本発明の上記した作用及び利得は、次に� ��明する発明を実施するための最良の形態か� ��明らかにされる。

 始めに次に本発明の熱延鋼板の製造方法に� ��いて説明する。
 図1は第一実施形態に係る本発明の熱延鋼板 の製造方法S1(以下、単に「製造方法S1」と記� ��することがある。)のフロー図で、適宜説明 を記載したものである。製造方法S1は、工程A 、工程B、工程C、及び工程Dの4つの工程をこ� �順に含むものである。図1を参照しつつ各工� ��について説明する。

<素材鋼板>
 製造方法S1を説明する前に、素材鋼板につ� �て説明する。素材鋼板に含有される成分は� �普通炭素鋼に含まれるものと同じでよく、� �体的には、質量%でC:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0 .5~3.0%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物 よりなる素材鋼板とされる。以下に各々につ いて説明する。

 C:0.04~0.20質量%
  Cは、主に鋼の強度を確保するために必要� ��元素であるが、多量に含有させると鋼材の� ��接性劣化、靱性の著しい低下、プレス成形� ��の成形性劣化を引き起こす。従って、本発� ��の微細フェライト組織を有する熱延鋼板のC 含有量は0.20質量%を上限とする。また、C含有 量が0.04質量%未満になると結晶粒微細化効果� ��確保しにくくなるので、C含有量の下限は0.0 4質量%とする。好ましいC含有量は、0.07質量%~ 0.16質量%である。

 Si:0.01~2.0質量%
  Siは、製鋼時の脱酸を行うために必要であ り、また鋼板の加工性を高める作用がある合 金元素であるが、含有量が2.0質量%を超える� �、本発明の微細フェライト組織を有する熱� �鋼板としての靭性が損なわれるため、その� �有量は2.0質量%を上限とする。一方、含有量� ��少なすぎると製鋼時の脱酸が十分に行われ� ��いので、Si量の下限値は、0.01質量%である。 好ましいSi含有量は、0.01質量%~1.5質量%である 。

 Mn:0.5~3.0質量%
  Mnは、安価な元素であり、鋼の強度を高め る効果を有する元素である。またSによる熱� �脆性を防ぎ、Ae3変態点を低下させる。Mnの含 有量が0.5質量%未満であると、かかる効果を� �分に発現することができないのでMn含有量の 下限値は0.5質量%である。一方、Mnの含有量が 3.0質量%を超えると、かかる効果は飽和し、� �しろ、熱延鋼板の加工性を劣化させるとと� �に、熱延鋼板の表面性状を悪化させるため� �好ましくない。したがって、Mnの含有量は3.0 質量%以下とする。好ましいMn含有量は、0.5質 量%~2.0質量%である。

 また、素材鋼板は、鋳造材のままでもよ� ��が、鋳造時の内部欠陥の低減やオーステナ� ��ト径の微小化のために、1回以上の熱間加工 を施しておき、粒径600μm以下のオーステナイ ト組織を得ておくことが好ましい。具体的に は、連続鋳造-熱間圧延プロセスにおいては1� ��ス以上の粗圧延を終えた状態であればよい� ��本発明に関わる基礎実験においては、結晶� ��径が約30μmのフェライト組織を有する素材� �、下記A工程に入る前に所定温度(例えば1000~1 200℃)にて所定時間(例えば1~2時間)保持し、オ ーステナイト粒径を30~600μmとして実験を行っ た。

 次に製造方法S1の各工程について説明する� �
<工程A>
  工程Aは、オーステナイト単層となるAe3変� ��点以上の温度域で、総圧下率80%以上の第1圧 延を含む工程である。ここで第1圧延は多パ� �圧延が好ましいが、これに限定されるもの� �はない。この第1圧延により、加熱後のオー� ��テナイト粒径が30~600μmの素材を粒径30μm以� �程度の被圧延材に圧延することができる。

