JPWO2013088692A1 - 耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：0.015〜0.05％、Si：0.10％未満、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.20％以下、Ｓ：0.1％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.005％以下、Ti：0.06〜0.5％を含み、かつＣとTiがTi*／Ｃ≧４ （ここで、Ti*（質量％）＝Ti−3.4Ｎ、Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））を満足する組成を有し、平均粒径が７μm以上のフェライトを主体とし、かつフェライトの、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、が1.1以上である組織を有する。これにより、耐時効性に優れた鋼板となる。

Description

本発明は、コンプレッサー等の圧力容器用、あるいはアルカリ電池、Li電池等の容器用として好適な鋼板に係り、とくに耐時効性（aging resistance property）の向上に関する。
近年、真空脱ガスによりＣ量を数十ppm以下と低減したうえで、さらにTi、Nb等の炭窒化物形成元素を微量添加して、固溶Ｃ，Ｎをフリー化したＩＦ（Interstitial Free）鋼板が開発され、容器用など、各種の用途に広く用いられている。固溶Ｃ，Ｎをフリー化したＩＦ鋼板は、時効硬化することがなく、加工性に優れているため、絞り加工などの高成形性が要求される容器用鋼板として、使用される場合が多い。しかし、溶鋼のＣ量を低減すると、非特許文献１に示されるように、溶存酸素量が増加するため、アルミナ等の介在物が増加するという問題がある。
最近、地球環境の保全等の観点から、鋼板を薄肉化し、鋼材使用量を削減しようという要望が大きくなっている。このような要望に沿って、ＩＦ鋼板を薄肉化すると、介在物が表面に現出しやすくなり、極薄材の場合には、板厚を貫通した欠陥となりやすいなどの問題が生じる。一方、低炭素鋼板（Ｃ量を極端に低減することがないため介在物が少なく、介在物が表面に現出しやすいなどの問題が生じない）では、時効硬化が生じ成形性が低下するため、薄肉化に際し、プレス割れ等の問題が生じやすい。
このため、このような鋼板の薄肉化に関連して、介在物が少なく、かつ時効硬化しない低炭素鋼板が強く要望されていた。
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：0.01〜0.1％未満、Si：0.1〜1.2％、Mn：3.0％以下、Ti：（有効*Ti）／Ｃが4〜12、Ｂ：0.0005〜0.005％、Al：0.1％以下、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.005％以下を含有する成形加工用高強度鋼板が記載されている。ここで、有効*Ti＝Ti−1.5Ｓ−3.43Ｎで定義される。特許文献１に記載された技術によれば、Siを多く含有させて、フェライト中からのＣ排出を促進させ、さらに有効*Ti／Ｃを４〜12に調整することにより、Ｃ量を多くした低Ｃ鋼板においても、固溶Ｃ，Ｎ，Ｓ等を完全に固定でき、面内異方性が小さく、低降伏比、完全非時効で高温加熱による軟質化を防止できるとしている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.0080〜0.0200％、Si：0.02％以下、Mn：0.15〜0.25％、Al：0.065〜0.200％、Ｎ：0.0035％以下、Ti：0.5≦（Ti−（48/14）Ｎ−（48/32）Ｓ）／（（48/12）Ｃ）≦2.0を含み、平均結晶粒径が20.0μm以下である異方性の小さい鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、面内異方性（in-plane anisotropy）の指数であるΔｒの冷間圧延率依存性が小さく、製造条件のばらつきによるΔｒの変化が小さい鋼板が得られるとしている。
日本国特開平05−5156号公報 日本国特開2007−9272号公報
金属化学入門シリーズ２ 鉄鋼精錬、p.195、2000年７月発行、金属学会。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、フェライト中からのＣ排出を促進させ、フェライト域でTi炭化物を析出させているが、フェライト域で析出するTi炭化物は微細でかつマトリックスと整合して析出するため、鋼板が硬質化し、とくに時効後の強度の上昇が著しくなるという問題があった。また、特許文献２に記載された技術においても、Ti炭化物が微細に析出し、時効後の強度が著しく高くなり、成形性が低下するという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明鋼板は、種々の厚みを採用することができ、例えば板厚：0.5mm以下の極薄材にとくに好適に適用することができる。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、耐時効性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、熱間圧延において、析出物を粗大に析出させることにより、フェライト粒（ferrite grain）のアスペクト比、すなわち圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比ｄＬ／ｄｔを大きくでき、その結果耐時効性が顕著に向上することを見出した。すなわち、フェライト粒の、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、を1.1以上に調整することにより、例えば時効指数ＡＩ（aging index）を10MPa以下とすることができることを見出した。
