JP4158034B2

JP4158034B2 - 薄鋼板の熱間圧延方法

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Publication number: JP4158034B2
Application number: JP2003400399A
Authority: JP
Inventors: 義光福井; 正人小出; 誠荒谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-11-28
Filing date: 2003-11-28
Publication date: 2008-10-01
Anticipated expiration: 2023-11-28
Also published as: JP2005161326A

Description

本発明は、Ｎを強化元素として0.005質量％以上含有する歪時効硬化特性に優れた薄鋼板の熱間圧延方法に係り、とくにめっき処理時のめっきむら発生を抑制できる薄鋼板の熱間圧延方法に関する。

近年、例えば、自動車に用いられる鋼板には、従来よりも、高強度で板厚の薄いものが用いられる趨勢にある。これは、高強度のものを用いる分だけ板厚を薄いものとすることで、自動車を軽量化し、燃費の向上、あるいはさらにCO₂排出量削減に伴う対環境性能の向上等を志向する事情が背景にある。例えば、人の目に触れるところでは、ドアの表面に用いる部材、フェンダー、ボンネット等、目に触れないところでは、シャーシフレーム、インパクトビーム、さらには座席のスライド用の金具などに、高強度で板厚の薄いものを多用することにより、自動車車体重量をより軽量化できる。自動車用ばかりでなく、家電用、飲料缶用でも、板厚が薄くて高強度の鋼板を使用すれば、鋼板購入量を減らせるという利点がある。

単に高強度のものを、ということであれば、従来からある高炭素鋼や高張力鋼を用いればよいが、しかし、これらの鋼種は硬質なため、プレス成形性等に代表される成形性が著しく悪く、金型に沿ってきれいに曲がらずにスプリングバックしたり、成形途中で板割れを起こす、等の問題がある。例えば、ドアの表面に用いる部材等は、自動車独特のボディラインから想像できるように、きれいな筋が入るように、しかも板割れや皺等を生じることなくプレスできる必要があり、自動車に用いられる鋼板には、高強度でかつ良好な成形性を有することが強く要求されている。

このような技術的要求に応えるための一つの方策として、例えば、特許文献１には、歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、Ｎを強化元素として用い、Al含有量をＮ含有量に応じて適正な範囲に制御するとともに、熱延条件や冷延条件、冷延焼鈍条件を適正化して組織を微細化し、固溶Ｎ量を最適化することにより、優れた成形性と歪時効硬化特性を有する高張力冷延鋼板となるとしている。

また、特許文献２には、歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、Ｎを強化元素として用い、キーとなるAlの含有量を適正な範囲に制御し、熱延条件を適正化して組織を微細化し、固溶Ｎ量を最適化することにより、優れた成形性と歪時効硬化特性を有する高張力熱延鋼板となるとしている。

また、特許文献３には、歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、Ｎ：0.0050〜0.02％、Al：0.005〜0.020％を含有し、Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）：0.3以上とした組成の鋼素材に、粗圧延および仕上圧延条件を調整した熱間圧延を施し熱延板とし、ついで熱延板に再結晶焼鈍とそれに続く冷間圧延を施し冷延板とし、ついで冷延板に再結晶焼鈍を施すことにより、深絞り性と歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板となるとしている。

特許文献１〜特許文献３に記載された技術は、熱延、冷延、冷延焼鈍条件等を調整して鋼板の微細組織をある範囲に制御するとともに、Al含有量をＮ含有量に応じて適正範囲に調整して固溶Ｎ量をある範囲に制御し、成形後にＮによる歪時効硬化現象を安定して発現させることにより、優れた成形性と成形後の高強度化が両立できる鋼板としている。

つまり、これらの鋼板は、冷間加工の代表であるプレス成形をする際には比較的軟質でありながら、成形後に塗装焼付処理等により硬質化する性質を利用することで、高強度と良好な成形性という相反する特性を兼備することが必要であるという技術的要求に応えたものといえる。

ところで、近年、熱間圧延の製造プロセスにおいては、燃料、電力等のエネルギー原単位の低減を目的として、一つ前の製造プロセスである、溶鋼を連続鋳造等によりスラブ等の鋼素材に鋳造する製造プロセスにて、製造されたスラブ等の鋼素材を、常温まで冷却せずに製造直後の高温の状態のまま熱間圧延のための加熱炉に装入し、加熱および圧延の能率を阻害しないようにする、ホットチャージローリング（HCR）と呼ばれる方法が広く採用され、実操業に適用されている。

