(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項２】
Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Nb：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項３】
Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Ti：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項４】
Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項５】
上記組織は、さらに析出AlＮの平均寸法が0.030μm以上であることを特徴とする、請求項１に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項６】
上記組織は、さらに析出NbＣの平均寸法が0.010μm以上であることを特徴とする、請求項２に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項７】
上記組織は、さらに析出炭窒化物の平均寸法が0.030μm以上であることを特徴とする、請求項３または４に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれか１項において、鋼成分としてさらにＢ：0.0002〜0.0020wt％を含む成分組成からなることを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の熱延鋼板の製造方法であって、Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、あるいはさらに、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％およびＢ：0.0002〜0.0020wt％のうちのいずれか１種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以下に加熱し、粗圧延後、950℃以上の温度域で圧下率70％以上、かつ950℃〜Ａr3の温度域で圧下率55％以上で仕上げ圧延して、950〜(Ａr3−50℃)の温度域で熱間圧延を終了し、750〜550℃で巻き取ることを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
全圧下率80％以上、かつ最終パス圧下率20％以上で、粗圧延を行うことを特徴とする請求項９に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の熱延鋼板を、圧下率80％以上で冷間圧延することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板。
【請求項１２】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の熱延鋼板を、圧下率80％以上で冷間圧延し、再結晶完了温度以上、再結晶完了温度＋100℃以下で連続焼鈍することを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板。
【請求項１３】
請求項１〜８のいずれか１項に記載の熱延鋼板を用いて表面処理冷延鋼板用原板を製造する方法であって、Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、あるいはさらに、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％およびＢ：0.0002〜0.0020wt％のうちのいずれか１種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150℃以下に加熱し、粗圧延後、950℃以上の温度域で圧下率70％以上、かつ950℃〜Ａr3の温度域で圧下率55％以上で仕上げ圧延して、950〜(Ａr3−50℃)の温度域で熱間圧延を終了し、750〜550℃で巻き取り、さらに圧下率80％以上で冷間圧延し、再結晶完了温度以上、再結晶完了温度＋100℃以下で連続焼鈍することを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板の製造方法。
【請求項１４】
