(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
加熱炉で加熱した鋼材を粗圧延してシートバーとし、その後行のシートバーの先端と先行のシートバーの後端を接合した後、仕上圧延機で張力を付与しつつ仕上圧延する方法において、前記仕上圧延機でバー厚比が２５〜３５％になる迄は１kgf/mm2 未満の張力を付与し、その後は１〜４kgf/mm2 の張力を付与することを特徴とする熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【請求項２】
前記シートバーの成分が、重量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物を含み、かつ前記加熱炉で９５０〜１２００℃未満に加熱し、前記仕上圧延機での仕上圧延をＡｒ3 変態点以上で終了し、５００℃以上で巻取ることを特徴とする請求項１に記載の熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【請求項３】
前記シートバーの成分が、さらに重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．２％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｂ  ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、粗バーを接合して連続的に熱延鋼板を製造する熱間連続圧延ラインにおいて、自動車用鋼板などの用途に用いられる加工用鋼板等を製造するための圧延方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、熱間連続圧延ラインにおいて加工用鋼板を製造する方法は、低炭素鋼材を基本とした成分で製造された熱間鋼片を粗圧延後、コイルボックスで巻き取り端部をシャーで切断し、接合して、仕上圧延機で一定範囲の張力をかけながら仕上圧延を行った後、巻取機で巻取る方法である。例えば特開平４−２２１０２５号公報では、Ｔｉ，Ｎｂ等を含む極低炭素鋼材を、張力１kgf/mm2 以上２．６kgf/mm2 以下付与して熱間仕上げ圧延を行い、高い延性や深絞り性が得られることを開示している。
【０００３】
しかし、この方法に基づいて張力を付加しながら仕上圧延を行うと、スタンド間で破断する現象が発生した。このため、熱延連続化により高品位の材質・歩留りを得られるにもかかわらず、生産性が低下する欠陥があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、高加工性を保持しながら破断を起こさない方法を開発することに視点を置き、破断起因を詳細に調査した結果、張力の分配によって破断を防止でき、しかも高い加工性を有する鋼板の製造が可能であることを見いだし、本発明を完成させた。
即ち本発明は、熱間連続圧延ラインにおいて、接合部が破断することなく、加工性の良好な鋼板を製造することを課題とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは熱延連続化による加工用熱延鋼板を製造する方法について研究を進め、以下の方法で製造可能になることを見いだした。
すなわち、本発明は以下の構成からなる。
（１）  粗圧延を施した後行シートバーの先端と先行シートバーの後端を接合した後、仕上圧延機で張力を付与しつつ仕上圧延する方法において、前記仕上げ圧延機でバー厚比（板厚／仕上圧延機入側の板厚×１００％）が２５〜３５％になる迄は１kgf/mm2 未満の張力を付与し、その後は１〜４kgf/mm2 の張力を付与する熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【０００６】
（２）  前記（１）のシートバーの成分が、重量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、    Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：０．５％以下、      Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、    Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ  ：０．００５％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物を含み、かつ前記加熱炉で９５０〜１２００℃未満に加熱し、前記仕上圧延機での仕上圧延をＡｒ3 変態点以上で終了し、５００℃以上で巻取る熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【０００７】
