JPH09302421A - 冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH09302421A JPH09302421A JP8120102A JP12010296A JPH09302421A JP H09302421 A JPH09302421 A JP H09302421A JP 8120102 A JP8120102 A JP 8120102A JP 12010296 A JP12010296 A JP 12010296A JP H09302421 A JPH09302421 A JP H09302421A
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有し、そ
して、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さ
い、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供する 【解決手段】 炭素（Ｃ）：0.01〜0.05 wt.% 、珪素
（Si）：0.03 wt.% 以下、マンガン（Mn）：0.1 〜0.3
wt.%、燐（Ｐ）：0.03 wt.% 以下、硫黄（Ｓ）：0.025
wt.% 以下、アルミニウム（Al）：0.010 〜0.10 wt.%
、窒素（Ｎ）：0.0030 wt.% 以下、クロム（Cr）：0.0
10 〜0.10 wt.% を含有し、そして、残部：鉄および不
可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3 -
20℃）〜７５０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、
次いで、550 〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特
徴とする、冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造
方法
して、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が小さ
い、加工性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供する 【解決手段】 炭素（Ｃ）：0.01〜0.05 wt.% 、珪素
（Si）：0.03 wt.% 以下、マンガン（Mn）：0.1 〜0.3
wt.%、燐（Ｐ）：0.03 wt.% 以下、硫黄（Ｓ）：0.025
wt.% 以下、アルミニウム（Al）：0.010 〜0.10 wt.%
、窒素（Ｎ）：0.0030 wt.% 以下、クロム（Cr）：0.0
10 〜0.10 wt.% を含有し、そして、残部：鉄および不
可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3 -
20℃）〜７５０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、
次いで、550 〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特
徴とする、冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造
方法
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、熱延ままで軟質
で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後
も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板
の製造方法に関する。
で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後
も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、溶接等を行う場合、特に薄物材
を溶接する場合には、溶接する２枚の板厚が極力等しい
ことが望ましい。このため板厚精度の低い熱延鋼板を使
用する場合には、冷間圧延を施して板厚精度を向上する
ことが必要である。特に、電気機器部品用の薄物材は、
上述した板厚精度の向上が要求される。軟質で且つ低い
降伏比を有する熱延鋼板を製造する方法として、フェラ
イト組織の粗粒化により、粒界面積を小さくすることが
従来行われている。そのメカニズムは次の通りである。
一般に純鉄や軟鉄の強度を支配する最も重要な因子は結
晶粒径の大小である。各結晶粒のすべり面は、粒界を境
界として、不連続であるので、転位の運動が粒界で止め
られる。一定の応力下で結晶粒界に止められて堆積する
転位の数は、粒径に比例して粒径が大きくなるほど多く
なる。このため粗大粒になるほど、隣接結晶粒にかかる
応力集中が大きくなり、そして、塑性変形が伝播し易く
なって、降伏し易くなる。
を溶接する場合には、溶接する２枚の板厚が極力等しい
ことが望ましい。このため板厚精度の低い熱延鋼板を使
用する場合には、冷間圧延を施して板厚精度を向上する
ことが必要である。特に、電気機器部品用の薄物材は、
上述した板厚精度の向上が要求される。軟質で且つ低い
降伏比を有する熱延鋼板を製造する方法として、フェラ
イト組織の粗粒化により、粒界面積を小さくすることが
従来行われている。そのメカニズムは次の通りである。
一般に純鉄や軟鉄の強度を支配する最も重要な因子は結
晶粒径の大小である。各結晶粒のすべり面は、粒界を境
界として、不連続であるので、転位の運動が粒界で止め
