JP2519131B2 - 成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性の優れた冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、極低炭素鋼を素材とし
た比較的安価で優れた材質バランスを有する超深絞り用
冷延鋼板の製造技術に関するものである。
た比較的安価で優れた材質バランスを有する超深絞り用
冷延鋼板の製造技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】今日の製鋼脱ガス技術の進歩により、鋼
中炭素（Ｃ）量を５０ｐｐｍ以下まで低減した極低炭素
鋼が比較的安価で且つ大量に製造されるようになり、こ
の極低炭素鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ等を添加した、所
謂ＩＦ（Interstitial Free）鋼が、連続焼鈍プロセス
で高深絞り性と非時効性が要求されるＥＤＤＱクラスの
超深絞り用冷延鋼板を製造するための有力な素材として
一般化しつつある。連続焼鈍冷延鋼板として一般的に使
用されるＩＦ鋼は、ＴｉとＮｂを単独あるいは複合添加
した鋼である。
中炭素（Ｃ）量を５０ｐｐｍ以下まで低減した極低炭素
鋼が比較的安価で且つ大量に製造されるようになり、こ
の極低炭素鋼にＮｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｚｒ等を添加した、所
謂ＩＦ（Interstitial Free）鋼が、連続焼鈍プロセス
で高深絞り性と非時効性が要求されるＥＤＤＱクラスの
超深絞り用冷延鋼板を製造するための有力な素材として
一般化しつつある。連続焼鈍冷延鋼板として一般的に使
用されるＩＦ鋼は、ＴｉとＮｂを単独あるいは複合添加
した鋼である。
【０００３】Ｔｉは強力な炭・窒化物形成元素であると
同時に鋼中Ｓも硫化物として固定するため、特にＴｉ−
ＩＦ鋼は、広い成分範囲で極めて優れた深絞り性と延性
が安定して得られるのが特徴である。しかし、Ｔｉは酸
化し易いため鋳造時に酸化物系の表面欠陥を生成し、厳
密なスラブ手入れが必要になる。また、鋼中ＣをＴｉＣ
として完全に固定するに足る量のＴｉを添加した場合、
焼鈍後の鋼板の粒界強度が低下し、深絞り脆化（２次加
工脆化）の問題が顕在化する。深絞り脆化の問題に関し
ては、微量Ｂの添加が有効であることが知られている
が、深絞り性の劣化を伴うという問題がある。
同時に鋼中Ｓも硫化物として固定するため、特にＴｉ−
ＩＦ鋼は、広い成分範囲で極めて優れた深絞り性と延性
が安定して得られるのが特徴である。しかし、Ｔｉは酸
化し易いため鋳造時に酸化物系の表面欠陥を生成し、厳
密なスラブ手入れが必要になる。また、鋼中ＣをＴｉＣ
として完全に固定するに足る量のＴｉを添加した場合、
焼鈍後の鋼板の粒界強度が低下し、深絞り脆化（２次加
工脆化）の問題が顕在化する。深絞り脆化の問題に関し
ては、微量Ｂの添加が有効であることが知られている
が、深絞り性の劣化を伴うという問題がある。
【０００４】これに対し、Ｎｂ−ＩＦ鋼はＮｂＣとして
鋼中Ｃを固定することによって、Ｔｉ−ＩＦ鋼と同様に
優れた深絞り性が得られるが、Ｔｉ−ＩＦ鋼に較べて適
正添加範囲が狭いという問題がある。しかし、酸化物系
のスラブ表面欠陥を生成しにくいためスラブ手入れが不
要であり、直送圧延による製造が可能になるメリットが
ある。また、合金化亜鉛メッキ鋼板の原板としてＩＦ鋼
を使用した場合、Ｎｂを添加した鋼板（単独あるいはＴ
ｉと複合添加）では合金層の密着性がＴｉ−ＩＦ鋼に比
べて改善されることが知られている。
鋼中Ｃを固定することによって、Ｔｉ−ＩＦ鋼と同様に
優れた深絞り性が得られるが、Ｔｉ−ＩＦ鋼に較べて適
正添加範囲が狭いという問題がある。しかし、酸化物系
のスラブ表面欠陥を生成しにくいためスラブ手入れが不
要であり、直送圧延による製造が可能になるメリットが
ある。また、合金化亜鉛メッキ鋼板の原板としてＩＦ鋼
を使用した場合、Ｎｂを添加した鋼板（単独あるいはＴ
ｉと複合添加）では合金層の密着性がＴｉ−ＩＦ鋼に比
べて改善されることが知られている。
【０００５】上記したＩＦ鋼におけるＴｉとＮｂの功罪
を互いに補う技術として、ＮｂとＴｉを複合添加する技
術（特公昭６１−３２３７５号）が開示されている。こ
の技術の骨子は、０．００３〜０．０２５ｗｔ％のＮｂ
と０．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉを、Ｎｂ＞２．
３３Ｃ、４８／１４・（Ｎ−０．００２）＜Ｔｉ＜４Ｃ
＋３．４３Ｎの条件にて添加するものである。しかし、
このようなＮｂ≧０．００３ｗｔ％、Ｔｉ≧０．０１０
ｗｔ％という合金元素の添加量は、素材コストの上昇を
もたらす。特に、この技術は仕上げ熱延前にＮをＴｉＮ
として、Ｃを〔Ｎｂ，Ｔｉ〕Ｃとしてそれぞれ完全固定
することを基本技術としており、このため、一般的な極
低炭素鋼のＣ、Ｎのレベル（各々３０ｐｐｍの場合）で
は、Ｎｂ：０．００７〜０．０２５ｗｔ％、Ｔｉ：０．
０１０〜０．０２２ｗｔ％の添加が必須となる。
を互いに補う技術として、ＮｂとＴｉを複合添加する技
術（特公昭６１−３２３７５号）が開示されている。こ
の技術の骨子は、０．００３〜０．０２５ｗｔ％のＮｂ
と０．０１０〜０．０３７ｗｔ％のＴｉを、Ｎｂ＞２．
３３Ｃ、４８／１４・（Ｎ−０．００２）＜Ｔｉ＜４Ｃ
＋３．４３Ｎの条件にて添加するものである。しかし、
このようなＮｂ≧０．００３ｗｔ％、Ｔｉ≧０．０１０
ｗｔ％という合金元素の添加量は、素材コストの上昇を
もたらす。特に、この技術は仕上げ熱延前にＮをＴｉＮ
として、Ｃを〔Ｎｂ，Ｔｉ〕Ｃとしてそれぞれ完全固定
することを基本技術としており、このため、一般的な極
低炭素鋼のＣ、Ｎのレベル（各々３０ｐｐｍの場合）で
は、Ｎｂ：０．００７〜０．０２５ｗｔ％、Ｔｉ：０．
０１０〜０．０２２ｗｔ％の添加が必須となる。
【０００６】これに対し、ＩＦ鋼における素材コストの
上昇と再結晶温度の上昇に伴う高温焼鈍による製造コス
トの上昇を考慮し、特殊元素の添加を行わない極低炭素
鋼を素材として、連続焼鈍で実用上非時効性を有する高
深絞り用冷延鋼板を得る製造技術（特開昭６１−５２５
号）が開示されている。この技術は、連続焼鈍過程で実
用上非時効となるレベルまで鋼中Ｃをフェライト粒界へ
析出させることを狙いとしたもので、Ｍｎ量を０．０２
〜０．１０ｗｔ％の範囲に規制した鋼を用いて、冷間圧
延率と焼鈍温度を適正範囲に制御するという技術であ
り、その結果、１ｋｇｆ／ｍｍ2以下の時効指数が得ら
れ、且つ特公昭６１−３２３７５号で開示されたレベル
のｒ値（＞１．８）が得られている。しかし、このよう
に炭・窒化物形成元素を添加しない極低炭素鋼では、不
可避的に熱延板の組織が粗大化し、その結果、ＩＦ鋼に
比べてｒ値の面内異方性（Δｒ）が大きくなるという問
題がある。
上昇と再結晶温度の上昇に伴う高温焼鈍による製造コス
トの上昇を考慮し、特殊元素の添加を行わない極低炭素
鋼を素材として、連続焼鈍で実用上非時効性を有する高
深絞り用冷延鋼板を得る製造技術（特開昭６１−５２５
