JPH07310142A - 低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH07310142A JPH07310142A JP12425894A JP12425894A JPH07310142A JP H07310142 A JPH07310142 A JP H07310142A JP 12425894 A JP12425894 A JP 12425894A JP 12425894 A JP12425894 A JP 12425894A JP H07310142 A JPH07310142 A JP H07310142A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 鉄源として、低品位の市中スクラップを10％
以上高配合しても、引張り強さが35Kgf/mm2 以下であっ
て加工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼板を製
造する。 【構成】 鋼板は、C ：0.01〜0.15% 、Si：0.2%以下、
Mn：0.1 〜0.4%、P ：0.04% 以下、S ：0.025%以下、so
l.Al: 0.02〜0.08% 、N: 0.002〜0.012%、Cu：0.04〜0.
4%、Sn:0.004〜0.04% 、Ni：0.01〜0.1%、Cr：0.01〜0.
1%およびMo：0.01〜0.1% (以上何れもwt.%) を含有して
おり、上記化学成分組成の鋼を、溶製した後、連続鋳造
によってスラブを鋳造し、次いで前記スラブを直接また
は1200℃以上の温度に加熱した後、Ａr3変態点以上の仕
上げ温度、600 ℃以下の巻取り温度で熱間圧延し、次い
で、所定の冷延率によって冷間圧延した後、箱焼鈍によ
って再結晶温度以上で均熱する焼鈍処理を施す。
以上高配合しても、引張り強さが35Kgf/mm2 以下であっ
て加工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼板を製
造する。 【構成】 鋼板は、C ：0.01〜0.15% 、Si：0.2%以下、
Mn：0.1 〜0.4%、P ：0.04% 以下、S ：0.025%以下、so
l.Al: 0.02〜0.08% 、N: 0.002〜0.012%、Cu：0.04〜0.
4%、Sn:0.004〜0.04% 、Ni：0.01〜0.1%、Cr：0.01〜0.
1%およびMo：0.01〜0.1% (以上何れもwt.%) を含有して
おり、上記化学成分組成の鋼を、溶製した後、連続鋳造
によってスラブを鋳造し、次いで前記スラブを直接また
は1200℃以上の温度に加熱した後、Ａr3変態点以上の仕
上げ温度、600 ℃以下の巻取り温度で熱間圧延し、次い
で、所定の冷延率によって冷間圧延した後、箱焼鈍によ
って再結晶温度以上で均熱する焼鈍処理を施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、低品位スクラップ高
配合型の、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下である加
工性に優れた軟質冷延鋼板（表面処理鋼板用原板を含
む。以下同じ。）およびその製造方法に関するものであ
る。
配合型の、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下である加
工性に優れた軟質冷延鋼板（表面処理鋼板用原板を含
む。以下同じ。）およびその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、廃棄された食缶および自動車など
の市中スクラップの量が増加し、製鉄業においては環境
問題対策上、鉄源として市中スクラップを多量に使用す
る必要性が高まりつつある。
の市中スクラップの量が増加し、製鉄業においては環境
問題対策上、鉄源として市中スクラップを多量に使用す
る必要性が高まりつつある。
【０００３】このような市中スクラップの品位は、年々
低下する傾向にあり、スクラップ中のCu、Sn、As、Niお
よびCrなどの所謂トランプエレメントの含有量が多くな
ってきた。トランプエレメントは、Feよりも酸化され難
いために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去され
ずに鋼中に残存する。その結果、スラブ連続鋳造時に割
れが発生しやすく、鋼板の加工性が劣化し、表面欠陥が
発生しやすくなるという問題が、例えば、特開平4-1629
43号公報および特開平4-371528号公報などにおいても指
摘されている。
低下する傾向にあり、スクラップ中のCu、Sn、As、Niお
よびCrなどの所謂トランプエレメントの含有量が多くな
ってきた。トランプエレメントは、Feよりも酸化され難
いために、現在の製鉄プロセスにおいては殆ど除去され
ずに鋼中に残存する。その結果、スラブ連続鋳造時に割
れが発生しやすく、鋼板の加工性が劣化し、表面欠陥が
発生しやすくなるという問題が、例えば、特開平4-1629
43号公報および特開平4-371528号公報などにおいても指
摘されている。
【０００４】耐食性、強度および表面品質特性の改善を
目的として、意識的にCu、CrおよびNi等の元素を添加す
る場合を除けば、トランプエレメントは、転炉製鋼時に
炉内に装入する10％未満の鉄スクラップから鋼中に混入
するものであり、従って、従来は鋼板中のトランプエレ
メントの含有量は極めて僅かであった。
目的として、意識的にCu、CrおよびNi等の元素を添加す
る場合を除けば、トランプエレメントは、転炉製鋼時に
炉内に装入する10％未満の鉄スクラップから鋼中に混入
するものであり、従って、従来は鋼板中のトランプエレ
メントの含有量は極めて僅かであった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかるに、低品位の市
中スクラップの発生量の増大に対応して、その鉄源とし
ての使用量が10％以上に多くなった結果、近年、鋼中の
トランプエレメントの含有量も多くなり、そのために、
鋼板の加工性の劣化や、表面欠陥の発生等、品質の劣化
が多くなる問題が生じている。
中スクラップの発生量の増大に対応して、その鉄源とし
ての使用量が10％以上に多くなった結果、近年、鋼中の
トランプエレメントの含有量も多くなり、そのために、
鋼板の加工性の劣化や、表面欠陥の発生等、品質の劣化
が多くなる問題が生じている。
【０００６】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、鉄源として、低品位の市中スクラップを10％
以上高配合しても、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下
であって加工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼
板およびその製造方法を提供することにある。
を解決し、鉄源として、低品位の市中スクラップを10％
以上高配合しても、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下
であって加工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼
板およびその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明の低品位スクラ
ップ高配合型軟質冷延鋼板は、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、 を含有することに特徴を有するものである。
ップ高配合型軟質冷延鋼板は、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、 を含有することに特徴を有するものである。
【０００８】そして、この発明の低品位スクラップ高配
合型軟質冷延鋼板の製造方法は、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、を含有する鋼を溶
製した後、連続鋳造によってスラブを鋳造し、次いで、
前記連続鋳造により鋳造されたスラブを、直接または12
00℃以上の温度に加熱した後、仕上げ温度 Ar3変態点以
上、巻取り温度 600℃以下の条件で熱間圧延し、次い
で、酸洗した後、下記式を満足する冷延率（ＣＲ）によ
って冷間圧延し、 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.
