JP2000282151A - 表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 表面性状と加工性に優れた高強度鋼板あるい
は溶融めっき鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．０００５〜０．０１％，Ｓｉ：２．
０％以下，Ｍｎ：０．０５〜３．０％，Ｐ：０．２％以
下，Ｓ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｕ：０．５〜
３．０％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｎ：
０．００７％以下、必要に応じてＴｉ：０．０１〜０．
１％，Ｎｂ：０．０１〜０．１％，Ｎｉ：０．２〜２．
０％を含む組成をもつ鋼スラブを再加熱又は直送し、仕
上げ圧延温度Ａr3変態点以上，巻取り温度６５０〜８０
０℃の熱間圧延を施す。次いで、冷延率１０〜６０％の
冷間圧延，酸洗を施し、得られた鋼板を再結晶温度以上
９００℃以下で焼鈍する。
は溶融めっき鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．０００５〜０．０１％，Ｓｉ：２．
０％以下，Ｍｎ：０．０５〜３．０％，Ｐ：０．２％以
下，Ｓ：０．０００５〜０．０２％，Ｃｕ：０．５〜
３．０％，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｎ：
０．００７％以下、必要に応じてＴｉ：０．０１〜０．
１％，Ｎｂ：０．０１〜０．１％，Ｎｉ：０．２〜２．
０％を含む組成をもつ鋼スラブを再加熱又は直送し、仕
上げ圧延温度Ａr3変態点以上，巻取り温度６５０〜８０
０℃の熱間圧延を施す。次いで、冷延率１０〜６０％の
冷間圧延，酸洗を施し、得られた鋼板を再結晶温度以上
９００℃以下で焼鈍する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用鋼板，家電製
品，電機，電子材料等の用途に適した表面性状と加工性
に優れた鋼板を製造する方法に関する。
品，電機，電子材料等の用途に適した表面性状と加工性
に優れた鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｃｕを添加した鋼板では、比較的低い温
度の熱処理を施すだけでＣｕの析出強化作用が発現され
る。Ｃｕ添加鋼板は、この性質を利用して従来の高強度
冷延鋼板以上の高強度が得られる材料として、自動車，
家電製品，電機，電子材料等の広範な分野で多用されて
いる。この種の用途では、過酷なプレス加工が施される
こともあるため優れた深絞り性が要求されている。ま
た、製品の美麗さが問題にされている昨今の市場を考慮
すると、良好な表面性状をもつことも製品価値を高める
上で重要な要件となる。
度の熱処理を施すだけでＣｕの析出強化作用が発現され
る。Ｃｕ添加鋼板は、この性質を利用して従来の高強度
冷延鋼板以上の高強度が得られる材料として、自動車，
家電製品，電機，電子材料等の広範な分野で多用されて
いる。この種の用途では、過酷なプレス加工が施される
こともあるため優れた深絞り性が要求されている。ま
た、製品の美麗さが問題にされている昨今の市場を考慮
すると、良好な表面性状をもつことも製品価値を高める
上で重要な要件となる。
【０００３】この種の鋼板は、成分が特定された鋼を厚
さ２５０ｍｍ程度の連鋳スラブ又は分塊スラブとし、連
鋳スラブ又は分塊スラブを２〜６ｍｍ程度の厚みに熱間
圧延し、得られた熱延鋼帯を酸洗でデスケールした後、
冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を施すことにより製
造されている。また、溶融めっき鋼帯は、再結晶焼鈍後
に溶融めっきすることにより製造されている。製造され
た冷延鋼帯や溶融めっき鋼帯は、引張試験で求めた伸び
や深絞り性の指標となるランクフォード値で加工性が評
価される。しかし、伸びやランクフォード値は、鋼成分
の外に製造条件によっても大きな影響を受ける。そのた
め、必要とする加工性を確保するため、従来から種々の
製造条件が設定されている。
さ２５０ｍｍ程度の連鋳スラブ又は分塊スラブとし、連
鋳スラブ又は分塊スラブを２〜６ｍｍ程度の厚みに熱間
圧延し、得られた熱延鋼帯を酸洗でデスケールした後、
冷間圧延を施し、次いで再結晶焼鈍を施すことにより製
造されている。また、溶融めっき鋼帯は、再結晶焼鈍後
に溶融めっきすることにより製造されている。製造され
