WO2015111378A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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rolling
less
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太郎 木津
金晴 奥田
勲 関口
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • an ultra-thin soft steel sheet for example, in Patent Document 1, steel containing C: 0.01% or more and 0.10% or less is hot-rolled at a temperature of Ar 3 or less, and the subsequent steel sheet is heated at 500 to 750 ° C.
  • a technique related to a cold-rolled steel sheet in which a hot-rolled steel sheet is wound around a coil to obtain a hot-rolled steel sheet and then cold-rolled to reduce the hardness distribution in the width direction is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that steel containing C: 0.016-0.07% and Ti: 0.005-0.03%, Ar 3 transformation point to (Ar 3 transformation point + 49 ° C), reduction rate in final pass: 20% or more After being hot-rolled under the above conditions, the subsequent steel sheet was cooled to 700 ° C. or lower at a cooling rate of 10 ° C./second or more within 0.4 seconds, and wound into a coil at a winding temperature of 450 to 650 ° C. A technique for obtaining a hot-rolled steel sheet for a cold-rolled material having an average crystal grain size of 13 ⁇ m or less and an aging index AI of 10 MPa or less is disclosed.
  • Patent Document 1 causes a rolling plate trouble when transformation occurs between finishing stands because the rolling load increases at a temperature of Ar 3 or lower during hot rolling. Also, in order to start finish rolling after lowering the rolling temperature to below Ar 3 , wait for the temperature to drop on the entrance side of the finishing mill, or use a dedicated heating cycle to lower the slab heating temperature in the first place. Another problem is that the cost of hot rolling is significantly increased.
  • Patent Document 2 is one method for reducing the load during cold rolling.
  • there are thermometers and thickness meters near the exit side of finish rolling and it is difficult to provide a cooling zone near the exit side, so finish rolling to start cooling within 0.4s after finish rolling. It was necessary to roll at a very high speed to the cooling zone far from the machine exit side, which was accompanied by restrictions on actual operation.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and provides a hot-rolled steel sheet as a material for a cold-rolled steel sheet having a small rolling load when subjected to cold rolling, and a method for producing the same. Objective.
  • the inventors diligently investigated and examined the correlation between the structure of the hot-rolled steel sheet and various properties of the cold-rolled steel sheet using the hot-rolled steel sheet as a raw material. As a result, it has been found that a hot-rolled steel sheet having a small rolling load when subjected to cold rolling can be stably produced if the material has a predetermined component composition and structure, and the present invention has been completed.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. (1) In mass%, C: 0.010 to 0.040%, Si: 0.05% or less, Mn: 0.10 to 0.35%, P: 0.03% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.01 to 0.10% and N: 0.0050% or less, the balance is Fe and inevitable impurities, the average grain size of ferrite exceeds 13 ⁇ m, and the standard of natural logarithm of individual ferrite grain size A hot-rolled steel sheet having a structure with a deviation of 0.40 or more.
  • the component composition is further in mass%, B: 0.0005-0.0030%
  • B 0.0005-0.0030%
  • the component composition is further mass%, Cr: 0.01-0.10% and Cu: 0.01-0.10%
  • the component composition is further mass%, Sb: 0.005 to 0.050%
  • the “hot rolled steel sheet” targeted by the present invention includes a hot-rolled steel sheet with a scale and a pickled steel sheet that has been pickled after hot rolling.
  • It includes a step of hot rolling a slab having the component composition according to any one of (1) to (4), and in the hot rolling step,
  • the entrance temperature of finish rolling is 900 ° C or higher
  • the reduction ratio of the stand before the final stand of finish rolling is 15% or more
  • the rolling reduction of the final stand of finish rolling is less than 30%
  • the exit temperature of finish rolling is 850 ° C or higher
  • the steel sheet after the finish rolling is subjected to air cooling of 0.5 s or more and 2.0 s or less
  • the average cooling rate until winding after the finish rolling is 10-50 ° C / s
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet comprising winding at 550 to 700 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the mechanism that can reduce the load particularly during cold rolling according to the present invention is not necessarily clear, but is considered as follows. That is, dislocations introduced during cold rolling accumulate in the vicinity of the grain boundary, thereby increasing deformation resistance during cold rolling. For this reason, increasing the grain size of hot-rolled steel sheets to suppress the accumulation of dislocations and increasing the grain size distribution can concentrate the accumulation of dislocations in the vicinity of larger grain boundaries, resulting in total dislocation accumulation. The amount can be reduced. As a result, the deformation resistance at the time of cold rolling can be significantly reduced, and the rolling load at the time of cold rolling can be reduced.
  • a hot-rolled steel sheet suitable for use in rolling can be provided.
