(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.0040％以下、            Mn：0.6 〜1.50％、
Al：0.150 ％以下
を含み、さらに
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％
を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト相の平均結晶粒径が10μm 以上である組織とを有することを特徴とする板厚2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄物熱延軟鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄物熱延軟鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.0040％以下、            Mn：0.6 〜1.50％、
Al：0.150 ％以下
を含み、さらに
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％
を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度： 600℃以上で巻き取る、熱間圧延を施すことを特徴とする板厚2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板の製造方法。
【請求項５】
鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することを特徴とする請求項４に記載の薄物熱延軟鋼板の製造方法。
【請求項６】
鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の薄物熱延軟鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の薄物熱延軟鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒーター、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒーターのいずれか一方または両方を使用することを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の薄物熱延軟鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱延軟鋼板に係り、とくに冷延鋼板の代替えとして使用できる板厚2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板およびその製造方法に関する。本発明でいう薄物熱延軟鋼板とは、引張強さ（TS）が340MPa以下で、比較的厳しい絞り成形用として好適な薄鋼板をいうものとする。
【０００２】
【従来の技術】
薄物鋼板（薄鋼板）は、例えば、自動車用部品、電気関係部品、家具、建材など、種々の用途で多用され、需要も多い。これら薄鋼板には、材質的に特に厳しい要求はなく、また構造部材的な意味合いが小さい用途に使用されることが多い。このような用途に用いられる薄鋼板には、とくに高い強度は必要でなく、生産性、成形性の観点から、引張強さ340MPa以下と、できるだけ低強度で成形性に優れた鋼板であることが望まれている。
【０００３】
従来は、熱間圧延の圧延精度が低く、板厚が厚くしかも冷延鋼板に比べて幅狭の熱延鋼板しか高精度に製造できなかった。このため、上記したような薄鋼板の分野では、主として冷延鋼板が用いられてきた。しかし、冷延鋼板は、製造プロセスとして、酸洗・冷間圧延・焼鈍というプロセスが付加されるため、熱延鋼板にくらべ、製品価格が高くなることは避けられなかった。
【０００４】
加工性に優れた低強度の熱延鋼板の例として、例えば、特開平２-175838 号公報には、Ｃ：0.0040％以下と極低Ｃ量とし、Mn：0.05〜3.50％、TiをＣ、Ｎ、Ｓの関係式で限定する範囲内で含み、さらにＢ：0.0002〜0.0015％を含み、Al、Ｎ、Ｐ、Ｓを制限して含有する、耐２次加工脆性および引張特性に優れた超深絞り用熱延鋼板が提案されている。特開平２-175838 号公報に記載された熱延鋼板は、引張強さが30kg/mm2（294MPa）以下と340MPa以下の低強度を有し、しかも深絞り性に優れた熱延鋼板であるとされるが、高い仕上げ圧延温度、低い巻き取り温度など、板厚が３mmを超える厚い熱延鋼板を対象としており、変形抵抗が高く、薄物の圧延が困難であり、さらに低温巻き取りのため形状が乱れる危険性が高い。
【０００５】
このように、特開平２-175838 号公報に記載された技術では、熱間圧延性の観点から薄物・幅広の鋼板の製造には問題を残していた。
薄物・幅広の熱延鋼板を製造するにあたっては、まず鋼板厚みの減少に伴うロール偏平のため圧延荷重が顕著に増大し、大きな圧延負荷となり圧延が困難になるという問題がある。また、鋼板厚みの減少に伴い、加熱・粗圧延ついで仕上圧延という熱延工程中で鋼板温度の低下が大きくなるため、安定して十分高い圧延温度を確保することが困難になるという問題がある。
【０００６】