全圧下率80％以上、かつ最終パス圧下率20％以上で、粗圧延を行うことを特徴とする請求項１３に記載の表面処理冷延鋼板用原板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面処理を施したのち、缶のほか自動車などのプレス加工製品に用いて好適な表面処理冷延鋼板用原板、およびこの表面処理冷延鋼板用原板の製造に適用される熱延鋼板に関し、特にプレス加工後の表面性状（耐肌荒れ性）と経済性に優れる、表面処理冷延鋼板用原板およびそれに用いる熱延鋼板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
飲料缶、18リットル缶およびペール缶などの容器缶は、その製造工程から２ピース缶と３ピース缶に大別できる。
２ピース缶は、熱間圧延−冷間圧延−焼鈍の工程を経て製造された表面処理用原板に、すずめっき、クロムめっき、化成処理、塗油などの処理を施して表面処理鋼板とし、これに、浅絞り加工、ＤＷＩ(Drawing and Wall Ironing ）加工、ＤＲＤ（Drawn and Redrawn ）加工などの加工を施して、缶底と缶胴を一体成形し、これに蓋を取り付けた２部品からなる缶である。また、３ピース缶は、表面処理鋼板を円筒状または角筒状に曲げて端部同士を接合して、缶胴を成形したのち、これに天蓋と底蓋を取り付けた３部品からなる缶である。
【０００３】
これらの缶は、いずれも缶コストに占める素材コストの割合が高いため、素材鋼板に対するコスト低減への要求が強い。このため、缶用鋼板の製造を、非効率的で材料の歩留りや表面品質が劣る箱焼鈍で行うのではなく、生産効率が高く、しかも歩留りや表面品質に優れた連続焼鈍で行うことが望まれる。
このような缶用鋼板の焼鈍において、再結晶完了温度を低下させることができれば、焼鈍時の熱量原単位の低下、炉寿命の向上が可能になり、一層のコストダウンを図ることができる。なお、缶用鋼板においては、焼鈍素材の厚みが一般に0.3 ｍｍ以下と薄いので、高温焼鈍を行うとヒートバックルなどのトラブルを生じ、歩止り低下を招く要因ともなる。この傾向は缶用素材の厚みが、缶コストの低減の上から、今後ますます薄くなれば、一層顕著になると考えられる。
一方、缶用素材には、絞り缶など加工の厳しい用途への適用には、優れた加工性が要求され、炭素量を低減した鋼板の開発も行われている。
しかしながら、極低炭素鋼板の場合、Nb、Tiなどの炭素や窒素を固着させる元素を添加するために、再結晶完了温度が高くなるという問題があった。
【０００４】
ところで、一般の加工用鋼板の分野ではあるが、Ｃ等の添加元素量を低減した高純度鋼や超極低炭素鋼において、再結晶完了温度を低減する方法が幾つか提案されている。例えば、特開平２−285058号公報には、Ｃ，Al，Ｎ添加量を制御することにより、500 〜650 ℃の焼鈍において加工性を確保する技術が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、この技術を、例えば缶用鋼板に適用しても、鋼板の結晶粒成長性が著しく大であり、焼鈍温度により粗大粒を抑制するのは実際には困難で、缶用鋼板における致命的な表面欠陥である肌荒れを防ぐことができないという問題が残っていた。このため、良好な加工性とともに、缶成形後に肌あれなどの問題を生じることのない表面処理冷延鋼板用原板の開発が望まれていた。そこで、本発明の目的は、厳しい条件下での加工に耐えうる良好な加工性と耐肌荒れ性とを具え、缶や自動車などのプレス加工用鋼板としての使用特性を満足するとともに、低温での連続焼鈍が可能な、表面処理冷延鋼板用原板、およびこの表面処理冷延鋼板用原板の製造に用いて好適な熱延鋼板、ならびにこれらの製造方法を提供することにある。また、本発明における鋼板具体的な目標としては、700℃未満、好ましくは650℃未満の低温度域で再結晶を完了させることにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、特に連続焼鈍における再結晶完了温度について着目して、鋼組成および製造条件などの面からの冶金的な検討を行った。その結果、再結晶完了温度は、従来よりいわれている結晶粒径、冷延圧下率のほかに、熱延鋼板の集合組織の影響が大きく、次いで析出物のサイズの影響も大きいことを見いだした。すなわち、缶用に供せられる表面処理冷延鋼板用原板は、熱延における仕上板厚が薄いため、仕上温度が低温になる傾向がある。発明者らの調査によれば、最近の低炭素化による変態温度の上昇のため、熱延後の変態が不十分となっており、かなりの板面（２００）集合組織が残り、しかもその大部分はコロニー状に，すなわちほぼ同じ方位(本発明では差が15°以内と定義する)の結晶粒が一かたまりとなった状態で存在している。この現象を避けようとして高温加熱を採用すれば、均熱性の悪化による歩留低下を避けるこができなくなる。発明者らは、この熱延板の板面（２００）方位, すなわち板面垂直方向に＜２００＞方位を15°以内で有する集合組織の存在が冷延後の焼鈍の際に、再結晶を著しく抑制すること、したがってこの（２００）集合組織、とくに（２００）方位コロニーの制御が重要であることを見出した。
