(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．０１％を含有し、残部をＦｅ及び不可避不純物とする鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度６４０℃以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｂ／Ｎ：０．６〜２．０を満足するＢ≦０．００５％、Ｎ≦０．００５％を含有し、残部をＦｅ及び不可避不純物とする鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度：常温以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ≦０．０６％を含有し、残部をＦｅ及び不可避不純物とする鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度：常温以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車、建材、電気機器、家具などに使用される加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、建材、電気機器、家具などに使用される高加工性冷延鋼板では、高ＥＬ化、高ｒ値化が、要求され、その対策として、Ｃを１００ｐｐｍ以下とし、更にＴｉ，Ｎｂを添加し、Ｃ，Ｎを完全に固定してＩＦ鋼とする方法があるが、製鋼コストが高く、汎用的とは言い難い。
【０００３】
特開昭６２−１０７０２５号公報は、低炭素鋼を対象に高温巻取りの熱延を行い、熱延板中の炭化物を凝集粗大化させ、冷延鋼板を高ＥＬ，高ｒ値とする技術であるが、粒成長性がきわめて良好なため、粗大粒が形成され、プレス時の肌荒れが問題となる。
【０００４】
特開平４−２７６０２３号公報は、冷延において調圧率を高くして、表面粗さを低減させ、表面性状を改善する技術であるが、高い調圧率により、ＥＬが低下し、加工性が低下する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、加工性、及び、加工後の表面性状の両者に優れた冷延鋼板の安価な製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
一般に、加工性および加工後の表面性状のそれぞれは、鋼材の結晶粒径の大小に関係し、結晶粒径に対するそれらの効果は相反する。すなわち、加工性は結晶粒径が大きいほど優れ、加工後の表面性状は結晶粒径が小さいほど優れる。本発明者らは結晶粒径の大小は鋼中析出物が支配する点に着目し、加熱工程において、析出物の固溶状態を板厚方向で制御した後、熱延工程で析出状態を制御する方法を検討し、本発明を完成させた。
【０００７】
すなわち、本発明は
１．質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．０１％を含有し、残部をＦｅ及び不可避不純物とする鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度６４０℃以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００８】
２．質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｂ／Ｎ：０．６〜２．０を満足するＢ≦０．００５％、Ｎ≦０．００５％を含有する鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度：常温以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００９】
３．質量％で、Ｃ≦０．０５％，Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ≦０．０６％を含有し、残部をＦｅ及び不可避不純物とする鋼を厚さ２３０ｍｍ以上のスラブとし、加熱炉の均熱帯温度１１５０℃以上、全在炉時間３００分以内で加熱後、粗バーもしくは仕上げ圧延機列内の圧延材を加熱する熱間圧延を、仕上げ温度Ａｒ3以上、巻取り温度：常温以上で行うことを特徴とする加工性および加工後の表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の化学成分、製造条件について詳細に説明する。
