JP3508491B2 - 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP3508491B2 JP3508491B2 JP21549597A JP21549597A JP3508491B2 JP 3508491 B2 JP3508491 B2 JP 3508491B2 JP 21549597 A JP21549597 A JP 21549597A JP 21549597 A JP21549597 A JP 21549597A JP 3508491 B2 JP3508491 B2 JP 3508491B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- rolled steel
- annealing
- present
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に自動車、家電
製品等に適する連続焼鈍における組織安定性に優れた軟
質冷延鋼板及びその製造方法に関する。
製品等に適する連続焼鈍における組織安定性に優れた軟
質冷延鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、連続焼鈍で製造される加工用冷延
鋼板の製造では、軟質化と高ｒ値化のために熱延時に高
温巻取を行いＡｌＮの析出と炭化物の凝集粗大化を促進
している。ただし、高温巻取を行うと、酸素の供給が容
易なコイルの両端部においてスケール厚の増大をもたら
し酸洗性が劣化するという問題がある。そこで、Ｂ添加
で軟質化することを利用して巻取温度を低減する方法と
して、特開平２−２６３９３２号公報には、Ｍｎ／Ｓを
規定したＢ添加鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、５
６０〜６５０℃で巻取り、７３０〜８８０℃の比較的高
温で連続焼鈍を行う深絞り用冷延鋼板の製造方法が開示
されている。そして、Ｂ添加鋼の良好な粒成長性を利用
し、低温巻取のまま高温連続焼鈍によって良好な加工性
を得る方法も種々提案されている。たとえば、特開平７
−３３３２号公報にはＢ添加鋼を６００〜７００℃で巻
取り、７４０〜９３０℃で焼鈍を行うことを特徴とする
加工用冷延鋼板の製造方法が、特開平９−３５５０号公
報にはＢ添加鋼を６３０〜７２０℃で巻取り、８００〜
８８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする加工用冷延鋼板
の製造方法が、特開昭５６−１５６７２０号公報に、Ｂ
とＮの関係を規定して６５０℃以下の低温巻取を行い高
温焼鈍する加工性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示さ
れている。さらに高加工性を得るためにＢ／Ｎや添加元
素、スラブ加熱温度を規定したものとして、特開昭６４
−１５３２７号公報に、ＢをＮの当量以上添加した鋼の
スラブ加熱温度を規定して５５０〜７００℃で巻取り７
５０〜８５０℃で焼鈍する方法、特開昭６１−２６６５
５６号公報に、Ｃｒを０．１０〜０．３０％添加し、Ｂ
／Ｎを０．５〜２．０に規定した鋼を５５０〜７００℃
で巻取り、８００℃前後で焼鈍を行うプレス成形性に優
れた冷延鋼板が開示されている。
鋼板の製造では、軟質化と高ｒ値化のために熱延時に高
温巻取を行いＡｌＮの析出と炭化物の凝集粗大化を促進
している。ただし、高温巻取を行うと、酸素の供給が容
易なコイルの両端部においてスケール厚の増大をもたら
し酸洗性が劣化するという問題がある。そこで、Ｂ添加
で軟質化することを利用して巻取温度を低減する方法と
して、特開平２−２６３９３２号公報には、Ｍｎ／Ｓを
規定したＢ添加鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、５
６０〜６５０℃で巻取り、７３０〜８８０℃の比較的高
温で連続焼鈍を行う深絞り用冷延鋼板の製造方法が開示
されている。そして、Ｂ添加鋼の良好な粒成長性を利用
し、低温巻取のまま高温連続焼鈍によって良好な加工性
を得る方法も種々提案されている。たとえば、特開平７
−３３３２号公報にはＢ添加鋼を６００〜７００℃で巻
取り、７４０〜９３０℃で焼鈍を行うことを特徴とする
加工用冷延鋼板の製造方法が、特開平９−３５５０号公
報にはＢ添加鋼を６３０〜７２０℃で巻取り、８００〜
８８０℃で焼鈍を行うことを特徴とする加工用冷延鋼板
の製造方法が、特開昭５６−１５６７２０号公報に、Ｂ
とＮの関係を規定して６５０℃以下の低温巻取を行い高
温焼鈍する加工性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示さ
れている。さらに高加工性を得るためにＢ／Ｎや添加元
素、スラブ加熱温度を規定したものとして、特開昭６４
−１５３２７号公報に、ＢをＮの当量以上添加した鋼の
スラブ加熱温度を規定して５５０〜７００℃で巻取り７
５０〜８５０℃で焼鈍する方法、特開昭６１−２６６５
５６号公報に、Ｃｒを０．１０〜０．３０％添加し、Ｂ
／Ｎを０．５〜２．０に規定した鋼を５５０〜７００℃
で巻取り、８００℃前後で焼鈍を行うプレス成形性に優
れた冷延鋼板が開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、粒成長
性に優れたＢ添加鋼について、７８０℃以上の高温焼鈍
を行うと、しばしば混粒組織となり加工時の表面品質が
劣化する問題がある。近年では従来にも増して表面性状
についても高品質が求められるようになっており、これ
までは大きな問題には至らなかったこのような混粒組織
による表面性状の劣化が問題となりつつあるにもかかわ
