JP3879381B2 - 薄鋼板および薄鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、種々の特性レベルを有する熱延鋼板や冷延鋼板のような薄鋼板の製造方法、特に、加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板の得られる薄鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板や冷延鋼板のような薄鋼板は、自動車、家電製品、産業機械等の広範囲な分野で使用されている。こうした薄鋼板には、何らかの加工を受けて用いられる場合が多いので、様々な加工性が要求されている。
【０００３】
しかしながら、近年の自動車、家電製品、産業機械等のメーカーからの合理化の要求が厳しく、特に製品製造時の歩留りのさらなる向上が求められている。このような背景から、材質面では特に均一性が高く、加工性のレベルが高いことが求められつつある。
【０００４】
また上記の熱延鋼板や冷延鋼板で要求される加工性としては、例えば、強度が340MPa級以上で深絞り用途以外のハイテン材（高張力熱延鋼板）には、バーリング加工時の高い伸びフランジ性が要求されている。また、強度が440MPa以下で絞り加工を受ける冷延鋼板には、高いr値や破断伸びなどが、要求されている。
【０００５】
近年、薄鋼板に対する需要家からの品質要求はますます厳しくなって来ており、上述したような加工性のより一層の向上のみならず、コイル状に巻かれた製品における機械的性質の均一性も強く要望されている。
【０００６】
こうした需要家からの要請に応じて、いくつかの対策が検討されている。例えば、材質の均一性向上の観点からは、特開平9-241742号公報に、熱延連続化により熱延コイル内の機械的性質の均一性を向上させる方法が提案されている。これは、熱延連続化のプロセスを用いて、圧延鋼板の先端部および後端部の材質の向上を図るとともに、コイル内の材質のばらつきの解消を図る技術である。
【０００７】
ハイテン材の加工性の向上については、特公昭61-15929号公報や特公昭63-6752号公報に、熱延後の冷却速度や巻取温度を制御して、高張力熱延鋼板の加工性を向上させる方法が提案されている。
【０００８】
また、IF鋼(Interstitial-Free Steel)の加工性の向上に関しては、特開平5-112831号公報に、熱間圧延で強圧下と急速冷却を行う方法が提案されている。この技術は、熱延の最終圧下率を30％以上とし、圧延終了直後に急冷することにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化を通じて冷延鋼板のr値の向上を図ろうとするものである。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記のいずれの従来技術においても、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた薄鋼板を得ることはできなかった。例えば、コイル内の材質のばらつきの解消を図るという、特開平9-241742号公報記載の技術で得られている材質特性（コイル幅中央部の測定値）は、30K〜70K級の鋼板での引張強度（TS）の変動値で見て4.5〜6.3kg/mm2程度あり、必ずしもユーザー側の満足のいくものではなかった。
【００１０】
また、ハイテン材の加工性の向上を狙った特公昭61-15929号公報記載の技術では、強度-延性バランスを従来の鋼板に比べて高めているものの、伸びフランジ性の抜本的な解決は達成されていない。さらに、この技術では、表面欠陥の改善もなされていなかった。同様に、特公昭63-6752号公報に記載の方法で製造した高張力熱延鋼板では、鋼板の破断伸びや靭性を高めているものの、伸びフランジ性の抜本的な解決はやはり達成されていない。
【００１１】
IF鋼の加工性の向上を狙った特開平5-112831号公報記載の方法でも、材質のばらつきを必ずしも満足のいくレベルまで小さくすることができなかった。すなわち、この技術の特徴とする圧延直後の平均冷却速度は、同公報の実施例の記載によると、冷却開始から1秒間は90〜105℃/sec、同3秒間65〜80℃/secである。しかし、実機の熱延条件では、この程度の冷却速度の場合、特に圧延トップ部分の鋼板の結晶粒を微細化できないことが判明したのである。
【００１２】
これは、仕上圧延終了から直ちに冷却することができず、冷却開始まで多少の時間を要するためと考えられる。仕上圧延機の最終スタンドの出側には、仕上温度計等、計測機器の設置の必要性から、冷却装置を最終圧延スタンド出側直近に設置できないため、例えば、仕上圧延終了から0.1秒以内は冷却できない。特に、圧延トップ部分は、高速走行が不可能で圧延速度が遅いため冷却開始までの時間が長くなり、この公報記載程度の冷却速度で冷却しても、オーステナイト粒の粗粒化を防止できないのである。
【００１３】
このように、熱延後の鋼帯トップ部は、急速冷却することが難しいことから結晶粒を十分に微細化できないため、優れた機械的性質およびその均一性が得られなかった。また、熱延の最終パスの圧下率を高くすることは、オーステナイト粒の細粒化のためにはよいが、特開平5-112831号公報記載の技術のように圧下率を30％以上とすることは、鋼板の形状不良が発生し易くなるため実施は困難である。
【００１４】
本発明はかかる事情に鑑みて、このような問題を解決するためになされたもので、寸法精度の厳しいプレス加工用途にも適合しうる、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、かつ機械的性質が均一で種々の特性レベルを有し、優れた板形状を示すことが可能な薄鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記課題は、mass％で、C含有量が0.8％以下の連続鋳造スラブを、粗圧延して粗バーを製造する工程と、前記粗バーを、(Ar3変態点-20)℃以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造する工程と、前記仕上圧延後の鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で、好ましくは 200 ℃ /sec 以上の冷却速度で、急冷する工程と、前記急冷後の鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る工程と、を有する薄鋼板の製造方法により解決される。
【００１６】
また、この製造方法において、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。さらに、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。また、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。
【００１７】
さらに、これらの製造方法において、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有し、かつ、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。
【００１８】
以上に述べた製造方法において、C含有量を0.8％以下とする代わりにmass％で0.8％を超え1.0％以下とし、仕上温度を (Ar3変態点-20)℃以上とする代わりに(Acm変態点-20)℃以上とし、その他についてはこれらの製造方法と同じ製造方法とすることもできる。
