(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭素（Ｃ）          ：0.01〜0.05 wt.% 、
珪素（Ｓｉ）        ：0.03 wt.% 以下、
マンガン（Ｍｎ）    ：0.1〜0.3 wt.%、
燐（Ｐ）            ：0.03 wt.% 以下、
硫黄（Ｓ）          ：0.025 wt.% 以下、
アルミニウム （Ａｌ）：0.010〜0.10 wt.% 、
窒素（Ｎ）          ：0.0030 wt.% 以下、
クロム（Ｃｒ）      ：0.010〜0.070 wt.%を含有し、そして、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3−20℃）〜７５０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、次いで、550 〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特徴とする、冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、溶接等を行う場合、特に薄物材を溶接する場合には、溶接する２枚の板厚が極力等しいことが望ましい。このため板厚精度の低い熱延鋼板を使用する場合には、冷間圧延を施して板厚精度を向上することが必要である。特に、電気機器部品用の薄物材は、上述した板厚精度の向上が要求される。
軟質で且つ低い降伏比を有する熱延鋼板を製造する方法として、フェライト組織の粗粒化により、粒界面積を小さくすることが従来行われている。そのメカニズムは次の通りである。一般に純鉄や軟鉄の強度を支配する最も重要な因子は結晶粒径の大小である。各結晶粒のすべり面は、粒界を境界として、不連続であるので、転位の運動が粒界で止められる。一定の応力下で結晶粒界に止められて堆積する転位の数は、粒径に比例して粒径が大きくなるほど多くなる。このため粗大粒になるほど、隣接結晶粒にかかる応力集中が大きくなり、そして、塑性変形が伝播し易くなって、降伏し易くなる。
【０００３】
上述したフェライト組織を粗粒化するための方法として、熱間圧延過程での仕上げ圧延をＡｒ3 変態点以上のオーステナイト高温域で行って、オーステナイト結晶粒を粗大化することによって、それに引き続く冷却過程において生じるフェライト変態時の核発生サイトとなり得るオーステナイト粒界面積を小さくして、フェライト核発生頻度を低くし、その結果、フェライト粒径を大きくすることが知られている（以下「先行技術１」という）。
【０００４】
更に、特公昭６１−４１９６９号公報には、上述したフェライト組織を粗粒化する方法として、熱間圧延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点以下のフェライト域またはフェライト＋オーステナイト２相域で行って、加工フェライトを回復、再結晶させ、もって、フェライトの粒径を大きくすることが開示されている（以下「先行技術２」という）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
先行技術１および２には次の問題点がある。即ち、先行技術１の方法によると、仕上げ圧延を高温で行うために、スラブの加熱温度を高くしなければならず、従って、熱源コストが高くなるという問題点がある。更に、板厚が小さい場合には、仕上げ圧延時の温度降下が大きくなり、たとえスラブを高温に加熱した場合でも、所定の仕上げ温度を確保することができないという問題点がある。
【０００６】
先行技術２の方法によると、加工フェライトを再結晶させるためには、高温巻取りが必須になる。しかしながら、フェライト高温域では、Ｃの固溶限が大きいので、セメンタイト析出の駆動力が小さく、その結果、セメンタイト析出の核数が少なくなる。更に、巻取り後の冷却過程において、温度が低下するに伴って、Ｃの固溶限が小さくなる。しかしながら、セメンタイトの核数が少ない場合には、Ｃの拡散速度は低温であるほど小さくなるので、固溶Ｃがセメンタイトとして析出するための移動距離が大きくなって、析出しにくくなる。その結果、固溶Ｃが多量に存在することになる。冷間圧延によって転位が大量に導入された場合には、固溶Ｃが転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏強度が上昇するという問題点がある。
【０００７】
従って、この発明の目的は、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供するにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した問題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、熱間圧延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点以下のフェライト域またはフェライト＋オーステナイト２相域で行い、高温巻取りによって加工フェライトを回復、再結晶させて、フェライト粒径を大きくする熱延鋼板の製造方法において、鋼中に所定量のクロム（Ｃｒ）を添加することによって、高温巻取り時のセメンタイトを微細に分散させて、巻取り後の冷却過程で固溶Ｃがセメンタイトとして析出するための移動距離を小さくすることができ、その結果、固溶Ｃがセメンタイトとして析出し易くなり、固溶Ｃ量が減り、冷間圧延により転位が大量に導入された場合に、降伏強度の上昇量を小さくすることができることを知見した。