5 次いで、箱型焼鈍により再結晶温度以上で均熱する焼鈍
処理を施すことに特徴を有するものである。
合型軟質冷延鋼板の製造方法は、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、を含有する鋼を溶
製した後、連続鋳造によってスラブを鋳造し、次いで、
前記連続鋳造により鋳造されたスラブを、直接または12
00℃以上の温度に加熱した後、仕上げ温度 Ar3変態点以
上、巻取り温度 600℃以下の条件で熱間圧延し、次い
で、酸洗した後、下記式を満足する冷延率（ＣＲ）によ
って冷間圧延し、 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.
5 次いで、箱型焼鈍により再結晶温度以上で均熱する焼鈍
処理を施すことに特徴を有するものである。
【０００９】
【作用】本発明者等は、鉄源として、低品位の市中スク
ラップを10％以上高配合しても、例えば、引張強さが35
kgf/mm2 以下であって加工性に優れ且つ表面性状の良好
な軟質冷延鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。そのた
めに、本発明者等は、種々の化学成分組成および製造条
件で調製した冷延鋼板のランクフォード値に関して、以
下に述べる条件によって調べた。
ラップを10％以上高配合しても、例えば、引張強さが35
kgf/mm2 以下であって加工性に優れ且つ表面性状の良好
な軟質冷延鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。そのた
めに、本発明者等は、種々の化学成分組成および製造条
件で調製した冷延鋼板のランクフォード値に関して、以
下に述べる条件によって調べた。
【００１０】Cu：0.04〜0.40wt.%、および、Sn：0.004
〜0.040wt.% を含有し、Sol.Alの含有量を0.02〜0.08w
t.%、N の含有量を0.002 〜0.012wt.% 、Mnの含有量を
0.10〜0.40wt.%の範囲内で変化させた低炭素アルミキル
ド鋼のスラブを、1,260 ℃の温度で３時間加熱した後、
仕上げ温度 900℃、巻取り温度 580℃で厚さ３mmまで熱
間圧延し、次いで、酸洗後、60〜80% の冷延率（ＣＲ）
で冷間圧延し、次いで、箱型焼鈍により、昇温速度を10
〜 300℃/hr の範囲内で変化させて焼鈍した後、１％の
圧延率で調質圧延を施して冷延鋼板を製造した。
〜0.040wt.% を含有し、Sol.Alの含有量を0.02〜0.08w
t.%、N の含有量を0.002 〜0.012wt.% 、Mnの含有量を
0.10〜0.40wt.%の範囲内で変化させた低炭素アルミキル
ド鋼のスラブを、1,260 ℃の温度で３時間加熱した後、
仕上げ温度 900℃、巻取り温度 580℃で厚さ３mmまで熱
間圧延し、次いで、酸洗後、60〜80% の冷延率（ＣＲ）
で冷間圧延し、次いで、箱型焼鈍により、昇温速度を10
〜 300℃/hr の範囲内で変化させて焼鈍した後、１％の
圧延率で調質圧延を施して冷延鋼板を製造した。
【００１１】上述した種々の化学成分組成および製造条
件によって製造した冷延鋼板のランクフォード値を測定
した。次いで、化学成分組成と冷延率との関係を示すパ
ラメータとして、〔Sol.Al×N ×Mn／CR〕を用いて、ラ
ンクフォード値が最大となる箱型焼鈍での昇温速度（以
下、最適昇温速度 OHR: ℃/hr という）との関係を求め
た結果、下記(1) 式の関係になることが判明した。 log (OHR) ＝[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕──── (1)
件によって製造した冷延鋼板のランクフォード値を測定
した。次いで、化学成分組成と冷延率との関係を示すパ
ラメータとして、〔Sol.Al×N ×Mn／CR〕を用いて、ラ
ンクフォード値が最大となる箱型焼鈍での昇温速度（以
下、最適昇温速度 OHR: ℃/hr という）との関係を求め
た結果、下記(1) 式の関係になることが判明した。 log (OHR) ＝[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕──── (1)
【００１２】化学成分組成および冷延率（ＣＲ）が一定
の場合に、再結晶後の粒径が最大になる昇温速度は、ラ
ンクフォード値が最大となる最適昇温速度に対応する。
従って、優れた加工性を有する冷延鋼板を製造するため
には、最適昇温速度(OHR) を上記(1) 式によって求めら
れた値に限定する必要がある。
の場合に、再結晶後の粒径が最大になる昇温速度は、ラ
ンクフォード値が最大となる最適昇温速度に対応する。
従って、優れた加工性を有する冷延鋼板を製造するため
には、最適昇温速度(OHR) を上記(1) 式によって求めら
れた値に限定する必要がある。
【００１３】箱型焼鈍における昇温速度は、工業的に10
〜 300℃/hr の範囲内に制約されるので、上記(1) 式
は、下記(2) 式のように書き改められる。即ち、優れた
加工性を有する冷延鋼板を得るためには、下記(2) 式を
満足するように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有量および
