WO2015146186A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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金晴 奥田
太郎 木津
勲 関口
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • cold-rolled steel sheets with a thickness of 0.3 mm or less, or surface-treated cold-rolled steel sheets plated or painted on the outer walls or roofs of buildings are used.
  • Such a cold-rolled steel sheet is desired to be thinned for cost reduction.
  • hot-rolled steel sheets are rolled by a cold rolling mill (mill) having a low rolling capacity to obtain cold-rolled steel sheets.
  • a hot-rolled steel sheet that can easily produce a thin cold-rolled steel sheet even with a cold rolling mill having a low rolling capacity, that is, a soft hot-rolled steel sheet having a small rolling load during cold rolling.
  • Patent Document 1 describes a technique related to a hot-rolled steel sheet in which the amount of C in the component composition is reduced to 0.010% or less.
  • Patent Document 2 describes a technology related to a hot-rolled steel sheet in which the N content in the component composition is 0.0020% or less.
  • Patent Document 3 discloses a so-called ferrite region in which hot rolling is performed at a finish rolling temperature of 700 ° C. or more and an Ar 3 transformation point or less with a C content in the component composition of 0.01 to 0.10% and an N content of 0.010% or less.
  • a technique for producing a hot-rolled steel sheet having coarse crystal grains by rolling is described.
  • Patent Documents 1 and 2 the reduction of the amount of C and N proposed in Patent Documents 1 and 2 needs to reduce the amount of C and N in the atmospheric gas during steelmaking, and for that purpose, it is necessary to perform a degassing process during steelmaking. This increases the manufacturing cost.
  • the hot-rolled steel sheet needs to be at least 3 mm in thickness.
  • steel with a low C or N content is difficult to hot roll above the Ar 3 transformation point, and a non-uniform microstructure tends to be formed in the sheet thickness direction and width direction. Difficult to: As a result, it becomes difficult to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.3 mm or less.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and can be used to stably produce a cold-rolled steel sheet even when a cold rolling mill with a low rolling capacity is used.
  • An object of the present invention is to provide a hot rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently investigated and examined the correlation between the microstructure of the hot-rolled steel sheet and various properties of the cold-rolled steel sheet using the hot-rolled steel sheet as a material.
  • the material has a predetermined component composition and microstructure, the rolling resistance during cold rolling becomes uniform in the coil, and particularly in the latter half of cold rolling (the stand on the outlet side from the middle).
  • the inventors have found that a hot-rolled steel sheet that can be easily cold-rolled even when the rolling load is small can be stably manufactured even when the deformation resistance is small, and the present invention has been completed. That is, the cold rolling property is greatly affected by the uniformity of the crystal orientation of the hot-rolled steel sheet in the width direction, and it is important to control it.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. (1) By mass% C: 0.015-0.035% Si: 0.2% or less, Mn: 0.05-0.35% P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01-0.1% and N: 0.005% or less, with the balance having a component composition of Fe and inevitable impurities,
  • the texture at the position of 50 mm from the width direction edge to the width direction and 1/4 position of the plate width from the width direction edge to the width direction at the depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is expressed by the following formula (1
  • X F1 / (F2 + F3) (1)
  • F1 OOD intensity of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>
  • F2 ODF intensity of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 110>
  • F3 ODF intensity of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>
  • the component composition is further in mass%, B: 0.0003-0.0030%, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.002 to 0.1% V: 0.002 to 0.1% and Cr: 0.01 to 0.5%
  • B 0.0003-0.0030%
  • Ti 0.001 to 0.1%
  • Nb 0.002 to 0.1%
  • V 0.002 to 0.1%
  • Cr 0.01 to 0.5%
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention even when using a cold rolling mill with a low rolling capacity, it is possible to roll into a thin sheet of, for example, 0.3 mm or less, which is a thin material used in the building material field such as a roofing material.
  • a hot-rolled steel sheet suitable for use in cold rolling to produce a cold-rolled steel sheet or a surface-treated cold-rolled steel sheet can be provided.
  • C 0.015-0.035%
  • C 0.015-0.035%
  • C 0.015-0.035%
  • C 0.015-0.035%
  • cementite is difficult to precipitate, and a large amount of solute carbon remains in the hot-rolled steel sheet, resulting in an increase in the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • the C content is 0.015 to 0.035%, more preferably 0.030% or less.
  • Si 0.2% or less If the content of Si is too large, the strength of the hot-rolled steel sheet increases and the load during cold rolling increases. In addition, the Si content is set to 0.2% or less because it degrades the chemical conversion treatment and plating adhesion such as galvanization. It should be noted that even if Si is not added, there is no problem in the material. However, in order to suppress the Si content to less than 0.005%, a large amount of cost is required, so the content of 0.005% or more is allowed.
