JPH10330882A - 成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH10330882A JPH10330882A JP14669897A JP14669897A JPH10330882A JP H10330882 A JPH10330882 A JP H10330882A JP 14669897 A JP14669897 A JP 14669897A JP 14669897 A JP14669897 A JP 14669897A JP H10330882 A JPH10330882 A JP H10330882A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鋼の成分組成ならびに製造方法を最適化して
成形性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：５〜２５ｐｐｍ、Ａｌ≦
０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、必要に
応じてＴｉを（４８／１４）Ｎの０．５〜１倍含有し、
Ｂは０．００１０（Ｔｉ添加時は０．０００２）〜（１
１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋０．００１％
を含有する成形性に優れた冷延鋼板、および該成分系の
スラブをＡｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延する際、好
ましくは１０００℃以下で潤滑を施し、摩擦係数が０．
２以下で５０％以上の圧延を行い、最終圧下率を好まし
くは３０％以上にし、冷却開始時間を１秒以内に短縮し
て３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で８００℃まで冷却
し、８００℃以下で巻き取り、その後、通常の酸洗を
し、７０〜９０％の冷延をし、再結晶焼鈍を施す前記鋼
板の製造方法。
成形性に優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法を
提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：５〜２５ｐｐｍ、Ａｌ≦
０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、必要に
応じてＴｉを（４８／１４）Ｎの０．５〜１倍含有し、
Ｂは０．００１０（Ｔｉ添加時は０．０００２）〜（１
１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋０．００１％
を含有する成形性に優れた冷延鋼板、および該成分系の
スラブをＡｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延する際、好
ましくは１０００℃以下で潤滑を施し、摩擦係数が０．
２以下で５０％以上の圧延を行い、最終圧下率を好まし
くは３０％以上にし、冷却開始時間を１秒以内に短縮し
て３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で８００℃まで冷却
し、８００℃以下で巻き取り、その後、通常の酸洗を
し、７０〜９０％の冷延をし、再結晶焼鈍を施す前記鋼
板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用のパネル
部品のような深絞り加工に供せられる冷延鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。なお、ここでの冷延鋼
板は、表面処理原板を含むものである。
部品のような深絞り加工に供せられる冷延鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。なお、ここでの冷延鋼
板は、表面処理原板を含むものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用のパネル部品のような深絞り加
工に供せられる鋼板には、高延性と高ｒ値が要求される
場合が多々あり、加工性に優れた極低炭素鋼が適用され
ることが多い。極低炭素鋼の製造においては、製鋼工程
の真空脱ガス処理により、Ｃ量は、一般に０．００３％
以下に成分調整される。そして、このＣを固溶のまま鋼
中に残すと時効性の観点から材質を劣化させるので、Ｔ
ｉあるいはＮｂなどを添加してＣをＴｉやＮｂを含む炭
化物として析出させる鋼種設計がなされている。
工に供せられる鋼板には、高延性と高ｒ値が要求される
場合が多々あり、加工性に優れた極低炭素鋼が適用され
ることが多い。極低炭素鋼の製造においては、製鋼工程
の真空脱ガス処理により、Ｃ量は、一般に０．００３％
以下に成分調整される。そして、このＣを固溶のまま鋼
中に残すと時効性の観点から材質を劣化させるので、Ｔ
ｉあるいはＮｂなどを添加してＣをＴｉやＮｂを含む炭
化物として析出させる鋼種設計がなされている。
【０００３】このような鋼は、ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉ
ｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼と称され、広く実用化されてい
る。現在、広く使用されているＩＦ鋼には、Ｔｉ添加極
低炭素鋼（例えば、特公昭５８−５７４９０号公報）
や、Ｎｂ添加極低炭素鋼（例えば、特開平５−２８７４
４８号公報）、Ｔｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素鋼（例え
ば、特公平１−４０８９５号公報）、Ｎｂ−Ｂ複合添加
極低炭素鋼（例えば、特開平７−２６８５４４号公報）
などがある。
ｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼と称され、広く実用化されてい
る。現在、広く使用されているＩＦ鋼には、Ｔｉ添加極
低炭素鋼（例えば、特公昭５８−５７４９０号公報）
や、Ｎｂ添加極低炭素鋼（例えば、特開平５−２８７４
４８号公報）、Ｔｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素鋼（例え
ば、特公平１−４０８９５号公報）、Ｎｂ−Ｂ複合添加
極低炭素鋼（例えば、特開平７−２６８５４４号公報）
などがある。
【０００４】ところが、現状のＩＦ鋼には以下のような
欠点がある。すなわち、極低炭素鋼にＴｉを添加してＣ
をＴｉの析出物として固溶Ｃ量を制御しようとすると
き、ＴｉはＣの他にＮ、Ｓ、Ｐなどと析出物を造るた
め、これらの元素が製鋼工程の成分調整でばらついた場
合、固溶Ｃ量を制御するＴｉ量が変動するため、時効性
などの材料特性が不安定になる。一方、Ｎｂの添加は、
再結晶温度を顕著に高くする欠点がある。この場合、再
結晶温度を下げるにはＮｂの添加量を少なくすると効果
的ではあるが、Ｎｂ量が少ないとＮｂの析出物による固
溶Ｃの制御範囲が狭くなる。少ないＮｂ量に対してＣ量
も少なくすると熱延板の結晶粒が粗大化し、冷延鋼板の
ｒ値の異方性が大きくなる欠点が顕在化する。
欠点がある。すなわち、極低炭素鋼にＴｉを添加してＣ
をＴｉの析出物として固溶Ｃ量を制御しようとすると
き、ＴｉはＣの他にＮ、Ｓ、Ｐなどと析出物を造るた