らず、上記従来技術では７８０℃以上の焼鈍で発生する
混粒組織による表面品質低下に対する改善策は示されて
いない。
性に優れたＢ添加鋼について、７８０℃以上の高温焼鈍
を行うと、しばしば混粒組織となり加工時の表面品質が
劣化する問題がある。近年では従来にも増して表面性状
についても高品質が求められるようになっており、これ
までは大きな問題には至らなかったこのような混粒組織
による表面性状の劣化が問題となりつつあるにもかかわ
らず、上記従来技術では７８０℃以上の焼鈍で発生する
混粒組織による表面品質低下に対する改善策は示されて
いない。
【０００４】以上のように、Ｂ添加鋼について連続焼鈍
における組織安定性を高めて、混粒の発生を防止する方
法は得られていないのが現状である。
における組織安定性を高めて、混粒の発生を防止する方
法は得られていないのが現状である。
【０００５】本発明の目的は、高温焼鈍における組織安
定性に優れたＢ添加軟質冷延鋼板及びその製造方法を提
供することにある。
定性に優れたＢ添加軟質冷延鋼板及びその製造方法を提
供することにある。
【０００６】
【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。
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。
【０００７】（１）本発明の鋼板は、重量％で、Ｃ：
０．０１〜０．０３％と、Ｓｉ≦０．１％と、Ｍｎ≦
０．５％と、Ｐ≦０．０３％と、Ｓ≦０．０３％と、Ｎ
≦０．００２８％と、Ｂ≦０．００３５％とを含有し、
かつ化学量論比でＢ／Ｎ＝０．６〜１．５及びＡｌ≦
０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×０．６）を満足し、残部がＦ
ｅ及び不可避不純物であることを特徴とする、組織安定
性に優れた軟質冷延鋼板である。
０．０１〜０．０３％と、Ｓｉ≦０．１％と、Ｍｎ≦
０．５％と、Ｐ≦０．０３％と、Ｓ≦０．０３％と、Ｎ
≦０．００２８％と、Ｂ≦０．００３５％とを含有し、
かつ化学量論比でＢ／Ｎ＝０．６〜１．５及びＡｌ≦
０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×０．６）を満足し、残部がＦ
ｅ及び不可避不純物であることを特徴とする、組織安定
性に優れた軟質冷延鋼板である。
【０００８】（２）本発明の鋼板は、鋼成分として、重
量％でさらに、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｒ
≦０．０１％、Ｓｎ≦０．５％、Ｃａ≦０．１％、及び
Ｏ≦０．０５％の群から選択される１種又は２種以上を
合計で２％以下の範囲で含有することを特徴とする、上
記（１）に記載の組織安定性に優れた軟質冷延鋼板であ
る。
量％でさらに、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｒ
≦０．０１％、Ｓｎ≦０．５％、Ｃａ≦０．１％、及び
Ｏ≦０．０５％の群から選択される１種又は２種以上を
合計で２％以下の範囲で含有することを特徴とする、上
記（１）に記載の組織安定性に優れた軟質冷延鋼板であ
る。
【０００９】（３）本発明の製造方法は、上記（１）ま
たは（２）に記載の組成を有する鋼板を製造する方法に
おいて、連続鋳造で得られたスラブをＡｒ3 点以上の温
度域で仕上げ圧延を行い、６５０℃未満で巻き取る工程
と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、昇温速度１０℃
／秒以上かつ均熱温度７８０℃以上で連続焼鈍する工程
とを備えたことを特徴とする組織安定性に優れた軟質冷
延鋼板の製造方法である。
たは（２）に記載の組成を有する鋼板を製造する方法に
おいて、連続鋳造で得られたスラブをＡｒ3 点以上の温
度域で仕上げ圧延を行い、６５０℃未満で巻き取る工程
と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、昇温速度１０℃
／秒以上かつ均熱温度７８０℃以上で連続焼鈍する工程
とを備えたことを特徴とする組織安定性に優れた軟質冷
延鋼板の製造方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、高温焼鈍における
組織安定性に優れたＢ添加軟質冷延鋼板及びその製造方
法を得るために、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を
得るに至った。
組織安定性に優れたＢ添加軟質冷延鋼板及びその製造方
法を得るために、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を
得るに至った。
【００１１】Ｂ添加鋼は粒成長性が優れるため、高温焼
鈍を行うと組織が混粒になりやすい。図１に一例を示す
が、Ｃ＝０．０１５％、Ａｌ＝０．０２３％、Ｂ＝０．
０００７％、Ｎ＝０．００２０％、Ｂ／Ｎ＝０．４５の
鋼を６００℃で巻取り、８００℃で焼鈍すると部分的に
粗大なフェライト粒が発生する。
鈍を行うと組織が混粒になりやすい。図１に一例を示す
が、Ｃ＝０．０１５％、Ａｌ＝０．０２３％、Ｂ＝０．
０００７％、Ｎ＝０．００２０％、Ｂ／Ｎ＝０．４５の
鋼を６００℃で巻取り、８００℃で焼鈍すると部分的に
粗大なフェライト粒が発生する。
【００１２】そこで、本発明者らは高温焼鈍でこのよう
な混粒の発生する原因を鋭意研究した結果、固溶Ｎがあ
る程度残存する状態で高温焼鈍を行うとＡｌＮが不均一
に析出し、特に粒成長性に優れるＢ添加鋼では容易に局
部的な粗大粒が発生することを突き止めた。そして、こ
の混粒を抑制するには、まずＢ／Ｎ比を規定して熱延板