（３）  前記（２）のシートバーが、さらに重量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．２％、  Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｃｕ：１．０％以下、          Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、          Ｂ  ：０．０００１〜０．０１％
の１種または２種以上を含有する熱間連続圧延ラインによる圧延方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
一般に熱延連続化ラインは、粗圧延後のシートバーの先行材の後端部と後行材の先端部を接合して仕上圧延機に送るため、連続的に薄鋼板を製造できる。この時、接合のタイミング調整や温度降下防止を狙ってシートバーを一旦巻き取る場合もある。このラインで製造された薄鋼板は、圧延−巻取り間でたくれや蛇行など鋼板の異常な変動を起こさず、安定した巻取りが可能であり、均一な材質が得られ、また歩留りも向上する。
【０００９】
しかし、接合部は仕上圧延機入側で接合されるため、この部位のみ温度履歴が異なり、これによる強度低下が懸念される。特に加工用鋼板に用いられる低炭素鋼板では、溶接部で脆化やブローホールが発生し易く、接合部強度が低下しやすいため、これを破断させずに圧延することは大きな課題であった。
本発明者らは、低炭素鋼板を基本とした加工用鋼材を、接合したのち破断なく圧延できる熱延連続化ラインにおける圧延方法の開発に取り組み、本発明を完成した。
【００１０】
以下に本発明に関わる鋼板の製造時条件のうち、鋼組成の限定理由について述べる。成分については加工性を向上させる点から重要である。各成分の含有量は重量％である。
Ｃ量は、鉄鋼材料の強度の目安となっているが、増えるほどマルテンサイトやベイナイトなど強化組織ができやすくなる。しかし、本発明の狙いである加工性を向上するにはフェライト粒の比率が高いことが必要であり、そのためＣ量は少ないほど良い。０．０５％以下であれば加工性を保つことができるため、これを上限とした。
【００１１】
Ｓｉは、脱酸元素であるが鋼材の強度を高める作用がある。しかし多用すると加工性が劣化し、さらに表面に赤スケールが発生して品位が落ちるため、上限を０．３％とした。
【００１２】
Ｍｎも脱酸元素であるが鋼材強度を高める作用があり、強度レベルを作り分ける場合に活用される。また、粗バー接合の熱影響部において脆化を回避する効用がある。しかし多用すると加工性を劣化させるため、上限を０．５％とした。
【００１３】
Ｐは、強化元素であるが、多用すると加工性の劣化と共に脆化起因ともなるため、上限を０．０５％とした。
【００１４】
Ｓは、硫化物を形成して加工劣化を起こし、また接合時の脆化起因ともなるため、少ないほど好ましい。０．０２％以下であれば加工劣化の影響はなくなるため、これを上限とした。
【００１５】
Ａｌは、脱酸元素であり、また鋼中で窒化物を作り固溶Ｎを減少させる効果がある。しかし多量添加しても効果が飽和しコスト高となるため、上限を０．１％とした。
【００１６】
Ｎは、Ｃと共に固溶状態で加工性を劣化させる。従って、できる限り低い方がよい。０．００５％以下であれば製鋼での製造コスト上昇もなく、また炭窒化元素によって無害化することができるため、これを上限とした。
【００１７】
以上が本発明の基本成分であるが、必要に応じ以下の成分を添加することができる。
Ｔｉ，Ｎｂは、固溶Ｃ，Ｎを無害化する炭窒化物形成元素であり、加工性向上に有効であるが、多量に添加する場合はコスト高を引き起こすため、Ｔｉは０．００３〜０．２％、Ｎｂは０．００１〜０．１％とする。
【００１８】
Ｃｕ，Ｎｉは耐食性、強度向上に有効に働くが、いずれも１％を超えると延性を劣化させる。
同様にＣｒは強度向上のために添加するが、１％を超えると延性が低下する。
【００１９】
Ｂは、鋼材の加工時に２次加工割れを起こすような場合に、粒界を強化してこれを防止する必要がある場合に用いる。０．０００１％以上で効果が発現するが、多量に添加すると深絞り性を低下させ、また異方性も大きくするため、上限を０．０１％にしている。
【００２０】
次に、本発明の製造条件について説明する。
加工性の良好な熱延鋼板を低コストで製造するためには、最終圧延温度をＡｒ3 変態点以上で終了させる必要がある。α域での圧延では加工組織が増えるため、巻取り後の焼鈍が必要となりコスト高となる。これを回避するためには、鋼材に十分な加熱温度を加える必要がある。しかし、加熱温度が高すぎるとスケールロスなどの増加で歩留りが悪くなるため、上限を１２００℃にしている。また下限値９５０℃は、これより低いと仕上圧延中にＡｒ3 変態点を切る可能性がある。
【００２１】
本発明で最も重要なのは、圧延後の張力の設定である。一般に仕上多段圧延においては、目的の薄手鋼板に作り上げるために、仕上圧延機における初期の圧延において５０％程度の高圧下を施す。しかし熱間連続圧延ラインにおいて、シートバーの接合は仕上圧延前で終了し、直後に圧延されるため、接合部の温度が高かったり、また冷却を行っても熱影響部の脆化懸念が残る。