号）が開示されている。この技術は、連続焼鈍過程で実
用上非時効となるレベルまで鋼中Ｃをフェライト粒界へ
析出させることを狙いとしたもので、Ｍｎ量を０．０２
〜０．１０ｗｔ％の範囲に規制した鋼を用いて、冷間圧
延率と焼鈍温度を適正範囲に制御するという技術であ
り、その結果、１ｋｇｆ／ｍｍ2以下の時効指数が得ら
れ、且つ特公昭６１−３２３７５号で開示されたレベル
のｒ値（＞１．８）が得られている。しかし、このよう
に炭・窒化物形成元素を添加しない極低炭素鋼では、不
可避的に熱延板の組織が粗大化し、その結果、ＩＦ鋼に
比べてｒ値の面内異方性（Δｒ）が大きくなるという問
題がある。
【０００７】ＩＦ鋼において熱間圧延条件を適正化して
熱延板の組織制御を行う技術に関しては、直送圧延を前
提として粗圧延と仕上げ圧延での累積圧下率を規定する
技術（特開昭６１−２８７０１７号）、仕上げ板厚に対
して圧延ロ−ル径を規定する技術（特開平１−２９４８
２３号）、仕上げ圧延終了後のランナウト冷却のタイミ
ングを制御する技術（特開昭６１−２７６９２７号）な
どが開示されているが、仕上げ圧延時の圧下率を鋼成分
との関連で適正化した技術は開示されていない。仕上げ
圧延時の全圧下率に対する特定の圧延機での圧下率の比
を規定した技術として、低炭素鋼における粗大粒発生の
防止を狙いとした特開昭５２−７１３６２号が開示され
ているが、微量のＮｂ、Ｔｉを含有するＩＦ鋼における
熱延条件を適正化するものではない。
熱延板の組織制御を行う技術に関しては、直送圧延を前
提として粗圧延と仕上げ圧延での累積圧下率を規定する
技術（特開昭６１−２８７０１７号）、仕上げ板厚に対
して圧延ロ−ル径を規定する技術（特開平１−２９４８
２３号）、仕上げ圧延終了後のランナウト冷却のタイミ
ングを制御する技術（特開昭６１−２７６９２７号）な
どが開示されているが、仕上げ圧延時の圧下率を鋼成分
との関連で適正化した技術は開示されていない。仕上げ
圧延時の全圧下率に対する特定の圧延機での圧下率の比
を規定した技術として、低炭素鋼における粗大粒発生の
防止を狙いとした特開昭５２−７１３６２号が開示され
ているが、微量のＮｂ、Ｔｉを含有するＩＦ鋼における
熱延条件を適正化するものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】近年、自動車車体に使
用される冷延鋼板は、部品形状の複雑化、大型化、防錆
性の重視などに伴い、従来では成形性の厳しい部位（リ
アクウォ−タ等）に限定して使用されていたＥＤＤＱク
ラスの超深絞り用冷延鋼板の比率が増大しており、当該
クラスの鋼板が汎用品種として大量に使用されるように
なってきた。一方、連続焼鈍プロセスの普及にともなっ
て、当該プロセスで非時効超深絞り用冷延鋼板を製造す
る最も有効な方法として、ＩＦ鋼を素材とした製造法が
一般的になりつつある。しかし、ＩＦ鋼を汎用品種とし
て大量に製造することは、成分および製造コスト上の制
約からＤＤＱ〜ＥＤＤＱクラスの高級品種への適用に限
定されているのが実情である。
用される冷延鋼板は、部品形状の複雑化、大型化、防錆
性の重視などに伴い、従来では成形性の厳しい部位（リ
アクウォ−タ等）に限定して使用されていたＥＤＤＱク
ラスの超深絞り用冷延鋼板の比率が増大しており、当該
クラスの鋼板が汎用品種として大量に使用されるように
なってきた。一方、連続焼鈍プロセスの普及にともなっ
て、当該プロセスで非時効超深絞り用冷延鋼板を製造す
る最も有効な方法として、ＩＦ鋼を素材とした製造法が
一般的になりつつある。しかし、ＩＦ鋼を汎用品種とし
て大量に製造することは、成分および製造コスト上の制
約からＤＤＱ〜ＥＤＤＱクラスの高級品種への適用に限
定されているのが実情である。
【０００９】本発明は以上のような実情に鑑み、ＩＦ鋼
を素材とした場合に製造コスト上の障害となる、素材
コストの上昇、スラブ手入れコストの上昇、焼鈍コ
ストの上昇、という問題を軽減し、さらに、炭・窒化物
形成元素を添加しない極低炭素鋼を素材とした場合の問
題である、熱延板組織の粗大化に起因したｒ値の面内異
方性（Δｒ）の増大を抑制し、これによって両者の特徴
を具備した超深絞り用冷延鋼板の製造を可能ならしめる
方法を提供しようとするものである。
を素材とした場合に製造コスト上の障害となる、素材
コストの上昇、スラブ手入れコストの上昇、焼鈍コ
ストの上昇、という問題を軽減し、さらに、炭・窒化物
形成元素を添加しない極低炭素鋼を素材とした場合の問
題である、熱延板組織の粗大化に起因したｒ値の面内異
方性（Δｒ）の増大を抑制し、これによって両者の特徴
を具備した超深絞り用冷延鋼板の製造を可能ならしめる
方法を提供しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、極低炭素鋼を
ベ−スとした実用レベルでの非時効超深絞り用冷延鋼板
の製造法に関するもので、従来のＩＦ鋼に比べて極めて
微量の炭・窒化物形成元素を添加した鋼を素材とし、熱
間圧延条件と連続焼鈍条件を適正制御することによっ
て、極めて低コストで上記鋼板の製造を可能にしたもの
である。このような本発明の構成は以下の通りである。
ベ−スとした実用レベルでの非時効超深絞り用冷延鋼板
の製造法に関するもので、従来のＩＦ鋼に比べて極めて
微量の炭・窒化物形成元素を添加した鋼を素材とし、熱
間圧延条件と連続焼鈍条件を適正制御することによっ
て、極めて低コストで上記鋼板の製造を可能にしたもの
である。このような本発明の構成は以下の通りである。
【００１１】（１） Ｃ＜０．００３０ｗｔ％、０．０
５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．
０２ｗｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．
００３０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％を
含み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、仕上げ圧延時の初期板厚（ｔ0）と最終仕上げ板厚
（ｔn）から求められる全対数圧下率（ｌｎ（ｔ0／
ｔn））に対する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1およ
び最終圧延機の前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の
和である
５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．
０２ｗｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．
００３０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％を
含み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、仕上げ圧延時の初期板厚（ｔ0）と最終仕上げ板厚
（ｔn）から求められる全対数圧下率（ｌｎ（ｔ0／