【００１９】
これらの発明は、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねる中でなされた。その中で、薄鋼板の加工性および機械的性質の均一性については、特に圧延直後から冷却開始までの時間と冷却速度の影響が大きいことを見出し、種々検討の結果完成された。その結果、自動車、家電製品、産業機械等のメーカーでの使用条件からみて、コイルからの製品採取を高歩留りで行うことのできる加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板を得ることに成功した。以下、本発明における製造方法の詳細について説明する。まず、化学成分について説明する。
【００２０】
C： 1％以下（mass％、以下同じ）
Cは鋼板の強度を確保するための添加元素であるが、過剰に含まれると加工性の劣化が著しくなり、1％を超えると加工性の劣化を招く。従って、C量を1％以下とする。
【００２１】
Si： 2.5％以下
Siは、固溶強化元素であるが、添加量が2.5％を超えると表面性状が劣化する。従って、Si量を2.5 ％以下とする。
【００２２】
Mn： 3％以下
Mnは、鋼板の靭性を改善し、固溶強化作用を有するが、加工性には悪影響を及ぼす元素である。Mn量が3％を超えると、強度が上昇し加工性の劣化が顕著となる。従って、Mn 量を3％以下とする。
【００２３】
P： 0.2％以下
Pは、固溶強化する作用を有する元素であるが、0.2 ％を超えて添加すると、粒界偏析による粒界脆化が生じやすくなる。従って、P量を0.2％以下とする。
【００２４】
S：0.05％以下
Sは、不純物元素であり、できるだけ低いことが望ましく、0.05 ％を超えると、微細な硫化物の析出が多くなり加工性が劣化する。従って、S量を、0.05％以下とする。
【００２５】
N：0.02％以下
Nは、その含有量が少ないほど後述の炭窒化物形成元素の添加量を低減でき経済的となる。N量が0.02％を超えると、炭窒化物形成元素を添加してNを固定しても鋼板の加工性の低下が避けられなくなる。従って、N量を0.02％以下とする。
【００２６】
Ｏ： 0.005％以下
Ｏは、連続鋳造時のスラブ表面あるいはスラブ表層下で、割れ発生を抑制するために制御が必要である。Ｏが0.005％を超えると、スラブの割れが顕著となり、本発明の意図する加工性も劣化する。従って、Ｏ量を0.005％以下とする。
【００２７】
Ti,Nb,V,Mo,Zr,Cr： １種または２種以上合計で0.01〜0.2％
前述の化学成分に加えて、強度調整あるいは炭化物形成による固溶C,N低減を利用した非時効化（および深絞り性向上）のため、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crを必要に応じて添加する。これらの元素は、合計の添加量が0.01％未満では効果がなく、0.2％を超えると延性や深絞り性等の加工性を損なう。従って、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crを添加する場合は、これらの添加量を合計で0.01〜0.2％とする。
【００２８】
Ca,B： １種または２種以上合計で0.005％以下
本発明において、Ca,Bは薄鋼板の加工性を向上しうる有効な元素であり、添加することが好ましい。しかし、Ca,Bの添加量が合計で0.005％を超えると深絞り性を損なう。従って、Ca,Bを添加する場合は、これらの添加量を合計で0.005％以下とする。
【００２９】
次に、本発明における製造条件について説明する。
【００３０】
仕上温度（C≦0.8％の場合）： (Ar3変態点-20)℃以上
C含有量が0.8％以下の場合、仕上温度が(Ar3変態点-20)℃未満では、一部でフェライト変態が進行するためフェライト粒が加工され、材質の不均一、面内異方性の増加等、材質上好ましくない結果となる。以上より、本発明ではC含有量が0.8％以下の場合、(Ar3変態点-20)℃以上の仕上温度で仕上圧延する。これにより、組織の均一化とその後の工程において結晶粒の微細化を図ることができ、強度-延性バランスや伸びフランジ性の向上や、冷延鋼板における高r値化など加工性の向上が図れる。
【００３１】
仕上温度（C＞0.8％の場合）： (Acm変態点-20)℃以上
C含有量が0.8％を超える場合、仕上温度が(Acm変態点-20)℃未満では、オーステナイト粒界に析出するセメンタイトが増加し、均一なパーライト組織が得られず組織が不均一となる。以上より、本発明では、 C含有量が0.8％超の場合、仕上温度(Acm変態点-20)℃以上で仕上圧延する。これにより、組織の均一化とその後の工程において組織の微細化を図ることができ、焼入性の向上、冷延鋼板における球状化率の向上や伸びフランジ性の向上など加工性の向上が図れる。
【００３２】
圧延後の冷却： 冷却速度＞120℃/secで急冷
本発明では、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の組織の微細化と材質の均一化を図るため、圧延後の急冷が必要である。冷却方法が徐冷であると、組織が粗大化し、さらに、高C鋼では均一なパーライト組織が得られず組織が不均一となる。冷却速度が120℃/sec以下の場合、変態により生成するフェライト結晶粒やパーライト等の組織が粗大化し、また、過共析鋼ではセメンタイトが析出するため、組織が不均一となる。
【００３３】
冷却終了温度： 500〜800℃
冷却終了温度については、500℃未満の低温域まで急冷すると、巻取り温度との差（余裕代）が小さくなり、温度の均一化が困難となる。また、急冷用の冷却設備の増設が必要となり、設備コストが増加する。これとは逆に冷却終了温度が800℃を超えると、一部しか変態せず組織が不均一となり、その後の巻取り温度調節に伴う冷却（徐冷）で組織が粗大化する。
【００３４】
以上より、圧延後は、鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で一次冷却すると、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物を微細化できるので、加工性の向上が図れる。なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、工業的に可能な2000℃/sec程度が限度である。
【００３５】
巻取温度：400〜750℃
二次冷却後は、鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る必要がある。これは、巻取温度が400℃未満では低温変態相が生成し、750℃を超えると結晶粒などの組織の粗大化が起こり加工性が劣化するためである。
【００３６】
本発明の基本的な製造条件は以上の通りであるが、必要に応じてさらに次の製造条件を用いることができる。
【００３７】
連続鋳造〜粗圧延における処理： 直接圧延または温間装入
連続鋳造スラブを、直接熱間圧延で、または室温まで冷却する前に温間で加熱炉に装入して1200℃以下の温度に再加熱し、粗圧延を行うこともできる。この発明では、連続鋳造スラブを室温まで冷却することなく、そのまま直接圧延で粗圧延を開始し、あるいは1200℃以下の温度に加熱後、粗圧延を開始する。その結果、圧延前のスラブ温度を均一化でき、コイル内の機械的性質をより一層均一化できる。