ここで、熱効率の観点からは、より高温で加熱炉に装入されることが望ましいため、スラブ等の鋼素材がまだオーステナイト（γ）温度域にあるうちに加熱炉に装入する、いわゆる、γ−HCRも実操業に適用される場合がある。

しかしながら、このγ−HCRを行うと、最も温度が低くなるスラブ表層部でさえも、鋳込み終了から熱間圧延のための加熱炉装入までの冷却時に、オーステナイト（γ）がフェライト（α）に変態しない場合がある。この場合、γ→α変態、および、加熱時のα→γ逆変態に起因する組織の微細化が図れず、粗大γ粒となり、粗大粒に起因した表面疵が発生しやすくなる。特に、Nb、Ti、V等のAr_３変態点を低下させる合金元素を含有する組成の鋼素材の場合、このような表面疵の発生が顕著になる。

このような問題に対し、薄鋼板ではなく、厚鋼板についてであるが、特許文献４には、連続鋳造鋳片のホットチャージ圧延方法が記載されている。特許文献４に記載された技術は、内部に未凝固相を有する鋳片を連続鋳造機内で冷却し、その表面温度を500℃以下まで低下させると共に500℃以下で15秒間以上保持し、次いで、鋳片表面を復熱させつつ鋳片中心部まで凝固させ、その後、所定長さに切断した高温の鋳片を加熱炉へ装入して加熱し、所定温度まで加熱した後に熱間圧延して厚鋼板とする方法である。

また、特許文献５には、熱間圧延時の割れ疵防止方法が記載されている。特許文献５に記載された技術は、鋳片の表面温度600〜900℃および全圧下比1.3以上の条件で行う直送圧延またはホットチャージ圧延において、全圧下比1.3未満までの圧延はAr_３変態点以上の高温側で圧延し、全圧下比が1.3を超える分は鋳片表面温度をAr_３〜（Ar_３−80℃）の範囲まで冷却し、（Ar_３＋50℃）〜（Ar_３−100℃）の範囲で熱間圧延する方法である。

また、特許文献６には、ホットチャージプロセスにおける低温靭性に優れる厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献６に記載された技術は、鋳片の表面温度が（Ar_３−100℃）以下、300℃以上の間に加熱炉に装入して、950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下比が３以上の圧延を行い、鋼板の表面温度が（Ar_３−100℃）以上、950℃以下の温度で熱間圧延を終了する方法である。
特開２００２−０５３９３５号公報特開２００２−０４７５３６号公報特開２００１−３３５８８７号公報特開２００１−１３７９０１号公報特開昭６２−３４６０２号公報特開平０７−３３１３２９号公報

本発明者らの検討によれば、特許文献１〜特許文献３に記載されたような、歪時効硬化特性に優れた高張力鋼板の製造に際し、熱効率向上を目的として、特許文献４〜特許文献６に記載されたようなホットチャージローリング（HCR）を適用すると、熱延鋼板段階（例えば板厚にして２〜３ｍｍ）や、冷延鋼板段階（例えば板厚にして0.3〜0.5ｍｍ）において表面疵は発生しないものの、その後の製造プロセスであるめっき処理で、図６に模式的に示すように、鋼板１の幅端部近傍にめっきむらが生じるという品質不良が発生する場合があるということが新たに判明した。

本発明は、上記したような状況に鑑みて、Ｎを強化元素として0.005質量％以上含有し、歪時効硬化特性に優れた薄鋼板の熱間圧延に際して、加熱および圧延の能率を阻害することなく、燃料、電力等のエネルギー原単位を低減でき、かつ熱間圧延後、あるいは冷間圧延後に行われる、めっき処理時のめっきむら発生を抑制することができる、薄鋼板の熱間圧延方法を提案することを目的とする。

本発明でいう「薄鋼板」とは、1.0mm以上６mm以下、好ましくは1.0mm以上4.5mm以下の熱延板を指し、熱間圧延を途中工程として通る鋼板すべてを含むものとする。これら熱延板は、さらにめっき処理を施されて熱延めっき鋼板、あるいはさらに冷間圧延−めっき処理を施されて、好ましくは0.1mm以上3.2mm以下の厚さの冷延めっき鋼板とされる。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、Ｎを強化元素として0.005質量％以上含有する鋼板のめっき処理時のめっきむら発生におよぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、めっきむらは、加熱炉に装入する前の鋼素材（鋳片）温度の位置による相違に基づいた組織変化に起因して発生することを見出した。