中の固溶Ｎ量を低減すること、さらには（１）式Ａｌ≦
０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×０．６） …（１） に示す関係によりＢ／Ｎに合わせてＡｌ量を低減するこ
とにより、焼鈍時のＡｌＮの析出開始を遅延させればよ
く、高温焼鈍時の再結晶時の粒成長を局部的に阻害する
ことなく組織安定性に優れた軟質冷延鋼板を製造可能で
あることを見出した。以下にその知見の基礎となった実
験を示す。Ｃ＝約０．０１５％、Ｍｎ＝約０．２０％、
Ｐ＝約０．０１１％、Ｓ＝約０．００８％、Ａｌ＝約
０．０１０％、Ｂ≦０．００３５％、Ｎ≦０．００２８
％を含み、Ｂ／Ｎ比を変化させた材料を、１２００℃ま
で加熱し、Ａｒ3 点以上の温度で仕上げ圧延を行い、６
００℃で巻きとった。引き続き酸洗、冷間圧延後、２０
℃／秒で昇温し８００℃で焼鈍を行い、板厚１．２ｍｍ
の焼鈍板を作成し、断面組織観察とＪＩＳ ５号引張試
験片によりＥＬを測定した。結果を図２に示す。Ｂ／Ｎ
の上昇に伴い、わずかながらＥＬは上昇し、従来より言
われている軟質化効果が認められるが、Ｂ／Ｎが０．２
以上では顕著な効果は認められない。しかしながら、最
大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある結
晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）について
はＢ／Ｎが０．２〜０．６の範囲で著しく増大し、正常
な粒成長性ではなく混粒が発生している。また、Ｂ／Ｎ
が１．５を越えると固溶Ｂによる細粒効果と固溶強化に
よってＥＬが低下した。つぎに、Ｃ＝約０．０１５％、
Ｍｎ＝約０．２０％、Ｐ＝約０．０１１％、Ｓ＝約０．
００８％、Ｂ／Ｎ＝約１を含み、Ａｌ量を変化させた材
料を、１２００℃まで加熱し、Ａｒ3 点以上の温度で仕
上げ圧延を行い、６００℃で巻きとった。引き続き酸
洗、冷間圧延後、２０℃／秒で昇温し８００℃で焼鈍を
行い、板厚１．２ｍｍの焼鈍板を作成し、断面組織観察
とＪＩＳ ５号引張試験片によりＥＬを測定した。結果
を図３に示す。Ａｌ量の変化に伴うＥＬの変化は緩やか
であるが、最大粒径は上記（１）式で計算されるＡｌ量
（０．０２７％）以上で急激に大きくなっており、混粒
組織となっていることがわかる。
な混粒の発生する原因を鋭意研究した結果、固溶Ｎがあ
る程度残存する状態で高温焼鈍を行うとＡｌＮが不均一
に析出し、特に粒成長性に優れるＢ添加鋼では容易に局
部的な粗大粒が発生することを突き止めた。そして、こ
の混粒を抑制するには、まずＢ／Ｎ比を規定して熱延板
中の固溶Ｎ量を低減すること、さらには（１）式Ａｌ≦
０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×０．６） …（１） に示す関係によりＢ／Ｎに合わせてＡｌ量を低減するこ
とにより、焼鈍時のＡｌＮの析出開始を遅延させればよ
く、高温焼鈍時の再結晶時の粒成長を局部的に阻害する
ことなく組織安定性に優れた軟質冷延鋼板を製造可能で
あることを見出した。以下にその知見の基礎となった実
験を示す。Ｃ＝約０．０１５％、Ｍｎ＝約０．２０％、
Ｐ＝約０．０１１％、Ｓ＝約０．００８％、Ａｌ＝約
０．０１０％、Ｂ≦０．００３５％、Ｎ≦０．００２８
％を含み、Ｂ／Ｎ比を変化させた材料を、１２００℃ま
で加熱し、Ａｒ3 点以上の温度で仕上げ圧延を行い、６
００℃で巻きとった。引き続き酸洗、冷間圧延後、２０
℃／秒で昇温し８００℃で焼鈍を行い、板厚１．２ｍｍ
の焼鈍板を作成し、断面組織観察とＪＩＳ ５号引張試
験片によりＥＬを測定した。結果を図２に示す。Ｂ／Ｎ
の上昇に伴い、わずかながらＥＬは上昇し、従来より言
われている軟質化効果が認められるが、Ｂ／Ｎが０．２
以上では顕著な効果は認められない。しかしながら、最
大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある結
晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）について
はＢ／Ｎが０．２〜０．６の範囲で著しく増大し、正常
な粒成長性ではなく混粒が発生している。また、Ｂ／Ｎ
が１．５を越えると固溶Ｂによる細粒効果と固溶強化に
よってＥＬが低下した。つぎに、Ｃ＝約０．０１５％、
Ｍｎ＝約０．２０％、Ｐ＝約０．０１１％、Ｓ＝約０．
００８％、Ｂ／Ｎ＝約１を含み、Ａｌ量を変化させた材
料を、１２００℃まで加熱し、Ａｒ3 点以上の温度で仕
上げ圧延を行い、６００℃で巻きとった。引き続き酸
洗、冷間圧延後、２０℃／秒で昇温し８００℃で焼鈍を
行い、板厚１．２ｍｍの焼鈍板を作成し、断面組織観察
とＪＩＳ ５号引張試験片によりＥＬを測定した。結果
を図３に示す。Ａｌ量の変化に伴うＥＬの変化は緩やか
であるが、最大粒径は上記（１）式で計算されるＡｌ量
（０．０２７％）以上で急激に大きくなっており、混粒
組織となっていることがわかる。
【００１３】以上のような知見に基づき、本発明者ら
は、Ｂ添加鋼に添加するＢ／Ｎ比及びＡｌ量を一定範囲
内に制御し、さらに、熱延及び焼鈍条件を適正化するよ
うにして、高温焼鈍における組織安定性に優れたＢ添加
軟質冷延鋼板及びその製造方法を見出し、本発明を完成
させた。
は、Ｂ添加鋼に添加するＢ／Ｎ比及びＡｌ量を一定範囲
内に制御し、さらに、熱延及び焼鈍条件を適正化するよ
うにして、高温焼鈍における組織安定性に優れたＢ添加
軟質冷延鋼板及びその製造方法を見出し、本発明を完成
させた。
【００１４】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。