【０００７】
一方、再結晶の核となるサイトを増やすためには、結晶粒径を細かくすること、冷延圧下率を高くして不均一な歪を導入させることが重要である。そして、その核が成長し、鋼板全体にわたって再結晶粒を存在させるためには、核の成長がある程度は容易である必要がある。その際に、鋼中の析出物はピン止め効果を有するので、そのサイズが小さいほど、また分布密度が高いほど、核の成長を抑制することになる。
【０００８】
発明者らの調査では、一概に析出物といっても、その成分系により鋼中の存在の仕方が異なり、制御の考え方を変えなければならないことがわかった。
例えば、低炭素鋼板では制御すべき析出物はMnＳ，AlＮであり、Ti，Nb添加鋼では、それらに加えてTiＳ，TiＣ，NbＣ, TiＮ、そしてこれら析出物が複合して存在する場合 (Ti4C2S2 など) もある。また、これらのサイズは生成する温度などによりかなり変化する。一方、再結晶完了温度は、それぞれの成分系において、もっとも粒径が小さく、分散密度が大きな析出物に支配されてしまう。
そして、調査の結果、低炭素鋼板においてはAlＮが再結晶完了温度を支配し、Ti，Nb添加鋼においてはそれらの炭窒化物が主に支配することがわかった。さらに、Nb単独添加鋼ではNbＣが単独で、しかも低温で析出するので、このことを加味して考慮する必要があることもわかった。
【０００９】
本発明は、上述した基本的知見をもとに、完成したものであり、その要旨構成は下記のとおりである。
１）Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１０】
２）Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Nb：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１１】
３）Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Ti：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１２】
４）Ｃ：0.0005〜0.015wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板面（２００）方位粒が面積率20％以下、かつ板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が100μm以下である組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１４】
５）上記組織は、さらに析出AlＮの平均寸法が0.030μm以上であることを特徴とする、上記１）に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１５】
６）上記組織は、さらに析出NbＣの平均寸法が0.010μm以上であることを特徴とする上記２）に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１６】
７）上記組織は、さらに析出炭窒化物の平均寸法が0.030μm以上であることを特徴とする、上記３）または４）に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１７】
８）上記１）〜７）のいずれか１つにおいて、鋼成分としてさらにＢ：0.0002〜0.0020wt％を含む成分組成からなることを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板。
【００１８】
９）上記１）〜８）のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法であって、Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、あるいはさらに、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％およびＢ：0.0002〜0.0020wt％のうちのいずれか１種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを1150℃以下に加熱し、粗圧延後、950℃以上の温度域で圧下率70％以上、かつ950℃〜Ａr3の温度域で圧下率55％以上で仕上げ圧延して、950〜(Ａr3−50℃)の温度域で熱間圧延を終了し、750〜550℃で巻き取ることを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