【００３８】
仕上圧延直前〜圧延中の処理： 誘導加熱
仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱することもできる。この発明では、圧延中の被圧延材の温度をより均一にでき、コイル内の機械的性質のより一層の均一化が図れる。
【００３９】
急冷開始時期： 0.1sec超〜1.0sec未満
仕上圧延後、0.1secを超え1.0sec未満の時間内で急冷を開始することもできる。この発明では、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。
【００４０】
巻取り後の処理： 冷間圧延-焼鈍
上記の薄鋼板の製造方法により製造した薄鋼板を、さらに、冷間圧延し、焼鈍することもできる。この発明では、熱延コイルの材質および組織が均一であるため、それを冷延後焼鈍すれば、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた冷延鋼板が得られる。
【００４１】
このようにして、本発明では、コイル内での温度の変動を低減することにより、熱延鋼帯の幅方向及び長手方向における引張強さの変動（最大値と最小値）が、コイル内の引張強さの平均値の±8％以内であることを特徴とする薄鋼板を得ることができる。このようなばらつきが狭小な鋼板は、プレス加工性（曲げ加工時のスプリングバック等）のコイル内での変動が小さい。需要家においても、プレス加工後の製品歩留まりや形状精度を向上でき、材料としての性能が優れている。
【００４２】
【発明の実施の形態】
発明の実施に当たっては、鋼成分は特に限定されることなく、従来の種々の特性レベルを有する熱延鋼板や冷延鋼板の成分系を適用できる。すなわち、単純な炭素鋼板のみならず、Ti、Nb、V、Mo、Zr、Ca、B等の特殊元素が含有された鋼板にも適用できる。なお、本発明においては、Cuを0.02〜2％添加すること、Snを0.01％以下添加（含有）することが許容される。この範囲内であれば、これらの元素によって本発明の効果が損なわれることはない。
【００４３】
連続鋳造スラブを室温まで冷却することなく、1200℃以下の温度に加熱後粗圧延を開始すれば、圧延前のスラブ温度を均一化でき、コイル内の機械的性質をより一層均一化できる。連続鋳造スラブを粗圧延した後、仕上圧延直前の粗バーを、または仕上圧延中の被圧延材を、誘導加熱装置により加熱すれば、圧延中の被圧延材の温度をより均一にでき、コイル内の機械的性質のより一層の均一化が図れる。
【００４４】
仕上圧延においては、最終圧延パスの圧下率を8％以上、30％未満とすることが望ましい。これは、オーステナイト粒を十分に細粒化するためには圧下率を8％以上とするのがよく、鋼板の形状を良好に維持するためには圧下率を30％以上とするのがよいことによる。なお、熱延鋼板の粒径の細粒化の観点からは、圧下率を各圧延パスについて10％超とすることが望ましい。
【００４５】
仕上温度については、C含有量が0.8％以下の場合は、好ましくは (Ar3変態点-20)〜(Ar3変態点＋50)℃で仕上圧延すれば、仕上圧延直後、即ちランナウト冷却前の結晶粒を細粒化することができる。仕上温度を (Ar3変態点＋50)℃以下とすることにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し、圧延後のフェライト粒が細粒化し易くなる。その結果、その後の工程において結晶粒の微細化を図ることができ、強度-延性バランスや伸びフランジ性の向上、さらには冷延鋼板における高r値化など加工性の向上が図れる。
【００４６】
C含有量が0.8％を超える場合は、(Acm変態点-20)〜(Acm変態点＋100)℃の仕上温度で仕上圧延し、それ以外の条件をC含有量が0.8％以下の場合と同様にすれば、加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板を得ることができる。仕上温度を (Acm変態点+100)℃以下とすることにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し圧延後のパーライトコロニーの微細化が可能となる。
【００４７】
また、このとき、被圧延材の幅方向や長手方向等の位置により仕上温度が異なり、その差が大きくなると鋼帯の組織を不均一とするので、仕上温度の差を小さくすることが望ましい。被圧延材内の仕上温度差が50℃以内となるように仕上圧延すれば、仕上圧延直後の鋼帯内の組織を均一にでき、コイルに巻き取り後の機械的性質の均一化が図れる。その結果、最終製品の組織および材質の差が無視できるようになるので、好ましくは被圧延材内の仕上温度の差を50℃以内とする。
【００４８】
圧延後は、フェライト結晶粒やパーライト等の組織の微細化と材質の均一化を図るため、圧延後の冷却の際、急冷と徐冷を組合せて行うことが望ましい。急冷後に徐冷を行うことで、冷却終了温度の場所的不均一が軽減され、冷却終了温度の絶対値の変動も小さくなり、材質レベルの変動を縮小できる。以下、上記の急冷及び徐冷を一次冷却及び二次冷却と呼ぶ。
【００４９】
鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で一次冷却すると、変態後のフェライト結晶粒やパーライトの微細化により、加工性の向上が図れる。このとき、フェライト結晶粒の細粒化やパーライト組織の微細化の観点からは200℃/sec以上、より好ましくは400℃/sec以上の冷却速度で冷却することにより、格段に優れた加工性を得ることができる。なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、工業的には2000℃/sec程度が限度である。
【００５０】
また、熱延鋼帯の材質のばらつきをより好ましいレベルまで低減するためには、上記の急冷の停止温度を発明の範囲内とするとともに、急冷後のコイル幅方向や長手方向等の温度の変動（最高値−最低値）を60℃以内にすることが望ましい。
【００５１】
さらに好ましくは、引張強さの変動を±4%以内とすることにより、上記の需要家での性能を格段に向上し得る。この場合、上記の急冷の停止温度の変動を40℃以内とすることにより、材質のばらつきをこのように狭小化できる。
【００５２】
さらに、引張強さの変動を±2%以内とするには、上記の急冷の停止温度の変動を20℃以内とすればよい。材質の変動の低減は、これらの温度と引張強さの変動の関係から割り出すことができる。なお本発明におけるコイル幅方向の温度は、温度センサの測定方法も考慮して、コイル幅両エッジから30mmを除いた範囲を指す。
【００５３】
急冷（一次冷却）の能力については、伝熱係数が2000kcal/m2h℃の冷却を行うことにより、上記急冷後の温度の変動を小さくすることができる。温度の変動の低減のために、好ましい伝熱係数は5000kcal/m2h℃以上、さらに好ましいレベルは8000kcal/m2h℃以上である。
【００５４】
また、一次冷却については、仕上圧延後0.1secを超え1.0sec未満の時間内で冷却を開始すれば、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。さらに、熱延鋼帯の材質のばらつきをより好ましいレベルにするためには、冷却の開始を仕上圧延後0.5sec超とすることが望ましい。
【００５５】