冷延率（ＣＲ）を制御することが必要であることがわか
った。 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.5 ───── (2)
〜 300℃/hr の範囲内に制約されるので、上記(1) 式
は、下記(2) 式のように書き改められる。即ち、優れた
加工性を有する冷延鋼板を得るためには、下記(2) 式を
満足するように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有量および
冷延率（ＣＲ）を制御することが必要であることがわか
った。 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.5 ───── (2)
【００１４】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものである。以下に、Cu：0.40wt.%、Sn：0.040wt.% 、
Ni：0.10wt.%、Cr：0.10wt.%およびMo：0.10wt.%を平均
的に含有する市中スクラップを、鉄源として10％以上使
用した、この発明の低品位スクラップ高配合型軟質冷延
鋼板の化学成分組成を、前述した範囲内に限定した理由
について述べる。
ものである。以下に、Cu：0.40wt.%、Sn：0.040wt.% 、
Ni：0.10wt.%、Cr：0.10wt.%およびMo：0.10wt.%を平均
的に含有する市中スクラップを、鉄源として10％以上使
用した、この発明の低品位スクラップ高配合型軟質冷延
鋼板の化学成分組成を、前述した範囲内に限定した理由
について述べる。
【００１５】(1) C 、Si、Mn :C 、SiおよびMnは、鋼の
強度を高める基本的な元素である。しかしながら、C含
有量が0.01wt.%未満では、２次加工脆性が生じやすくな
り、Mn含有量が0.1wt.% 未満では、鋼板表面に疵が発生
しやすくなる。一方、C 含有量が0.15wt.%超、Si含有量
が0.2 wt.%超、Mn含有量が0.4 wt.%超では、引張強さを
35kg/mm2以下にすることができない。従って、C 含有量
は0.01〜0.15wt.%、Si含有量は0.2 wt.%以下、そして、
Mn含有量は0.1 〜0.4 wt.%の範囲内に各々限定すべきで
ある。
強度を高める基本的な元素である。しかしながら、C含
有量が0.01wt.%未満では、２次加工脆性が生じやすくな
り、Mn含有量が0.1wt.% 未満では、鋼板表面に疵が発生
しやすくなる。一方、C 含有量が0.15wt.%超、Si含有量
が0.2 wt.%超、Mn含有量が0.4 wt.%超では、引張強さを
35kg/mm2以下にすることができない。従って、C 含有量
は0.01〜0.15wt.%、Si含有量は0.2 wt.%以下、そして、
Mn含有量は0.1 〜0.4 wt.%の範囲内に各々限定すべきで
ある。
【００１６】(2) S :S の含有量は、鋼板の曲げ加工性
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために、少な
い方が望ましく、0.025 wt.%以下に限定すべきである。
この値は、溶接性を確保するためにも重要である。
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために、少な
い方が望ましく、0.025 wt.%以下に限定すべきである。
この値は、溶接性を確保するためにも重要である。
【００１７】(3) P :P は、結晶粒界に偏析しやすく、
鋼板のプレス成形後に2 次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.04wt.%以下に限定すべきである。
鋼板のプレス成形後に2 次加工割れと呼ばれる粒界脆性
破壊を生じさせる元素である。従って、その含有量は少
ない方が望ましく、0.04wt.%以下に限定すべきである。
【００１８】(4) N :N は、アルミキルド鋼板におい
て、箱型焼鈍時にAlN の析出を利用して、再結晶集合組
織および結晶粒度を制御し、高いランクフォード値およ
び低降伏点を得るための重要な元素である。しかしなが
ら、Ｎ含有量が0.002 wt.%未満では、AlN の析出量が過
少であり、再結晶集合組織の制御が不十分になる。一
方、Ｎ含有量が0.012 wt.%を超えると、加工性が劣化す
る。従って、Ｎ含有量は、0.002 〜0.012 wt.%の範囲内
に限定すべきである。
て、箱型焼鈍時にAlN の析出を利用して、再結晶集合組
織および結晶粒度を制御し、高いランクフォード値およ
び低降伏点を得るための重要な元素である。しかしなが
ら、Ｎ含有量が0.002 wt.%未満では、AlN の析出量が過
少であり、再結晶集合組織の制御が不十分になる。一
方、Ｎ含有量が0.012 wt.%を超えると、加工性が劣化す
る。従って、Ｎ含有量は、0.002 〜0.012 wt.%の範囲内
に限定すべきである。
【００１９】(5) Sol.Al：Sol.Alは、Ｎと同様にAlN の
析出に必要な元素である。しかしながら、Sol.Alの含有
量が0.02wt.%未満ではAlN の析出量が過少でその効果が
不十分になる。一方、Sol.Alの含有量が0.08wt.%超では
脱酸生成物である介在物の量が増加して、加工性が劣化