すなわち、連続鋳造等により鋳造された直後のスラブ（鋼素材）はその各辺またはその近傍にあたる部分が最も冷却速度が大きく、加熱炉装入前に低温まで冷却され組織が微細化される。しかし、それ以外の部分では冷却速度が遅く、比較的高い温度のまま、加熱炉に装入され、組織が微細化されず粗い組織となる。これら組織の境界にあたる部分は、スラブ幅方向の端部近傍に存在し、スラブ長手方向に延在することになる。本発明者らは、この境界にあたる部分がスラブ段階で内部割れしかけているか、あるいは同部分の粒界が他の正常な粒界より弱いかの理由で、その後の熱間圧延、冷間圧延後の鋼板の表層の微細な割れとして現れ、それがめっき処理時にめっきの付着の仕方の微妙な違いとなって顕在化し、光沢のむらとなってめっきむらとなるものと推察した。

熱間圧延するのに先立って加熱炉に装入されるまでの結晶粒の変化を、スラブの各辺またはその近傍の局部的に低温まで冷却される部分について模式的に図1に推定して示す。

連続鋳造法で鋳込みが完了したばかりのスラブは粗大なγ粒を多く含む（図１中ａ）が、冷却されてＡr₃変態点以下まで温度降下するとγ粒界からα粒が析出し（図１中ｂ）、さらに冷却されるにしたがい、α粒が成長するか、あるいはγ粒内からもα粒が析出し、γ粒が分断される。さらに冷却されて、Ａr₁変態点以下まで温度降下すると、γ→α変態が完了し、組織は完全にα粒組織となり微細化される（図1中ｃ）。その後、スラブは加熱炉に装入され、加熱されてＡc₁変態点以上に昇温されるとα→γ逆変態が開始して微細なγ粒が多数析出し（図1中ｄ）、さらにAc₃変態点以上に昇温されて、α→γ逆変態が完了して、微細なγ粒からなる均一組織となる（図1中ｅ）。さらに昇温すると、γ粒は成長する（図1中ｆ）。

これに対し、比較的高い温度のまま、加熱炉に装入される部分の結晶粒の変化を模式的に図２に推定して示す。

連続鋳造法で鋳込みが完了したばかりのスラブは粗大なγ粒を多く含む（図２中ａ）が、冷却されてＡr₃変態点以下まで温度降下するとγ粒界からα粒が析出し（図２中ｂ）、さらに冷却されるにしたがい、α粒が析出、成長するが、Ａr₁変態点以下まで冷却されずに、加熱炉に装入されるため、もはや熱間圧延されるまでにAr₁変態点以下に温度が低下することはない。したがって、冷却時にγ→α変態した旧γ粒界近傍の領域は、加熱により、α→γ逆変態し微細化する（図２中ｃ）が、冷却時にαに変態しなかった領域は粗大なγのままであるため、圧延加熱温度に保持されたのちも、粗大なγ粒の粒界に微細なγ粒を含む不均一組織（図２中ｄ、ｅ）となる。

また、本発明で使用するスラブ（鋼素材）は、ＮおよびAlを含むため、スラブの加熱冷却中にAlNの固溶・析出が生じるがその作用を以下に推定して説明する。

γ域ではAlNの析出は溶解度に依存するものの、冷却過程においてα域であるＡr₃変態点以下の温度域に達すると、AlNの析出は進まなくなる。その後、加熱炉で加熱され、昇温過程で約1000℃を超えるあたりから、再度AlNが析出するようになる。しかし、図２に示すような、Ar₁変態点超えの温度までしか冷却されない、比較的高い温度のままで加熱炉に装入される部分では、粗大γ粒を多く含む組織のままであるため、加熱によりAlNは、析出が起こり易い結晶粒界に集中的に析出するようになり（図2中ｃ）、AlNは不均一分布状態を呈する。

一方、スラブの各辺またはその近傍の、加熱炉に装入されるまでに局部的に低温まで冷却される部分は、γ粒が微細化されているため、AlNは、微細化される前の粗大γ粒の粒界への析出に加えて、γ粒内にも析出せざるを得なくなり、均一分布状態を呈する。
図１と、図２とを比較すると、最終的に、加熱炉から抽出されるときの組織は、両者間で著しく異なっていることになる。図１の場合には、全体的に均一な微細組織となるのに対し、図２の場合には、粗大γ粒の粒界に微細なAlNや微細なγ粒が存在する不均一組織となる。

