詳細に調査するために表１に示した鋼４，６，１７を用いて検討した。加熱温度１２５０℃、巻取り温度を５６０℃とした。仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度は４１〜４５℃とした。仕上げ温度は種々変化させ、仕上げ後の平均冷却速度は、約１２℃／ｓ（放冷）とした。調質圧延の圧下率は、１．２％とし、板厚は１．２ｍｍとした。
【００４１】
表４から明らかなように、仕上げ圧延温度を適正範囲に制御した場合には、優れた材質を得られることが分かる。これに対して、比較例では、仕上げ温度が不適切で結晶粒を成長させることができず材質が著しく劣化した。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００４２】
【表４】
（実施例４）
表１に示した鋼４，６，１７を加熱温度１２３０℃、粗圧延バーの巻取り温度１０６０℃、仕上げ熱延中の９００℃以下での冷却速度は４１〜４５℃、長手方向中央部の仕上げ温度をＡｒ３ 〜（Ａｒ３ ＋１０）℃、巻取り温度を５８０℃とする熱間圧延を行い、圧下率１．０％の調質圧延を施した。板厚は１．２ｍｍとした。仕上げ圧延では、粗圧延後巻取った粗バーの末端部を先行材および後続材に接合し連続的に仕上げ熱延を行った。また、比較として粗圧延後に巻取りを行わず、かつ先行材、後続材との接合も行わずに単独での熱延も行った。
【００４４】
表５から明らかなように、連続的に仕上げ熱延を施すとより一層、長手方向に均一でかつ優れた延性が得られることが分かる。これに対して単独で圧延した場合には、特に末端部での温度低下が激しく仕上げ温度がＡｒ３ 点を大きく下回り、加工組織が残存して材質が劣悪となった。なお、加工組織が多量に残存した場合には結晶粒径を評価することができず、「測定不能」と記した。
【００４５】
【表５】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、Ａｒ３ 点を効果的に低下させることによって、加工性に優れた熱延鋼板を低コストで安定して得ることができ、冷延鋼板の代替として使用することも可能である。
Claims (6)
- 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、
Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつ
Ｂ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５
を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなり、加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満であることを特徴とする加工性に優れた熱延鋼板。 - 上記成分にさらに加えて重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の加工性に優れた熱延鋼板。 - 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、
Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつ
Ｂ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５
を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする熱間圧延を行うことを特徴とする加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満であることを特徴とする加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 上記請求項３の成分にさらに加えて重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項３記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 重量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０７％、
Ｍｎ：０．０３〜２．０％、
Ｓｉ≦０．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％、
Ｐ ≦０．１０％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ｎ ≦０．００７％、
Ｂ ：０．００１５超〜０．０１％、
かつ
Ｂ（％）×Ｃ（％）＞８×１０−５
を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなるスラブを熱間にて粗圧延を行った後、コイル状に巻取り、その後、コイルの後末端より仕上げ熱延する際の９００℃以下での平均冷却速度を３０℃／ｓ超とし、仕上げ圧延温度ＦＴを７５０℃≦ＦＴ≦８４０℃で、かつ（Ａｒ３ −２０）℃≦ＦＴ≦（Ａｒ３ ＋２０）℃を満たす温度とする仕上げ熱間圧延を開始し、その後端に後続する粗圧延材を接続して、仕上げ熱延を連続的に行うことを特徴とする加工組織の面積率が３％未満、平均結晶粒径が２０μｍ超〜３５μｍ未満の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 上記請求項５の成分にさらに加えて重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項５記載の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
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