する。従って、sol.Alの含有量は、0.02〜0.08wt.%の範
囲内に限定すべきである。
析出に必要な元素である。しかしながら、Sol.Alの含有
量が0.02wt.%未満ではAlN の析出量が過少でその効果が
不十分になる。一方、Sol.Alの含有量が0.08wt.%超では
脱酸生成物である介在物の量が増加して、加工性が劣化
する。従って、sol.Alの含有量は、0.02〜0.08wt.%の範
囲内に限定すべきである。
【００２０】(6) Cu :Cuは、トランプエレメントとして
含有される元素である。低品位の市中スクラップを銑鉄
に対し10％以上装入すると、Cu含有量の下限は、0.04w
t.%に規定される。Cu含有量が多いと、Cu疵と呼ばれる
表面疵が発生し、表面品質が劣化する。
含有される元素である。低品位の市中スクラップを銑鉄
に対し10％以上装入すると、Cu含有量の下限は、0.04w
t.%に規定される。Cu含有量が多いと、Cu疵と呼ばれる
表面疵が発生し、表面品質が劣化する。
【００２１】連続鋳造されたスラブを、再加熱し次いで
熱間圧延するプロセスにおいて、スラブを酸化性雰囲気
で加熱する際に、鋼中のCuは酸化されないため、スケー
ル直下に濃化し、Cu富化相が形成される。Cu富化相の融
点は比較的低いので、一般的なスラブ加熱温度である11
00℃以上においてCu富化相が融液になり、この融液がオ
ーステナイト粒界に浸透する結果、熱間圧延時に表面割
れ等の表面欠陥が発生する。
熱間圧延するプロセスにおいて、スラブを酸化性雰囲気
で加熱する際に、鋼中のCuは酸化されないため、スケー
ル直下に濃化し、Cu富化相が形成される。Cu富化相の融
点は比較的低いので、一般的なスラブ加熱温度である11
00℃以上においてCu富化相が融液になり、この融液がオ
ーステナイト粒界に浸透する結果、熱間圧延時に表面割
れ等の表面欠陥が発生する。
【００２２】このような表面欠陥の発生を防止するため
には、鋼中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが
必要である。本願発明のように、CuとSnとが複合添加さ
れている鋼においては、Cu富化相にSnが濃化してこの相
の融点を下げる。その結果、Cuのみが単独で添加されて
いる鋼に比べて、Cu疵が発生しやすくなり、表面品質が
劣化する。従って、Cuの含有量は、0.04〜0.4 wt.%の範
囲内に限定すべきである。なお、連続鋳造されたスラブ
を、再加熱し次いで熱間圧延するプロセスによる本発明
鋼の場合には、鋼の表面品質を改善するために、Cuおよ
び後述するSnの含有量を、Cu＋10Sn≦0.4 wt.%の範囲内
とすることが好ましい。
には、鋼中のCu含有量の上限値を0.4 wt.%にすることが
必要である。本願発明のように、CuとSnとが複合添加さ
れている鋼においては、Cu富化相にSnが濃化してこの相
の融点を下げる。その結果、Cuのみが単独で添加されて
いる鋼に比べて、Cu疵が発生しやすくなり、表面品質が
劣化する。従って、Cuの含有量は、0.04〜0.4 wt.%の範
囲内に限定すべきである。なお、連続鋳造されたスラブ
を、再加熱し次いで熱間圧延するプロセスによる本発明
鋼の場合には、鋼の表面品質を改善するために、Cuおよ
び後述するSnの含有量を、Cu＋10Sn≦0.4 wt.%の範囲内
とすることが好ましい。
【００２３】一方、連続鋳造されたスラブを再加熱せず
直接熱間圧延するプロセスにおいては、スラブを再加熱
しないために、Cu融液の粒界浸透が殆ど生ぜず、スラブ
を再加熱するプロセスの場合に比べて、Cu疵に関するCu
含有量の限界値が大幅に高くなる。従って、Cuと後述す
るSnとが複合添加されていても、Cu含有量は、上記のよ
うに0.04〜0.4wt.% の範囲内であればよく、上述したCu
＋10Sn≦0.4 wt.%の範囲内とする必要はない。
直接熱間圧延するプロセスにおいては、スラブを再加熱
しないために、Cu融液の粒界浸透が殆ど生ぜず、スラブ
を再加熱するプロセスの場合に比べて、Cu疵に関するCu
含有量の限界値が大幅に高くなる。従って、Cuと後述す
るSnとが複合添加されていても、Cu含有量は、上記のよ
うに0.04〜0.4wt.% の範囲内であればよく、上述したCu
＋10Sn≦0.4 wt.%の範囲内とする必要はない。
【００２４】(7) Sn :Snは、トランプエレメントとして
含有される元素である。鉄源として低品位の市中スクラ
ップを銑鉄に対し10％以上装入した場合のSn含有量の下
限は、0.004wt.% に規定される。一方、Snの含有量が0.
04wt.%を超えると、製品の表面品質および加工性が劣化
する。従って、Snの含有量は、0.004 〜0.04wt.%の範囲
内に限定すべきである。更に、連続鋳造されたスラブを
再加熱した後、熱間圧延するプロセスにおいては、上述
したように、CuおよびSnが、Cu＋10Sn≦0.4 wt.%の条件
を満たしていることが好ましい。なお、連続鋳造された
スラブを再加熱せず直接熱間圧延するプロセスにおいて
は、上述した条件を満たす必要はない。
含有される元素である。鉄源として低品位の市中スクラ
ップを銑鉄に対し10％以上装入した場合のSn含有量の下
限は、0.004wt.% に規定される。一方、Snの含有量が0.
