JP4412418B2 - 微細フェライト組織を有する熱延鋼板の製造方法、及び熱延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、炭素鋼のフェライト結晶粒径を微細化する熱延鋼板の製造方法、及び熱延鋼板に関する。

フェライト結晶粒の微細化により強度と共に靱性が高められることは知られており、微細フェライト組織を持つ熱延鋼板の製造技術は、鉄鋼材料の材料機能発現のための重要な技術である。また特殊な元素を用いずに強度強化が図れるため、製品のリサイクル性も高く、地球環境に対する負荷も少ない。

微細フェライト組織を持つ熱延鋼板を得る手段として、大歪み加工法が従来から多く研究されている。例えば、特許文献１には、変態域で、１パスまたは累積の大圧下により炭素鋼で粒径３〜５μｍの細粒フェライト組織を有する高強度熱延鋼板が得られることが開示されている。

また、特許文献２には、６５０〜９５０℃の温度域で、圧下率４０％以上で圧下し、更に２秒以内に連続して圧下率４０％以上の圧下を加えることにより２〜３μｍ程度の細粒フェライト組織が得られることが開示されている。

これらはいずれも圧延中のフェライト変態やフェライト再結晶による結晶粒微細化機構を活用するものとされている。
特開昭５８−１２３８２３号公報 特開昭５９−２２９４１３号公報

上記公報などによる方法では、２〜３μｍ程度が細粒化の限界であり、さらなる結晶粒径の微細化を狙って圧延温度を低温とするとフェライトは圧延方向に展伸された層状の加工組織となり、材料の２次加工の変形能が低下する問題があった。そこで本発明は、従来以上の結晶粒微細化、具体的には平均２μｍ未満のフェライト結晶粒径を実現し、かつ層状ではなく等軸なフェライト粒を有し２次加工の変形能が高い熱延鋼板を得るための製造方法を提供する。

さらに従来技術では大圧下圧延で生じる板厚方向の歪付与量の不均一性に起因するフェライト粒径分布の発生が避けがたいものであり、それによって２次加工時の均一変形能が低下する問題があったが、本発明は、平均２μｍ未満のフェライト結晶粒径を実現し、かつ等軸なフェライト粒を有し、２次加工の変形能が高く、かつ板厚方向のフェライト粒径偏差を所定量以下に均一化し、２次加工の均一変形能が高い熱延鋼板を得るための製造方法、及び熱延鋼板を提供する。

以下、本発明の熱延鋼板、及びその製造方法について説明する。なお、本発明の理解を容易にするために添付図面の参照符号を括弧書きにて付記するが、それにより本発明が図示の形態に限定されるものではない。

本発明は、図１、図２の工程図に概略的に示されるように、熱間加工に適する高温状態にあり、所定の組成を有する素材鋼板を、総圧下率で８０％以上、又はオーステナイト単相で平均粒径が３０μｍ以下となるように圧延する第１圧延（２０）、１パスの第２圧延（３０）、その直後に行う第３圧延（４０）、及びその直後に行う冷却（５０）を含む各工程により処理して熱延鋼板を得るものである。

本発明者らは、短パス間時間で高圧下圧延が可能な多スタンド熱間試験圧延機（１０）（図３参照。詳細は後述する。）を用いて実験した結果から、微細結晶粒を得るため有効な下記の条件を見出した。これらの適切な組み合わせにより、従来の方法によるもの以上の結晶粒微細化が得られることを知見して本発明を完成するに至った。これを金属結晶組織に注目して次のように表現することができる。
（１）最終パスたる第３圧延（４０）まではフェライト変態させず、フェライト変態前のオーステナイトは、極力微細化した上で、且つ転位密度を高める。
（２）第１圧延（２０）において、十分にオーステナイトを微細化し、再結晶させる。
（３）第２圧延（３０）においては、動的再結晶・静的再結晶が著しく早くなるような超高圧下圧延を避けつつも、十分な圧下率の圧延を行って、歪みを蓄積し、転位密度を高める。
（４）第２圧延（３０）と最終パスたる第３圧延（４０）とのパス間時間はオーステナイトの再結晶や回復を極力少なくし、歪みの蓄積効果を高めるために、従来圧延方法に比べて短いパス間時間とするとともに、温度を過冷オーステナイト域も含む比較的低い温度とする。
（５）最終パスたる第３圧延（４０）においても、十分な圧下率の圧延を行って、歪みを蓄積し、転位密度を高める。このときの出側温度を所定の範囲とする。
（６）第３圧延（４０）後は速やかに冷却（５０）して、フェライト変態を促進し、フェライト粒成長を抑制する。
（７）少なくとも、第３圧延（４０）を潤滑状態で圧延を行う場合には、圧延により加えられる歪の板厚方向分布を下げ、より均一な歪を与えることも可能になる。
（８）少なくとも、第３圧延（４０）を潤滑状態で圧延を行う場合には、高圧下・高速圧延にて生じる摩擦発熱による温度上昇を抑制し、歪の蓄積効果を高める。
（９）潤滑圧延により与えられる相当歪量は低下するものの、温度上昇が抑制される効果により結晶粒微細化効果を維持・向上できる。

かくして、請求の範囲第１項に記載の発明は、質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる素材鋼板をＡｅ３変態点以上の温度域を維持して連続する複数パスで総圧下率８０％以上で圧延する第１圧延（２０）を含むＡ工程と、Ａ工程に引き続き圧延機入側温度がＡｅ３変態点以上の温度域で圧下率３０〜５５％の１パス圧延を行う第２圧延（３０）を含むＢ工程と、Ｂ工程の後、圧延機入側温度を所定の温度域として圧下率３５〜７０％の１パス圧延を行う第３圧延（４０）を含むＣ工程と、引き続き該第３圧延後０．２ｓｅｃ以内に６００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下の温度まで冷却するＤ工程とを備え、Ｃ工程における、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点−３０℃）未満ならば、０．６ｓｅｃ以内に、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−３０℃）以上（Ａｅ３変態点−５℃）未満ならば、０．５ｓｅｃ以内に、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−５℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満ならば、０．３ｓｅｃ以内に第３圧延を行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法を提供することを課題を解決する。