  • C 0.010-0.040% If the content of C is small, the transformation point rises and transformation occurs in the middle of hot finish rolling. As a result, deformation resistance increases greatly and rolling at a set reduction rate becomes impossible. Trouble on the board is caused. Moreover, the cost for reducing C amount is also required. Therefore, the C amount needs to be 0.010% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, if the amount of C is too large, the crystal grains become small and the steel sheet becomes hard due to an increase in cementite. Therefore, the C content needs to be 0.040% or less, preferably 0.035% or less, more preferably 0.030% or less, and still more preferably 0.025% or less.
  • Si 0.05% or less
  • the Si amount needs to be 0.05% or less, preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and still more preferably 0.01% or less. It should be noted that even if Si is not added, there is no problem in terms of the material. However, in order to suppress the Si content to less than 0.001%, a large amount of cost is required.
  • Mn 0.10 to 0.35%
  • the amount of Mn needs to be 0.35% or less, preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less.
  • the amount of Mn needs to be 0.10% or more.
  • P 0.03% or less P increases the transformation point while hardening the steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, the amount of P needs to be 0.03% or less, preferably 0.02% or less. It should be noted that even if P is not added, there is no problem in terms of the material. However, since a large amount of cost is required to suppress the P content to less than 0.005%, the content of 0.005% or more is allowed.
  • S 0.015% or less S significantly reduces the ductility in hot rolling, induces hot cracking, and significantly deteriorates the surface properties. Therefore, the S amount needs to be 0.015% or less, preferably 0.010% or less. It should be noted that although there is no problem in terms of material even if S is not added, since it takes a lot of cost to suppress the S content to less than 0.001%, the content of 0.001% or more is allowed.
  • Al 0.01-0.10%
  • Al suppresses the hardening of the steel sheet by fixing N as a nitride. Further, it is also added as a deoxidizing element, and the aluminum oxide formed at that time is removed as slag. However, if there is little residual Al, deoxidation becomes insufficient. Therefore, Al needs to contain 0.01% or more.
  • a large amount of Al not only raises the transformation point, but also causes an increase in the aluminum oxide in the steel and induces cracking. Therefore, the Al content must be 0.10% or less, preferably 0.06% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • N 0.0050% or less
  • B 0.0005-0.0030% Since B segregates at a grain boundary with austenite in hot rolling and lowers the energy of the grain boundary, B has the effect of reducing the number of ferrite nucleation sites when ferrite transformation occurs from the austenite grain boundary during cooling. Therefore, the ferrite grain size is increased, which contributes to softening of the steel sheet. In order to obtain such an effect, B is preferably added at 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when a large amount of B is added, recrystallization of austenite is suppressed in hot rolling, and dislocations accumulate, so that the ferrite grain size after transformation becomes small. Therefore, when adding B, it is preferable to set it as 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0025% or less.
  • each content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
  • Sb 0.005 to 0.050%
  • Sb can suppress hardening of the steel sheet due to N by preventing segregation on the surface of the slab and nitriding of the slab in a heating furnace during hot rolling. In order to obtain such an effect, it is preferable to add Sb at 0.005% or more. On the other hand, if a large amount of Sb is added, the production cost increases, so when adding Sb, the content is preferably made 0.050% or less.
  • Ti, Nb, V, and Mo harden a steel plate by forming carbonitride, it is preferable to suppress each to less than 0.005%.
  • impurities such as Ni, Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, and O, and Ca and REM may be included if they are contained in a total amount of 0.1% or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is substantially a ferrite single phase and contains carbides and nitrides (including carbonitrides) as precipitates.
  • substantially ferrite single phase means that the ferrite area ratio is 90% or more.
  • the ferrite area ratio is preferably 95% or more.
  • the balance is allowed to contain 10% or less of pearlite or bainite in a total area ratio, and is preferably 5% or less.
  • Average ferrite particle diameter more than 13 ⁇ m If the average particle diameter of ferrite is small, the steel sheet becomes hard and the load during cold rolling increases as shown in FIG. For this reason, the average particle diameter of ferrite needs to be more than 13 ⁇ m, preferably 15 ⁇ m or more, more preferably 18 ⁇ m or more. On the other hand, the upper limit of the average particle size is not particularly set. However, when the particle size is increased, small particles disappear and larger particles grow, so that the particle size distribution becomes small. Therefore, the average particle size is preferably 50 ⁇ m or less.
  • Standard deviation of natural logarithm value of individual ferrite grain size 0.40 or more If the distribution of ferrite grain size is narrow, when dislocations accumulate near the grain boundary during cold rolling, dislocations accumulate uniformly. The total amount of dislocation accumulation increases and the deformation resistance increases. Therefore, when the distribution of the ferrite grain size is expressed by the standard deviation of the natural logarithm value of each ferrite grain size, the standard deviation is set to 0.40 or more as shown in FIG. Thereby, the load in cold rolling can be reduced.