まず、本発明者らが行った実験結果について説明する。
質量％で、0.015〜0.055％Ｃ−0.01〜0.10％Si−0.1〜2.0％Mn−0.01〜0.20％Ｐ−0.01〜0.05％Ｓ−0.01〜0.12％Al−0.05〜0.55％Ti−0.001〜0.005％Ｎを含み、TiとＣの比を調整して含む組成のスラブに、種々の条件の、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施して2.0〜4.0mmの熱延板とした。ついで、得られた熱延板を酸洗し、冷間圧延を施して0.25〜1.0mmの冷延板とし、ついで、種々の条件の均熱処理を施した。
得られた鋼板について組織観察を行い、実施例に記載の方法で圧延方向のフェライト平均粒径ｄＬと板厚方向のフェライト平均粒径ｄｔをそれぞれ求めた。また、得られた鋼板について時効指数ＡＩおよび時効後の降伏応力（実施例に記載の方法で求めた）を求めた。なお、時効指数ＡＩは、得られた鋼板から採取した引張試験片に7.5％の予歪（pre-strain）を付与したのち、100℃×30minの時効処理を施し、時効処理後の降伏応力から7.5％予歪後の強度（応力）を減じた値として、算出するものとする。
得られた結果を図１、図２に示す。
図１から、ｄＬ／ｄｔを1.1以上とすることにより、時効指数ＡＩを10MPa以下とすることができることがわかる。また、図２から、ｄＬ／ｄｔを1.1以上とすることにより、時効後の降伏応力を400MPa以下とすることができることがわかる。
ｄＬ／ｄｔを1.1以上とすることにより、時効後の強度増加を抑制することができ、あるいは時効指数ＡＩを10MPa以下とすることができるメカニズムについては、現在までのところ明確になっているわけではないが、本発明者らは、つぎのように考えている。
析出物（TiC）を粗大化することにより、とくに圧延方向（板厚方向に比して析出物の密度が低い）の、フェライト粒の成長が阻害されないことから、フェライト粒の、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、を大きくできる。そして、フェライト粒のｄＬ／ｄｔが大きくなることにより、歪付加時に板厚方向に歪を集中させることができ、時効処理後に、引張方向（圧延方向）の降伏応力の増加量が少なくなり、結果として時効指数ＡＩも小さくすることができる。
本発明はかかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.015〜0.05％、 Si：0.10％未満、
Mn：0.1〜2.0％、 Ｐ：0.20％以下、
Ｓ：0.1％以下、 Al：0.01〜0.10％、
Ｎ：0.005％以下、 Ti：0.06〜0.5％
を含み、かつＣとTiが下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有し、フェライト相を主体とし、該フェライト相の平均粒径が７μm以上で、かつフェライト相の、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、が1.1以上である組織を有し、下記圧延方向のＡＩ（時効指数aging index）値が10MPa以下である耐時効性に優れた鋼板。
Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
ここで、Ti*＝Ti−3.4Ｎ、
Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、
圧延方向のＡＩ値は、圧延方向が引張方向となるように引張試験片を採取し、7.5％の予歪を付与し、100℃×30minの時効処理を施した後の降伏応力から、7.5％予歪後の応力を減じた値で定義される。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％、のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記鋼板が、板厚：0.5mm以下の薄鋼板であることを特徴とする耐時効性に優れた鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記鋼板が、表面にめっき層を有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板。
（７）鋼素材を、加熱し粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする鋼板の製造方法において、前記鋼素材が、質量％で、Ｃ：0.015〜0.05％、Si：0.10％未満、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.20％以下、Ｓ：0.1％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.005％以下、 Ti：0.06〜0.5％を含み、かつＣとTiが次（１）式
Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