<工程B>
  工程Bは、上記工程Aに連続して、該工程A� �より得られた被圧延材に対し、Ae3変態点以� �の温度域で、圧下率30~55%の1パス圧延である� ��2圧延を含む工程である。圧下率がこの範囲 より小さいと微細粒が得られない。その理由 は明確でないが、圧下率が不十分であると圧 下による歪み蓄積が不十分となるためと推察 される。また、圧下率がこの範囲より大きく なると圧延負荷が過大となり、設備の巨大化 、設備限界の超過、焼き付き発生等の圧延の 不安定化、などの問題も生じる。入側温度を Ae3変態点以上の温度域とするのは、第2圧延� �の温度がAe3変態点未満となると、被圧延材� �過冷オーステナイト域である時間が長くな� �、第3圧延に至るまでにフェライト変態して� ��まい、最終的なフェライト組織が2次加工性 に劣る層状となるためである。また第2圧延� �の温度が高すぎると、再結晶や回復が発生� �易くなり、微細粒フェライトを得にくくな� �ため、(Ae3変態点+30℃)未満とすることが好ま しい。第2圧延前温度の調整は空冷・待機時� �の変更で調整可能である。また温度を大き� �下げる必要がある場合は水冷を行ってもよ� �。

<工程C>
  工程Cは、上記工程Bの後、温度域によって 特定される時間内に、圧下率35~70%の1パス圧� �である第3圧延を含む工程である。具体的に� ��次の通りである。
(条件1)第3圧延前温度が(Ae3変態点-60℃)以上(Ae 3変態点-30℃)未満ならば、第2圧延の後0.6sec以 内に、圧下率35~70%の1パス圧延である第3圧延� ��行う。
(条件2)第3圧延前温度が(Ae3変態点-30℃)以上(Ae 3変態点-5℃)未満ならば、第2圧延の後0.5sec以� ��に、圧下率35~70%の1パス圧延である第3圧延� �行う。
(条件3)第3圧延前温度が(Ae3変態点-5℃)以上(Ae3 変態点+20℃)未満ならば、第2圧延の後0.3sec以� ��に、圧下率35~70%の1パス圧延である第3圧延� �行う。

 歪みの蓄積効果を高めるには第2圧延と第 3圧延の間隔、すなわちパス間時間は極力短� �方が良いが、パス間時間の短縮には、圧延� �群の設置空間や圧延速度の点で制約がある� �パス間時間は上記の値以上であると結晶粒� �細化効果が明らかに低下する。その理由は� �B工程における第2圧延とC工程における第3圧� ��との間のパス間時間が長い程、また第3圧延 前温度が高い程、静的再結晶が発生してしま うため、歪みの蓄積が不十分となるためと推 察する。第3圧延前温度が低い程、第2圧延~第 3圧延間の時間が長くてもよいのは、温度が� �いほど再結晶が抑制されるためと推察する� �また、第3圧延前温度を低くし過ぎると第3圧 延前のフェライト変態が生じて最終的なフェ ライト組織が層状組織となりやすくなるため 、本発明では(Ae3変態点-60)℃以上とする。本� ��限温度は正確にはC行程およびその後のD行� �で行う冷却に要する時間との関連があると� �えられる。結晶粒微細化に効果があると推� �している「未再結晶域での歪みを蓄積」を� �果的に行うためには、上記条件1、条件2、又 は条件3の範囲とする必要がある。

 また、上記C工程の第3圧延前の温度が(Ae3� ��態点-60℃)以上(Ae3変態点+20℃)未満となるよ� ��に制御する手段としては、第2圧延における 発熱、昇温を予測し、圧延後の温度が上記温 度域となるように第2圧延前の温度を調整す� �ことが考えられるが、第2圧延前温度は圧延� ��の変態を避けるためAe3変態点以上とする制� ��がある。一方、第2圧延における昇温を抑制 する手段として第2圧延の速度を下げてロー� �抜熱量を増やす方法などもあるが、第3圧延� ��でのパス間時間を短くする必要から圧延速� ��低減には限界があり、圧延後温度を調整し� ��れないこともある。そこで、第2圧延以降第 3圧延までの間で鋼板を冷却する手段が求め� �れる。設備配置の自由度を高める観点から� �短い距離で大きな温度降下量が得られる急� �冷却装置の使用が望ましく、例えば10℃の温 度降下が必要であれば、長くても0.6secのパス 間時間内で冷却するために17℃/sec以上の冷却 速度が必要となる。パス間での再結晶や回復 を極力少なくし歪みの蓄積効果を高めるとい う視点から言えば、パス間冷却による温度調 整は極力第2圧延後短時間の内に完了する方� �良く、より大きな冷却速度を有する冷却手� �を用いて第2圧延直後に冷却を完了するのが� ��ましい。