【００２２】
強度が高い鋼材の場合は、強化元素としてＳｉ，Ｍｎが多く含まれるため、脆化防止（ＭｎＳなどの硫化物生成）、ブローホール抑制（ＳｉＯ2 、ＭｎＯなどの酸化物）が可能であるが、加工用鋼材として用いられる低炭素鋼材の場合は鋼板の加工性を重視するため、脱酸に有効なＭｎ，Ｓｉなどの強化元素を低くすることが多い。また、コスト低減のためにＡｌ量を低減する場合もある。
【００２３】
このような鋼材において、シートバーの接合部は接合処理によって高温になり、鋼中のＳも溶融してオーステナイト粒界に集まりやすくなるため、脆化を起こしやすくなる。さらにシートバー表面のスケールも溶融する溶接法では、スケール中の酸素が炭素と反応してＣＯガスとなり、ブローホールとして溶接部に残存して接合部強度を低下させる。
【００２４】
接合後の初期圧延において接合部は大きな変形を受けるため、接合強度が弱い鋼材は、張力が高い場合には破断する恐れがある。
本発明者らは、表１の鋼種Ｎｏ２を用いて粗圧延機で粗圧延の終ったシートバーを、仕上圧延機で仕上圧延する際のバー厚比とスタンド間の張力の関係で、接合部の破断、圧延後鋼板の形状異常の発生の有無について調査した。その結果を図１に示す。
【００２５】
図１から、バー厚比が３０％以上の場合には、張力を１kgf/mm2 以上にすると接合部が破断する頻度が多くなり、またバー厚比が３０％以下の場合には、張力を４kgf/mm2 超にすると接合部が破断する頻度が多くなり、また１kgf/mm2 未満になると、圧延後の鋼板の形状が悪くなることが判る。
しかし、張力を１kgf/mm2 以上にすると、破断が発生するバー厚比はシートバーの成分、接合条件によっても変化することが判明し、その領域は２５％〜３５％である。
【００２６】
このバー厚比が２５％〜３５％以下になった場合、即ち圧延初期の段階は接合部状態が弱く、張力が１kgf/mm2 を超えると、その張力に接合部が耐えられなくなり破断する。これは、バー厚比が２５％〜３５％迄の圧下の程度では、前記した脆化因子及びブローホールが接合部に残るために、まだ接合部強度が弱いためと考えらる。またこれ以降圧下が進むと、圧延により溶接部が長手方向に伸展し、厚み方向の構成に母材部が含まれてくること、また圧延によって結晶粒が小さくなって粒界が増加しＳの粒界濃化程度が薄まること、さらにブローホールも圧延によって潰され、圧着が始まるため、接合部の強度が高まってくると考えられる。
尚、バー厚比が２５％〜３５％迄に付与する張力は、１kgf/mm2 未満であれば可能な限り低い方が好ましい。
【００２７】
また、それ以降（バー厚比が２５％〜３５％以下）の圧延においては、仕上圧延後の鋼板の良好な形状や加工性を保つ必要から、１kgf/mm2 以上の張力付加が必要である。更に、張力上限を４kgf/mm2 以下にしたのは、これを超える張力は鋼板の熱間強度と同じになるため、耳割れなどを発生しやすい接合部の強度が該接合部を除いた部分より弱く、接合部に応力が集中して破断を起こすため、張力の上限を４kgf/mm2 とした。
【００２８】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を表１、表２を参照しつつ説明する。
表１に示す組成を有するスラブを表２に示す圧延条件で鋼板を製造し、その材質を評価した。なお仕上圧延機の圧延スタンド数は７基、初期圧延は１〜３スタンド間であり、バー厚比はシートバー厚と３スタンド目を抜けた鋼板厚との比である。また後期は３スタンド以降であり、バー厚比はシートバー厚と仕上圧延出側（７スタンド圧延機出側）の鋼板厚の比である。
【００２９】
Ｎｏ１１〜１４は、成分が本発明から外れているため良好な延性が得られなかった。Ｎｏ１５は初期圧延の最大張力が１．０kgf/mm2 を超えたため、またＮｏ１７は後期圧延の最大張力が４．０kgf/mm2 を超えたため、いずれも接合部で破断した。またＮｏ１６，１８は、後期張力が１．０kgf/mm2 未満であり製造された鋼板の形状が悪かった。
それに対し、Ｎｏ１〜１０は本発明範囲を満足する発明例であり、良好な形状を有する鋼板を破断なく圧延できた。
【００３０】
【表１】
0003694425.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003694425.tif 000003
【００３２】
【発明の効果】
本発明によれば、加工用鋼材として用いられる低炭素鋼材の接合部破断を防止し、圧延後健全な接合部を得ることができる。このため加工性の良好な鋼板を歩留り良く、低コストで製造することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】タンデム仕上圧延における適切なバー厚比と張力の関係を説明した図である。
【図１】
0003694425.tif 000004