  • Mn 0.05-0.35% Mn is added at 0.05% or more for the purpose of preventing cracking due to red heat embrittlement caused by S during hot rolling.
  • the addition amount is too large, the crystal grains of the hot-rolled steel sheet become finer, and the strength of the hot-rolled steel sheet increases due to the solid solution strengthening action. As a result, the load during cold rolling increases, so the upper limit is 0.35%
  • the amount of Mn is more preferably 0.10 to 0.20%.
  • S 0.02% or less S is present as sulfide inclusions in steel. Since this sulfide type inclusion extends during cold rolling and becomes a crack starting point during processing, it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, the upper limit of the S amount is set to 0.02%. In addition, even if S is not added, there is no problem in the material. However, in order to suppress the amount of S to less than 0.0005%, a large amount of cost is required, so the content of 0.0005% or more is allowed.
  • Al 0.01-0.1% Al is added for the purpose of deoxidation of molten steel, but if the addition amount is less than 0.01% in sol.Al, the effect is poor, while if it exceeds 0.1%, the deoxidation effect is saturated and Al 2 O 3 Inclusions increase, causing cold workability by causing cracks during product processing. Therefore, the range of the addition amount is 0.01% or more and 0.1% or less with sol.Al.
  • N 0.005% or less N forms nitrides with Ti, Nb, Al and the like. From the viewpoint of cold workability, it is more advantageous to reduce the solid solution N by precipitating N as these nitrides as much as possible. Since the lower the N content, the better the upper limit of the N amount is 0.005. %. In addition, even if N is not added, there is no problem in the material. However, in order to suppress the amount of N to less than 0.0003%, a large amount of cost is required, so the content of 0.0003% or more is allowed.
  • the above is the basic component, and the balance is Fe and inevitable impurities. However, the following elements may be further added to improve the characteristics.
  • B 0.0003 to 0.0030%, Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.002 to 0.1%, V: 0.002 to 0.1%, and Cr: 0.01 to 0.5%
  • the lower limit of the B amount is set to 0.0003%.
  • the upper limit of the B amount is 0.0030%.
  • Ti, Nb, V and Cr form a carbonitride by adding a small amount, and reduce the amount of solute C and solute N in the hot rolled steel sheet to reduce the rolling load during cold rolling. Reduces the size and facilitates cold rolling. Therefore, Ti, Nb, V and Cr are added singly or in combination in order to obtain high cold workability.
  • the above effects can be obtained when the Ti content is 0.001% or more, the Nb and V contents are 0.002% or more, and the Cr content is 0.01% or more.
  • the Ti, Nb and V amounts exceed 0.1% and the Cr amount exceeds 0.5% the crystal grains become finer, the strength of the hot-rolled steel sheet increases, and the solid solution C amount decreases and Ar decreases. 3
  • the transformation point is further increased and hot rolling is performed in a two-phase region, and the structure of the hot-rolled steel sheet becomes non-uniform, which makes cold rolling difficult.
  • defining the texture of the hot-rolled steel sheet is important for realizing stable cold rolling. That is, it is important that both the texture in the end region in the width direction and the texture in the width direction inner region of the hot-rolled steel sheet satisfy the range of X defined by the following formula (1) in the range of 0.5 to 1.0.
  • the “width direction end region” means a region from both edges in the width direction of the hot rolled steel sheet surface to 50 mm in the width direction, and the “width direction inner region” means the width direction of the hot rolled steel plate surface. An area other than the end area is meant.
  • X F1 / (F2 + F3) (1) However, F1: OOD intensity of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110> F2: ODF intensity of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 110> F3: ODF intensity of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>
  • the texture of the end region in the width direction of the hot-rolled steel sheet is a position of 50 mm in the width direction from the edge in the width direction of the hot-rolled steel sheet, that is, a position of 50 mm on the center side in the width direction (hereinafter referred to as “50 mm position” )) Of the texture at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface.
  • the texture in the inner region in the width direction of the hot-rolled steel sheet is a position (hereinafter referred to as “1/4 position”) that is 1/4 of the sheet width from the edge in the width direction to the center side in the width direction.
  • the texture is represented by a texture at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface.
  • X measured at at least one 50 mm position and 1/4 position is It may be 0.5 to 1.0.
  • X measured at at least one rolling direction position may be 0.5 to 1.0.
  • the above ODF orientation determination function
  • ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110> has a small work hardening associated with cold rolling and is an advantageous crystal orientation for facilitating cold rolling. In that sense, it is important to accumulate a large amount.