【０００９】
本発明の、冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法は、上記知見に基づいてなされたものであって、
炭素（Ｃ）          ：0.01〜0.05 wt.% 、
珪素（Ｓｉ）        ：0.03 wt.% 以下、
マンガン（Ｍｎ）    ：0.1〜0.3 wt.%、
燐（Ｐ）            ：0.03 wt.% 以下、
硫黄（Ｓ）          ：0.025 wt.% 以下、
アルミニウム （Ａｌ）：0.010〜0.10 wt.% 、
窒素（Ｎ）          ：0.0030 wt.% 以下、
クロム（Ｃｒ）      ：0.010〜0.070 wt.%を含有し、そして、
残部：鉄および不可避的不純物
からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3−20℃）〜７５０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、次いで、550 〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることに特徴を有するものである。
【００１０】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の鋼の成分組成を上述したように限定する理由を説明する。
（１）炭素（Ｃ）
Ｃ含有量が0.05 wt.% を超えると、セメンタイト量および固溶Ｃ量が多くなって、強度が上昇する。固溶Ｃ量が多くなると、冷間圧延後の降伏強度の上昇量が大きくなる。一方、Ｃ含有量が0.01 wt.% 未満では、巻取り時に、Ｃの全量が固溶Ｃとして存在して、セメンタイトが析出せず、その後の冷却過程においても、Ｃは固溶Ｃの状態のまま残って、冷間圧延後の降伏強度の上昇量を大きくする。従って、炭素（Ｃ）の含有量は、0.01〜0.05 wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００１１】
（２）珪素（Si）
Si含有量が0.03 wt.% を超えると、固溶Si量が多くなって、強度が上昇すると共に、有害なSi-Mn 系介在物が生成する。従って、珪素（Si）の含有量は、0.03 wt.% 以下に限定すべきである。
【００１２】
（３）マンガン（Mn）
Mnは、固溶Mnとして、鋼中の有害な固溶ＳをMnS として固定化して、無害化する作用がある。Mn含有量が0.1 wt.%未満では、上述した所望の効果が得られない。一方、Mn含有量が0.3 wt.%を超えると、固溶Mn量が多くなって、強度が上昇する。従って、マンガン（Mn）の含有量は、0.1 〜0.3 wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１３】
（４）燐（Ｐ）
Ｐ含有量が0.03 wt.% を超えると、強度が上昇する。従って、燐（Ｐ）の含有量は、0.03 wt.% 以下に限定すべきである。
（５）硫黄（Ｓ）
Ｓ含有量が0.025 wt.%を超えると、熱間脆性を引き起こして、表面疵が発生する恐れがある。従って、硫黄（Ｓ）の含有量は、0.025 wt.%  以下に限定すべきである。
【００１４】
（６）アルミニウム（Al）
Alは脱酸元素として、鋼中の介在物を減少させる作用を有している。Al含有量が0.010 wt.%未満では、上述した所望の効果が得られない。一方、Al含有量が0.10 wt.% を超えると、強度が上昇すると共に、製造コストが高くなる。従って、アルミニウム（Al）の含有量は、0.010 〜0.10 wt.% の範囲内に限定すべきである。
（７）窒素（Ｎ）
Ｎ含有量が0.0030 wt.% を超えると、窒化物が増加して、強度が上昇する。従って、窒素（Ｎ）の含有量は、0.0030 wt.% 以下に限定すべきである。
【００１５】
（８）クロム（Cr）
Crは高温巻取り時のセメンタイトを微細に分散させて、巻取り後の冷却過程において固溶Ｃがセメンタイトとして析出するための移動距離を小さくし、もって、固溶Ｃがセメンタイトとして析出し易くさせて、固溶Ｃ量を減少させる作用を有している。Cr含有量が0.010 wt.%未満では、上述した所望の効果が得られない。一方、Cr含有量が0.070 wt.% を超えると、セメンタイトを微細に分散させる作用が飽和すると共に、製造コストが上昇する。従って、クロム（Cr）の含有量は、0.010 〜0.070 wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００１６】
次に、この発明の熱間圧延条件を上述したように限定する理由を説明する。
（１）仕上げ圧延の終了温度