由、及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１５】（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０１〜０．０３％
Ｃが０．０３％を越えて添加されると炭化物が多量に析
出し、ｒ値やＥＬを低下させ、成形性を阻害することか
ら上限は０．０３％である。また、０．０１％未満では
連続焼鈍の過時効時に炭化物の析出駆動力が小さくなり
耐時効性が劣化することから、下限は０．０１％であ
る。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。 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。
出し、ｒ値やＥＬを低下させ、成形性を阻害することか
ら上限は０．０３％である。また、０．０１％未満では
連続焼鈍の過時効時に炭化物の析出駆動力が小さくなり
耐時効性が劣化することから、下限は０．０１％であ
る。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。 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。
【００１６】Ｐ≦０．０３％
Ｐは固溶強化元素であり、０．０３％を越える添加は鋼
の硬質化をもたらすことから上限は０．０３％である。
の硬質化をもたらすことから上限は０．０３％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。
０．０３％を越える添加はＭｎ量の増加につながり加工
性を低下させることから、上限は０．０３％である。
ｎＳとして固定される。それゆえ、低い方が望ましい。
０．０３％を越える添加はＭｎ量の増加につながり加工
性を低下させることから、上限は０．０３％である。
【００１８】Ｎ≦０．００２８％
本発明においてはＮ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０．００２
８％である。
が多いと加工性が低下することから、上限は０．００２
８％である。
【００１９】Ｂ≦０．００３５％
Ｂは軟質化に有効な元素であるが、Ｂが過剰に添加され
ると変形抵抗が上昇することから、上限は０．００３５
％である。
ると変形抵抗が上昇することから、上限は０．００３５
％である。
【００２０】Ｂ／Ｎ比：０．６〜１．５
本発明ではＢ／Ｎ比は極めて重要である。Ｂ／Ｎが０．
６未満では微細ＡｌＮの析出量が多くなり、鋼が硬質化
してしまうことから、Ｂ／Ｎの下限は０．６である。ま
た、Ｂ／Ｎが１．５を越えると鋼中Ｂが生じ、鋼が硬質
化してしまうことから、Ｂ／Ｎの上限は１．５である。
６未満では微細ＡｌＮの析出量が多くなり、鋼が硬質化
してしまうことから、Ｂ／Ｎの下限は０．６である。ま
た、Ｂ／Ｎが１．５を越えると鋼中Ｂが生じ、鋼が硬質
化してしまうことから、Ｂ／Ｎの上限は１．５である。
【００２１】
Ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×０．６）…（１）
Ａｌは脱酸剤として使用されることから、ある程度は含
まれるが、本発明においては、焼鈍時の微細ＡｌＮの析
出開始時間を左右することから、その添加範囲は重要で
ある。従来はＮの完全固定を目的にＡｌは多量に添加さ
れていたが、本発明では逆に低く抑える必要がある。焼
鈍時のＡｌＮの析出はＡｌ量と固溶Ｎ量に関係する。Ａ
ｌＮの析出は駆動力が大きい未再結晶部で早期に開始す
るため、Ｂ添加鋼のように固溶Ｎが適当に低い範囲にあ
ると未再結晶部の析出にＮが消費され、他の部分では析
出しにくくなり、析出は不均一となる。ＡｌＮが析出し
た部分では再結晶・粒成長が抑制されるが、他の部分で
は粒成長が進行し、一度粒径差がつくと成長過程でさら
に差が増大するため、混粒組織となる。これに対し、Ａ
ｌ量を上記（１）式により規定することでＡｌＮの析出
を遅延し未再結晶部への析出を回避でき混粒発生を抑制
できる。
まれるが、本発明においては、焼鈍時の微細ＡｌＮの析
出開始時間を左右することから、その添加範囲は重要で
ある。従来はＮの完全固定を目的にＡｌは多量に添加さ
れていたが、本発明では逆に低く抑える必要がある。焼
鈍時のＡｌＮの析出はＡｌ量と固溶Ｎ量に関係する。Ａ
ｌＮの析出は駆動力が大きい未再結晶部で早期に開始す
るため、Ｂ添加鋼のように固溶Ｎが適当に低い範囲にあ
ると未再結晶部の析出にＮが消費され、他の部分では析
出しにくくなり、析出は不均一となる。ＡｌＮが析出し
た部分では再結晶・粒成長が抑制されるが、他の部分で
は粒成長が進行し、一度粒径差がつくと成長過程でさら
に差が増大するため、混粒組織となる。これに対し、Ａ
ｌ量を上記（１）式により規定することでＡｌＮの析出
を遅延し未再結晶部への析出を回避でき混粒発生を抑制
できる。
【００２２】また、本発明では、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ
≦０．５％、Ｃｒ≦０．０１％、Ｓｎ≦０．５％、Ｃａ
≦０．１％、及びＯ≦０．０５％の群から選択される１
種又は２種以上を合計で２％以下の範囲で含有してもよ
い。
≦０．５％、Ｃｒ≦０．０１％、Ｓｎ≦０．５％、Ｃａ
≦０．１％、及びＯ≦０．０５％の群から選択される１
種又は２種以上を合計で２％以下の範囲で含有してもよ
い。
【００２３】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｎ，Ｃａ，Ｏなど
は、本発明において意図している組織安定性を妨げない
ことから、通常の鋼と同じ思想で適量添加することがで
きるのである。すなわち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｎは上
