JPH0826402B2 - 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0826402B2 JPH0826402B2 JP3006008A JP600891A JPH0826402B2 JP H0826402 B2 JPH0826402 B2 JP H0826402B2 JP 3006008 A JP3006008 A JP 3006008A JP 600891 A JP600891 A JP 600891A JP H0826402 B2 JPH0826402 B2 JP H0826402B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ａｌキルド冷延鋼板の
製造方法に関するものであり、Ａｌキルド鋼の冷間圧延
において鋼板表面の中心線平均粗さＲａおよび中心線谷
深さＲｖを特定の範囲内とし、さらに特定の過時効を持
つ連続焼鈍を施した後、特定の伸び率範囲の調質圧延を
行うことによって、プレス加工後の冷延鋼板の表面性状
の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法を提供するもの
である。
製造方法に関するものであり、Ａｌキルド鋼の冷間圧延
において鋼板表面の中心線平均粗さＲａおよび中心線谷
深さＲｖを特定の範囲内とし、さらに特定の過時効を持
つ連続焼鈍を施した後、特定の伸び率範囲の調質圧延を
行うことによって、プレス加工後の冷延鋼板の表面性状
の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法を提供するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】自動車外板等に使用される冷延鋼板に
は、美観の点より、プレス成形時の降伏伸び現象による
ストレッチャーストレインを防止する必要がある。Ａｌ
キルド鋼を素材とした耐ストレッチャーストレイン性の
良好な冷延鋼板を製造するためには焼鈍後の固溶炭素を
充分に低減し、さらに調質圧延のような軽度の加工によ
り鋼板中に転位を導入する必要がある。
は、美観の点より、プレス成形時の降伏伸び現象による
ストレッチャーストレインを防止する必要がある。Ａｌ
キルド鋼を素材とした耐ストレッチャーストレイン性の
良好な冷延鋼板を製造するためには焼鈍後の固溶炭素を
充分に低減し、さらに調質圧延のような軽度の加工によ
り鋼板中に転位を導入する必要がある。
【０００３】Ａｌキルド冷延鋼板中の固溶炭素を低減す
る方法としては、例えば特開平２−９３０２５号公報に
開示されているように再結晶焼鈍後２００〜３１０℃に
急速冷却し、過時効処理を行う方法があり、鋼板中の固
溶炭素は充分に低減できる。しかし、鋼板表面の凹凸の
状態によっては調質圧延により導入される転位が充分に
均一に入りにくく、部分的には調質圧延による転位が導
入されない部分が形成されることがある。このような冷
延鋼板にプレス成形を行うと、微小なストレッチャース
トレインが鋼板全面にわたって生じ、美観を損ねる。
る方法としては、例えば特開平２−９３０２５号公報に
開示されているように再結晶焼鈍後２００〜３１０℃に
急速冷却し、過時効処理を行う方法があり、鋼板中の固
溶炭素は充分に低減できる。しかし、鋼板表面の凹凸の
状態によっては調質圧延により導入される転位が充分に
均一に入りにくく、部分的には調質圧延による転位が導
入されない部分が形成されることがある。このような冷
延鋼板にプレス成形を行うと、微小なストレッチャース
トレインが鋼板全面にわたって生じ、美観を損ねる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ａｌキルド
鋼を素材として、生産性、製造コストの面で有利である
連続焼鈍により製造された冷延鋼板のストレッチャース
トレインを完全に消去することにより表面外観を優れた
ものとする方法を提供することを目的とする。
鋼を素材として、生産性、製造コストの面で有利である
連続焼鈍により製造された冷延鋼板のストレッチャース
トレインを完全に消去することにより表面外観を優れた
ものとする方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは連続焼鈍法
で製造したＡｌキルド冷延鋼板のプレス成形における表
面性状を良好にする製造条件について検討してきた。そ
の結果、鋼板表面の中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線
平均粗さ（Ｒａ）が特定の範囲となるように冷延を行