（ここで、Ti*（質量％）＝Ti−3.4Ｎ、Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有し、前記熱間圧延が、900〜950℃の温度範囲の保持時間が３ｓ以上であり、前記仕上圧延が、仕上圧延終了温度：Ar3変態点以上の温度で圧延を終了する圧延とし、該仕上圧延終了後、前記熱延板を平均冷却速度：50℃／ｓ以下で冷却し、巻取温度：600℃以上で巻き取る耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％、のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（１０）（７）ないし（９）のいずれかにおいて、 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（１１）（７）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記熱間圧延における前記粗圧延が、合計圧下率：80％以上で、最終圧延温度：1150℃以下とする圧延であることを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（１２）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記熱延板にさらに、酸洗および冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板にさらに650〜850℃の範囲の均熱温度で10〜300ｓ間保持する均熱処理を施すことを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
（１３）（７）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記鋼板に、さらにめっき処理を施すことを特徴とする耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
上記（１）〜（４）の鋼板組成については、
「質量％で、Ｃ：0.015〜0.05％、Si：0.10％未満、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.20％以下、Ｓ：0.1％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.005％以下、Ti：0.06〜0.5％を含み、
あるいはさらに（optionally）、質量％で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有し、
あるいはさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％、のうち少なくともいずれかを含有し、
あるいはさらに、質量％で、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％のうち少なくともいずれかを含有し、
かつＣとTiが次（１）式
Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
（ここで、Ti*（質量％）＝Ti−3.4Ｎ、Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））
を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる」と表現することもできる。上記（７）〜（１０）の鋼素材組成についても同様である。
本発明によれば、時効指数ＡＩが10MPa以下と、耐時効性に優れた鋼板を、容易にかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、時効処理後の降伏応力が400MPa以下と、時効後の強度増加が少なく、加工性の低下が少ない鋼板が得られるという効果もある。
図１は、時効指数ＡＩに及ぼす、フェライト粒の圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比ｄＬ／ｄｔの影響を示すグラフである。 図２は、時効処理後の降伏応力に及ぼす、フェライト粒の圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比ｄＬ／ｄｔの影響を示すグラフである。
本発明鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、あるいはめっき鋼板である。いずれの鋼板においても厚みにとくに制限は無いが、例えば0.5mm以下の極薄材（通常、冷延工程を要する）にとくに好適に適用することができる。
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.015〜0.05％
Ｃは、精錬時の溶存酸素を低減し、介在物の形成を抑制する作用を有する。また、Ｃは、TiCの形成を促進させる。このような効果を得るためには、0.015％以上の含有を必要とする。一方、0.05％を超えて含有すると、鋼板を硬質化させ、さらに固溶Ｃとして存在すると、時効硬化を促進する。このため、Ｃ含有量は0.015〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.035％である。
Si：0.10％未満
Siは、多量に含有すると、鋼板が硬質化し、加工性（press formability）が低下する。また、Siは焼鈍時にSi酸化被膜を生成し、めっき性を阻害する。また、Siは、熱間圧延時に、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度を上昇させるため、γ域でTiCを析出させることが難しくなる。このため、Si含有量は0.10％未満に限定した。なお、0.05％以下が好ましく、さらには0.04％以下が好ましい。またより好ましくは0.03％以下であり、さらに好ましくは0.02％以下である。Siは含有されていなくても問題はない。