このような問題に対しては、スラブ加熱段階での加熱時間の増加、熱延時間の短縮、圧延速度の増大等によって対処することが考えられるが、薄物においては、熱延所要時間の短縮ができにくく、その間の温度低下が不可避なため十分高い圧延温度を確保することができていなかったのが実情であった。
このような問題に対し、例えば、特開平５-345954 号公報には、Ｃ：0.0080％以下と極低Ｃ化し、Si：1.0 ％以下、Mn：0.2 〜2.0 ％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.01〜0.10％を含み、合金元素をＣeq（％）≧65を満足するように含有した鋼としたうえで、該鋼を、熱間圧延仕上げ温度：750 〜880 ℃、圧延後冷却速度：10〜100 ℃/s、巻取り温度：300 〜730 ℃とする熱間圧延により、ポリゴナルフェライト組織を有する板厚1.4mm 以下の薄鋼板とする、薄物熱延鋼板の製造方法が開示されている。特開平５-345954 号公報に記載された技術では、熱間圧延仕上げ温度が880 ℃以下となっても、優れた伸び特性を付与できるとしている。しかしながら、特開平５-345954 号公報に記載された技術により製造された薄物熱延鋼板は、引張強さ（TS）：35kgf/mm2 （340MPa）以上、降伏点（YS）：23kgf/mm2 （225MPa）以上と高強度の材料しか製造できず、高いTS、YSのため成形性が十分でなく、プレス成形時に発生する不具合（例えば、割れ、シワ、ねじれ等）を回避できないという問題があった。
【０００７】
一般に、仕上板厚が2.6mm 以下の薄物熱延鋼板では、熱間圧延での全圧下歪が増加し、さらに熱間圧延後の冷却速度が増加するため、鋼板組織が微細化し、さらに組織が低強度の組織（フェライトとパーライトからなる組織）から高強度の組織（例えば、フェライトとべイナイト、マルテンサイトからなる組織）に変化しやすい。このため、鋼板強度が増加し、加工性が劣化する傾向となり、強度と加工性を適正に制御することが難しく、安定してTS：340MPa以下の加工性に優れた軟鋼板を得ることが困難となる。また、TSのみならずYSが大きく増加することも問題である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記した問題点を解決し、一般の広い分野で使用可能で、かつ冷延鋼板の代替ができる、成形性に優れた、板厚：2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板、および該薄物熱延軟鋼板を安定して製造できる、薄物熱延軟鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
さらに、該薄物熱延軟鋼板は、非時効性であり、外観不良の原因となるプレス成形時のストレッチャーストレイン発生の問題がなく、さらに、従来の鋼板と同様の溶接性を具備している必要がある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、薄物熱延軟鋼板の特性におよぼす化学成分、製造法の影響について研究した。その結果、Ｃを極低Ｃ域まで低減し、さらに熱間変形抵抗を増加させず変態点を有効に低下する元素を加え、不純物元素の含有量を調整した組成とし、さらに熱間圧延条件を適正に制御することにより、引張強さ：340MPa以下で成形性に優れた薄物熱延軟鋼板を安定して製造できることを見いだした。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.0040％以下、Mn：0.6 〜1.50％、Al：0.150 ％以下を含み、さらに、Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト相の平均結晶粒径が10μm 以上である組織とを有することを特徴とする、成形性に優れた板厚2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板である。また、第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することが好ましく、また、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００１２】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.0040％以下、Mn：0.6 〜1.50％、Al：0.150 ％以下を含み、さらに、Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％を含有し、不純物であるSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、NbがSi：0.05％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005 ％以下を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1000℃以上に加熱し、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度： 800〜 950℃とする仕上げ圧延を施し、巻取り温度： 600℃以上で巻き取る、熱間圧延を施すことを特徴とする成形性に優れた板厚2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板の製造方法であり、また、本発明では、鋼スラブが前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0001〜0.0030％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００１３】