  • the standard deviation is preferably 0.50 or more, more preferably 0.60 or more. Note that the upper limit of the standard deviation does not need to be specified, but up to about 1.0 is sufficient.
  • a steel material having the above component composition for example, a slab is produced by hot rolling.
  • the conditions at that time are shown below.
  • the inlet temperature must be 900 ° C. or higher, preferably 950 ° C. or higher.
  • the upper limit of the inlet side temperature is not specified, but to increase the inlet side temperature, it is necessary to increase the heating temperature. In this case, not only the cost increases, but also scale defects increase. The following is preferable.
  • Rolling ratio of final stand of finish rolling less than 30%
  • the rolling reduction of the final stand needs to be less than 30%, preferably less than 20%.
  • the rolling reduction of the final stand is preferably 10% or more.
  • the exit temperature of finish rolling is low, ferrite transformation occurs throughout the thickness of the plate during finish rolling, and the sheet passing becomes unstable.
  • the temperature in the plate thickness direction is high inside the steel plate, while it is low on the steel plate surface, but the ferrite transformation only in the vicinity of the surface layer of the steel plate does not affect the sheet passing so much. Therefore, the exit temperature of finish rolling needs to be 850 ° C. or higher, preferably 870 ° C. or higher.
  • the exit side temperature of finish rolling is preferably 950 ° C. or lower.
  • the average cooling rate needs to be 50 ° C./s or less.
  • the average cooling rate needs to be 10 ° C./s or more, preferably 20 ° C./s or more.
  • a normal converter method, an electric furnace method, or the like can be appropriately applied for melting the steel.
  • the molten steel is subjected to hot rolling as it is after being cast into a slab or by reheating a hot piece or cold piece slab. When heating by hot rolling, it may be heated at about 1100 to 1250 ° C.
  • the steel sheet after winding may be pickled and oiled.
  • the steel melted in the composition shown in Table 1 was hot-rolled according to the conditions shown in Table 2 to produce hot-rolled steel sheets with various thicknesses.
  • the reduction rate of the stand (6th stand) immediately before the final sudan of finish rolling is R 6
  • the reduction rate of the final stand (7th stand) is R 7
  • the air cooling time for the steel plate after finish rolling is t A
  • the average cooling rate until winding after finish rolling is indicated as CR.
  • the structure and tensile properties of the hot-rolled steel sheet thus obtained were investigated.
  • the tensile test was performed according to JIS Z2241 using a JIS No. 5 test piece.
  • the ferrite particle size was determined by the cutting method as follows.
  • a cross section in the rolling direction of the hot-rolled steel sheet was etched with nital, then observed at 100 times using an optical microscope photograph, and a 1000 ⁇ 1000 ⁇ m region was photographed.
  • 20 lines were drawn at equal intervals (at intervals of 50 ⁇ m) in the rolling direction and the plate thickness direction.
  • determine the number of grain boundaries of the ferrite grains intersecting the rolling direction line drawn in the photograph determine the total length of the rolling direction lines of the obtained ferrite grains.
  • the average particle size of the rolling direction divided by the total number of grain boundaries was d L.
  • the number of ferrite grain boundaries intersecting the line in the plate thickness direction drawn in the photograph is obtained, and the total length of the line in the plate thickness direction is obtained.
  • the value obtained by dividing by the total number of grain boundaries of the ferrite grains is an average particle size in the thickness direction: and a d N.
  • 2d L ⁇ d N / (d L + d N ) was defined as “average diameter of ferrite”.
  • the standard deviation hereinafter simply referred to as “standard deviation” of the natural logarithm of the grain size in the rolling direction and the thickness direction of all ferrite grains in the photograph was determined.
  • Table 3 shows the above evaluation results.
  • Specimens Nos. 32 to 35 are examples in which the sheet thickness after cold rolling is 0.30 mm or 0.40 mm, and the YP after cold rolling is lower than when the sheet thickness is 0.12 mm or less. Value.
  • FIG. 1 the relationship between the air cooling time and the standard deviation is shown in FIG. 1 for the specimens that satisfy the requirements of the present invention except for the air cooling time under the above-described implementation conditions.
  • the standard deviation can be made 0.40 or more by setting the air cooling time to 0.5 to 2.0 s.
  • two plots outside the scope of the invention are specimens Nos. 18 and 19, and 19 specimens that are invention steels are plotted in the scope of the invention.
  • Specimens No. 1 and No. 30 and specimens No. 22 and No. 28 have overlapping plots.
  • FIG. 2 shows the relationship. From FIG. 2, it can be seen that by setting the standard deviation to 0.40 or more, the YP of the cold-rolled steel sheet is 830 MPa or less, and the rolling load during cold rolling is reduced.