Mn：0.1〜2.0％
Mnは、鋼中で、有害なＳをMnSとして固定し、Ｓの悪影響を抑制する作用を有する。また、Mnは、固溶して鋼を硬質化するとともに、オーステナイト（γ）を安定化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.1％以上のMnの含有を必要とする。一方、2.0％を超えるMnの多量含有は、冷却時に低温変態相（bainite and/or martensite）の増加をもたらすことで、鋼板の硬質化を招き、加工性を低下させる。このようなことから、Mn含有量は0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0％以下、より好ましくは0.5％以下、さらに好ましくは0.3％以下である。
Ｐ：0.20％以下
Ｐは、粒界に偏析し、延性や靭性を低下させる。また、Ｐは、熱間圧延時に、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度を上昇させるため、γ域でTiCを析出させることが難しくなる。このため、Ｐ含有量はできるだけ低減することが望ましいが、0.20％までは許容できる。なお、好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.05％以下、さらに好ましくは0.03％以下である。Ｐは含有されていなくても問題はない。
Ｓ：0.1％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させ、熱間割れ（hot roll cracking）を誘発して表面性状を著しく低下させる。さらに、Ｓは強度増加にはほとんど寄与しないうえ、不純物として粗大なMnSを形成し、延性および靭性を低下させる。このため、Ｓ含有量はできるだけ低減することが望ましいが、0.1％までは許容できる。なお、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.02％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。Ｓは含有されていなくても問題はない。
Al：0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する。このような効果を得るためには0.01％以上のAlの含有を必要とする。一方、0.10％を超えるAlの多量含有は、熱間圧延時に、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度を上昇させるため、γ域でのTiCの析出を難しくする。このため、Al含有量は0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.06％以下、より好ましくは0.04％以下である。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、Tiと結合し、TiNを形成することにより、Ti炭化物として析出する有効Ti量を低減する。また、Ｎは多量含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを誘発することにより、表面疵を多発させる恐れがある。このようなことから、Ｎ含有量は0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。Ｎは含有されていなくても問題はない。
Ti：0.06〜0.5％
Tiは、固溶Ｃ，Ｎと結合してTi炭窒化物を形成し、固溶Ｃ，Ｎによる時効硬化を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Tiを0.06％以上含有する必要がある。一方、0.5％を超える多量のTi含有は、製造コストの高騰を招くとともに、熱間圧延時に、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態温度を上昇させるため、γ域でのTiCの析出を難しくする。このため、Ti含有量は0.06〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.3％、より好ましくは0.2％以下、さらに好ましくは0.15％以下である。
なお、Tiは上記した範囲内でかつ、次（１）式を満足するように調整して含有する。
Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
なお、ここで、Ti*（質量％）＝Ti−3.4Ｎ（ここで、Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％））である。Ti*は、TiNとして析出する以外のTi量を意味する。Ti*／Ｃが４以上とすることにより、固溶Ｃを全てをTiCとして析出させることができ、時効硬化を抑制することができる。なお、Ti*／Ｃの上限はとくに限定しないが、10程度以下とすれば十分である。なお、Ti*／Ｃは好ましくは５以上、さらに好ましくは６以上である。
上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｂ：0.0005〜0.0050％、および／または、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％のうちの１種または２種以上、および／または、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％のうちの１種または２種、を選択して含有できる。