られる。一定の応力下で結晶粒界に止められて堆積する
転位の数は、粒径に比例して粒径が大きくなるほど多く
なる。このため粗大粒になるほど、隣接結晶粒にかかる
応力集中が大きくなり、そして、塑性変形が伝播し易く
なって、降伏し易くなる。
【０００３】上述したフェライト組織を粗粒化するため
の方法として、熱間圧延過程での仕上げ圧延をＡｒ3 変
態点以上のオーステナイト高温域で行って、オーステナ
イト結晶粒を粗大化することによって、それに引き続く
冷却過程において生じるフェライト変態時の核発生サイ
トとなり得るオーステナイト粒界面積を小さくして、フ
ェライト核発生頻度を低くし、その結果、フェライト粒
径を大きくすることが知られている（以下「先行技術
１」という）。
の方法として、熱間圧延過程での仕上げ圧延をＡｒ3 変
態点以上のオーステナイト高温域で行って、オーステナ
イト結晶粒を粗大化することによって、それに引き続く
冷却過程において生じるフェライト変態時の核発生サイ
トとなり得るオーステナイト粒界面積を小さくして、フ
ェライト核発生頻度を低くし、その結果、フェライト粒
径を大きくすることが知られている（以下「先行技術
１」という）。
【０００４】更に、特公昭６１−４１９６９号公報に
は、上述したフェライト組織を粗粒化する方法として、
熱間圧延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点
以下のフェライト域またはフェライト＋オーステナイト
２相域で行って、加工フェライトを回復、再結晶させ、
もって、フェライトの粒径を大きくすることが開示され
ている（以下「先行技術２」という）。
は、上述したフェライト組織を粗粒化する方法として、
熱間圧延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点
以下のフェライト域またはフェライト＋オーステナイト
２相域で行って、加工フェライトを回復、再結晶させ、
もって、フェライトの粒径を大きくすることが開示され
ている（以下「先行技術２」という）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】先行技術１および２に
は次の問題点がある。即ち、先行技術１の方法による
と、仕上げ圧延を高温で行うために、スラブの加熱温度
を高くしなければならず、従って、熱源コストが高くな
るという問題点がある。更に、板厚が小さい場合には、
仕上げ圧延時の温度降下が大きくなり、たとえスラブを
高温に加熱した場合でも、所定の仕上げ温度を確保する
ことができないという問題点がある。
は次の問題点がある。即ち、先行技術１の方法による
と、仕上げ圧延を高温で行うために、スラブの加熱温度
を高くしなければならず、従って、熱源コストが高くな
るという問題点がある。更に、板厚が小さい場合には、
仕上げ圧延時の温度降下が大きくなり、たとえスラブを
高温に加熱した場合でも、所定の仕上げ温度を確保する
ことができないという問題点がある。
【０００６】先行技術２の方法によると、加工フェライ
トを再結晶させるためには、高温巻取りが必須になる。
しかしながら、フェライト高温域では、Ｃの固溶限が大
きいので、セメンタイト析出の駆動力が小さく、その結
果、セメンタイト析出の核数が少なくなる。更に、巻取
り後の冷却過程において、温度が低下するに伴って、Ｃ
の固溶限が小さくなる。しかしながら、セメンタイトの
核数が少ない場合には、Ｃの拡散速度は低温であるほど
小さくなるので、固溶Ｃがセメンタイトとして析出する
ための移動距離が大きくなって、析出しにくくなる。そ
の結果、固溶Ｃが多量に存在することになる。冷間圧延
によって転位が大量に導入された場合には、固溶Ｃが転
位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏強度が上昇する
という問題点がある。
トを再結晶させるためには、高温巻取りが必須になる。
しかしながら、フェライト高温域では、Ｃの固溶限が大
きいので、セメンタイト析出の駆動力が小さく、その結
果、セメンタイト析出の核数が少なくなる。更に、巻取
り後の冷却過程において、温度が低下するに伴って、Ｃ
の固溶限が小さくなる。しかしながら、セメンタイトの
核数が少ない場合には、Ｃの拡散速度は低温であるほど
小さくなるので、固溶Ｃがセメンタイトとして析出する
ための移動距離が大きくなって、析出しにくくなる。そ
の結果、固溶Ｃが多量に存在することになる。冷間圧延
によって転位が大量に導入された場合には、固溶Ｃが転
位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏強度が上昇する
という問題点がある。
【０００７】従って、この発明の目的は、熱延ままで軟
質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した
後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼
板の製造方法を提供するにある。
質で且つ低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した
後も、降伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼
板の製造方法を提供するにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
問題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、熱間圧
延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点以下の