記範囲で添加することにより耐食性を向上させる。Ｃａ
は上記範囲で添加されると炭化物凝集を促進し、耐時効
性を向上させる。Ｏは鋼中では酸化物の形で存在し、Ｍ
ｎＳ，ＢＮの析出核としてはたらき、これらの析出を促
進する。
は、本発明において意図している組織安定性を妨げない
ことから、通常の鋼と同じ思想で適量添加することがで
きるのである。すなわち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｎは上
記範囲で添加することにより耐食性を向上させる。Ｃａ
は上記範囲で添加されると炭化物凝集を促進し、耐時効
性を向上させる。Ｏは鋼中では酸化物の形で存在し、Ｍ
ｎＳ，ＢＮの析出核としてはたらき、これらの析出を促
進する。
【００２４】上記の成分組成範囲に調整することによ
り、高温焼鈍における組織安定性に優れたＢ添加軟質冷
延鋼板を得ることが可能となる。
り、高温焼鈍における組織安定性に優れたＢ添加軟質冷
延鋼板を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。
により製造することができる。
【００２６】（２）鋼板製造工程
（製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られたスラブをＡｒ3 点以上の温度域
で仕上げ圧延を行い、６５０℃未満で巻き取る。次に、
巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、昇温速度１０℃／秒
以上かつ均熱温度７８０℃以上で連続焼鈍する。
し、連続鋳造で得られたスラブをＡｒ3 点以上の温度域
で仕上げ圧延を行い、６５０℃未満で巻き取る。次に、
巻き取った熱延鋼板を冷間圧延し、昇温速度１０℃／秒
以上かつ均熱温度７８０℃以上で連続焼鈍する。
【００２７】本発明において、各工程の温度は重要な意
味を持っており、このどれが一つでもかけた場合、本発
明の効果は低下する。
味を持っており、このどれが一つでもかけた場合、本発
明の効果は低下する。
【００２８】ａ．仕上温度
本発明においては、仕上温度はＡｒ3 点以上である。仕
上温度が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 点である。
上温度が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 点である。
【００２９】ｂ．巻取温度
酸洗性の観点から巻取温度の上限は６５０℃である。た
だし、２００℃未満ではコイルの形状が不安定になるこ
とから、２００℃以上が望ましい。
だし、２００℃未満ではコイルの形状が不安定になるこ
とから、２００℃以上が望ましい。
【００３０】ｃ．焼鈍昇温速度
本発明において、昇温速度は重要である。本発明では、
ＡｌとＢ／Ｎを規定してＡｌＮの析出を再結晶よりも遅
らせているが、昇温速度が１０℃／秒未満ではＡｌＮが
析出し易くなり、再結晶完了前にＡｌＮが未再結晶部に
析出し再結晶・粒成長を部分的に抑制するため、組織は
混粒となる。よって、昇温速度の下限は１０℃／秒であ
る。
ＡｌとＢ／Ｎを規定してＡｌＮの析出を再結晶よりも遅
らせているが、昇温速度が１０℃／秒未満ではＡｌＮが
析出し易くなり、再結晶完了前にＡｌＮが未再結晶部に
析出し再結晶・粒成長を部分的に抑制するため、組織は
混粒となる。よって、昇温速度の下限は１０℃／秒であ
る。
【００３１】ｄ．焼鈍温度
焼鈍温度が７８０℃未満では十分に軟質化しないことか
ら、焼鈍温度の下限は７８０℃である。ただし、９００
℃を越えて焼鈍を行うと冷間圧延で形成された集合組織
がランダムとなることから、９００℃以下が好ましい。
ら、焼鈍温度の下限は７８０℃である。ただし、９００
℃を越えて焼鈍を行うと冷間圧延で形成された集合組織
がランダムとなることから、９００℃以下が好ましい。
【００３２】スラブ加熱温度については特に規定はない
が、圧延負荷や仕上温度確保の観点から、１０５０℃以
上が好ましい。また、連続鋳造スラブを冷却することな
く直接圧延を行う直送圧延を行っても問題はない。粗圧
延後に加熱又は保持して仕上げ圧延を行っても本発明の
効果は失われない。また、粗圧延後、粗バーを接合して
仕上げ圧延を連続で行ってもなんら問題は生じない。さ
らに、薄スラブを用いても本発明の効果は変わらない。
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。調質圧延の条件に
ついての制限はないが、２％を越えるとＥＬの低下が激
しいことから、２％以下が望ましい。
が、圧延負荷や仕上温度確保の観点から、１０５０℃以
上が好ましい。また、連続鋳造スラブを冷却することな
く直接圧延を行う直送圧延を行っても問題はない。粗圧
延後に加熱又は保持して仕上げ圧延を行っても本発明の
効果は失われない。また、粗圧延後、粗バーを接合して
仕上げ圧延を連続で行ってもなんら問題は生じない。さ
らに、薄スラブを用いても本発明の効果は変わらない。
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。調質圧延の条件に
ついての制限はないが、２％を越えるとＥＬの低下が激
しいことから、２％以下が望ましい。
【００３３】なお、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。
気炉のどちらも使用可能である。
【００３４】
【実施例】（実施例１）表１に示す成分の鋼をＡｒ3 点
以上の温度で熱間圧延を行い、表１に示す巻取温度で巻
きとった。引き続き酸洗、冷間圧延を行い、表１に示す
焼鈍条件で連続焼鈍を行ったのち、調圧率１．２％で調
