JP3339340B2

JP3339340B2 - 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3339340B2
Application number: JP00145797A
Authority: JP
Inventors: 義正船川; 邦和冨田; 潤谷合; 弘澤田; 康英石黒; 尚志村山
Original assignee: JFE Engineering Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1997-01-08
Filing date: 1997-01-08
Publication date: 2002-10-28
Anticipated expiration: 2017-01-08
Also published as: JPH10195541A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に自動車や家電
製品等に適したコイルエンド性の小さい高加工性低炭素
冷延鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車や家電製品などに使用される鋼板
には高い成形性が要求され、軟質、高ｒ値化が精力的に
進められている。連続焼鈍において低炭素鋼を用いて高
加工性軟質冷延鋼板を製造する場合、焼鈍中に炭化物が
再溶解することによって多量に固溶Ｃが存在すること、
急速加熱、急速冷却を行うため、粒成長性が悪いこと等
の理由より硬質、低ｒ値等の問題点があった。そこで、
固溶Ｃの低減と粒成長性を目的としてＣを極めて低減し
た極低炭素鋼板が用いられるようになった。特公昭５０
−３１５３１号公報には、ＲＨ脱ガス装置によってＣを
０．００１〜０．０２％に低減した鋼にＴｉを添加した
ＩＦ鋼が提案されている。これは、鋼中のＣ量をできる
だけ低減した後に、Ｔｉにより固溶Ｃを完全に析出物と
して固定するとともに、固溶Ｔｉにより再結晶集合組織
を制御するものである。さらに、特開昭６１−２８１８
２４号公報には、Ｔｉ量をＣやＮより規定したＩＦ鋼を
直送圧延する方法が開示されている。この方法において
は、直送圧延により微細なＭｎＳやＴｉＮを析出させ、
炭化物の析出サイトとすることにより、炭化物の凝集を
促進し、良好な集合組織を形成させる。さらには、特公
昭６２−３３２９１号公報にはα域圧延により非時効、
高ｒ値を得る連続焼鈍冷延鋼板の製造方法が開示されて
いる。これらの発明は、ＩＦ鋼を前提にしており製鋼で
ＲＨ脱ガスなどの設備を使用するとともに、ＴｉやＮｂ
等の元素をＣの４〜２０倍程度添加するなどの理由で、
その製造コストは高価であると言う問題点がある。

【０００３】一方、廉価に低炭素鋼を用いて加工性に優
れた冷延鋼板を製造する方法については、特開昭５１−
１３８５１６号公報に、Ｂ添加低炭素鋼を低温加熱し、
窒化物の大部分をＢＮとして粒成長性を上げ、好ましい
集合組織を形成させる方法が開示されている。さらに
は、特公昭５６−８８９１号公報に低炭素鋼の加熱温度
と巻取温度を規定して、ＡｌＮやＭｎＳの析出状態を変
化させ、好ましい集合組織を形成させる方法が開示され
ている。しかし、このように単純にＢを添加したり加熱
温度を下げる方法により実際に冷延板を製造しても１．
６程度のｒ値しか得られず、深絞りに対して十分である
とは言いがたい。さらには、これらの発明により製造さ
れたコイルはその中央部では良好な加工性を持つもの
の、コイルの先端部と後端部における材質劣化が激しい
のが現状である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上記したように、高加
工性を得る方法が開示されているが、未だどの発明にお
いても、平易に、廉価に高加工性を得るには及んでいな
い。また、通常高加工性を得るために高温巻取が行われ
ているが、高温巻取を行うと、コイルの先頭（Ｔ部）と
コイルの尾部（Ｂ部）の材質が中央部（Ｍ部）よりも劣
化してしまう。これは、常温のマンドレルに巻き付くＴ
部と巻取後直接大気に触れるＢ部の冷却速度がＭ部に対
して速いこと（コイルエンド性）に起因している。本発
明の目的は、平易かつ廉価に従来以上の加工性を有し、
コイルエンド性の小さい低炭素冷延鋼板の製造方法を提
供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。（１）本発明の冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ≦
０．０５％と、Ｍｎ≦０．５％と、Ｓｉ≦０．１％と、
Ｐ≦０．０２５％と、Ｓ≦０．０３％と、Ｓｏｌ．Ａｌ
≦０．０４％と、Ｎ≦０．００３５％と、Ｂ≦０．００
３％とを含有し、かつ原子比でＢ／Ｎ＝０．６〜１．３
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板
を製造する方法において、鋼を１１５０℃以下に加熱
し、粗圧延して粗バーとする工程と、９５０℃以下の粗
バーを９８０℃以上に加熱し、Ａｒ₃ 点以上で仕上げ圧
延を行い、６５０℃超えで巻き取る工程と、巻き取った
熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する工程と、を備えたこと
を特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造方法である。