また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合することが好ましく、また、第２の本発明では、前記粗圧延と前記仕上げ圧延の間で、前記シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒーター、前記シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒーターのいずれか一方または両方を使用することが好ましく、また、第２の本発明では、前記仕上げ圧延後巻き取りまでの間で、鋼板エッジ部に過冷却を防止するため冷却水のマスキングを施すことが好ましく、また第２の発明では、前記仕上げ圧延の一部または全パスを潤滑圧延とすることが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の薄物熱延軟鋼板は、板厚：2.6mm 以下で、引張強さTS：340MPa以下の低強度で、比較的厳しい絞り成形用として好適な、成形性に優れた薄物鋼板である。
製品板厚が2.6mm を超えると、高い仕上げ圧延温度等の熱間圧延条件の規制を回避することが容易となり、さらに加えて熱延時の変形抵抗も低く、製造条件の規制が少なく、大きな問題もなく熱延鋼板を製造できる。また、板厚が2.6mm を超えるような熱延鋼板は、複雑なプレス成形を施されることもなく、またストレッチャーストレインの発生が問題となることも少なくなることから、本発明では、板厚：2.6mm 以下の薄物熱延鋼板に限定した。
【００１５】
本発明の薄物熱延軟鋼板は、種々のプレス成形に好適に供することができる薄鋼板であり、引張強さTS：340MPa以下、好ましくは320MPa以下の軟鋼板である。概ねこの程度の引張強さを有することにより、通常の箱焼鈍処理を施された低炭素アルミキルド冷延鋼板と同等の強度となり、冷延鋼板の代替として、極めて広範囲の用途に好適となる。なお、降伏点YSはプレス成形性の観点から200MPa以下とすることが好ましい。
【００１６】
まず、本発明の薄物熱延軟鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.0040％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明では低強度とするため、0.0040％以下に低減する。Ｃを0.0040％以下に低減することにより、硬質なパーライト、あるいはセメンタイト等を低減でき、鋼の強度を引張強さ：340MPa以下に低下することができる。また、これらパーライトあるいはセメンタイトが減少することにより、粒の成長性が増加するため、とくに低YS化を達成することができる。なお、とくに良好な伸び特性が要求される場合には、0.0030％以下とすることが望ましい。また、Ｃの下限は特に規定しないが、0.0005％未満では、結晶粒が顕著に粗大化するため、プレス成形時に肌荒れなどの不具合を生ずる場合があり、Ｃは0.0005％以上とすることが好ましい。
【００１７】
Mn：0.6 〜1.50％
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必要がある。また、Mnは、熱間変形抵抗をほとんど変えずに、変態点を大きく低下させるという好ましい作用を有し、さらに、本発明のような極低Ｃ系では、鋼の強化能が小さいという特徴があることから、本発明の目的である熱間圧延性に優れ、高成形性を有する軟鋼板を製造するために、0.6 ％以上の含有を必要とする。一方、1.50％を超えて含有すると、変態点が極めて低下するため、変態組織強化が顕著となり、目標とする低いTS、YSを安定して確保することが困難となるうえ、溶接性、および溶接部の成形性も悪化する傾向となる。このため、Mnは0.6 〜1.50％に限定した。なお、耐食性と成形性が要求される場合には、Mnは1.40％以下とするのが望ましい。また、変態点の低位安定化の観点からは、0.8 ％以上の含有が好ましい。
【００１８】
Al：0.150 ％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るが、多量に含有すると表面性状の悪化につながり、概ね0.150 ％以下であればこのような不具合を生ずることはない。このため、Alは0.150 ％以下に限定した。なお、材質の安定性という観点から、0.005 〜0.080 ％の範囲とするのがさらに望ましい。
【００１９】
Ti：｛（48/14 ）Ｎ（％）＋ 0.002｝〜｛６×（48/12 ）Ｃ（％）＋（ 48/14）Ｎ（％）｝％