質圧延を行い、板厚０．７ｍｍの板を製造した（本発明
例Ｎｏ．１〜４，６〜９，１１〜１４，１６，１７、比
較例Ｎｏ．５，１０）。
以上の温度で熱間圧延を行い、表１に示す巻取温度で巻
きとった。引き続き酸洗、冷間圧延を行い、表１に示す
焼鈍条件で連続焼鈍を行ったのち、調圧率１．２％で調
質圧延を行い、板厚０．７ｍｍの板を製造した（本発明
例Ｎｏ．１〜４，６〜９，１１〜１４，１６，１７、比
較例Ｎｏ．５，１０）。
【００３５】組織安定性については組織観察で評価し、
最大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある
結晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）を測定
した。成形性については、ＪＩＳ ５号引張試験片を用
いて引張特性を調査した。評価結果を表１に併せて示
す。
最大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある
結晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）を測定
した。成形性については、ＪＩＳ ５号引張試験片を用
いて引張特性を調査した。評価結果を表１に併せて示
す。
【００３６】表１より、本発明例Ｎｏ．１〜４，６〜
９，１１〜１４，１６，１７は、いずれも組織安定性及
び成形性ともに良好である。
９，１１〜１４，１６，１７は、いずれも組織安定性及
び成形性ともに良好である。
【００３７】一方、比較例No.５は、B／N比が本発明の
範囲を下回っており、比較例Nｏ．１０は、A１量が本発
明の範囲を越えており、本発明例に比べて組織安定性が
劣っている。以上から、本発明により、７８０℃以上の
高温焼鈍を行っても組織が安定した鋼板を得ることがで
きる。
範囲を下回っており、比較例Nｏ．１０は、A１量が本発
明の範囲を越えており、本発明例に比べて組織安定性が
劣っている。以上から、本発明により、７８０℃以上の
高温焼鈍を行っても組織が安定した鋼板を得ることがで
きる。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
（実施例２）表２に示す成分の鋼を冷却することなく、
製造後そのままＡｒ3点以上の温度で熱間圧延を行い、
表２に示す巻取温度で巻きとった。引き続き酸洗、冷間
圧延を行い、表２に示す焼鈍条件で連続焼鈍を行ったの
ち、調圧率０．８％で調質圧延を行い、板厚１．６ｍｍ
の板を製造した（本発明例Ｎｏ．１〜４，６〜９，１１
〜１４，１６，１７、比較例Ｎｏ．５，１０）。
製造後そのままＡｒ3点以上の温度で熱間圧延を行い、
表２に示す巻取温度で巻きとった。引き続き酸洗、冷間
圧延を行い、表２に示す焼鈍条件で連続焼鈍を行ったの
ち、調圧率０．８％で調質圧延を行い、板厚１．６ｍｍ
の板を製造した（本発明例Ｎｏ．１〜４，６〜９，１１
〜１４，１６，１７、比較例Ｎｏ．５，１０）。
【００４０】組織安定性については組織観察で評価し、
最大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある
結晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）を測定
した。成形性については、ＪＩＳ ５号引張試験片を用
いて引張特性を調査した。評価結果を表２に併せて示
す。
最大粒径（断面組織において板厚×１ｍｍの範囲にある
結晶粒の内最も大きい１０ケの結晶粒径の平均）を測定
した。成形性については、ＪＩＳ ５号引張試験片を用
いて引張特性を調査した。評価結果を表２に併せて示
す。
【００４１】表２より、本発明例Ｎｏ．１〜４，６〜
９，１１〜１４，１６，１７は、いずれも組織安定性及
び成形性ともに良好である。
９，１１〜１４，１６，１７は、いずれも組織安定性及
び成形性ともに良好である。
【００４２】一方、比較例Nｏ．５は、B量及びB／N比が
本発明の範囲を越えており、本発明例に比べて成形性が
劣っている。比較例Nｏ．１０は、Ａ１量が本発明の範
囲を越えており、本発明例に比べて組織安定性が劣って
いる。以上から、本発明により、７８０℃以上の高温焼
鈍を行っても組織が安定した鋼板を得ることができる。
本発明の範囲を越えており、本発明例に比べて成形性が
劣っている。比較例Nｏ．１０は、Ａ１量が本発明の範
囲を越えており、本発明例に比べて組織安定性が劣って
いる。以上から、本発明により、７８０℃以上の高温焼
鈍を行っても組織が安定した鋼板を得ることができる。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】
【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、高温連続焼鈍における組織安定性
に優れたＢ添加軟質冷延鋼板とその製造方法を提供する
ことができる。
特定することにより、高温連続焼鈍における組織安定性
に優れたＢ添加軟質冷延鋼板とその製造方法を提供する
ことができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】高温焼鈍により部分的に粗大なフェライト粒が
発生したＢ添加鋼の断面組織を示す顕微鏡写真。
発生したＢ添加鋼の断面組織を示す顕微鏡写真。
【図２】本発明の実施の形態に係るＢ／Ｎ比とＥＬ及び
最大粒径との関係を示す図。
最大粒径との関係を示す図。
【図３】本発明の実施の形態に係るＡｌ量とＥＬ及び最
大粒径との関係を示す図。