め、これらの元素が製鋼工程の成分調整でばらついた場
合、固溶Ｃ量を制御するＴｉ量が変動するため、時効性
などの材料特性が不安定になる。一方、Ｎｂの添加は、
再結晶温度を顕著に高くする欠点がある。この場合、再
結晶温度を下げるにはＮｂの添加量を少なくすると効果
的ではあるが、Ｎｂ量が少ないとＮｂの析出物による固
溶Ｃの制御範囲が狭くなる。少ないＮｂ量に対してＣ量
も少なくすると熱延板の結晶粒が粗大化し、冷延鋼板の
ｒ値の異方性が大きくなる欠点が顕在化する。
【０００５】一方、固溶Ｎを制御することも時効性や加
工性の観点で重要であり、Ｔｉの添加された極低炭素鋼
ではＴｉＮの形でＮを未固溶状態にする。また、Ｔｉが
添加されていない極低炭素鋼では、圧延・巻取時に、Ａ
ｌＮ、ＮｂＣＮ、ＢＮなどの形でＮを未固溶状態にす
る。ＡｌＮが主に高温の巻取時に析出するのに対して、
ＢＮは加熱・熱延時に析出するため、Ｂ添加の極低炭素
鋼は高温で巻き取る必要がなく、スケールの薄手化によ
る酸洗コストの低減や材質の均一性が得られやすい利点
を有している。しかし、従来の極低炭素鋼の成分にＢを
Ｎと当量程度添加しても熱延板の結晶粒が微細になり、
冷延鋼板のｒ値の異方性が小さくなることはなかった。
工性の観点で重要であり、Ｔｉの添加された極低炭素鋼
ではＴｉＮの形でＮを未固溶状態にする。また、Ｔｉが
添加されていない極低炭素鋼では、圧延・巻取時に、Ａ
ｌＮ、ＮｂＣＮ、ＢＮなどの形でＮを未固溶状態にす
る。ＡｌＮが主に高温の巻取時に析出するのに対して、
ＢＮは加熱・熱延時に析出するため、Ｂ添加の極低炭素
鋼は高温で巻き取る必要がなく、スケールの薄手化によ
る酸洗コストの低減や材質の均一性が得られやすい利点
を有している。しかし、従来の極低炭素鋼の成分にＢを
Ｎと当量程度添加しても熱延板の結晶粒が微細になり、
冷延鋼板のｒ値の異方性が小さくなることはなかった。
【０００６】深絞り用冷延鋼板の一般的な製造方法で
は、高炉から得られる溶融銑鉄を転炉段階で純酸素を吹
き込むことにより、Ｃを０．０５％程度まで低減して溶
鋼とし、その後、真空脱ガス装置で脱炭処理を行い、数
十ｐｐｍ程度までＣ量を下げる。その後、鋳造して得ら
れるスラブを１０５０〜１２５０℃程度に再加熱し、数
回の粗圧延を行った後、５〜７スタンドの連続熱間圧延
機でＡｒ3 変態点以上の仕上温度で仕上圧延を行い、板
厚２〜４ｍｍの熱延板を製造する。その際の仕上最終段
の圧延圧下率は１５％前後である。仕上圧延は、ロール
摩耗を抑制するために一部で潤滑を施して行うことがあ
るが、摩擦係数が顕著に落ちるような高潤滑の潤滑圧延
は行われていない。巻取温度は、７００℃以上の高温の
方が炭窒化物が粗大に析出するため材質の観点からは好
ましいが、酸洗性の劣化や材質のばらつきが起きやすい
欠点があるため、６００℃以下の低温巻取でも高温巻取
に匹敵する材質が得られる技術の開発が要望されてい
る。
は、高炉から得られる溶融銑鉄を転炉段階で純酸素を吹
き込むことにより、Ｃを０．０５％程度まで低減して溶
鋼とし、その後、真空脱ガス装置で脱炭処理を行い、数
十ｐｐｍ程度までＣ量を下げる。その後、鋳造して得ら
れるスラブを１０５０〜１２５０℃程度に再加熱し、数
回の粗圧延を行った後、５〜７スタンドの連続熱間圧延
機でＡｒ3 変態点以上の仕上温度で仕上圧延を行い、板
厚２〜４ｍｍの熱延板を製造する。その際の仕上最終段
の圧延圧下率は１５％前後である。仕上圧延は、ロール
摩耗を抑制するために一部で潤滑を施して行うことがあ
るが、摩擦係数が顕著に落ちるような高潤滑の潤滑圧延
は行われていない。巻取温度は、７００℃以上の高温の
方が炭窒化物が粗大に析出するため材質の観点からは好
ましいが、酸洗性の劣化や材質のばらつきが起きやすい
欠点があるため、６００℃以下の低温巻取でも高温巻取
に匹敵する材質が得られる技術の開発が要望されてい
る。
【０００７】仕上圧延後の冷却は、γ→α変態の時に速
く冷やすことにより熱延組織を微細にできるため、ＲＯ
Ｔ（Ｒｕｎ−ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）の前段で急冷する方
式がよく用いられる。巻き取り後の熱延コイルは、放冷
後、酸洗され、冷間圧延により０．８ｍｍ前後の板厚に
仕上げられる。冷延コイルは、電解洗浄により表面に付
着した油などを取り除いてから焼鈍に供される。
く冷やすことにより熱延組織を微細にできるため、ＲＯ
Ｔ（Ｒｕｎ−ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）の前段で急冷する方
式がよく用いられる。巻き取り後の熱延コイルは、放冷
後、酸洗され、冷間圧延により０．８ｍｍ前後の板厚に
仕上げられる。冷延コイルは、電解洗浄により表面に付
着した油などを取り除いてから焼鈍に供される。
【０００８】通常、焼鈍は、生産性の観点より連続焼鈍
によって行われる。しかし、連続焼鈍炉の通板には幅や
厚さの制限があるため、一般に箱焼鈍も併用されてい
る。深絞り用鋼板は、表面処理が施されて製品となるこ
とが多い。主な表面処理は、溶融亜鉛めっきと各種の電
気めっきである。また、自動車のガソリンタンクには鉛
の溶融めっきであるターンめっきが施される。電気めっ
き用鋼板とターンめっき用鋼板の場合は、上記の焼鈍材
を原板として用いるが、溶融亜鉛めっきの鋼板の場合
は、冷延鋼板を原板として用い、連続焼鈍と溶融めっき
を炉中で行うことができる連続溶融めっきラインで焼鈍
と表面処理を同時に行う。
によって行われる。しかし、連続焼鈍炉の通板には幅や
厚さの制限があるため、一般に箱焼鈍も併用されてい
る。深絞り用鋼板は、表面処理が施されて製品となるこ
とが多い。主な表面処理は、溶融亜鉛めっきと各種の電
気めっきである。また、自動車のガソリンタンクには鉛
の溶融めっきであるターンめっきが施される。電気めっ
き用鋼板とターンめっき用鋼板の場合は、上記の焼鈍材
を原板として用いるが、溶融亜鉛めっきの鋼板の場合
は、冷延鋼板を原板として用い、連続焼鈍と溶融めっき
を炉中で行うことができる連続溶融めっきラインで焼鈍
と表面処理を同時に行う。
【０００９】焼鈍されたコイルは、形状矯正とプレスの
際に生じるストレッチャーストレインの発生を防止する
ために１％程度の調質圧延に供される。以上の標準的な
製造工程に対して、最近、ＩＦ鋼で熱間圧延を一部Ａｒ
3 変態点以下で積極的に行う技術が開発されている。そ
の際、潤滑圧延を行うと深絞り性が向上することが明ら
かになり、圧延安定性の観点より粗圧延材を先行する粗
圧延材に接続して連続的に仕上圧延をする技術が開示さ
れている。この技術は、従来注目されていなかった熱間
圧延での集合組織制御を積極的に利用したもので、深絞
り性に有利な集合組織を形成するためには、熱延板を再
結晶させることが必要となる。そのため、再結晶温度以
上の高温巻取が必須になるが、変態点以下で圧延した
後、既存のホットストリップ設備で巻き取ると、ランア
ウトテーブルが長いため板温度が低下して巻取処理だけ
では再結晶が十分に起こらず、優れた特性を得ることが
難しい。そこで、これらの問題点を解決する方策として
熱延板を連続焼鈍により再結晶処理することが考えられ
るが、この場合は製造コストが高くなる経済的欠点があ
る。
際に生じるストレッチャーストレインの発生を防止する
ために１％程度の調質圧延に供される。以上の標準的な
製造工程に対して、最近、ＩＦ鋼で熱間圧延を一部Ａｒ