フェライト域またはフェライト＋オーステナイト２相域
で行い、高温巻取りによって加工フェライトを回復、再
結晶させて、フェライト粒径を大きくする熱延鋼板の製
造方法において、鋼中に所定量のクロム（Ｃｒ）を添加
することによって、高温巻取り時のセメンタイトを微細
に分散させて、巻取り後の冷却過程で固溶Ｃがセメンタ
イトとして析出するための移動距離を小さくすることが
でき、その結果、固溶Ｃがセメンタイトとして析出し易
くなり、固溶Ｃ量が減り、冷間圧延により転位が大量に
導入された場合に、降伏強度の上昇量を小さくすること
ができることを知見した。
問題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、熱間圧
延過程における最終仕上げ圧延を、Ａｒ3 変態点以下の
フェライト域またはフェライト＋オーステナイト２相域
で行い、高温巻取りによって加工フェライトを回復、再
結晶させて、フェライト粒径を大きくする熱延鋼板の製
造方法において、鋼中に所定量のクロム（Ｃｒ）を添加
することによって、高温巻取り時のセメンタイトを微細
に分散させて、巻取り後の冷却過程で固溶Ｃがセメンタ
イトとして析出するための移動距離を小さくすることが
でき、その結果、固溶Ｃがセメンタイトとして析出し易
くなり、固溶Ｃ量が減り、冷間圧延により転位が大量に
導入された場合に、降伏強度の上昇量を小さくすること
ができることを知見した。
【０００９】本発明の、冷間圧延後の加工性に優れた熱
延鋼板の製造方法は、上記知見に基づいてなされたもの
であって、 炭素（Ｃ）：0.01〜0.05 wt.% 、 珪素（Si）：0.03 wt.% 以下、 マンガン（Mn）：0.1 〜0.3 wt.%、 燐（Ｐ）：0.03 wt.% 以下、 硫黄（Ｓ）：0.025 wt.% 以下、 アルミニウム（Al）：0.010 〜0.10 wt.% 、 窒素（Ｎ）：0.0030 wt.% 以下、 クロム（Cr）：0.010 〜0.10 wt.% を含有し、そして 残部：鉄および不可避的不純物、 からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3 - 20℃）〜７５
０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、次いで、550
〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特徴とするもの
である。
延鋼板の製造方法は、上記知見に基づいてなされたもの
であって、 炭素（Ｃ）：0.01〜0.05 wt.% 、 珪素（Si）：0.03 wt.% 以下、 マンガン（Mn）：0.1 〜0.3 wt.%、 燐（Ｐ）：0.03 wt.% 以下、 硫黄（Ｓ）：0.025 wt.% 以下、 アルミニウム（Al）：0.010 〜0.10 wt.% 、 窒素（Ｎ）：0.0030 wt.% 以下、 クロム（Cr）：0.010 〜0.10 wt.% を含有し、そして 残部：鉄および不可避的不純物、 からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3 - 20℃）〜７５
０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、次いで、550
〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特徴とするもの
である。
【００１０】
【発明の実施の形態】次に、この発明の鋼の成分組成を
上述したように限定する理由を説明する。 （１）炭素（Ｃ） Ｃ含有量が0.05 wt.% を超えると、セメンタイト量およ
び固溶Ｃ量が多くなって、強度が上昇する。固溶Ｃ量が
多くなると、冷間圧延後の降伏強度の上昇量が大きくな
る。一方、Ｃ含有量が0.01 wt.% 未満では、巻取り時
に、Ｃの全量が固溶Ｃとして存在して、セメンタイトが
析出せず、その後の冷却過程においても、Ｃは固溶Ｃの
状態のまま残って、冷間圧延後の降伏強度の上昇量を大
きくする。従って、炭素（Ｃ）の含有量は、0.01〜0.05
wt.% の範囲内に限定すべきである。
上述したように限定する理由を説明する。 （１）炭素（Ｃ） Ｃ含有量が0.05 wt.% を超えると、セメンタイト量およ
び固溶Ｃ量が多くなって、強度が上昇する。固溶Ｃ量が
多くなると、冷間圧延後の降伏強度の上昇量が大きくな
る。一方、Ｃ含有量が0.01 wt.% 未満では、巻取り時
に、Ｃの全量が固溶Ｃとして存在して、セメンタイトが
析出せず、その後の冷却過程においても、Ｃは固溶Ｃの
状態のまま残って、冷間圧延後の降伏強度の上昇量を大
きくする。従って、炭素（Ｃ）の含有量は、0.01〜0.05
wt.% の範囲内に限定すべきである。
【００１１】（２）珪素（Si） Si含有量が0.03 wt.% を超えると、固溶Si量が多くなっ
て、強度が上昇すると共に、有害なSi-Mn 系介在物が生
成する。従って、珪素（Si）の含有量は、0.03wt.% 以
下に限定すべきである。
て、強度が上昇すると共に、有害なSi-Mn 系介在物が生
成する。従って、珪素（Si）の含有量は、0.03wt.% 以
下に限定すべきである。
【００１２】（３）マンガン（Mn） Mnは、固溶Mnとして、鋼中の有害な固溶ＳをMnS として
固定化して、無害化する作用がある。Mn含有量が0.1 w
t.%未満では、上述した所望の効果が得られない。一
方、Mn含有量が0.3 wt.%を超えると、固溶Mn量が多くな
って、強度が上昇する。従って、マンガン（Mn）の含有
量は、0.1 〜0.3 wt.%の範囲内に限定すべきである。