ここで、「Ａｅ３変態点」とは鋼がオーステナイト域である温度からフェライト変態を開始する熱的平衡温度である。

請求の範囲第２項に記載の発明は、質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる素材鋼板を圧延終了時の組織がオーステナイト単相で平均粒径が３０μｍ以下となるように圧延する第１圧延（２０’）を含むＡ’工程と、Ａ’工程に引き続き圧延機入側温度がＡｅ３変態点以上の温度域で圧下率３０〜５５％の１パス圧延を行う第２圧延（３０）を含むＢ工程と、Ｂ工程の後、圧延機入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満の温度域で圧下率３５〜７０％の１パス圧延を行う第３圧延（４０）を含むＣ工程と、引き続き第３圧延後０．２ｓｅｃ以内に６００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下の温度まで冷却するＤ工程とを備え、第３圧延は、該第３圧延の入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点−３０℃）未満ならば、第２圧延後０．６ｓｅｃ以内に、入側温度が（Ａｅ３変態点−３０℃）以上（Ａｅ３変態点−５℃）未満ならば、第２圧延後０．５ｓｅｃ以内に、入側温度が（Ａｅ３変態点−５℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満ならば、第２圧延後０．３ｓｅｃ以内に行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法を提供することにより前記課題を解決する。

請求の範囲第３項に記載の発明は、請求の範囲第２項に記載の熱延鋼板の製造方法において、第１圧延（２０’）は、連続する複数パスの圧延であり、かつ、該第１圧延の入側温度が８５０℃以上９００℃未満であれば総圧下率６５％以上、９００℃以上９５０℃未満であれば総圧下率７０％以上、９５０℃以上１０００℃未満であれば総圧下率７５％以上、１０００℃以上であれば総圧下率８０％以上であることを特徴とする。

請求の範囲第４項に記載の発明は、請求の範囲１項〜第３項のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法において、第３圧延（４０）の入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満となるように、第２圧延（３０）と第３圧延（４０）の間で鋼板を冷却することを特徴とする。

請求の範囲第５稿に記載の発明は、請求の範囲第１項〜第４項のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法において、少なくとも第３圧延（４０）で、被圧延材と圧延ロールとの間に圧延油を供給して圧延することを特徴とする。

請求の範囲第６項に記載の発明は、請求の範囲第５項に記載の熱延鋼板の製造方法において、圧延油を供給して圧延する第３圧延（４０）の被圧延材と圧延ロールとのクーロン摩擦係数が０．２５以下であることを特徴とする。

ここで、圧延における「クーロン摩擦係数」は、ＯＲＯＷＡＮの不均一圧延理論による２次元圧延解析を行い、摩擦係数を変数として先進率や圧延荷重が実測値に一致するように逆算して求めた。先進率は圧延ロールに予めマークを付しておき、当該マークが材料に転写される転写間隔を測定することにより得ることができる。

請求の範囲第７項に記載の発明は、質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる熱延鋼板であって、熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ２が２．０μｍ未満であるとともに、熱延鋼板の表面から板厚１／２深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ３と、熱延鋼板の表面から５０μｍ深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ１との関係が（Ｄ３−Ｄ１）／Ｄ２≦０．４を満たし、熱延鋼板の表面から５０μｍ深さ位置における前記フェライト結晶粒の圧延方向粒径Ｄｒと板厚方向粒径Ｄｔとが式（１）を満たすことを特徴とする熱延鋼板を提供することにより前記課題を解決する。
｜（Ｄｒ−Ｄｔ）／（（Ｄｒ＋Ｄｔ）／２）｜≦０．２５ （１）

ここで、Ｄ１、Ｄ２、Ｄ３で表される各粒径は平均粒径を表し、当該平均粒径はＡＳＴＭ切断法により得られる値である。さらに、鋼板の表面から５０μｍ深さに位置するＤ１、Ｄｒ、Ｄｔの粒径については、Ｄ１＝（Ｄｔ＋Ｄｒ）／２の関係を有する。

本発明によれば、汎用的な炭素鋼のフェライト結晶粒径を著しく微細化できる。その効果として、特殊な元素を用いずに強度強化が図れるため、製品のリサイクル性も高く、地球環境に対する負荷を軽減することができる。

さらに、フェライト結晶粒を微細化すると同時に、層状でない等軸組織とすることができるため、従来技術で製造された細粒薄鋼板に対して高い２次加工の変形能が得られるため、幅広い用途に用いることができるようになる。

また、さらに少なくともＣ工程において潤滑圧延することにより、従来の微細粒フェライト鋼板では不利とされていた２次加工時の均一変形能を改善することが可能となる鋼板をも製造することも可能となる。

加えて、従来技術では超微細粒鋼板を製造するための圧延機に対する負荷が過大で大型製造設備の実現が困難であったが、本発明によれば圧延設備に対する負荷を大幅に軽減することができ、大型製造設備の実現が容易となる。

第一実施形態に係る本発明の製造方法のフロー図である。 第二実施形態に係る本発明の製造方法のフロー図である。 圧延装置の例を示す図である。 実施例の結果の一例を示す鋼板の組織拡大図である。