3 変態点以下で積極的に行う技術が開発されている。そ
の際、潤滑圧延を行うと深絞り性が向上することが明ら
かになり、圧延安定性の観点より粗圧延材を先行する粗
圧延材に接続して連続的に仕上圧延をする技術が開示さ
れている。この技術は、従来注目されていなかった熱間
圧延での集合組織制御を積極的に利用したもので、深絞
り性に有利な集合組織を形成するためには、熱延板を再
結晶させることが必要となる。そのため、再結晶温度以
上の高温巻取が必須になるが、変態点以下で圧延した
後、既存のホットストリップ設備で巻き取ると、ランア
ウトテーブルが長いため板温度が低下して巻取処理だけ
では再結晶が十分に起こらず、優れた特性を得ることが
難しい。そこで、これらの問題点を解決する方策として
熱延板を連続焼鈍により再結晶処理することが考えられ
るが、この場合は製造コストが高くなる経済的欠点があ
る。
【００１０】また、仕上圧延をα域で行うためには、ス
ラブ加熱温度を低くしないと、粗圧延後に温度が所定の
値になるまで粗圧延材を冷却しなくてはならない。しか
し、スラブ加熱温度を低くし過ぎると加熱時のスケール
の形成が十分に起きず、デスケーリングによって表面欠
陥が十分に除去されない欠点がある。また、スラブ加熱
温度を高くすると粗圧延後の温度待ちに時間をとられ、
生産性が劣化する。
ラブ加熱温度を低くしないと、粗圧延後に温度が所定の
値になるまで粗圧延材を冷却しなくてはならない。しか
し、スラブ加熱温度を低くし過ぎると加熱時のスケール
の形成が十分に起きず、デスケーリングによって表面欠
陥が十分に除去されない欠点がある。また、スラブ加熱
温度を高くすると粗圧延後の温度待ちに時間をとられ、
生産性が劣化する。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来技
術の極低炭素鋼板の欠点を改善し、ｒ値の面内異方性が
小さくかつ再結晶温度が低い、成形性に優れた冷延鋼板
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。
術の極低炭素鋼板の欠点を改善し、ｒ値の面内異方性が
小さくかつ再結晶温度が低い、成形性に優れた冷延鋼板
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】このような課題認識のも
とで、本発明者は、鋼の成分組成ならびに製造方法につ
いて詳細に検討した。その結果、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉの低減
は熱延板の組織を粗大化し、冷延鋼板のｒ値の異方性を
大きくし、その際、ＢをＮ当量程度添加しても熱延板の
組織の顕著な微細化は達成できないが、Ａｌ量を０．０
１％以下にするとＢを添加する場合に限り顕著な熱延組
織の微細化が得られ、冷延鋼板のｒ値の異方性が小さく
なるという新しい知見を得た。それと同時に、再結晶温
度も顕著に低下した。
とで、本発明者は、鋼の成分組成ならびに製造方法につ
いて詳細に検討した。その結果、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉの低減
は熱延板の組織を粗大化し、冷延鋼板のｒ値の異方性を
大きくし、その際、ＢをＮ当量程度添加しても熱延板の
組織の顕著な微細化は達成できないが、Ａｌ量を０．０
１％以下にするとＢを添加する場合に限り顕著な熱延組
織の微細化が得られ、冷延鋼板のｒ値の異方性が小さく
なるという新しい知見を得た。それと同時に、再結晶温
度も顕著に低下した。
【００１３】一方、製造方法では、仕上圧延の全部ある
いは一部を高潤滑で摩擦係数を低減して行うと冷延鋼板
のｒ値の異方性が小さくなることを見出した。また、仕
上圧延の圧下率の増加ならびに仕上圧延後の冷却開始温
度の短縮も冷延鋼板のｒ値の異方性を低減し、特に、仕
上圧延を高潤滑で行った場合にその効果は顕在化した。
いは一部を高潤滑で摩擦係数を低減して行うと冷延鋼板
のｒ値の異方性が小さくなることを見出した。また、仕
上圧延の圧下率の増加ならびに仕上圧延後の冷却開始温
度の短縮も冷延鋼板のｒ値の異方性を低減し、特に、仕
上圧延を高潤滑で行った場合にその効果は顕在化した。
【００１４】すなわち、本発明は鋼の成分組成と製造条
件を適切に制御することにより、上記の新知見を達成す
るものであって、その要旨とするところは以下のとおり
である。 （１）重量比で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．１％、Ａｌ
≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｂ：０．００１０〜
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％を含有することを特徴
とする成形性に優れた冷延鋼板。
件を適切に制御することにより、上記の新知見を達成す
るものであって、その要旨とするところは以下のとおり
である。 （１）重量比で、Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、
Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦０．１％、Ａｌ
≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｂ：０．００１０〜
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％を含有することを特徴
とする成形性に優れた冷延鋼板。
【００１５】（２）重量比で、Ｃ：０．０００５〜０．
００２５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦
０．１％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜０．
００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％を含有
し、さらに、Ｔｉを０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦
（４８／１４）Ｎの関係を満たす範囲で含有するととも
に、Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／
４８）Ｔｉ｝＋０．００１％を含有することを特徴とす
る成形性に優れた冷延鋼板。
００２５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ≦
０．１％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜０．
００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％を含有
し、さらに、Ｔｉを０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦
（４８／１４）Ｎの関係を満たす範囲で含有するととも
に、Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／
４８）Ｔｉ｝＋０．００１％を含有することを特徴とす
る成形性に優れた冷延鋼板。
【００１６】（３）重量比で、Ｃ：０．０００５〜０．
００２５％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜
０．００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、
Ｂ：０．００１０〜（１１／１４）Ｎ＋０．００１％を
含有する鋼のスラブを熱間圧延する際、Ａｒ3 変態点以
上の温度で仕上圧延し、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で８００℃まで冷却し、８００℃以下の温度で巻き取
り、さらに、通常の酸洗をした後、圧下率が７０〜９０
％の冷間圧延をし、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
００２５％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜
０．００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、
Ｂ：０．００１０〜（１１／１４）Ｎ＋０．００１％を
含有する鋼のスラブを熱間圧延する際、Ａｒ3 変態点以
上の温度で仕上圧延し、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で８００℃まで冷却し、８００℃以下の温度で巻き取
り、さらに、通常の酸洗をした後、圧下率が７０〜９０
％の冷間圧延をし、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１７】（４）重量比で、Ｃ：０．０００５〜０．
００２５％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜
０．００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％を含
有し、さらに、Ｔｉを０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦
（４８／１４）Ｎの関係を満たす範囲で含有するととも
に、Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／
４８）Ｔｉ｝＋０．００１％を含有する鋼のスラブを熱
間圧延する際、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延し、
３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で８００℃まで冷却し、
８００℃以下の温度で巻き取り、さらに、通常の酸洗を
した後、圧下率が７０〜９０％の冷間圧延をし、再結晶
焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板の
製造方法。
００２５％、Ａｌ≦０．０１％、Ｎ：０．００１０〜
０．００５０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％を含
有し、さらに、Ｔｉを０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦
（４８／１４）Ｎの関係を満たす範囲で含有するととも
に、Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／
４８）Ｔｉ｝＋０．００１％を含有する鋼のスラブを熱
間圧延する際、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延し、
３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で８００℃まで冷却し、
８００℃以下の温度で巻き取り、さらに、通常の酸洗を
した後、圧下率が７０〜９０％の冷間圧延をし、再結晶
焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板の
製造方法。
【００１８】（５）前記鋼のＡｌ成分に代えて、重量比
で、Ａｌ≦０．０３％とするとともに、前記熱間圧延の
仕上圧延を、１０００℃以下、Ａｒ3 変態点以上の温度
域で潤滑を施して摩擦係数が０．２以下で圧下率５０％
以上の条件で行うことを特徴とする上記（３）または
（４）に記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 （６）前記仕上圧延の最終段の圧下を、９５０℃以下、
Ａｒ3 変態点以上の温度域で、その圧下率を３０％以上
とする条件で行うことを特徴とする上記（３）〜（５）
のいずれかに記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方
法。
で、Ａｌ≦０．０３％とするとともに、前記熱間圧延の
仕上圧延を、１０００℃以下、Ａｒ3 変態点以上の温度
域で潤滑を施して摩擦係数が０．２以下で圧下率５０％
以上の条件で行うことを特徴とする上記（３）または
（４）に記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 （６）前記仕上圧延の最終段の圧下を、９５０℃以下、
Ａｒ3 変態点以上の温度域で、その圧下率を３０％以上
とする条件で行うことを特徴とする上記（３）〜（５）
のいずれかに記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方
法。
【００１９】（７）前記仕上圧延後の冷却を、仕上圧延
後１秒以内に開始することを特徴とする上記（３）〜
（６）のいずれかに記載の成形性に優れた冷延鋼板の製
造方法。
後１秒以内に開始することを特徴とする上記（３）〜
（６）のいずれかに記載の成形性に優れた冷延鋼板の製
造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
本発明においてＣ：０．０００５〜０．００２５％とし
たのは、Ｃ＜０．０００５％になると熱延板組織が粗大
になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるため
である。また、上限を０．００２５％としたのは、Ｃ量
がこれを超えると時効性が問題となり、プレス加工時に
ストレッチャーストレインが発生しやすくなるためであ
る。
本発明においてＣ：０．０００５〜０．００２５％とし
たのは、Ｃ＜０．０００５％になると熱延板組織が粗大
になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるため
である。また、上限を０．００２５％としたのは、Ｃ量
がこれを超えると時効性が問題となり、プレス加工時に
ストレッチャーストレインが発生しやすくなるためであ
る。
【００２１】Ｎを０．００１０〜０．００５０％と限定
したのは、Ｎ＜０．００１０％になると熱延板組織が粗
大になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるた
めである。また、上限の規定は、後述するＮとＴｉ、Ｂ
量の関係式でＮが多くなり過ぎるとＴｉ、Ｂを多く添加
しなければならず、その場合、Ｔｉに関しては溶融めっ
きの耐パウダリング性の劣化を招き、Ｂについては鋳造
時に割れが発生する危険性が高まるためである。
したのは、Ｎ＜０．００１０％になると熱延板組織が粗
大になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるた
めである。また、上限の規定は、後述するＮとＴｉ、Ｂ
量の関係式でＮが多くなり過ぎるとＴｉ、Ｂを多く添加
しなければならず、その場合、Ｔｉに関しては溶融めっ
きの耐パウダリング性の劣化を招き、Ｂについては鋳造
時に割れが発生する危険性が高まるためである。
【００２２】Ａｌの上限を０．０１％としたのは、前記
したようにＡｌ量を限定してＢを添加したときに、低
Ｃ、低Ｔｉ、Ｎｂでも熱延板組織が微細になり、冷延鋼
板のｒ値の面内異方性が小さくなるとともに、再結晶温
度が低下するためである。ただし、γ域で仕上圧延する
際に摩擦係数を下げた圧延をすると面内異方性が小さく
なるので、その際はＡｌの上限を０．０３％まで緩和で
きる。
したようにＡｌ量を限定してＢを添加したときに、低
Ｃ、低Ｔｉ、Ｎｂでも熱延板組織が微細になり、冷延鋼
板のｒ値の面内異方性が小さくなるとともに、再結晶温
度が低下するためである。ただし、γ域で仕上圧延する
際に摩擦係数を下げた圧延をすると面内異方性が小さく
なるので、その際はＡｌの上限を０．０３％まで緩和で
きる。
【００２３】Ｎｂを０．００３〜０．０１５％と限定し
たのは、Ｎｂ＜０．００３％では熱延板組織が微細にな
らず、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるためで
あり、また、Ｎｂ＞０．０１５％では再結晶温度が高く
なり過ぎるためである。Ｔｉは、必要に応じて、０．５
（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎの範囲で添
加する。この場合の下限は、０．５（４８／１４）Ｎ未
満のＴｉ量ではＮｂ、Ｂとの複合効果で得られる熱延板
組織の微細化が十分に達成できず、冷延鋼板のｒ値の面
内異方性が大きくなるため、０．５（４８／１４）Ｎと
限定する。また、上限は、Ｔｉの添加量が（４８／１
４）Ｎを超えると微細なＴｉＣが生成する可能性が高ま
り、再結晶温度の顕著な上昇が懸念されるため、（４８
／１４）Ｎと限定する。
たのは、Ｎｂ＜０．００３％では熱延板組織が微細にな
らず、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるためで
あり、また、Ｎｂ＞０．０１５％では再結晶温度が高く
なり過ぎるためである。Ｔｉは、必要に応じて、０．５
（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎの範囲で添
加する。この場合の下限は、０．５（４８／１４）Ｎ未
満のＴｉ量ではＮｂ、Ｂとの複合効果で得られる熱延板
組織の微細化が十分に達成できず、冷延鋼板のｒ値の面
内異方性が大きくなるため、０．５（４８／１４）Ｎと
限定する。また、上限は、Ｔｉの添加量が（４８／１
４）Ｎを超えると微細なＴｉＣが生成する可能性が高ま
り、再結晶温度の顕著な上昇が懸念されるため、（４８
／１４）Ｎと限定する。
【００２４】Ｂは、Ｔｉ無添加の場合、０．００１０〜
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％と限定する。Ｂ＜０．
００１０％では熱延板組織が微細にならず、冷延鋼板の
ｒ値の面内異方性が大きくなるためであり、また、Ｂ≦
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％としたのは、固溶Ｂが
多くなると熱間および冷間加工性が劣化するためであ
る。Ｔｉ添加の場合のＢ量は、０．０００２〜（１１／
１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋０．００１％と限
定する。Ｂ＜０．０００２％ではＮｂ、Ｔｉとの複合効
果で得られる熱延板組織の微細化が十分に達成できず、
冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるためであり、
また、（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋
０．００１％を超えてＢを添加すると、固溶Ｂが多くな
り過ぎて熱間および冷間加工性が劣化するためである。
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％と限定する。Ｂ＜０．
００１０％では熱延板組織が微細にならず、冷延鋼板の
ｒ値の面内異方性が大きくなるためであり、また、Ｂ≦
（１１／１４）Ｎ＋０．００１％としたのは、固溶Ｂが
多くなると熱間および冷間加工性が劣化するためであ
る。Ｔｉ添加の場合のＢ量は、０．０００２〜（１１／
１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋０．００１％と限
定する。Ｂ＜０．０００２％ではＮｂ、Ｔｉとの複合効
果で得られる熱延板組織の微細化が十分に達成できず、
冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大きくなるためであり、
また、（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４８）Ｔｉ｝＋
０．００１％を超えてＢを添加すると、固溶Ｂが多くな
り過ぎて熱間および冷間加工性が劣化するためである。
【００２５】Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ等の添加は、本発明の趣旨
を損なうものではないが、これらの元素の多量の添加は
加工性を劣化するので、その上限を、それぞれＭｎは
０．５％、Ｓｉは０．５％、Ｐは０．１％に限定した。
次に、プロセス条件の限定について述べる。仕上圧延の
温度をＡｒ3 変態点以上としたのは、Ａｒ3 変態点未満
の温度で熱延すると冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大き
くなるためである。
を損なうものではないが、これらの元素の多量の添加は
加工性を劣化するので、その上限を、それぞれＭｎは
０．５％、Ｓｉは０．５％、Ｐは０．１％に限定した。
次に、プロセス条件の限定について述べる。仕上圧延の
温度をＡｒ3 変態点以上としたのは、Ａｒ3 変態点未満
の温度で熱延すると冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大き
くなるためである。
【００２６】仕上圧延の最終段の圧下を大きくし、およ
び／または最終圧延時から冷却を開始するまでの時間を
短縮すれば、熱延板組織が顕著に細かくなり、冷延鋼板
のｒ値の面内異方性が小さくなる。それゆえ、仕上圧延
の最終段の圧下を、９５０℃以下、Ａｒ3 変態点以上の
温度域で、その圧下率を３０％以上にすること、および
／または仕上圧延後の冷却開始時間を１秒以内とするこ
とは好ましい。特に、γ域で潤滑圧延した材料は剪断ひ
ずみが減り、表層の組織が細かくなり難いので、仕上最
終段の圧下率を大きくすることは顕著な冷延鋼板のｒ値
の面内異方性の低減につながる。
び／または最終圧延時から冷却を開始するまでの時間を
短縮すれば、熱延板組織が顕著に細かくなり、冷延鋼板
のｒ値の面内異方性が小さくなる。それゆえ、仕上圧延
の最終段の圧下を、９５０℃以下、Ａｒ3 変態点以上の
温度域で、その圧下率を３０％以上にすること、および
／または仕上圧延後の冷却開始時間を１秒以内とするこ
とは好ましい。特に、γ域で潤滑圧延した材料は剪断ひ
ずみが減り、表層の組織が細かくなり難いので、仕上最
終段の圧下率を大きくすることは顕著な冷延鋼板のｒ値
の面内異方性の低減につながる。
【００２７】仕上圧延後、８００℃までの冷却速度を３
０℃／ｓｅｃ以上としたのは、これ未満の冷却速度では
熱延板組織が粗大になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性
が大きくなるためである。巻取温度を８００℃以下とし
たのは、巻取温度が８００℃を超えると、巻取工程で顕
著な粒成長が起き、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大き
くなるためである。
０℃／ｓｅｃ以上としたのは、これ未満の冷却速度では
熱延板組織が粗大になり、冷延鋼板のｒ値の面内異方性
が大きくなるためである。巻取温度を８００℃以下とし
たのは、巻取温度が８００℃を超えると、巻取工程で顕
著な粒成長が起き、冷延鋼板のｒ値の面内異方性が大き
くなるためである。
【００２８】冷延圧下率を７０〜９０％と限定したの
は、冷延圧下率の増加はｒ値の面内異方性を小さくする
傾向があり、７０％未満では冷延鋼板のｒ値の面内異方
性が大きく、９０％を超えると全体的に冷延鋼板のｒ値
の面内異方性が小さくなり本発明鋼の優位性が顕著でな
くなるためである。また、冷延ままでは鋼板はほとんど
加工性がないので、再結晶処理をする必要がある。再結
晶処理の方法としては、連続焼鈍、箱焼鈍、溶融めっき
ラインによる焼鈍などが適用できる。なお、連続焼鈍を
する際に過時効処理をすることは本発明の趣旨を損ずる
ものではなく、時効性の観点からは好ましい。
は、冷延圧下率の増加はｒ値の面内異方性を小さくする
傾向があり、７０％未満では冷延鋼板のｒ値の面内異方
性が大きく、９０％を超えると全体的に冷延鋼板のｒ値
の面内異方性が小さくなり本発明鋼の優位性が顕著でな
くなるためである。また、冷延ままでは鋼板はほとんど
加工性がないので、再結晶処理をする必要がある。再結
晶処理の方法としては、連続焼鈍、箱焼鈍、溶融めっき
ラインによる焼鈍などが適用できる。なお、連続焼鈍を
する際に過時効処理をすることは本発明の趣旨を損ずる
ものではなく、時効性の観点からは好ましい。
【００２９】熱延条件において、１０００℃以下、Ａｒ
3 変態点以上の温度域で潤滑を施して摩擦係数が０．２
以下で圧下率５０％以上の条件で圧延を行うとしたの
は、本発明の重要な技術ポイントであり、この条件を満
足することにより、従来にない熱延鋼板の集合組織制御
が可能になったからである。本発明者は、γ域熱延での
集合組織制御の研究を精力的に行い、熱延鋼板の集合組
織は板厚方向で明瞭な差があり、表層近傍で形成される
集合組織が冷延鋼板のｒ値の面内異方性を大きくするこ
とを明らかにした。そこで、表層部の集合組織形成を中
心部のそれに近づけるために潤滑圧延を行ったところ、
冷延鋼板のｒ値の面内異方性の向上が可能なことが明ら
かになった。しかしながら、顕著な効果を得るには、表
層部にｒ値の面内異方性を小さくする集合組織が形成さ
れることが前提であり、以下の条件が整わなければなら
ないことが明らかになった。すなわち、１つはロールと
圧延板の間の摩擦係数が０．２以下になることである。
これは、表面の剪断ひずみを低減することを意味し、潤
滑圧延により達成できる。また、潤滑圧延での全圧下率
が５０％未満では、集合組織の形成が不十分で、高いｒ
値が得られない。５０％以上の圧下を１パスあるいは多
パスにより加えることにより、ｒ値の面内異方性向上が
明確に現われる。その圧延の温度が１０００℃を超えて
高くなると、再結晶、粒成長が顕著に起きて集合組織の
尖鋭化が阻まれるため、１０００℃を上限とした。
3 変態点以上の温度域で潤滑を施して摩擦係数が０．２
以下で圧下率５０％以上の条件で圧延を行うとしたの
は、本発明の重要な技術ポイントであり、この条件を満
足することにより、従来にない熱延鋼板の集合組織制御
が可能になったからである。本発明者は、γ域熱延での
集合組織制御の研究を精力的に行い、熱延鋼板の集合組
織は板厚方向で明瞭な差があり、表層近傍で形成される
集合組織が冷延鋼板のｒ値の面内異方性を大きくするこ
とを明らかにした。そこで、表層部の集合組織形成を中
心部のそれに近づけるために潤滑圧延を行ったところ、
冷延鋼板のｒ値の面内異方性の向上が可能なことが明ら
かになった。しかしながら、顕著な効果を得るには、表
層部にｒ値の面内異方性を小さくする集合組織が形成さ
れることが前提であり、以下の条件が整わなければなら
ないことが明らかになった。すなわち、１つはロールと
圧延板の間の摩擦係数が０．２以下になることである。
これは、表面の剪断ひずみを低減することを意味し、潤
滑圧延により達成できる。また、潤滑圧延での全圧下率
が５０％未満では、集合組織の形成が不十分で、高いｒ
値が得られない。５０％以上の圧下を１パスあるいは多
パスにより加えることにより、ｒ値の面内異方性向上が
明確に現われる。その圧延の温度が１０００℃を超えて
高くなると、再結晶、粒成長が顕著に起きて集合組織の
尖鋭化が阻まれるため、１０００℃を上限とした。
【００３０】潤滑圧延では、ロールバイトへの噛み込み
の際、噛み込み不良やスリップなどが起る可能性が高い
ため、１スラブ毎に圧延する場合、ホットストリップの
先端が巻き取られるまで、潤滑を施さないのが一般的な
操業である。しかし、この場合、無潤滑部と潤滑部で長
手方向で特性が異なり、品質管理上支障を来たすことが
あるので、粗圧延後、先行の粗圧延材に該粗圧延材を接
合し、連続的に熱延を行うことが好ましい。この対策に
より品質の安定性が確保できる。また、仕上圧延と巻き
取りまでの張力を５ＭＰａ以上にするとｒ値の向上が見
られる。ただし、過剰な張力を加えると板破断が起こる
可能性があるので、上限は５０ＭＰａ以下にすることが
好ましい。
の際、噛み込み不良やスリップなどが起る可能性が高い
ため、１スラブ毎に圧延する場合、ホットストリップの
先端が巻き取られるまで、潤滑を施さないのが一般的な
操業である。しかし、この場合、無潤滑部と潤滑部で長
手方向で特性が異なり、品質管理上支障を来たすことが
あるので、粗圧延後、先行の粗圧延材に該粗圧延材を接
合し、連続的に熱延を行うことが好ましい。この対策に
より品質の安定性が確保できる。また、仕上圧延と巻き
取りまでの張力を５ＭＰａ以上にするとｒ値の向上が見
られる。ただし、過剰な張力を加えると板破断が起こる
可能性があるので、上限は５０ＭＰａ以下にすることが
好ましい。
【００３１】
【実施例】本発明の実施例を、比較例とともに説明す
る。実施例には表１に示した成分組成を有する鋼を用い
た。○印は本発明鋼、×印は比較鋼、△印はγ域で潤滑
圧延をする場合に限って本発明の範囲を満足するという
条件付きでの本発明鋼である。プロセス条件と成品板の
Δｒ値（ｒ値の面内異方性の指標）、加工性の指標であ
る強度−延性バランスを示すＴＳ×Ｅｌ、時効性の指標
であるＡＩ（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ）、それに再結晶
温度を表２、表３（表２のつづき−１）、表４（表２の
つづき−２）、表５（表２のつづき−３）に示す。同表
中の再結晶温度は、１０℃／ｓｅｃで昇温し、所定の温
度に３０秒間保持してから急冷した試料を観察して再結
晶が終了した温度を再結晶温度としたものである。時効
性に関しては、ＡＩが３０ＭＰａを超すとストレッチャ
ーストレインが発生しやすくなる。ｒ値の面内異方性に
関しては、Δｒ値が０．５を超すとプレス成形に支障を
来たす頻度が増す。
る。実施例には表１に示した成分組成を有する鋼を用い
た。○印は本発明鋼、×印は比較鋼、△印はγ域で潤滑
圧延をする場合に限って本発明の範囲を満足するという
条件付きでの本発明鋼である。プロセス条件と成品板の
Δｒ値（ｒ値の面内異方性の指標）、加工性の指標であ
る強度−延性バランスを示すＴＳ×Ｅｌ、時効性の指標
であるＡＩ（Ａｇｉｎｇ Ｉｎｄｅｘ）、それに再結晶
温度を表２、表３（表２のつづき−１）、表４（表２の
つづき−２）、表５（表２のつづき−３）に示す。同表
中の再結晶温度は、１０℃／ｓｅｃで昇温し、所定の温
度に３０秒間保持してから急冷した試料を観察して再結
晶が終了した温度を再結晶温度としたものである。時効
性に関しては、ＡＩが３０ＭＰａを超すとストレッチャ
ーストレインが発生しやすくなる。ｒ値の面内異方性に
関しては、Δｒ値が０．５を超すとプレス成形に支障を
来たす頻度が増す。
【００３２】表中に記載されていないその他の主な製造
条件は以下のとおりである。すなわち、鋳造は連続鋳
造、スラブ加熱温度は１０５０〜１２００℃、スキンパ
ス圧下率は０．５〜１％であった。焼鈍は、鋼種Ｃ以外
は８００℃×４０秒の連続焼鈍で行った。鋼種Ｃは７０
０℃×４時間の箱焼鈍、鋼種Ｂは最高到達温度８２０℃
の溶融めっきラインで焼鈍した。
条件は以下のとおりである。すなわち、鋳造は連続鋳
造、スラブ加熱温度は１０５０〜１２００℃、スキンパ
ス圧下率は０．５〜１％であった。焼鈍は、鋼種Ｃ以外
は８００℃×４０秒の連続焼鈍で行った。鋼種Ｃは７０
０℃×４時間の箱焼鈍、鋼種Ｂは最高到達温度８２０℃
の溶融めっきラインで焼鈍した。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】本発明の範囲を満足した実験番号１、３、
５、７、８、１０、１１〜２２、３１、３３〜３９の材
料はΔｒ値、ＡＩ、再結晶温度が低く、加工性も優れて
いる。γ域潤滑圧延、仕上最終段強圧下、冷却開始時間
を短縮した材料は、さらなるΔｒ値の低下が見られた。
一方、仕上温度がＡｒ3 変態点未満であった実験番号２
の材料は大きなΔｒ値を示す。また、仕上圧延終了から
８００℃までの平均冷却速度が遅かった実験番号４の材
料も大きなΔｒ値を示す。巻取温度が８１０℃と高かっ
た実験番号６の材料、冷延圧下率が６５％と低かった実
験番号９の材料も大きなΔｒ値を示す。また、鋼の成分
が本発明の範囲を満足しない実験番号２４、２５、２
６、２７、２９、３２の材料も、大きなΔｒ値あるいは
著しい加工性の劣化を示す。実験番号２３の材料は、Ｃ
量が高いためにＡＩ値が高く時効性が悪い。実験番号２
８の材料は、Ｎｂ量が高いため再結晶温度が高く製造コ
ストの上昇を招く。実験番号３０と３１ならびに３９と
４０は、Ａｌが０．０２５％添加された材料で、γ域潤
滑圧延と組み合わせた３１と３９は低いΔｒ値を確保で
きるが、無潤滑で圧延した３０と４０は大きなΔｒ値を
示す。
５、７、８、１０、１１〜２２、３１、３３〜３９の材
料はΔｒ値、ＡＩ、再結晶温度が低く、加工性も優れて
いる。γ域潤滑圧延、仕上最終段強圧下、冷却開始時間
を短縮した材料は、さらなるΔｒ値の低下が見られた。
一方、仕上温度がＡｒ3 変態点未満であった実験番号２
の材料は大きなΔｒ値を示す。また、仕上圧延終了から
８００℃までの平均冷却速度が遅かった実験番号４の材
料も大きなΔｒ値を示す。巻取温度が８１０℃と高かっ
た実験番号６の材料、冷延圧下率が６５％と低かった実
験番号９の材料も大きなΔｒ値を示す。また、鋼の成分
が本発明の範囲を満足しない実験番号２４、２５、２
６、２７、２９、３２の材料も、大きなΔｒ値あるいは
著しい加工性の劣化を示す。実験番号２３の材料は、Ｃ
量が高いためにＡＩ値が高く時効性が悪い。実験番号２
８の材料は、Ｎｂ量が高いため再結晶温度が高く製造コ
ストの上昇を招く。実験番号３０と３１ならびに３９と
４０は、Ａｌが０．０２５％添加された材料で、γ域潤
滑圧延と組み合わせた３１と３９は低いΔｒ値を確保で
きるが、無潤滑で圧延した３０と４０は大きなΔｒ値を
示す。
【００３９】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、熱
間圧延時の圧延荷重ならびにトルクを潤滑圧延により低
減できるだけでなく、材質面においても、冷延鋼板の深
絞り性を向上することができるため、本発明は、工業的
に価値の高い発明であると言える。
間圧延時の圧延荷重ならびにトルクを潤滑圧延により低
減できるだけでなく、材質面においても、冷延鋼板の深
絞り性を向上することができるため、本発明は、工業的
に価値の高い発明であると言える。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ≦０．５％、 Ｐ≦０．１％、 Ａｌ≦０．０１％、 Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、 Ｂ：０．００１０〜（１１／１４）Ｎ＋０．００１％ を含有することを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板。
- 【請求項２】 重量比で、 Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ≦０．５％、 Ｐ≦０．１％、 Ａｌ≦０．０１％、 Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％ を含有し、さらに、Ｔｉを ０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ の関係を満たす範囲で含有するとともに、 Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４
８）Ｔｉ｝＋０．００１％ を含有することを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板。 - 【請求項３】 重量比で、 Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、 Ａｌ≦０．０１％、 Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、 Ｂ：０．００１０〜（１１／１４）Ｎ＋０．００１％ を含有する鋼のスラブを熱間圧延する際、Ａｒ3 変態点
以上の温度で仕上圧延し、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で８００℃まで冷却し、８００℃以下の温度で巻き取
り、さらに、通常の酸洗をした後、圧下率が７０〜９０
％の冷間圧延をし、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量比で、 Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、 Ａｌ≦０．０１％、 Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％ を含有し、さらに、Ｔｉを ０．５（４８／１４）Ｎ≦Ｔｉ≦（４８／１４）Ｎ の関係を満たす範囲で含有するとともに、 Ｂ：０．０００２〜（１１／１４）｛Ｎ−（１４／４
８）Ｔｉ｝＋０．００１％ を含有する鋼のスラブを熱間圧延する際、Ａｒ3 変態点
以上の温度で仕上圧延し、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で８００℃まで冷却し、８００℃以下の温度で巻き取
り、さらに、通常の酸洗をした後、圧下率が７０〜９０
％の冷間圧延をし、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする
成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 前記鋼のＡｌ成分に代えて、重量比で、
Ａｌ≦０．０３％とするとともに、前記熱間圧延の仕上
圧延を、１０００℃以下、Ａｒ3 変態点以上の温度域で
潤滑を施して摩擦係数が０．２以下で圧下率５０％以上
の条件で行うことを特徴とする請求項３または４に記載
の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 前記仕上圧延の最終段の圧下を、９５０
℃以下、Ａｒ3 変態点以上の温度域で、その圧下率を３
０％以上とする条件で行うことを特徴とする請求項３〜
５のいずれか１項に記載の成形性に優れた冷延鋼板の製
造方法。 - 【請求項７】 前記仕上圧延後の冷却を、仕上圧延後１
秒以内に開始することを特徴とする請求項３〜６のいず
れか１項に記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14669897A JPH10330882A (ja) | 1997-04-04 | 1997-06-04 | 成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8676297 | 1997-04-04 | ||
| JP9-86762 | 1997-04-04 | ||
| JP14669897A JPH10330882A (ja) | 1997-04-04 | 1997-06-04 | 成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10330882A true JPH10330882A (ja) | 1998-12-15 |
Family
ID=26427843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14669897A Withdrawn JPH10330882A (ja) | 1997-04-04 | 1997-06-04 | 成形性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10330882A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007009271A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| WO2008075444A1 (ja) * | 2006-12-20 | 2008-06-26 | Jfe Steel Corporation | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP2123780A1 (en) * | 2007-02-21 | 2009-11-25 | JFE Steel Corporation | Processes for production of steel sheets for cans |
| EP2138596A1 (en) * | 2007-04-26 | 2009-12-30 | JFE Steel Corporation | Steel sheet for use in can, and method for production thereof |
-
1997
- 1997-06-04 JP JP14669897A patent/JPH10330882A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007009271A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| JP4604883B2 (ja) * | 2005-06-30 | 2011-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| WO2008075444A1 (ja) * | 2006-12-20 | 2008-06-26 | Jfe Steel Corporation | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| EP2103703A1 (en) * | 2006-12-20 | 2009-09-23 | JFE Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and process for producing the same |
| EP2103703A4 (en) * | 2006-12-20 | 2010-06-16 | Jfe Steel Corp | COLD LAMINATED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| EP2123780A1 (en) * | 2007-02-21 | 2009-11-25 | JFE Steel Corporation | Processes for production of steel sheets for cans |
| EP2123780A4 (en) * | 2007-02-21 | 2010-10-27 | Jfe Steel Corp | PROCESS FOR THE PRODUCTION OF STEEL SHEETS FOR METALLIC BOXES |
| KR101128315B1 (ko) * | 2007-02-21 | 2012-04-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 캔용 강판의 제조 방법 |
| EP2138596A1 (en) * | 2007-04-26 | 2009-12-30 | JFE Steel Corporation | Steel sheet for use in can, and method for production thereof |
| EP2138596A4 (en) * | 2007-04-26 | 2013-08-28 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE FOR USE IN A CAN AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US8795443B2 (en) | 2007-04-26 | 2014-08-05 | Jfe Steel Corporation | Lacquered baked steel sheet for can |
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