い、さらに特定の過時効を持つ連続焼鈍を行った後、特
定の伸び率を持つ調質圧延を行うことによってストレッ
チャーストレインが完全に消去でき、時効後もストレッ
チャーストレインのない表面性状の極めて優れた冷延鋼
板が製造できることを見出した。
で製造したＡｌキルド冷延鋼板のプレス成形における表
面性状を良好にする製造条件について検討してきた。そ
の結果、鋼板表面の中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線
平均粗さ（Ｒａ）が特定の範囲となるように冷延を行
い、さらに特定の過時効を持つ連続焼鈍を行った後、特
定の伸び率を持つ調質圧延を行うことによってストレッ
チャーストレインが完全に消去でき、時効後もストレッ
チャーストレインのない表面性状の極めて優れた冷延鋼
板が製造できることを見出した。
【０００６】本発明の要旨とするところは次のとおりで
ある。重量比にてＣ：０．０１０〜０．０３８％，Ｓ
ｉ：０．０４０％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．２５％，
Ｐ：０．０８０％以下，Ｓ：０．００２〜０．０２０
％，Ａｌ：０．０２０〜０．１０％，Ｎ：０．００６０
％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋳片を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、冷間圧延
後の鋼板表面の中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線平均
粗さ（Ｒａ）を各々０．５〜１０μｍおよび０．５μｍ
以上とし、さらに７００〜８５０℃での焼鈍後２００〜
３５０℃の範囲に５０℃／secl以上の冷却速度で冷却
し、冷却終点温度に対して３０℃以上の加熱を行い、加
熱到達温度を３２０〜４００℃の範囲とし、３００〜２
００℃の範囲に１２０sec 以上の時間をかけて冷却する
過時効を持つ連続焼鈍を行い、続いて０．７〜２．５％
の伸び率の調質圧延を行うことを特徴とする連続焼鈍に
よる表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法。
ある。重量比にてＣ：０．０１０〜０．０３８％，Ｓ
ｉ：０．０４０％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．２５％，
Ｐ：０．０８０％以下，Ｓ：０．００２〜０．０２０
％，Ａｌ：０．０２０〜０．１０％，Ｎ：０．００６０
％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なる鋳片を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、冷間圧延
後の鋼板表面の中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線平均
粗さ（Ｒａ）を各々０．５〜１０μｍおよび０．５μｍ
以上とし、さらに７００〜８５０℃での焼鈍後２００〜
３５０℃の範囲に５０℃／secl以上の冷却速度で冷却
し、冷却終点温度に対して３０℃以上の加熱を行い、加
熱到達温度を３２０〜４００℃の範囲とし、３００〜２
００℃の範囲に１２０sec 以上の時間をかけて冷却する
過時効を持つ連続焼鈍を行い、続いて０．７〜２．５％
の伸び率の調質圧延を行うことを特徴とする連続焼鈍に
よる表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法。
【０００７】まず、本発明の方法を適用する鋼の化学成
分の限定理由について説明する。Ｃは０．０１０％未満
では連続焼鈍後の時効劣化が大きいので望ましくない。
また０．０３８％を越えると製品の加工性が劣化する。
したがってＣ量を０．０１０〜０．０３８％に限定し
た。Ｓｉは微量では問題はないが、含有量が多くなると
加工性を低下させる。したがってＳｉは０．０４０％以
下でなければならない。
分の限定理由について説明する。Ｃは０．０１０％未満
では連続焼鈍後の時効劣化が大きいので望ましくない。
また０．０３８％を越えると製品の加工性が劣化する。
したがってＣ量を０．０１０〜０．０３８％に限定し
た。Ｓｉは微量では問題はないが、含有量が多くなると
加工性を低下させる。したがってＳｉは０．０４０％以
下でなければならない。
【０００８】Ｍｎは熱間脆性を防止するために必要な成
分であるが、０．０５％未満ではＦｅＳが生成し、その
効果がない。また、０．２５％を越えると深絞り性が劣