一次冷却後は、巻取り温度調節のため徐冷（二次冷却）することが望ましい。特に、二次冷却の冷却速度が60℃/sec未満であれば、高い精度の温度制御が可能となり、冷却終了温度、即ち巻取り温度が均一となる。その結果、巻き取り後のコイル内の組織をより均一にできるので、コイル内の機械的性質の均一化のため鋼帯を60℃/sec未満の冷却速度で二次冷却することが好ましい。
【００５６】
二次冷却後は、鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る必要があるが、これは、400℃未満では低温変態相が生成し、750℃を超えると結晶粒などの組織の粗大化が起こり加工性が劣化するためである。なお、高C材の巻取り温度については、低温変態相の生成を防止するため450℃以上とすることが望ましい。また、最終製品の材質を均一化する観点からは、コイル内の巻取温度の差を80℃以内とすることが望ましい。
【００５７】
本発明は、連続鋳造後のスラブを、加熱炉を経ずに直接熱間圧延する直送圧延プロセスにも適用できる。また、コイルボックス等を用いた連続圧延プロセスに対しても、効果的である。また、仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱するとき、エッジ加熱を行っても効果的である。
【００５８】
こうした得られた熱延コイルを冷延後焼鈍すれば、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた冷延鋼板が得られる。このとき、焼鈍は、機械的性質の均一性を図る上で、連続焼鈍で行うことがより好ましい。
【００５９】
【実施例】
［実施例１］
表1に示す化学成分を有する鋼No.1〜7を溶製した。いずれの鋼の化学成分も、本発明の範囲内である。これらの鋼を、表2に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚3mmの熱延コイルNo.1〜14を作製した。なお、本発明例における急冷（一次冷却）の際の伝熱係数は3000〜4000kcal/m2h℃である。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
熱延コイルのコイル長手方向の5ヶ所から引張試験片を採取し、平均の引張強度（TS）、全伸び（El）、引張強度のばらつき（ΔTS）、全伸びのばらつき（ΔEl）を測定した。また、一部の熱延コイルについては、伸びフランジ性を評価するために穴広げ率（λ）およびそのばらつき（Δλ）を測定した。さらに、熱延コイルNo.4〜7、No.11〜13については、酸洗後板厚0.8mmまで冷間圧延し、連続焼鈍して、深絞り性を評価するためにr値を測定した。これらの熱延コイルと冷延-焼鈍板の機械的性質の測定結果を表3に示す。
【００６３】
【表３】
【００６４】
各成分系における本発明例の鋼板No.1〜8と比較例の鋼板No.9〜14を対比して見れば明らかなように、いずれの成分系においても本発明例の方が機械的性質のばらつきΔTS、ΔEl、Δλが小さい。これに対して、比較例の鋼板No.9〜14においては、本発明で規定される製造条件が１つ以上満たされておらず、同じ化学成分の本発明例の鋼板No.1〜8に対して機械的性質の均一性または加工性が劣っている。
【００６５】
［実施例２］
前述の表1に示す化学成分を有する鋼No.1〜7を、表４に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚3mmの熱延コイルNo.15〜28を製造した。なお、一次冷却の際の伝熱係数は、本発明例No.15〜22では12000kcal/m2h℃、比較例No.23〜28では1000kcal/m2h℃である。
【００６６】
【表４】
【００６７】
これらの熱延コイルの幅方向及び長手方向について、実施例１と同様、機械的性質のばらつきを調べた。さらに、熱延コイルNo.18〜22、No.26〜28については、酸洗後板厚0.8mmまで冷間圧延し、連続焼鈍して、深絞り性を評価するためにr値を測定した。これらの熱延コイルと冷延-焼鈍板の機械的性質の測定結果を表５に示す。
【００６８】
【表５】
【００６９】
この表で、ΔTS，ΔElはそれぞれTS，Elの最大値と最小値の差の1/2である。また，引張特性はコイル幅方向の両エッジ30mm及びコイル長手方向の両端各5mを除いた位置より採取したサンプルを用いて調査し，全ての値の平均値をコイル内平均値とした。
【００７０】
各成分系における本発明例の鋼板No. 15〜22と比較例の鋼板No. 23〜28を対比して見れば明らかなように、いずれの成分系においても本発明例の方が機械的性質のばらつきΔTS、ΔElが小さい。これに対して、比較例の鋼板No. 23〜28においては、本発明で規定される製造条件が１つ以上満たされておらず、同じ化学成分の本発明例の鋼板No. 15〜22に対して機械的性質の均一性または加工性が劣っている。
【００７１】
本発明例では、急冷（１次冷却）停止温度のコイル内での変動が、比較法の従来のラミナー冷却による物に比べて小さく、機械的性質の変動がより好ましいレベルまで低減されている。なお、本発明例における冷却方式は、多孔噴流タイプの高い伝熱係数を有する冷却方式である。
【００７２】
このように、本発明により、コイル内の機械的性質の均一性に優れ、熱延コイルのEl、λや冷延-焼鈍後のr値も高く、加工性にも優れた薄鋼板の製造が可能となる。
【００７３】
【発明の効果】
本発明は以上説明したように構成されているので、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、機械的性質が均一で、かつ板形状にも優れた、種々の特性レベルを有する270MPa級以上の薄鋼板の製造方法を提供できる。また、連続鋳造から熱間圧延まで直接行う直送圧延プロセス、または連続鋳造スラブが室温まで温度低下する前に加熱炉に装入するプロセスにおいても適用でき、工業的に有用な効果がもたらされる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、種々の特性レベルを有する熱延鋼板や冷延鋼板のような薄鋼板の製造方法、特に、加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板の得られる薄鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板や冷延鋼板のような薄鋼板は、自動車、家電製品、産業機械等の広範囲な分野で使用されている。こうした薄鋼板には、何らかの加工を受けて用いられる場合が多いので、様々な加工性が要求されている。
【０００３】
しかしながら、近年の自動車、家電製品、産業機械等のメーカーからの合理化の要求が厳しく、特に製品製造時の歩留りのさらなる向上が求められている。このような背景から、材質面では特に均一性が高く、加工性のレベルが高いことが求められつつある。
【０００４】
また上記の熱延鋼板や冷延鋼板で要求される加工性としては、例えば、強度が340MPa級以上で深絞り用途以外のハイテン材（高張力熱延鋼板）には、バーリング加工時の高い伸びフランジ性が要求されている。また、強度が440MPa以下で絞り加工を受ける冷延鋼板には、高いr値や破断伸びなどが、要求されている。
【０００５】
近年、薄鋼板に対する需要家からの品質要求はますます厳しくなって来ており、上述したような加工性のより一層の向上のみならず、コイル状に巻かれた製品における機械的性質の均一性も強く要望されている。
【０００６】