１．化学成分
本発明は細粒析出物が析出する組成で、且つ、以下の元素の規定を満足する低炭素鋼ならば、他の元素について規定することなく、適用可能である。
【００１１】
Ｃは０．０５％を超えて添加されると炭化物が多量に析出し、ｒ値やＥＬを低下させ、成形性を阻害することから、０．０５％以下を添加する。０．０１％未満では連続焼鈍の過時効時に炭化物の析出駆動力が小さくなり耐時効性が劣化するので、０．０１％以上添加するのが望ましい。
【００１２】
Ｓｉは過剰に添加すると高強度となり成形性が劣化するため、０．１％以下とする。
【００１３】
Ｍｎは１％を超えて過剰に添加すると鋼が硬質化し、成形性が劣化するため、１％以下を添加する。０．０５％未満ではＳを、ＭｎＳとして固定する力が弱くなり、熱間延性が劣化するので、０．０５％以上添加するのが望ましい。
【００１４】
Ｐは固溶強化元素であり、鋼の硬質化をもたらすことから０．０３％以下とする。
【００１５】
Ｓは熱間延性や成形性を阻害する不純物であり、ＭｎＳとして固定しなければならない。含有量が増えてＭｎが増加すると加工性が劣化するため、０．０３％以下とする。製鋼コスト上、０．００５％を下限とすることが望ましい。
【００１６】
Ａｌは鋼の脱酸剤として、また、Ｂが添加されない場合はＮの固定剤として使用されることから、必ず含まれるが、０．１％を超えて添加された場合、鋼の硬質化により成形性が劣化することから、０．１％以下とする。
【００１７】
ＮはＡｌＮまたはＢＮとして固定されるが、これらが多量に含まれるとそれが亀裂発生点となり、ＥＬが低下するため、０．０１％を上限とする。
【００１８】
Ｂは粗大なＢＮを形成し軟質化に有効な元素であり、特に加工性が要求される場合に添加するが、Ｎにたいして適量に添加されなければならず、Ｂ添加量はＮに対して０．６〜２．０とする。Ｂは添加量が多いと熱間圧延時の変形抵抗が増大し、圧延が困難となるため、上限を０．００５％とする。ＮはＢを添加する場合は、Ｂ添加量を低減するため、０．００５％を上限とする。
【００１９】
ＴｉはＮとＳを固定するために添加できる。多量に添加するとＮとＳ以外にＣをＴｉＣとして固定してしまい、鋼が硬質化してしまう。よって添加量の上限を０．０６％とする。また、Ｎを十分固定するには０．００３％以上添加することが望ましい。ＮはＴｉを添加する場合、Ｔｉ量を低減するため、０．００５％を上限とする。
【００２０】
本発明鋼では、上記元素にくわえて、耐食性を向上させる場合はＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｎを適量添加し、耐時効性を向上させる場合は炭化物の凝集粗大化を促進させるＣａを添加することができる。スクラップを溶解原料とした場合に混入する元素のうち、Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒなどの炭窒化物形成元素は、多量に混入すると、析出物による硬質化、細粒化が生じるため、その混入量は合計で０．０１％以下とする。Ｓｂ，Ａｓについては特に規制しない。
【００２１】
２．製造条件
本発明の特徴は溶製後、スラブ中に均一に析出している粗大なＭｎＳやＡｌＮを、熱間圧延前に、表層において中央部と比較し十分固溶させ、その後の熱間圧延で表層に微細に析出させ、粒成長を抑制し表層のみを微細粒とする点、次に、熱間圧延中、析出する微細析出物を中間で加熱することにより、再び固溶させ、さらに低温でより微細に析出させ、その粒成長抑制効果を増大させる点にある。その結果、表層が微細粒化され、加工後であっても肌荒れを生じない。
２．１スラブ加熱条件
スラブは表層と中央部において、粗大析出物の固溶状況に差を生じさせるよう、均一加熱を防止するため、厚さの下限を２３０ｍｍとする。
【００２２】
加熱温度はスラブ中の粗大析出物が１１５０℃以上で固溶されるため、スラブ表層をその温度とするように１１５０℃以上とする。
【００２３】
在炉時間はスラブの均一加熱を防止するため、３００分以内とする。
２．２熱延条件
本発明では熱延途中で、析出する微細析出物を再固溶させ、より低温でさらに微細な析出物として再度析出させるため、鋼帯を加熱する。
【００２４】