ｔn））に対する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1およ
び最終圧延機の前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の
和である
【数５】 の比（Ｙ）が、下記（２）式で表される鋼中Ｎｂ、Ｔ
ｉ、Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を
満足する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の
温度範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８
０〜６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７
０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以
下の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の
優れた冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１）
ｉ、Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を
満足する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の
温度範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８
０〜６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７
０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以
下の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の
優れた冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１）
【数６】 Ｘ＝（Ｎｂ／93＋Ｔｉ＊／48）・Ｃ／12 ……（２） Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００１２】（２） Ｃ＜０．００３０ｗｔ％、０．０
５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．
０２ｗｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．
００３０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％、
５ｐｐｍ≦Ｂ≦１０ｐｐｍを含み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を、仕上げ圧延時の初期板厚
(ｔ0)と最終仕上げ板厚(ｔn)から求められる全対数圧下
率(ｌｎ（ｔ0／ｔn）)に対する、最終圧延機の前段の圧
延機Ｆn-1および最終圧延機の前々段の圧延機Ｆn-2での
対数圧下率の和である
５ｗｔ％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ
％、Ｐ≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．
０２ｗｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．
００３０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０
ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％、
５ｐｐｍ≦Ｂ≦１０ｐｐｍを含み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）を満足し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を、仕上げ圧延時の初期板厚
(ｔ0)と最終仕上げ板厚(ｔn)から求められる全対数圧下
率(ｌｎ（ｔ0／ｔn）)に対する、最終圧延機の前段の圧
延機Ｆn-1および最終圧延機の前々段の圧延機Ｆn-2での
対数圧下率の和である
【数７】 の比(Ｙ)が、下記（２）式で表される鋼中Ｎｂ、Ｔｉ、
Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を満足
する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８０〜
６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７０％
以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以下の
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の優れ
た冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１）
Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を満足
する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８０〜
６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７０％
以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以下の
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の優れ
た冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１）
【数８】 Ｘ＝（Ｎｂ／93＋Ｔｉ＊／48）・Ｃ／12 ……（２） Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００１３】
【作用】以下、本発明の詳細と限定理由を説明する。本
発明における最も重要な構成要件は、０．００５ｗｔ％
≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜
０．０１０ｗｔ％の範囲のＮｂとＴｉを、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） の条件を満足するように添加した極低炭素鋼を、以下に
述べるような条件で熱間圧延および連続焼鈍する点であ
る。また、本発明では、熱間圧延段階で炭化物として固
定できなかった、再結晶集合組織の形成に悪影響を及ぼ
さない程度の固溶Ｃに関しては、連続焼鈍過程で非時効
レベルまで低減することを狙いとしてＭｎ量を０．３０
ｗｔ％以下（好ましくは０．１０ｗｔ％以下）まで低減