こうした需要家からの要請に応じて、いくつかの対策が検討されている。例えば、材質の均一性向上の観点からは、特開平9-241742号公報に、熱延連続化により熱延コイル内の機械的性質の均一性を向上させる方法が提案されている。これは、熱延連続化のプロセスを用いて、圧延鋼板の先端部および後端部の材質の向上を図るとともに、コイル内の材質のばらつきの解消を図る技術である。
【０００７】
ハイテン材の加工性の向上については、特公昭61-15929号公報や特公昭63-6752号公報に、熱延後の冷却速度や巻取温度を制御して、高張力熱延鋼板の加工性を向上させる方法が提案されている。
【０００８】
また、IF鋼(Interstitial-Free Steel)の加工性の向上に関しては、特開平5-112831号公報に、熱間圧延で強圧下と急速冷却を行う方法が提案されている。この技術は、熱延の最終圧下率を30％以上とし、圧延終了直後に急冷することにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化を通じて冷延鋼板のr値の向上を図ろうとするものである。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記のいずれの従来技術においても、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた薄鋼板を得ることはできなかった。例えば、コイル内の材質のばらつきの解消を図るという、特開平9-241742号公報記載の技術で得られている材質特性（コイル幅中央部の測定値）は、30K〜70K級の鋼板での引張強度（TS）の変動値で見て4.5〜6.3kg/mm2程度あり、必ずしもユーザー側の満足のいくものではなかった。
【００１０】
また、ハイテン材の加工性の向上を狙った特公昭61-15929号公報記載の技術では、強度-延性バランスを従来の鋼板に比べて高めているものの、伸びフランジ性の抜本的な解決は達成されていない。さらに、この技術では、表面欠陥の改善もなされていなかった。同様に、特公昭63-6752号公報に記載の方法で製造した高張力熱延鋼板では、鋼板の破断伸びや靭性を高めているものの、伸びフランジ性の抜本的な解決はやはり達成されていない。
【００１１】
IF鋼の加工性の向上を狙った特開平5-112831号公報記載の方法でも、材質のばらつきを必ずしも満足のいくレベルまで小さくすることができなかった。すなわち、この技術の特徴とする圧延直後の平均冷却速度は、同公報の実施例の記載によると、冷却開始から1秒間は90〜105℃/sec、同3秒間65〜80℃/secである。しかし、実機の熱延条件では、この程度の冷却速度の場合、特に圧延トップ部分の鋼板の結晶粒を微細化できないことが判明したのである。
【００１２】
これは、仕上圧延終了から直ちに冷却することができず、冷却開始まで多少の時間を要するためと考えられる。仕上圧延機の最終スタンドの出側には、仕上温度計等、計測機器の設置の必要性から、冷却装置を最終圧延スタンド出側直近に設置できないため、例えば、仕上圧延終了から0.1秒以内は冷却できない。特に、圧延トップ部分は、高速走行が不可能で圧延速度が遅いため冷却開始までの時間が長くなり、この公報記載程度の冷却速度で冷却しても、オーステナイト粒の粗粒化を防止できないのである。
【００１３】
このように、熱延後の鋼帯トップ部は、急速冷却することが難しいことから結晶粒を十分に微細化できないため、優れた機械的性質およびその均一性が得られなかった。また、熱延の最終パスの圧下率を高くすることは、オーステナイト粒の細粒化のためにはよいが、特開平5-112831号公報記載の技術のように圧下率を30％以上とすることは、鋼板の形状不良が発生し易くなるため実施は困難である。
【００１４】
本発明はかかる事情に鑑みて、このような問題を解決するためになされたもので、寸法精度の厳しいプレス加工用途にも適合しうる、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、かつ機械的性質が均一で種々の特性レベルを有し、優れた板形状を示すことが可能な薄鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記課題は、mass％で、C含有量が0.8％以下の連続鋳造スラブを、粗圧延して粗バーを製造する工程と、前記粗バーを、(Ar3変態点-20)℃以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造する工程と、前記仕上圧延後の鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で、好ましくは 200 ℃ /sec 以上の冷却速度で、急冷する工程と、前記急冷後の鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る工程と、を有する薄鋼板の製造方法により解決される。
【００１６】
また、この製造方法において、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。さらに、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。また、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。
【００１７】
さらに、これらの製造方法において、連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有し、かつ、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることもできる。
【００１８】
以上に述べた製造方法において、C含有量を0.8％以下とする代わりにmass％で0.8％を超え1.0％以下とし、仕上温度を (Ar3変態点-20)℃以上とする代わりに(Acm変態点-20)℃以上とし、その他についてはこれらの製造方法と同じ製造方法とすることもできる。
【００１９】
これらの発明は、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねる中でなされた。その中で、薄鋼板の加工性および機械的性質の均一性については、特に圧延直後から冷却開始までの時間と冷却速度の影響が大きいことを見出し、種々検討の結果完成された。その結果、自動車、家電製品、産業機械等のメーカーでの使用条件からみて、コイルからの製品採取を高歩留りで行うことのできる加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板を得ることに成功した。以下、本発明における製造方法の詳細について説明する。まず、化学成分について説明する。
【００２０】
C： 1％以下（mass％、以下同じ）
Cは鋼板の強度を確保するための添加元素であるが、過剰に含まれると加工性の劣化が著しくなり、1％を超えると加工性の劣化を招く。従って、C量を1％以下とする。
【００２１】
Si： 2.5％以下
Siは、固溶強化元素であるが、添加量が2.5％を超えると表面性状が劣化する。従って、Si量を2.5 ％以下とする。
【００２２】
Mn： 3％以下
Mnは、鋼板の靭性を改善し、固溶強化作用を有するが、加工性には悪影響を及ぼす元素である。Mn量が3％を超えると、強度が上昇し加工性の劣化が顕著となる。従って、Mn 量を3％以下とする。
【００２３】
P： 0.2％以下
Pは、固溶強化する作用を有する元素であるが、0.2 ％を超えて添加すると、粒界偏析による粒界脆化が生じやすくなる。従って、P量を0.2％以下とする。