化する。したがってＭｎ量を０．０５〜０．２５％に限
定した。Ｐは時効特性には大きく影響しない元素である
が、含有量が多くなると加工性を低下させるため少ない
方が良く、その上限は０．０８０％でなければならな
い。
分であるが、０．０５％未満ではＦｅＳが生成し、その
効果がない。また、０．２５％を越えると深絞り性が劣
化する。したがってＭｎ量を０．０５〜０．２５％に限
定した。Ｐは時効特性には大きく影響しない元素である
が、含有量が多くなると加工性を低下させるため少ない
方が良く、その上限は０．０８０％でなければならな
い。
【０００９】Ｓは０．００２％未満ではＭｎＳの生成量
が少なく、熱延板の結晶粒が粗粒化しやすく、肌荒れの
原因となる。また０．０２０％を越えると熱間脆性の原
因となる。したがってＳ量を０．００２〜０．０２０％
に限定した。Ａｌは鋼中の酸素、窒素量をコントロール
するのに必要な元素であり、熱延板の巻取後にＮをＡｌ
Ｎとして析出させるためには最低０．０２０％は必要で
ある。しかし、０．１０％を越えると加工性を劣化させ
る。したがって、０．０２０〜０．１０％に限定した。
特に、析出するＡｌＮのサイズを肌荒れが起きない程度
に粗大化させ、加工性を向上させるためには０．０３５
〜０．０８５％の範囲が望ましい。
が少なく、熱延板の結晶粒が粗粒化しやすく、肌荒れの
原因となる。また０．０２０％を越えると熱間脆性の原
因となる。したがってＳ量を０．００２〜０．０２０％
に限定した。Ａｌは鋼中の酸素、窒素量をコントロール
するのに必要な元素であり、熱延板の巻取後にＮをＡｌ
Ｎとして析出させるためには最低０．０２０％は必要で
ある。しかし、０．１０％を越えると加工性を劣化させ
る。したがって、０．０２０〜０．１０％に限定した。
特に、析出するＡｌＮのサイズを肌荒れが起きない程度
に粗大化させ、加工性を向上させるためには０．０３５
〜０．０８５％の範囲が望ましい。
【００１０】また、析出したＡｌＮも加工性を劣化させ
るため、その量は少ない方が良く、そのためにＮ量は
０．００６０％以下でなければならない。次に、冷間圧
延条件について述べる。冷間圧延率は、通常行われてい
る通りでよいが、加工性のより優れた鋼板とするために
は６０％以上が好ましい。また、本発明者らは種々の試
験により冷間圧延によって形成される表面の微少な凹凸
がプレス成形時の表面性状に影響をおよぼし、特に中心
線谷深さ（Ｒｖ）、中心線平均粗さ（Ｒａ）および調質
圧延の伸び率がストレッチャーストレインに深く関係し
ていることを見出した。
るため、その量は少ない方が良く、そのためにＮ量は
０．００６０％以下でなければならない。次に、冷間圧
延条件について述べる。冷間圧延率は、通常行われてい
る通りでよいが、加工性のより優れた鋼板とするために
は６０％以上が好ましい。また、本発明者らは種々の試
験により冷間圧延によって形成される表面の微少な凹凸
がプレス成形時の表面性状に影響をおよぼし、特に中心
線谷深さ（Ｒｖ）、中心線平均粗さ（Ｒａ）および調質
圧延の伸び率がストレッチャーストレインに深く関係し
ていることを見出した。
【００１１】図１は表１に示す本発明範囲内の成分の鋼
を、熱間圧延および中心線平均粗さ（Ｒａ）が１．０μ
ｍで種々の中心線谷深さ（Ｒｖ）を持たせた総圧下率８
０％の冷間圧延し、８００℃での焼鈍後２５０℃に１０
０℃／sec の冷却速度で冷却し、３６０℃に再加熱し、
２７０℃まで２００sec で等速冷却する過時効を持つ連
続焼鈍を行い、続いて１．０％の伸び率の調質圧延を行
って製造した冷延鋼板に張り出し試験を実施し、表面性
状におよぼす中心線谷深さ（Ｒｖ）の影響を示したもの
である。
を、熱間圧延および中心線平均粗さ（Ｒａ）が１．０μ
ｍで種々の中心線谷深さ（Ｒｖ）を持たせた総圧下率８
０％の冷間圧延し、８００℃での焼鈍後２５０℃に１０
０℃／sec の冷却速度で冷却し、３６０℃に再加熱し、
２７０℃まで２００sec で等速冷却する過時効を持つ連
続焼鈍を行い、続いて１．０％の伸び率の調質圧延を行
って製造した冷延鋼板に張り出し試験を実施し、表面性
状におよぼす中心線谷深さ（Ｒｖ）の影響を示したもの
である。
【００１２】
【表１】
【００１３】図１より中心線谷深さ（Ｒｖ）が０．５〜
１０μｍの範囲では良好な表面性状が得られ、この範囲
外ではストレッチャーストレインが発生することがわか
る。これは、中心線谷深さ（Ｒｖ）が０．５μｍ未満で
は可動転位の密度にばらつきが生じ、中心線谷深さ（Ｒ
ｖ）が１０μｍを越えると材質劣化の生じない程度の伸
び率の調質圧延では谷の部分における可動転位密度に不
足が生じ、いずれもストレッチャーストレインが発生す
る条件となるためである。
１０μｍの範囲では良好な表面性状が得られ、この範囲
外ではストレッチャーストレインが発生することがわか
る。これは、中心線谷深さ（Ｒｖ）が０．５μｍ未満で
は可動転位の密度にばらつきが生じ、中心線谷深さ（Ｒ
ｖ）が１０μｍを越えると材質劣化の生じない程度の伸
び率の調質圧延では谷の部分における可動転位密度に不
足が生じ、いずれもストレッチャーストレインが発生す
る条件となるためである。
【００１４】また、図２は上記条件のうち中心線谷深さ
（Ｒｖ）を５．０μｍの一定とし、中心線平均粗さ（Ｒ
ａ）を種々変えた場合の表面性状におよぼす中心線平均
粗さ（Ｒａ）の影響を示したものである。図２より中心
線平均粗さ（Ｒａ）は０．５μｍ以上で良好な表面性状
が得られることがわかる。中心線平均粗さ（Ｒａ）が
０．５μｍ以上で良好な表面性状となる理由は可動転位
が均一に導入されるためである。また、中心線平均粗さ
（Ｒａ）が０．５μｍ未満では連続焼鈍設備の通板性が
劣化し、表面にすべりキズが発生しやすくなり好ましく
ない。
（Ｒｖ）を５．０μｍの一定とし、中心線平均粗さ（Ｒ
ａ）を種々変えた場合の表面性状におよぼす中心線平均
粗さ（Ｒａ）の影響を示したものである。図２より中心
線平均粗さ（Ｒａ）は０．５μｍ以上で良好な表面性状
が得られることがわかる。中心線平均粗さ（Ｒａ）が
０．５μｍ以上で良好な表面性状となる理由は可動転位
が均一に導入されるためである。また、中心線平均粗さ
（Ｒａ）が０．５μｍ未満では連続焼鈍設備の通板性が
劣化し、表面にすべりキズが発生しやすくなり好ましく
ない。
【００１５】以上のことから冷間圧延により鋼板の表面
状態を中心線谷深さ（Ｒｖ）が０．５〜１０μｍで、か
つ中心線平均粗さ（Ｒａ）を０．５μｍ以上にする必要
がある。中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線平均粗さ
（Ｒａ）以外の条件を本発明範囲内で変えた場合も同様
の結果が得られた。なお、以上の中心線平均粗さ（Ｒ
ａ）および中心線谷深さ（Ｒｖ）は冷間圧延ロール表面
の凹凸状態を調整することによって得られたものであ
る。
状態を中心線谷深さ（Ｒｖ）が０．５〜１０μｍで、か
つ中心線平均粗さ（Ｒａ）を０．５μｍ以上にする必要
がある。中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線平均粗さ
（Ｒａ）以外の条件を本発明範囲内で変えた場合も同様
の結果が得られた。なお、以上の中心線平均粗さ（Ｒ
ａ）および中心線谷深さ（Ｒｖ）は冷間圧延ロール表面
の凹凸状態を調整することによって得られたものであ
る。
【００１６】次に、連続焼鈍条件について述べる。連続
焼鈍は再結晶焼鈍後時効特性を向上させるために特別な
過時効処理を必要とする。再結晶焼鈍温度は加工用冷延
鋼板としての良好な成形性を付与するためには７００℃
以上必要である。しかし、８５０℃を越えると異常粒成
長が起こりやすく、表面性状が劣化する。したがって再
結晶焼鈍温度は７００〜８５０℃とした。
焼鈍は再結晶焼鈍後時効特性を向上させるために特別な
過時効処理を必要とする。再結晶焼鈍温度は加工用冷延
鋼板としての良好な成形性を付与するためには７００℃
以上必要である。しかし、８５０℃を越えると異常粒成
長が起こりやすく、表面性状が劣化する。したがって再
結晶焼鈍温度は７００〜８５０℃とした。
【００１７】また、プレス成形時の表面性状を良好にす
るためには固溶炭素を充分に低減して良好な時効特性と
する必要があり、そのためには以下の過時効条件が必要
である。まず、結晶粒内にセメンタイトの核を形成させ
るために再結晶焼鈍後５０℃／sec 以上 の冷却速度で
２００〜３５０℃に冷却を行う必要がある。次に、セメ
ンタイトの析出速度を速くするために、この冷却温度よ
りも高温で、かつ３２０〜４００℃に再加熱する。さら
に、固溶している炭素を充分にセメンタイトとして析出
させるために過時効時間を１２０sec 以上とし、この過
時効経過と共に過時効温度を低下させ、２００〜３００
℃で過時効を終了させる。
るためには固溶炭素を充分に低減して良好な時効特性と
する必要があり、そのためには以下の過時効条件が必要
である。まず、結晶粒内にセメンタイトの核を形成させ
るために再結晶焼鈍後５０℃／sec 以上 の冷却速度で
２００〜３５０℃に冷却を行う必要がある。次に、セメ
ンタイトの析出速度を速くするために、この冷却温度よ
りも高温で、かつ３２０〜４００℃に再加熱する。さら
に、固溶している炭素を充分にセメンタイトとして析出
させるために過時効時間を１２０sec 以上とし、この過
時効経過と共に過時効温度を低下させ、２００〜３００
℃で過時効を終了させる。
【００１８】以上のような過時効処理により鋼板中の固
溶炭素は充分に低減され、以下で述べる調質圧延条件と
併用することにより時効後もストレッチャーストレイン
のない良好な表面性状の鋼板とすることができる。調質
圧延は鋼板に可動転位を導入し、プレス成形時のストレ
ッチャーストレインの発生防止のために必要である。
溶炭素は充分に低減され、以下で述べる調質圧延条件と
併用することにより時効後もストレッチャーストレイン
のない良好な表面性状の鋼板とすることができる。調質
圧延は鋼板に可動転位を導入し、プレス成形時のストレ
ッチャーストレインの発生防止のために必要である。
【００１９】図３は図１で示した条件のうち中心線谷深
さ（Ｒｖ）を５．０μｍ、中心線平均粗さ（Ｒａ）を
１．０μｍと一定とし、伸び率を種々変えた調質圧延を
行った場合の表面性状と伸びにおよぼす調質圧延の伸び
率の影響を示したものである。図３より０．７％以上の
伸び率の調質圧延でプレス成形時のストレッチャースト
レインを防止でき、良好な表面性状を得ることができ
る。しかし、調質圧延の伸び率が２．５％を越えると伸
びの劣化が大きい。したがって、調質圧延の伸び率は
０．７〜２．５％にする必要がある。なお、調質圧延以
外の条件を本発明範囲内で変えた場合も本結果と同様に
調質圧延の伸び率は０．７〜２．５％が必要であること
がわかった。
さ（Ｒｖ）を５．０μｍ、中心線平均粗さ（Ｒａ）を
１．０μｍと一定とし、伸び率を種々変えた調質圧延を
行った場合の表面性状と伸びにおよぼす調質圧延の伸び
率の影響を示したものである。図３より０．７％以上の
伸び率の調質圧延でプレス成形時のストレッチャースト
レインを防止でき、良好な表面性状を得ることができ
る。しかし、調質圧延の伸び率が２．５％を越えると伸
びの劣化が大きい。したがって、調質圧延の伸び率は
０．７〜２．５％にする必要がある。なお、調質圧延以
外の条件を本発明範囲内で変えた場合も本結果と同様に
調質圧延の伸び率は０．７〜２．５％が必要であること
がわかった。
【００２０】以上のように本発明は冷間圧延における鋼
板の表面状態、連続焼鈍における固溶炭素、調質圧延に
おける伸び率等を制御することにより冷延鋼板の表面性
状および加工性を優れたものとすることができる。
板の表面状態、連続焼鈍における固溶炭素、調質圧延に
おける伸び率等を制御することにより冷延鋼板の表面性
状および加工性を優れたものとすることができる。
【００２１】
【実施例】以下に本発明の実施例を比較例と共に示す。 実施例１ 表２に示す化学成分の鋳片を１１００℃に加熱し熱間圧
延を行い、さらに冷間圧延を実施した後に、それぞれ図
４に示す連続焼鈍条件を与えて連続焼鈍を施した。試料
Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，ＨおよびＩは本発明の成
分範囲内であり、試料Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐおよ
びＱは化学成分のいずれかが本発明の範囲から外れてい
る。これらの鋼の冷間圧延率は８０％であり、冷間圧延
による鋼板の表面状態は本発明範囲内とし、中心線谷深
さ（Ｒｖ）は５μｍで中心線平均粗さ（Ｒａ）は１．２
μｍである。また、連続焼鈍後の調質圧延条件も本発明
の範囲内である１．０％とした。
延を行い、さらに冷間圧延を実施した後に、それぞれ図
４に示す連続焼鈍条件を与えて連続焼鈍を施した。試料
Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，ＨおよびＩは本発明の成
分範囲内であり、試料Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，Ｐおよ
びＱは化学成分のいずれかが本発明の範囲から外れてい
る。これらの鋼の冷間圧延率は８０％であり、冷間圧延
による鋼板の表面状態は本発明範囲内とし、中心線谷深
さ（Ｒｖ）は５μｍで中心線平均粗さ（Ｒａ）は１．２
μｍである。また、連続焼鈍後の調質圧延条件も本発明
の範囲内である１．０％とした。
【００２２】この結果得られた冷延鋼板について、ＪＩ
Ｓ５号引張り試験片を用いて引張り試験を行い、表面性
状、降伏強度および伸びを調査した。材質調査結果を表
３に示す。表３より化学成分が本発明の範囲外のものは
本発明の範囲内のものに比べて表面性状、伸びのいずれ
か一方または両方が劣っていることがわかる。
Ｓ５号引張り試験片を用いて引張り試験を行い、表面性
状、降伏強度および伸びを調査した。材質調査結果を表
３に示す。表３より化学成分が本発明の範囲外のものは
本発明の範囲内のものに比べて表面性状、伸びのいずれ
か一方または両方が劣っていることがわかる。
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】実施例２ 表４に示す化学成分の鋳片を１１００℃に加熱し、熱間
圧延を行い、それぞれ表５に示すような冷間圧延の表面
状態および調質圧延伸び率を与えた。冷間圧延の総圧下
率はいずれも８０％とし、試料(1) 〜(9) は鋼の表面状
態が本発明範囲内にあり、試料(10)〜(16)は中心線谷深
さ（Ｒｖ）、中心線平均粗さ（Ｒａ）または調質圧延伸
び率のいずれか一つ以上の条件が本発明範囲から外れて
いる。なお、いずれの試料も図４に示す連続焼鈍条件を
与えた。
圧延を行い、それぞれ表５に示すような冷間圧延の表面
状態および調質圧延伸び率を与えた。冷間圧延の総圧下
率はいずれも８０％とし、試料(1) 〜(9) は鋼の表面状
態が本発明範囲内にあり、試料(10)〜(16)は中心線谷深
さ（Ｒｖ）、中心線平均粗さ（Ｒａ）または調質圧延伸
び率のいずれか一つ以上の条件が本発明範囲から外れて
いる。なお、いずれの試料も図４に示す連続焼鈍条件を
与えた。
【００２６】この結果得られた冷延鋼板について、ＪＩ
Ｓ５号引張り試験片を用いて引張り試験を行い、伸びお
よび表面性状を調査した。材質調査結果を表６に示す。
表６より成分、条件が本発明の範囲に入っているもの
は、本発明の範囲外のものに比べて表面性状および加工
性のいずれも優れていることがわかる。
Ｓ５号引張り試験片を用いて引張り試験を行い、伸びお
よび表面性状を調査した。材質調査結果を表６に示す。
表６より成分、条件が本発明の範囲に入っているもの
は、本発明の範囲外のものに比べて表面性状および加工
性のいずれも優れていることがわかる。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように、Ａｌキルド冷延鋼
板を製造するに際して、本発明に従い鋼板表面の中心線
平均粗さ（Ｒａ）および中心線谷深さ（Ｒｖ）が特定の
範囲となるように冷延を行い、さらに特定の過時効を持
つ連続焼鈍を行った後、特定の伸び率を持つ調質圧延を
行うことによってストレッチャーストレインが完全に消
去でき、時効後もストレッチャーストレインのない表面
性状の極めて優れた冷延鋼板が製造できる。
板を製造するに際して、本発明に従い鋼板表面の中心線
平均粗さ（Ｒａ）および中心線谷深さ（Ｒｖ）が特定の
範囲となるように冷延を行い、さらに特定の過時効を持
つ連続焼鈍を行った後、特定の伸び率を持つ調質圧延を
行うことによってストレッチャーストレインが完全に消
去でき、時効後もストレッチャーストレインのない表面
性状の極めて優れた冷延鋼板が製造できる。
【図１】図１は、表面性状におよぼす中心線谷深さ（Ｒ
ｖ）の影響を示す図（表面性状の１〜４は冷延鋼板の成
形後のストレッチャーストレインのレベルを表す）であ
る。
ｖ）の影響を示す図（表面性状の１〜４は冷延鋼板の成
形後のストレッチャーストレインのレベルを表す）であ
る。
【図２】図２は、表面性状におよぼす中心線平均粗さ
（Ｒａ）の影響を示す図である。
（Ｒａ）の影響を示す図である。
【図３】図３は、表面性状および伸びにおよぼす調質圧
延の伸び率の影響を示す図である。
延の伸び率の影響を示す図である。
【図４】図４は、連続焼鈍の温度履歴を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比にてＣ：０．０１０〜０．０３８
％，Ｓｉ：０．０４０％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．２
５％，Ｐ：０．０８０％以下，Ｓ：０．００２〜０．０
２０％，Ａｌ：０．０２０〜０．１０％，Ｎ：０．００
６０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
よりなる鋳片を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、冷間
圧延後の鋼板表面の中心線谷深さ（Ｒｖ）および中心線
平均粗さ（Ｒａ）を各々０．５〜１０μｍおよび０．５
μｍ以上とし、さらに７００〜８５０℃での焼鈍後２０
０〜３５０℃の範囲に５０℃／sec 以上の冷却速度で冷
却し、冷却終点温度に対して３０℃以上の加熱を行い、
加熱到達温度を３２０〜４００℃の範囲とし、３００〜
２００℃の範囲に１２０sec 以上の時間をかけて冷却す