10）全圧下率80％以上、かつ最終パス圧下率20％以上で、粗圧延を行うことを特徴とする上記９）に記載の表面処理冷延鋼板用原板に用いる熱延鋼板の製造方法。
【００２０】
11）上記１）〜８）のいずれか１つに記載の熱延鋼板を、圧下率80％以上で冷間圧延することにより、製缶時に肌荒れが生じない組織を有することを特徴とする、表面処理冷延鋼板用原板。
【００２１】
12）上記１）〜８）のいずれか１つに記載の熱延鋼板を、圧下率80％以上で冷間圧延し、再結晶完了温度以上、再結晶完了温度＋100℃以下で連続焼鈍することを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板。
【００２２】
13）上記１）〜８）のいずれか１つに記載の熱延鋼板を用いて表面処理冷延鋼板用原板を製造する方法であって、Ｃ：0.0005〜0.030wt％、Si：0.20wt％以下、Mn：0.05〜0.6wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、Al：0.15wt％以下、Ｎ：0.01wt％以下を含有し、あるいはさらに、Nb：0.003〜0.020wt％、Ti：0.003〜0.020wt％およびＢ：0.0002〜0.0020wt％のうちのいずれか１種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1150℃以下に加熱し、粗圧延後、950℃以上の温度域で圧下率70％以上、かつ950℃〜Ａr3の温度域で圧下率55％以上で仕上げ圧延して、950〜(Ａr3−50℃)の温度域で熱間圧延を終了し、750〜550℃で巻き取り、さらに圧下率80％以上で冷間圧延し、再結晶完了温度以上、再結晶完了温度＋100℃以下で連続焼鈍することを特徴とする表面処理冷延鋼板用原板の製造方法。
【００２３】
14）全圧下率80％以上、かつ最終パス圧下率20％以上で、粗圧延を行うことを特徴とする上記13）に記載の表面処理冷延鋼板用原板の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
前述したように、冷延後の焼鈍における鋼板の再結晶完了温度は、従来から知られている結晶粒径、冷延圧下率のほかに、熱延鋼板の集合組織や析出物のサイズも影響する。
熱延鋼板の板面における集合組織のうち、（２００）は、（１１１）などに比べとくに再結晶を抑制する作用が大きい。この面の集積をなくす条件で熱間圧延を行う必要があり、（２００）を抑制するためにはＡr3変態点を大幅に下回るα域での圧延は避けるべきである。
また、再結晶の核となるサイトを増やすためには、結晶粒径を細かくすること、冷延圧下率を高くして歪を導入し、さらに、その発生核が成長しやすいように析出物のサイズを大きくする必要がある。この場合、核成長の抑制を支配する析出物は、その成分系においてサイズが小さく、分散密度の高いものである。この点から、再結晶過程に影響を及ぼす析出物は、低炭素鋼板ではAlＮであり、Ti，Nb添加鋼では、それらの炭窒化物である。ただし、Nb単独添加鋼ではNbＣが単独で、しかも低温で析出する。これらの析出物のサイズは、析出温度は異なるため、成分系により変化せざるをえない。
【００２５】
以下に、本発明において集合組織、鋼中析出物、成分組成および製造条件等を上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明する。
（１）板面（２００）方位粒について
(a) 板面（２００）方位粒の分率（面積率）
熱延板の板面（２００）方位粒は、他の方位粒に比べて再結晶するのが遅いために、その絶対量を少なくする必要がある。ただし、熱延鋼板ではせいぜいランダムな組織にするのが可能な程度であり、板面（２００）方位粒を皆無にすることは不可能である。そして、ある程度存在しても、他の再結晶性が早い粒の侵食により再結晶を全体的に早く終了させることは可能である。
図２に、表１におけるNb単独添加（Ti無添加）鋼（鋼８）について、熱延鋼板の板面における板面（２００）方位粒の分率と冷延（圧下率：86％）後の焼鈍における再結晶完了温度との関係を示す。なお、再結晶温度はアルミナ流動層炉で種々の温度に10秒間加熱した後の硬さの変化により測定した。すなわち、図４は、硬さと温度の関係をプロットしたものである。図のように、接線の交点を再結晶開始および完了温度とした。