  • the small YP means that the working strain introduced into the steel sheet by cold rolling is small, that is, cold rolling can be performed with a small rolling load.
  • the average grain size of ferrite and the yield point YP of the cold-rolled steel sheet for 22 cases with a standard deviation of 0.40 or more.
  • the relationship is shown in FIG. FIG. 3 shows that by setting the average grain size to exceed 13 ⁇ m, the YP of the cold-rolled steel sheet is 830 MPa or less, and the rolling load during cold rolling is reduced.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention can be subjected to cold rolling for manufacturing a thin cold-rolled steel sheet used in the field of building materials such as roofing materials or a cold-rolled steel sheet subjected to surface treatment.

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Abstract

　冷間圧延に供された際の圧延荷重の小さい、冷延鋼板用素材としての熱延鋼板を提供する。　本発明の熱延鋼板は、Ｃ：0.010～0.040％、Si：0.05％以下、Mn： 0.10～0.35％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01～0.10％およびＮ：0.0050％以下を含み、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有し、フェライトの平均粒径が13μm超、かつ個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差が0.40以上である組織を有する。

Description

熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、世界的な人口の増加や経済の発展にともない、建材の需要が増加している。とくに、発展途上国などでは建物の外壁や屋根などに、板厚0.3mm以下の冷延鋼板、あるいはそれにめっきや塗装などを施した表面処理冷延鋼板が使用されている。このような使途の冷延鋼板は、コストの低減に向けた薄肉化が望まれている。しかしながら、このような建材用鋼板が使用される地域では、大規模な製造拠点が少ないことから、圧延能力の小さい冷間圧延機によって熱延鋼板を圧延して、冷延鋼板を得る場合が多い。その場合、冷間圧延時に大きな圧延荷重を確保できないため、薄い冷延鋼板を製造することが難しい。そのため、冷延鋼板を容易に製造できる熱延鋼板に対するニーズが非常に高くなっている。
　従来、極薄用の軟質鋼板として、例えば特許文献１には、Ｃ：0.01％以上0.10％以下を含む鋼をAr3以下の温度で熱間圧延して、その後の鋼板を500～750℃でコイルに巻取って熱延鋼板を得、その後、該熱延鋼板を冷間圧延する、幅方向に渡る硬さ分布が小さくなる冷延鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２には、Ｃ：0.016～0.07％、Ti：0.005～0.03％を含む鋼を、Ar3変態点～(Ar3変態点＋49℃)、最終パスでの圧下率：20％以上の条件で熱間圧延した後、その後の鋼板を0.4秒以内に10℃/秒以上の冷却速度で700℃以下まで冷却し、450～650℃の巻取温度でコイル状に巻取ることにより、平均結晶粒径が13μm以下および時効指数AIが10MPa以下である、冷間圧延素材用の熱延鋼板を得る技術が開示されている。
特開2008－274407号公報 特開2013－119653号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の技術は、熱間圧延時にAr3以下の温度だと圧延荷重が上昇するため、仕上げスタンド間で変態が起こる場合、通板トラブルの原因となってしまう。また、圧延温度を下げてAr3以下となってから仕上げ圧延を開始するには、仕上げ圧延機の入り側で温度低下を待つか、そもそもスラブの加熱温度を低くするための専用の加熱サイクルを組む必要があり、熱間圧延のコストが著しく高くなってしまうことも問題であった。
　また、特許文献２に記載の技術は、冷間圧延時の荷重を低減する１つの手法である。しかし、一般に仕上げ圧延の出側直近には温度計や厚み計などがあって出側直近に冷却帯を設けることが困難であるため、仕上げ圧延後0.4s以内に冷却を開始するために仕上げ圧延機出側から離れた冷却帯まで超高速で圧延する必要があり、実操業上の制約をともなうものであった。