る過時効を持つ連続焼鈍を行い、続いて０．７〜２．５
％の伸び率の調質圧延を行うことを特徴とする連続焼鈍
による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3006008A JPH0826402B2 (ja) | 1991-01-22 | 1991-01-22 | 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3006008A JPH0826402B2 (ja) | 1991-01-22 | 1991-01-22 | 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04247826A JPH04247826A (ja) | 1992-09-03 |
| JPH0826402B2 true JPH0826402B2 (ja) | 1996-03-13 |
Family
ID=11626699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3006008A Expired - Fee Related JPH0826402B2 (ja) | 1991-01-22 | 1991-01-22 | 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0826402B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5556483B2 (ja) * | 2010-08-03 | 2014-07-23 | 新日鐵住金株式会社 | 連続焼鈍炉を用いた鋼板の連続焼鈍方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5544584A (en) * | 1978-09-27 | 1980-03-28 | Nippon Steel Corp | Production by continuous annealing of cold rolled steel plate of superior workability and age resistance |
| JPS6126724A (ja) * | 1984-07-18 | 1986-02-06 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による極軟質表面処理用原板の製造方法 |
| JPS61124533A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 連続焼鈍による加工性良好な非時効性冷延鋼板の製造法 |
| JPS61276935A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0293025A (ja) * | 1988-09-28 | 1990-04-03 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による耐時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-01-22 JP JP3006008A patent/JPH0826402B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5544584A (en) * | 1978-09-27 | 1980-03-28 | Nippon Steel Corp | Production by continuous annealing of cold rolled steel plate of superior workability and age resistance |
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| JPS61276935A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| JPH0293025A (ja) * | 1988-09-28 | 1990-04-03 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による耐時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04247826A (ja) | 1992-09-03 |
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