Ｂ：0.0005〜0.0050％
Ｂは、熱間圧延時に、γ粒界に偏析して粒界を安定化させることで、フェライトの核生成サイトを減らし、フェライト粒を粗大化させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有することが望ましい。一方、0.0050％を超える含有は、熱間圧延時に、γの再結晶を大きく抑制するため、熱間圧延荷重の増大を招くとともに、冷延後の焼鈍時に再結晶を著しく抑制する。このため含有する場合には、Ｂ含有量は0.0005〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0010〜0.0030％、さらに好ましくは0.0020％以下である。
Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％のうちの１種または２種以上
Nb、Ｖ、Ｗ、Mo、Crは、いずれも、炭化物形成元素であり、炭化物形成を介して固溶Ｃの減少に寄与し、耐時効性を改善する作用を有し、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Nb：0.005％以上、Ｖ：0.005％以上、Ｗ：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cr：0.005％以上、をそれぞれ含有することが望ましい。一方、Nb：0.1％、Ｖ：0.1％、Ｗ：0.1％、Mo：0.1％、Cr：0.1％を、それぞれ超える含有は、鋼板を硬質化させ、加工性を低下させる。このため、含有する場合は、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはNb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、Ｗ：0.05％以下、Mo：0.05％以下、Cr：0.05％以下である。
Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％のうちの１種または２種
Ni、Cuはいずれも、熱間圧延時にγ相を細粒化し、γ相中でのTiCの析出を促進する作用を有し、必要に応じて１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ、Ni：0.01％以上、Cu：0.01％以上の含有を必要とする。一方、Ni：0.1％、Cu：0.1％をそれぞれ超える含有は、熱間圧延時の圧延荷重が増大し、生産性が著しく低下する。このため、含有する場合は、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはNi：0.05％以下、Cu：0.05％以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物は、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、Oなど合計で0.5％以下が許容できる。
次に、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明鋼板は、軟質で加工性に優れたフェライトを主体とする組織を有する。ここで、「主体」とは、鋼板の断面で観察し面積率で95％以上、好ましくは98％以上、さらに好ましくは100％を占有する組織をいうものとする。なお、フェライト以外の第二相としては、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト等が例示できる。
また、本発明鋼板では、主体であるフェライトは、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、が1.1以上である相とする。フェライトの圧延方向平均粒径ｄＬが、フェライトの板厚方向平均粒径ｄｔより大きくすることで、耐時効性が向上する。というのは、ｄＬがｄｔより大きくなる、すなわち、ｄＬ／ｄｔ：1.1以上とすることにより、歪付加時に板厚方向に歪を集中させることができ、時効処理後に、引張方向（圧延方向）の降伏応力の増加量が少なくなり、結果として時効指数ＡＩを小さくすることができるためである。なお、ｄＬ／ｄｔは1.2以上とすることが好ましく、より好ましくは1.3以上である。なお、好ましくは上限は2.0程度である。
また、本発明鋼板では、主体となるフェライトの平均粒径は７μm以上とする。なお、フェライトの平均粒径としては、フェライトの圧延方向平均粒径ｄＬ、板厚方向平均粒径ｄｔから、２／（1/ｄＬ+１/ｄｔ）を算出して用いるものとする。
フェライトの平均粒径が小さくなると鋼板が硬質化し、加工性が低下する。このため、本発明ではフェライトの平均粒径を7μm以上に限定した。フェライトの平均粒径の上限はとくに限定しないが、粒径が大きくなると加工時に、オレンジピールと称する表面凹凸模様ができやすくなる。このため、フェライトの平均粒径を50μm以下とすることが望ましい。なお、より好ましくは30μm以下である。
つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、鋼素材を、鋳造後、冷片あるいは温片を加熱しあるいは熱片まま直接、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする。
鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