　本発明は、以上の問題を解決すべくなされたものであり、冷間圧延に供された際の圧延荷重の小さい、冷延鋼板用素材としての熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、熱延鋼板の組織と、当該熱延鋼板を素材として用いた冷延鋼板の諸特性との相関を鋭意調査、そして検討した。その結果、所定の成分組成および組織を有する素材であれば、冷間圧延に供された際の圧延荷重の小さい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、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：0.010～0.040％、
　Si：0.05％以下、
　Mn：0.10～0.35％、
　Ｐ：0.03％以下、
　Ｓ：0.015％以下、
　Al：0.01～0.10％および
　Ｎ：0.0050％以下
を含み、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有し、フェライトの平均粒径が13μm超、かつ個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差が0.40以上である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
　（２）前記成分組成は、さらに質量％で、
　Ｂ：0.0005～0.0030％
を含有する前記（１）に記載の熱延鋼板。
　（３）前記成分組成は、さらに質量％で、
　Cr：0.01～0.10％および
　Cu：0.01～0.10％
の１種または２種を含有する前記（１）または（２）に記載の熱延鋼板。
　（４）前記成分組成は、さらに質量％で、
　Sb：0.005～0.050％
含有する前記（１）～（３）のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
　ここで、本発明が対象とする「熱延鋼板」は、スケールのついた熱延したままの鋼板および、熱延後に酸洗を行った酸洗鋼板を含む。
　（５）前記（１）～（４）のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延する工程を有し、該熱間圧延工程では、
　仕上げ圧延の入側温度を900℃以上とし、
　仕上げ圧延の最終スタンドの１つ前のスタンドの圧下率を15％以上とし、
　仕上げ圧延の最終スタンドの圧下率を30％未満とし、
　仕上げ圧延の出側温度を850℃以上とし、
　該仕上げ圧延後の鋼板に0.5s以上2.0s以下の空冷を施し、
　該仕上げ圧延後に巻取るまでの平均冷却速度を10～50℃/sとし、
　550～700℃にて巻取って、熱延鋼板を得ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　なお、本発明によって特に冷間圧延時の荷重を低下できるメカニズムは、必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。すなわち、冷間圧延時に導入される転位は粒界近傍に蓄積されることによって冷間圧延時の変形抵抗が上昇する。そのため、熱延鋼板の結晶粒径を大きくして転位の蓄積を抑制するとともに、粒径の分布を大きくすると、より大きな結晶粒界近傍に転位の蓄積を集中させることができ、トータルの転位蓄積量を減らすことができる。その結果、冷間圧延時の変形抵抗を大幅に低減することができ、冷間圧延時の圧延荷重を低減できる。
　本発明によれば、圧延能力の低い圧延ミルでも薄板に圧延することが可能であり、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を製造するために冷間圧延に供するのに好適な熱延鋼板を提供できる。
個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差におよぼす空冷時間の影響を示す図である。 冷延鋼板のYPにおよぼす標準偏差の影響を示す図である。 冷延鋼板のYPにおよぼす平均粒径の影響を示す図である。
　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：0.010～0.040％
　Ｃは、その含有量が少ないと、変態点が上昇して熱間仕上げ圧延の途中で変態が生じる結果、変形抵抗が大きく上昇して設定圧下率での圧延が不可能になることから、通板上のトラブルが引き起こされる。またＣ量を下げるためのコストも要する。そのため、Ｃ量は0.010％以上とする必要があり、好ましくは0.015％以上とする。一方、Ｃ量が多すぎると、結晶粒が小さくなるとともに、セメンタイトの増加により鋼板が硬質化することになる。したがって、Ｃ量は0.040％以下とする必要があり、好ましくは0.035％以下、より好ましくは0.030％以下、さらに好ましくは0.025％以下である。
Si：0.05％以下
　Siは、多量に添加すると、固溶強化により鋼板を硬質化させるとともに、変態点を上昇して通板上のトラブルを引き起こすことになる。したがって、Si量は0.05％以下とする必要があり、好ましくは0.03％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。なお、Siは無添加でも材質上問題はないが、Si量を0.001％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.001％以上の含有は許容される。
Mn：0.10～0.35％
　Mnは、多量に添加すると、固溶強化により鋼板を硬質化させるとともに、変態を抑制してフェライト粒径を小さくしてしまう。したがって、Mn量は0.35％以下とする必要があり、好ましくは0.30％以下、より好ましくは0.25％以下である。一方、Mn量が低いと、熱間圧延時にＳに起因した赤熱脆性による割れを生じることから、Mn量は0.10％以上とする必要がある。