た冷延鋼帯や溶融めっき鋼帯は、引張試験で求めた伸び
や深絞り性の指標となるランクフォード値で加工性が評
価される。しかし、伸びやランクフォード値は、鋼成分
の外に製造条件によっても大きな影響を受ける。そのた
め、必要とする加工性を確保するため、従来から種々の
製造条件が設定されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】なかでも、熱間圧延時
の巻取り温度は、鋼帯の伸びやランクフォード値に大き
く影響する。巻取り温度を高めに設定すると伸びやラン
クフォード値が向上するが、過度に高い温度で熱延鋼板
を巻き取ると、巻取り後の冷却過程で鋼板表面の酸化が
進行し、厚い酸化スケールが生成する。その結果、後続
の酸洗工程においてデスケール性が低下し、生産性が大
きく阻害されるばかりでなく、鋼板の表面性状にも悪影
響を及ぼす。特に、Ｃｕ添加鋼帯では、デスケール性の
低下が著しい。そのため、巻取り温度を高めに設定する
ことには実用的な面から制約が加わり、巻取り温度の上
昇によって伸びやランクフォード値を向上させることに
は限界があった。
の巻取り温度は、鋼帯の伸びやランクフォード値に大き
く影響する。巻取り温度を高めに設定すると伸びやラン
クフォード値が向上するが、過度に高い温度で熱延鋼板
を巻き取ると、巻取り後の冷却過程で鋼板表面の酸化が
進行し、厚い酸化スケールが生成する。その結果、後続
の酸洗工程においてデスケール性が低下し、生産性が大
きく阻害されるばかりでなく、鋼板の表面性状にも悪影
響を及ぼす。特に、Ｃｕ添加鋼帯では、デスケール性の
低下が著しい。そのため、巻取り温度を高めに設定する
ことには実用的な面から制約が加わり、巻取り温度の上
昇によって伸びやランクフォード値を向上させることに
は限界があった。
【０００５】本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、鋼成分及び製造条件を総合的に調
整して巻取り温度を比較的高く設定すると共に、酸洗前
工程としてデスケール性を高める冷間圧延を施すことに
より、生産性を阻害することなく、良好な表面性状をも
ち、しかも加工性に優れた鋼板及び溶融めっき鋼板を製
造することを目的とする。
出されたものであり、鋼成分及び製造条件を総合的に調
整して巻取り温度を比較的高く設定すると共に、酸洗前
工程としてデスケール性を高める冷間圧延を施すことに
より、生産性を阻害することなく、良好な表面性状をも
ち、しかも加工性に優れた鋼板及び溶融めっき鋼板を製
造することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の製造方法は、そ
の目的を達成するため、Ｃ：０．０００５〜０．０１重
量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．０５〜３．
０重量％，Ｐ：０．２重量％以下，Ｓ：０．０００５〜
０．０２重量％，Ｃｕ：０．５〜３．０重量％，酸可溶
Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：０．００７重
量％以下を含む組成をもつ鋼スラブを再加熱又は直送
し、仕上げ圧延温度Ａr3変態点以上，巻取り温度６５０
〜８００℃の熱間圧延を施し、得られた熱延鋼板に冷延
率１０〜６０％の冷間圧延を施し、酸洗後、得られた鋼
板を再結晶温度以上９００℃以下で焼鈍することを特徴
とする。使用する鋼スラブとしては、更にＴｉ：０．０
１〜０．１重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％，Ｎ
ｉ：０．２〜２．０重量％の１種又は２種以上を含むこ
とができる。また、Ｂ：０．０００２〜０．００２重量
％，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブも使用
可能である。
の目的を達成するため、Ｃ：０．０００５〜０．０１重
量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．０５〜３．
０重量％，Ｐ：０．２重量％以下，Ｓ：０．０００５〜
０．０２重量％，Ｃｕ：０．５〜３．０重量％，酸可溶
Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：０．００７重
量％以下を含む組成をもつ鋼スラブを再加熱又は直送
し、仕上げ圧延温度Ａr3変態点以上，巻取り温度６５０
〜８００℃の熱間圧延を施し、得られた熱延鋼板に冷延
率１０〜６０％の冷間圧延を施し、酸洗後、得られた鋼