【００２４】
S：0.05％以下
Sは、不純物元素であり、できるだけ低いことが望ましく、0.05 ％を超えると、微細な硫化物の析出が多くなり加工性が劣化する。従って、S量を、0.05％以下とする。
【００２５】
N：0.02％以下
Nは、その含有量が少ないほど後述の炭窒化物形成元素の添加量を低減でき経済的となる。N量が0.02％を超えると、炭窒化物形成元素を添加してNを固定しても鋼板の加工性の低下が避けられなくなる。従って、N量を0.02％以下とする。
【００２６】
Ｏ： 0.005％以下
Ｏは、連続鋳造時のスラブ表面あるいはスラブ表層下で、割れ発生を抑制するために制御が必要である。Ｏが0.005％を超えると、スラブの割れが顕著となり、本発明の意図する加工性も劣化する。従って、Ｏ量を0.005％以下とする。
【００２７】
Ti,Nb,V,Mo,Zr,Cr： １種または２種以上合計で0.01〜0.2％
前述の化学成分に加えて、強度調整あるいは炭化物形成による固溶C,N低減を利用した非時効化（および深絞り性向上）のため、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crを必要に応じて添加する。これらの元素は、合計の添加量が0.01％未満では効果がなく、0.2％を超えると延性や深絞り性等の加工性を損なう。従って、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crを添加する場合は、これらの添加量を合計で0.01〜0.2％とする。
【００２８】
Ca,B： １種または２種以上合計で0.005％以下
本発明において、Ca,Bは薄鋼板の加工性を向上しうる有効な元素であり、添加することが好ましい。しかし、Ca,Bの添加量が合計で0.005％を超えると深絞り性を損なう。従って、Ca,Bを添加する場合は、これらの添加量を合計で0.005％以下とする。
【００２９】
次に、本発明における製造条件について説明する。
【００３０】
仕上温度（C≦0.8％の場合）： (Ar3変態点-20)℃以上
C含有量が0.8％以下の場合、仕上温度が(Ar3変態点-20)℃未満では、一部でフェライト変態が進行するためフェライト粒が加工され、材質の不均一、面内異方性の増加等、材質上好ましくない結果となる。以上より、本発明ではC含有量が0.8％以下の場合、(Ar3変態点-20)℃以上の仕上温度で仕上圧延する。これにより、組織の均一化とその後の工程において結晶粒の微細化を図ることができ、強度-延性バランスや伸びフランジ性の向上や、冷延鋼板における高r値化など加工性の向上が図れる。
【００３１】
仕上温度（C＞0.8％の場合）： (Acm変態点-20)℃以上
C含有量が0.8％を超える場合、仕上温度が(Acm変態点-20)℃未満では、オーステナイト粒界に析出するセメンタイトが増加し、均一なパーライト組織が得られず組織が不均一となる。以上より、本発明では、 C含有量が0.8％超の場合、仕上温度(Acm変態点-20)℃以上で仕上圧延する。これにより、組織の均一化とその後の工程において組織の微細化を図ることができ、焼入性の向上、冷延鋼板における球状化率の向上や伸びフランジ性の向上など加工性の向上が図れる。
【００３２】
圧延後の冷却： 冷却速度＞120℃/secで急冷
本発明では、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の組織の微細化と材質の均一化を図るため、圧延後の急冷が必要である。冷却方法が徐冷であると、組織が粗大化し、さらに、高C鋼では均一なパーライト組織が得られず組織が不均一となる。冷却速度が120℃/sec以下の場合、変態により生成するフェライト結晶粒やパーライト等の組織が粗大化し、また、過共析鋼ではセメンタイトが析出するため、組織が不均一となる。
【００３３】
冷却終了温度： 500〜800℃
冷却終了温度については、500℃未満の低温域まで急冷すると、巻取り温度との差（余裕代）が小さくなり、温度の均一化が困難となる。また、急冷用の冷却設備の増設が必要となり、設備コストが増加する。これとは逆に冷却終了温度が800℃を超えると、一部しか変態せず組織が不均一となり、その後の巻取り温度調節に伴う冷却（徐冷）で組織が粗大化する。
【００３４】
以上より、圧延後は、鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で一次冷却すると、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物を微細化できるので、加工性の向上が図れる。なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、工業的に可能な2000℃/sec程度が限度である。
【００３５】
巻取温度：400〜750℃
二次冷却後は、鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る必要がある。これは、巻取温度が400℃未満では低温変態相が生成し、750℃を超えると結晶粒などの組織の粗大化が起こり加工性が劣化するためである。
【００３６】
本発明の基本的な製造条件は以上の通りであるが、必要に応じてさらに次の製造条件を用いることができる。
【００３７】
連続鋳造〜粗圧延における処理： 直接圧延または温間装入
連続鋳造スラブを、直接熱間圧延で、または室温まで冷却する前に温間で加熱炉に装入して1200℃以下の温度に再加熱し、粗圧延を行うこともできる。この発明では、連続鋳造スラブを室温まで冷却することなく、そのまま直接圧延で粗圧延を開始し、あるいは1200℃以下の温度に加熱後、粗圧延を開始する。その結果、圧延前のスラブ温度を均一化でき、コイル内の機械的性質をより一層均一化できる。
【００３８】
仕上圧延直前〜圧延中の処理： 誘導加熱
仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱することもできる。この発明では、圧延中の被圧延材の温度をより均一にでき、コイル内の機械的性質のより一層の均一化が図れる。
【００３９】
急冷開始時期： 0.1sec超〜1.0sec未満
仕上圧延後、0.1secを超え1.0sec未満の時間内で急冷を開始することもできる。この発明では、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。
【００４０】
巻取り後の処理： 冷間圧延-焼鈍
上記の薄鋼板の製造方法により製造した薄鋼板を、さらに、冷間圧延し、焼鈍することもできる。この発明では、熱延コイルの材質および組織が均一であるため、それを冷延後焼鈍すれば、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた冷延鋼板が得られる。
【００４１】
このようにして、本発明では、コイル内での温度の変動を低減することにより、熱延鋼帯の幅方向及び長手方向における引張強さの変動（最大値と最小値）が、コイル内の引張強さの平均値の±8％以内であることを特徴とする薄鋼板を得ることができる。このようなばらつきが狭小な鋼板は、プレス加工性（曲げ加工時のスプリングバック等）のコイル内での変動が小さい。需要家においても、プレス加工後の製品歩留まりや形状精度を向上でき、材料としての性能が優れている。
【００４２】
【発明の実施の形態】