Ｐ：0.03％以下
　Ｐは、固溶強化により鋼板を硬質化させるとともに、変態点を上昇させてしまう。そのため、Ｐ量は0.03％以下とする必要があり、好ましくは0.02％以下である。なお、Ｐは無添加でも材質上問題はないが、Ｐ量を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。
Ｓ：0.015％以下
　Ｓは、熱間圧延での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。したがって、Ｓ量は0.015％以下とする必要があり、好ましくは0.010％以下である。なお、Ｓは無添加でも材質上問題はないが、Ｓ量を0.001％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.001％以上の含有は許容される。
Al：0.01～0.10％
　Alは、Ｎを窒化物として固定することで鋼板の硬質化を抑制する。また、脱酸元素としても添加され、その際に形成されたアルミ酸化物はスラグとして除去されるが、残留Alが少ないと、脱酸が不十分となる。そのため、Alは0.01％以上を含有する必要がある。一方、多量のAlは、変態点を上昇させるだけでなく、鋼中アルミ酸化物の増加を招いて割れを誘発することから、Al量は0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.06％以下、より好ましくは0.04％以下である。
Ｎ：0.0050％以下
　Ｎを多量に含有すると、鋼板の熱間圧延中に熱間割れが発生しやすくなり、それにともない、表面疵が発生する恐れがある。また、窒化物としての析出量が増えるとフェライト粒が細粒化してしまう。そのため、Ｎ量は0.0050％以下とする必要があり、好ましくは0.0035％以下である。なお、Ｎは無添加でも材質上問題はないが、Ｎ量を0.001％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.001％以上の含有は許容される。
　以上を基本成分とし、残部はFeおよび不可避不純物である。なお、本発明の作用および効果を損なわない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれる。
　さらに鋼板の軟質化のために、つぎの元素を添加することができる。
Ｂ：0.0005～0.0030％
　Ｂは、熱間圧延においてオーステナイトで粒界に偏析し粒界のエネルギーを下げるため、冷却時にオーステナイト粒界からフェライト変態が起こるに際し、フェライトの核発生サイト数を減らす作用を有する。そのため、フェライト粒径が大きくなり、鋼板の軟質化に寄与することになる。このような効果を得るためには、Ｂを0.0005％以上で添加することが好ましく、より好ましくは0.0010％以上である。一方、多量のＢを添加すると、熱間圧延においてオーステナイトの再結晶を抑制し、転位が蓄積することで逆に変態後のフェライト粒径が小さくなってしまう。そのため、Ｂを添加する場合には0.0030％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.0025％以下である。
CrおよびCuの１種または２種をそれぞれ0.01～0.10％
　CrおよびCuは、フェライトの変態を促進し、フェライト粒の粗大化に寄与する。このような効果を得るため、CrおよびCuの１種または２種をそれぞれ0.01％以上添加することが好ましい。一方、多量の添加は鋼板の硬質化につながることから、これらを添加する場合にはそれぞれ0.10％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.05％以下である。
Sb：0.005～0.050％
　Sbは、熱間圧延時の加熱炉においてスラブ表面に偏析しスラブが窒化するのを防止することにより、Ｎによる鋼板の硬質化を抑制することができる。このような効果を得るためには、Sbを0.005％以上で添加することが好ましい。一方、多量にSbを添加すると、製造コストが上昇することからSbを添加する場合は0.050％以下とすることが好ましい。
　なお、Ti、Nb、ＶおよびMoは、炭窒化物を形成して鋼板を硬質化させることから、それぞれ0.005％未満に抑制することが好ましい。その他、Ni、Sn、Mg、Co、As、Pb、ZnおよびＯなどの不純物やCaおよびREMは、合計で0.1％以下であれば、含まれていても特に問題はない。
　次に、本発明の熱延鋼板の組織について説明する。本発明の熱延鋼板は、実質的にフェライト単相であり、析出物として炭化物や窒化物（炭窒化物を含む）を含有する。ここで、「実質的にフェライト単相」とは、フェライト面積率が９０％以上であることを意味する。また、フェライト面積率は９５％以上であることが好ましい。また、残部はパーライトやベイナイトを合計面積率で１０％以下含むことは許容され、５％以下であることが好ましい。
フェライトの平均粒径：13μm超
　フェライトの平均粒径が小さいと、後述の図３に示すとおり、鋼板が硬質化して冷間圧延時の荷重が大きくなる。このため、フェライトの平均粒径は13μm超とする必要があり、好ましくは15μm以上、より好ましくは18μm以上である。一方、平均粒径の上限はとくに設けないが、粒径が大きくなると小さい粒が消失しより大きな粒が粒成長するため、粒径分布が小さくなってしまう。したがって平均粒径は50μm以下とすることが好ましい。
個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差：0.40以上