板を再結晶温度以上９００℃以下で焼鈍することを特徴
とする。使用する鋼スラブとしては、更にＴｉ：０．０
１〜０．１重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％，Ｎ
ｉ：０．２〜２．０重量％の１種又は２種以上を含むこ
とができる。また、Ｂ：０．０００２〜０．００２重量
％，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む鋼スラブも使用
可能である。
【０００７】
【実施の形態】本発明では、鋼板又は溶融めっき鋼板の
強度に応じて合金設計された鋼スラブから熱延鋼板を製
造する際、比較的高い温度で熱延鋼板をコイルに巻き取
ることにより、鋼板又は溶融めっき鋼板で高い伸びやラ
ンクフォード値を確保している。高めに設定された巻取
り温度のために酸化スケールが生成し易い傾向にある
が、酸洗前工程において冷延率１０〜６０％の冷間圧延
を施すことにより、デスケール性を向上させている。し
たがって、たとえ酸化スケールが厚く成長するような場
合があっても、通常の酸洗条件で鋼板表面から酸化スケ
ールが容易に除去される。また、酸洗前の冷間圧延は、
得られる鋼板や溶融めっき鋼板の表面性状を改善する上
でも有効である。
強度に応じて合金設計された鋼スラブから熱延鋼板を製
造する際、比較的高い温度で熱延鋼板をコイルに巻き取
ることにより、鋼板又は溶融めっき鋼板で高い伸びやラ
ンクフォード値を確保している。高めに設定された巻取
り温度のために酸化スケールが生成し易い傾向にある
が、酸洗前工程において冷延率１０〜６０％の冷間圧延
を施すことにより、デスケール性を向上させている。し
たがって、たとえ酸化スケールが厚く成長するような場
合があっても、通常の酸洗条件で鋼板表面から酸化スケ
ールが容易に除去される。また、酸洗前の冷間圧延は、
得られる鋼板や溶融めっき鋼板の表面性状を改善する上
でも有効である。
【０００８】以下、本発明が対象とする鋼に含まれる合
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％ 本発明の鋼におけるＣは、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭化物と
して固定される成分であるが、Ｃ含有量が低いほどラン
クフォード値や伸びが改善され、しかも固定化元素とし
てのＴｉ，Ｎｂの含有量を低減できる。そのため、Ｃ含
有量の上限を０．０１重量％に規制する。しかし、０．
０００５重量％未満のＣ含有量は、製鋼工程で過度の脱
炭精錬を必要とし、製造コストの上昇を招く。
金成分，含有量，製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％ 本発明の鋼におけるＣは、ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭化物と
して固定される成分であるが、Ｃ含有量が低いほどラン
クフォード値や伸びが改善され、しかも固定化元素とし
てのＴｉ，Ｎｂの含有量を低減できる。そのため、Ｃ含
有量の上限を０．０１重量％に規制する。しかし、０．
０００５重量％未満のＣ含有量は、製鋼工程で過度の脱
炭精錬を必要とし、製造コストの上昇を招く。
【０００９】Ｓｉ：２．０重量％以下 加工性やめっき性に悪影響を及ぼす元素であり、Ｓｉ含
有量の増加に従って伸びやランクフォード値が低下する
方向にある。しかし、強度改善の割りには加工性の低下
がそれほど大きくないことから、鋼の強化元素として有
効な合金成分として使用することもできる。高強度鋼板
として要求される強度を得るためには、０．２重量％以
上のＳｉ含有が好ましい。しかし、２．０重量％を超え
る多量のＳｉが含まれると、酸洗前工程としての冷間圧
延を施しても表面性状が改善されず、加工性も低下す
る。
有量の増加に従って伸びやランクフォード値が低下する
方向にある。しかし、強度改善の割りには加工性の低下
がそれほど大きくないことから、鋼の強化元素として有
効な合金成分として使用することもできる。高強度鋼板
として要求される強度を得るためには、０．２重量％以
上のＳｉ含有が好ましい。しかし、２．０重量％を超え
る多量のＳｉが含まれると、酸洗前工程としての冷間圧
延を施しても表面性状が改善されず、加工性も低下す
る。
【００１０】Ｍｎ：０．０５〜３．０重量％ 熱間圧延時にＳに誘起される熱間脆性を防止し、鋼を高
強度化する上で有効な成分である。熱間脆性の防止に
は、０．０５重量％以上のＭｎ含有量が必要である。ま
た、Ｍｎ含有量が０．５０重量％以上になると、Ｓｉと