鋳造された鋼素材は、熱間圧延が可能な程度の温度を保持している場合には、そのまま、そうでなければ、冷片あるいは熱片（あるいは温片）を再加熱して、熱間圧延を施されて、熱延板とされる。なお、熱間圧延のための再加熱温度は、とくに限定する必要はないが、1100〜1300℃とすることが好ましい。
鋼素材の再加熱温度が、1100℃未満では、変形抵抗が高く、圧延機への負荷が大きくなりすぎて、所望の熱間圧延が難しくなる。一方、1300℃を超える温度では、スケールロスが多くなりすぎて、歩留り低下を招くとともに、結晶粒の粗大化が著しくいため、所望の特性を確保することが難しくなる。
本発明鋼板の製造方法では、熱間圧延は、熱間圧延の途中で、900〜950℃の温度範囲での保持時間が３ｓ以上である圧延とする。
オーステナイト域である900〜950℃の温度範囲で保持することにより、TiCの析出の駆動力が増加し、TiCの析出を促進できる。なお、保持時間は３ｓ以上とする。好ましくは５ｓ以上、さらに好ましくは10ｓ以上である。このオーステナイト域での保持は、熱間圧延の途中であれば、仕上圧延の前であっても、仕上圧延の途中であってもよい。すなわち、「保持」とは所定温度域を所定の時間維持できれば足り、該保持中に圧延変形を受けていてもよい。
粗圧延は、所望寸法形状のシートバーを確保できればよく、その条件についてはとくに限定する必要はないが、オーステナイト域でのTiCの析出を促進するという観点からは、粗圧延での合計圧下量を80％以上とし、粗圧延の圧延終了温度を1150℃以下とすることが好ましい。
粗圧延での合計圧下率：80％以上
粗圧延での圧下率を大きくすることにより、TiCが歪誘起析出（strain induced precipitation）しやすくなり、オーステナイト域でのTiCの析出が促進できる。このような効果を得るためには、合計圧下率を80％以上とすることが望ましい。なお、より好ましくは85％以上、さらに好ましくは88％以上である。粗圧延での合計圧下率の上限はとくに限定しないが、通常の粗圧延設備で可能な範囲である、95％以下とすることが好ましい。
粗圧延の圧延終了温度を1150℃以下
粗圧延の圧延終了温度を低下することにより、TiCの歪誘起析出が顕著となり、オーステナイト域でのTiCの析出を促進することができる。このような効果を得るためには1150℃以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは1100℃以下、さらに好ましくは1050℃以下である。後続の仕上圧延との関係から1000℃以上とすることが好ましい。
粗圧延を終了したのち、仕上圧延を施し、熱延板とする。
仕上圧延終了温度：Ar3変態点以上
仕上圧延は、Ar3変態点以上の仕上圧延終了温度で圧延を終了する。仕上圧延終了温度がAr3変態点未満では、圧延中にフェライトが生成するため、TiCの析出駆動力が高くなり、その結果圧延時の加工歪によりTiCが歪誘起析出して、TiCがフェライト中に微細に析出する。このため、所望の低い時効指数ＡＩを確保できなくなる。なお、Ar3変態点は950℃で50％の圧下を行ったのち10℃／ｓの冷却速度で冷却したときの熱膨張曲線より求めた値を用いるものとする。
熱間圧延終了後、熱延板は、平均冷却速度：50℃／ｓ以下で冷却され、600℃以上の温度で巻取られる。
熱間圧延終了後の平均冷却速度：50℃／ｓ以下
熱間圧延終了後の冷却を遅くすると、オーステナイト域で析出したTiCを核にして、TiCを粗大に析出させることができる。そのため、熱間圧延終了後の冷却速度、すなわち仕上圧延終了から巻取りまでの平均冷却速度を50℃／ｓ以下に限定する。熱間圧延終了後の冷却速度が50℃／ｓを超えると、TiC が微細に析出し、粗大なTiCを確保できなくなる。なお、好ましくは40℃／ｓ以下、よりに好ましくは30℃／ｓ以下、さらに好ましくは20℃／ｓ以下である。熱間圧延終了後の冷却速度の下限はとくに限定する必要はないが、遅い冷却では、スケール厚が厚くなり、歩留りの低下をもたらすため、10℃／ｓ以上とすることが好ましい。
巻取温度：600℃以上
巻取温度が低温であると、析出する炭化物（TiC）が微細となり、鋼板が硬質化するうえ、炭化物の析出が不十分で、Ｃは固溶されたままとなる。固溶Ｃが残存すると、その鋼板は時効硬化する。このようなことを避けるため、巻取温度は600℃以上とした。なお、好ましくは620℃以上、より好ましくは650℃以上である。巻取温度の上限はとくに限定しないが、スケール起因の表面欠陥を防止する意味から、上限は750℃とすることが好ましい。
得られた熱延板は、そのまま製品板（熱延鋼板）としてもよいが、必要に応じて、熱延板に、酸洗および冷間圧延を施し、さらに焼鈍（均熱処理）を施して再結晶させることで、冷延焼鈍板（冷延鋼板）としてもよい。
酸洗は常法に従い行えばよい。また、冷間圧延の圧下率（冷間圧延率）はとくに限定する必要はないが、通常の冷延設備で圧延できる50〜95％とすることが好ましい。冷間圧延率が大きくなるにしたがい、再結晶後のフェライト結晶粒径が小さくなる傾向から、冷間圧延率は90％以下とすることが好ましい。また、冷間圧延率が大きくなるにしたがい、集合組織が発達し成形性が向上することから、冷間圧延率は70％以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは80％以上、さらに好ましくは85％以上である。
冷延板に、さらに均熱処理（焼鈍）を施し、再結晶させて冷延焼鈍板とする。
均熱処理温度（均熱温度）：650〜850℃