 第3圧延の圧下率が35%未満では歪みの蓄積 が不足し、その後の冷却過程でのフェライト 変態を促進する効果が不十分である。一方、 第3圧延の圧下率が70%を超えると、加工中の� �結晶・変態の発生、その後の冷却に影響を� �える程の加工発熱が生じるため、結晶粒の� �細化効果が薄れる。また、圧延負荷が過大� �なり、設備の巨大化、設備限界の超過、圧� �の不安定化等の問題も生じる。

 さらに第3圧延では、被圧延材と圧延ロー ルとの間に圧延油を供給し、クーロン摩擦係 数が0.25以下で圧延を行ってもよい。上記第1~ 第3圧延を無潤滑で圧延した場合、特に高圧� �圧延において板表層側で大きなせん断歪み� �発生する。この歪み量の差により板厚方向� �組織差を生じることが多い。また、特に高� �下高速圧延では摩擦による発熱が結晶微細� �に影響を与えるほど大きい。この温度上昇� �よりフェライト結晶微細化が阻害されるこ� �がある。

 これに対して少なくとも第3圧延で潤滑に より摩擦係数を下げて圧延を行うと、板厚方 向の歪み量が均等化され、これにともない板 厚方向の組織が均等化されるとともに、摩擦 発熱が低減されて過大な発熱を抑制すること ができる。これにより、結晶粒微細化に有利 となる。

 また、潤滑圧延により圧延負荷を下げる� ��とができるので、設備面や発熱面から制約� ��れる圧下率上限を引き上げることができる� ��例えば50%圧下の場合、摩擦係数μ=0.4の無潤� ��圧延に対し、摩擦係数μ=0.15の潤滑圧延を行 えば、圧延荷重を40%以上軽減することができ 、摩擦による圧延材の温度上昇を50℃以上軽� ��することができる。このため、第3圧延入側 及び出側における温度制御が容易となり、冷 却設備の規模・負荷を軽減することが可能と なる。以上のような効果を十分得るためには 、摩擦係数を0.25以下とすることが好ましい� �また、その付随的効果として、現状の熱間� �延設備を改造することなく使用することが� �きる範囲が広がる等の実用化の観点からも� �果が大きい。

 最終的な製品フェライト組織は、鋼板の� ��工の影響が大きいため、第3圧延で潤滑する ことは必須であるが、その他に第1圧延、第2� ��延で潤滑圧延をしてもよい。また、摩擦係� ��は0.1より小さくなると圧延時の材料先端部� ��噛み込み性が著しく悪化する可能性がある� ��め、摩擦係数は0.1以上であることが望まし� ��。

<D工程>
 D工程は、C工程の後、0.2sec以内に600℃/sec以� ��の冷却速度で(Ae3変態点-130℃)以下の温度ま� ��冷却する工程である。これにより、平均粒� ��が2.0μm以下の細粒フェライト組織が50%以上� ��占める熱延鋼板が得られる。上記条件での� ��却を行うことによりオーステナイトの再結� ��・回復が抑制され、フェライト変態が促進� ��れる。好ましくは、(Ae3変態点-130℃)以下で� ��(Ae3変態点-200℃)以上の温度域まで冷却をお� ��なう。なお、上記D工程において、C工程の� �3圧延終了後、冷却の開始までの時間を0.1sec� ��内とすることが好ましい。さらに冷却速度� ��900℃/sec以上とすることが望ましい。これら により、平均粒径が1.5μm以下の細粒フェライ ト組織が50%以上を占める熱延鋼板を得ること ができる。

