JP4158737B2

JP4158737B2 - 微細粒熱延鋼板の製造方法

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Publication number: JP4158737B2
Application number: JP2004122069A
Authority: JP
Inventors: 規雄今井; 俊郎富田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-16
Filing date: 2004-04-16
Publication date: 2008-10-01
Anticipated expiration: 2024-04-16
Also published as: JP2005305454A

Description

本発明は、微細粒熱延鋼板の製造方法に関し、詳しくは、自動車、各種の産業機械或いは建築用に使用される高強度部材の素材として好適な微細粒熱延鋼板の製造方法、なかでも、熱延のままで微細組織を有する、加工性に優れた微細粒熱延鋼板の製造方法に関する。

自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材、或いは建築用の素材として用いられる鋼材は、強度、加工性及び靱性などの機械的性質に優れることが要求される。こうした機械的性質を総合的に向上させるためには鋼材の組織を微細化することが有効であり、鋼材の組織微細化による高強度化は、合金成分を節減できるので製品コストの低減にも有効である。このため、従来から微細な組織を得るための製造方法が数多く検討されてきた。

従来技術における組織の微細化手段としては、例えば、特許文献１〜３に「大圧下圧延」に関する技術が、また、特許文献４及び５に「制御圧延・制御冷却」に関する技術が提案されている。

すなわち、特許文献１には、連続熱間圧延の後段において、圧下率が４０％以上、平均歪速度が６０秒^-1の圧下を加え、更に、２秒以内に連続して圧下率が４０％以上の圧下を加える大圧下圧延により組織を微細化する技術が開示されている。

特許文献２には、圧延直後、０．５秒以内の圧延歪を蓄積した状態から急冷して鋼の組織を微細化する技術が開示されている。

特許文献３には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」を動的再結晶域で多パス圧延し、平均粒径で２μｍ未満の細粒組織とする技術が開示されている。

特許文献４には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」の仕上げ圧延前に表面を強制冷却し、表層部が細粒の熱延鋼板を得る技術が開示されている。

特許文献５には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ鋼」において、１１００〜９５０℃の温度範囲で圧下量が２０％以上となる圧延を施して動的再結晶させる第１段階の圧延工程と、９５０℃未満で７００℃以上の温度範囲で５℃／秒以上の冷却速度で冷却しながら１パス当たりの圧下量が２０％以上で、累積圧下率が５０％以上となる圧延を行って静的再結晶を繰り返す第２段階の圧延工程とによって、平均粒径が２μｍ以下の鋼板を得る技術が開示されている。

特開昭５９−２２９４１３号公報特開昭６０−２４３２２６号公報特開平１１−１５２５４４号公報特開平９−１３７２４８号公報特開平１１−９２８５９号公報

本発明の目的は、自動車、各種の産業機械或いは建築用に使用される高強度部材の素材として好適なフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法を提供することである。

前述の特許文献１〜５で開示された技術では、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板が必ずしも安定且つ確実に得られるわけではない。

すなわち、特許文献１で提案された技術は、１パス当たりの圧下量を４０％以上にする必要があり、一般的なホットストリップミルでは実現し難い。更に、板厚形状の制御も困難である。

特許文献２で提案された技術は、最終圧延機での圧下率が低い場合に安定して微細粒を得ることが困難である。

また、特許文献３で提案された技術も一般的なホットストリップミルへの適用は困難である。これは、一般的なホットストリップミルにおいて、圧延温度を安定して動的再結晶温度域に制御することは極めて困難なためである。

特許文献４で提案された技術は、鋼板の内部における粒径は１０μｍ以上と大きいし、表層部の細粒化を行っただけでは鋼材全体の強化への寄与は極めて僅かしかない。

特許文献５で提案された技術では、Ｔｉの含有量が規定値を下回る鋼の場合には、前述の第１段階の動的再結晶が不十分となって結晶粒を微細化し難いし、Ｔｉ無添加の鋼の場合には、この圧延技術を適用してもその粒径は１１μｍ以上のものでしかない。

本発明者らは、上述のような問題点を解決するために、種々検討を重ねた。その結果、粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行ういわゆる「タンデム熱延」において、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機においてＡｒ₃点以上の温度で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延を施した後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することによって、平均粒径が５μｍ以下の微細なフェライト結晶粒を有する組織が得られることを知見した。

このような「タンデム熱延」における仕上げ圧延によって、上記の微細なフェライトを有する組織が得られる理由は必ずしも明らかではないが、下記(1)〜(3)によるものと推測される。

(1)最終圧延機による圧延の前の急冷によって、最終から１段前の圧延機における圧延でオーステナイトに付与された加工歪みの解放を抑制することが可能になること。

(2)加工歪みの解放が抑制された状態のままで、次の最終圧延機での圧延を受けるために歪みが大きく蓄積されること。

(3)最終圧延機による圧延の極めて直後の急冷によって、オーステナイトの歪みを解放させることなくフェライト変態が活発に生じる温度域に到達するため、フェライトの核生成が格段に促進されること。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

本発明の要旨は、下記（１）〜（５）に示すフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とするフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。

（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とするフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。

（３）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ ₃ 点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ ₃ 点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とするフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％

（４）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ ₃ 点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ ₃ 点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とするフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％

（５）鋼塊又は鋼片を粗圧延した後、タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う前に、補助加熱装置によってシートバーを加熱することを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載のフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。

本発明でいう温度は鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」とは冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。

圧下率（％）とは、ｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔ_ni、圧延後の被圧延材厚みをｔ_n0としたとき｛（ｔ_ni−ｔ_n0）／ｔ_ni｝×１００で求められるものをいう。

フェライトの「平均粒径」とは、切断法により求めた平均切片長さを１．１２８倍した値を指す。

「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

なお、本発明でいう「鋼塊」には、連続鋳造で製造された鋳片を含む。

以下、上記（１）〜（５）のフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明によれば、加工性に優れたフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板を容易に得ることができる。本発明の方法で製造されたフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板は、自動車の高強度部材の素材、なかでも自動車の足廻り部品の素材として、或いは各種の産業機械や建築用に用いられる高強度部材の素材として好適である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

（Ａ）微細粒熱延鋼板の組織
本発明の微細粒熱延鋼板は、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細組織を有するものである。

ここで、組織の主相がフェライト以外の相、例えば、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト又は未変態のオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）で構成される場合、熱延のままで、優れた「強度−延性バランス」を確保することが困難となる。したがって、フェライトを主相とすることが好ましい。

なお、ここでいう「主相」とは、組織に占める割合が体積率で５０％を超える相を指す。なお、或る相の体積率は面積率に等しいことが一般的に知られており、したがって、フェライトの占める体積率は、例えば、２次元的な評価方法によって求めたフェライトの割合から決定することができる。

本発明においては、フェライトが組織に占める割合は６０％以上であることが好ましい。一層好ましいのは７０％以上で、１００％に近い値であっても構わない。本発明の微細粒熱延鋼板の組織において、主相であるフェライト以外の相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト及び未変態のオーステナイトの１種以上からなるものである。

また、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の場合には、従来の鋼板に比べて少ない合金元素の添加量で目標とする強度を確保できる。更に、メッキ処理が施される場合のいわゆる「メッキ性」も良好となる。これに対して、フェライトの平均粒径が５μｍを超える場合には、微細化による強度増加分が著しく少なくなるため合金元素の含有量を増やす必要が生じ、コストの上昇を招く。

したがって、本発明の微細粒熱延鋼板の組織は、フェライトの平均粒径が５μｍ以下と規定した。

また、フェライトの平均粒径は、強度増加の観点からは，４μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは３μｍ以下で、サブミクロンであっても構わないが、加工性の観点からは、フェライトの平均粒径は１μｍ以上とすることが好ましく、より好ましくは１．５μｍ以上とするのがよい。

既に述べたように、フェライトの「平均粒径」とは、切断法により求めた平均切片長さを１．１２８倍した値を指す。

（Ｂ）微細粒熱延鋼板の製造条件
本発明に係るフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法は、粗圧延後のタンデム圧延機列による仕上げ圧延における圧延と冷却の条件を必須の要件として下記のように規定する。

すなわち、「タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却する」ものである。

ここで、上記タンデム圧延機列による仕上げ圧延の前に施す粗圧延の圧延対象となる鋼塊や鋼片の製造方法に関しては、特に規定する必要はない。例えば、転炉、電気炉又は平炉等により溶製されたリムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼或いはキルド鋼などいずれであってもよい。また、その対象鋼は、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いて鋼塊とされたものであってもよい。換言すれば、上記タンデム圧延機列による仕上げ圧延の前に施す粗圧延は、例えば、次に述べるような鋼塊や鋼片を用いて、通常の方法で行えばよい。

すなわち、粗圧延に供される鋼塊や鋼片は、一旦Ａｒ₃点以下の温度域まで冷却された後でＡｃ₃点以上の温度に再加熱されたもの、Ａｒ₃点を上回る温度域に冷却された後に再加熱されたもの、又は、鋳造後にＡｒ₃点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊若しくは熱間加工後にＡｒ₃点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれであってもよい。なお、細粒化の観点からは一旦Ａｒ₃点以下の温度域まで冷却された後で、Ａｃ₃点以上の温度に再加熱されたものの方が好ましい。鋳造のままで粗圧延に供する場合、保熱又は加熱を目的として、補助加熱装置を通したり加熱炉に装入しても構わない。

なお、鋼塊や鋼片を再加熱する場合の加熱温度は、オーステナイト結晶粒を粗大化させない１２００℃以下とすることが好ましい。上記の加熱温度は、圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１１００℃以上である。

また、鋳造後にＡｒ₃点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊又は熱間加工後にＡｒ₃点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれについても、鋳造や熱間加工の後は鋼塊や鋼片を１２００℃以下の温度域にまで冷却し、その後で粗圧延することが圧延中の結晶粒成長抑制のために望ましい。なお、この場合の粗圧延は圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上の温度域から開始するのがよい。より好ましくは１１００℃以上である。

上記の粗圧延の後、上述した仕上げ圧延と冷却、つまり、「タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却」する処理を行うことによって、オーステナイトに蓄積された歪みの解放が抑制され、これを駆動力として、オーステナイトからのフェライトの核生成が促進されるため、フェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織が得られる。

タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機での圧延温度がＡｒ₃点未満の場合には、加工フェライトの生成を招くだけではなく、軟質なフェライトへの歪み集中によって未変態オーステナイトへの歪み蓄積が不十分となるため、所望のサイズへのフェライトの微細化を達成することができない。

上記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の平均冷却速度が５０℃／秒を下回る場合には、たとえ前記した圧延温度が確保された場合でも、所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できない。

また、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の冷却温度が「Ａｒ₃点−２０℃」を上回る場合にも、所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できない。更に、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延の圧下率が２０％を上回ると、加工フェライトの生成を引き起こして加工性の低下を招くばかりか、圧下率過多のために板厚形状不良が生じやすくなる。

上記タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延を終了した後、７２０℃に至るまでの冷却時間が０．４秒を上回る場合にも所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できない。ここで、７２０℃に冷却されるまでの時間を規定した理由は、７２０℃を超える温度で、冷却を一時停止又は鈍化させると、微細なフェライトが生成する前に、圧延によって導入された歪みが解放され或いは歪みの存在状態が変化して、フェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト粒が顕著に粗大化するためである。

したがって、本発明（１）及び本発明（３）においては、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することとした。

本発明における温度が鋼板表面における温度をいい、「平均冷却速度」が冷却前後の温度差を冷却時間で除したものを指すこと、圧下率（％）がｎパス目の圧延前の被圧延材厚みをｔni、圧延後の被圧延材厚みをｔ_n0としたとき｛（ｔ_ni−ｔ_n0）／ｔ_ni｝×１００で求められるものを指すことは既に述べたとおりである。

なお、圧延歪みを蓄積させるという観点からは、前記のタンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機での圧延温度はＡｒ₃点以上で、「Ａｒ₃点＋１００℃」以下とすることが好ましい。更に好ましくは、Ａｒ₃点以上で、「Ａｒ₃点＋６０℃」以下である。

タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後の平均冷却速度は７０℃／秒以上とすることが好ましく、１００℃／秒以上とすれば一層好ましい。この平均冷却速度の上限は、特に規定する必要はなく、設備能力面から被圧延材のサイズに対して可能な最大の平均冷却速度としてもよい。

また、前記のタンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機で圧延した後は「Ａｒ₃点−４０℃」以下の温度域まで冷却することが好ましく、「Ａｒ₃点−６０℃」以下の温度域まで冷却すれば一層好ましい。この冷却は、例えば７４０℃近傍の温度まで行ってもよい。

なお、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延は、最終圧延機の１段前の圧延機における圧延後の冷却水が、最終圧延機の出側（つまり、タンデム出側）に流れ出ないようにするとともに、最終圧延機の出側における圧延直後の急冷のための冷却水が最終圧延機の入側へ逆流しないようにする、いわゆる「水切り」の機能を併せ持つものであり、「水切り」は、被圧延材である鋼板の上下方向から注がれる冷却水同士の干渉を防いで精密な冷却制御と均一な冷却を行うために必要な処理である。そして、最終圧延機は、その１段前の圧延機との間で被圧延材である鋼板に張力を付与し、冷却による通板性及び板厚形状の劣化を防止する機能並びにロール抜熱による鋼板の冷却機能も有している。このため、上記の各機能が確保されるのであれば、タンデム圧延機列の最終圧延機においては、被圧延材とロールを接触させるだけとして、その圧下率を０％としても構わない。但し、歪み蓄積を十分に行って、フェライトの結晶粒を一層微細にするという観点からは、タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延の圧下率は１％以上とすることが好ましく、更に好ましくは５％以上である。

タンデム圧延機列の最終圧延機における圧延を終了した後の冷却は、圧延歪みの解放の抑制という観点から、最終圧延機における圧延を終了した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで行うことが好ましい。

したがって、本発明（２）及び本発明（４）においては、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却することと規定した。

なお、上記の４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に行う冷却は７００℃まで行うことが一層好ましい。

なお、最終圧延機における圧延を終了した後、鋼板の温度が７２０℃になると、フェライト変態が開始し、７２０℃から５８０℃までの間の温度でフェライトへの変態が活発になる。したがって、本発明（１）及び本発明（３）において、タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後０．４秒以内に７２０℃まで冷却する場合の下限の温度は６４０℃とするのがよい。また、本発明（２）及び本発明（４）において、タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却する場合の下限の温度も６４０℃とするのがよい。

或いは、本発明（１）〜本発明（４）のいずれの場合も、７２０℃に達した後，冷却を一時停止するか冷却の速度を鈍化させて、７２０〜５８０℃の温度域で１秒以上滞留させることが好ましい。上記温度域での滞留時間は２秒以上あることが好ましく、４秒以上であれば一層好ましい。

仕上げ圧延中の結晶粒の成長を抑制するという観点からは、タンデム圧延機列における仕上げ圧延の開始温度を低くすることが好ましい。このためには、温度が１２００℃以下の鋼塊又は鋼片を粗圧延し、次いで、タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行うのが好ましい。しかし、被圧延材の圧延側先端部がタンデム圧延機列に入る前の温度を低くすれば、後端部やエッジ部での温度低下が大きくなる。したがって、粗圧延した後、タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う前に、被圧延材の後端部やエッジ部での温度低下を防止するために、補助加熱装置によって被圧延材であるシートバーを加熱するのがよい。

上述の理由で、本発明（５）においては、鋼塊又は鋼片を粗圧延した後、タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う前に、補助加熱装置によってシートバーを加熱することとした。

フェライトの微細化のためには、補助加熱装置による加熱温度は１１００〜９５０℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は、より好ましくは１０５０℃、更に好ましくは１０００℃である。

なお、タンデム圧延機列の最終圧延機で圧延した後に施す前述の冷却に続く巻き取りまでの冷却条件、巻き取り温度及び巻き取り後の冷却条件は特に限定するものではなく、製造しようとする熱延鋼板の組織に応じて適宜定めればよい。

例えば、フェライトを主相とし、主相であるフェライト以外の組織をまとめて第２相というとき、第２相としてパーライトやセメンタイトを含む組織にしたい場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相の形成を回避するような条件で冷却及び巻き取りを行えばよい。また、第２相としていわゆる「ＤＰ鋼（二相鋼）」や「ＴＲＩＰ鋼」のような複合組織を得たい場合には、冷却曲線上のフェライト領域のノーズを通過するような冷却を行ってフェライト変態を促進した後、パーライト変態を避けてベイナイトやマルテンサイトの領域に急冷した後、巻き取りを行えばよい。

第２相としてマルテンサイトを体積率で３〜３０％含む複合組織にしたい場合には、仕上げ圧延の最終圧延機で圧延した後に行う冷却の後、圧延終了から３０秒以内に３５０℃まで冷却し、巻き取るのがよい。なお、マルテンサイトの生成を促進して加工性を一層向上させる観点からは、仕上げ圧延終了から２０秒以内に２５０℃まで冷却することがより好ましい。マルテンサイトの体積率は、５〜３０％がより好ましく、更に好ましくは７〜３０％である。

更に、第２相として未変態オーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）を体積率で３〜３０％含む複合組織にしたい場合には、仕上げ圧延の最終圧延機で圧延した後に行う冷却の後、圧延終了から３０秒以内に５００℃まで冷却し、５００〜３５０℃で巻き取るのがよい。残留オーステナイトの割合を増やして加工性をより一層向上させる観点からは、仕上げ圧延終了から２０秒以内に４８０〜３７０℃の温度域まで冷却することがより好ましい。また、冷却速度は５０℃／秒以上とすることがより好ましい。残留オーステナイトの体積率は、５〜３０％がより好ましく、更に好ましくは７〜３０％である。

なお、熱間圧延は、圧延荷重低減などを目的に潤滑剤を用いて行うのが好ましい。また、「タンデム熱延」のタンデム圧延機列の最終から２段前の圧延機までの圧延機の間で、圧下による被圧延材の温度上昇を抑えるために冷却を行っても構わない。潤滑圧延は、最終から１段前までの圧延機で行うことが通板性の観点から好ましい。

本発明の方法で製造した熱延鋼板に溶融亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキ、電気メッキなどの表面処理を施した場合には、優れた表面性状及び延性を備えたも表面処理鋼板を得ることができる。

（Ｃ）対象とする鋼の化学組成
前記の本発明（１）〜本発明（５）は、その製造対象となる鋼の化学組成に関して次のとおり規定する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：
Ｃは、鋼板の強度を高める好ましい成分であり、０．０２％以上の含有量とする。しかし、その含有量が０．２０％を超えると加工性の低下や溶接性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．２０％とする。

Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するとともに、鋼中に不純物として存在するＳをＭｎＳとして固定して、連続鋳造又は熱間圧延をはじめとする熱間での加工中に生じる割れを抑制する作用を有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．０５％未満の場合には前述の効果が得難く、一方、３．０％を超えて含有させてもその作用が飽和するばかりか、加工性の低下を招くことがある。このため、Ｍｎの含有量は０．０５〜３．０％とする。より好ましいＭｎの含有量は０．１〜２．５％である。なお、第２相としてオーステナイトを未変態のまま残したい場合、つまり、いわゆる「残留オーステナイト」を含む組織にしたい場合には、Ｍｎの含有量の下限は０．５％とするのが好ましく、より好ましくは０．８％である。また、第２相として、マルテンサイトを生成させたい場合は、次に述べるＳｉの含有量との和である「Ｍｎ＋Ｓｉ」の値で１％以上とするのが好ましく、より好ましくは１．５％以上である。

Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化を通じて鋼板の強度と延性を向上させる好ましい成分である。更に、フェライト量の増加や、いわゆる「ＴＲＩＰ鋼」において未変態で残るオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）の量を増やす作用も有する。しかし、Ｓｉを３．０％を超えて含有させても上記作用による効果が飽和する上に、溶接性の低下を招くことがある。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％を下限とするのがよい。したがって、Ｓｉの含有量は０．００１〜３．０％とする。なお、Ｓｉの含有量は０．０３〜２．０％であれば一層好ましい。なお、第２相としてオーステナイトを未変態のまま残したい場合、つまり、いわゆる「残留オーステナイト」を含む組織にしたい場合には、後述するＡｌの含有量との和である「Ｓｉ＋Ａｌ」の値で１％以上とするのが好ましい。また、第２相として、マルテンサイトを生成させたい場合は、前記Ｍｎの含有量との和である「Ｍｎ＋Ｓｉ」の値で１％以上とするのが好ましく、より好ましくは１．５％以上である。

Ｐ：
Ｐは、鋼板の強度を高める作用を有する。しかし、Ｐを０．２％を超えて含有させると粒界偏析による脆化や溶接性の低下をきたすことがある。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％を下限とするのがよい。したがって、Ｐの含有量は０．００１〜０．２％とする。なお、脆化や溶接性の低下をより確実に防ぐために、Ｐの含有量の上限値は０．１％とすることが一層好ましい。加工性をより一層向上させるためには、Ｐの上限値は０．０５％とすることが更に好ましく、０．０２％とすれば極めて好ましい。

Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用、主相となるフェライトが組織に占める割合の増加、更には、いわゆる「ＴＲＩＰ鋼」における「残留オーステナイト」の量を増やす作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ａｌは０．００１％以上の含有量とするのがよい。しかし、Ａｌを３％を超えて含有させても前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量は０．００１〜３％とする。なお、脱酸のみを目的としてＡｌを添加する場合は、Ａｌの含有量の上限は０．１０％とするのがよく、経済性の観点からはその上限は０．０５％とするのがより好ましい。

前記の本発明（１）及び本発明（２）がその製造対象とする鋼の化学組成は、上記のＣからＡｌまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。

前記の本発明（３）及び本発明（４）がその製造対象とする鋼の化学組成は、上記のＣからＡｌまでの元素と、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部が実質的にＦｅ及び不純物からなるものである。なお、本発明（５）の対象となる鋼の化学組成は、前記本発明（１）〜本発明（４）がその製造対象とする鋼である。

（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％、
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％、
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％。

ここで上記（ａ）群に記載のＣａからＲＥＭ（希土類元素）までのいずれの元素も介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有するので、ＣａからＲＥＭまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。

なお、ＲＥＭが、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。

上記（ｂ）群に記載のＮｂからＶまでのいずれの元素もフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＮｂからＶまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。

また、上記（ｃ）群に記載のＣｒとＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させていわゆる「残留オーステナイト」の割合を高める作用を有するので、ＣｒとＭｏは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。

（ａ）群（Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ）：
Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００２％以上、Ｚｒは０．０１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの含有量が、それぞれ０．０１０％、０．１０％、０．１０％を超えると、鋼中の介在物が多くなりすぎて加工性が劣化することがある。したがって、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．０００２〜０．０１０％、０．０１〜０．１０％、０．００２〜０．１０％とするのがよい。

（ｂ）群（Ｎｂ、Ｔｉ及びＶ）：
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶのいずれも０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを、それぞれ０．１０％、０．２０％、１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．００５〜０．１０％、０．００５〜０．２０％、０．００５〜１．０％とするのがよい。

（ｃ）群（Ｃｒ及びＭｏ）：
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも変態強化によって鋼板の強度を高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｒ及びＭｏいずれも０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏをいずれも１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｒ及びＭｏを添加する場合には、その含有量はいずれも０．０５〜１．０％とするのがよい。

上記の（ａ）群から（ｃ）群の元素については、複数の群から選ばれる元素を複合して含有させてもよい。

なお、鋼中に混入する不純物としては、Ｓ、Ｎ及びＳｎなどが挙げられるが、例えばＳ及びＮについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。

Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、一段と優れた加工性を確保するために、Ｓの含有量は０．００８％以下とすることが一層好ましく、０．００３％以下とすれば極めて好ましい。

Ｎ：
Ｎは加工性を低下させるため、その含有量は０．０１％以下に抑えることが望ましい。なお、Ｎの含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。

また、Ｃｕ及びＮｉは変態強化又は耐食性向上の観点からいずれも０．０５〜１．０％含有させてもよい。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１〜３に示す化学組成の鋼を、実験圧延機を使用して、表４〜６に示す条件で加熱、粗圧延、仕上げ圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が２．３ｍｍの鋼板を得た。

得られた鋼板から試験片を採取し、組織及び常温での引張特性を調査した。

組織は、光学顕微鏡又は電子顕微鏡を用いて相の判定をするとともに、フェライトの平均粒径と面積率（したがって、体積率）を求めた。ここで、フェライトの「平均粒径」は、前述のように、切断法によって得られた平均切片長さを１．１２８倍することによって求めた。

常温での引張特性はＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。

表７〜９に、前記の各調査結果をまとめて示す。

表７〜９から明らかなように、試験番号１〜１１（表７参照）、試験番号１５〜１７（表８参照）及び試験番号１８〜２０（表９参照）の本発明の方法で製造された熱延鋼板は、いずれもフェライトを主相とし、フェライトの平均粒径が５μｍ以下という微細な組織を有し、しかも、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）の積である「ＴＳ×ＥＬ」の値が１４０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−延性バランス」を有する熱延鋼板となっている。

これに対して、製造条件が本発明で規定する条件から外れた試験番号１２〜１４の熱延鋼板は、フェライトの平均粒径が５μｍを超えるため、本発明例の熱延鋼板に比較して強度が低下している。

すなわち、試験番号１２は、最終から１段前の圧延機での圧延後の平均冷却速度と冷却後の温度が本発明の規定条件から外れるため、フェライトの平均粒径が６．１μｍと大きく、本発明例である試験番号１〜４に比較して鋼板の強度が低下している。

試験番号１３は、最終圧延機での圧下量が本発明の規定条件を上回るので加工フェライトが生成し、また、フェライトの平均粒径も６．７１μｍと大きく、このため本発明例の試験番号５及び試験番号６に比較して鋼板の強度が低下するとともに、所望の「ＴＳ×ＥＬ」が得られておらず、「強度−延性バランス」も劣っている。

また、試験番号１４は、最終圧延機での圧延後、７２０℃までの時間が本発明の規定条件から外れるので、フェライトの平均粒径が５．４μｍと大きく、このため本発明例の試験番号１〜４に比較して鋼板の強度が低下している。

本発明によれば、熱延のままで加工性に優れた微細粒熱延鋼板を安定して提供することができ、自動車の足廻り部品、各種の産業機械や建築用の部材に適用してそれら製品の性能や寿命を一段と改善することが可能となるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とする、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ₃点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とする、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ ₃ 点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ ₃ 点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延し、その後０．４秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とする、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％及びＡｌ：０．００１〜３％を含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群のうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部は実質的にＦｅ及び不純物からなる化学組成の鋼を対象とする粗圧延後にタンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う微細粒熱延鋼板の製造方法であって、前記タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延機でＡｒ ₃ 点以上の温度で圧延した後、５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ ₃ 点−２０℃」以下の温度域まで冷却し、更に、前記タンデム圧延機列の最終圧延機で２０％以下の圧下率で圧延した後、４００℃／秒以上の平均冷却速度で、０．２秒以内に７２０℃まで冷却することを特徴とする、フェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。
（ａ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％及びＶ：０．００５〜１．０％
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％
鋼塊又は鋼片を粗圧延した後、タンデム圧延機列を用いて仕上げ圧延を行う前に、補助加熱装置によってシートバーを加熱することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載のフェライトの平均粒径が５μｍ以下の微細粒熱延鋼板の製造方法。