発明の実施に当たっては、鋼成分は特に限定されることなく、従来の種々の特性レベルを有する熱延鋼板や冷延鋼板の成分系を適用できる。すなわち、単純な炭素鋼板のみならず、Ti、Nb、V、Mo、Zr、Ca、B等の特殊元素が含有された鋼板にも適用できる。なお、本発明においては、Cuを0.02〜2％添加すること、Snを0.01％以下添加（含有）することが許容される。この範囲内であれば、これらの元素によって本発明の効果が損なわれることはない。
【００４３】
連続鋳造スラブを室温まで冷却することなく、1200℃以下の温度に加熱後粗圧延を開始すれば、圧延前のスラブ温度を均一化でき、コイル内の機械的性質をより一層均一化できる。連続鋳造スラブを粗圧延した後、仕上圧延直前の粗バーを、または仕上圧延中の被圧延材を、誘導加熱装置により加熱すれば、圧延中の被圧延材の温度をより均一にでき、コイル内の機械的性質のより一層の均一化が図れる。
【００４４】
仕上圧延においては、最終圧延パスの圧下率を8％以上、30％未満とすることが望ましい。これは、オーステナイト粒を十分に細粒化するためには圧下率を8％以上とするのがよく、鋼板の形状を良好に維持するためには圧下率を30％以上とするのがよいことによる。なお、熱延鋼板の粒径の細粒化の観点からは、圧下率を各圧延パスについて10％超とすることが望ましい。
【００４５】
仕上温度については、C含有量が0.8％以下の場合は、好ましくは (Ar3変態点-20)〜(Ar3変態点＋50)℃で仕上圧延すれば、仕上圧延直後、即ちランナウト冷却前の結晶粒を細粒化することができる。仕上温度を (Ar3変態点＋50)℃以下とすることにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し、圧延後のフェライト粒が細粒化し易くなる。その結果、その後の工程において結晶粒の微細化を図ることができ、強度-延性バランスや伸びフランジ性の向上、さらには冷延鋼板における高r値化など加工性の向上が図れる。
【００４６】
C含有量が0.8％を超える場合は、(Acm変態点-20)〜(Acm変態点＋100)℃の仕上温度で仕上圧延し、それ以外の条件をC含有量が0.8％以下の場合と同様にすれば、加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な薄鋼板を得ることができる。仕上温度を (Acm変態点+100)℃以下とすることにより、オーステナイト粒の粗大化を防止し圧延後のパーライトコロニーの微細化が可能となる。
【００４７】
また、このとき、被圧延材の幅方向や長手方向等の位置により仕上温度が異なり、その差が大きくなると鋼帯の組織を不均一とするので、仕上温度の差を小さくすることが望ましい。被圧延材内の仕上温度差が50℃以内となるように仕上圧延すれば、仕上圧延直後の鋼帯内の組織を均一にでき、コイルに巻き取り後の機械的性質の均一化が図れる。その結果、最終製品の組織および材質の差が無視できるようになるので、好ましくは被圧延材内の仕上温度の差を50℃以内とする。
【００４８】
圧延後は、フェライト結晶粒やパーライト等の組織の微細化と材質の均一化を図るため、圧延後の冷却の際、急冷と徐冷を組合せて行うことが望ましい。急冷後に徐冷を行うことで、冷却終了温度の場所的不均一が軽減され、冷却終了温度の絶対値の変動も小さくなり、材質レベルの変動を縮小できる。以下、上記の急冷及び徐冷を一次冷却及び二次冷却と呼ぶ。
【００４９】
鋼帯を500〜800℃の温度まで120℃/secを超える冷却速度で一次冷却すると、変態後のフェライト結晶粒やパーライトの微細化により、加工性の向上が図れる。このとき、フェライト結晶粒の細粒化やパーライト組織の微細化の観点からは200℃/sec以上、より好ましくは400℃/sec以上の冷却速度で冷却することにより、格段に優れた加工性を得ることができる。なお、冷却速度の上限は特に規定しないが、工業的には2000℃/sec程度が限度である。
【００５０】
また、熱延鋼帯の材質のばらつきをより好ましいレベルまで低減するためには、上記の急冷の停止温度を発明の範囲内とするとともに、急冷後のコイル幅方向や長手方向等の温度の変動（最高値−最低値）を60℃以内にすることが望ましい。
【００５１】
さらに好ましくは、引張強さの変動を±4%以内とすることにより、上記の需要家での性能を格段に向上し得る。この場合、上記の急冷の停止温度の変動を40℃以内とすることにより、材質のばらつきをこのように狭小化できる。
【００５２】
さらに、引張強さの変動を±2%以内とするには、上記の急冷の停止温度の変動を20℃以内とすればよい。材質の変動の低減は、これらの温度と引張強さの変動の関係から割り出すことができる。なお本発明におけるコイル幅方向の温度は、温度センサの測定方法も考慮して、コイル幅両エッジから30mmを除いた範囲を指す。
【００５３】
急冷（一次冷却）の能力については、伝熱係数が2000kcal/m2h℃の冷却を行うことにより、上記急冷後の温度の変動を小さくすることができる。温度の変動の低減のために、好ましい伝熱係数は5000kcal/m2h℃以上、さらに好ましいレベルは8000kcal/m2h℃以上である。
【００５４】
また、一次冷却については、仕上圧延後0.1secを超え1.0sec未満の時間内で冷却を開始すれば、変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、加工性をより一層向上できる。さらに、熱延鋼帯の材質のばらつきをより好ましいレベルにするためには、冷却の開始を仕上圧延後0.5sec超とすることが望ましい。
【００５５】
一次冷却後は、巻取り温度調節のため徐冷（二次冷却）することが望ましい。特に、二次冷却の冷却速度が60℃/sec未満であれば、高い精度の温度制御が可能となり、冷却終了温度、即ち巻取り温度が均一となる。その結果、巻き取り後のコイル内の組織をより均一にできるので、コイル内の機械的性質の均一化のため鋼帯を60℃/sec未満の冷却速度で二次冷却することが好ましい。
【００５６】
二次冷却後は、鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る必要があるが、これは、400℃未満では低温変態相が生成し、750℃を超えると結晶粒などの組織の粗大化が起こり加工性が劣化するためである。なお、高C材の巻取り温度については、低温変態相の生成を防止するため450℃以上とすることが望ましい。また、最終製品の材質を均一化する観点からは、コイル内の巻取温度の差を80℃以内とすることが望ましい。
【００５７】
本発明は、連続鋳造後のスラブを、加熱炉を経ずに直接熱間圧延する直送圧延プロセスにも適用できる。また、コイルボックス等を用いた連続圧延プロセスに対しても、効果的である。また、仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱するとき、エッジ加熱を行っても効果的である。
【００５８】
こうした得られた熱延コイルを冷延後焼鈍すれば、加工性と機械的性質の均一性ともに優れた冷延鋼板が得られる。このとき、焼鈍は、機械的性質の均一性を図る上で、連続焼鈍で行うことがより好ましい。
【００５９】
【実施例】
［実施例１］
表1に示す化学成分を有する鋼No.1〜7を溶製した。いずれの鋼の化学成分も、本発明の範囲内である。これらの鋼を、表2に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚3mmの熱延コイルNo.1〜14を作製した。なお、本発明例における急冷（一次冷却）の際の伝熱係数は3000〜4000kcal/m2h℃である。