Tiは、本発明で最も重要な添加元素のひとつである。Tiは、鋼中のＮを固定し、さらにＣを固定して、時効劣化を低減する作用を有している。特に、ＣをTi炭化物として固定することにより、固溶Ｃ量を低減し、強度、特に降伏点YSを顕著に低減することができる。本発明のように、極低Ｃ系で、Mnを多量に含有する場合には、Ｃを固定し、TS 340MPa 以下の熱延軟鋼板とするうえでTiは重要である。TiはＮ、Ｃ以外にＳとも結合する傾向をもつが、本発明では、Mnが多量に含有されているため、TiS の生成を考慮しないほうが、特性と良く対応することが、本発明者らの種々の検討から明らかになった。
【００２０】
鋼中のＮを完全に固定するためには、Ti含有量は、Timin ＝｛（48／14）Ｎ（％）＋0.002 ｝％以上とする必要がある。Ｎを完全に固定するためにTiは、少なくともＮとの当量、（48／14）Ｎ（％）、含有する必要があるが、さらに0.002 ％過剰に含有することにより安定してＮを固定できる。一方、Ti含有量がTimin 未満では、Ｃが鋼中に固溶状態で存在し、降伏点YSが顕著に増加する。
【００２１】
一方、Ti含有量が、Timax ＝｛６×（48／12）Ｃ（％）＋（48／14）Ｎ（％）｝％を超えると、鋼の熱間変形抵抗が増加し、薄物軟鋼板の製造が困難となる。このため、Tiは、｛（48／14）Ｎ（％）＋0.002 ｝〜｛６×（48／12）Ｃ（％）＋（48／14）Ｎ（％）｝％に限定した。
Ｂ：0.0001〜0.0030％
Ｂは、スポット溶接やアーク溶接において溶接熱影響部の組織の粗大化を抑制し、溶接部の静的強度、疲労強度を大幅に改善する作用を有する。また、Ｂは、各種のろう付作業が行われる際に問題となるろう脆性（一種の液体金属脆性）を防ぐのに有効であり、必要に応じ含有できる。このような効果は、0.0001％以上の含有で認められるが、0.0030％を超える含有は、鋼の熱間変形抵抗を増加させ、さらに鋼板のｒ値、引張特性の面内異方性を顕著にし、部品板厚の局所的な変動を招きやすくする。このため、Ｂは0.0001〜0.0030％の範囲に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.0025％以下である。また、上記した効果を安定して得るためには、0.0005％以上含有するのがより好ましい。
【００２２】
Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種
Ni、Crはいずれも、固溶強化能が小さく鋼の変態点を低下させる作用を有しており、本発明では必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Ni、Crそれぞれ、0.01％以上の含有で認められるが、Ni、Crそれぞれ、１％以下の含有で、本発明で必要とする変態点低下効果を十分に達成でき、それ以上、すなわち１％を超えて含有しても、経済的に不利となるばかりか、表面欠陥を増加させる。このため、Ni：0.01〜１％、Cr：0.01〜１％の範囲に限定するのが好ましい。なお、Niによる変態点低下効果は、Mnによる変態点低下効果と相乗的に作用するため、Mn含有量とバランスさせて必要量含有することが好ましい。
【００２３】
また、本発明では、不純物元素のうち、とくにSi、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Nbについてその上限を限定する。
Si：0.05％以下
Siは、鋼の熱間変形抵抗を顕著に増大させ、また固溶強化により鋼の強度を顕著に増加させるため、薄物軟鋼板の製造に際しては、好ましくない元素である。また、表面性状、特に、表面の改善という観点から、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。0.05％を超えて含有すると、熱間変形抵抗が顕著に増加するため、Siは0.05％以下に限定した。なお、変形抵抗の低減という観点からは、0.02％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｐ：0.02％以下
Ｐは、強い固溶強化元素であり、多量に含有すると、鋼を著しく硬質化させるとともに、鋼中において偏析する傾向が強く、それに起因した溶接部の脆化をもたらすため、本発明ではできるだけ低減するのが望ましい。また、Ｐは、鋼の変態点を上昇させる元素であり、この点からも、本発明のような薄鋼板においては特に低減することが望ましい。これらのことから、Ｐは0.02％以下に限定した。なお、溶接部靱性および低い変態点という特性がとくに重要視される場合には、0.01％以下とするのが好ましい。
【００２５】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、鋼板の延性を減少させ、さらに耐食性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが望ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.02％以下に限定した。なお、特に良好な加工性が要求される場合には、0.015 ％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶強化により鋼の強度を増加する元素であり、本発明ではできるかぎり低減することが望ましい。しかし、Ｎは、Al、Tiを添加することで窒化物として固定できるため、その弊害を軽減することはでき、概ね0.0050％以下とすれば、固溶Ｎによる強度の上昇、ストレッチャーストレインの発生などの問題を回避することができる。このため、本発明では、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、安定して上記の機構を働かせるためには0.0030％以下とすることが望ましい。