図２から、板面（２００）方位粒の増加とともに再結晶完了温度が高くなっていくことが、また、この鋼で再結晶完了温度を700 ℃未満にするためには、板面（２００）方位粒の面積率で20％以下とする必要があることがわかる。
また、Nbを添加しない鋼、Nbと共にTiを添加した鋼についても同様な実験を行ったところ、これらの場合には上記Nb単独添加の場合より低い温度で再結晶を完了することを確認した。これらの成分系の場合には、板面（２００）方位粒の面積分率で20％以下とすることにより、再結晶完了温度を 650℃未満に低下させることができた。
以上のことから、熱延板の板面（２００）方位粒は、面積率で２０％以下とする。
【００２６】
(b) 板面（２００）方位コロニーのコロニー径
先に述べたように、板面（２００）方位をなす粒の大部分は、ほぼ同じ方位の粒で集まりコロニーを形成する。すなわち鋳造、スラブ加熱、粗圧延後の空走時間等に成長する粗大γ粒がその方位を保ったままα粒に変態した結果である。この板面（２００）方位粒の絶対量が低減できればもちろん有効であるが、前述したように熱延鋼板の集合組織は十分にランダムではないために、板面（２００）方位粒を完全になくすことは不可能に近い。このため再結晶を完了させるためには、再結晶が早い他の粒からの侵食を待つしかない。この際に、板面（２００）方位コロニーのコロニー径が小さくないと最後まで未再結晶領域が残る（再結晶が完了しない）ことになる。
図３に、鋼８について、板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径（直径）と再結晶完了温度との関係を示す。図３のように、板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径が増大するとともに再結晶完了温度が上昇すること、再結晶完了温度を700 ℃未満にするためにはこの平均コロニー径を100 μｍ以下にする必要があることがわかる。
Nbを添加しない鋼、Nbと共にTiを添加した鋼についても同様な実験を行い、上記板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径を100 μｍ以下にすれば、再結晶完了温度を 650℃未満に低下することを確認した。
以上のことから、熱延板の板面（２００）方位コロニーの平均コロニー径は、100 μｍ以下とする。
なお、板面 (２００) 方位粒・コロニーとも、断面における面積およびコロニー径とする。熱延板は厚み方向で組織の変化 (方位, 粒径等) が大きいため、板面または板面平行に測っても鋼板全体の評価が困難なためである。
【００２７】
（２）鋼中析出物について
(a) Nb、Ti無添加鋼の場合
Nb、Ti無添加鋼の析出物は、MnＳとAlＮであり、析出温度の低いAlＮが再結晶完了温度を律速する。十分に大きければ析出物による再結晶粒のピン止め作用が小さく、再結晶完了温度への影響は小さいが、本発明で目標とする650 ℃未満にするためには、この平均寸法を0.030 μｍ以上とする必要がある。このサイズに満たないと、再結晶粒の成長が遅れ、とくに連続焼鈍などの高速加熱プロセスでは、再結晶完了温度が高くなり、生焼けとよばれる未再結晶組織による材質（伸び）の低下を招くので好ましくない。
【００２８】
(b) Nb単独添加鋼の場合
Nb添加鋼の場合には、NbＣが最も析出温度が低いので、再結晶完了温度を決める析出物となる。また、NbＣはTiＳ, TiＣ, AlＮ, MnＳ等に比べて低温で析出するため、他のケースのように析出物寸法を0.030 μｍとすることも、またそれによって再結晶完了温度 650℃未満を達成するのも困難であるが、700 ℃以下にすることは可能である。
図１に、表１の鋼８について、NbＣ析出物の平均寸法と再結晶完了温度の関係を示す。図１から、析出物の寸法の低下とともに再結晶完了温度が高くなり、再結晶完了温度を700 ℃以下とするためには、この析出物の平均寸法を0.010 μｍ以上にする必要かあることがわかる。なお、NbＣ析出物の寸法の制御を行うためには、後述する巻き取り温度の調整が特に重要となる。
【００２９】
(c) Nb、Tiの複合添加鋼の場合
Nb、Ti複合添加鋼の場合には、TiＳやTiＣの複合析出物が再結晶完了温度を決める析出物となる。再結晶温度を650 ℃未満とするためには、析出物の平均寸法を0.030 μｍ以上とする必要がある。これら析出物の析出温度はNbＣよりもが高いので、析出物の寸法の制御をする上で、巻き取り温度よりもむしろスラブ加熱温度が特に重要な因子となる。ただし、十分な大きさの寸法にするためには、その後の工程にも留意する必要ある。
【００３０】
（３）鋼成分について
Ｃ：0.0005〜0.030 wt％、0.0005〜0.0150wt％