このようなスラブ内での位置による組織の違いが、熱間圧延後にも残存し、両者の境界部分が熱間圧延、冷間圧延後の鋼板の表層の微細な割れとしてあらわれ、めっき処理時にめっきの付着の仕方の微妙な違いとなって顕在化し、光沢のむらとなってめっきむらとなるものと考えられる。両者の境界では、スラブ段階で、内部割れしかけているか、あるいは同部分の粒界が他の正常な粒界より弱いかの理由で、その後の熱間圧延、冷間圧延後の鋼板の表層の微細な割れとして現れるものと推察される。

上記した考えに基づき、さらに検討を加えた結果、本発明者らは、鋳込み終了後、鋼素材の表面温度を400℃以上Ａr₁変態点以下に調整したのち、加熱炉に装入し熱間圧延を行うことにより、めっき処理時のめっきむら発生を抑制することができることを知見した。

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。

すなわち、本発明は、質量％で、Al：0.02％以下、N：0.005〜0.025％を、N／Al：0.3 以上を満足するように含む組成の鋼素材を、鋳込み終了後、該鋼素材の表面温度が400℃以上Ar₁変態点以下になるように調整して、加熱炉に装入し加熱したのち、該鋼素材に熱間圧延を施して薄鋼板とすることを特徴とする薄鋼板の熱間圧延方法である。

本発明によれば、熱間圧延の加熱および圧延の能率を阻害することなく、燃料、電力等のエネルギー原単位を低減できるとともに、めっき処理時のめっきむら発生を防止して、薄鋼板のめっき品質不良を抑制でき、産業上格段の効果を奏する。

まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％と記す。

本発明で使用する鋼素材は、歪時効硬化特性に優れた薄鋼板とするため、Ｎを強化元素として0.005％以上含有し、0.02％以下のAlをＮ／Al：0.3以上となるように含有する。

Al：0.02％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、さらに薄鋼板の組織を微細化する作用を有する元素でもある。このような効果は、0.001 ％以上の含有で顕著となる。一方、0.02％を超える過剰の含有は、鋼板の表面性状を悪化させ、さらに歪時効硬化に寄与する固溶状態のＮ量を減少させ、製造条件がばらついた場合に歪時効硬化特性にばらつきが生じやすくなる。このため、本発明では、Alは0.02％以下に限定した。なお、材質安定性の観点からは、Alは0.015％以下とすることが好ましい。

Ｎ：0.005〜0.025％
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を向上させる元素であり、本発明では0.005％以上含有させる。また、Ｎは鋼の変態点を下げる働きもあり、Ｎの含有は薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延が忌避される状況下での操業安定化にも有用である。Ｎ含有量が0.005％未満では、上記した強度向上効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.025％を超えると、鋼板の内部欠陥発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどが多発するようになる。このため、Ｎは0.005〜0.025％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留り向上の観点からは、Ｎは0.0070〜0.0170％の範囲とするのが好ましい。なお、本発明範囲内のＮ量であれば、スポット溶接、アーク溶接等の溶接性への悪影響は全くない。

Ｎ／Al（Ｎ含有量とAl含有量の比）：0.3 以上
製品状態で、好ましくは0.0010％以上の固溶状態のＮを安定させて残留させ、所望の歪時効硬化量（例えば、歪時効処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ40MPa以上）を確保するためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を制限する必要がある。本発明で使用する鋼素材の組成範囲内のＮ含有量とAl含有量の組合せについて検討した結果、冷延製品およびめっき製品での固溶Ｎ量を0.0010％以上とするには、Al量を0.02％以下と低く限定した場合、Ｎ／Alを0.3 以上とすることが必要である。このようなことから、Ｎ／Alを0.3以上に限定した。

本発明で使用する鋼素材では、上記したAl、Ｎ以外の化学成分は、要求特性に応じ適宜選択できる。本発明で使用する鋼素材では、Al：0.02％以下、Ｎ：0.005〜0.025％を、Ｎ／Alが0.3 以上を満足するように含有する組成に加え、さらに、Ｃ：0.15％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.02％以下、あるいはさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moの１種または２種以上を合計で、1.0％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖの１種または２種以上を合計で、0.1 ％以下
ｃ群：Ｂ：0.0030％以下
ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で0.0010〜0.010 ％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成としてもよい。各成分含有量の限定理由はつぎの通りである。