【００２７】
Nb：0.005 ％以下
Nbは、鋼板強度を増加させ、熱間変形抵抗を増加させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましく、0.005 ％以下に限定した。なお、より好ましくは0.002 ％以下である。
上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、中でもCu、Mo、Ｖは、いずれも鋼板の強度を増加させ、同時に熱間圧延時の熱間変形抵抗を顕著に増加させるため、Cu、Moを合計で0.2 ％以下、ＶはNbとの合計で0.2 ％以下に制限することが好ましい。
【００２８】
本発明の薄物熱延軟鋼板は、上記した組成と、フェライト相の平均結晶粒径が10μm 以上である組織とを有する。なお、本発明鋼のような極低Ｃ鋼板の組織は主としてフェライト相からなり少量の炭窒化物を含む組織である。
フェライト相の平均結晶粒径が10μm 未満では、固溶状態のＣ、Ｎ量が極限まで低減されていても、目標の引張強さ340MPa以下の強度とすることができない。なお、より低強度、とくに降伏点をより低くするためには、フェライト相の平均結晶粒径は、15μm 以上とするのが好ましい。これにより、成形時のスプリングバックの低減、成形性の更なる改善が期待できる。顕著な加工性改善の観点からは、20μm 以上とすることがさらに望ましい。なお、フェライト相の平均結晶粒径が50μm を超えると、成形時にいわゆるオレンジピールと呼ばれる肌荒れが発生する恐れがあるため、フェライト相の平均結晶粒径は50μm 以下とするのが望ましい。
【００２９】
本発明では、平均結晶粒径は、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値と、断面組織写真からＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径（例えば、梅本ら：熱処理，24（1984）, 334 参照）のうち、いずれか大きい方を採用する。
つぎに、本発明の薄物熱延軟鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００３０】
本発明の製造方法では、熱間圧延性に優れた鋼スラブを使用する。本発明でいう「熱間圧延性に優れた」とは、▲１▼熱間での変形抵抗が低いこと、▲２▼仕上げ圧延温度の確保が容易であること、▲３▼熱間において十分な変形能を有し圧延割れの発生がないこと、を全て満足する状態をいうものとする。なお、「▲２▼仕上げ圧延温度の確保が容易である」とは、低い変態点（オーステナイトからフェライトが生成する温度）を有し、加熱炉抽出から仕上圧延終了までの圧延中の温度低下を考慮しても、所望の圧延温度範囲の下限を確保できることを意味する。
【００３１】
上記した組成の鋼スラブは、本発明でいうところの熱間圧延性に優れており、本発明の製造方法では、上記した組成の鋼スラブを、加熱後粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後コイル状に巻き取る、熱間圧延を施し、板厚2.6 mm以下の薄物熱延鋼板とする。
本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、化学成分のマクロ偏析を防止するため連続鋳造法で製造することが望ましいが、分塊法、あるいは薄スラブ鋳造法で製造してもなんら問題はない。
【００３２】
また、本発明では、鋼スラブを製造後いったん室温まで冷却して再度加熱する通常のプロセスのほか、冷却せずに温片のままで加熱炉に装入したのち圧延する直送圧延、あるいは僅かの保熱を行ったのち直ちに圧延する直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は、所定の仕上げ圧延出側温度が確保できるように設定されるが、1000℃未満では粗圧延での変形抵抗が増大するため、1000℃以上とするのが好ましい。スラブ加熱温度の上限はとくに規定しないが、スケールロスの増大を避けるという観点からは1300℃以下とするのがより好ましい。
【００３３】
上記した条件で加熱されたスラブは、粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件はとくに規定する必要はなく、常法にしたがって行えばよい。
ついで、シートバーに仕上圧延を施す。
なお、本発明の製造方法では、粗圧延と仕上圧延の間で、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延することが好ましい。接合手段としては、圧接法、レーザ溶接法、電子ビーム溶接法などを用いるのが好ましい。これ以外の接合方法でもなんら問題はない。
【００３４】