固定化して、無害化する作用がある。Mn含有量が0.1 w
t.%未満では、上述した所望の効果が得られない。一
方、Mn含有量が0.3 wt.%を超えると、固溶Mn量が多くな
って、強度が上昇する。従って、マンガン（Mn）の含有
量は、0.1 〜0.3 wt.%の範囲内に限定すべきである。
【００１３】（４）燐（Ｐ） Ｐ含有量が0.03 wt.% を超えると、強度が上昇する。従
って、燐（Ｐ）の含有量は、0.03 wt.% 以下に限定すべ
きである。 （５）硫黄（Ｓ） Ｓ含有量が0.025 wt.%を超えると、熱間脆性を引き起こ
して、表面疵が発生する恐れがある。従って、硫黄
（Ｓ）の含有量は、0.025 wt.% 以下に限定すべきであ
る。
って、燐（Ｐ）の含有量は、0.03 wt.% 以下に限定すべ
きである。 （５）硫黄（Ｓ） Ｓ含有量が0.025 wt.%を超えると、熱間脆性を引き起こ
して、表面疵が発生する恐れがある。従って、硫黄
（Ｓ）の含有量は、0.025 wt.% 以下に限定すべきであ
る。
【００１４】（６）アルミニウム（Al） Alは脱酸元素として、鋼中の介在物を減少させる作用を
有している。Al含有量が0.010 wt.%未満では、上述した
所望の効果が得られない。一方、Al含有量が0.10 wt.%
を超えると、強度が上昇すると共に、製造コストが高く
なる。従って、アルミニウム（Al）の含有量は、0.010
〜0.10 wt.% の範囲内に限定すべきである。 （７）窒素（Ｎ） Ｎ含有量が0.0030 wt.% を超えると、窒化物が増加し
て、強度が上昇する。従って、窒素（Ｎ）の含有量は、
0.0030 wt.% 以下に限定すべきである。
有している。Al含有量が0.010 wt.%未満では、上述した
所望の効果が得られない。一方、Al含有量が0.10 wt.%
を超えると、強度が上昇すると共に、製造コストが高く
なる。従って、アルミニウム（Al）の含有量は、0.010
〜0.10 wt.% の範囲内に限定すべきである。 （７）窒素（Ｎ） Ｎ含有量が0.0030 wt.% を超えると、窒化物が増加し
て、強度が上昇する。従って、窒素（Ｎ）の含有量は、
0.0030 wt.% 以下に限定すべきである。
【００１５】（８）クロム（Cr） Crは高温巻取り時のセメンタイトを微細に分散させて、
巻取り後の冷却過程において固溶Ｃがセメンタイトとし
て析出するための移動距離を小さくし、もって、固溶Ｃ
がセメンタイトとして析出し易くさせて、固溶Ｃ量を減
少させる作用を有している。Cr含有量が0.010 未満で
は、上述した所望の効果が得られない。一方、Cr含有量
が0.10 wt.% を超えると、セメンタイトを微細に分散さ
せる作用が飽和すると共に、製造コストが上昇する。従
って、クロム（Cr）の含有量は、0.010 〜0.10 wt.% の
範囲内に限定すべきである。
巻取り後の冷却過程において固溶Ｃがセメンタイトとし
て析出するための移動距離を小さくし、もって、固溶Ｃ
がセメンタイトとして析出し易くさせて、固溶Ｃ量を減
少させる作用を有している。Cr含有量が0.010 未満で
は、上述した所望の効果が得られない。一方、Cr含有量
が0.10 wt.% を超えると、セメンタイトを微細に分散さ
せる作用が飽和すると共に、製造コストが上昇する。従
って、クロム（Cr）の含有量は、0.010 〜0.10 wt.% の
範囲内に限定すべきである。
【００１６】次に、この発明の熱間圧延条件を上述した
ように限定する理由を説明する。 （１）仕上げ圧延の終了温度 （Ａｒ3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ
圧延を終了すると、フェライト域またはオーステナイト
＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了し、加工フェラ
イトの回復、再結晶による粗粒化により軟質且つ低い降
伏比を有する熱延鋼板が得られる。Ａｒ3 変態点以上の
オーステナイト域で仕上げ圧延を終了すると、その後の
冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変
態が起こり、フェライト粒が細粒化して、強度および降
伏比が上昇する。更に、Ａｒ3 〜（Ａｒ3 −２０℃）の
オーステナイト＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了
すると、２相高温域ではオーステナイトの分率が大きい
ので、オーステナイトからフェライトへの変態によるフ
ェライト粒の細粒化によって強度が上昇する。一方、７
５０℃未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、巻取り温
度が低くなって、加工フェライトを再結晶させることが
できず、未再結晶フェライトとなり、降伏強度が上昇
し、延性が著しく低下する。従って、仕上げ圧延の終了
温度は、（Ａｒ 3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内に限定
すべきである。 （２）なお、仕上げ圧延時の圧下率は特に限定しない
が、加工フェライトを再結晶させるための十分な歪を蓄
積させるため、最終圧下率を２０％以上にすることが望
ましい。
ように限定する理由を説明する。 （１）仕上げ圧延の終了温度 （Ａｒ3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ
圧延を終了すると、フェライト域またはオーステナイト
＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了し、加工フェラ