Ｃ：0.15％以下
Ｃは、鋼板の強度を向上する元素であり、所望の強度を確保するという観点から、0.005 ％以上含有するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.03％以上である。一方、0.15％を超える含有は、鋼板中の炭化物分率が過大となり、延性が顕著に低下し成形性が低下するうえ、さらにスポット溶接性、アーク溶接性などが顕著に低下する。このため、Ｃは0.15％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.10％以下、良好な延性が要求される用途では0.08％以下とするのがより好ましい。

Si：2.0 ％以下
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく鋼板の強度を向上することができる有用な元素であり、0.1 ％以上含有するのが好ましい。一方、2.0 ％を超えるSi含有は、熱間圧延時に変態点を大きく上昇させて品質、形状の確保を困難にしたり、あるいはまた表面性状、化成処理性などを低下させ、鋼板表面の美麗さに悪影響を与える。このため、Siは2.0％以下に限定することが好ましい。Siが2.0 ％以下であれば、複合添加するMnの量を調整することで変態点の顕著な上昇を抑制することができ、良好な表面性状も確保できる。

Mn：3.0 ％以下
Mnは、Ｓによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて含有することが好ましい。Sを安定して固定する観点からは、Mnは0.2 ％以上含有するのが好ましい。また、Mnは鋼板の強度を向上する元素であり、強度要求に応じて適宜含有できる。強度を安定して確保する観点からより好ましくは1.5 ％以上である。Mn含有量をこのレベルまで高めると、熱延条件を含め製造条件の変動に対する鋼板の機械的性質、および歪時効硬化特性のばらつきが小さくなり、品質安定化に効果的である。一方、Mnを3.0 ％を超えて多量に含有すると、鋼板の熱間変形抵抗が増加する傾向となるうえ、スポット溶接性、および溶接部の成形性が低下する傾向となり、さらに、フェライトの生成が抑制されるため、延性が顕著に低下する傾向となる。このため、Mnは3.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途では、Mnは2.5 ％以下とするのが好ましい。

また、Mnは熱間圧延時に変態点を下げる働きがあり、Siとともに含有することにより、Si含有による変態点の上昇を相殺することができる。とくに板厚が薄い製品では、変態点の変動によって品質・形状が敏感に変わるため、MnとSiの含有量を厳密にバランスさせることが肝腎となる。このようなことから、Mn/Siを3.0 以上とするのがより好ましい。

Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼の固溶強化元素として有用な元素であり、この観点からは0.001 ％以上の含有が望ましいが、過剰に含有すると鋼を脆化させ、さらに鋼板の成形性を低下させる。また、Ｐは鋼中で偏析する傾向が強いためそれに起因した溶接部の脆化をもたらす。このため、Ｐは0.08％以下に限定するのが好ましい。なお、伸び、加工性の観点からより好ましくは0.04％以下、さらに好ましくは溶接部靱性の観点から0.02％以下である。

Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、さらには耐食性の低下をもたらす元素であり、0.02％以下に限定するのが好ましい。なお、とくに良好な加工性が要求される用途においては、0.015 ％以下、さらに好ましくは0.008 ％以下である。

上記した成分に加えてさらに、要求特性に応じ、ａ群〜ｄ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有することができる。

ａ群：Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、1.0 ％以下
ａ群：Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも鋼板の強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果を得るには、それぞれCu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上、を含有することが好ましい。一方、合計で1.0 ％を超える含有は、熱間変形抵抗が増加し、あるいは化成処理性や広義の表面処理特性が低下するうえ、溶接部が硬化し溶接部成形性が低下する。このため、ａ群の元素は合計で1.0 ％以下とするのが好ましい。

ｂ群：Nb、Ti、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、0.1 ％以下
ｂ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも結晶粒の微細化・均一化に寄与する元素であり、必要に応じ選択して単独または複合して含有できる。このような効果は、Nb：0.002 ％以上、Ti：0.002 ％以上、Ｖ：0.002 ％以上、をそれぞれ含有することにより顕著に認められるようになる。一方、ｂ群の元素は合計で0.1 ％を超えて含有すると、含有量が多すぎて、熱間変形抵抗が増加するとともに、化成処理性や広義の表面処理特性が低下する。このため、ｂ群の元素は合計で0.1 ％以下とするのが好ましい。