  • the ODF strength of ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110> is extremely high, this is a case where the degree of accumulation has increased due to rolling under conditions where the structure of the hot-rolled steel sheet such as ferritic rolling is non-uniform. Is not preferable from the viewpoint of performing stable cold rolling.
  • ⁇ 211 ⁇ ⁇ 110> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> have a relatively large work hardening when cold-rolled, and therefore it is not preferable to increase their accumulation.
  • these orientations are difficult to generate in the ferrite zone rolling, the accumulation becomes extremely low.
  • ⁇ 211 ⁇ ⁇ 110> and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> are orientations indicating the stability of cold rolling (the higher the accumulation, the higher the stability).
  • F1, F2 and F3 can be used both as an index of work hardening and as an index of unstable zone rolling.
  • the YS ratio after cold rolling which will be described later in Examples, becomes small.
  • the variation in YS in the plate width direction is preferably small, and the YS ratio is preferably 0.9 or more and 1.1 or less.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet of the present invention is substantially a ferrite single phase or a ferrite-pearlite phase.
  • substantially ferrite single phase means that the ferrite area ratio is 90% or more.
  • the ferrite area ratio is preferably 95% or more, and may be 100%.
  • the balance is allowed to contain 10% or less of pearlite or bainite in a total area ratio, and is preferably 5% or less.
  • the pearlite phase is preferably 10% or less.
  • the production method of the present invention includes a step of hot rolling a steel material having the above-described component composition, for example, a slab, a step of cooling the steel plate after the step, and then winding the steel plate to obtain a hot-rolled steel plate. And a process.
  • the conditions at that time are shown below.
  • the temperature difference between the center in the width direction on the steel sheet surface and the position 50mm from the edge in the width direction to the width direction on the entry side of finish rolling is within 30 ° C]
  • it since it aims at providing the hot-rolled steel plate as a raw material for cold-rolled steel plates which can perform cold rolling stably, it is necessary to improve the uniformity of the structure of a hot-rolled steel plate in the width direction.
  • the structure in the end region in the width direction described above is greatly different from the structure in the inner region in the width direction by rolling at a temperature below the Ar 3 transformation point. End up.
  • This temperature difference also varies somewhat in the longitudinal direction of the coil of the hot-rolled steel sheet, so that it is 5 m from the front end in the coil longitudinal direction, 5 m from the center (about half the total coil length), and 5 m from the rear end.
  • the temperature is measured at these three positions, and the temperature is controlled with the average value of these.
  • the temperature measurement object is the surface of the steel sheet, and the temperature display in the following production conditions is the temperature of the steel sheet surface.
  • the finish rolling exit temperature is an important condition for the structure control of the hot rolled steel sheet.
  • the finish rolling exit temperature is less than 870 ° C., the microstructure and the crystal orientation become non-uniform due to rolling at a temperature lower than the Ar 3 transformation point in the width direction end region. If the finish rolling exit temperature exceeds 930 ° C, scale defects are likely to occur, and the surface quality is adversely affected.
  • the finish rolling out according to the steel sheet composition (particularly the contents of C and Mn). It is preferable to adjust the side temperature more appropriately within the range of 870 ° C. to 930 ° C. For example, if the C and Mn contents are low, the Ar 3 transformation temperature will be high, so if the finish rolling exit temperature is not increased, rolling will occur at a temperature below the Ar 3 transformation point, and the above X will exceed 1.0 There is.
  • Step cooling starts within 1 second after finish rolling
  • cooling of the steel sheet must be started within 1 second after rolling.
  • the time until the start of cooling exceeds 1 second the austenite grains before transformation are recrystallized and grains grow, and the ferrite transformation is delayed in part.
  • the cooling rate here does not need to be specified, it is preferably performed according to the conditions described later.
  • the steel melted in the composition shown in Table 1 was hot-rolled, cooled and wound up according to the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2 mm and a plate width of 800 mm.
  • the hot rolled steel sheet thus obtained was examined for microstructure and tensile properties.
  • the tensile test was performed according to JIS Z2241 using a JIS No. 5 test piece. Tensile test pieces were sampled from 1/4 position of the position 5 m from the tip of the coil so that the parallel part of the test pieces was in the rolling direction.
  • each hot-rolled steel sheet was measured as follows. That is, in each hot-rolled steel sheet, two steel pieces punched at 30 mm ⁇ at 50 mm position and 1/4 position were ground until a portion having a depth of 1/4 of the plate thickness was exposed from the surface. After that, the exposed surface was corroded with the nital solution until the macro structure was confirmed, and pole figures were created by reflection method for the three faces (110), (220) and (211). The above ODF was calculated by the expansion method. From the calculated values, the X value at the 50 mm position and the X value at the 1/4 position in each hot-rolled steel sheet were determined according to the formula (1), and are shown in Table 2.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to cold rolling, and the properties of the steel sheet after cold rolling were evaluated.