符号の説明

１ 第１スタンド（Ｆ１）
２ 第２スタンド（Ｆ２）
３ 第３スタンド（Ｆ３）
４ 共試材
１０ ３スタンド熱間圧延機置
１１ 加熱炉
１２ 冷却装置
１３ スタンド間冷水ヘッダ
１４ 潤滑ヘッダ
２０ 第１圧延
２０’ 第１圧延
３０ 第２圧延
４０ 第３圧延
５０ 冷却

本発明の上記した作用及び利得は、次に説明する発明を実施するための最良の形態から明らかにされる。

始めに次に本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
図１は第一実施形態に係る本発明の熱延鋼板の製造方法Ｓ１（以下、単に「製造方法Ｓ１」と記載することがある。）のフロー図で、適宜説明を記載したものである。製造方法Ｓ１は、工程Ａ、工程Ｂ、工程Ｃ、及び工程Ｄの４つの工程をこの順に含むものである。図１を参照しつつ各工程について説明する。

＜素材鋼板＞
製造方法Ｓ１を説明する前に、素材鋼板について説明する。素材鋼板に含有される成分は、普通炭素鋼に含まれるものと同じでよく、具体的には、質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる素材鋼板とされる。以下に各々について説明する。

Ｃ：０．０４〜０．２０質量％
Ｃは、主に鋼の強度を確保するために必要な元素であるが、多量に含有させると鋼材の溶接性劣化、靱性の著しい低下、プレス成形時の成形性劣化を引き起こす。従って、本発明の微細フェライト組織を有する熱延鋼板のＣ含有量は０．２０質量％を上限とする。また、Ｃ含有量が０．０４質量％未満になると結晶粒微細化効果を確保しにくくなるので、Ｃ含有量の下限は０．０４質量％とする。好ましいＣ含有量は、０．０７質量％〜０．１６質量％である。

Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸を行うために必要であり、また鋼板の加工性を高める作用がある合金元素であるが、含有量が２.０質量％を超えると、本発明の微細フェライト組織を有する熱延鋼板としての靭性が損なわれるため、その含有量は２.０質量％を上限とする。一方、含有量が少なすぎると製鋼時の脱酸が十分に行われないので、Ｓｉ量の下限値は、０．０１質量％である。好ましいＳｉ含有量は、０．０１質量％〜１．５質量％である。

Ｍｎ：０．５〜３．０質量％
Ｍｎは、安価な元素であり、鋼の強度を高める効果を有する元素である。またＳによる熱間脆性を防ぎ、Ａｅ３変態点を低下させる。Ｍｎの含有量が０．５質量％未満であると、かかる効果を十分に発現することができないのでＭｎ含有量の下限値は０．５質量％である。一方、Ｍｎの含有量が３．０質量％を超えると、かかる効果は飽和し、むしろ、熱延鋼板の加工性を劣化させるとともに、熱延鋼板の表面性状を悪化させるため、好ましくない。したがって、Ｍｎの含有量は３．０質量％以下とする。好ましいＭｎ含有量は、０．５質量％〜２．０質量％である。

また、素材鋼板は、鋳造材のままでもよいが、鋳造時の内部欠陥の低減やオーステナイト径の微小化のために、１回以上の熱間加工を施しておき、粒径６００μｍ以下のオーステナイト組織を得ておくことが好ましい。具体的には、連続鋳造−熱間圧延プロセスにおいては１パス以上の粗圧延を終えた状態であればよい。本発明に関わる基礎実験においては、結晶粒径が約３０μｍのフェライト組織を有する素材を、下記Ａ工程に入る前に所定温度（例えば１０００〜１２００℃）にて所定時間（例えば１〜２時間）保持し、オーステナイト粒径を３０〜６００μｍとして実験を行った。

次に製造方法Ｓ１の各工程について説明する。
＜工程Ａ＞
工程Ａは、オーステナイト単層となるＡｅ３変態点以上の温度域で、総圧下率８０％以上の第１圧延を含む工程である。ここで第１圧延は多パス圧延が好ましいが、これに限定されるものではない。この第１圧延により、加熱後のオーステナイト粒径が３０〜６００μｍの素材を粒径３０μｍ以下程度の被圧延材に圧延することができる。

＜工程Ｂ＞
工程Ｂは、上記工程Ａに連続して、該工程Ａにより得られた被圧延材に対し、Ａｅ３変態点以上の温度域で、圧下率３０〜５５％の１パス圧延である第２圧延を含む工程である。圧下率がこの範囲より小さいと微細粒が得られない。その理由は明確でないが、圧下率が不十分であると圧下による歪み蓄積が不十分となるためと推察される。また、圧下率がこの範囲より大きくなると圧延負荷が過大となり、設備の巨大化、設備限界の超過、焼き付き発生等の圧延の不安定化、などの問題も生じる。入側温度をＡｅ３変態点以上の温度域とするのは、第２圧延前の温度がＡｅ３変態点未満となると、被圧延材が過冷オーステナイト域である時間が長くなり、第３圧延に至るまでにフェライト変態してしまい、最終的なフェライト組織が２次加工性に劣る層状となるためである。また第２圧延前の温度が高すぎると、再結晶や回復が発生し易くなり、微細粒フェライトを得にくくなるため、（Ａｅ３変態点＋３０℃）未満とすることが好ましい。第２圧延前温度の調整は空冷・待機時間の変更で調整可能である。また温度を大きく下げる必要がある場合は水冷を行ってもよい。

＜工程Ｃ＞
工程Ｃは、上記工程Ｂの後、温度域によって特定される時間内に、圧下率３５〜７０％の１パス圧延である第３圧延を含む工程である。具体的には次の通りである。
（条件１）第３圧延前温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点−３０℃）未満ならば、第２圧延の後０．６ｓｅｃ以内に、圧下率３５〜７０％の１パス圧延である第３圧延を行う。
（条件２）第３圧延前温度が（Ａｅ３変態点−３０℃）以上（Ａｅ３変態点−５℃）未満ならば、第２圧延の後０．５ｓｅｃ以内に、圧下率３５〜７０％の１パス圧延である第３圧延を行う。
（条件３）第３圧延前温度が（Ａｅ３変態点−５℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満ならば、第２圧延の後０．３ｓｅｃ以内に、圧下率３５〜７０％の１パス圧延である第３圧延を行う。