することを必須とする。
発明における最も重要な構成要件は、０．００５ｗｔ％
≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜
０．０１０ｗｔ％の範囲のＮｂとＴｉを、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） の条件を満足するように添加した極低炭素鋼を、以下に
述べるような条件で熱間圧延および連続焼鈍する点であ
る。また、本発明では、熱間圧延段階で炭化物として固
定できなかった、再結晶集合組織の形成に悪影響を及ぼ
さない程度の固溶Ｃに関しては、連続焼鈍過程で非時効
レベルまで低減することを狙いとしてＭｎ量を０．３０
ｗｔ％以下（好ましくは０．１０ｗｔ％以下）まで低減
することを必須とする。
【００１４】そこで、上記の必須構成要件に関してその
限定理由を以下に述べる。本発明では、まず鋼板の表面
性状に影響を及ぼすスラブ段階での表面欠陥に関して、
特にその元凶となるＴｉ量を制限する。スラブの表面欠
陥はＴｉ添加量の増加に伴って顕著となり、特に、直送
圧延等を行う場合は厳密な管理が必要となる。
限定理由を以下に述べる。本発明では、まず鋼板の表面
性状に影響を及ぼすスラブ段階での表面欠陥に関して、
特にその元凶となるＴｉ量を制限する。スラブの表面欠
陥はＴｉ添加量の増加に伴って顕著となり、特に、直送
圧延等を行う場合は厳密な管理が必要となる。
【００１５】図１は、Ｔｉ添加量と連続鋳造スラブを表
面無手入れで直送圧延した熱延鋼板表面におけるヘゲ状
欠陥密度（個／ｍ2）との関係を示した図である。同図
から明らかなように、０．０１ｗｔ％以上のＴｉを含む
場合は、微量のＮｂを複合添加することによって欠陥が
軽減されるが完全に零にはならず、Ｔｉ量が０．０１ｗ
ｔ％未満の鋼種において全く欠陥が認められなくなる。
したがって、本発明ではＴｉを０．０１ｗｔ％未満とす
る。
面無手入れで直送圧延した熱延鋼板表面におけるヘゲ状
欠陥密度（個／ｍ2）との関係を示した図である。同図
から明らかなように、０．０１ｗｔ％以上のＴｉを含む
場合は、微量のＮｂを複合添加することによって欠陥が
軽減されるが完全に零にはならず、Ｔｉ量が０．０１ｗ
ｔ％未満の鋼種において全く欠陥が認められなくなる。
したがって、本発明ではＴｉを０．０１ｗｔ％未満とす
る。
【００１６】一方、Ｔｉは強力な窒化物および硫化物形
成元素である。特に鋼中Ｎに関しては、高温域でＴｉＮ
として粗大析出するため、熱間圧延後にＮをＡｌＮとし
て析出させるよりもコイル長手方向の材質変動が改善で
きる。ここで、今日の製鋼脱ガス技術上の限界に近い１
０ｐｐｍ程度まで鋼中Ｎ量を低減した場合、ＴｉＮとし
て析出するＴｉ量は、Ｎとの化学量論比（Ｔｉ＝４８Ｎ
／１４）より、０．００３４ｗｔ％となる。したがっ
て、本発明では硫化物としての析出を考慮してＴｉの下
限を０．００５ｗｔ％とする。
成元素である。特に鋼中Ｎに関しては、高温域でＴｉＮ
として粗大析出するため、熱間圧延後にＮをＡｌＮとし
て析出させるよりもコイル長手方向の材質変動が改善で
きる。ここで、今日の製鋼脱ガス技術上の限界に近い１
０ｐｐｍ程度まで鋼中Ｎ量を低減した場合、ＴｉＮとし
て析出するＴｉ量は、Ｎとの化学量論比（Ｔｉ＝４８Ｎ
／１４）より、０．００３４ｗｔ％となる。したがっ
て、本発明では硫化物としての析出を考慮してＴｉの下
限を０．００５ｗｔ％とする。
【００１７】次に本発明では、鋼中Ｃのほぼ全てをＮｂ
ＣまたはＦｅ3Ｃ（フェライト粒界への偏析も含む）と
して析出させることを基本とする。これは、ＴｉＣとし
て鋼中Ｃを固定した場合には、ＮｂＣとして固定した場
合に較べて材質上は軟質・高延性となるが、この場合に
は一般に０．０１ｗｔ％以上のＴｉ添加が不可避とな
り、上記した鋼板の表面欠陥の問題からスラブの表面手
入れが不可欠となる。更に、粒界強度低下による深絞り
脆化感受性が増すばかりでなく、合金化亜鉛メッキ鋼板
に適用した場合のメッキ密着性が劣ることになる。
ＣまたはＦｅ3Ｃ（フェライト粒界への偏析も含む）と
して析出させることを基本とする。これは、ＴｉＣとし
て鋼中Ｃを固定した場合には、ＮｂＣとして固定した場
合に較べて材質上は軟質・高延性となるが、この場合に
は一般に０．０１ｗｔ％以上のＴｉ添加が不可避とな
り、上記した鋼板の表面欠陥の問題からスラブの表面手
入れが不可欠となる。更に、粒界強度低下による深絞り
脆化感受性が増すばかりでなく、合金化亜鉛メッキ鋼板
に適用した場合のメッキ密着性が劣ることになる。
【００１８】極低炭素鋼において、連続焼鈍過程で析出
可能な固溶Ｃ量は３〜５ｐｐｍ程度と推定される。した
がって、本発明での上限のＣ量（３０ｐｐｍ）のうち、
熱延段階で２５〜２７ｐｐｍ程度を予め析出させておく
必要がある。これをＮｂＣとして析出させる場合、Ｃと
の化学量論比（Ｎｂ＝９３Ｃ／１２）からして０．０２
ｗｔ％のＮｂ添加が必須となる。この値は、本発明で３
０ｐｐｍ未満に規制した鋼中Ｃを、ほぼ完全にＮｂＣと
して固定できる量であり、それ以上の添加は完全非時効
性とするためには有効である。しかし、ＮｂのみでＣを
固定するためにＣとの当量比を超えてＮｂを添加するこ
とは、材質上顕著な改善効果が認められないばかりでな
く、却ってｒ値と伸びの劣化が顕著となる。したがっ
て、本発明ではＮｂの上限を０．０２ｗｔ％に限定し、
実用レベルでの非時効化を狙いとする。一方、Ｎｂの下
限に関しては、Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％に限定した本発
明成分範囲の鋼では、０．００５ｗｔ％未満の添加では
実用上非時効性と判断できる２ｋｇｆ／ｍｍ2未満の時
効指数ＡＩを得ることが困難となるばかりでなく、後述
する熱間圧延条件との組み合わせによっても有効に熱延
板の組織を細粒にすることが難しくなる。したがって、
Ｎｂは０．００５ｗｔ％以上の添加を必須とする。
可能な固溶Ｃ量は３〜５ｐｐｍ程度と推定される。した
がって、本発明での上限のＣ量（３０ｐｐｍ）のうち、
熱延段階で２５〜２７ｐｐｍ程度を予め析出させておく
必要がある。これをＮｂＣとして析出させる場合、Ｃと
の化学量論比（Ｎｂ＝９３Ｃ／１２）からして０．０２
ｗｔ％のＮｂ添加が必須となる。この値は、本発明で３
０ｐｐｍ未満に規制した鋼中Ｃを、ほぼ完全にＮｂＣと
して固定できる量であり、それ以上の添加は完全非時効
性とするためには有効である。しかし、ＮｂのみでＣを
固定するためにＣとの当量比を超えてＮｂを添加するこ
とは、材質上顕著な改善効果が認められないばかりでな
く、却ってｒ値と伸びの劣化が顕著となる。したがっ
て、本発明ではＮｂの上限を０．０２ｗｔ％に限定し、
実用レベルでの非時効化を狙いとする。一方、Ｎｂの下
限に関しては、Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％に限定した本発
明成分範囲の鋼では、０．００５ｗｔ％未満の添加では
実用上非時効性と判断できる２ｋｇｆ／ｍｍ2未満の時
効指数ＡＩを得ることが困難となるばかりでなく、後述
する熱間圧延条件との組み合わせによっても有効に熱延