　フェライト粒径の分布が狭いと、冷間圧延時に結晶粒界近傍に転位が蓄積する際に、均一に転位が蓄積されてしまい、トータルの転位蓄積量が多くなって変形抵抗が大きくなる。したがって、フェライト粒径の分布を、個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差で表したとき、後述の図２に示すとおり、該標準偏差を0.40以上とする。これにより、冷間圧延における荷重を低減できる。該標準偏差は、好ましくは0.50以上、より好ましくは0.60以上である。なお、標準偏差の上限は特に規定する必要はないが、1.0程度までで十分である。
　次に、上記した熱延鋼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。その際の条件を以下に示す。
［仕上げ圧延の入側温度（FET）：900℃以上］
　仕上げ圧延の入側温度が低くなると、仕上げ圧延時にオーステナイトの粒成長が抑制されるため、オーステナイトが細粒化することでフェライトも細粒化してしまう。そのため入側温度は900℃以上とする必要があり、好ましくは950℃以上である。なお、入側温度の上限はとくに規定しないが、入側温度を高めるには加熱温度を高くする必要があり、その場合コストが上昇するだけでなく、スケール性欠陥も増加することから、1100℃以下とすることが好ましい。
［仕上げ圧延の最終スタンドの１つ前のスタンドの圧下率：15％以上］
　仕上げ圧延の最終スタンドの１つ前のスタンドの圧下率を大きくすることで、最終スタンド入側では再結晶を促進させて、最終スタンド出側での歪を粒界近傍に集中させる。こうして、オーステナイト粒内からのフェライト変態を抑制することによって、フェライト粒径を大きくすることができる。そのため、最終スタンド１つ前のスタンドの圧下率は15％以上とする必要があり、好ましくは20％以上である。一方、最終スタンドの１つ前のスタンドの圧下率が大きいと、最終スタンド入り側でオーステナイト粒が細粒化するため、フェライト粒径も小さくなってしまう。そのため、当該圧下率は30％以下であることが好ましい。
［仕上げ圧延の最終スタンドの圧下率：30％未満］
　最終スタンドの圧下率を大きくすると、オーステナイト粒径が小さくなり、その後のフェライト変態でフェライト粒径が小さくなってしまう。そのため最終スタンドの圧下率は30％未満とする必要があり、好ましくは20％未満である。一方、最終スタンドの圧下率が小さいと、フェライト変態が抑制されすぎてしまい、フェライト粒径が小さくなってしまう。そのため、最終スタンドの圧下率は10%以上が好ましい。
［仕上げ圧延の出側温度（FDT）：850℃以上］
　仕上げ圧延の出側温度が低いと仕上げ圧延中に板厚全体に渡ってフェライト変態が起ってしまい、通板が不安定になってしまう。ここで、板厚方向の温度は、鋼板内部で高く、一方で鋼板表面では低くなるが、鋼板の表層近傍のみのフェライト変態であればさほど通板には影響しない。したがって仕上げ圧延の出側温度は850℃以上とする必要があり、好ましくは870℃以上である。一方、仕上げ圧延の出側温度が高すぎると、スケールの生成が多くなり、スケールが噛み込まれることによる表面欠陥が増加する。そのため、仕上げ圧延の出側温度は950℃以下が好ましい。
［仕上げ圧延後の鋼板に対する空冷時間：0.5s以上2.0s以下］
　仕上げ圧延の最終スタンド出側では、粒径の分布を狭くせずにフェライト変態を進行させるために、仕上げ圧延後の鋼板に空冷を施す。最終スタンド出側からの空冷時間が短いと、フェライトが細粒化するとともに粒径分布も狭くなってしまう。そのため、空冷時間は0.5ｓ以上とする必要がある。一方、空冷時間が長いとフェライト変態が進行し均一なフェライト粒となってしまうため粒径分布を広くすることが困難となってしまう。そのため、空冷時間は2.0ｓ以下とする必要があり、好ましくは1.5ｓ以下である。
［仕上げ圧延後に巻取るまでの平均冷却速度：10～50℃/s］
　最終スタンド出側から巻取るまでの平均冷却速度が大きくなると、フェライト粒が細粒化するとともに粒径分布を広くすることが困難となってしまう。そのため、平均冷却速度は50℃/ｓ以下とする必要がある。一方、平均冷却速度が小さくなるとフェライトの粒成長が高温で進行し、粒径分布を広くすることが困難となってしまう。そのため、平均冷却速度は10℃/s以上とする必要があり、好ましくは20℃/ｓ以上である。
［巻取り温度（CT）：550～700℃］
　巻取り温度が高くなりすぎると、フェライトが粒成長し粒径分布を広くすることが困難となってしまう。また、巻取り温度が高いとスケール生成が促進され鋼板歩留まりが低下するだけでなく、酸洗時のスケール残りに起因した表面欠陥などが発生しやすくなってしまう。そのため、巻取り温度は700℃以下とする必要があり、好ましくは670℃以下、さらに好ましくは650℃以下である。一方、巻取り温度が低いとフェライト粒が細粒化し、鋼板が硬質化してしまう。そのため、巻取り温度は550℃以上とする必要があり、好ましくは600℃以上である。
　なお、上記の熱延鋼板を製造するに当たり、鋼の溶製は、通常の転炉法および電炉法等を、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後そのまま、あるいは、温片や冷片のスラブを再加熱して、熱間圧延に供する。熱間圧延で加熱する場合には、1100～1250℃程度で加熱すればよい。巻取り後の鋼板は酸洗し、塗油を行ってもよい。