相前後するシートバー同士を接合することにより、仕上圧延において、コイルの先端および後端のいわゆる形状の乱れを生じやすい非定常部の存在割合が減少し、安定した圧延条件がほぼコイル全長および全幅にわたって達成でき、製品の形状・寸法精度および歩留りが向上する。また、圧延後の熱延鋼板をホットランテーブル上で冷却する場合も常に張力を付与できるため、鋼板形状の向上に有効である。
【００３５】
また、シートバー接合し連続圧延することにより従来のシートバー毎の単発圧延では通板性や噛込み性等の問題により実施が難しかった薄物・広幅に対する潤滑圧延が容易に実施できるようになり、圧延荷重およびロール面圧が低減してロールの寿命が延長する。
また、本発明では、粗圧延と仕上圧延の間で、シートバーの幅端部を加熱するシートバーエッジヒータ、シートバーの長さ端部を加熱するシートバーヒータのいずれか一方または両方を使用して、シートバーの幅方向および長手方向の温度分布を均一化することが好ましい。これにより、鋼板内の材質ばらつきをさらに小さくすることができる。また、温度制御の安定性の点からシートバーエッジヒータ、シートバーヒータは誘導加熱方式のものとするのが好ましい。
【００３６】
使用手順は、まずシートバーエッジヒータにより幅方向の温度差を補償することが望ましい。このときの加熱量は、仕上圧延出側での幅方向温度分布範囲が概ね20℃以下となるように設定するのが好ましい。次いでシートバーヒータにより長手方向の温度差を補償する。このときの加熱量は、長さ端部温度が中央部温度よりも概ね20℃程度高くなるように設定するのが好ましい。
【００３７】
仕上圧延出側温度： 800〜 950℃
仕上圧延出側温度ＦＤＴは、鋼板の組織を決定する重要な因子の一つである。最終的に平均結晶粒径10μm 以上の均一なフェライト相を得るためには、ＦＤＴを800 ℃以上とするのが好ましい。ＦＤＴが800 ℃を下回ると、組織が顕著にかつ不均一に粗大化し、プレス成形時に肌荒れが発生する。また、伸びEl、ｒ値の面内異方性を低減する観点からは、ＦＤＴはＡr3変態点以上とするのがさらに好ましい。一方、ＦＤＴが950 ℃を上回ると、鋼板表面のスケール疵の発生が懸念される。このため、ＦＤＴは 800〜 950℃の範囲内とするのが好ましい。なお、鋼板幅方向の材質均一性からは、ＦＤＴは880 ℃以上とするのがより好ましい。
【００３８】
仕上げ圧延終了後、鋼板は巻き取られる。なお、仕上げ圧延後の冷却は軟質化のために、できるだけ徐冷とするのが好ましい。冷却パターンとしては、ホットランテーブルの前半部は水冷をせず、後半部で水冷を行うパターンが組織を粗大化し、軟質化するという観点から好ましい。また、仕上げ圧延後の冷却において材質均一化の観点から鋼板エッジ部の過冷却を防止するために幅方向に冷却水のマスキングを行うことが好ましい。
【００３９】
巻取り温度：600 ℃以上
巻取り温度ＣＴの低下につれて、鋼板強度が増加し、加工性が低下する傾向を示す。このため、目標の引張強さＴＳ340MPa以下を確保するためには、ＣＴは600 ℃以上とするのが好ましい。ＣＴを600 ℃以上とすることにより、TiC の十分な析出と凝集・粗大化が促進され、ＴＳ340MPa以下という軟質化が達成できる。なお、さらに高加工性の鋼板を得るという観点からＣＴは650 ℃以上とするのがより好ましい。
【００４０】
また、本発明では、仕上げ圧延において、熱間圧延荷重を低減するために、潤滑圧延を行ってもよい。潤滑圧延を行うことにより、熱延板の形状・材質がより均一化されるという効果がある。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とするのが好ましい。また、潤滑圧延と連続圧延とを組み合わせることによりさらに、熱間圧延の操業が安定する。
【００４１】
また、上記した製造方法で製造された本発明の薄物熱延軟鋼板は、表面に酸化鉄の皮膜が存在する状態すなわち黒皮ままで用いても、酸洗処理を施して酸洗板として用いてもよい。また、これを連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっっき鋼板とすることもできる。もちろん、各種の電気めっきを行う鋼板の原板としても適用可能である。
【００４２】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表２に示す条件で加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに表２に示す条件の仕上圧延を施し、板厚：1.4mm の薄物熱延鋼板とした。なお、各熱延鋼板について、仕上げ圧延の最終パスで圧延荷重を測定し、これらから被圧延材の変形抵抗を算出した。なお、得られた変形抵抗は、Ｃを0.05％程度含有する従来の低炭素アルミキルド鋼の熱間変形抵抗に対する比で表３に示した。なお、変形抵抗は同一の圧延温度に換算して比較した。
【００４３】
また、変態点（Ａr3変態点）は、加工変態測定装置（富士電波工機（株）製）を用いて、1000℃加熱後、50％の圧縮加工を加え、２℃／ｓの冷却速度で冷却する条件にて求め、表２に示した。これらが、実機の条件と近いことは、実機での熱延時の変形抵抗の変化から確認している。
得られた薄物熱延鋼板について、鋼板形状および寸法精度、微視組織、引張特性および肌あれとリジング模様の発生を調査した。
（１）鋼板形状および寸法精度