歪みの蓄積効果を高めるには第２圧延と第３圧延の間隔、すなわちパス間時間は極力短い方が良いが、パス間時間の短縮には、圧延機群の設置空間や圧延速度の点で制約がある。パス間時間は上記の値以上であると結晶粒微細化効果が明らかに低下する。その理由は、Ｂ工程における第２圧延とＣ工程における第３圧延との間のパス間時間が長い程、また第３圧延前温度が高い程、静的再結晶が発生してしまうため、歪みの蓄積が不十分となるためと推察する。第３圧延前温度が低い程、第２圧延〜第３圧延間の時間が長くてもよいのは、温度が低いほど再結晶が抑制されるためと推察する。また、第３圧延前温度を低くし過ぎると第３圧延前のフェライト変態が生じて最終的なフェライト組織が層状組織となりやすくなるため、本発明では（Ａｅ３変態点−６０）℃以上とする。本下限温度は正確にはＣ行程およびその後のＤ行程で行う冷却に要する時間との関連があると考えられる。結晶粒微細化に効果があると推定している「未再結晶域での歪みを蓄積」を効果的に行うためには、上記条件１、条件２、又は条件３の範囲とする必要がある。

また、上記Ｃ工程の第３圧延前の温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満となるように制御する手段としては、第２圧延における発熱、昇温を予測し、圧延後の温度が上記温度域となるように第２圧延前の温度を調整することが考えられるが、第２圧延前温度は圧延前の変態を避けるためＡｅ３変態点以上とする制約がある。一方、第２圧延における昇温を抑制する手段として第２圧延の速度を下げてロール抜熱量を増やす方法などもあるが、第３圧延までのパス間時間を短くする必要から圧延速度低減には限界があり、圧延後温度を調整しきれないこともある。そこで、第２圧延以降第３圧延までの間で鋼板を冷却する手段が求められる。設備配置の自由度を高める観点から、短い距離で大きな温度降下量が得られる急速冷却装置の使用が望ましく、例えば１０℃の温度降下が必要であれば、長くても０．６ｓｅｃのパス間時間内で冷却するために１７℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要となる。パス間での再結晶や回復を極力少なくし歪みの蓄積効果を高めるという視点から言えば、パス間冷却による温度調整は極力第２圧延後短時間の内に完了する方が良く、より大きな冷却速度を有する冷却手段を用いて第２圧延直後に冷却を完了するのが望ましい。

第３圧延の圧下率が３５％未満では歪みの蓄積が不足し、その後の冷却過程でのフェライト変態を促進する効果が不十分である。一方、第３圧延の圧下率が７０％を超えると、加工中の再結晶・変態の発生、その後の冷却に影響を与える程の加工発熱が生じるため、結晶粒の微細化効果が薄れる。また、圧延負荷が過大となり、設備の巨大化、設備限界の超過、圧延の不安定化等の問題も生じる。

さらに第３圧延では、被圧延材と圧延ロールとの間に圧延油を供給し、クーロン摩擦係数が０．２５以下で圧延を行ってもよい。上記第１〜第３圧延を無潤滑で圧延した場合、特に高圧下圧延において板表層側で大きなせん断歪みが発生する。この歪み量の差により板厚方向の組織差を生じることが多い。また、特に高圧下高速圧延では摩擦による発熱が結晶微細化に影響を与えるほど大きい。この温度上昇によりフェライト結晶微細化が阻害されることがある。

これに対して少なくとも第３圧延で潤滑により摩擦係数を下げて圧延を行うと、板厚方向の歪み量が均等化され、これにともない板厚方向の組織が均等化されるとともに、摩擦発熱が低減されて過大な発熱を抑制することができる。これにより、結晶粒微細化に有利となる。

また、潤滑圧延により圧延負荷を下げることができるので、設備面や発熱面から制約される圧下率上限を引き上げることができる。例えば５０％圧下の場合、摩擦係数μ＝０．４の無潤滑圧延に対し、摩擦係数μ＝０．１５の潤滑圧延を行えば、圧延荷重を４０％以上軽減することができ、摩擦による圧延材の温度上昇を５０℃以上軽減することができる。このため、第３圧延入側及び出側における温度制御が容易となり、冷却設備の規模・負荷を軽減することが可能となる。以上のような効果を十分得るためには、摩擦係数を０．２５以下とすることが好ましい。また、その付随的効果として、現状の熱間圧延設備を改造することなく使用することができる範囲が広がる等の実用化の観点からも効果が大きい。

最終的な製品フェライト組織は、鋼板の加工の影響が大きいため、第３圧延で潤滑することは必須であるが、その他に第１圧延、第２圧延で潤滑圧延をしてもよい。また、摩擦係数は０．１より小さくなると圧延時の材料先端部の噛み込み性が著しく悪化する可能性があるため、摩擦係数は０．１以上であることが望ましい。

＜Ｄ工程＞
Ｄ工程は、Ｃ工程の後、０．２ｓｅｃ以内に６００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下の温度まで冷却する工程である。これにより、平均粒径が２．０μｍ以下の細粒フェライト組織が５０％以上を占める熱延鋼板が得られる。上記条件での冷却を行うことによりオーステナイトの再結晶・回復が抑制され、フェライト変態が促進される。好ましくは、（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下で、（Ａｅ３変態点−２００℃）以上の温度域まで冷却をおこなう。なお、上記Ｄ工程において、Ｃ工程の第３圧延終了後、冷却の開始までの時間を０．１ｓｅｃ以内とすることが好ましい。さらに冷却速度を９００℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましい。これらにより、平均粒径が１．５μｍ以下の細粒フェライト組織が５０％以上を占める熱延鋼板を得ることができる。