ｃ群：Ｂ：0.0030％以下
ｃ群：Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させ、フェライト相以外の低温変態相の分率を増加させて、鋼板の強度を向上する元素であり、必要に応じ含有することができる。この効果は、Ｂ：0.0002％以上の含有で認められるが、含有量が多すぎると熱間変形能が低下し、BNを生成することで固溶Ｎを低減させる。このため、Ｂは0.0030％以下とするが好ましい。

ｄ群：Ca、REM の１種または２種を合計で、0.0010〜0.010 ％
ｄ群：Ca、REM は、いずれも介在物の形態制御に役立つ元素であり、必要に応じ単独または複合して含有するのが好ましい。ｄ群の元素の合計で、0.0010％未満では介在物の形態制御効果が不足し、一方、0.010 ％を超えると表面欠陥の発生が目立つようになる。このため、ｄ群の元素は合計で0.0010〜0.010 ％の範囲に限定するのが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0050％以下が許容される。

本発明で使用する鋼素材は、上記した組成の溶鋼を通常公知の溶製方法で溶製し、好ましくは通常公知の連続鋳造法で鋳込み、所定の寸法のスラブ等とすることが好ましい。鋳込みが完了した鋼素材は、ついで冷却され、鋼素材の表面温度が400℃以上Ar₁変態点以下になるように調整して、加熱炉に装入される。鋳込み完了から加熱炉装入までの冷却は、大気中での自然冷却、あるいは、ブロワー、ミスト、スプレー等による強制冷却とすることが好ましい。ブロワー、ミスト、スプレー等により強制冷却する場合は、図3に示すように、搬送ルートの途中や連続鋳造機スラブヤード50内あるいは熱延スラブヤード60内に強制冷却装置80を設置するのが好ましい。

加熱炉装入前の鋼素材の表面温度が400℃未満では、鋼素材温度が低くなりすぎて、熱間圧延のための加熱時間が長くなり、燃料、電力エネルギー低減にとって有効でなくなるうえ、加熱効率が低下し、生産性が低下する。一方、加熱炉装入前の鋼素材の表面温度がAr₁変態点を超えて高い場合には、γ→α変態、さらにはα→γ逆変態による結晶粒微細化効果が利用できず、加熱に際し粗大γ粒が形成され、表面疵が発生しやすくなる。このため、加熱炉装入前の鋼素材の表面温度を400℃以上Ar₁変態点以下に限定した。なお、上記した鋼素材の表面温度は、鋼素材の板幅中央、板長さ端部（100 〜300 mm）で測定した平均値とする。

鋼素材の表面温度は、例えば、図３に示すような、連続鋳造機５出側に設置された連続鋳造機出側温度計20で直接測定することが好ましい。また、連続鋳造機５に配置された媒体（例えば連続鋳造機内のロール、ロール冷却水または鋼素材のハンドリング時に接触する機械部品など）の温度を、図示しない別の温度計によって実測し、実測した温度に基づき、計算機40内で鋼素材の表面温度を予測計算して推定する間接的な方法をとってもよい。また、図３に示すような、スラブを連続鋳造機５の出側から加熱炉８、８までの搬送ルートＴの途中にある、連続鋳造機スラブヤード50内や熱延スラブヤード60内に設置したスラブヤード温度計70、あるいは加熱炉入側温度計30によって、スラブ表面温度を実測してもよい。また、連続鋳造機５出側でトーチカットしてからの経過時間の実績をもとに予測計算する等してもよい。なお、上記した方法のうちの二つ以上を併用する方法をとってもよい。

連続鋳造機出側温度計20や加熱炉入側温度計30で実測、あるいは間接的に測定した鋼素材の表面温度の情報を基に、加熱炉８、８に装入する前の鋼素材の表面温度が上記した所定の温度範囲内となるように所定時間の大気放置等により熱放散させて調整したのち、保温ピット65に装入し、加熱炉への装入まで保留することが好ましい。保温ピット65に保留することにより、鋼素材温度を極力低下しないように保持することができる。なお、大気放置に代えて、放置時間の短縮のために、空気吹付けによる冷却、水または油等の媒体でのミスト冷却、スプレー冷却等の強制冷却を行っても何ら問題はない。

また、必要な大気中放置時間は、鋼素材の表面温度の実測値に基づき、鋼素材断面の厚さなどの各鋼素材の属性データに応じて、計算機40により計算し、求めることができる。

なお、連続鋳造機出側あるいは加熱炉入側に配置された温度計20，30、図示しない各種トラッキングセンサーのデータを基に計算機40が、情報伝達ルートＸを通じて、連続鋳造機出側、スラブヤード内、加熱炉入側の各種設備への指令を送るようにしている。情報伝達ルートＹはそれら設備の実績的な状態に関する情報を計算機40に送るようにしている。