 以上のような製造工程S1により、汎用的� �炭素鋼のフェライト結晶粒径を著しく微細� �できる。詳しくは、潤滑圧延をしなくても� �析出強化元素を含有しないこと、結晶粒径� �過度に圧延方向に伸展していないこと、及� �フェライト結晶し粒径が2μm未満であること� ��を満たす熱延鋼板を製造することが可能と� ��る。これにより2次加工時の変形能を改善す ることができる。そして少なくともC工程お� �て潤滑圧延をすることにより、さらに板厚� �向のフェライト粒径差が小さい熱延鋼板を� �造することも可能となる。これにより2次加� ��時の均一変形能を改善することができる。

 図2は第二実施形態に係る本発明の熱延鋼 板の製造方法S2(以下、単に「製造方法S2」と� ��載することがある。)のフロー図で、適宜説 明を記載したものである。製造方法S2は、工� ��A’、工程B、工程C、及び工程Dの4つの工程� �この順に含むものである。すなわち製造方� �S2は、製造工程S1における工程Aが工程A’と� �れたもので、工程A’以降の工程である工程B 、工程C、工程Dは共通である。従ってここで� ��、工程A’についてのみ説明し、他の工程に ついては省略する。

 工程A’は、圧延終了時の組織がオーステ ナイト単相で平均粒径が30μm以下となるよう� ��、素材を圧延する第1圧延20’を含む工程で� ��る。これは、オーステナイト粒径が小さく� ��位体積当たりの粒界面積が大きいほど、後� ��程の第2、第3圧延において効率良く歪みが� �積され、更にその後のフェライト変態の際� �変態の核生成サイトが増して、フェライト� �の微細化に寄与するものと考えられるから� �ある。そしてこの時点でフェライト組織が� �在すると、後工程の圧延で伸ばされ、最終� �に層状の加工組織のまま残ってしまうため� �鋼板の機械特性上好ましくない。 

 オーステナイト粒径を30μm以下にするた� �に、具体的には、連続する複数パスからな� �圧延を行い、入側温度が850℃以上900℃未満� �あれば総圧下率65%以上、900℃以上950℃未満� �あれば総圧下率70%以上、950℃以上1000℃未満� ��あれば総圧下率75%以上、1000℃以上であれば 総圧下率80%以上の圧延を行えばよい。

 本発明に関わる基礎実験において、パス� ��を2~4パス、総圧下率を60~80%、圧延前温度を8 30℃~1050℃として、圧延終了後に圧延材を組� �凍結し、オーステナイト粒径を計測した結� �、上記の温度および総圧下率条件に含まれ� �いればオーステナイト平均粒径は30μm以下と なる知見を得た。

 オーステナイト平均粒径を30μm以下にす� �条件は特に限定されるわけではないが、パ� �数1の圧延では1パス超大圧下圧延が必要とな り圧延負荷が過大となるため、好ましくない 。圧下率を限定してパス数を増やしすぎると 1パスあたりの圧下率が低下しオーステナイ� �粒の再結晶による微細化効果を得にくくな� �ため、好ましくない。1パスあたりの圧下率� ��しては27%以上であることが好ましい。

 なお、本発明では、第1圧延前の素材に圧 延を施してもよいため、鋳造状態からの圧延 の総パス数を限定するものではない。また、 上記第1圧延の後、短時間の内にB工程の第2圧 延を行っても差し支えないが、反対に第2圧� �までが長時間になると、オーステナイト粒� �成長するため好ましくない。基礎実験にお� �て全行程を連続して行う場合には、第1圧延� ��最終パス終了後1~10sec程度の内に第2圧延を� �ったが、この範囲であれば最終的に得られ� �フェライト組織に大きな違いは見られなか� �た。