同様に鋼板の強度を改善する作用が顕著になる。しか
し、３．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、加
工性が劣化する。 Ｐ：０．２重量％以下 Ｓｉと同様に、加工性を大きく劣化させない強化元素で
あり、製品に要求される強度に応じた必要量が添加され
る。しかし、０．２重量％を超える多量のＰ含有量で
は、耐二次加工脆性を低下させる傾向がみられる。
強度化する上で有効な成分である。熱間脆性の防止に
は、０．０５重量％以上のＭｎ含有量が必要である。ま
た、Ｍｎ含有量が０．５０重量％以上になると、Ｓｉと
同様に鋼板の強度を改善する作用が顕著になる。しか
し、３．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、加
工性が劣化する。 Ｐ：０．２重量％以下 Ｓｉと同様に、加工性を大きく劣化させない強化元素で
あり、製品に要求される強度に応じた必要量が添加され
る。しかし、０．２重量％を超える多量のＰ含有量で
は、耐二次加工脆性を低下させる傾向がみられる。
【００１１】Ｓ：０．０００５〜０．０２重量％ 熱間加工時に割れを誘発させる成分であるため、上限を
０．０２重量％に規制した。しかし、Ｍｎ，Ｔｉ等と硫
化物を形成し、炭化物系析出物の生成に影響を及ぼし、
ランクフォード値を向上させる作用をもつ。また、０．
０００５重量％未満にＳ含有量を低減することは、製鋼
工程で脱硫精錬に多大な費用を要することになる。この
ようなことから、本発明では、Ｓ含有量の下限を０．０
００５重量％に規制した。
０．０２重量％に規制した。しかし、Ｍｎ，Ｔｉ等と硫
化物を形成し、炭化物系析出物の生成に影響を及ぼし、
ランクフォード値を向上させる作用をもつ。また、０．
０００５重量％未満にＳ含有量を低減することは、製鋼
工程で脱硫精錬に多大な費用を要することになる。この
ようなことから、本発明では、Ｓ含有量の下限を０．０
００５重量％に規制した。
【００１２】Ｃｕ：０．５〜３．０重量％ 鋼の強度を向上させる上で重要な合金成分であり、要求
強度に応じた必要量が添加される。Ｃｕは、比較的低い
温度の熱処理によっても析出し、マトリックスを強化す
る作用を呈する。このような作用は、０．５重量％以上
のＣｕ含有量で顕著になる。しかし、熱間加工時に熱間
脆性を誘発させる成分でもあることから、Ｃｕ含有量を
３．０重量％以下に規制する。３．０重量％を超える多
量のＣｕが含まれると、熱間脆性防止に有効なＮｉを添
加しても、Ｃｕに起因する弊害が阻止できない。
強度に応じた必要量が添加される。Ｃｕは、比較的低い
温度の熱処理によっても析出し、マトリックスを強化す
る作用を呈する。このような作用は、０．５重量％以上
のＣｕ含有量で顕著になる。しかし、熱間加工時に熱間
脆性を誘発させる成分でもあることから、Ｃｕ含有量を
３．０重量％以下に規制する。３．０重量％を超える多
量のＣｕが含まれると、熱間脆性防止に有効なＮｉを添
加しても、Ｃｕに起因する弊害が阻止できない。
【００１３】Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％ 脱酸剤として添加されると共に、Ｎを固定する作用を呈
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＡｌ
含有量で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える
多量のＡｌが含まれると、酸化物系介在物が増加し、加
工性や表面性状が劣化する。 Ｎ：０．００７重量％以下 不可避的に含まれる成分であり、Ｔｉ等で固定される。
しかし、０．００７重量％を超える多量のＮが含まれる
と、Ｎの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の増量が要求され、
析出物の増加に起因して加工性が劣化する。
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＡｌ
含有量で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える
多量のＡｌが含まれると、酸化物系介在物が増加し、加
工性や表面性状が劣化する。 Ｎ：０．００７重量％以下 不可避的に含まれる成分であり、Ｔｉ等で固定される。
しかし、０．００７重量％を超える多量のＮが含まれる
と、Ｎの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の増量が要求され、