04wt.%を超えると、製品の表面品質および加工性が劣化
する。従って、Snの含有量は、0.004 〜0.04wt.%の範囲
内に限定すべきである。更に、連続鋳造されたスラブを
再加熱した後、熱間圧延するプロセスにおいては、上述
したように、CuおよびSnが、Cu＋10Sn≦0.4 wt.%の条件
を満たしていることが好ましい。なお、連続鋳造された
スラブを再加熱せず直接熱間圧延するプロセスにおいて
は、上述した条件を満たす必要はない。
【００２５】(8) Ni :Niは、トランプエレメントとして
含有される元素である。低品位の市中スクラップを銑鉄
に対し10％以上装入した場合のNi含有量の下限は、0.01
wt.%に規定される。Niは、Cu疵の発生防止および焼入性
の向上に有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が
0.1wt.% 超では強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Ni含有量は、0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべき
である。
含有される元素である。低品位の市中スクラップを銑鉄
に対し10％以上装入した場合のNi含有量の下限は、0.01
wt.%に規定される。Niは、Cu疵の発生防止および焼入性
の向上に有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が
0.1wt.% 超では強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Ni含有量は、0.01〜0.1wt.% の範囲内に限定すべき
である。
【００２６】(9) Cr、Mo :CrおよびMoも、トランプエレ
メントとして含有される元素である。低品位の市中スク
ラップを銑鉄に対し10％以上装入した場合のCrおよびMo
の含有量の下限は、各々、0.01wt.%に規定される。一
方、CrおよびMoの各々の含有量が0.1wt.% を超えると、
強度が上昇するために加工性が劣化する。従って、Crお
よびMoの各々の含有量は、0.01〜0.1wt.% の範囲内に限
定すべきである。
メントとして含有される元素である。低品位の市中スク
ラップを銑鉄に対し10％以上装入した場合のCrおよびMo
の含有量の下限は、各々、0.01wt.%に規定される。一
方、CrおよびMoの各々の含有量が0.1wt.% を超えると、
強度が上昇するために加工性が劣化する。従って、Crお
よびMoの各々の含有量は、0.01〜0.1wt.% の範囲内に限
定すべきである。
【００２７】次に、この発明の鋼板の製造方法を上述し
た条件の範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位スク
ラップを銑鉄に対し10％以上装入して溶製する。また、
スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能率上
等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の厚さの
厚スラブおよび薄スラブを鋳造する。
た条件の範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によって行ってもよく、鉄源として低品位スク
ラップを銑鉄に対し10％以上装入して溶製する。また、
スラブの鋳造は、その品質上、歩留上および生産能率上
等の有利性から連続鋳造法によって行い、通常の厚さの
厚スラブおよび薄スラブを鋳造する。
【００２８】アルミキルド鋼で加工性の良好な冷延鋼板
を製造するためには、スラブの加熱段階でAlN を十分に
固溶させ、熱延過程においてはそれを固溶状態に保ち、
冷延後の焼鈍過程においてAlN として析出させることが
必要である。そのために、スラブの加熱温度は1200℃以
上に限定すべきである。なお、連続鋳造されたスラブを
直接熱間圧延するプロセスにおいては、スラブに対する
上記加熱は行われない。
を製造するためには、スラブの加熱段階でAlN を十分に
固溶させ、熱延過程においてはそれを固溶状態に保ち、
冷延後の焼鈍過程においてAlN として析出させることが
必要である。そのために、スラブの加熱温度は1200℃以
上に限定すべきである。なお、連続鋳造されたスラブを
直接熱間圧延するプロセスにおいては、スラブに対する
上記加熱は行われない。
【００２９】熱間圧延の際の仕上げ温度はＡr3変態点以
上に、そして、巻取り温度は 600℃以下に限定すべきで
ある。仕上温度をＡr3変態点以上に限定した理由は、Ａ
r3変態点未満の温度では、鋼板のフェライト粒に歪みが
加わり、混粒組織となって延性が劣化するためである。
また、巻取温度を 600℃以下に限定した理由は、スラブ
の加熱時に固溶させたAlN を熱間圧延中に析出させない
ためである。
上に、そして、巻取り温度は 600℃以下に限定すべきで
ある。仕上温度をＡr3変態点以上に限定した理由は、Ａ
r3変態点未満の温度では、鋼板のフェライト粒に歪みが
加わり、混粒組織となって延性が劣化するためである。
また、巻取温度を 600℃以下に限定した理由は、スラブ
の加熱時に固溶させたAlN を熱間圧延中に析出させない
ためである。
【００３０】鋼板に優れた加工性を付与する観点から、
前述したように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有量および
冷延率（ＣＲ）の関係において、ランクフォード値が最
大となる最適昇温速度 (OHR)を下記(1) 式によって求め
られる値に限定することが必要である。 log (OHR) ＝[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕──── (1)
前述したように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有量および
冷延率（ＣＲ）の関係において、ランクフォード値が最
大となる最適昇温速度 (OHR)を下記(1) 式によって求め
られる値に限定することが必要である。 log (OHR) ＝[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕──── (1)
【００３１】そして、箱型焼鈍における昇温速度は、工
業的に10〜 300℃/hr の範囲内に制約されるので、上記
(1) 式は、下記(2) 式のように書き改められる。即ち、
優れた加工性を有する冷延鋼板を得るためには、下記
(2) 式を満足するように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有