（Ａｒ3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了すると、フェライト域またはオーステナイト＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了し、加工フェライトの回復、再結晶による粗粒化により軟質且つ低い降伏比を有する熱延鋼板が得られる。Ａｒ3 変態点以上のオーステナイト域で仕上げ圧延を終了すると、その後の冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変態が起こり、フェライト粒が細粒化して、強度および降伏比が上昇する。更に、Ａｒ3 〜（Ａｒ3 −２０℃）のオーステナイト＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了すると、２相高温域ではオーステナイトの分率が大きいので、オーステナイトからフェライトへの変態によるフェライト粒の細粒化によって強度が上昇する。一方、７５０℃未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、巻取り温度が低くなって、加工フェライトを再結晶させることができず、未再結晶フェライトとなり、降伏強度が上昇し、延性が著しく低下する。従って、仕上げ圧延の終了温度は、（Ａｒ3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内に限定すべきである。
（２）なお、仕上げ圧延時の圧下率は特に限定しないが、加工フェライトを再結晶させるための十分な歪を蓄積させるため、最終圧下率を２０％以上にすることが望ましい。
【００１７】
（３）巻取り温度
巻取り温度が５５０〜７５０℃の範囲内のとき、加工フェライトを回復、再結晶させることができる。巻取り温度が５５０℃未満のとき、巻取り後の自己焼鈍によって、加工フェライトが再結晶せず、未再結晶フェライトとなり、降伏強度が上昇し、延性が著しく低下する。一方、上述した仕上げ圧延の終了温度の上限が７５０℃と低いので、仕上げスタンドから巻取り機までの移動間、自然冷却によっても巻取り温度を７５０℃を超えて高くすることが困難である。従って、巻取り温度は５５０〜７５０℃の範囲内に限定する。
【００１８】
（４）熱間圧延前のスラブは、特に限定されないが、連続鋳造後、直接熱間圧延し、または、一旦スラブを冷却後、再加熱してもよい。なお、上述したスラブを再加熱するときは、熱間圧延を正常に行うために、１１５０℃以上の温度で再加熱すればよい。しかしながら、低温加熱では仕上げ圧延時にコイルの長手方向の温度分布が不均一になり、特にコイルエンド部での温度低下が大きくなるので、１２００〜１２２０℃の範囲内の温度に再加熱することが望ましい。
【００１９】
このようにして得られた熱延鋼板に、冷間圧延を施すことによって、薄物化が可能になり、そして、板厚精度の向上を図ることができるので、溶接時におけるセットアップ等が容易になる。この発明の鋼に冷間圧延を施す場合には、Ｃｒの添加によって、固溶Ｃが低減されるので、冷間圧延の最適な圧下率は１０〜３０％の範囲内である。
【００２０】
上述したように、本発明によると、所定量のＣｒを含有する鋼を、Ａｒ3 変態点以下のフェライト域またはフェライト＋オーステナイト２相域で圧延し、次いで、高温巻取りにより加工フェライトを再結晶させて、粗大なフェライト粒とし、更に、Ｃｒの作用によって、セメンタイトを微細に分散させて、固溶Ｃ量を低減させ、もって、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板を製造することができる。
【００２１】
【実施例】
本発明の方法を実施例によって、比較例と対比しながら詳細に説明する。
表１に示す成分組成を有する各鋼を連続鋳造してスラブを調製し、次いで、ＦＴ（℃）欄に示す仕上げ温度で、仕上げ圧延し、次いで、ＣＴ（℃）欄に示す巻き取り温度で巻き取りを行って、１．５ｍｍの板厚を有する本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較用供試体Ｎｏ．６〜１０を調製した。このように調製した本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較用供試体Ｎｏ．６〜１０の熱延ままの降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）および降伏比（ＹＲ）を調べた。次いで、本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較用供試体Ｎｏ．６〜１０に、２０％の圧下率で、冷間圧延を施した後、降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）および冷間圧延後の降伏強度（ＹＳ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）を調べた。それ等の結果を表２に示す。
【００２２】
【表１】
0003849171.tif 000002
【００２３】
【表２】
0003849171.tif 000003
【００２４】
表１から明らかなように、比較用供試体Ｎｏ．６は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、仕上げ温度（ＦＴ）が７３０℃と本発明の範囲を外れて低く、且つ、巻取り温度（ＣＴ）が５４０℃と本発明の範囲を外れて低い。比較用供試体Ｎｏ．７は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、仕上げ温度（ＦＴ）が８５０℃と本発明の範囲を外れて高い。比較用供試体Ｎｏ．８〜１０は、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）が共に本発明の範囲内であるが、鋼の成分組成のＣｒ含有量において本発明の範囲外である。
【００２５】
表１および表２から明らかなように、同一鋼種Ａを使用して、本発明の範囲内の仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）で仕上げ圧延および巻取りを行った本発明供試体Ｎｏ．１〜３において、熱延ままの降伏強度（ＹＳ）は18.2〜20.1 kgf/mm2、引張り強度（ＴＳ）は27.4〜28.7 kgf/mm2であるのに対して、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外である比較用供試体Ｎｏ．６および７においては、熱延ままの降伏強度（ＹＳ）は22.8〜24.6 kgf/mm2、引張り強度（ＴＳ）は30.9〜31.8 kgf/mm2とそれぞれ高くなっている。更に、本発明供試体Ｎｏ．１〜３において、降伏比（ＹＲ）は0.66〜0.70であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６および７においては、降伏比（ＹＲ）は0.74〜0.77と高い。このことは、本発明によると、熱延ままで軟質且つ低い降伏比を有する熱延鋼板が得られることを意味している。
【００２６】
更に、表２から明らかなように、上述した比較用供試体Ｎｏ．６〜１０における成分組成（Ｃｒ含有量）、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外であることに起因して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０は、２０％の圧下率で、冷間圧延を施した後の降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）が高くなり、そして、延性（Ｅｌ）が低くなっている。
【００２７】
即ち、降伏強度（ＹＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５においては、31.7 kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０においては、33.6〜37.2 kgf/mm2と高くなっている。引張り強度（ＴＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５においては、32.1 kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０においては、33.6〜37.2 kgf/mm2と高くなっている。更に、延性（Ｅｌ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５においては、26.5 %以上と高くなっているのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０においては、20.3〜24.9 %と低くなっている。更に、冷間圧延後の降伏強度（ＹＳ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５においては、12.3 kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０においては、12.6〜15.3 kgf/mm2と大きくなっている。このことから、本発明供試体Ｎｏ．１〜５においては冷間圧延後の降伏強度（ＹＳ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）が少ないことが明らかである。
【００２８】
更に、表１に示す鋼種Ａ（成分組成は表１の通りであり、Ｃｒの含有量は0.020 wt.%である）を使用して、降伏強度（ＹＳ）および引張り強度（ＴＳ）に及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を調べた。その結果を図１に示す。図１から明らかなように、仕上げ温度（ＦＴ）が７５０℃未満、および、Ａｒ3 −２０℃を超えると、引張り強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）が何れも高くなっている。
【００２９】
更に、本発明の範囲内である（Ａｒ3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、次いで、本発明の範囲内である５５０〜７５０℃の範囲内の温度で巻取った熱延鋼板に、２０％の圧下率で、冷間圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼすＣｒ含有量の影響を調べた。その結果を図２に示す。図２から明らかなように、Ｃｒ含有量が0.010 〜0.070 wt.% の範囲内では、降伏強度（ＹＳ）は低いけれども、Ｃｒ含有量が0.010 wt.%未満では、降伏強度（ＹＳ）は高くなっている。
【００３０】
【発明の効果】
本発明によると、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が提供され、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、降伏強度（ＹＳ）および引張り強度（ＴＳ）に及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を示す説明図である。
【図２】図２は、熱延鋼板に、２０％の圧下率で、冷間圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼすＣｒ含有量の影響を示す説明図である。
【図１】
0003849171.tif 000004
【図２】
0003849171.tif 000005