【００６０】
【表１】
【表２】
熱延コイルのコイル長手方向の5ヶ所から引張試験片を採取し、平均の引張強度（TS）、全伸び（El）、引張強度のばらつき（ΔTS）、全伸びのばらつき（ΔEl）を測定した。また、一部の熱延コイルについては、伸びフランジ性を評価するために穴広げ率（λ）およびそのばらつき（Δλ）を測定した。さらに、熱延コイルNo.4〜7、No.11〜13については、酸洗後板厚0.8mmまで冷間圧延し、連続焼鈍して、深絞り性を評価するためにr値を測定した。これらの熱延コイルと冷延-焼鈍板の機械的性質の測定結果を表3に示す。
【００６３】
【表３】
各成分系における本発明例の鋼板No.1〜8と比較例の鋼板No.9〜14を対比して見れば明らかなように、いずれの成分系においても本発明例の方が機械的性質のばらつきΔTS、ΔEl、Δλが小さい。これに対して、比較例の鋼板No.9〜14においては、本発明で規定される製造条件が１つ以上満たされておらず、同じ化学成分の本発明例の鋼板No.1〜8に対して機械的性質の均一性または加工性が劣っている。
【００６５】
［実施例２］
前述の表1に示す化学成分を有する鋼No.1〜7を、表４に示す熱間圧延条件で圧延し、板厚3mmの熱延コイルNo.15〜28を製造した。なお、一次冷却の際の伝熱係数は、本発明例No.15〜22では12000kcal/m2h℃、比較例No.23〜28では1000kcal/m2h℃である。
【００６６】
【表４】
これらの熱延コイルの幅方向及び長手方向について、実施例１と同様、機械的性質のばらつきを調べた。さらに、熱延コイルNo.18〜22、No.26〜28については、酸洗後板厚0.8mmまで冷間圧延し、連続焼鈍して、深絞り性を評価するためにr値を測定した。これらの熱延コイルと冷延-焼鈍板の機械的性質の測定結果を表５に示す。
【００６８】
【表５】
この表で、ΔTS，ΔElはそれぞれTS，Elの最大値と最小値の差の1/2である。また，引張特性はコイル幅方向の両エッジ30mm及びコイル長手方向の両端各5mを除いた位置より採取したサンプルを用いて調査し，全ての値の平均値をコイル内平均値とした。
【００７０】
各成分系における本発明例の鋼板No. 15〜22と比較例の鋼板No. 23〜28を対比して見れば明らかなように、いずれの成分系においても本発明例の方が機械的性質のばらつきΔTS、ΔElが小さい。これに対して、比較例の鋼板No. 23〜28においては、本発明で規定される製造条件が１つ以上満たされておらず、同じ化学成分の本発明例の鋼板No. 15〜22に対して機械的性質の均一性または加工性が劣っている。
【００７１】
本発明例では、急冷（１次冷却）停止温度のコイル内での変動が、比較法の従来のラミナー冷却による物に比べて小さく、機械的性質の変動がより好ましいレベルまで低減されている。なお、本発明例における冷却方式は、多孔噴流タイプの高い伝熱係数を有する冷却方式である。
【００７２】
このように、本発明により、コイル内の機械的性質の均一性に優れ、熱延コイルのEl、λや冷延-焼鈍後のr値も高く、加工性にも優れた薄鋼板の製造が可能となる。
【００７３】
【発明の効果】
本発明は以上説明したように構成されているので、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、機械的性質が均一で、かつ板形状にも優れた、種々の特性レベルを有する270MPa級以上の薄鋼板の製造方法を提供できる。また、連続鋳造から熱間圧延まで直接行う直送圧延プロセス、または連続鋳造スラブが室温まで温度低下する前に加熱炉に装入するプロセスにおいても適用でき、工業的に有用な効果がもたらされる。
Claims (13)
- mass％で、C含有量が0.8％以下の連続鋳造スラブを、粗圧延して粗バーを製造する工程と、
前記粗バーを、(Ar3変態点-20)℃以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造する工程と、
前記仕上圧延後の鋼帯を、500〜800℃の温度まで200 ℃ /sec 以上の冷却速度で急冷する工程と、
前記急冷後の鋼帯を400〜750℃の巻取温度で巻き取る工程と、を有する薄鋼板の製造方法。 - 連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有する鋼を連続鋳造して得ることを特徴とする請求項１記載の薄鋼板の製造方法。
- 連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有する鋼を連続鋳造して得ることを特徴とする請求項１記載の薄鋼板の製造方法。
- 連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることを特徴とする請求項１記載の薄鋼板の製造方法。
- 連続鋳造スラブは、mass％で、C:0.8％以下、Si:2.5％以下、Mn:3.0％以下を含有するとともに、Ti,Nb,V,Mo,Zr,Crの内1種以上を0.01〜0.2％含有し、かつ、Ca,Bの内1種以上を0.005％以下含有する鋼を連続鋳造して得ることを特徴とする請求項１記載の薄鋼板の製造方法。
- 請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法において、C含有量をその記載に代えてmass％で0.8％を超え1.0％以下とし、仕上温度をその記載に代えて(Acm変態点-20)℃以上としたことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
- 連続鋳造スラブを、直接熱間圧延で、または室温まで冷却する前に1200℃以下の温度に再加熱して、粗圧延を行うことを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法。
- 被圧延材内の仕上温度の差が 50 ℃以内となるように、仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱することを特徴とする請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法。
- 仕上圧延後、0.1secを超え1.0sec未満の時間内で急冷を開始することを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法。
- 請求項１から請求項９のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法により製造した薄鋼板を、さらに、冷間圧延し、焼鈍することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
- 急冷後の鋼帯の幅方向及び長手方向温度の最高値と最低値の差を60℃以内とすることを特徴とする請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載の薄鋼板の製造方法。
- 急冷の際の伝熱係数を3000kcal/m2h℃以上とすることを特徴とする請求項１１記載の薄鋼板の製造方法。
- 請求項１１記載の薄鋼板の製造方法により製造され、幅方向及び長手方向における引張強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の±8％以内であることを特徴とする薄鋼板。
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