均熱（焼鈍）温度が650℃未満では、再結晶が十分に生じないため、所望の延性を確保できなくなる。一方、850℃を超える温度では、TiCが再固溶し、固溶Ｃが残存したり、フェライトの粒が成長し、等軸粒化（polygonal ferriteに近づくこと）が進行する。このため、圧延方向のフェライト粒径と板厚方向のフェライト粒径との比、ｄＬ／ｄｔが、1.1未満となる場合がある。このため、均熱処理温度（均熱温度）は650〜850℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは700〜800℃、さらに好ましくは700〜770℃、とくに好ましくは700〜750℃である。
均熱処理の均熱時間：10〜300ｓ
均熱時間が10ｓ未満では、再結晶が完了しないため、延性が低下する。一方、300ｓを超えると、フェライトの粒成長が進行し等軸粒化するため、ｄＬ／ｄｔが1.1未満となる場合がある。このため、均熱処理の均熱時間は10〜300ｓの範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは30〜200ｓ、さらに好ましくは60〜200ｓである。
また、均熱処理（焼鈍）における均熱温度までの加熱速度は、とくに限定する必要はないが、通常の加熱炉等の設備で加熱できる加熱速度である１〜50℃／ｓ程度であればとくに問題はない。均熱処理（焼鈍）後の冷却速度もとくに限定する必要もない。
なお、鋼板には、必要に応じて、伸び率：0.5〜３％程度の調質圧延を施してもよい。
また、上記した方法で製造された鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板）には、耐食性を向上させるために、さらに、めっき処理を施してもよい。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、Niめっき、Snめっき、Crめっき、Alめっきの群から選ばれた各種めっき、あるいはそれらの合金めっきがいずれも適用できる。また、基板である鋼板にめっき処理を行った後に、耐食性を向上させるために、さらに拡散焼鈍を施す拡散合金めっき（diffusional alloy galvanizing）としてもよい。
めっき処理を施したのち、化成処理被膜（chemical conversion coating）、あるいは樹脂被膜などを形成せしめてもなんら問題はない。
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：肉厚250mm）とした。なお、表１には記載していないが、N：0.006％で他の化学成分が鋼No.１と同等の鋼においてスラブ割れが発生した。これら鋼素材を表２に示す加熱温度に加熱し、表２に示す条件で、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を行い、或いはさらに酸洗して冷間圧延および焼鈍（均熱処理）を施し、表２に示す板厚の鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）とした。なお、熱間圧延途中で、900〜950℃の範囲で３ｓ以上保持する圧延とした。また、一部の鋼板には、表２に示す条件（調質圧延率）で調質圧延を施した。Ar3変態点は前記した方法で求めた。
得られた鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、時効試験を実施した。試験方法は次のとおりである。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、腐食液：ナイタールで腐食し、組織を現出させ、光学顕微鏡（倍率：100倍）で観察した。
まず、圧延方向断面で板厚×１mmの領域について、各フェライト粒の圧延方向と板厚方向の切片長さをそれぞれ求め、それらの算術平均をそれぞれ算出し、圧延方向の平均切片長さ、および板厚方向の平均切片長さとする。そして、この圧延方向の平均切片長さおよび板厚方向の平均切片長さを、圧延方向のフェライト平均粒径ｄＬ、板厚方向のフェライト平均粒径ｄｔとする。これらｄＬ、ｄｔから、次式
２／（1/ｄＬ＋1/ｄｔ)
で算出される値を、平均のフェライト粒径と定義する。また、これらｄＬｄｔから、ｄＬ/ｄｔを算出した。
また、圧延方向断面で板厚×１mmの領域について、撮像した組織写真に基づき、画像解析により、組織全体に対する面積率（％）で、フェライトの組織分率（面積％）も求めた。
（２）引張試験
得られた鋼板から、引張方向が圧延方向となるように、JIS ５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張速度：10 mm/minで引張試験を実施し、引張特性（降伏点YP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）時効試験
得られた鋼板から、引張方向が圧延方向となるように、JIS ５号引張試験片を採取し、該引張試験片にまず、7.5％予歪を付与したのち、100℃×30minの時効処理を施した。時効処理後、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、時効処理後の降伏応力を求めた。そして、時効処理後の降伏応力と、7.5％予歪付与後の強度（応力）との差（増加量）を算出し、AI（時効指数）とした。なお、得られた鋼板から、引張方向が圧延方向となるように、JIS ５号引張試験片を採取し、該引張試験片に50℃で３ヶ月間の時効処理を施したのち、引張速度：10 mm/minで引張試験を実施し、時効処理後の降伏点YPを求めた。
得られた結果を表３に示す。
Figure 2013088692
Figure 2013088692
Figure 2013088692