  • JIS No. 5 test specimens were collected from cold-rolled steel sheets with a rolling reduction of 95% and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z2241, and the yield strength YS was measured. It was shown to.
  • Tensile test pieces were sampled from a 1/4 position and a 50 mm position at a length of 5 m from the tip of the coil so that the parallel portion of the test piece was in the rolling direction. Further, the ratio of the yield strength YS at the 50 mm position to the 1/4 position was calculated and shown in Table 2 as “YS ratio”.
  • YS ratio when the YS ratio was 0.9 or more and 1.1 or less, it was evaluated that the material was uniform.
  • all the hot-rolled steel sheets according to the present invention have low yield strength YS of cold-rolled steel sheets after cold rolling with a reduction ratio of 95%, less than 830 MPa, small cold-rolled load, and in the sheet width direction. It can be seen that the variation in yield strength YS is also small.
  • the fact that the yield strength YS of a cold-rolled steel sheet after cold rolling with a rolling reduction of 95% is small means that the working strain introduced into the steel sheet by cold rolling is small, that is, cold rolling with a small rolling load. It means that it was possible to perform rolling.
  • the yield strength YS of the cold-rolled steel sheet after cold rolling with a rolling reduction of 95% is large, or the YS ratio is less than 0.9, and the uniformity of the material in the sheet width direction is inferior.
  • 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

　圧延能力の低い冷間圧延機を用いた場合にも冷延鋼板を安定して製造することができる、冷延鋼板用素材としての熱延鋼板を提供する。　Ｃ：0.015～0.035％、Si：0.2％以下、Mn：0.05～0.35％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.01～0.1％およびＮ：0.005％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置および幅方向端縁から幅方向へ板幅の1/4の位置の、表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織の結晶方位を規制する。

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、世界的な人口増加や経済の発展に伴い、建材の需要が増加している。特に、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、圧延能力の低い冷間圧延機（ミル）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得ることができないため、薄い冷延鋼板を製造することが難しい。そのため、圧延能力が低い冷間圧延機でも薄い冷延鋼板を容易に製造できる熱延鋼板、すなわち、冷間圧延時の圧延荷重が小さい軟質な熱延鋼板に対するニーズが非常に高くなっている。
　例えば、特許文献１には、成分組成中のＣ量を0.010％以下に低減した熱延鋼板に関する技術が記載されている。また、特許文献２には、成分組成中のＮ量を0.0020％以下にした熱延鋼板に関する技術が記載されている。さらに、特許文献３には、成分組成中のＣ量を0.01～0.10％、Ｎ量を0.010％以下にして、仕上げ圧延温度を700℃以上Ar3変態点以下で熱間圧延する、いわゆるフェライト域圧延にて粗大な結晶粒を有する熱延鋼板を製造する技術が記載されている。
特開平３－７９７２６号公報 特公昭６３－３０９６９号公報 特開２０１０－７７４８２号公報
　しかし、特許文献１および２で提案されたＣ量およびＮ量の低減は、製鋼時の雰囲気ガスにおけるＣ量およびＮ量を低減する必要があり、そのためには、製鋼時に脱ガス処理を施す必要があり、製造コストを引き上げることになる。また、圧延能力の低い冷間圧延ミルで厚さ0.3mm以下の冷延鋼板を製造するには、熱延鋼板を少なくとも厚さ３mm以下にしておく必要がある。しかし、Ｃ量やＮ量の低い鋼ではAr3変態点以上での熱間圧延が難しく、板厚方向及び幅方向に不均一なミクロ組織が形成されやすいため、熱延鋼板の厚さを３ｍｍ以下にすることが難しい。その結果、厚さ0.3mm以下の冷間圧延鋼板を得ることが難しくなってしまう。
　また、特許文献３に記載のフェライト域圧延（仕上げ圧延工程中に被圧延材をオーステナイトからフェライトに変態させる圧延方法）では、熱延鋼板の強度が仕上げ圧延温度や巻取り温度に影響されやすくなり、安定した軟質な熱延鋼板の確保が難しい。
　本発明は、以上の問題を解決すべくなされたものであり、圧延能力の低い冷間圧延機を用いた場合にも冷延鋼板を安定して製造することができる、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。
　本発明者らは、熱延鋼板のミクロ組織と、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ミクロ組織を有する素材であれば、冷間圧延時の圧延抵抗がコイル内で均一になり、また特に冷間圧延の後半（中間よりも出口側のスタンド）での変形抵抗が小さくなること、すなわち圧延荷重が小さくても冷間圧延を容易に行うことができる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、冷間圧延性には、熱延鋼板の結晶方位の幅方向の均一性が大きな影響を及ぼしており、それを制御することが重要である。
　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：0.015～0.035％、
　Si：0.2％以下、
　Mn：0.05～0.35％、
　Ｐ：0.02％以下、
　Ｓ：0.02％以下、
　Al：0.01～0.1％および
　Ｎ：0.005％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
　幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置および幅方向端縁から幅方向へ板幅の1/4の位置の、表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5～1.0の範囲を満足することを特徴とする熱延鋼板。
　　　　　　　　　　　　　記
　Ｘ＝F1／(F2+F3)　…（１）
　ただし
　　F1:{001}<110>のODF強度
　　F2:{211}<110>のODF強度
　　F3:{111}<112>のODF強度
　（２）前記成分組成は、さらに質量％で、
　Ｂ：0.0003～0.0030％、
　Ti：0.001～0.1％、
　Nb：0.002～0.1％、
　Ｖ：0.002～0.1％および
　Cr：0.01～0.5％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記（１）に記載の熱延鋼板。
　（３）前記（１）または（２）に記載した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延する工程であって、
　　仕上げ圧延の入側における、鋼板表面の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置との温度差を30℃以内にするとともに、
　　仕上げ圧延出側温度を870℃～930℃とする熱間圧延工程と、
　前記仕上げ圧延後１秒以内に前記鋼板の冷却を開始し、前記仕上げ圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とする冷却工程と、
　その後、550℃～700℃の温度域にて前記鋼板を巻取って、熱延鋼板を得る工程と、
を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　本発明の熱延鋼板によれば、圧延能力の低い冷間圧延機を用いた場合でも、例えば0.3mm以下の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。
　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：0.015～0.035％
　Ｃが0.035％を超えると、結晶粒が細かくなり、炭化物も増加するため、熱延鋼板の強度が上昇し、その結果冷間圧延時の荷重が大きくなる。一方、Ｃが0.015％未満ではセメンタイトが析出しにくく、多くの固溶炭素が熱延鋼板に残存し、熱延鋼板の強度が上昇する結果、やはり冷間圧延時の荷重が大きくなって、冷間圧延を困難にする。よって、Ｃ量は、0.015～0.035％、より好ましくは0.030％以下とする。
Si：0.2％以下
　Siは、含有量が多すぎると、熱延鋼板の強度が上昇して冷間圧延時の荷重が大きくなる。また化成処理性や亜鉛めっき等のめっき密着性を劣化させることから、Si量は0.2％以下とする。なお、Siは無添加でも材質上の問題はないが、Si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。
Mn：0.05～0.35％
　Mnは、熱間圧延時にＳに起因した赤熱脆性による割れが生じるのを防ぐ目的で0.05％以上で添加される。しかし、添加量が多すぎると、熱延鋼板の結晶粒が細かくなり、固溶強化作用により熱延鋼板の強度が上昇し、その結果冷間圧延時の荷重が大きくなるので、上限を0.35％とする。Mn量は、より好ましくは0.10～0.20％である。
Ｐ：0.02％以下
　Ｐは、添加量が多すぎると、熱延鋼板の強度が上昇し、その結果冷間圧延時の荷重が大きくなるので、Ｐ量は0.02％以下とする。なお、Ｐは無添加でも材質上の問題はないが、Ｐ量を0.0010％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0010％以上の含有は許容される。
Ｓ：0.02％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物系介在物となって存在する。この硫化物系介在物は冷間圧延中に伸張し加工時の割れ起点となるため、極力低減することが望ましい。そのため、Ｓ量の上限を0.02％とする。なお、Ｓは無添加でも材質上の問題はないが、Ｓ量を0.0005％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0005％以上の含有は許容される。
Al：0.01～0.1％
　Alは、溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その添加量がsol.Alで0.01％より少ないと効果に乏しく、一方0.1％を超えると脱酸効果が飽和する上に、Al2O3介在物が増加し、製品加工時に割れを生じさせるなどして冷間加工性を劣化させる。したがって、添加量の範囲をsol.Alで0.01％以上、0.1％以下とする。
Ｎ：0.005％以下
　Ｎは、Ti、Nb、Al等と窒化物を形成する。冷間加工性の観点からは、Ｎをこれらの窒化物として極力析出させて固溶Ｎを低減することがより有利であり、Ｎの含有量は少ないほどよいことから、Ｎ量の上限を0.005％とする。なお、Ｎは無添加でも材質上の問題はないが、Ｎ量を0.0003％未満に抑制するには、多くのコストを要することから、0.0003％以上の含有は許容される。
　以上を基本成分とし、残部はFeおよび不可避的不純物である。ただし、特性改善のために、さらに下記の元素を添加してもよい。
Ｂ：0.0003～0.0030％、Ti：0.001～0.1％、Nb：0.002～0.1％、Ｖ：0.002～0.1％およびCr：0.01～0.5％のうちから選ばれるいずれか１種または２種以上
　まず、Ｂは、微量を添加すると、熱延鋼板の結晶粒径を大きくして、冷間圧延時の圧延荷重を小さくし、冷間圧延を容易にする。そのためには、Ｂ量の下限を0.0003％とする。しかし、Ｂ量が0.0030％を超えると、逆に熱間圧延後にフェライト変態が起こり難くなって結晶粒が微細化し、熱延鋼板の強度が上昇し、その結果冷間圧延が困難になる。そのため、Ｂ量の上限を0.0030％とする。
　次に、Ti、Nb、ＶおよびCrは、微量を添加することによって炭窒化物を形成し、熱延鋼板の固溶Ｃ量および固溶Ｎ量を減少させて冷間圧延時の圧延荷重を小さくし、冷間圧延を容易にする。従って、Ti、Nb、ＶおよびCrは、高い冷間加工性を得るために単独または複合して添加する。Ti量は0.001％以上、NbおよびＶ量は0.002％以上、そしてCr量は0.01％以上とすると、上記効果を得ることができる。一方、Ti、NbおよびＶ量は0.1％超え、そしてCr量は0.5％超えになると、結晶粒が微細化して、熱延鋼板の強度が上昇すること、また固溶Ｃ量が低下してAr3変態点がさらに上昇して二相域で熱間圧延を行うことになり、熱延鋼板の組織が不均一になることから、冷間圧延を困難にすることになる。
　さらに、本発明では、熱延鋼板の集合組織を規定することが、安定した冷間圧延を実現する上で重要である。すなわち、熱延鋼板の幅方向端部域および幅方向内部域の集合組織の両方が、下記式（１）にて定義されるＸが0.5～1.0の範囲を満足することが肝要である。なお、「幅方向端部域」とは、熱延鋼板表面の幅方向の両端縁から幅方向へ50mmまでの領域を意味し、「幅方向内部域」とは、熱延鋼板表面の幅方向端部域以外の領域を意味する。
　　　　　　　　　　　　　記
　Ｘ＝F1／(F2+F3)　…（１）
　ただし
　　F1:{001}<110>のODF強度
　　F2:{211}<110>のODF強度
　　F3:{111}<112>のODF強度
　ここで、熱延鋼板の幅方向端部域の集合組織は、熱延鋼板の幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置、すなわち幅方向中心側に50mmの位置（以下、「50mm位置」という。）の、表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとする。また、熱延鋼板の幅方向内部域の集合組織は、熱延鋼板の幅方向端縁から幅方向中心側に板幅の1/4の位置（以下、「1/4位置」という。）の、表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織で代表するものとする。ここで、ある圧延方向位置において、50mm位置及び1/4位置はそれぞれ２つ存在するが、組織は幅方向に対称性を有するので、少なくとも１つの50mm位置及び1/4位置で測定したＸが0.5～1.0であればよい。同様に、組織はコイルの全長にわたって均一だと考えられるので、少なくとも１つの圧延方向位置で測定したＸが0.5～1.0であればよい。
　上記ODF（orientation determination function）は３次元方位密度関数であり、３面以上の極点図より、級数展開法などにより求められ、３つのオイラー角で指定される特定の結晶方位が、ランダム方位に対してどのくらい集積するかを示すものである。すなわち、{001}<110>は、冷間圧延に伴う加工硬化が小さく、冷間圧延を容易にするために有利な結晶方位であり、その意味では多く集積することが重要である。ただし、{001}<110>のODF強度が極めて高い場合は、フェライト域圧延などの熱延鋼板の組織が不均一になる条件で圧延したことにより集積度が増大している場合であり、これは安定した冷間圧延を行う観点から好ましくない。