量および冷延率（ＣＲ）を制御することが必要である。 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.5 ───── (2)
業的に10〜 300℃/hr の範囲内に制約されるので、上記
(1) 式は、下記(2) 式のように書き改められる。即ち、
優れた加工性を有する冷延鋼板を得るためには、下記
(2) 式を満足するように、sol.Al、ＮおよびＭｎの含有
量および冷延率（ＣＲ）を制御することが必要である。 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.5 ───── (2)
【００３２】上述のようにして冷間圧延された鋼板は、
箱型焼鈍により、10〜300 ℃/hr の昇温速度で焼鈍し、
再結晶温度以上で均熱した後、徐冷し、次いで、１〜２
％の圧下率で調質圧延する。かくして、軟質冷延鋼板が
製造される。
箱型焼鈍により、10〜300 ℃/hr の昇温速度で焼鈍し、
再結晶温度以上で均熱した後、徐冷し、次いで、１〜２
％の圧下率で調質圧延する。かくして、軟質冷延鋼板が
製造される。
【００３３】
【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。 〔実施例１〕表１に示した、本発明の範囲内の化学成分
組成を有する本発明の鋼の供試体（以下、本発明供試体
という）No.1〜８、および、少なくとも１つの元素がこ
の発明の範囲外の化学成分組成を有する比較鋼の供試体
（以下、比較用供試体という）No.1〜7 を電気炉にて溶
製し、次いで連続鋳造法によって厚さ 200mmのスラブに
鋳造した。
比しながら説明する。 〔実施例１〕表１に示した、本発明の範囲内の化学成分
組成を有する本発明の鋼の供試体（以下、本発明供試体
という）No.1〜８、および、少なくとも１つの元素がこ
の発明の範囲外の化学成分組成を有する比較鋼の供試体
（以下、比較用供試体という）No.1〜7 を電気炉にて溶
製し、次いで連続鋳造法によって厚さ 200mmのスラブに
鋳造した。
【００３４】
【表１】
【００３５】得られた連続鋳造スラブを、所定温度に加
熱し次いで所定条件で熱間圧延して熱延鋼板を調製し
た。次いで、熱延鋼板を酸洗した後、厚さ0.6 〜1.2mm
まで冷間圧延して冷延鋼板を調製した。得られた冷延鋼
板を、所定の焼鈍速度によって箱型焼鈍し、次いで、１
％の調質圧延を施し、かくして、本発明供試体および比
較用供試体の冷延鋼板を製造した。表２に、上述した供
試体の製造条件即ち連続鋳造スラブの加熱温度(ST)、熱
間圧延時の仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(CT)、
熱延鋼板の板厚(t1)、冷延鋼板の板厚(t2)、箱型焼鈍に
おける昇温速度(HR)、および、化学成分組成と冷延率か
ら求められる箱型焼鈍における最適昇温速度(OHR) を示
す。
熱し次いで所定条件で熱間圧延して熱延鋼板を調製し
た。次いで、熱延鋼板を酸洗した後、厚さ0.6 〜1.2mm
まで冷間圧延して冷延鋼板を調製した。得られた冷延鋼
板を、所定の焼鈍速度によって箱型焼鈍し、次いで、１
％の調質圧延を施し、かくして、本発明供試体および比
較用供試体の冷延鋼板を製造した。表２に、上述した供
試体の製造条件即ち連続鋳造スラブの加熱温度(ST)、熱
間圧延時の仕上げ圧延温度(FT)および巻取り温度(CT)、
熱延鋼板の板厚(t1)、冷延鋼板の板厚(t2)、箱型焼鈍に
おける昇温速度(HR)、および、化学成分組成と冷延率か
ら求められる箱型焼鈍における最適昇温速度(OHR) を示
す。
【００３６】
【表２】
【００３７】上記のようにして製造された冷延鋼板の材
質特性即ち降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、ラ
ンクフォード値および表面品質を調べ、表２に併せて示
した。なお、ランクフォード値は、(r0 ＋２×ｒ45＋ｒ
90) ／４によって算出した。また、表面品質について
は、冷延鋼板の表面疵発生の有無を目視によって調べ、
下記によって評価した。 ○印：表面疵発生なし ×印：表面疵発生あり
質特性即ち降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、ラ
ンクフォード値および表面品質を調べ、表２に併せて示
した。なお、ランクフォード値は、(r0 ＋２×ｒ45＋ｒ
90) ／４によって算出した。また、表面品質について
は、冷延鋼板の表面疵発生の有無を目視によって調べ、
下記によって評価した。 ○印：表面疵発生なし ×印：表面疵発生あり
【００３８】表１および表２から明らかなように、比較
用供試体No. １〜７は、何れも(2)式に示した化学成分
組成と冷延率とから求められる値が、本発明の範囲より
外れているためにランクフォード値が低かった。そし
て、仕上げ圧延温度(FT)が本発明の範囲を外れて低く且
つ巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体No. １は、ミクロ組織がフェライト混粒組織となっ
て伸びが大幅に低下した。
用供試体No. １〜７は、何れも(2)式に示した化学成分
組成と冷延率とから求められる値が、本発明の範囲より
外れているためにランクフォード値が低かった。そし
て、仕上げ圧延温度(FT)が本発明の範囲を外れて低く且
つ巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体No. １は、ミクロ組織がフェライト混粒組織となっ
て伸びが大幅に低下した。
【００３９】仕上げ圧延温度(FT)が本発明の範囲を外れ
て低く、巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高く且
つマンガン含有量が本発明の範囲を外れて少ない比較用
供試体No. ２は、伸びが低下した上、表面品質が劣化し
た。
て低く、巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高く且
つマンガン含有量が本発明の範囲を外れて少ない比較用
供試体No. ２は、伸びが低下した上、表面品質が劣化し
た。
【００４０】巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高
く且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範囲よりも多
い比較用供試体No. ３、および、マンガン含有量が本発
明の範囲を外れて少なく且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の
好ましい範囲よりも多い比較用供試体No. ４は、表面品
質が劣化した。