板の組織を細粒にすることが難しくなる。したがって、
Ｎｂは０．００５ｗｔ％以上の添加を必須とする。
【００１９】更に、上記したＴｉとＮｂは、図２、図３
に示す結果に基づいて、鋼中Ｃ量との比を以下の範囲に
限定する。 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0
に示す結果に基づいて、鋼中Ｃ量との比を以下の範囲に
限定する。 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0
【００２０】すなわち図２から、 (12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ＞0.6 の範囲では、実用上非時効性と判断できる２ｋｇｆ／ｍ
ｍ2未満のＡＩを得ることが困難である。また、本発明
で意図したｒ値の面内異方性（Δｒ）の改善に関して、
微量Ｎｂ、Ｔｉの添加と熱間圧延条件の適正化効果が認
められなくなる。一方、 1.4＜（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ の範囲では、ｒ値、伸び等の材質は向上するが、ＩＦ鋼
における不可避的な欠点である深絞り脆化に対する感受
性（図中では、延性−脆性遷移温度（Ｔth）で評価）が
著しく増大する。また、一般的な傾向として、スラブ表
面無手入れ状態で評価したピンホ−ル欠陥を完全に零に
することが難しくなり、直送圧延に適用した場合には表
面欠陥の発生が問題となるばかりでなく、再結晶温度が
上昇するため連続焼鈍で高温加熱が必須となる。
ｍ2未満のＡＩを得ることが困難である。また、本発明
で意図したｒ値の面内異方性（Δｒ）の改善に関して、
微量Ｎｂ、Ｔｉの添加と熱間圧延条件の適正化効果が認
められなくなる。一方、 1.4＜（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ の範囲では、ｒ値、伸び等の材質は向上するが、ＩＦ鋼
における不可避的な欠点である深絞り脆化に対する感受
性（図中では、延性−脆性遷移温度（Ｔth）で評価）が
著しく増大する。また、一般的な傾向として、スラブ表
面無手入れ状態で評価したピンホ−ル欠陥を完全に零に
することが難しくなり、直送圧延に適用した場合には表
面欠陥の発生が問題となるばかりでなく、再結晶温度が
上昇するため連続焼鈍で高温加熱が必須となる。
【００２１】さらに、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の下地
鋼板とした場合、図３から、 1.4＜（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ の範囲において、ドロ−ビ−ド試験で評価したメッキ剥
離量の変動が大となる。これは、鋼中Ｃが完全に炭化物
として固定されることによって、鋼板表面の粒界部分か
らの合金相の発達が著しくなるためと考えられる。メッ
キ剥離量のレベルは、Ｎｂ量が増すことによって改善さ
れる傾向は認められるが、 (12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 の素材のレベルには及ばない。そこで本発明では、優れ
たメッキ密着性を維持する狙いからも、 (12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 に範囲に規制する。このことは、言うまでもなく従来の
ＩＦ鋼と比較して成分コストを低減できることを意味
し、経済性の点でも好ましい。
鋼板とした場合、図３から、 1.4＜（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ の範囲において、ドロ−ビ−ド試験で評価したメッキ剥
離量の変動が大となる。これは、鋼中Ｃが完全に炭化物
として固定されることによって、鋼板表面の粒界部分か
らの合金相の発達が著しくなるためと考えられる。メッ
キ剥離量のレベルは、Ｎｂ量が増すことによって改善さ
れる傾向は認められるが、 (12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 の素材のレベルには及ばない。そこで本発明では、優れ
たメッキ密着性を維持する狙いからも、 (12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 に範囲に規制する。このことは、言うまでもなく従来の
ＩＦ鋼と比較して成分コストを低減できることを意味
し、経済性の点でも好ましい。
【００２２】さて、本発明では上記したＮｂ、Ｔｉの添
加量の厳密な管理に加えて、それらの添加量と熱間圧延
時の圧下条件を、図４の結果に基づいて以下の範囲に限
定することを必須とする。すなわち、仕上げ圧延時の初
期板厚ｔ0と最終圧延機での仕上げ板厚ｔnから求められ
る全対数圧下率ｌｎ（ｔ0／ｔn）に対する、最終圧延機
の前段の圧延機Ｆn-1および前々段の圧延機Ｆn-2での対
数圧下率の和である、
加量の厳密な管理に加えて、それらの添加量と熱間圧延
時の圧下条件を、図４の結果に基づいて以下の範囲に限
定することを必須とする。すなわち、仕上げ圧延時の初
期板厚ｔ0と最終圧延機での仕上げ板厚ｔnから求められ
る全対数圧下率ｌｎ（ｔ0／ｔn）に対する、最終圧延機
の前段の圧延機Ｆn-1および前々段の圧延機Ｆn-2での対
数圧下率の和である、
【数９】 の比Ｙが、下記（２）式で表される鋼中Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ
の各含有量の関数Ｘに対して下記（１）式を満足する範
囲で圧延を行って、８８０〜９２０℃の温度範囲で仕上
げ圧延を終了する。 −0.038・ｌnＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌnＸ−0.013 ……（１）
の各含有量の関数Ｘに対して下記（１）式を満足する範
囲で圧延を行って、８８０〜９２０℃の温度範囲で仕上
げ圧延を終了する。 −0.038・ｌnＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌnＸ−0.013 ……（１）
【数１０】 Ｘ＝（Ｎｂ／93＋Ｔｉ＊／48）・Ｃ／12 ……（２） Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
【００２３】Ｙ＜−0.038・ｌｎＸ−0.406の領域では、
熱延板の組織を十分に細粒化することが困難であり、連
続焼鈍後のｒ値の面内異方性Δｒを０．５以下にするこ
とが難しい。一方、−0.019・ｌｎＸ−0.013＜Ｙの領域
では、熱間加工歪みが後段の圧延機列で集中的に加えら
れることによってＮｂによる細粒化効果は顕著となる
が、鋼帯のエッジ部では｛１１０｝／／ＮＤ方位の所謂
ＧＯＳＳ粒が発達するようになり、連続焼鈍後のｒ値の
レベルが低下する。その結果、図中に示したコイル幅方
向の中央部で測定したmean-ｒ値（mean-ｒC）と端部５
０ｍｍ〜１５０ｍｍの領域で測定したmean-ｒ値（mean-
ｒE）との差（〔mean-ｒC〕−〔mean-ｒE〕）からも明
らかなように、鋼帯の幅方向の中央部と端部とではｒ値
のレベルに差が生ずる。さらに、後段の圧延機の圧延負
荷が著しく増大するというプロセス上の問題からも、−
0.019・ｌｎＸ−0.013＜Ｙの条件で圧延することは好ま
しくない。
熱延板の組織を十分に細粒化することが困難であり、連
続焼鈍後のｒ値の面内異方性Δｒを０．５以下にするこ
とが難しい。一方、−0.019・ｌｎＸ−0.013＜Ｙの領域
では、熱間加工歪みが後段の圧延機列で集中的に加えら
れることによってＮｂによる細粒化効果は顕著となる
が、鋼帯のエッジ部では｛１１０｝／／ＮＤ方位の所謂
ＧＯＳＳ粒が発達するようになり、連続焼鈍後のｒ値の
レベルが低下する。その結果、図中に示したコイル幅方
向の中央部で測定したmean-ｒ値（mean-ｒC）と端部５
０ｍｍ〜１５０ｍｍの領域で測定したmean-ｒ値（mean-
ｒE）との差（〔mean-ｒC〕−〔mean-ｒE〕）からも明
らかなように、鋼帯の幅方向の中央部と端部とではｒ値
のレベルに差が生ずる。さらに、後段の圧延機の圧延負
荷が著しく増大するというプロセス上の問題からも、−
0.019・ｌｎＸ−0.013＜Ｙの条件で圧延することは好ま
しくない。
【００２４】また、Ｘの範囲に関しては、図４では特定
の範囲に限定する必要はないが、本発明で規定したＮ
ｂ、Ｔｉ、Ｃの範囲では、
の範囲に限定する必要はないが、本発明で規定したＮ
ｂ、Ｔｉ、Ｃの範囲では、
【数１１】 の範囲とすることが好ましい。
【００２５】上記の条件で熱間圧延を行った後、最終圧
延機Ｆnでの仕上げ温度は、８８０〜９２０℃の範囲と
する。仕上げ温度が９２０℃を超えると本発明の圧下条
件では熱延板組織の十分な細粒化が難しく、一方８８０
℃未満では鋼帯の全ての箇所でＡr3点以上の仕上げ温度
を確保することが難しくなり、ｒ値の劣化が問題とな
る。
延機Ｆnでの仕上げ温度は、８８０〜９２０℃の範囲と
する。仕上げ温度が９２０℃を超えると本発明の圧下条
件では熱延板組織の十分な細粒化が難しく、一方８８０
℃未満では鋼帯の全ての箇所でＡr3点以上の仕上げ温度
を確保することが難しくなり、ｒ値の劣化が問題とな
る。
【００２６】次に、他の元素の限定理由について説明す
る。Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ量に対して、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 の範囲に規制するためには、その含有量が少ないほどＮ
ｂ、Ｔｉの添加量が少なくて済む。そこで本発明では、
０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ％、０．００
５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％の範囲で無害化でき
る上限として、０．００３ｗｔ％未満に規制する。しか
し、熱間圧延時の組織の細粒化に対してはＣは有効な元
素であり、１０ｐｐｍ程度の含有は好ましい。
る。Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ量に対して、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 の範囲に規制するためには、その含有量が少ないほどＮ
ｂ、Ｔｉの添加量が少なくて済む。そこで本発明では、
０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ％、０．００
５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％の範囲で無害化でき
る上限として、０．００３ｗｔ％未満に規制する。しか
し、熱間圧延時の組織の細粒化に対してはＣは有効な元
素であり、１０ｐｐｍ程度の含有は好ましい。
【００２７】Ｓｉは、本発明の作用効果を発揮する上
で、特に規制を要する元素ではないが、延性のレベルを
維持する目的から０．０５ｗｔ％以下とする。Ｍｎは、
ＴｉがＳを固定するため、その含有量が通常のレベルよ
り低くても問題はない。特に、特開昭６１−５２５号に
開示されているように連続焼鈍過程で残留固溶Ｃを析出
させるためには低いほうが好ましいが、０．０５ｗｔ％
未満では溶銑予備処理コストが上昇するため、０．０５
ｗｔ％を下限とする。上限は、残留固溶Ｃの低減と深絞
り姓に好ましい集合組織の発達を意図して、０．３０ｗ
ｔ％、好ましくは０．１０ｗｔ％とする。
で、特に規制を要する元素ではないが、延性のレベルを
維持する目的から０．０５ｗｔ％以下とする。Ｍｎは、
ＴｉがＳを固定するため、その含有量が通常のレベルよ
り低くても問題はない。特に、特開昭６１−５２５号に
開示されているように連続焼鈍過程で残留固溶Ｃを析出
させるためには低いほうが好ましいが、０．０５ｗｔ％
未満では溶銑予備処理コストが上昇するため、０．０５
ｗｔ％を下限とする。上限は、残留固溶Ｃの低減と深絞
り姓に好ましい集合組織の発達を意図して、０．３０ｗ
ｔ％、好ましくは０．１０ｗｔ％とする。
【００２８】Ｐは、深絞り脆化に対して有害な元素であ
る。この深絞り脆化はＢを複合添加することによって軽
減されるが、本発明では上限を０．０２ｗｔ％に規制す
ることによって二次加工脆化を防止する。Ｓは、Ｔｉと
硫化物を形成することによってＴｉ＊を減ずる。したが
って本発明では、硫化物として消費されるＴｉ量を極力
抑える狙いから、上限を０．００８ｗｔ％に規制する。
Ａｌは、Ｔｉが添加された本発明の鋼では、Ｎを固定す
るだけの目的であれば、連続鋳造が可能な範囲でその添
加量を低減することができる。しかし、本発明では、Ａ
ｌで脱酸することによって、Ｔｉの酸化を抑制して表面
欠陥の発生を減ずるため、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜
０．０６ｗｔ％の範囲で添加する。
る。この深絞り脆化はＢを複合添加することによって軽
減されるが、本発明では上限を０．０２ｗｔ％に規制す
ることによって二次加工脆化を防止する。Ｓは、Ｔｉと
硫化物を形成することによってＴｉ＊を減ずる。したが
って本発明では、硫化物として消費されるＴｉ量を極力
抑える狙いから、上限を０．００８ｗｔ％に規制する。
Ａｌは、Ｔｉが添加された本発明の鋼では、Ｎを固定す
るだけの目的であれば、連続鋳造が可能な範囲でその添
加量を低減することができる。しかし、本発明では、Ａ
ｌで脱酸することによって、Ｔｉの酸化を抑制して表面
欠陥の発生を減ずるため、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜
０．０６ｗｔ％の範囲で添加する。
【００２９】Ｎは、ＩＦ鋼の材質に対しては低いほうが
好ましい。特に、ＮはＴｉと窒化物を形成することによ
ってＴｉ＊を減ずるため、上限を０．００３０ｗｔ％に
規制する。Ｂは、本発明の作用効果をより顕著なものと
する狙いから、５〜１０ｐｐｍの範囲で添加する場合が
ある。これによって深絞り脆化が抑制されるばかりでな