Ｃは、その含有量が高いと結晶粒径が細かくなり、調質度の高いものが得られるが、0.030wt％を超えると、加工性が低下し、冷間圧延性が低下する。また、時効劣化の面からも、Ｃ量は0.030wt％以下にする必要がある。一方、成形性に優れた表面処理冷延鋼板用原板を得るためにはＣ量を低くすることが望ましいが、過度に低減すると、結晶粒径が粗大になり肌荒れが問題になること、また現在の精錬技術レベルを考慮して、Ｃ量の下限を0.0005wt％、好ましくは0.0012wt％にする。また、TiやNbを添加した鋼の場合には、固溶炭素量の低減により、加工性のさらなる向上を目指しているので、Ｃ量が多いと、効率的でないばかりか、炭素を全て固着させてもその析出物により再結晶が抑制されてしまう。したがって、Ti、Nb添加鋼の場合のＣ量の上限は0.0150wt％とする。
【００３１】
Si：0.20wt％以下
Siは、多量に含むと、表面処理鋼板の表面性状を劣化させるばかりでなく、鋼を硬化させ、熱間圧延を困難にし、最終製品としての表面処理冷延鋼板用原板を硬化させる。これらの点よりSi量は、0.20wt％以下、特に高度な表面性状が必要な用途では0.050 wt％以下とすることが望ましい。
【００３２】
Mn：0.05〜0.6 wt％
Mnは、Ｓによる熱延中の熱間脆性を防止するために必要な元素であり、低Ｓ量の場合でも、少なくとも0.05wt％のMn量を添加しないと表面割れなどの問題を生じる危険がある。一方、0.6 wt％超えて添加すると、変態点が低下し過ぎて、好ましい熱延鋼板を得ることが困難となる。したがって、Mn含有量は0.05〜0.6 wt％の範囲とする。
【００３３】
Ｐ：0.02wt％以下
Ｐは、耐食性に悪影響を及ぼすので減少させることが望ましい。しかし、Ｐ量の過度の低減は、製造コストの増加につながるので、これらの兼ね合いから、Ｐ含有量を0.02wt％以下とする。なお、加工性を改善するためには、0.010 wt％以下に制限するのが好ましい。
【００３４】
Ｓ：0.02wt％以下
Ｓは、MnＳ等の介在物を増加させ、伸びフランジ性に代表される局部延性を低下させる原因となり、全伸びを低下させる。この影響は0.02wt％を超えると顕著になるので、Ｓ量は0.02wt％以下に制限する必要がある。なお、加工性を改善するためには、0.010 wt％以下にすることが好ましい。
【００３５】
Al：0.15wt％以下
Alは、脱酸に必要な元素であるが、0.15wt％を超えると脱酸効果が飽和するだけでなく、介在物起因による成形性の低下を招く。このため、Al(sol Al)含有量は0.15wt％以下とする。なお、安定した製造条件を確保するためには、0.030 〜0.10wt％の範囲にすることが好ましい。
【００３６】
Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、析出物を形成し伸びを低下させるが、固溶状態で残存すると、鋼を適度に硬質化させ、強度と加工性のバランスを向上させる元素である。しかし、0.01wt％を超えると、伸びを著しく低下させること、またスラブ割れを招くことから、0.01wt％以下とする。なお、強度よりも加工性を重視する場合には、0.005 wt％以下にすることが好ましい。
【００３７】
Nb：0.003 〜0.020 wt％
Nbは、炭素を固着して、時効性の低減、鋼の軟質化に有用な元素である。さらに、熱間圧延時のγ領域にて、再結晶を適度に抑制し、微細な組織をうることを可能にする。これらの効果を得るには、少なくとも0.003 wt％の添加が必要であるが、0.020 wt％を超えて添加すると、熱延鋼板に不均一な組織をもたらすばかりでなく、熱延時の負荷を大きくする。このため、Nbの含有量は0.003 〜0.020 wt％の範囲とする。なお、加工性を重視する場合には、0.003 〜0.015 wt％の範囲にすることが望ましい。
【００３８】
Ti：0.003 〜0.020 wt％
Tiは、Nbと同様の効果をもたらし、またNbとの複合添加により、成形性を向上させる元素である。これらの効果は、0.003 wt％以上の添加で得られる。しかし、0.020 wt％超えて添加しても、その効果は飽和し、コスト的に不利となる。このため、Tiの含有量は0.003 〜0.020 wt％の範囲とする。
【００３９】
Ｂ：0.0002〜0.0020wt％
Ｂは、熱延鋼板の組織の微細化のために有用な元素である。さらに、２次加工脆性を防止させる役目も果たす。しかし、過剰に添加すると、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を遅らせ、圧延時の負荷が大きくなり過ぎ、また、焼鈍後の材質、特に伸びを劣化させる。このため、Ｂ添加量は、0.0002〜0.0020wt％の範囲とする。
【００４０】
（４）製造条件について
(a) スラブ加熱温度
スラブ加熱温度が高過ぎると、析出物が細かくなり、再結晶完了温度を上昇させる原因となるため好ましくない。そのため、スラブ加熱温度は1100℃以下の範囲として、析出物を十分に粗大化させることが望ましい。また、加熱温度が高過ぎると、結晶粒の粒成長により、最終的な熱延鋼板の粒径を大きくし、再結晶完了温度に悪影響を及ぼすので、この観点からもも1100℃以下とするべきである。なお、加熱温度の下限は、圧延終了温度を確保するため 950℃とするのが望ましい。
【００４１】
(b) 熱間圧延
・圧延終了温度
上記加熱の後、粗圧延及び仕上げ圧延よりなる熱間圧延を行なう。熱延の終了温度は、熱延鋼板の組織、粒径を均一微細にするために、950 ℃以下、（Ａr3−50℃）以上となるように終了する必要がある。圧延終了温度が（Ａr3−50℃）未満では、板面（２００）の集積が高くなり、再結晶完了温度に悪影響を与えるからである。また、巻き取り温度によっては、加工組織が残存して、冷間圧延性を悪化させ、加工性に悪影響を及ぼす再結晶集合組織を形成するので望ましくない。
一方、圧延終了温度が950 ℃を超えると、結晶粒径が大きくなるほか、析出物、とくに再結晶完了温度に影響を及ぼす低温生成物の析出を、加工により促進させる働きが低下するので好ましくない。
【００４２】
・圧下率配分
熱間圧延における圧下率配分を制御することにより、均一で微細な組織と好ましい集合組織が可能となる。すなわち、粗圧延の工程では、全圧下率80％以上、その内、最終パスで20％以上の圧延を行う。これに続く仕上げ圧延では、950 ℃以上の領域で圧下率70％以上の圧下を行い、さらに950 ℃〜Ａr3の領域で圧下率55％以上の圧延を行うことが望ましい。これらのうち、特に仕上げ圧延における圧下率配分が重要である。以下に、それそれについての作用、限定理由を述べる。
【００４３】
粗圧延では、全圧下率80％以上、その内、最終パスで20％以上の圧下を行う。仕上げ圧延に入るまでに、ある程度粒径を揃えておくために、粗圧延での加工歪み量と、再結晶をを伴うある程度の加工歪み量が必要である。また、缶用鋼板としての表面処理冷延鋼板用原板は、自動車、家電製品への用途の場合と比較して薄いために、ある程度粗圧延の段階で薄くしておかないと、仕上げ圧延機の容量を上回ってしまう危険性がある。これらの事情を考慮して、全圧下率の下限を80％とする。また、粗圧延の最終パスを20％以上とするのは、20％未満では、仕上げ圧延機に入る段階で十分に整粒にならない（表層から中心部にいたる組織の不均一）からである。
【００４４】
仕上げ圧延では、950 ℃以上の領域で圧下率70％以上の圧下とする。この温度域は、γ域でしかも、圧延歪により十分再結晶させうる領域であり、圧延歪→再結晶→圧延歪→再結晶を繰り返し、粒径が微細化する温度域である。しかし、圧下率が70％未満では、1)この細粒化が十分に進まないこと、2)圧延歪の不足のため、均一に再結晶せず、部分的に粒径が大きい領域が存在することとなり、これが変態後、大きな（２００）方位粒増加の原因となるので好ましくない。
【００４５】
引き続いて、950 ℃以下、Ａr3以上の温度域で圧下率55％以上の圧延を行う。この温度域も、同様にγ域ではあるが、1)温度低下による、元素の拡散現象の遅延、2)析出物によるピン止め効果、3)固溶元素による再結晶抑制効果、が重なって、再結晶は十分に行えない領域である。従来の製造技術では、この領域を他の温度域、とくに上記の再結晶γ域と区別せずに製造していた。このために、成分によっては、加工性に望ましくない集合組織となったり、混粒となり、均一な組織に制御することが極めて困難であった。
以上の事柄を考慮した場合、この温度域の圧下率が55％未満であると、再結晶しにくいため、まったく再結晶しないで加工性に悪影響およぼす集合組織が残ったり、一部で再結晶を生じて混粒になって、（２００）方位粒の形成を防ぐことが困難となる。また、Nbなどを含有して再結晶が遅れた場合でも、55％以上にすれば、歪により、変態の核が均一微細に析出可能である。これらのことから、950 ℃〜Ａr3の温度域では、圧下率55％以上の圧下を行う必要がある。
【００４６】
(c) 巻取温度
熱間圧延後の巻き取りは750 〜550 ℃の温度範囲で行う。この巻き取り温度が、750 ℃超になるとスケール厚みが顕著に増大し、酸洗時の脱スケール性が低下する。また、550 ℃未満の温度で巻き取ると、析出物が十分に析出せず、再結晶完了温度の上昇をまねく。このため、巻き取り温度は750 〜550 ℃の温度範囲とする。この温度は、特に、析出温度が低い析出物には有効であり、本発明におけるNbＣがこれに相当する。
【００４７】
(d) 冷間圧延
以上の熱間圧延を終えたあとに、必要に応じて酸洗を行ない、80％以上の圧下率で冷間圧延を行う。80％以上の圧下率で冷間圧延しないと再結晶の駆動力が少なく、再結晶完了温度が高くなりやすく、本発明で狙いとしている再結晶完了温度の低下が達成できない。また、低圧下率出は再結晶したとしても粒径が粗大となり、肌荒れの発生原因となる。
【００４８】
(e) 連続焼鈍
冷間圧延後の焼鈍は、生産性の面から連続焼鈍とし、焼鈍温度は、成分組成に応じ、再結晶完了温度以上、再結晶完了温度＋100 ℃以下で行うものとする。
すなわち、再結晶完了温度以上にしないと、加工組織が残り、伸びの低下やγ値の低下をまねいてしまう。また、再結晶完了温度＋100 ℃程度までは、材質 (伸び, γ値, ＴＳ) が安定するが、それ以上になると粒成長により缶用鋼板で重要な硬さの調整ができなくなること、さらに加工後肌荒れが生じよくない。
以上より、焼鈍温度は、それぞれの成分について再結晶完了温度〜 (再結晶完了温度＋100 ℃) の範囲とするのが好ましい。
【００４９】
その後、目的の調質度に調整するとともに、ストレッチャーストレインを防止するために、スキンパス圧延または２次圧延を施す必要がある。これら圧延の圧下率は、その目標特性を考慮して30％以下の範囲で行う。圧下率が30％を超えると、高強度になり過ぎて、加工性と強度のバランスが維持できなくなること、面内異方性が悪化してしまうなどのためである。
【００５０】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を、表２に示す条件で、厚み２mmまで熱間圧延し、巻取り、酸洗したのち、冷間圧延を行い厚み0.28mm(No.15 0.6mm)の冷延鋼帯とした。続いて、連続焼鈍を行った。なお、再結晶完了温度は、同じ冷延鋼帯から、図２と同じ方法で別途測定した。また、上記熱間圧延を行ったあとの熱延鋼板については、鋼中析出物の種類と平均粒径、（２００）方位粒の面積率と（２００）方位コロニーの平均コロニー径を調査するとともに、上記連続焼鈍後の表面処理冷延鋼板用原板については、ｒ値を測定するとともに、ビニール潤滑してポンチ径33φ，絞り比２のカップにプレス成形したあとの肌荒れ状況を観察した。ここに、熱延鋼板における、析出物の種類の同定は、抽出レプリカ法により、また平均寸法は、少なくとも10視野以上の電子顕微鏡観察より円形換算した寸法の平均を画像処理により算出した。また、（２００）方位粒の面積率は、ＥＢＳＰ測定を行い、板面に垂直方向の結晶配向性を測定し、＜２００＞方位に対し１５°以内にある粒を（２００）方位粒として画像処理により求めた。また、＜２００＞方位に対し15°以内にある粒が２つ以上離接しているものを（２００）方位コロニーとし、その平均コロニー径を円形換算により求めた。またｒ値は、次式により求めた。
ｒ値＝（ｒ0 ＋ｒ90＋２ｒ45）／４
ただし、
ｒ0 ：圧延方向のｒ値
ｒ90：圧延方向と９０度の傾きをなす方向のｒ値
ｒ45：圧延方向と４５度の傾きをなす方向のｒ値
【００５１】
【表１】
0003690023.tif 000002
【００５２】
【表２】
0003690023.tif 000003
【００５３】
表１および表２から、熱延後の鋼中の析出物および（２００）方位粒を制御した本発明例は、優れた加工性、耐肌荒れ性を有しながら、従来にない低い再結晶完了温度をそなえていることがわかる。
【００５４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、厳しい条件下での加工に耐えうる良好な加工性と耐肌荒れ性とを具えたうえ、低温での連続焼鈍が可能になるので、熱量原単位の低減、焼鈍設備の保守の容易化などの面で大きく寄与するとともに、表面処理冷延鋼板用原板およびそれに用いる熱延鋼板の低コスト化にも寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  NbＣの平均寸法と再結晶完了温度との関係を示すグラフである。
【図２】（２００）方位粒の面積率と再結晶完了温度との関係を示すグラフである。
【図３】（２００）面コロニーの平均コロニー径と再結晶完了温度との関係を示すグラフである。
【図４】再結晶開始温度および再結晶完了温度の定義を説明するための図である。
【図１】
0003690023.tif 000004
【図２】
0003690023.tif 000005
【図３】
0003690023.tif 000006
【図４】
0003690023.tif 000007