加熱はＭｎＳ，ＡｌＮ、あるいはＴｉＳ等の微細析出物が粗圧延時に析出を開始するため、粗圧延後に行うのが望ましいが、仕上げ圧延機内で加熱してもよい。
【００２５】
この際の加熱温度は析出物を効果的に固溶させるため、鋼帯温度より３０℃以上高温となるようにするのが、望ましい。
【００２６】
仕上げ温度はＡｒ３以上とする。Ａｒ３を下回ると再析出した微細析出物を核とした変態により、粗大粒が発生し、表層の細粒化効果が失われるため、仕上げ温度の下限をＡｒ３とする。
【００２７】
巻取り温度は鋼成分（Ｂ、Ｔｉ添加の有無）によって、調節する。Ｂ，Ｔｉを添加しない場合、ＮはＡｌで固定されるが、巻取り温度が６４０℃以下であるとＡｌＮの析出が不充分で固溶窒素が残留し、冷延焼鈍板のｒ値，ＥＬが低下することから、巻取り温度の下限を６４０℃とする。
【００２８】
Ｂを添加する場合、ＢＮは析出速度が速く、巻取り温度に関わらず析出するため、巻取り温度は特に規定されないが、６６０℃を超えると酸洗性が低下することから、６６０℃以下が望ましい。
【００２９】
Ｔｉを添加する場合、ＴｉＮは高温で析出を完了し、巻取り温度の影響をうけないことから、巻取り温度は特に規定されないが、６００℃を超えると酸洗性が低下することから６６０℃以下が望ましい。
【００３０】
熱延中の加熱による効果は、微細析出物を固溶させる加熱条件に依存し、連続熱延などにより、製造される鋼帯であってもかわらず、本発明では鋼帯の製造については特に規定しない。
２．３冷間圧延、連続焼鈍
冷間圧延はｒ値を向上させる観点より６０％以上が好ましい。また、焼鈍温度は８２０℃を超えるとオーステナイト変態領域が増え、ｒ値が低下することから再結晶温度以上、８２０℃以下とすることが好ましい。特に、ＥＬ，ｒ値を向上させるためには７５０〜８００℃が望ましい。尚、調質圧延については、通常行われている０．４％〜４％の範囲であれば何ら問題はない。
【００３１】
焼鈍後過時効する前に時効温度よりも温度を低下させる過冷却を行うと時効性が良好となる（時効指数≦３ｋｇ／ｍｍ２）。連続焼鈍の代わりに溶融亜鉛メッキラインで亜鉛メッキを行っても何ら問題はない。連続焼鈍後，電気亜鉛メッキ、錫メッキ、化成処理などの表面処理をおこなってもよい。
【００３２】
【実施例】
表１に本発明の実施例、比較例を示す。供試鋼は低炭素鋼で、本発明の規定を満足する組成とし、スラブ厚はいずれも２３０ｍｍ以上とした。熱延工程において、粗圧延後、仕上げ圧延前に、中間加熱を誘導加熱により、平均昇温速度２０℃／Ｓで行い、その後、熱延板を酸洗、冷間圧延、連続焼鈍し、板厚０．８ｍｍの冷延鋼板とした。焼鈍温度７９０℃、調圧率１．２％とした。
【００３３】
機械的特性はＪＩＳ５号引張試験片により引張試験をおこない、引張強度、伸びを求めた。加工後の表面性状は直径５０ｍｍの円筒深絞りをおこない、肌荒れを目視により判定した。
【００３４】
Ｎｏ．１〜４はＢを添加しない鋼の実施例で、本発明例Ｎｏ．１〜３は引張強さ３３０〜３４６ＭＰａ、伸び４２．５〜４３．３％と加工性に優れ、加工後の表面性状も良好であった。
【００３５】
比較例Ｎｏ．４は熱間圧延中の中間加熱を省略したため、加工後、多少の肌荒れが観察された。
【００３６】
Ｎｏ．５〜１５はＢ添加鋼の実施例で、本発明例Ｎｏ．５〜７は引張強さ３０２〜３１０、伸び４７．３〜５０．１％、本発明例Ｎｏ．１０〜１２、１４は引張強さ３４２〜３４８、伸び４０．８〜４２．０％と加工性に優れ、加工後の表面性状も良好であった。
【００３７】
一方、比較例Ｎｏ．８は中間加熱を省略したため、加工後、肌荒れが観察され、比較例Ｎｏ．９はスラブ加熱の在炉時間が長く、加工性に劣った。比較例Ｎｏ．１３は中間加熱を省略し、比較例Ｎｏ．１５はスラブ加熱温度が低く、加工性は良好だが、肌荒れが観察された。
【００３８】
Ｎｏ．１６，１７はＴｉ添加鋼の本発明例で強度、伸び共に良好な値で加工性に優れ、加工後の表面性状も良好であった。
【００３９】
【表１】
0003613040.tif 000002
【００４０】
【表２】
0003613040.tif 000003
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車、建材，電気機器等への使用に適した加工性と加工後の表面性状の両者に優れる冷延鋼板を製造することが可能で工業上、極めて有用である。