　表１に示す成分組成に溶製した鋼に、表２に示す各条件に従って熱間圧延を施し、熱延鋼板を種々の板厚の下に製造した。表２中、仕上げ圧延の最終スダンドの１つ前のスタンド（第６スタンド）の圧下率はR6、最終スタンド（第７スタンド）の圧下率はR7、仕上げ圧延後の鋼板に対する空冷時間はtA、仕上げ圧延後の巻取りまでの平均冷却速度はCRと表示している。かくして得られた熱延鋼板について、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、フェライト粒径は、切断法により次のとおりに求めた。すわなち、熱延鋼板の圧延方向断面をナイタールでエッチングした後、光学顕微鏡写真を用いて100倍で観察し、1000×1000μmの領域を撮影した。当該領域の写真中に、圧延方向および板厚方向に20本ずつ等間隔に（50μm間隔で）線をひいた。写真中の全てのフェライト粒について、前記写真に引かれた圧延方向の線と交差するフェライト粒の粒界の数を求め、前記圧延方向の線のトータルの長さを、求められたフェライト粒の粒界の総数で割った値を圧延方向の平均粒径：dLとした。同様に、写真中の全てのフェライト粒について、前記写真に引かれた板厚方向の線と交差するフェライト粒の粒界の数を求め、前記板厚方向の線のトータルの長さを、求められたフェライト粒の粒界の総数で割った値を板厚方向の平均粒径：dNとした。そして、2dL・dN／（dL+dN）を「フェライトの平均粒径」とした。さらに、写真中の全てのフェライト粒の、圧延方向および板厚方向の粒径の自然対数の値の標準偏差（以下、単に「標準偏差」と表記する。）を求めた。
　次に、得られた熱延鋼板を酸洗後に、表２に示す条件で冷間圧延した。こうして得た冷延鋼板について、上記と同様に引張特性を調査した。
　以上の評価結果を、表３に示す。なお、供試体No.32～35は、冷間圧延後の板厚を0.30mmまたは0.40mmとした事例であり、板厚が0.12mm以下の場合と比較して冷間圧延後のYPは低い値となる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　また、上記した実施条件の下に、空冷時間以外は全て本発明の要件を満足する供試体について、空冷時間と標準偏差との関係を、図１に示す。図１から、空冷時間を0.5～2.0sとすることで標準偏差を0.40以上とすることができる。なお、図１中、発明範囲外の２個のプロットは、供試体No.18，19であり、発明範囲には発明鋼となる19個の供試体をプロットした。供試体No.1とNo.30、供試体No.22とNo.28はプロットが重なっている。
　上記した実施例における、板厚2.0mmから0.12mmまで冷間圧延した供試体No.1～27のうちフェライト平均粒径が14から19μｍの10例について、標準偏差と冷延鋼板の降伏点YPとの関係を、図２に示す。図２から、標準偏差を0.40以上とすることによって、冷延鋼板のYPは830MPa以下となり、冷間圧延時の圧延荷重が低減されていることがわかる。YPが小さいということは、冷間圧延で鋼板に導入された加工歪が小さいということであり、すなわち小さな圧延荷重で冷間圧延を行うことができた、ということである。
　同様に、板厚2.0mmから0.12mmまで冷間圧延した供試体No.1～27のうち、標準偏差が0.40以上の22例について、フェライトの平均粒径と冷延鋼板の降伏点YPとの関係を、図３に示す。図３から、平均粒径を13μm超えとすることにより、冷延鋼板のYPは830MPa以下となり、冷間圧延時の圧延荷重が低減されていることがわかる。
　本発明の熱延鋼板は、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の製造するための冷間圧延に供することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：0.010～0.040％、
    　Si：0.05％以下、
    　Mn：0.10～0.35％、
    　Ｐ：0.03％以下、
    　Ｓ：0.015％以下、
    　Al：0.01～0.10％および
    　Ｎ：0.0050％以下
    を含み、残部がFeおよび不可避不純物の成分組成を有し、フェライトの平均粒径が13μm超、かつ個々のフェライト粒径の自然対数の値の標準偏差が0.40以上である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｂ：0.0005～0.0030％
    を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Cr：0.01～0.10％および
    　Cu：0.01～0.10％
    の１種または２種を含有する請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Sb：0.005～0.050％
    含有する請求項１～３のいずれか１項に記載の熱延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延する工程を有し、該熱間圧延工程では、
    　仕上げ圧延の入側温度を900℃以上とし、
    　仕上げ圧延の最終スタンドの１つ前のスタンドの圧下率を15％以上とし、
    　仕上げ圧延の最終スタンドの圧下率を30％未満とし、
    　仕上げ圧延の出側温度を850℃以上とし、
    　該仕上げ圧延後の鋼板に0.5s以上2.0s以下の空冷を施し、
    　該仕上げ圧延後に巻取るまでの平均冷却速度を10～50℃/sとし、
    　550～700℃にて巻取って、熱延鋼板を得ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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