以上のような製造工程Ｓ１により、汎用的な炭素鋼のフェライト結晶粒径を著しく微細化できる。詳しくは、潤滑圧延をしなくても、析出強化元素を含有しないこと、結晶粒径が過度に圧延方向に伸展していないこと、及びフェライト結晶し粒径が２μｍ未満であること、を満たす熱延鋼板を製造することが可能となる。これにより２次加工時の変形能を改善することができる。そして少なくともＣ工程おいて潤滑圧延をすることにより、さらに板厚方向のフェライト粒径差が小さい熱延鋼板を製造することも可能となる。これにより２次加工時の均一変形能を改善することができる。

図２は第二実施形態に係る本発明の熱延鋼板の製造方法Ｓ２（以下、単に「製造方法Ｓ２」と記載することがある。）のフロー図で、適宜説明を記載したものである。製造方法Ｓ２は、工程Ａ’、工程Ｂ、工程Ｃ、及び工程Ｄの４つの工程をこの順に含むものである。すなわち製造方法Ｓ２は、製造工程Ｓ１における工程Ａが工程Ａ’とされたもので、工程Ａ’以降の工程である工程Ｂ、工程Ｃ、工程Ｄは共通である。従ってここでは、工程Ａ’についてのみ説明し、他の工程については省略する。

工程Ａ’は、圧延終了時の組織がオーステナイト単相で平均粒径が３０μｍ以下となるように、素材を圧延する第１圧延２０’を含む工程である。これは、オーステナイト粒径が小さく単位体積当たりの粒界面積が大きいほど、後工程の第２、第３圧延において効率良く歪みが蓄積され、更にその後のフェライト変態の際に変態の核生成サイトが増して、フェライト粒の微細化に寄与するものと考えられるからである。そしてこの時点でフェライト組織が混在すると、後工程の圧延で伸ばされ、最終的に層状の加工組織のまま残ってしまうため、鋼板の機械特性上好ましくない。

オーステナイト粒径を３０μｍ以下にするために、具体的には、連続する複数パスからなる圧延を行い、入側温度が８５０℃以上９００℃未満であれば総圧下率６５％以上、９００℃以上９５０℃未満であれば総圧下率７０％以上、９５０℃以上１０００℃未満であれば総圧下率７５％以上、１０００℃以上であれば総圧下率８０％以上の圧延を行えばよい。

本発明に関わる基礎実験において、パス数を２〜４パス、総圧下率を６０〜８０％、圧延前温度を８３０℃〜１０５０℃として、圧延終了後に圧延材を組織凍結し、オーステナイト粒径を計測した結果、上記の温度および総圧下率条件に含まれていればオーステナイト平均粒径は３０μｍ以下となる知見を得た。

オーステナイト平均粒径を３０μｍ以下にする条件は特に限定されるわけではないが、パス数１の圧延では１パス超大圧下圧延が必要となり圧延負荷が過大となるため、好ましくない。圧下率を限定してパス数を増やしすぎると１パスあたりの圧下率が低下しオーステナイト粒の再結晶による微細化効果を得にくくなるため、好ましくない。１パスあたりの圧下率としては２７％以上であることが好ましい。

なお、本発明では、第１圧延前の素材に圧延を施してもよいため、鋳造状態からの圧延の総パス数を限定するものではない。また、上記第１圧延の後、短時間の内にＢ工程の第２圧延を行っても差し支えないが、反対に第２圧延までが長時間になると、オーステナイト粒が成長するため好ましくない。基礎実験において全行程を連続して行う場合には、第１圧延の最終パス終了後１〜１０ｓｅｃ程度の内に第２圧延を行ったが、この範囲であれば最終的に得られたフェライト組織に大きな違いは見られなかった。

以上のような製造工程Ｓ２によっても、製造工程Ｓ１と同様の効果、すなわち汎用的な炭素鋼のフェライト結晶粒径を著しく微細化できる。詳しくは、潤滑圧延をしなくても、析出強化元素を含有しないこと、結晶粒径が過度に圧延方向に伸展していないこと、及びフェライト結晶し粒径が２μｍ未満であること、を満たす熱延鋼板を製造することが可能となる。これにより２次加工時の変形能を改善することができる。そして少なくともＣ工程おいて潤滑圧延をすることにより、さらに板厚方向のフェライト粒径差が小さい熱延鋼板を製造することも可能となる。これにより２次加工時の均一変形能を改善することができる。

以上の製造方法Ｓ１、Ｓ２に用いられる製造設備は、熱処理設備と、２スタンド以上からなるタンデム圧延設備と、該圧延設備の出側に配置された冷却装置を備えていることが好ましい。圧延設備の各スタンドは所定値以上の圧下率を実現することが必要であり、また第２圧延と第３圧延との間のパス間時間を長くとも０．６ｓｅｃ以内に収めるため、所定の圧延速度を要し、圧延機間の距離は所定値以内に設定することが必要である。また冷却装置はタンデム圧延設備の出側近傍に配置して、第三圧延後の被圧延材を直ちに冷却できるようにすることが必要である。また、第２圧延と第３圧延の間で水冷を行う場合は、水冷ヘッダを圧延機ハウジング内、あるいはハウジング間に配置することが必要である。