大粒径との関係を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭62−40319（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−266556（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−341541（ＪＰ，Ａ)
特開 昭55−94446（ＪＰ，Ａ)
特開 昭59−47332（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 301
C21D 8/04
C22C 38/04
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％
と、Ｓｉ≦０．１％と、Ｍｎ≦０．５％と、Ｐ≦０．０
３％と、Ｓ≦０．０３％と、Ｎ≦０．００２８％と、Ｂ
≦０．００３５％とを含有し、かつ化学量論比でＢ／Ｎ
＝０．６〜１．５及びＡｌ≦０．０３５×√（Ｂ／Ｎ×
０．６）を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物である
ことを特徴とする、組織安定性に優れた軟質冷延鋼板。 - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｒ≦０．０１％、Ｓｎ≦
０．５％、Ｃａ≦０．１％、及びＯ≦０．０５％の群か
ら選択される１種又は２種以上を合計で２％以下の範囲
で含有することを特徴とする、請求項１に記載の組織安
定性に優れた軟質冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の組成を有する
鋼板を製造する方法において、連続鋳造で得られたスラ
ブをＡｒ3 点以上の温度域で仕上げ圧延を行い、６５０
℃未満で巻き取る工程と、巻き取った熱延鋼板を冷間圧
延し、昇温速度１０℃／秒以上かつ均熱温度７８０℃以
上で連続焼鈍する工程と、を備えたことを特徴とする、
組織安定性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21549597A JP3508491B2 (ja) | 1997-07-28 | 1997-07-28 | 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
| US09/116,290 US6171413B1 (en) | 1997-07-28 | 1998-07-16 | Soft cold-rolled steel sheet and method for making the same |
| EP98113575A EP0905267B1 (en) | 1997-07-28 | 1998-07-21 | Soft cold-rolled steel sheet and method for making the same |
| DE69815778T DE69815778T2 (de) | 1997-07-28 | 1998-07-21 | Weiches, kaltgewalztes Stahlblech und Verfahren zu seiner Herstellung |
| CN98117554A CN1082560C (zh) | 1997-07-28 | 1998-07-27 | 软质冷轧钢板及其制造方法 |
| KR1019980030175A KR100294353B1 (ko) | 1997-07-28 | 1998-07-27 | 연질냉연강판 및 그 제조방법 |
| TW087112303A TW400390B (en) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Soft cold-rolled steel sheet and method for making the same |
| BR9802610-0A BR9802610A (pt) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Chapa de aço doce laminada a frio e processo para sua fabricação |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21549597A JP3508491B2 (ja) | 1997-07-28 | 1997-07-28 | 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150194A JPH1150194A (ja) | 1999-02-23 |
| JP3508491B2 true JP3508491B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=16673342
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21549597A Expired - Fee Related JP3508491B2 (ja) | 1997-07-28 | 1997-07-28 | 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3508491B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102534365B (zh) * | 2011-12-28 | 2014-04-02 | 首钢总公司 | 一种铝镇静钢热镀锌板及其生产方法 |