【０００６】（２）本発明の冷延鋼板の製造方法は、上
記（１）に記載の組成を有する鋼板を製造する方法にお
いて、連続鋳造した鋼を７５０℃以上で加熱炉に挿入し
て１１５０℃以下に加熱し、粗圧延して粗バーとする工
程と、９５０℃以下の粗バーを９８０℃以上に加熱し、
Ａｒ₃ 点以上で仕上げ圧延を行い、６５０℃超えで巻き
取る工程と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍す
る工程と、を備えたことを特徴とする高加工性軟質冷延
鋼板の製造方法である。

【０００７】

【発明の実施の形態】本発明者は、従来以上の加工性を
有し、コイルエンド性の小さい低炭素鋼板を平易かつ廉
価に得るために、従来のＢ添加アルミキルド鋼を低温加
熱した場合に生じるコイルエンド性の原因を調査し、仕
上げ圧延時のコイル両端部の粒成長性を阻害する微細析
出物を減少させる製造方法について、鋭意研究を重ね
た。

【０００８】すなわち、ｒ値を向上させる良好な集合組
織を得るには、焼鈍時の固溶Ｃの低減と粒成長性が必要
条件と考えられてきた。このうち、焼鈍中の固溶Ｃの低
減には、熱延板における炭化物の凝集粗大化が有効であ
る。炭化物は、熱延時の巻取後、粒成長が飽和したの
ち、ある程度コイルの温度が低くなってから粒界に析出
するため、炭化物の凝集粗大化を促進するには、粒成長
性を良好にし、炭化物析出前の粒径を大きくし炭化物の
析出サイトである粒界面積を低減することが考えられ
る。よって、焼鈍中の固溶Ｃの低減と焼鈍板の良好な粒
成長性をともに満足するには、熱延板と冷延板の両者を
通じて良好な粒成長性を実現すればよい。

【０００９】本発明者は、以下のようなコイルエンドに
おける粒成長阻害因子を発見した。第１に、いかに低温
加熱といえどもある程度のＭｎＳは固溶してしまうこ
と。第２に固溶したＭｎＳは高温加熱した場合よりも固
溶量が少ないため、析出駆動力が小さく、熱間圧延時の
粗圧延時に析出を開始し、析出は仕上げ圧延まで引き続
き微細に析出すること。第３にＢＮは加熱時に一部は固
溶し一部は未固溶のまま残るが、固溶したＢＮは仕上げ
圧延時に析出し、その一部は粗圧延時にすでに析出した
ＭｎＳを核に析出するものの仕上げ圧延開始時は微細Ｍ
ｎＳの量があまりにも少ないため、ＢＮ単独で微細に析
出するものが存在すること。第４に、仕上げ圧延時に析
出したＭｎＳはＢＮの析出核とならないことである。こ
の仕上げ圧延時に微細析出したＭｎＳと単独に微細析出
したＢＮが粒成長を抑制するため、コイル両端部では十
分に粒成長せず、コイルエンド性が発生する。そこで、
発明者らは鋭意研究を重ねた結果、粗圧延後の粗バーを
一度９５０℃以下にした後、９８０℃以上に加熱するこ
とによって微細ＭｎＳを仕上げ圧延前に完全に析出させ
ることが可能であり、それにより仕上げ圧延時に析出す
る微細ＭｎＳがなくなり、すべての微細ＭｎＳがＢＮの
析出核となって粗大な複合析出物となり無害化できるこ
とと、ＢＮの微細単独析出がなくなることによって、鋼
板全長にわたって良好な粒成長性が確保されるという知
見を得た。

【００１０】以下にその基礎となった実験結果を示す。
重量％で、Ｃ：約０．０２５％、Ｓｉ：約０．０１％、
Ｍｎ：約０．１５％、Ｐ：約０．０１％、Ｓ：約０．０
１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：約０．０２％、Ｎ：約０．００２
％、Ｂ：約０．００１５％を含む鋼を溶解し、鋳造後、
加熱温度１１３０℃、粗圧延後８９０℃の粗バーを加熱
し、仕上温度８７０℃、巻取温度７００℃を基本条件と
して、粗バー加熱条件を変化させて熱間圧延を行った。
得られた熱延板を酸洗し、冷圧率８０％で冷間圧延を行
い、７５０℃で焼鈍を行った。さらに調圧率１％で調質
圧延を行い、ｒ値を測定した。測定位置はコイル先端部
（Ｔ部）３ｍと中央部（Ｍ部）、後端部（Ｂ部）３ｍの
３箇所とした。Ｍ部のｒ値、ならびにＭ部とＴ、Ｂ部の
ｒ値の差と粗バー加熱温度の関係を図１に示す。粗バー
を９８０℃以上に加熱することにより、ｒ値が従来以上
に良好になるとともにＭ部とＴ、Ｂ部の差が０．４以下
となり、コイルエンド性が小さくなることがわかる。こ
の現象の理由は未だ完全には明らかとなっていないが、
粗バーを９５０℃以下に冷却することによりＭｎＳの析
出駆動力を上げた状態で加熱するため、粗バー加熱後に
ＭｎＳが完全に析出するものと考えられる。ここで、９
５０℃以下で保持しても温度が低いため、仕上げ圧延な
どによる大きな歪みがない限り微細ＭｎＳの析出はほと
んど起こらない。ＢＮは仕上げ圧延時に粗バー加熱後に
完全に析出した微細ＭｎＳを核に析出し、微細ＭｎＳは
粗大複合析出物となるため粒成長性に悪影響を及ぼすこ
とはなく、また、ＢＮの単独微細析出はない。このよう
にして得られた良好な粒成長性は冷延・焼鈍後も引き継
がれるため、冷延板も良好な粒成長性を持つ。従って、
本発明では従来以上の高加工性と小さいコイルエンド性
を両立することができる。

【００１１】また、Ｂ／Ｎの原子比を一定範囲に制御す
ることにより、Ｂの過剰添加による鋼の硬質化を抑え
て、良好なｒ値を得ることができるという知見も得た。
Ｂ／Ｎ比が１以下の場合ＡｌＮが析出するが、量が少な
いため粒成長性に悪影響を及ぼすことはない。

【００１２】さらに、連続鋳造後のスラブ温度が７５０
℃以上で加熱炉に挿入すれば、スラブ中にＡｌＮが析出
しないまま、すなわち、固溶Ｎが十分存在する状態で高
温に保たれるため、スラブ中のＢＮの粗大化が促進さ
れ、より良好な粒成長性を実現できる。スラブ中のＢＮ
の粗大化はスラブ加熱時間を長くすれば同様な効果が期
待できるが、スラブ加熱時間を長くするとスラブ表面の
粒界酸化による表面品質の低下やエネルギーコストがか
かるという問題点がある。このように、連続鋳造後のス
ラブ温度が７５０℃以上で加熱炉に挿入すれば、本発明
の効果をさらに増加させることができる。

【００１３】以上のような知見に基づき、本発明者は、
Ｂ添加低炭素鋼のＢ／Ｎの原子比を一定範囲に制御し、
仕上げ圧延時のコイル両端部の粒成長性を阻害する微細
析出物を減少させるために、鋼（スラブ）の加熱温度、
粗圧延後の粗バーの加熱温度、仕上げ圧延温度及び巻取
温度を制御するようにして、コイルエンド性の小さい本
発明の高加工性軟質冷延鋼板の製造方法を見出し、本発
明を完成した。

【００１４】すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件
を下記範囲に限定することにより、従来以上の加工性を
有し、コイルエンド性の小さい低炭素冷延鋼板を平易か
つ廉価に得ることができる。

【００１５】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由、及び製造条件の限定理由について説明する。（１）成分組成範囲Ｃ≦０．０５％Ｃはあまり多いと炭化物が多量に析出し、ｒ値や伸び
（ＥＬ）を低下させ、成形性を阻害することから、０．
０５％以下である。

【００１６】Ｍｎ≦０．５％ＭｎはＳをＭｎＳの形で固定し、熱間延性を向上させる
働きがあることから０．０５％以上は添加することが望
ましいが、過剰な添加は鋼の硬質化をもたらし、成形性
を劣化させるため、上限は０．５％である。

【００１７】Ｓｉ≦０．１％Ｓｉは過剰に添加すると強度が上がり成形性を劣化させ
ることから、０．１％以下である。

【００１８】Ｐ≦０．０２５％Ｐは固溶強化元素であり、過剰な添加は鋼の硬質化をも
たらすことから上限は０．０２５％である。

【００１９】Ｓ≦０．０３％Ｓは熱間延性や成形性を阻害する元素であることからＭ
ｎＳとして固定される。それゆえ、低い方が望ましい。
また、ＭｎＳ量があまり多くなるとＥＬの低下を招くこ
とから、上限は０．０３％である。

【００２０】Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４％Ａｌは脱酸剤として使用されることから、ある程度は含
まれる。本発明においては、Ｂ添加によりＮのかなりの
量がＢＮとして固定されることから、ＡｌＮの析出量は
少ないが、過剰に添加されると冷延後の焼鈍時にＡｌＮ
が過剰に微細析出して粒成長性を阻害するため、上限は
０．０４％である。

【００２１】Ｎ≦０．００３５％ＮはＡｌＮとして微細に析出するとコイルエンド性増加
の原因となる。本発明においてはＢＮとして固定される
が、ＢＮ量が多いと加工性が低下することから、上限は
０．００３５％である。

【００２２】Ｂ≦０．００３％Ｂは本発明において重要な役割を演じる元素である。Ｂ
が添加されないとたとえ低温加熱であってもある程度は
ＭｎＳやＡｌＮが溶解してしまい、微細なＭｎＳやＡｌ
Ｎが析出してしまう。Ｂは微細ＭｎＳを核としてＢＮと
して析出し、粗大複合析出物となるとともにＮを固定し
て微細ＡｌＮの析出を抑制する。その結果、本発明にお
いては従来にない粒成長性が実現される。しかし、ＢＮ
が過剰に存在すると加工性が低下することから、添加量
の上限は０．００３％である。

【００２３】Ｂ／Ｎ（原子比）＝０．６〜１．３Ｂは、Ｎに対し過剰に添加されると固溶Ｂ量が多くなり
鋼が硬質化するため、ＢとＮの原子％の比は０．６〜
１．３である。これ以外の原子比では、良好な加工性
（ｒ値）が得られない。これは以下に示す本発明の実験
により明らかとなった。重量％で、Ｃ：約０．０３％、
Ｓｉ：約０．０１％、Ｍｎ：約０．１５％、Ｐ：約０．
０１％、Ｓ：約０．０１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：約０．０１
５％、Ｎ：約０．００２％、Ｂの添加量を各種変化させ
た材料を溶解し、熱間圧延を行った。スラブ加熱温度を
１１１０℃とし、粗圧延後９３０℃になったとき１０５
０℃に粗バー加熱を行い、巻取温度は６８０℃とした。
得られた熱延板を酸洗し、冷圧率８０％で冷間圧延を行
った後、７２０℃で連続焼鈍を行い、得られた材料のｒ
値を測定した。結果を図２に示す。Ｂ／Ｎ比が０．６以
上で、良好なｒ値が得られること、Ｂ／Ｎ比１．３超え
では過剰Ｂにより逆にｒ値が低下することがわかる。さ
らに、Ｂ／Ｎは０．８〜１．２で効果が大きいことか
ら、この範囲が好ましい。

【００２４】本発明の対象とする鋼には、種々の目的に
応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｐｂ等を添加し
ても本発明の効果が失われることはない。ただし、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒなど、微細な窒化物を形成する元素
を添加するとこれらの微細析出物が粒成長性を阻害する
ことから、これらの元素の添加又は混入は０．０１％以
下とするのが望ましい。

【００２５】上記の成分範囲に調整することにより、従
来以上の加工性を有し、コイルエンド性の小さい低炭素
冷延鋼板を平易かつ廉価に得ることが可能となる。この
ような特性の鋼板は以下の製造方法により製造すること
ができる。

【００２６】（２）鋼板製造工程（２−１）態様１の製造条件（製造方法）上記の成分範囲に調整した鋼を転炉にて溶
製した後、連続鋳造によりスラブにし、１１５０℃以下
に加熱し、粗圧延して粗バーとし、その後９５０℃以下
の粗バーを９８０℃以上に加熱し、Ａｒ₃ 点以上で仕上
げ圧延を行い、６５０℃超えで巻き取る。次に、巻き取
った熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する。ａ．スラブの加熱温度スラブを１１５０℃以下に加熱し、粗圧延して粗バーと
する。

【００２７】本発明においては、スラブの加熱温度は重
要な役割を演ずる。本発明ではＭｎＳを粗大化してコイ
ルエンド性を解消している。そこで、スラブ中に粗大析
出したＭｎＳについては、可能な限り粗大なままとする
ため低温加熱を指向している。加熱温度があまり高い
と、加熱時にＭｎＳが多量に固溶してしまい、微細Ｍｎ
Ｓが過剰に析出するため、ＢＮによる粗大化効果が低下
してしまうことから、加熱温度は１１５０℃以下であ
る。また、あまり低いと圧延負荷が過剰となることか
ら、１０５０℃以上が好ましい。

【００２８】ｂ．粗バー加熱温度粗圧延した粗バーを９５０℃以下とした後、９８０℃以
上に加熱する。粗バー加熱はＭｎＳの析出を促進し、粗
バー両端の温度差やスキッドマークを解消するなど、本
発明の中核をなすものである。ＭｎＳを微細析出させる
ため、粗バー加熱前温度の上限は９５０℃以下である。
また、粗バー加熱前温度については、仕上げ圧延前にＡ
ｌＮが析出すると、再結晶を遅延させるとともに再結晶
核となることで結晶粒を細かくすることから７５０℃以
上が望ましい。さらに好ましくは、粗バー加熱前温度が
Ａｒ₃ 点以下になるとγ／α変態により粗バー加熱後の
γ粒径が、Ａｒ₃ 以下に冷却しない場合と比べて若干微
細となり、結果的に熱延板粒径が若干小さくなることか
ら、粗バー加熱前温度はＡｒ₃ 以上がよい。

【００２９】また、粗バー加熱温度を９８０℃未満とし
た場合には、微細ＭｎＳを仕上げ圧延前に完全に析出さ
せることができず、本発明の効果が得られない。従っ
て、加熱温度の下限は９８０℃以上である。一方、粗バ
ー加熱温度が高いと微細析出したＭｎＳが再び固溶し、
本発明の効果が失われることから、粗バー加熱温度はス
ラブ加熱温度以下が望ましく、さらに１０５０℃以下が
好ましい。

【００３０】加熱方法については特に限定しないが、Ｍ
ｎＳの析出駆動力を保持したまま急速に、かつ均一に加
熱できる誘導加熱や電気抵抗加熱などが望ましい。ま
た、粗バー加熱前の粗バーをコイル状に一度巻取り、巻
き戻してから粗バー加熱を行うと、ＭｎＳの析出駆動力
が向上することから粗バー加熱前にコイルボックス使用
しても良い。

【００３１】ｃ．仕上圧延温度本発明においては、仕上圧延温度はＡｒ₃ 点以上であ
る。仕上圧延温度がＡｒ₃ 点未満となると、ｒ値を低下
させる集合組織が発達してしまうため、下限はＡｒ₃ 点
以上である。

【００３２】ｄ．巻取温度仕上げ圧延を行った熱延鋼板を６５０℃超えで巻き取
る。巻取温度は本発明において重要である。ｒ値を向上
させるには熱延板の炭化物を凝集粗大化する必要があ
る。従って、巻取温度は６５０℃超えである。ただし、
過剰な高温巻取は著しい酸洗性の低下を招くことから、
８００℃以下が望ましい。

【００３３】（２−２）態様２の製造条件（製造方法）上記の成分範囲に調整した鋼を連続鋳造に
よりスラブにし、温度が７５０℃以上で加熱炉に挿入
し、１１５０℃以下に加熱して、粗圧延し、粗バーと
し、その後９５０℃以下の粗バーを９８０℃以上に加熱
し、Ａｒ₃ 点以上で仕上げ圧延を行い、６５０℃超えで
巻き取る。次に、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、焼
鈍する。ａ．スラブの加熱炉挿入温度連続鋳造後のスラブ温度が７５０℃以上で加熱炉に挿入
する。

【００３４】連続鋳造後、スラブ温度が７５０℃未満に
なるとスラブ中にＡｌＮが析出する。ＡｌＮが析出する
とスラブ中のＮが消費され、ＢＮの粗大化が促進されな
くなり、それ以上のＢＮが粗大化しなくなる。ＡｌＮの
析出を抑制しＢＮの粗大析出を促進するために、連続鋳
造後スラブの加熱炉挿入温度の下限は、ＡｌＮが析出を
開始する７５０℃以上である。また、特定するものでは
ないが、１０００℃以下に冷却しないとＭｎＳやＢＮの
粗大析出が逆に遅延することから、１０００℃以下で加
熱炉に挿入することが望ましい。

【００３５】このように、連続鋳造後のスラブ温度が７
５０℃以上で加熱炉に挿入すれば、本発明の効果をさら
に増加させることができる。ｂ．スラブの加熱温度態様１の製造条件と同様。

【００３６】ｃ．粗バー加熱温度態様１の製造条件と同様。ｄ．仕上温度態様１の製造条件と同様。

【００３７】ｅ．巻取温度態様１の製造条件と同様。以上、本発明において、態様
１及び２の各工程の温度は重要な意味を持っており、こ
のどれか一つでもかけた場合、本発明の効果は得られな
い。

【００３８】なお、酸洗後の冷間圧延については、加工
性、特に深絞り性から圧延率は３０〜９０％が好まし
い。焼鈍についても軟質化のため６００℃以上、粗大粒
抑制のため９００℃以下とする。焼鈍方法は連続焼鈍で
ある。ただし、箱焼鈍を行ってもなんら問題は生じな
い。調質圧延の条件についての制限はないが、あまり高
いとＥＬの低下が激しいことから、２％以下が望まし
い。また、本発明鋼の成分調整には、転炉と電気炉のど
ちらも使用可能である。以下に本発明の実施例を挙げ、
本発明の効果を立証する。

【００３９】

【実施例】

（実施例１）表１に示す成分の鋼（本発明鋼：Ｎｏ．１
〜１９、比較鋼：Ｎｏ．２０〜２５）を溶解し、表２に
示す製造条件（本発明例：Ｎｏ．１〜１９、比較例：Ｎ
ｏ．２０〜２５）にて熱延を行った。粗バーの加熱につ
いては誘導加熱で行い、昇温に要した時間は５秒以内で
ある。さらに得られた熱延板を冷圧率７０％で冷間圧延
を行い、７５０℃で連続焼鈍熱サイクルにより焼鈍を行
った。調圧率は０．８％、板厚は０．８ｍｍである。製
造したコイルの熱延時の長手方向先端部（Ｔ部）３ｍと
中央部（Ｍ部）さらには後端部（Ｂ部）３ｍからＪＩＳ
５号引張試験片を採取し、引張試験による引張強度（Ｔ
Ｓ）及び平均のｒ値を測定した。さらに、Ｔ部、Ｂ部の
小さい方のｒ値とＭ部のｒ値との差を算出した。

【００４０】なお、平均のｒ値は、ＪＩＳ５号引張試験
片を鋼板の圧延方向、圧延直角方向及び圧延４５°方向
に採取し、１５％歪みを引張りにより付与した時のｒ
値、ｒ₀ 、ｒ₉₀、ｒ₄₅から、mean-r＝（ｒ₀ ＋２ｒ₄₅＋
ｒ₉₀）／４により算出された値である。

【００４１】結果を表２にまとめて示す。本発明例Ｎ
ｏ．１〜１９においては、Ｍ部のｒ値は１．７以上であ
り、かつコイル端部とＭ部のｒ値の差は０．３以下にな
った。一方、比較例Ｎｏ．２０〜２５においては、スラ
ブ加熱温度、粗バー加熱温度、巻取温度及びＢ量のいず
れか一つの条件でもかけた場合であり、ｒ値の著しい向
上もしくはコイルエンド性の低減が認められない。以上
より、本発明により製造された低炭素冷延鋼板は従来に
ない高いｒ値を有し、かつコイルエンド性が小さい。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】（実施例２）表３に示す成分の鋼（本発明
鋼：Ｎｏ．１〜１９、比較鋼：Ｎｏ．２０〜２５）を溶
解し、表４に示す温度で加熱炉に挿入し、同表に示す条
件で熱延を行った。さらに得られた熱延板を冷圧率８５
％で冷間圧延を行い、７００℃で連続焼鈍熱サイクルに
より焼鈍を行った。板厚は１．２ｍｍとした。製造した
コイルの熱延時の長手方向先端部（Ｔ部）３ｍと中央部
（Ｍ部）さらには後端部（Ｂ部）３ｍからＪＩＳ５号引
張試験片を採取し、引張試験による引張強度（ＴＳ）及
び平均のｒ値を実施例１と同様に測定した。さらに、Ｔ
部、Ｂ部の小さい方のｒ値とＭ部のｒ値との差を算出し
た。

【００４５】結果を表４にまとめて示す。本発明例Ｎ
ｏ．１〜１９においては、Ｍ部のｒ値は１．８以上であ
り、かつコイル端部とＭ部のｒ値の差は０．２以下にな
った。一方、比較例Ｎｏ．２０〜２５においては、スラ
ブ加熱温度、粗バー加熱温度、巻取温度及びＢ量のいず
れか一つの条件でもかけた場合であり、ｒ値の著しい向
上もしくはコイルエンド性の低減が認められない。以上
より、本発明により製造された低炭素冷延鋼板は従来に
ない高いｒ値を有し、かつコイルエンド性が小さい。

【００４６】

【表３】

【００４７】

【表４】

【００４８】

【発明の効果】本発明によれば、鋼組成及び製造条件を
特定することにより、廉価な低炭素鋼を用いて加工性、
特に深絞り性に優れたコイルエンド性の小さい軟質冷延
鋼板を製造することが可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施の形態に係る粗バー加熱温度とＭ
部のｒ値及びＭ部とＴ，Ｂ部のｒ値の差との関係を示す
図。

【図２】本発明の実施の形態に係るＢ／Ｎ比とＭ部のｒ
値及びＭ部とＴ，Ｂ部のｒ値の差との関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者澤田弘東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者石黒康英東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者村山尚志東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ≦０．０５％と、Ｍｎ≦
０．５％と、Ｓｉ≦０．１％と、Ｐ≦０．０２５％と、
Ｓ≦０．０３％と、Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４％と、Ｎ≦
０．００３５％と、Ｂ≦０．００３％とを含有し、かつ
原子比でＢ／Ｎ＝０．６〜１．３を満足し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物からなる鋼板を製造する方法におい
て、鋼を１１５０℃以下に加熱し、粗圧延して粗バーとする
工程と、９５０℃以下の粗バーを９８０℃以上に加熱し、Ａｒ₃
点以上で仕上げ圧延を行い、６５０℃超えで巻き取る工
程と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する工程と、を備えたことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造
方法。
【請求項２】請求項１に記載の組成を有する鋼板を製
造する方法において、連続鋳造した鋼を７５０℃以上で加熱炉に挿入して１１
５０℃以下に加熱し、粗圧延して粗バーとする工程と、９５０℃以下の粗バーを９８０℃以上に加熱し、Ａｒ₃
点以上で仕上げ圧延を行い、６５０℃超えで巻き取る工
程と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する工程と、を備えたことを特徴とする高加工性軟質冷延鋼板の製造
方法。