本発明例はいずれも、AI（時効指数）は10MPa未満、かつ時効後の降伏応力（降伏点）が400MPa以下となっており、耐時効性に優れた鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、時効後の降伏応力が400MPaを超え、一般にAI（時効指数）も10MPaを超えて大きくなっており、耐時効性が低下していることが分かる。また、γ域でTiCが十分析出できない条件で製造された鋼板であっても、その後の析出条件が好適でAIが10MPa以下になる場合があるが（鋼板No.６）、その場合でもｄＬ/ｄｔは1.1以上とならず、また時効後の降伏応力が400MPaを超えることが分かる。

Claims (13)

  1. 質量％で、
    Ｃ：0.015〜0.05％、 Si：0.10％未満、
    Mn：0.1〜2.0％、 Ｐ：0.20％以下、
    Ｓ：0.1％以下、 Al：0.01〜0.10％、
    Ｎ：0.005％以下、 Ti：0.06〜0.5％
    を含み、かつＣとTiが下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有し、フェライト相を主体とし、該フェライト相の平均粒径が７μm以上で、かつフェライト相の、圧延方向平均粒径ｄＬと板厚方向平均粒径ｄｔとの比、ｄＬ／ｄｔ、が1.1以上である組織を有し、下記圧延方向のＡＩ（時効指数aging index）値が10MPa以下である耐時効性に優れた鋼板。
    Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
    ここで、Ti*＝Ti−3.4Ｎ、
    Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）、
    圧延方向のＡＩ値は、圧延方向が引張方向となるように引張試験片を採取し、7.5％の予歪を付与し、100℃×30minの時効処理を施した後の降伏応力から、7.5％予歪後の応力を減じた値で定義される。
  2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有する請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 前記鋼板が、板厚：0.5mm以下の薄鋼板である請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 前記鋼板が、表面にめっき層を有する請求項１ないし５のいずれかに記載の鋼板。
  7. 鋼素材を、加熱し粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする鋼板の製造方法において、
    前記鋼素材が、質量％で、
    Ｃ：0.015〜0.05％、 Si：0.10％未満、
    Mn：0.1〜2.0％、 Ｐ：0.20％以下、
    Ｓ：0.1％以下、 Al：0.01〜0.10％、
    Ｎ：0.005％以下、 Ti：0.06〜0.5％
    を含み、かつＣとTiが下記（１）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物を含む組成を有し、
    前記熱間圧延が、900〜950℃の温度範囲の保持時間が３ｓ以上であり、
    前記仕上圧延が、仕上圧延終了温度：Ar3変態点以上の温度で圧延を終了する圧延とし、該仕上圧延終了後、前記熱延板を平均冷却速度：50℃／ｓ以下で冷却し、巻取温度：600℃以上で巻き取る耐時効性に優れた鋼板の製造方法。
    Ti*／Ｃ≧４ ‥‥（１）
    ここで、Ti*＝Ti−3.4Ｎ、
    Ti、Ｃ、Ｎ：各元素の含有量（質量％）
  8. 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0005〜0.0050％を含有する請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.1％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｗ：0.005〜0.1％、Mo：0.005〜0.1％、Cr：0.005〜0.1％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有する請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜0.1％、Cu：0.01〜0.1％からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有する請求項７ないし９のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  11. 前記熱間圧延における前記粗圧延が、合計圧下率：80％以上で、最終圧延温度：1150℃以下とする圧延である請求項７ないし１０のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  12. 前記熱延板にさらに、酸洗および冷間圧延を施し冷延板とし、該冷延板にさらに650〜850℃の範囲の均熱温度で10〜300ｓ間保持する均熱処理を施す請求項７ないし１１のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  13. 前記鋼板に、さらにめっき処理を施す請求項７ないし１２のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
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