 以上のような製造工程S2によっても、製� �工程S1と同様の効果、すなわち汎用的な炭素 鋼のフェライト結晶粒径を著しく微細化でき る。詳しくは、潤滑圧延をしなくても、析出 強化元素を含有しないこと、結晶粒径が過度 に圧延方向に伸展していないこと、及びフェ ライト結晶し粒径が2μm未満であること、を� �たす熱延鋼板を製造することが可能となる� �これにより2次加工時の変形能を改善するこ� ��ができる。そして少なくともC工程おいて潤 滑圧延をすることにより、さらに板厚方向の フェライト粒径差が小さい熱延鋼板を製造す ることも可能となる。これにより2次加工時� �均一変形能を改善することができる。

 以上の製造方法S1、S2に用いられる製造設 備は、熱処理設備と、2スタンド以上からな� �タンデム圧延設備と、該圧延設備の出側に� �置された冷却装置を備えていることが好ま� �い。圧延設備の各スタンドは所定値以上の� �下率を実現することが必要であり、また第2� ��延と第3圧延との間のパス間時間を長くとも 0.6sec以内に収めるため、所定の圧延速度を要 し、圧延機間の距離は所定値以内に設定する ことが必要である。また冷却装置はタンデム 圧延設備の出側近傍に配置して、第三圧延後 の被圧延材を直ちに冷却できるようにするこ とが必要である。また、第2圧延と第3圧延の� ��で水冷を行う場合は、水冷ヘッダを圧延機� ��ウジング内、あるいはハウジング間に配置� ��ることが必要である。

 次に製造工程S1、S2において潤滑圧延が行わ れたときに製造可能とされる、本発明の鋼板 について説明する。当該熱延鋼板は次のよう なものである。
<フェライト相>
  本発明の鋼板は主相をフェライト相とす� �ものである。従って、鋼板を任意の断面で� �断したときの断面積に対してフェライト相� �断面積が50%以上であればよい。好ましくは70 %以上である。ここで「主相」とは、当該鋼� �の任意の断面において、該断面の面積に対� �て50%以上の面積を占める相である。

<フェライト結晶粒径>
  本発明の鋼板のフェライト結晶は鋼板の� �厚方向において所定の粒度分布を有してい� �。具体的には次の通りである。
  鋼板表面から板厚方向に50μmの位置におけ るフェライト結晶粒径をD1、鋼板表面から板� ��方向に該板厚の1/4の深さにおけるフェライ� ��結晶粒径をD2、及び鋼板表面から板厚方向� �該板厚の1/2の深さにおけるフェライト結晶� �径をD3としたときに、次式(2)を満たす。
  (D3-D1)/D2≦0.4     (2)

 ここでD1、D2、D3はそれぞれの位置におけ� ��平均粒径を表しており、当該平均粒径はASTM 切断法により得られたものである。式(2)によ り板厚方向の分布比を定量的に評価すること ができ、式(2)を満たすことにより、鋼板の板 厚方向で所定の均一な粒径分布が得られてい ることを意味する。

<フェライト結晶粒の縦横の関係>
  さらに本発明の鋼板は鋼板表面から板厚� �向に50μmの位置おけるフェライト粒において 、圧延方向の粒径をDr、板厚方向の粒径をDt� �したときに次式(1)を満たす。
  |(Dr-Dt)/((Dr+Dt)/2)|≦0.25     (1)

 ここで、Dr、Dtは、圧延材の幅方向に垂直 な断面でフェライト組織を顕微鏡観察し、切 断法にて粒径を算出する際に、圧延方向の測 定と板厚方向の測定を分離して行うことによ り得る。そして、式(1)により粒子の縦横比を 定量的に評価することができ、式(1)を満たす ことにより層状でない組織が形成されている ことを意味する。

 以上の本発明の鋼板により、従来の微細� ��フェライト鋼板では不利とされていた2次加 工時の変形能、均一変形能を改善することが 可能となる。また、析出強化元素を含有せず 、汎用的な成分の鋼板で結晶粒微細化により 高強度とすることが可能であるため、製品の リサイクル性にも優れ、地球環境に対する負 荷を軽減することができる。