析出物の増加に起因して加工性が劣化する。
【００１４】Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％ 鋼中に侵入型として固溶するＣ及びＮを炭窒化物として
固定すると共に、Ｓと結合して硫化物を形成する成分で
ある。硫化物を形成し、固溶Ｃ及び固溶Ｎを十分に減少
させることにより加工性の向上を図るためには、０．０
１重量％以上のＴｉ含有量が必要とされる。しかし、
０．１重量％を超える多量のＴｉを含ませても、Ｔｉ添
加による性質改善効果は飽和し、却って製造コストの上
昇を招く。 Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％ Ｔｉと同様の炭窒化物形成元素であり、鋼中のＣ及びＮ
を固定して加工性を向上させる作用を呈する。また、Ｔ
ｉと複合添加するとき、複合析出物を形成し、比較的大
きな析出物とすることにより加工性が改善される。この
ような効果は、０．０１重量％以上のＮｂ含有量で顕著
になり、０．１重量％で飽和する。
固定すると共に、Ｓと結合して硫化物を形成する成分で
ある。硫化物を形成し、固溶Ｃ及び固溶Ｎを十分に減少
させることにより加工性の向上を図るためには、０．０
１重量％以上のＴｉ含有量が必要とされる。しかし、
０．１重量％を超える多量のＴｉを含ませても、Ｔｉ添
加による性質改善効果は飽和し、却って製造コストの上
昇を招く。 Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％ Ｔｉと同様の炭窒化物形成元素であり、鋼中のＣ及びＮ
を固定して加工性を向上させる作用を呈する。また、Ｔ
ｉと複合添加するとき、複合析出物を形成し、比較的大
きな析出物とすることにより加工性が改善される。この
ような効果は、０．０１重量％以上のＮｂ含有量で顕著
になり、０．１重量％で飽和する。
【００１５】Ｎｉ：０．２〜２．０重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃｕに起因し
た熱間脆性を防止する作用を呈し、Ｃｕを添加した系に
おいては特に有効である。このような効果を得るために
は、Ｃｕ含有量の少なくとも１／３程度以上のＮｉ含有
量が必要であり、０．２重量％以上でＮｉ添加の効果が
顕著になる。しかし、２．０重量％を超える多量のＮｉ
を添加すると、再結晶焼鈍された鋼板が硬質のミクロ組
織を呈するようになり、加工性が劣化する。
た熱間脆性を防止する作用を呈し、Ｃｕを添加した系に
おいては特に有効である。このような効果を得るために
は、Ｃｕ含有量の少なくとも１／３程度以上のＮｉ含有
量が必要であり、０．２重量％以上でＮｉ添加の効果が
顕著になる。しかし、２．０重量％を超える多量のＮｉ
を添加すると、再結晶焼鈍された鋼板が硬質のミクロ組
織を呈するようになり、加工性が劣化する。
【００１６】Ｂ：０．０００２〜０．００２重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、優先的に結晶
粒界に偏析し、Ｐに起因した粒界脆化を抑制する作用を
呈する。また、プレス成形時における二次加工割れを防
止する作用もある。このような作用は、０．０００２重
量％以上のＢ含有量で顕著になる。しかし、０．００２
重量％を超える多量のＢ含有量は、結晶粒の成長を阻害
し、加工性の低下を招く。 Ｚｒ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、炭窒化物を形
成してＣ及びＮを固定する作用を呈する。また、Ｔｉ，
Ｎｂと複合添加するとき、加工性を更に向上させる作用
も呈する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ
及び／又はＶ含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽
和する。
粒界に偏析し、Ｐに起因した粒界脆化を抑制する作用を
呈する。また、プレス成形時における二次加工割れを防
止する作用もある。このような作用は、０．０００２重
量％以上のＢ含有量で顕著になる。しかし、０．００２
重量％を超える多量のＢ含有量は、結晶粒の成長を阻害
し、加工性の低下を招く。 Ｚｒ，Ｖ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、炭窒化物を形
成してＣ及びＮを固定する作用を呈する。また、Ｔｉ，
Ｎｂと複合添加するとき、加工性を更に向上させる作用
も呈する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ
及び／又はＶ含有量で顕著になるが、０．１重量％で飽
和する。
【００１７】熱延条件：仕上げ圧延温度Ａr3変態点以
上，巻取り温度６５０〜８００℃ 本発明では、連鋳スラブ及び分塊スラブの何れをも使用
できる。また、連鋳後又は分塊後の熱間スラブを直接熱
延工程に搬送し、或いは熱延工程前に再加熱を施しても
よい。再加熱温度は鋼成分や要求特性等に応じて設定さ
れるべきものであり、本発明では特に規定するものでは
ないが、伸びやランクフォード値を向上させる上では１
１００℃近傍の低温加熱が好ましい。熱間圧延は、仕上
げ圧延温度Ａr3変態点以上で行われる。仕上げ圧延温度
がＡr3変態点より低くなると、ランクフォード値にとっ
て不利となる熱延集合組織が形成されるばかりでなく、
本発明で規定している温度範囲で巻き取ることが困難に
なる。熱延された鋼板は、比較的高い６５０〜８００℃
の温度範囲で巻き取られる。巻取り温度を６５０℃以上
と高く設定することにより、Ｔｉ系炭化物等の析出物の
粗大化等の作用によって伸びやランクフォード値が向上
する。また、冷間圧延と組み合わせた機械的デスケール
を行う場合、巻取り後の酸化の進行によってスケール厚
がある一定の範囲で増加し、デスケール性が向上する。
しかし、８００℃を超える高温巻取りでは、スケール厚
が大きくなりすぎ、後続工程における酸洗前の冷延を施
してもデスケール性が著しく劣化する。
上，巻取り温度６５０〜８００℃ 本発明では、連鋳スラブ及び分塊スラブの何れをも使用
できる。また、連鋳後又は分塊後の熱間スラブを直接熱
延工程に搬送し、或いは熱延工程前に再加熱を施しても
よい。再加熱温度は鋼成分や要求特性等に応じて設定さ
れるべきものであり、本発明では特に規定するものでは
ないが、伸びやランクフォード値を向上させる上では１
１００℃近傍の低温加熱が好ましい。熱間圧延は、仕上
げ圧延温度Ａr3変態点以上で行われる。仕上げ圧延温度
がＡr3変態点より低くなると、ランクフォード値にとっ
て不利となる熱延集合組織が形成されるばかりでなく、
本発明で規定している温度範囲で巻き取ることが困難に
なる。熱延された鋼板は、比較的高い６５０〜８００℃
の温度範囲で巻き取られる。巻取り温度を６５０℃以上
と高く設定することにより、Ｔｉ系炭化物等の析出物の
粗大化等の作用によって伸びやランクフォード値が向上
する。また、冷間圧延と組み合わせた機械的デスケール
を行う場合、巻取り後の酸化の進行によってスケール厚
がある一定の範囲で増加し、デスケール性が向上する。
しかし、８００℃を超える高温巻取りでは、スケール厚
が大きくなりすぎ、後続工程における酸洗前の冷延を施
してもデスケール性が著しく劣化する。
【００１８】冷間圧延：冷延率１０〜６０％ ６５０〜８００℃の温度で巻き取られた熱延コイルは、
巻取り後に酸化が進行するため、通常の酸洗のみ、或い
はテンションレベラー等を組み合わせた酸洗ではデスケ
ールが困難になる。そのため、酸洗後に残存するスケー
ルによって製品鋼板の表面品質が大きく劣化し、或いは
十分なデスケールを得るために酸洗時の通板速度を著し
く下げる必要が生じ、生産性が低下する。本発明では、
生産性の低下を招くことなく良好な表面品質をもつ製品
を得るために、酸洗前に冷間圧延を施し、スケールを機
械的に粉砕しながら層間剥離させておく。その結果、通
常の酸洗条件で十分デスケールされる。酸洗によるデス
ケール性を向上させるためには、１０％以上の冷延率で
熱延鋼板を冷間圧延することが必要である。１０％以上
の冷延率は、製品の伸びやランクフォード値を向上させ
る上でも有効である。しかし、冷延率が６０％を超える
冷間圧延では、伸びやランクフォード値の向上が期待さ
れるものの、冷延率の上昇に見合ったデスケール性の改
善がみられない。しかも、冷間圧延機にかかる負荷が大
きくなるため、製造コストを上昇させる原因ともなる。
巻取り後に酸化が進行するため、通常の酸洗のみ、或い
はテンションレベラー等を組み合わせた酸洗ではデスケ
ールが困難になる。そのため、酸洗後に残存するスケー
ルによって製品鋼板の表面品質が大きく劣化し、或いは
十分なデスケールを得るために酸洗時の通板速度を著し
く下げる必要が生じ、生産性が低下する。本発明では、
生産性の低下を招くことなく良好な表面品質をもつ製品
を得るために、酸洗前に冷間圧延を施し、スケールを機
械的に粉砕しながら層間剥離させておく。その結果、通
常の酸洗条件で十分デスケールされる。酸洗によるデス
ケール性を向上させるためには、１０％以上の冷延率で
熱延鋼板を冷間圧延することが必要である。１０％以上
の冷延率は、製品の伸びやランクフォード値を向上させ
る上でも有効である。しかし、冷延率が６０％を超える
冷間圧延では、伸びやランクフォード値の向上が期待さ
れるものの、冷延率の上昇に見合ったデスケール性の改
善がみられない。しかも、冷間圧延機にかかる負荷が大
きくなるため、製造コストを上昇させる原因ともなる。
【００１９】酸洗 冷延により、鋼板表面からスケールが部分的に除去され
る。特に大きな冷延率で冷間圧延したものでは、スケー
ルの除去率が高くなる。しかし、冷延のみではデスケー
ルが完全でなく、鋼板表面にスケールが残存する。この
ままでは製品の表面品質が低下するため、冷延したコイ
ルを酸洗槽に通板し、酸洗によってスケールを十分に除
去する。
る。特に大きな冷延率で冷間圧延したものでは、スケー
ルの除去率が高くなる。しかし、冷延のみではデスケー
ルが完全でなく、鋼板表面にスケールが残存する。この
ままでは製品の表面品質が低下するため、冷延したコイ
ルを酸洗槽に通板し、酸洗によってスケールを十分に除
去する。
【００２０】なお、本発明における冷延率は、熱延鋼板
の板厚から冷間圧延を経た最終製品の板厚を差し引き、
熱延鋼板の板厚で除した値で算出する。
の板厚から冷間圧延を経た最終製品の板厚を差し引き、
熱延鋼板の板厚で除した値で算出する。
【００２１】冷間圧延後の焼鈍：再結晶温度以上で９０
０℃以下 冷間圧延された鋼帯は、加工硬化しており、加工性が著
しく低い状態にある。そこで、鋼板として要求される深
絞り性を得るために再結晶温度以上で焼鈍が施される。
焼鈍方式は、鋼成分や要求特性等に応じて設定されるも
のであり、連続焼鈍，箱焼鈍の何れも採用できる。しか
し、何れの焼鈍方式においても、９００℃を超える焼鈍
温度ではα→γ変態が生じて結晶方位がランダム化する
ため、深絞り性が著しく劣化する。このようにして製造
された鋼板は、電気めっき，溶融めっき，蒸着めっき等
のめっき原板としても使用される。この場合にも、同様
に加工性に優れためっき鋼板が得られる。なお、本願明
細書では、この種のめっき原板としての用途を包含する
意味で「鋼板」を使用している。
０℃以下 冷間圧延された鋼帯は、加工硬化しており、加工性が著
しく低い状態にある。そこで、鋼板として要求される深
絞り性を得るために再結晶温度以上で焼鈍が施される。
焼鈍方式は、鋼成分や要求特性等に応じて設定されるも
のであり、連続焼鈍，箱焼鈍の何れも採用できる。しか
し、何れの焼鈍方式においても、９００℃を超える焼鈍
温度ではα→γ変態が生じて結晶方位がランダム化する
ため、深絞り性が著しく劣化する。このようにして製造
された鋼板は、電気めっき，溶融めっき，蒸着めっき等
のめっき原板としても使用される。この場合にも、同様
に加工性に優れためっき鋼板が得られる。なお、本願明
細書では、この種のめっき原板としての用途を包含する
意味で「鋼板」を使用している。
【００２２】例えば、Ｚｎ，Ａｌ又はそれらの合金から
なる溶融めっきを施すことにより、溶融めっき鋼板が製
造される。溶融めっき設備においては、めっき浴に浸漬
する前の鋼板が再結晶温度以上に加熱され、前述した鋼
板の焼鈍と同様な効果が得られる。しかし、何れの焼鈍
方式においても、９００℃を超える焼鈍温度ではα→γ
変態が生じて結晶方位がランダム化するため、加工性が
著しく劣化する。この場合も、焼鈍条件やめっき条件等
は特に規定されるものではなく、工業的に通常採用され
ている条件が選定される。
なる溶融めっきを施すことにより、溶融めっき鋼板が製
造される。溶融めっき設備においては、めっき浴に浸漬
する前の鋼板が再結晶温度以上に加熱され、前述した鋼
板の焼鈍と同様な効果が得られる。しかし、何れの焼鈍
方式においても、９００℃を超える焼鈍温度ではα→γ
変態が生じて結晶方位がランダム化するため、加工性が
著しく劣化する。この場合も、焼鈍条件やめっき条件等
は特に規定されるものではなく、工業的に通常採用され
ている条件が選定される。
【００２３】
【実施例】［実施例１］表１で示した組成をもつ鋼を電
気炉で溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。
気炉で溶製し、５０ｋｇの鋼塊を得た。
【００２４】
【表１】
【００２５】各鋼塊を厚さ３５ｍｍの鋼片に熱間鍛造
し、１１３０℃に加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延
の仕上げ温度は、何れの鋼についてもＡr3変態点以上と
なるように８９０〜９５０℃の範囲に設定した。仕上げ
板厚は、後続する冷間圧延工程での圧延率を勘案し、