| JP6119928B1 (ja) * | 2015-07-10 | 2017-04-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-07-28 JP JP21549597A patent/JP3508491B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1150194A (ja) | 1999-02-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0905267B1 (en) | Soft cold-rolled steel sheet and method for making the same | |
| JP2682351B2 (ja) | 耐常温時効性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH03277741A (ja) | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 | |
| JPH08176735A (ja) | 缶用鋼板とその製造方法 | |
| JP3508491B2 (ja) | 組織安定性に優れた軟質冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6947327B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| JP2007092154A (ja) | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3674502B2 (ja) | 焼付け硬化型冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
| JP3339340B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2755014B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3446001B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3718987B2 (ja) | 耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3339343B2 (ja) | 高加工性軟質熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3762085B2 (ja) | 加工性に優れた直送圧延による軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0681045A (ja) | 加工性および焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH05179357A (ja) | フェライトステンレス冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3339342B2 (ja) | コイルエンド性の小さい軟質熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2669188B2 (ja) | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造法 | |
| JP4332960B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0776410B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPS59123721A (ja) | 加工性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2002003951A (ja) | 異方性の小さい冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3403637B2 (ja) | 加工性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3331944B2 (ja) | 加工性に優れた直送圧延による軟質熱延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20031215 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080109 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090109 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090109 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100109 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110109 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120109 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130109 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130109 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140109 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |