JP3339343B2 - 高加工性軟質熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

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熱延鋼
板の製造に関する。

【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、高延性化が精力的に
進められている。軟質高延性化には、熱間圧延時に高温
巻取を行うことが有効である。例えば、特開昭５８−１
４４１７号公報には、Ａｌ、Ｎの添加量を低く抑え、固
溶Ａｌの低減とＡｌＮの析出量を低減することにより高
温巻取で高延性を得る方法が開示されている。さらに
は、特開昭４８−１００３１３号公報には、Ｂ添加鋼を
高温巻取することにより粗大なＢＮを析出させ、粒成長
性を向上させることにより高延性を得る方法が開示され
ている。但し、このような単純に成分のみを調整した方
法では高延性を得ることは可能であるが、コイルエンド
性に問題が残るのが実際である。ここで、高温巻取を行
ってもコイルエンド性を低減する方法として、例えば、
特開昭５４−１２８４１０号公報に巻取後熱拡散防止剤
を塗布してコイル内の温度差を軽減することによってコ
イルエンド性を軽減する方法が開示されている。しか
し、この方法では熱拡散防止剤の塗布に手間がかかるこ
と、さらにはコイル冷却後塗布した熱拡散防止剤を除去
するのが困難であり、実用には至っていないのが現状で
ある。

【０００３】

【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、著しいコイルエンド性を生じずに高加工性を得
るには及んでいない。本発明の目的は、平易に従来と同
等もしくはそれ以上の加工性を有し、かつコイルエンド
性の小さい低炭素熱延鋼板の製造方法を提供することに
ある。

【０００４】

【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）本発明の熱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、を備えたこ
とを特徴とする高加工性軟質熱延鋼板の製造方法であ
る。

【０００５】（２）本発明の熱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、を備えたことを特徴とする高加工性軟質熱
延鋼板の製造方法である。

【０００６】

【発明の実施の形態】本発明者は、従来と同等もしくは
それ以上の加工性を有し、かつコイルエンド性の小さい
低炭素熱延鋼板を平易に得るために、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方法について、鋭
意研究を重ねた。すなわち、軟質高延性化には、良好な
粒成長性が必要である。

【０００７】その結果、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は仕上げ圧
延時に析出するが、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
ＭｎＳの量があまりにも少なく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。

【０００８】以下にその基礎となった実験結果を示す。
重量％で、Ｃ：約０．０３１％、Ｓｉ：約０．０１％、
Ｍｎ：約０．１６％、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１１２０℃、粗圧延後粗バー温度が９００℃と
なったときに粗バー加熱を行い、仕上温度８７０℃、巻
取温度７００℃を基本条件として、粗バー加熱温度を変
化させて熱間圧延を行った。得られた板厚１．６ｍｍの
熱延板を酸洗し、引張試験を行った。サンプリング位置
はコイル先端部（Ｔ部）３ｍ、コイル中央部（Ｍ部）、
コイル後端部（Ｂ部）３ｍとした。図１に、粗バー加熱
温度に対するＭ部のＥＬならびに、Ｍ部とＴ部、Ｂ部の
差を示す。粗バー加熱温度が９８０℃以上で高延性化す
るとともにコイルエンド性が低減されることがわかる。
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、９５０℃以下で保持しても温度が低いため、仕上げ
圧延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を核に析出するため、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により、本発明
では従来の低炭素鋼では実現されなかった良好な材質を
得ることができる。

【０００９】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、従来と同等もしくはそれ以上の加工性を確保できる
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。

【００１０】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。以上のように、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。

【００１１】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熱延鋼板の製造方法を見出し、本発
明を完成させた。

【００１２】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、従来と同等もしくは
それ以上の加工性を有し、かつコイルエンド性の小さい
低炭素熱延鋼板を平易に得ることができる。

【００１３】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が０．０５％を越えると炭化物が多量に析出し、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。

【００１４】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。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。
ＭｎＳ量があまり多くなると伸びフランジ性を低下させ
ることから、上限は０．０３％である。

【００１８】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。従来、ＡｌはＮをＡｌＮとして固定するために
多量に添加されていた。しかし、本発明においてはＡｌ
Ｎが多量に微細析出すると粒成長性を阻害することか
ら、析出を抑制する必要がある。本発明においては、Ｂ
添加によりＮの一部がＢＮで固定され、Ｂ無添加よりも
ＡｌＮ量は少なくなることから、上限は０．０４％であ
る。

【００１９】Ｎ≦０．００３５％ ＮはＡｌＮとして微細に析出すると粒成長を阻害し、Ｅ
Ｌを低下させる。本発明においては、ＢＮとして固定さ
れるが、あまり多いとＢＮが多くなり加工性が低下する
ことから、上限は０．００３５％である。

【００２０】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。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ＡｌＮ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
複合析出物となって微細ＭｎＳを無害化するとともにＮ
を固定して微細ＡｌＮの多量析出を抑制する。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、粗大な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。

【００２１】Ｂ／Ｎ（原子比）＝０．６〜１．３ Ｂ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、伸び（ＥＬ）が
低下し、さらにコイルエンド性も改善されない。

【００２２】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０．０２３％、Ｓｉ：約
０．０１％、Ｍｎ：約０．１５％、Ｐ：約０．００９
％、Ｓ：約０．００９％、Ｓｏｌ．Ａｌ：約０．０１６
％、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１
１２０℃とし、粗圧延後９００℃になったとき１０４０
℃に粗バー加熱を行い、巻取温度は７００℃とした。得
られた熱延板を酸洗し引張試験を行った。サンプリング
位置はコイル先端部（Ｔ部）３ｍ、コイル中央部（Ｍ
部）、コイル後端部（Ｂ部）３ｍとした。図２に、Ｂ／
Ｎ比に対するＭ部のＥＬならびに、Ｍ部とＴ部、Ｂ部の
差を示す。Ｂ／Ｎ比が０．６以上でＴ、Ｂ部とＭ部との
ＥＬの差が４％以下となり、コイルエンド性が改善され
る。さらにＢ／Ｎ比が０．６以上で、ＥＬが向上するこ
と、Ｂ／Ｎ比１．３越えでは過剰Ｂにより逆にＥＬが低
下することがわかる。さらに、Ｂ／Ｎが０．８〜１．２
で著しくＥＬが向上することからＢ／Ｎは０．８〜１．
２が望ましい。

【００２３】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。

【００２４】上記の成分範囲に調整することにより、従
来と同等もしくはそれ以上の加工性を有し、かつコイル
エンド性の小さい低炭素鋼板を平易に得ることが可能と
なる。

【００２５】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。 （２）鋼板製造工程 （２−１）態様１の製造条件 （製造方法）上記の成分組成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。 ａ．スラブ加熱温度 スラブを１１５０℃以下に加熱し、粗圧延して粗バーと
する。

【００２６】本発明においては、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Ｍ
ｎＳ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ＭｎＳ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。

【００２７】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、仕上げ圧延前に微
細ＡｌＮ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。

【００２８】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。

【００２９】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を使
用しても良い。

【００３０】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、粗大粒や加
工組織の残留が認められるようになり加工性が低下する
ことから、下限はＡｒ₃ 点以上である。

【００３１】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。良好な加工
性のためには炭化物を凝集粗大化しておく必要があると
ともに、熱延板粒径を大きくしなければならない。従っ
て、巻取温度の下限は６５０℃超えである。但し、過剰
な高温巻取は著しい酸洗性の低下や、厚く生成したスケ
ールの剥離が起こることから、上限は８００℃である。

【００３２】（２−２）態様２の製造条件 （製造方法）上記の成分組成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、７５０℃以
上のスラブを加熱炉に挿入して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。

【００３３】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。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る
ことから、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、１
０００℃以下で加熱炉に挿入することが望ましい。

【００３４】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．スラブ加熱温度 態様１の製造条件と同様。 ｃ．粗バー加熱温度 態様１の製造条件と同様。 ｄ．仕上圧延温度 態様１の製造条件と同様。 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。

【００３５】なお、本発明による熱延鋼板は酸洗材でも
黒皮ままでもその性能に変わりはない。また、酸洗後も
しくは酸洗を省略した黒皮ままで溶融亜鉛めっきを行っ
てもなんら問題はない。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。さらに、調質圧延後、連続焼鈍を
行い材質を調整してもコイルエンド性にはなんら影響を
及ぼさない。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。

【００３６】

【実施例】

（実施例１）表１に示す成分の鋼（本発明鋼：Ｎｏ．１
〜２０、比較鋼：Ｎｏ．２１〜２５）を溶解し、表２に
示す製造条件（本発明例：Ｎｏ．１〜２０、比較例：Ｎ
ｏ．２１〜２５）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１０秒以内
である。さらに得られた熱延板を酸洗、調圧率１％で調
圧してコイルとした。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より、圧延方向にＪＩＳ ５号引張試験片
を採取し、引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）を測定し
た。

【００３７】結果を表２にまとめて示す。Ｍ部について
は測定値を、Ｔ、Ｂ部についてはＭ部との差を示した。
本発明例Ｎｏ．１〜２０において、ＴＳについては、Ｍ
部とＴ、Ｂ部の差が３０Ｎ／ｍｍ² 以下、ＥＬについて
は、Ｍ部が４６％以上であり、かつＭ部とＴ、Ｂ部の差
が４％以下となり、コイルエンド性が改善されている。

【００３８】一方、比較例Ｎｏ．２１〜２５において
は、加熱温度、粗バー加熱温度、Ｂ量及び巻取温度のい
ずれかの条件が本発明範囲より逸脱している場合であ
り、材質の向上もしくはコイルエンド性のいずれかが十
分ではない。以上より、本発明により製造された熱延鋼
板のＴ、Ｂ部の材質はＭ部と同等である。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】（実施例２）表３に示す成分の鋼（本発明
鋼：Ｎｏ．１〜２０、比較鋼：Ｎｏ．２１〜２５）を溶
解し、鋳造後の熱片を表４の温度で加熱炉に挿入し、同
表に示す製造条件（本発明例：Ｎｏ．１〜２０、比較
例：Ｎｏ．２１〜２５）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１０
秒以内である。さらに得られた熱延板を酸洗、調圧率１
％で調圧してコイルとした。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より、圧延方向にＪＩＳ ５号引
張試験片を採取し、ＴＳとＥＬを測定した。

【００４２】結果を表４にまとめて示す。Ｍ部について
は測定値を、Ｔ、Ｂ部についてはＭ部との差を示した。
本発明例Ｎｏ．１〜２０において、ＴＳについては、Ｍ
部とＴ、Ｂの差が３０Ｎ／ｍｍ² 以下、ＥＬについて
は、Ｍ部が５０％以上であり、かつＭ部とＴ、Ｂ部の差
が３％以下となり、コイルエンド性が改善されている。

【００４３】一方、比較例Ｎｏ．２１〜２５において
は、加熱温度、粗バー加熱温度、Ｂ量及び巻取温度のい
ずれかの条件が本発明範囲より逸脱している場合であ
り、材質の向上もしくはコイルエンド性のいずれかが十
分ではない。以上より、本発明により製造された熱延鋼
板のＴ、Ｂ部の材質はＭ部と同等である。

【００４４】

【表３】

【００４５】

【表４】

【００４６】

【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、加工性に優れコイルエンド性の小
さい高延性熱延鋼板を安価に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ＥＬ及びＭ部とＴ、Ｂ部のＥＬ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Ｅ
Ｌ及びＭ部とＴ、Ｂ部のＥＬの差との関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 雅明 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 寺内 琢雅 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 (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【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、 を備えたことを特徴とする高加工性軟質熱延鋼板の製造
   方法。
2. 【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、 を備えたことを特徴とする高加工性軟質熱延鋼板の製造
   方法。