イトの回復、再結晶による粗粒化により軟質且つ低い降
伏比を有する熱延鋼板が得られる。Ａｒ3 変態点以上の
オーステナイト域で仕上げ圧延を終了すると、その後の
冷却過程においてオーステナイトからフェライトへの変
態が起こり、フェライト粒が細粒化して、強度および降
伏比が上昇する。更に、Ａｒ3 〜（Ａｒ3 −２０℃）の
オーステナイト＋フェライト２相域で仕上げ圧延を終了
すると、２相高温域ではオーステナイトの分率が大きい
ので、オーステナイトからフェライトへの変態によるフ
ェライト粒の細粒化によって強度が上昇する。一方、７
５０℃未満の温度で仕上げ圧延を終了すると、巻取り温
度が低くなって、加工フェライトを再結晶させることが
できず、未再結晶フェライトとなり、降伏強度が上昇
し、延性が著しく低下する。従って、仕上げ圧延の終了
温度は、（Ａｒ 3 −２０℃）〜７５０℃の範囲内に限定
すべきである。 （２）なお、仕上げ圧延時の圧下率は特に限定しない
が、加工フェライトを再結晶させるための十分な歪を蓄
積させるため、最終圧下率を２０％以上にすることが望
ましい。
【００１７】（３）巻取り温度 巻取り温度が５５０〜７５０℃の範囲内のとき、加工フ
ェライトを回復、再結晶させることができる。巻取り温
度が５５０℃未満のとき、巻取り後の自己焼鈍によっ
て、加工フェライトが再結晶せず、未再結晶フェライト
となり、降伏強度が上昇し、延性が著しく低下する。一
方、上述した仕上げ圧延の終了温度の上限が７５０℃と
低いので、仕上げスタンドから巻取り機までの移動間、
自然冷却によっても巻取り温度を７５０℃を超えて高く
することが困難である。従って、巻取り温度は５５０〜
７５０℃の範囲内に限定する。
ェライトを回復、再結晶させることができる。巻取り温
度が５５０℃未満のとき、巻取り後の自己焼鈍によっ
て、加工フェライトが再結晶せず、未再結晶フェライト
となり、降伏強度が上昇し、延性が著しく低下する。一
方、上述した仕上げ圧延の終了温度の上限が７５０℃と
低いので、仕上げスタンドから巻取り機までの移動間、
自然冷却によっても巻取り温度を７５０℃を超えて高く
することが困難である。従って、巻取り温度は５５０〜
７５０℃の範囲内に限定する。
【００１８】（４）熱間圧延前のスラブは、特に限定さ
れないが、連続鋳造後、直接熱間圧延し、または、一旦
スラブを冷却後、再加熱してもよい。なお、上述したス
ラブを再加熱するときは、熱間圧延を正常に行うため
に、１１５０℃以上の温度で再加熱すればよい。しかし
ながら、低温加熱では仕上げ圧延時にコイルの長手方向
の温度分布が不均一になり、特にコイルエンド部での温
度低下が大きくなるので、１２００〜１２２０℃の範囲
内の温度に再加熱することが望ましい。
れないが、連続鋳造後、直接熱間圧延し、または、一旦
スラブを冷却後、再加熱してもよい。なお、上述したス
ラブを再加熱するときは、熱間圧延を正常に行うため
に、１１５０℃以上の温度で再加熱すればよい。しかし
ながら、低温加熱では仕上げ圧延時にコイルの長手方向
の温度分布が不均一になり、特にコイルエンド部での温
度低下が大きくなるので、１２００〜１２２０℃の範囲
内の温度に再加熱することが望ましい。
【００１９】このようにして得られた熱延鋼板に、冷間
圧延を施すことによって、薄物化が可能になり、そし
て、板厚精度の向上を図ることができるので、溶接時に
おけるセットアップ等が容易になる。この発明の鋼に冷
間圧延を施す場合には、Ｃｒの添加によって、固溶Ｃが
低減されるので、冷間圧延の最適な圧下率は１０〜３０
％の範囲内である。
圧延を施すことによって、薄物化が可能になり、そし
て、板厚精度の向上を図ることができるので、溶接時に
おけるセットアップ等が容易になる。この発明の鋼に冷
間圧延を施す場合には、Ｃｒの添加によって、固溶Ｃが
低減されるので、冷間圧延の最適な圧下率は１０〜３０
％の範囲内である。
【００２０】上述したように、本発明によると、所定量
のＣｒを含有する鋼を、Ａｒ3 変態点以下のフェライト
域またはフェライト＋オーステナイト２相域で圧延し、
次いで、高温巻取りにより加工フェライトを再結晶させ
て、粗大なフェライト粒とし、更に、Ｃｒの作用によっ
て、セメンタイトを微細に分散させて、固溶Ｃ量を低減
させ、もって、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有
し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が
小さい、加工性に優れた熱延鋼板を製造することができ
る。
のＣｒを含有する鋼を、Ａｒ3 変態点以下のフェライト
域またはフェライト＋オーステナイト２相域で圧延し、
次いで、高温巻取りにより加工フェライトを再結晶させ
て、粗大なフェライト粒とし、更に、Ｃｒの作用によっ
て、セメンタイトを微細に分散させて、固溶Ｃ量を低減
させ、もって、熱延ままで軟質で且つ低い降伏比を有
し、そして、冷間圧延を施した後も、降伏強度の上昇が
小さい、加工性に優れた熱延鋼板を製造することができ
る。
【００２１】
【実施例】本発明の方法を実施例によって、比較例と対
比しながら詳細に説明する。表１に示す成分組成を有す
る各鋼を連続鋳造してスラブを調製し、次いで、ＦＴ
（℃）欄に示す仕上げ温度で、仕上げ圧延し、次いで、
ＣＴ（℃）欄に示す巻き取り温度で巻き取りを行って、
１．５ｍｍの板厚を有する本発明供試体Ｎｏ．１〜５お
よび比較用供試体Ｎｏ．６〜１０を調製した。このよう
に調製した本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較用供試
体Ｎｏ．６〜１０の熱延ままの降伏強度（ＹＳ）、引張
り強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）および降伏比（ＹＲ）を
調べた。次いで、本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較
用供試体Ｎｏ．６〜１０に、２０％の圧下率で、冷間圧
延を施した後、降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（Ｔ
Ｓ）、延性（Ｅｌ）および冷間圧延後の降伏強度（Ｙ
Ｓ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）を
調べた。それ等の結果を表２に示す。
比しながら詳細に説明する。表１に示す成分組成を有す
る各鋼を連続鋳造してスラブを調製し、次いで、ＦＴ
（℃）欄に示す仕上げ温度で、仕上げ圧延し、次いで、
ＣＴ（℃）欄に示す巻き取り温度で巻き取りを行って、
１．５ｍｍの板厚を有する本発明供試体Ｎｏ．１〜５お
よび比較用供試体Ｎｏ．６〜１０を調製した。このよう
に調製した本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較用供試
体Ｎｏ．６〜１０の熱延ままの降伏強度（ＹＳ）、引張
り強度（ＴＳ）、延性（Ｅｌ）および降伏比（ＹＲ）を
調べた。次いで、本発明供試体Ｎｏ．１〜５および比較
用供試体Ｎｏ．６〜１０に、２０％の圧下率で、冷間圧
延を施した後、降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（Ｔ
Ｓ）、延性（Ｅｌ）および冷間圧延後の降伏強度（Ｙ
Ｓ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）を
調べた。それ等の結果を表２に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表１から明らかなように、比較用供試体Ｎ
ｏ．６は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、仕
上げ温度（ＦＴ）が７３０℃と本発明の範囲を外れて低
く、且つ、巻取り温度（ＣＴ）が５４０℃と本発明の範
囲を外れて低い。比較用供試体Ｎｏ．７は、鋼の成分組
成は本発明の範囲内であるが、仕上げ温度（ＦＴ）が８
５０℃と本発明の範囲を外れて高い。比較用供試体Ｎ
ｏ．８〜１０は、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度
（ＣＴ）が共に本発明の範囲内であるが、鋼の成分組成
のＣｒ含有量において本発明の範囲外である。
ｏ．６は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、仕
上げ温度（ＦＴ）が７３０℃と本発明の範囲を外れて低
く、且つ、巻取り温度（ＣＴ）が５４０℃と本発明の範
囲を外れて低い。比較用供試体Ｎｏ．７は、鋼の成分組
成は本発明の範囲内であるが、仕上げ温度（ＦＴ）が８
５０℃と本発明の範囲を外れて高い。比較用供試体Ｎ
ｏ．８〜１０は、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度
（ＣＴ）が共に本発明の範囲内であるが、鋼の成分組成
のＣｒ含有量において本発明の範囲外である。
【００２５】表１および表２から明らかなように、同一
鋼種Ａを使用して、本発明の範囲内の仕上げ温度（Ｆ
Ｔ）および巻取り温度（ＣＴ）で仕上げ圧延および巻取
りを行った本発明供試体Ｎｏ．１〜３において、熱延ま
まの降伏強度（ＹＳ）は18.2〜20.1 kgf/mm2、引張り強
度（ＴＳ）は27.4〜28.7 kgf/mm2であるのに対して、仕
上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）のうちの少
なくとも１つが本発明の範囲外である比較用供試体Ｎ
ｏ．６および７においては、熱延ままの降伏強度（Ｙ
Ｓ）は22.8〜24.6 kgf/mm2、引張り強度（ＴＳ）は30.9
〜31.8 kgf/mm2とそれぞれ高くなっている。更に、本発
明供試体Ｎｏ．１〜３において、降伏比（ＹＲ）は0.66
〜0.70であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６および
７においては、降伏比（ＹＲ）は0.74〜0.77と高い。こ
のことは、本発明によると、熱延ままで軟質且つ低い降
伏比を有する熱延鋼板が得られることを意味している。
鋼種Ａを使用して、本発明の範囲内の仕上げ温度（Ｆ
Ｔ）および巻取り温度（ＣＴ）で仕上げ圧延および巻取
りを行った本発明供試体Ｎｏ．１〜３において、熱延ま
まの降伏強度（ＹＳ）は18.2〜20.1 kgf/mm2、引張り強
度（ＴＳ）は27.4〜28.7 kgf/mm2であるのに対して、仕
上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）のうちの少
なくとも１つが本発明の範囲外である比較用供試体Ｎ
ｏ．６および７においては、熱延ままの降伏強度（Ｙ
Ｓ）は22.8〜24.6 kgf/mm2、引張り強度（ＴＳ）は30.9
〜31.8 kgf/mm2とそれぞれ高くなっている。更に、本発
明供試体Ｎｏ．１〜３において、降伏比（ＹＲ）は0.66
〜0.70であるのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６および
７においては、降伏比（ＹＲ）は0.74〜0.77と高い。こ
のことは、本発明によると、熱延ままで軟質且つ低い降
伏比を有する熱延鋼板が得られることを意味している。
【００２６】更に、表２から明らかなように、上述した
比較用供試体Ｎｏ．６〜１０における成分組成（Ｃｒ含
有量）、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）
のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外であることに
起因して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０は、２０％の圧
下率で、冷間圧延を施した後の降伏強度（ＹＳ）、引張
り強度（ＴＳ）が高くなり、そして、延性（Ｅｌ）が低
くなっている。
比較用供試体Ｎｏ．６〜１０における成分組成（Ｃｒ含
有量）、仕上げ温度（ＦＴ）および巻取り温度（ＣＴ）
のうちの少なくとも１つが本発明の範囲外であることに
起因して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０は、２０％の圧
下率で、冷間圧延を施した後の降伏強度（ＹＳ）、引張
り強度（ＴＳ）が高くなり、そして、延性（Ｅｌ）が低
くなっている。
【００２７】即ち、降伏強度（ＹＳ）に関して、本発明
供試体Ｎｏ．１〜５においては、31.7 kgf/mm2以下であ
るのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０において
は、33.6〜37.2 kgf/mm2と高くなっている。引張り強度
（ＴＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５において
は、32.1 kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供試体
Ｎｏ．６〜１０においては、33.6〜37.2 kgf/mm2と高く
なっている。更に、延性（Ｅｌ）に関して、本発明供試
体Ｎｏ．１〜５においては、26.5 %以上と高くなってい
るのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０において
は、20.3〜24.9 %と低くなっている。更に、冷間圧延後
の降伏強度（ＹＳ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との
差（ΔＹＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５にお
いては、12.3kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供
試体Ｎｏ．６〜１０においては、12.6〜15.3 kgf/mm2と
大きくなっている。このことから、本発明供試体Ｎｏ．
１〜５においては冷間圧延後の降伏強度（ＹＳ）と熱延
ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）が少ないこと
が明らかである。
供試体Ｎｏ．１〜５においては、31.7 kgf/mm2以下であ
るのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０において
は、33.6〜37.2 kgf/mm2と高くなっている。引張り強度
（ＴＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５において
は、32.1 kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供試体
Ｎｏ．６〜１０においては、33.6〜37.2 kgf/mm2と高く
なっている。更に、延性（Ｅｌ）に関して、本発明供試
体Ｎｏ．１〜５においては、26.5 %以上と高くなってい
るのに対して、比較用供試体Ｎｏ．６〜１０において
は、20.3〜24.9 %と低くなっている。更に、冷間圧延後
の降伏強度（ＹＳ）と熱延ままの降伏強度（ＹＳ）との
差（ΔＹＳ）に関して、本発明供試体Ｎｏ．１〜５にお
いては、12.3kgf/mm2以下であるのに対して、比較用供
試体Ｎｏ．６〜１０においては、12.6〜15.3 kgf/mm2と
大きくなっている。このことから、本発明供試体Ｎｏ．
１〜５においては冷間圧延後の降伏強度（ＹＳ）と熱延
ままの降伏強度（ＹＳ）との差（ΔＹＳ）が少ないこと
が明らかである。
【００２８】更に、表１に示す鋼種Ａ（成分組成は表１
の通りであり、Ｃｒの含有量は0.020 wt.%である）を使
用して、降伏強度（ＹＳ）および引張り強度（ＴＳ）に
及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を調べた。その結果を
図１に示す。図１から明らかなように、仕上げ温度（Ｆ
Ｔ）が７５０℃未満、および、Ａｒ3 −２０℃を超える
と、引張り強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）が何れ
も高くなっている。
の通りであり、Ｃｒの含有量は0.020 wt.%である）を使
用して、降伏強度（ＹＳ）および引張り強度（ＴＳ）に
及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を調べた。その結果を
図１に示す。図１から明らかなように、仕上げ温度（Ｆ
Ｔ）が７５０℃未満、および、Ａｒ3 −２０℃を超える
と、引張り強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）が何れ
も高くなっている。
【００２９】更に、本発明の範囲内である（Ａｒ3 −２
０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了