加熱炉に装入された鋼素材は、所定温度に加熱されたのち、熱間圧延を施される。

本発明では、鋼素材の加熱温度は熱間圧延が可能な温度であればよく、とくに限定する必要はないが、1050℃〜1250℃の範囲とすることが好ましい。加熱温度が1050℃未満では、変形抵抗が高くなるため、圧延荷重が高くなりすぎて圧延が困難となる。また、仕上圧延機出側温度をＡr₃変態点以上とすることが困難となる。一方、1250℃を超えて高くなると、加熱によるスケールロスが増大し、歩留りが低下する。

なお、鋼素材（スラブ）の加熱温度が、所定温度以上になったことは、例えば、加熱炉内での各加熱帯での雰囲気温度と在帯時間の実績に基いて、例えば図４に示すようなメッシュでスラブ（鋼素材）を仮想分割して差分計算するモデルにより予測計算することで求めるのが好ましいが、必ずしもこれに限るものではない。図４では、スラブ長手方向端部と中央部２箇所にメッシュを想定し、スラブ長手方向中央部と端部の温度を別個に計算するが、メッシュの切り方はこれに限るものではなく、あるいは全く別に、差分法によらない方法によっても構わない。

鋼素材の加熱温度は、表面の温度でも、断面平均温度でも、実操業上、好都合な方を使用することが好ましい。また、鋼素材長手方向中央部の温度、端部の温度を使ってもよい。

加熱炉で所定温度に加熱された鋼素材は、ついで、図５に代表的な一例を示す熱間圧延ラインで、熱間圧延を施される。

図５に示す熱間圧延ライン100は、被圧延材である鋼素材（以下、被圧延材：Ｓ）を数百〜千数百℃に加熱した後、熱間圧延ライン上に抽出し、一対のロールで被圧延材を挟圧しつつそのロールを回転させることで薄く延ばす製造ラインである。これは、被圧延材Ｓの搬送方向上流から下流に向かう順に、加熱炉８，８、複数の粗圧延機（Rougher）12、クロップシャ14、デスケーリング装置16、仕上圧延機（Finisher）18、冷却ゾーン22、コイラー（巻取装置）24等が順次配置されている。

なお、一般に、熱間圧延ラインにおいて、粗圧延機12は、多くの場合４基を備え、そのうち一部（多くの場合１基）を往復圧延するものとし、残る粗圧延機（多くの場合３基）が一方向圧延を行う３／４連続と呼ばれるタイプのものが多い。しかし、４基中３基が一方向のタイプに限らず、例えば３基中１基が一方向のタイプのものなどもあるため、それらも含め、３／４連続という。なお、３／４連続以外のタイプとしては、粗圧延機１基又は２基の往復圧延後、仕上圧延する半連続と呼ばれるタイプのものや、粗圧延機６基内外で一方向圧延を行ったのち、仕上圧延する完全連続と呼ばれるタイプのものがある。本発明を適用できる熱間圧延ラインは、図５に示された３基中２基を往復圧延する３／４連続タイプの熱間圧延ラインに限定されるものではなく、上記した全てのタイプの熱間圧延ラインに適用できることは言うまでもない。なお、粗圧延機12による圧延中ないし圧延後でかつ仕上圧延機18で圧延される前の被圧延材Ｓはシートバーとも称される。

加熱炉で所定温度に加熱された鋼素材は、ついで仕上圧延機出側温度を所定温度範囲とする仕上圧延と、巻取り温度を所定温度範囲とするように巻き取る、熱間圧延を施され、熱延板（薄鋼板）とされる。なお、仕上圧延機出側温度は、仕上圧延機18の出側（被圧延材搬送方向下流側）に設置した仕上圧延機出側温度計21により実測するのが好ましい。また、巻取り温度は、巻取装置24の入側（被圧延材搬送方向上流側）に設置した巻取温度計23により実測するのが好ましい。仕上圧延機出側温度、巻取り温度は、製品に要求される機械的性質等の特性に基いて適宜決定される。

歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板の製造の場合には、仕上圧延機出側温度は800℃以上、巻取り温度は600℃以下とすることが、また歪時効硬化特性に優れた高張力熱延鋼板の場合には、仕上圧延機出側温度は800℃以上、巻取り温度は650℃以下、好ましくは550〜650℃とすることが好ましい。