得られた熱延鋼板について、鋼板形状（具体的には日本鉄鋼連盟規格（JFS A 1001）に準拠した波高さ）を観察した。波高さが10mm以下のものを鋼板形状：きわめて良好とし、波高さが10mm超20mm以下の場合を鋼板形状：良好とし、波高さが20mmを上まわる場合を鋼板形状：劣るとした。
【００４４】
また、得られた熱延鋼板の長手方向で３箇所、幅方向で５箇所の計15箇所で、板厚を測定した。測定値の目標値からのずれ（偏差）を求め、板厚偏差が５％以下の場合を板厚精度：きわめて良好とし、板厚偏差が５％超10％未満の場合を板厚精度：良好、板厚偏差が10％以上の場合を板厚精度：劣ると評価した。また、板クラウンが15μm 未満の場合をクラウン精度：きわめて良好とし、15μm 以上25μm 未満の場合をクラウン精度：良好、25μm 以上の場合をクラウン精度：劣ると評価した。なお、クラウンは鋼板端部から25mm位置と中央部の板厚差である。
（２）微視組織
各熱延鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を観察した。
【００４５】
フェライトの平均結晶粒径は、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）についての組織写真からＡＳＴＭに規定の求積法により算出した値またはＡＳＴＭに規定の切断法により求めた公称粒径のうち、いずれか大きい方を採用した。
（３）引張特性
各熱延鋼板からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm／min で引張試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ、降伏点伸びＹ・ＥＬを求めた。なお、降伏点伸びはストレッチャーストレイン発生の目安とすることができ、降伏点伸びが認められる場合、ストレッチャーストレイン発生の危険がある。
（４）肌あれ・リジング模様
各熱延鋼板から試験片を採取し、引張試験により15％の引張歪を加え、表面の性状を目視で観察し、肌あれとリジング模様の発生の有無を調査した。
【００４６】
これらの結果を表３に示す。
【００４７】
【表１】
0004453183.tif 000002
【００４８】
【表２】
0004453183.tif 000003
【００４９】
【表３】
0004453183.tif 000004
【００５０】
本発明例では、いずれもTS：340MPa以下の低強度で、かつ優れた延性と、優れた成形性を有し、鋼板形状および寸法精度も良好な薄物熱延軟鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が増加し、延性・成形性が低下するか、あるいはリジング模様が発生するか肌あれを発生し、あるいはアルミキルド鋼にくらべ変形抵抗が15〜20％増加し、あるいは鋼板形状が乱れ、板厚偏差やクラウン量が大きくなって、寸法精度が劣化している。なお、いずれの場合も熱間圧延において圧延割れは発生しなかった。
【００５１】
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを表５に示す条件で加熱し、粗圧延してシートバーとし、ついで該シートバーに表５に示す条件の仕上圧延を施し、板厚：1.0 〜2.6mm の薄物熱延鋼板とした。なお、一部については、相前後するシートバーを溶融圧接法で接合し連続圧延を行った。また、一部については、シートバーの長さ方向端部、幅方向端部を誘導加熱方式のシートバーヒーター、エッジヒーターを使用してシートバーの温度を調整した。また、一部については、仕上圧延で潤滑圧延を行った。なお、各熱延鋼板について、仕上げ圧延の最終パスで圧延荷重を測定し、これより被圧延材の変形抵抗を算出した。なお、得られた変形抵抗は、温度の補正を行い、アルミキルド鋼の熱間変形抵抗に対する比で表６に示した。
【００５２】
得られた薄物熱延鋼板について、鋼板形状および寸法精度、微視組織、引張特性、および肌あれとリジング模様の発生状況を実施例１と同様の方法で調査した。
それらの結果を表６に示す。
【００５３】
【表４】
0004453183.tif 000005
【００５４】
【表５】
0004453183.tif 000006
【００５５】
【表６】
0004453183.tif 000007
【００５６】
本発明例では、いずれもTS：340MPa以下の低強度で、かつ優れた延性と、優れた成形性を有し、鋼板形状および寸法精度も良好な薄物熱延軟鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が増加し、延性・成形性が低下するか、あるいはリジング模様が発生するか、鋼板形状が劣化している。
また、相前後するシートバーを接合し連続圧延を行うと、鋼板の幅方向、および長手方向の板厚精度が顕著に向上する。また、シートバーヒーター、シートバーエッジヒーターを使用してシートバー端部の温度調節を行うと板厚精度が向上する。なお、いずれの場合も熱間圧延において圧延割れは発生しなかった。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によれば、低強度で成形性に優れた、板厚：2.6mm 以下の薄物熱延軟鋼板を安定して製造でき、広い分野で使用されている冷延鋼板に代えて使用可能となり、製造コストの低減など産業上格段の効果を奏する。