し、次いで、本発明の範囲内である５５０〜７５０℃の
範囲内の温度で巻取った熱延鋼板に、２０％の圧下率
で、冷間圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼ
すＣｒ含有量の影響を調べた。その結果を図２に示す。
図２から明らかなように、Ｃｒ含有量が0.010 〜0.10 w
t.% の範囲内では、降伏強度（ＹＳ）は低いけれども、
Ｃｒ含有量が0.010 wt.%未満では、降伏強度（ＹＳ）は
高くなっている。
０℃）〜７５０℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了
し、次いで、本発明の範囲内である５５０〜７５０℃の
範囲内の温度で巻取った熱延鋼板に、２０％の圧下率
で、冷間圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼ
すＣｒ含有量の影響を調べた。その結果を図２に示す。
図２から明らかなように、Ｃｒ含有量が0.010 〜0.10 w
t.% の範囲内では、降伏強度（ＹＳ）は低いけれども、
Ｃｒ含有量が0.010 wt.%未満では、降伏強度（ＹＳ）は
高くなっている。
【００３０】
【発明の効果】本発明によると、熱延ままで軟質で且つ
低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降
伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板の製造
方法が提供され、工業上有用な効果がもたらされる。
低い降伏比を有し、そして、冷間圧延を施した後も、降
伏強度の上昇が小さい、加工性に優れた熱延鋼板の製造
方法が提供され、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、降伏強度（ＹＳ）および引張り強度
（ＴＳ）に及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を示す説明
図である。
（ＴＳ）に及ぼす仕上げ温度（ＦＴ）の影響を示す説明
図である。
【図２】図２は、熱延鋼板に、２０％の圧下率で、冷間
圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼすＣｒ含
有量の影響を示す説明図である。
圧延を施したときの、降伏強度（ＹＳ）に及ぼすＣｒ含
有量の影響を示す説明図である。
Claims (1)
- 【請求項１】炭素（Ｃ）：0.01〜0.05 wt.% 、 珪素（Si）：0.03 wt.% 以下、 マンガン（Mn）：0.1 〜0.3 wt.%、 燐（Ｐ）：0.03 wt.% 以下、 硫黄（Ｓ）：0.025 wt.% 以下、 アルミニウム（Al）：0.010 〜0.10 wt.% 、 窒素（Ｎ）：0.0030 wt.% 以下、 クロム（Cr）：0.010 〜0.10 wt.% を含有し、そして 残部：鉄および不可避的不純物、 からなる成分組成を有する鋼を、（Ar3 - 20℃）〜７５
０℃の範囲内の温度で最終仕上げ圧延し、次いで、550
〜 750℃の範囲内の温度で巻取ることを特徴とする、冷
間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12010296A JP3849171B2 (ja) | 1996-05-15 | 1996-05-15 | 冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12010296A JP3849171B2 (ja) | 1996-05-15 | 1996-05-15 | 冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09302421A true JPH09302421A (ja) | 1997-11-25 |
| JP3849171B2 JP3849171B2 (ja) | 2006-11-22 |
Family
ID=14777978
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12010296A Expired - Fee Related JP3849171B2 (ja) | 1996-05-15 | 1996-05-15 | 冷間圧延後の加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3849171B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100489022B1 (ko) * | 2000-11-28 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 조관후 항복강도 상승량이 적은 미니밀 열연강판과 그제조방법 |
-
1996
- 1996-05-15 JP JP12010296A patent/JP3849171B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100489022B1 (ko) * | 2000-11-28 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 조관후 항복강도 상승량이 적은 미니밀 열연강판과 그제조방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3849171B2 (ja) | 2006-11-22 |
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