く、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ量との関係で規定される熱間圧延時
の適正圧下領域が拡大する。しかし、１０ｐｐｍを超え
て添加するとｒ値の低下が顕在化するため、１０ｐｐｍ
を上限とする。
好ましい。特に、ＮはＴｉと窒化物を形成することによ
ってＴｉ＊を減ずるため、上限を０．００３０ｗｔ％に
規制する。Ｂは、本発明の作用効果をより顕著なものと
する狙いから、５〜１０ｐｐｍの範囲で添加する場合が
ある。これによって深絞り脆化が抑制されるばかりでな
く、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ量との関係で規定される熱間圧延時
の適正圧下領域が拡大する。しかし、１０ｐｐｍを超え
て添加するとｒ値の低下が顕在化するため、１０ｐｐｍ
を上限とする。
【００３０】
【実施例】〔実施例１〕表１および表２に示す成分系の
連続鋳造鋳片を、１２００℃に加熱後、粗圧延で３６ｍ
ｍ厚に圧延した後、７スタンドの連続熱間圧延機で、
連続鋳造鋳片を、１２００℃に加熱後、粗圧延で３６ｍ
ｍ厚に圧延した後、７スタンドの連続熱間圧延機で、
【数１２】 最終圧延機での仕上げ板厚：３．２ｍｍ、仕上げ温度：
８９０〜９２０℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍した。０．５％
調質圧延後の材質を表３および表４に示す。
８９０〜９２０℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍した。０．５％
調質圧延後の材質を表３および表４に示す。
【００３１】〔実施例２〕表１および表２に示す成分系
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を加熱炉に装入する
ことなく直ちに熱間圧延に供した。粗圧延で３６ｍｍ厚
に圧延した後、７スタンドの連続熱間圧延機で、
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を加熱炉に装入する
ことなく直ちに熱間圧延に供した。粗圧延で３６ｍｍ厚
に圧延した後、７スタンドの連続熱間圧延機で、
【数１３】 最終圧延機での仕上げ板厚：３．２ｍｍ、仕上げ温度：
８８０〜９００℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍した。熱延鋼板
段階で評価した鋼板表面のヘゲ状欠陥の密度と０．５％
調質圧延後の材質を表５に示す。
８８０〜９００℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍した。熱延鋼板
段階で評価した鋼板表面のヘゲ状欠陥の密度と０．５％
調質圧延後の材質を表５に示す。
【００３２】〔実施例３〕表１および表２に示す成分系
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を１２００℃に加熱
後、粗圧延で３０〜４０ｍｍ厚に圧延した後、７スタン
ドの連続熱間圧延機で、
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を１２００℃に加熱
後、粗圧延で３０〜４０ｍｍ厚に圧延した後、７スタン
ドの連続熱間圧延機で、
【数１４】 最終圧延機での仕上げ板厚：２．８〜３．２ｍｍ、仕上
げ温度：８６０〜９４０℃の条件で熱間圧延を行い、５
５０〜６８０℃で巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍ
ｍまで冷間圧延し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍
した。０．５％調質圧延後の材質を表６ないし表８に示
す。
げ温度：８６０〜９４０℃の条件で熱間圧延を行い、５
５０〜６８０℃で巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍ
ｍまで冷間圧延し、８２０〜８５０℃の範囲で連続焼鈍
した。０．５％調質圧延後の材質を表６ないし表８に示
す。
【００３３】〔実施例４〕表１および表２に示す成分系
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を１２００℃に加熱
後、粗圧延で３６ｍｍ厚とした後、７スタンドの連続熱
間圧延機で、
の鋼の一部について、連続鋳造鋳片を１２００℃に加熱
後、粗圧延で３６ｍｍ厚とした後、７スタンドの連続熱
間圧延機で、
【数１５】 最終圧延機での仕上げ板厚：３．２ｍｍ、仕上げ温度：
８９０〜９２０℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、連続溶融亜鉛メッキラインで、焼鈍温度：８５０
℃、メッキ浴温：４６０℃、メッキ付着量：〔４５／４
５〕ｇ／ｍ2、合金化温度：４９０℃の条件で合金化亜
鉛メッキを施した。０．５％調質圧延後の材質とドロ−
ビ−ドメッキ剥離量（ＤＢ値）を表９に示す。
８９０〜９２０℃の条件で熱間圧延を行い、６２０℃で
巻き取った。該鋼帯を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延
し、連続溶融亜鉛メッキラインで、焼鈍温度：８５０
℃、メッキ浴温：４６０℃、メッキ付着量：〔４５／４
５〕ｇ／ｍ2、合金化温度：４９０℃の条件で合金化亜
鉛メッキを施した。０．５％調質圧延後の材質とドロ−
ビ−ドメッキ剥離量（ＤＢ値）を表９に示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】
【００４０】
【表７】
【００４１】
【表８】
【００４２】
【表９】
【図１】Ｔｉ、Ｎｂ量の異なる連続鋳造スラブを表面無
手入れで直送圧延した熱延鋼板表面における、Ｔｉ添加
量とヘゲ状欠陥密度（個／ｍ2）の関係を示す図面
手入れで直送圧延した熱延鋼板表面における、Ｔｉ添加
量とヘゲ状欠陥密度（個／ｍ2）の関係を示す図面
【図２】Ｔｉ、Ｎｂ量の異なる素材における、連続焼鈍
後の時効指数ＡＩ、ｒ値、深絞り脆化臨界温度Ｔthに及
ぼす（１２Ｎｂ／９３＋１２Ｔｉ＊／４８）／Ｃの影響
を示す図面
後の時効指数ＡＩ、ｒ値、深絞り脆化臨界温度Ｔthに及
ぼす（１２Ｎｂ／９３＋１２Ｔｉ＊／４８）／Ｃの影響
を示す図面
【図３】合金化溶融亜鉛メッキを施したＴｉ、Ｎｂ量の
異なる素材における、ドロ−ビ−ド剥離量に及ぼす（１
２Ｎｂ／９３＋１２Ｔｉ＊／４８）／Ｃの影響を示す図
面
異なる素材における、ドロ−ビ−ド剥離量に及ぼす（１
２Ｎｂ／９３＋１２Ｔｉ＊／４８）／Ｃの影響を示す図
面
【図４】Ｔｉ、Ｎｂ量の異なる素材の連続焼鈍後のｒ値
とΔｒ値に及ぼす、仕上げ圧延時の初期板厚ｔ0と仕上
げ板厚ｔnから求められる全対数圧下率ｌｎ（ｔ0／
ｔn）に対する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1および
前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の和
とΔｒ値に及ぼす、仕上げ圧延時の初期板厚ｔ0と仕上
げ板厚ｔnから求められる全対数圧下率ｌｎ（ｔ0／
ｔn）に対する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1および
前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の和
【数１６】 との比Ｙと鋼中Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ量の関数Ｘの影響を示す
図面
図面
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ＜０．００３０ｗｔ％、０．０５ｗｔ
％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ％、Ｐ
≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．０２ｗ
ｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００３
０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％を含
み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、仕上げ圧延時の初期板厚（ｔ0）と最終仕上げ板厚
（ｔn）から求められる全対数圧下率（ｌｎ（ｔ0／
ｔn））に対する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1およ
び最終圧延機の前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の
和である 【数１】 の比（Ｙ）が、下記（２）式で表される鋼中Ｎｂ、Ｔ
ｉ、Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を
満足する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の
温度範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８
０〜６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７
０％以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以
下の温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の
優れた冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１） 【数２】 Ｘ＝（Ｎｂ／93＋Ｔｉ＊／48）・Ｃ／12 ……（２） Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） - 【請求項２】 Ｃ＜０．００３０ｗｔ％、０．０５ｗｔ
％≦Ｍｎ≦０．３０ｗｔ％、Ｓｉ≦０．０５ｗｔ％、Ｐ
≦０．０２ｗｔ％、Ｓ≦０．００８ｗｔ％、０．０２ｗ
ｔ％≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０６ｗｔ％、Ｎ≦０．００３
０ｗｔ％、０．００５ｗｔ％≦Ｎｂ≦０．０２０ｗｔ
％、０．００５ｗｔ％≦Ｔｉ＜０．０１０ｗｔ％、５ｐ
ｐｍ≦Ｂ≦１０ｐｐｍを含み、且つ、 0.6≦（12Ｎｂ／93＋12Ｔｉ＊／48）／Ｃ≦1.4 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、仕上げ圧延時の初期板厚(ｔ0)と最終仕上げ板厚(ｔ
n)から求められる全対数圧下率(ｌｎ（ｔ0／ｔn）)に対
する、最終圧延機の前段の圧延機Ｆn-1および最終圧延
機の前々段の圧延機Ｆn-2での対数圧下率の和である 【数３】 の比(Ｙ)が、下記（２）式で表される鋼中Ｎｂ、Ｔｉ、
Ｃの各含有量の関数（Ｘ）に対し、下記（１）式を満足
する条件で熱間圧延を行って、８８０〜９２０℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了した後、巻取り温度：５８０〜
６６０℃の条件で熱延鋼帯とし、該鋼帯を圧下率７０％
以上で冷間圧延した後、再結晶温度以上、ＡC3点以下の
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする成形性の優れ
た冷延鋼板の製造方法。 −0.038・ｌｎＸ−0.406≦Ｙ≦−0.019・ｌｎＸ−0.013 ……（１） 【数４】 Ｘ＝（Ｎｂ／93＋Ｔｉ＊／48）・Ｃ／12 ……（２） Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（48／14）Ｎ−（48／32）Ｓ≧0 但し、Ｎｂ：Ｎｂ含有量（ｗｔ％） Ｃ ：Ｃ含有量（ｗｔ％） Ｔｉ：Ｔｉ含有量（ｗｔ％） Ｎ ：Ｎ含有量（ｗｔ％） Ｓ ：Ｓ含有量（ｗｔ％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3104628A JP2519131B2 (ja) | 1991-04-10 | 1991-04-10 | 成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3104628A JP2519131B2 (ja) | 1991-04-10 | 1991-04-10 | 成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04311519A JPH04311519A (ja) | 1992-11-04 |
| JP2519131B2 true JP2519131B2 (ja) | 1996-07-31 |
Family
ID=14385708
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3104628A Expired - Fee Related JP2519131B2 (ja) | 1991-04-10 | 1991-04-10 | 成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2519131B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5050459B2 (ja) * | 2006-09-14 | 2012-10-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性及び耐バリ性に優れた自動車用オルタネータ用の巻きコア用冷延鋼板 |
-
1991
- 1991-04-10 JP JP3104628A patent/JP2519131B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04311519A (ja) | 1992-11-04 |
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