く且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範囲よりも多
い比較用供試体No. ３、および、マンガン含有量が本発
明の範囲を外れて少なく且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の
好ましい範囲よりも多い比較用供試体No. ４は、表面品
質が劣化した。
【００４１】マンガン含有量が本発明の範囲を外れて多
い比較用供試体No. ５は、引張り強度(TS)が35Kg/mm2を
超えて高く加工性が劣化した。錫含有量が本発明の範囲
を外れて多く且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範
囲よりも多い比較用供試体No. ６は、表面品質が劣化し
た。そして、炭素含有量が本発明の範囲を外れて多く且
つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範囲よりも多い比
較用供試体No. ７は、引張り強度(TS)が35Kg/mm2を超え
て高く加工性が劣化し、且つ表面品質も劣化した。
い比較用供試体No. ５は、引張り強度(TS)が35Kg/mm2を
超えて高く加工性が劣化した。錫含有量が本発明の範囲
を外れて多く且つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範
囲よりも多い比較用供試体No. ６は、表面品質が劣化し
た。そして、炭素含有量が本発明の範囲を外れて多く且
つ〔Cu＋10Sn〕値が本発明の好ましい範囲よりも多い比
較用供試体No. ７は、引張り強度(TS)が35Kg/mm2を超え
て高く加工性が劣化し、且つ表面品質も劣化した。
【００４２】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件がこの発明の範囲内である本発明供試体No.1〜８
においては、降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、
ランクフォード値および表面品質のいずれも良好であ
り、その引張強さも35kgf/mm2以下であった。
造条件がこの発明の範囲内である本発明供試体No.1〜８
においては、降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、
ランクフォード値および表面品質のいずれも良好であ
り、その引張強さも35kgf/mm2以下であった。
【００４３】〔実施例２〕表３に示した、本発明の範囲
内の化学成分組成を有する本発明供試体No. ９〜15をお
よび、少なくとも１つの元素がこの発明の範囲外の化学
成分組成を有する比較用供試体No. ８〜13を電気炉にて
溶製し、次いで連続鋳造法によって厚さ50mmのスラブに
鋳造した。
内の化学成分組成を有する本発明供試体No. ９〜15をお
よび、少なくとも１つの元素がこの発明の範囲外の化学
成分組成を有する比較用供試体No. ８〜13を電気炉にて
溶製し、次いで連続鋳造法によって厚さ50mmのスラブに
鋳造した。
【００４４】
【表３】
【００４５】得られた連続鋳造スラブを、仕上げ温度 7
60〜910 ℃で直接熱間圧延して熱延鋼板を調製した。次
いで、熱延鋼板を酸洗した後、厚さ0.6 〜1.2mm まで冷
間圧延して冷延鋼板を調製した。得られた冷延鋼板を、
所定の焼鈍速度によって箱型焼鈍し、次いで、１％の調
質圧延を施し、かくして、本発明供試体および比較用供
試体の冷延鋼板を製造した。表４に、上記のようにして
製造された冷延鋼板について、実施例１と同様に、その
製造条件即ち熱間圧延時の仕上げ圧延温度(FT)および巻
取り温度(CT)、熱延鋼板の板厚(t1)、冷延鋼板の板厚(t
2)、箱型焼鈍における昇温速度(HR)および化学成分組成
および冷延率から求められる箱型焼鈍における最適昇温
速度(OHR) を示す。
60〜910 ℃で直接熱間圧延して熱延鋼板を調製した。次
いで、熱延鋼板を酸洗した後、厚さ0.6 〜1.2mm まで冷
間圧延して冷延鋼板を調製した。得られた冷延鋼板を、
所定の焼鈍速度によって箱型焼鈍し、次いで、１％の調
質圧延を施し、かくして、本発明供試体および比較用供
試体の冷延鋼板を製造した。表４に、上記のようにして
製造された冷延鋼板について、実施例１と同様に、その
製造条件即ち熱間圧延時の仕上げ圧延温度(FT)および巻
取り温度(CT)、熱延鋼板の板厚(t1)、冷延鋼板の板厚(t
2)、箱型焼鈍における昇温速度(HR)および化学成分組成
および冷延率から求められる箱型焼鈍における最適昇温
速度(OHR) を示す。
【００４６】
【表４】
【００４７】上記のようにして製造された冷延鋼板の材
質特性即ち降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、ラ
ンクフォード値および表面品質を実施例１と同様に調
べ、表４に併せて示した。
質特性即ち降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、ラ
ンクフォード値および表面品質を実施例１と同様に調
べ、表４に併せて示した。
【００４８】表３および表４から明らかなように、比較
用供試体No. ８〜13は、何れも(2)式に示した化学成分
組成と冷延率とから求められる値が、本発明の範囲より
外れているためにランクフォード値が低かった。そし
て、仕上げ圧延温度(FT)が本発明の範囲を外れて低く且
つ巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体No. ８は伸びが大幅に低下した。マンガン含有量が
本発明の範囲を外れて少なく、仕上げ圧延温度(FT)が本
発明の範囲を外れて低く且つ巻取り温度(CT)が本発明の
範囲を外れて高い比較用供試体No. ９は、伸びが低下し
た上、表面品質が劣化した。
用供試体No. ８〜13は、何れも(2)式に示した化学成分
組成と冷延率とから求められる値が、本発明の範囲より
外れているためにランクフォード値が低かった。そし
て、仕上げ圧延温度(FT)が本発明の範囲を外れて低く且
つ巻取り温度(CT)が本発明の範囲を外れて高い比較用供
試体No. ８は伸びが大幅に低下した。マンガン含有量が
本発明の範囲を外れて少なく、仕上げ圧延温度(FT)が本
発明の範囲を外れて低く且つ巻取り温度(CT)が本発明の
範囲を外れて高い比較用供試体No. ９は、伸びが低下し
た上、表面品質が劣化した。
【００４９】マンガン含有量が本発明の範囲を外れて少
ない比較用供試体No.11 は、表面品質が劣化した。マン
ガンおよびSol.Al含有量が本発明の範囲を外れて多い比
較用供試体No.12 、および、炭素含有量が本発明の範囲
を外れて多い比較用供試体No.13 は、引張り強度(TS)が
35Kg/mm2を超えて高く加工性が劣化した。