　逆に、{211}<110>や{111}<112>は、冷間圧延したときの加工硬化が比較的大きいため、あまり、その集積を高めることは好ましくない。しかし、フェライト域圧延ではこれらの方位は生成しにくいので、集積が極めて低くなる。その意味では、{211}<110>や{111}<112>は、冷間圧延の安定性を示す（集積がある程度が高い方が安定性が高い）方位である。
　このようにF1、F2およびF3は、加工硬化の大きさの指標としても、不安定域圧延の指標としても用いることが出来る。しかし、F1と、F2およびF3とは、数値の大小が逆に現れる性質をもち、その比Ｘ＝F1／(F2+F3)で冷間圧延の容易性を評価したところ、Ｘ：0.5～1.0である必要性を見出した。すなわち、Ｘが0.5未満では加工硬化が大きく、特に圧延後半での圧延荷重が高くなる結果、実施例で後述する冷延後YSが大きくなってしまう。一方、1.0を超えると、板厚方向および板幅方向で組織が不均一となり、冷間圧延の制御が難しくなる結果、実施例で後述する冷延後のYS比が小さくなってしまう。なお、材質の均一性の観点から、板幅方向のYSのばらつきは小さいほうがよく、YS比が0.9以上1.1以下であることが好ましい。
　ここで、上記した集合組織の規定を実現するには、ＣおよびMnの含有量に応じて仕上げ圧延温度を調整することが有利であり、詳しくは後述する。なお、本発明の熱延鋼板の組織は、実質的にフェライト単相またはフェライト－パーライト相である。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く、１００％であってもよい。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。さらに、フェライト－パーライト相である場合は、パーライト相は１０％以下であることが好ましい。
　次に、上記した熱延鋼板の製造条件について説明する。本発明の製造方法は、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する工程と、該工程後の鋼板を冷却する工程と、その後前記鋼板を巻き取って、熱延鋼板を得る工程と、を有する。その際の条件を以下に示す。
［仕上げ圧延の入側における、鋼板表面の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置との温度差が30℃以内］
　本発明では、冷間圧延を安定して行える冷延鋼板用素材としての熱延鋼板を提供することを目的としているため、熱延鋼板の組織の幅方向の均一性を高める必要がある。特に、炭素量の低い成分組成の熱延鋼板では、Ar3変態点未満の温度で圧延されることによってとりわけ上記した幅方向端部域の組織が、幅方向内部域の組織とは大きく異なってしまう。このような事態を回避するためには、幅方向端部域の温度低下を抑制することが有効である。すなわち、この温度低下は、仕上げ圧延の入側温度の幅方向分布に起因しており、幅方向端部域の温度低下を抑制するために、バーヒーターなどを適宜使用する必要がある。幅方向中央部（幅方向端縁から幅方向中心側に板幅の1/2の位置）と50mm位置との温度差が30℃を超えて大きくなると、幅方向端部域と幅方向中央部との仕上げ圧延出側温度（FDT）を適正範囲に維持できなくなる。
　なお、この温度差は、熱延鋼板のコイルの長手方向でも多少変動するため、コイル長手方向の先端部から５ｍ、中央部（コイル全長のおよそ1/2の位置）、および後端部から５ｍの３位置で温度測定を行って、それらの平均値をもって温度制御を行う。また、温度の測定対象は鋼板の表面であり、以下の製造条件における温度表示はいずれも、鋼板表面の温度である。
［仕上げ圧延出側温度：870℃～930℃］
　仕上げ圧延出側温度は、熱延鋼板の組織制御に重要な条件である。仕上げ圧延出側温度が870℃未満では、幅方向端部域でAr3変態点未満の温度での圧延によって、ミクロ組織や結晶方位が不均一となる。仕上げ圧延出側温度が930℃を超えるとスケール欠陥が出やすくなり、表面品質に悪影響を与えるため930℃以下とする。
　さらに、上記式（１）にて定義されるＸが0.5～1.0の範囲を満足する熱延鋼板の集合組織を得るために、鋼板組成（とくにＣおよびMnの含有量）に応じて仕上げ圧延出側温度を上記870℃から930℃の範囲内でさらに適正に調整することが好ましい。例えば、ＣおよびMnの含有量が低いとAr3変態温度が高くなるため、仕上げ圧延出側温度を高くしないとAr3変態点未満の温度で圧延することになり、上記Ｘが1.0を超える場合がある。一方、Ar3変態点直上で圧延を行った場合、未再結晶域で圧延されたオーステナイトのフェライト変態に基づく変態集合組織が発達し、上記Ｘが0.5未満になる場合がある。前記変態集合組織はMn含有量の増加とともに強まる傾向があり、またＣ含有量が多いほど変態集合組織中の上記F2の集合組織（{211}<110>）が強くなる。そのため、MnやＣの含有量を本願の上限値以下とする必要がある。
［仕上げ圧延後１秒以内に鋼板の冷却を開始］
　仕上げ圧延後にフェライト変態によって均一な組織を生じさせるためには、フェライト変態を促進する必要があり、そのためには圧延後１秒以内に鋼板の冷却を開始する必要がある。冷却開始までの時間が１秒を超えると、変態前のオーステナイト粒が再結晶、そして粒成長し、フェライト変態が一部で遅れることになる。ここでの冷却速度は特に規定する必要はないが、好ましくは後述する条件に従って行う。
［仕上げ圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上］