次に製造工程Ｓ１、Ｓ２において潤滑圧延が行われたときに製造可能とされる、本発明の鋼板について説明する。当該熱延鋼板は次のようなものである。
＜フェライト相＞
本発明の鋼板は主相をフェライト相とするものである。従って、鋼板を任意の断面で切断したときの断面積に対してフェライト相の断面積が５０％以上であればよい。好ましくは７０％以上である。ここで「主相」とは、当該鋼板の任意の断面において、該断面の面積に対して５０％以上の面積を占める相である。

＜フェライト結晶粒径＞
本発明の鋼板のフェライト結晶は鋼板の板厚方向において所定の粒度分布を有している。具体的には次の通りである。
鋼板表面から板厚方向に５０μｍの位置におけるフェライト結晶粒径をＤ１、鋼板表面から板厚方向に該板厚の１／４の深さにおけるフェライト結晶粒径をＤ２、及び鋼板表面から板厚方向に該板厚の１／２の深さにおけるフェライト結晶粒径をＤ３としたときに、次式（２）を満たす。
（Ｄ３−Ｄ１）／Ｄ２≦０．４ （２）

ここでＤ１、Ｄ２、Ｄ３はそれぞれの位置における平均粒径を表しており、当該平均粒径はＡＳＴＭ切断法により得られたものである。式（２）により板厚方向の分布比を定量的に評価することができ、式（２）を満たすことにより、鋼板の板厚方向で所定の均一な粒径分布が得られていることを意味する。

＜フェライト結晶粒の縦横の関係＞
さらに本発明の鋼板は鋼板表面から板厚方向に５０μｍの位置おけるフェライト粒において、圧延方向の粒径をＤｒ、板厚方向の粒径をＤｔとしたときに次式（１）を満たす。
｜（Ｄｒ−Ｄｔ）／（（Ｄｒ＋Ｄｔ）／２）｜≦０．２５ （１）

ここで、Ｄｒ、Ｄｔは、圧延材の幅方向に垂直な断面でフェライト組織を顕微鏡観察し、切断法にて粒径を算出する際に、圧延方向の測定と板厚方向の測定を分離して行うことにより得る。そして、式（１）により粒子の縦横比を定量的に評価することができ、式（１）を満たすことにより層状でない組織が形成されていることを意味する。

以上の本発明の鋼板により、従来の微細粒フェライト鋼板では不利とされていた２次加工時の変形能、均一変形能を改善することが可能となる。また、析出強化元素を含有せず、汎用的な成分の鋼板で結晶粒微細化により高強度とすることが可能であるため、製品のリサイクル性にも優れ、地球環境に対する負荷を軽減することができる。

以下、実施例によりさらに詳しく本発明について説明する。ただし、本発明は当該実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
実施例１では、Ｃ工程で潤滑をしない場合（摩擦係数０．４）において各条件により圧延した。以下に具体的な条件、及び結果を説明する。
表１に示すＡ〜Ｄで示した成分に調整した素材のうちＡで示した素材を、幅１００ｍｍ、長さ７０〜２００ｍｍの切り板に切断して供試材とした。この供試材を炉内温度１０００℃の加熱炉中に１時間保持した後、熱間圧延・冷却を実施した。なお、表中に記載のとおり、Ａで示した供試材のＡｅ３変態点は、８３０℃である。Ａｅ３変態点とは鋼がオーステナイト域である温度からフェライト変態を開始する熱的平衡温度である。

熱間圧延は図３に示すような、加熱炉１１に引き続き配置される３スタンド熱間圧延機１０を製作して使用した。第１スタンド（Ｆ１）１と第２スタンド（Ｆ２）２との間の距離は、２．１ｍ、第２スタンド（Ｆ２）２と第３スタンド（Ｆ３）３との間の距離は１．０ｍであり、パス間時間が０．６秒以下の圧延が可能である。なお、第２スタンド（Ｆ２）２と第３スタンド（Ｆ３）３との間に、スタンド間水冷ヘッダ１３を配設した。各圧延スタンドの圧下率は、４０％以上取れるようにした。加熱炉１１から各スタンド１〜３を通過した供試材４は冷却装置１２に導かれる。潤滑ヘッダ１４は、各スタンドの入側に設置されており、潤滑をするときにはワークロールに向けて潤滑材を噴射することができる。圧延機仕様及び圧延条件を表２に示す。

表２に示されているように、供試材４は、第１スタンド（Ｆ１）１において、４〜５パスの圧延を行った。その後、第２スタンド（Ｆ２）２と第３スタンド（Ｆ３）３とにより、第２圧延、第３圧延をそれぞれ実施した。

表３には、本実施例でおこなった試験における各工程の条件等を示した。ここで表中に記載された平均γ（オーステナイト）粒径は、後工程に供される試験片とは別の試験片を準備し、同じ条件で第１圧延をした当該試験片を室温まで急冷し、組織観察により計測した。

また、表３には同時に圧延後の平均粒径を示している。ここで当該平均粒径の測定はＡＳＴＭ切断法により得られた。表３を参照しつつ各試番について考察する。本実施例で供されるＡで示した鋼材のＡｅ３変態点は上記の通り８３０℃であるから、
・Ａｅ変態点−６０℃＝７７０℃
・Ａｅ変態点−３０℃＝８００℃
・Ａｅ変態点−５℃＝８２５℃
・Ａｅ変態点＋２０℃＝８５０℃
である。
試番１は、Ｃ工程における圧延前温度が７５０℃であり、本発明では少なくとも７７０℃以上であることが必要である要件を満たさないので組織が層状となった。これはＡｅ変態点以下の過冷度が大きくなり、第３圧延前に既にフェライト変態が生じてしまったからであると考えられる。
試番２は、本発明の製造方法を満たし、１．６μｍである微細粒径を得ることができた。
試番３は、Ｃ工程における第３圧延の入側温度が７７０℃であり圧延前パス間時間が０．６ｓｅｃ以内であることが必要であるところ、ここでは０．８ｓｅｃである。これにより結晶粒径が大きくなってしまった。これは静的な再結晶の発生により歪みの蓄積が不十分であったからである。
試番４は、本発明の製造方法を満たし、１．８μｍである微細粒径を得ることができた。
試番５は、Ｃ工程における第３圧延の入側温度が８００℃であり圧延前パス間時間が０．５ｓｅｃ以内であることが必要であるところ、ここでは０．７ｓｅｃである。これにより結晶粒径が大きくなってしまった。これは静的な再結晶の発生により歪みの蓄積が不十分であったからである。
試番６は、本発明の製造方法を満たし、１．９μｍである微細粒径を得ることができた。
試番７は、試番５と同様である。
試番８は、本発明の製造方法を満たし、１．９μｍである微細粒径を得ることができた。
試番９は、Ｃ工程における第３圧延の入側温度が８３０℃であり圧延前パス間時間が０．３ｓｅｃ以内であることが必要であるところ、ここでは０．６ｓｅｃである。これにより結晶粒径が大きくなってしまった。これは静的な再結晶の発生により歪みの蓄積が不十分であったからである。
試番１０は、Ｂ工程における第２圧延の圧下率が２０％であり、本発明の３０〜５５％を満たさない。これは歪みの蓄積、転移の高密度化が不十分であったものと推定される。これにより粒径が微細化しなかった。
試番１１は、層状組織となった。これはＢ工程の第２圧延前温度が、７８０℃でありＡｅ３変態点より小さいため、第３圧延前にフェライト変態が生じてしまったと推察される。
試番１２、及び試番１３は、Ｄ工程において圧延−冷却間時間が０．５ｓｅｃであり本発明の規定より長く、冷却速度も緩やかである。これにより結晶粒の微細化ができなかった。
試番１４は、Ｃ工程の第２圧延における圧下率が３０％であり、本発明に規定した３５〜６０％を満たさなかった。これにより歪みの蓄積、転移の高密度化が不十分となり、結晶粒が微細化しなかったものと推測される。
試番１５は、Ｄ工程のおける冷却速度が２５０℃／ｓｅｃであり、その速度が不十分であったために再結晶、回復の抑制が十分でなく、フェライト変態が適切に促進しなかったためと推測される。
試番１６は、Ｄ工程における冷却停止温度が７１０℃であり、本発明が規定する「Ａｅ３変態点−１３０℃以下」、すなわち７００℃以下といない。このため冷却によるフェライト変態促進が十分でないとともに、フェライト変態後の粒成長が大きかった。
試番１７は、第１圧延において総圧下率が８０％未満であるとともに、第１圧延後のオーステナイト粒径が３０μ以上であるため本発明の規定を満たさない。これにより第２、第３圧延における歪みの蓄積が不十分であり、フェライト変態の核生成サイトが不十分であったと推察される。
試番１８は、総圧下率が８０％より小さいが、第１圧延後のオーステナイト粒径が３０μ以下であるとともに、他の工程においても本発明の規定を満たし、微細な結晶粒を得ることができた。
試番１９は、試番１７と同様である。
試番２０は、試番１８と同様である。
試番２１は、試番１７と同様である。
試番２２は、総圧下率が８０％であり、他の工程も本発明の要件を満たしているので微細な粒径の鋼板を得ることができた。
試番２３は、試番１７と同様である。
試番２４、試番２５は、試番２２と同様である。

以上のように、本発明の各工程の規定を満たすことにより、潤滑圧延をしなくても２．０μｍより小さい粒径を有する微細化された結晶粒を有する鋼板を得ることができた。

（実施例２）
実施例２では、Ｃ工程において潤滑油を供給して摩擦係数を０．２５以下とした場合について試験をおこなった。圧延設備は実施例と同じである。共試材は、表１に示すＡ〜Ｄで示した成分に調整した各素材を、幅１００ｍｍ、長さ７０〜２００ｍｍの切り板に切断して製作した。この供試材を炉内温度１０００℃の加熱炉中に１時間保持した後、熱間圧延・冷却を実施した。なお、表中に記載のとおり、本供試材のＡｅ３変態点は、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄについてそれぞれ、８３０℃、８００℃、７７０℃、７５０℃である。表４には、本実施例でおこなった試験における各工程の条件等を示した。ここで表中に記載された平均γ（オーステナイト）粒径は、後工程に供される試験片とは別の試験片を準備し、同じ条件で第１圧延をした当該試験片を室温まで急冷し、組織観察により計測した。

表４は実施例１で示した試番１、１１、２５も合わせて示し、その他試番２６〜試番５４についてもその製造条件を示したものである。表４に示した各試験において、備考欄に示した「製造方法Ｓ１」で示した試番の試験は、上記した製造方法Ｓ１のＣ工程においてクーロン摩擦係数が０．２５以下である潤滑圧延をした製造方法で鋼板を製造したものである。同様に「製造方法Ｓ２」で示した試番の試験は、上記した製造方法Ｓ２のＣ工程においてクーロン摩擦係数が０．２５以下である潤滑圧延をした製造方法で鋼板を製造したものである。さらにいずれの製造方法にも該当する試番の試験には「製造方法Ｓ１、Ｓ２」と示した。備考欄が空欄のものはいずれの要件も満たさない製造方法である。

表５には、上述した各位置における粒径Ｄ１、Ｄ２、Ｄ３、Ｄｒ、Ｄｔを示すとともに粒径分布比、及び粒子形状比を示した。合わせて機械的性質も記載している。表５からわかるように、Ｃ工程において適切に潤滑圧延をした製造方法Ｓ１、又は製造方法Ｓ２によって製造された鋼板は、板厚方向における粒径分布の均一性が良好であるとともに、粒子形状の縦横比が小さい。すなわち層状でない組織を有するものとなっている。これによって伸びが良好であり、２次加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。機械的性質については、試番１、１１、２５〜２９、及び５２〜５４の例についてのみ実際に測定をおこなった。試番１、１１、及び２５〜２９については、鋼種Ａによるものであるが、いずれの場合においても製造方法Ｓ１、又は製造方法Ｓ２で製造した方が高い伸びを示している。一方、試番５２〜５４については、含有成分が異なるので上記試番とは直接比較することはできないが、組織から得られる効果を得ることができる。試番５３については、伸びの値が他に比べて小さいが、これは鋼種ＣがＣ（炭素）を多く含有していることに起因する。以上より、組織から考えられる機械的性質が顕著に現れていることがわかる。

以上のように少なくともＣ工程において潤滑圧延、特に摩擦係数を０．２５以下とすることにより粒径分布や粒子形状がさらに良好となり２次加工にも有利な鋼板とすることができる。

図４に潤滑がある場合と無い場合の鋼板の組織拡大図を示した。潤滑がある場合は試番２９、潤滑が無い場合は試番２５によるものである。これによっても製造方法Ｓ１、又は製造方法Ｓ２により、層状でない組織を有する鋼板を得ることができることがわかる。

以上、現時点において、最も実践的であり、かつ、好ましいと思われる実施形態に関連して本発明を説明したが、本発明は、本願明細書中に開示された実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲および明細書全体から読み取れる発明の要旨或いは思想に反しない範囲で適宜変更可能であり、そのような変更を伴う、溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法、及び鋼板も本発明の技術的範囲に包含されるものとして理解されなければならない。

Claims (7)

1. 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる素材鋼板をＡｅ３変態点以上の温度域を維持して連続する複数パスで総圧下率８０％以上で圧延する第１圧延を含むＡ工程と、
   前記Ａ工程に引き続き圧延機入側温度がＡｅ３変態点以上の温度域で圧下率３０〜５５％の１パス圧延を行う第２圧延を含むＢ工程と、
   前記Ｂ工程の後、圧延機入側温度を所定の温度域として圧下率３５〜７０％の１パス圧延を行う第３圧延を含むＣ工程と、
   引き続き該第３圧延後０．２ｓｅｃ以内に６００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下の温度まで冷却するＤ工程とを備え、
   前記Ｃ工程における、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点−３０℃）未満ならば、０．６ｓｅｃ以内に、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−３０℃）以上（Ａｅ３変態点−５℃）未満ならば、０．５ｓｅｃ以内に、所定の温度域が（Ａｅ３変態点−５℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満ならば、０．３ｓｅｃ以内に前記第３圧延を行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
2. 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる素材鋼板を圧延終了時の組織がオーステナイト単相で平均粒径が３０μｍ以下となるように圧延する第１圧延を含むＡ’工程と、
   前記Ａ’工程に引き続き圧延機入側温度がＡｅ３変態点以上の温度域で圧下率３０〜５５％の１パス圧延を行う第２圧延を含むＢ工程と、
   前記Ｂ工程の後、圧延機入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満の温度域で圧下率３５〜７０％の１パス圧延を行う第３圧延を含むＣ工程と、
   引き続き第３圧延後０．２ｓｅｃ以内に６００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で（Ａｅ３変態点−１３０℃）以下の温度まで冷却するＤ工程とを備え、
   前記第３圧延は、該第３圧延の入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点−３０℃）未満ならば、前記第２圧延後０．６ｓｅｃ以内に、入側温度が（Ａｅ３変態点−３０℃）以上（Ａｅ３変態点−５℃）未満ならば、前記第２圧延後０．５ｓｅｃ以内に、入側温度が（Ａｅ３変態点−５℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満ならば、前記第２圧延後０．３ｓｅｃ以内に行うことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
3. 前記第１圧延は、連続する複数パスの圧延であり、かつ、該第１圧延の入側温度が８５０℃以上９００℃未満であれば総圧下率６５％以上、９００℃以上９５０℃未満であれば総圧下率７０％以上、９５０℃以上１０００℃未満であれば総圧下率７５％以上、１０００℃以上であれば総圧下率８０％以上であることを特徴とする請求の範囲第２項に記載の熱延鋼板の製造方法。
4. 前記第３圧延の入側温度が（Ａｅ３変態点−６０℃）以上（Ａｅ３変態点＋２０℃）未満となるように、前記第２圧延と第３圧延の間で鋼板を冷却することを特徴とする請求の範囲１項〜第３項のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法。
5. 少なくとも前記第３圧延で、被圧延材と圧延ロールとの間に圧延油を供給して圧延することを特徴とする請求の範囲第１項〜第４項のいずれか一項に記載の熱延鋼板の製造方法。
6. 前記圧延油を供給して圧延する前記第３圧延の前記被圧延材と前記圧延ロールとのクーロン摩擦係数が０．２５以下であることを特徴とする請求の範囲第５項に記載の熱延鋼板の製造方法。
7. 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含有し残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる熱延鋼板であって、
   前記熱延鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ２が２．０μｍ未満であるとともに、
   前記熱延鋼板の表面から板厚１／２深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ３と、前記熱延鋼板の表面から５０μｍ深さ位置におけるフェライト結晶粒径Ｄ１との関係が（Ｄ３−Ｄ１）／Ｄ２≦０．４を満たし、
   前記熱延鋼板の表面から５０μｍ深さ位置における前記フェライト結晶粒の圧延方向粒径Ｄｒと板厚方向粒径Ｄｔとが式（１）を満たすことを特徴とする熱延鋼板。
   ｜（Ｄｒ−Ｄｔ）／（（Ｄｒ＋Ｄｔ）／２）｜≦０．２５ （１）

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