ない比較用供試体No.11 は、表面品質が劣化した。マン
ガンおよびSol.Al含有量が本発明の範囲を外れて多い比
較用供試体No.12 、および、炭素含有量が本発明の範囲
を外れて多い比較用供試体No.13 は、引張り強度(TS)が
35Kg/mm2を超えて高く加工性が劣化した。
【００５０】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件がこの発明の範囲内である本発明供試体No９〜15
においては、降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、
ランクフォード値および表面品質のいずれも良好であ
り、その引張強さも35kgf/mm2以下であった。
造条件がこの発明の範囲内である本発明供試体No９〜15
においては、降伏点(YP)、引張り強度(TS)、伸び(El)、
ランクフォード値および表面品質のいずれも良好であ
り、その引張強さも35kgf/mm2以下であった。
【００５１】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
鉄源として、低品位の市中スクラップを10％以上高配合
しても、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下であって加
工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼板を製造す
ることができる、工業上有用な効果がもたらされる。
鉄源として、低品位の市中スクラップを10％以上高配合
しても、例えば、引張強さが35kgf/mm2 以下であって加
工性に優れ且つ表面性状の良好な軟質冷延鋼板を製造す
ることができる、工業上有用な効果がもたらされる。
Claims (2)
- 【請求項１】 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、を含有することを
特徴とする、低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板。 - 【請求項２】 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1 〜0.4 wt.%、 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.025wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.02 〜0.08wt.% 窒素(N) ： 0.002〜0.012wt.% 銅(Cu) ： 0.04 〜0.4 wt.%、 錫(Sn) ： 0.004〜0.04wt.%、 ニッケル(Ni) ： 0.01 〜0.1 wt.%、 クロム(Cr) ： 0.01 〜0.1 wt.%、および、 モリブデン(Mo)： 0.01 〜0.1 wt.%、を含有する鋼を溶
製した後、連続鋳造によってスラブを鋳造し、 次いで、前記連続鋳造により鋳造されたスラブを、直接
または1200℃以上の温度に加熱した後、仕上げ温度 Ar3
変態点以上、巻取り温度 600℃以下の条件で熱間圧延
し、次いで、酸洗した後、下記式を満足する冷延率（Ｃ
Ｒ）によって冷間圧延し、 １≦[ 14.7＋2.1log(sol.Al ×Ｎ×Ｍｎ／ＣＲ）〕≦2.
5 次いで、箱型焼鈍により再結晶温度以上で均熱する焼鈍
処理を施すことを特徴とする、低品位スクラップ高配合
型軟質冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12425894A JPH07310142A (ja) | 1994-05-13 | 1994-05-13 | 低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12425894A JPH07310142A (ja) | 1994-05-13 | 1994-05-13 | 低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07310142A true JPH07310142A (ja) | 1995-11-28 |
Family
ID=14880884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12425894A Pending JPH07310142A (ja) | 1994-05-13 | 1994-05-13 | 低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07310142A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100514788B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-09-14 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수한 냉연강판의 제조방법 |
| US7591917B2 (en) | 2000-10-02 | 2009-09-22 | Nucor Corporation | Method of producing steel strip |
| EP2050834A4 (en) * | 2006-08-11 | 2010-09-29 | Nippon Steel Corp | DR STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
-
1994
- 1994-05-13 JP JP12425894A patent/JPH07310142A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7591917B2 (en) | 2000-10-02 | 2009-09-22 | Nucor Corporation | Method of producing steel strip |
| KR100514788B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-09-14 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수한 냉연강판의 제조방법 |
| EP2050834A4 (en) * | 2006-08-11 | 2010-09-29 | Nippon Steel Corp | DR STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
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