　仕上げ圧延後１秒以内に冷却を開始して高温域での滞留を回避し、さらに、750℃までの温度域を10℃/s以上で鋼板を冷却させる必要がある。なぜなら、750℃までの平均冷却速度が10℃/s未満では、フェライト変態が不均一に生じて材質を不均一にするおそれがあるからである。
［550℃～700℃の温度域にて鋼板を巻取る］
　仕上げ圧延後の巻取り冷却過程において、ＣおよびＮの固溶を抑制するには、セメンタイトやAlNの析出を促進させる必要がある。この析出は、巻取り温度が550℃未満では不十分となり、固溶Ｃおよび固溶Ｎによる熱延鋼板の硬質化が生じ、冷間圧延の圧延荷重が高くなる。一方、巻取り温度が700℃を超えると、結晶粒径が不均一になることや、本発明の炭素量範囲ではセメンタイトの析出の駆動力が小さく固溶Ｃが残る可能性があることから、巻取り温度は700℃以下とする。
　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、冷却、巻き取りを行い、板厚２mmおよび板幅800mmの熱延鋼板を製造した。かくして得られた熱延鋼板について、ミクロ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。引張試験片は、コイルの先端から長さ５ｍの位置の1/4位置から、試験片の平行部が圧延方向になるように採取した。
　また、各熱延鋼板のＸ値についても、次のように測定した。すなわち、各熱延鋼板において、50mm位置と1/4位置にて、それぞれ30mmφで打ち抜いた２つの鋼片を、表面から板厚の1/4の深さの部分が露出するまで研削した。その後、その露出面をナイタール液にてマクロ組織が確認できるまで腐食し、（110）、（220）および（211）の３面につき、反射法にて極点図を作成し、これら極点図から級数展開法により上記したODFを算出した。算出値から、式（１）に従い各熱延鋼板における、50mm位置でのＸ値と1/4位置でのＸ値を求め、表２に示した。
　さらに、得られた熱延鋼板を冷間圧延に供して、冷間圧延後の鋼板の特性を評価した。具体的には、圧下率95％の冷間圧延後の冷延鋼板から、JIS５号試験片を採取して、JIS　Ｚ2241に準拠して引張試験を行い、降伏強さYSを測定し、表２に示した。引張試験片は、コイルの先端から長さ５ｍの位置の1/4位置と50mm位置から、試験片の平行部が圧延方向になるようにそれぞれ採取した。また、1/4位置に対する50mm位置の前記降伏強さYSの比を算出し、「YS比」として表２に示した。ここで、YS比が0.9以上1.1以下である場合を、材質が均一であると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から、本発明に従う熱延鋼板はいずれも、圧下率95％の冷間圧延後の冷延鋼板の降伏強さYSが830MPa未満と低く、冷延荷重が小さいとともに、板幅方向での降伏強さYSの変動も小さいことがわかる。圧下率95％の冷間圧延後の冷延鋼板の降伏強さYS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出来た、ということである。また、比較例では、圧下率95％の冷間圧延後の冷延鋼板の降伏強さYSが大きいか、YS比が0.9未満で板幅方向の材質の均一性が劣る。
　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 (3)

  1. 　質量％で
    　Ｃ：0.015～0.035％、
    　Si：0.2％以下、
    　Mn：0.05～0.35％、
    　Ｐ：0.02％以下、
    　Ｓ：0.02％以下、
    　Al：0.01～0.1％および
    　Ｎ：0.005％以下
    を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
    　幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置および幅方向端縁から幅方向へ板幅の1/4の位置の、表面から板厚の1/4の深さにおける集合組織は、下記式（１）にて定義されるＸが0.5～1.0の範囲を満足することを特徴とする熱延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｘ＝F1／(F2+F3)　…（１）
    　ただし
    　　F1:{001}<110>のODF強度
    　　F2:{211}<110>のODF強度
    　　F3:{111}<112>のODF強度
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｂ：0.0003～0.0030％、
    　Ti：0.001～0.1％、
    　Nb：0.002～0.1％、
    　Ｖ：0.002～0.1％および
    　Cr：0.01～0.5％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延する工程であって、
    　　仕上げ圧延の入側における、鋼板表面の幅方向中央部と幅方向端縁から幅方向へ50mmの位置との温度差を30℃以内にするとともに、
    　　仕上げ圧延出側温度を870℃～930℃とする熱間圧延工程と、
    　前記仕上げ圧延後１秒以内に前記鋼板の冷却を開始し、前記仕上げ圧延出側温度から750℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とする冷却工程と、
    　その後、550℃～700℃の温度域にて前記鋼板を巻取って、熱延鋼板を得る工程と、
    を有することを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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