また、歪時効硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板の場合には、仕上圧延機出側温度は600℃以上とすることが好ましく、Ａr₃変態点以下とすることがさらに好ましい。なお、この場合、巻取り温度はとくに限定する必要はない。また、粗圧延機出側温度計等で実測する粗圧延機出側温度（粗圧延終了温度）は1000℃以下Ａr₃変態点以上とすることが好ましい。

上記した熱間圧延により得られた熱延板は、圧延まま、あるいはさらに必要に応じ、熱延板焼鈍、酸洗処理、冷間圧延を施され冷延板とされ、さらに再結晶焼鈍を施されて冷延焼鈍板とされたのち、めっき処理を施されてめっき鋼板とされ、製品として使用に供される。

以下、実施例に基づき、本発明をさらに詳細に説明する。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により表1に示す厚さのスラブ（鋼素材）とした。スラブは、図３に示す搬送経路を経由して加熱炉に装入した。

まず、鋳込み完了後に、連続鋳造機出側温度計20でスラブ表面温度を測定した。各スラブの属性を用いて計算機40により、各スラブの加熱炉装入温度上限を判定し、さらに測定されたスラブ表面温度と各スラブの属性から計算機40により、加熱炉装入温度上限となるように加熱炉装入までの熱放散のための、大気放置時間を計算し設定した。設定された大気放置時間に基づいて、大気中に放置したのち、保温ピット65に装入した。なお、保温ピットでは、スラブ表面温度の低下はほとんど認められなかった。

保温ピット65に保留されたスラブは、ついで加熱炉に装入され、表２に示す加熱温度に加熱されたのち、表2に示す条件で熱間圧延を施され、表2に示す板厚の熱延板とされた。

ついで、これら熱延板は、熱延板焼鈍−酸洗処理を施された後、冷間圧延により表2に示す板厚の冷延板とされた。ついで冷延板は、仕上焼鈍（700 ℃×20 min）を施された後、電気錫めっき処理を施されめっき鋼板を得た。

めっき処理後、めっき鋼板の表面を目視観察して、めっきむら発生の有無を調査した。めっきむらが発生した場合を×、発生しなかった場合を○として評価した。なお、目視観察で筋状に見える光沢むらが存在する場合をめっきむらが発生した場合とした。

得られた結果を表2に示す。

本発明例は、いずれもめっきむらの発生は認められない。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、めっきむらが発生している。なお、Al、Ｎ、Ｎ／Alの範囲が本発明の範囲を外れる従来例ではめっきむらが発生していないが、これは成分系の違いにより従来ではそもそもめっきむら発生の問題が生じていなかったのである。

本発明の条件に適合する場合の結晶組織の変化の様子を模式的に示す説明図である。本発明の条件からはずれる場合の結晶組織の変化の様子を模式的に示す説明図である。本発明の実施に好適な、鋼素材の搬送経路、制御系の全体を模式的に示す概要説明図である。鋼素材温度を計算するためのモデルの一例を示す説明図である。本発明の実施に好適な熱間圧延ラインの全体の概要を示す説明図である。めっきむらの発生状況を模式的に示す説明図である。

符号の説明

１鋼板（鋼帯）
５連続鋳造機
８加熱炉
１２粗圧延機
１３ワークロール
１４クロップシャ
１６デスケーリング装置
１８仕上圧延機
１９ワークロール
２０連続鋳造機出側温度計
２１仕上圧延機出側温度計
２２冷却ゾーン
２３巻取温度計
２４コイラー
３０加熱炉入側温度計
４０計算機
５０連続鋳造機スラブヤード
６０熱延スラブヤード
６５保温ピット
７０スラブヤード温度計
８０強制冷却装置
９０下位計算機
９５制御装置
１００熱間圧延ライン
Ｗ、Ｇ、Ｘ、Ｙ情報伝達ルート
Ｓ被圧延材
Ｔ搬送ルート

Claims

質量％で、Al：0.02％以下、N：0.005〜0.025％を、N／Al：0.3 以上を満足するように含む組成の鋼素材を、鋳込み終了後、該鋼素材の表面温度が400℃以上Ar₁変態点以下になるように調整して、加熱炉に装入し加熱したのち、該鋼素材に熱間圧延を施して薄鋼板とすることを特徴とする薄鋼板の熱間圧延方法。