２．２〜７．０ｍｍの範囲に設定した。熱延仕上げ後、
４７５〜７２５℃に加熱したソルトバス炉中に装入し、
所定温度に２時間保持することにより、熱延鋼板の巻取
りに相当する処理を施した。次いで、冷延率５〜４５％
で冷間圧延し、酸洗によりデスケールした。更に、この
鋼板を再結晶温度以上９００℃以下の温度に加熱する焼
鈍を施した。このときの製造条件を、鋼種ごとに表２に
示す。
し、１１３０℃に加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延
の仕上げ温度は、何れの鋼についてもＡr3変態点以上と
なるように８９０〜９５０℃の範囲に設定した。仕上げ
板厚は、後続する冷間圧延工程での圧延率を勘案し、
２．２〜７．０ｍｍの範囲に設定した。熱延仕上げ後、
４７５〜７２５℃に加熱したソルトバス炉中に装入し、
所定温度に２時間保持することにより、熱延鋼板の巻取
りに相当する処理を施した。次いで、冷延率５〜４５％
で冷間圧延し、酸洗によりデスケールした。更に、この
鋼板を再結晶温度以上９００℃以下の温度に加熱する焼
鈍を施した。このときの製造条件を、鋼種ごとに表２に
示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】焼鈍された鋼板の機械的性質及び表面肌の
判定結果を表２に示す。機械的性質は、ＪＩＳ５号引張
試験片を使用して測定した。ランクフォード値は、１５
％引張予歪みを与えた後、３点法で測定し、Ｌ方向（圧
延方向），Ｔ方向（圧延方向に４５度傾斜する方向）及
びＤ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値（ｒL＋
２ｒT＋ｒD）／４として求めた。表面肌は目視観察で判
定し、スケールが完全に除去された場合を良，スケール
残りが１か所以上認められた場合を不良と評価した。ま
た、二次加工割れ性を評価するための脆化温度として
は、次のように測定した温度を使用した。すなわち、直
径９０ｍｍに打ち抜いたブランクを絞り比２．７の三段
階の多段絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップに成形
し、液体窒素及び有機溶剤からなる各種温度の冷媒に浸
漬しながら、先端角６０度のポンチを円筒上部から押し
込み、脆性割れが発生しない最低温度を測定した。
判定結果を表２に示す。機械的性質は、ＪＩＳ５号引張
試験片を使用して測定した。ランクフォード値は、１５
％引張予歪みを与えた後、３点法で測定し、Ｌ方向（圧
延方向），Ｔ方向（圧延方向に４５度傾斜する方向）及
びＤ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値（ｒL＋
２ｒT＋ｒD）／４として求めた。表面肌は目視観察で判
定し、スケールが完全に除去された場合を良，スケール
残りが１か所以上認められた場合を不良と評価した。ま
た、二次加工割れ性を評価するための脆化温度として
は、次のように測定した温度を使用した。すなわち、直
径９０ｍｍに打ち抜いたブランクを絞り比２．７の三段
階の多段絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップに成形
し、液体窒素及び有機溶剤からなる各種温度の冷媒に浸
漬しながら、先端角６０度のポンチを円筒上部から押し
込み、脆性割れが発生しない最低温度を測定した。
【００２８】表２の調査結果にみられるように、本発明
で規定した鋼組成及び製造条件を満足する鋼板では、何
れも表面性状が良好であり、高い伸びとランクフォード
値を有しており深絞り性，加工性に優れることがわか
る。これに対し、鋼組成が本発明で規定した範囲を外れ
る鋼種Ｏ，Ｐを使用したものでは、低い伸びとランクフ
ォード値、高い二次加工割れ温度を示した。また、組成
的には本発明の条件を満足しても、製造条件が本発明で
規定した範囲を外れたものでは、表面性状、伸び、ラン
クフォード値、二次加工割れ温度の何れか一つ又は複数
が悪い値を示した。このことから、鋼組成及び製造条件
を特定した組合せにすることにより、表面性状と加工性
に優れた鋼板が製造できることが確認された。
で規定した鋼組成及び製造条件を満足する鋼板では、何
れも表面性状が良好であり、高い伸びとランクフォード
値を有しており深絞り性，加工性に優れることがわか
る。これに対し、鋼組成が本発明で規定した範囲を外れ
る鋼種Ｏ，Ｐを使用したものでは、低い伸びとランクフ
ォード値、高い二次加工割れ温度を示した。また、組成
的には本発明の条件を満足しても、製造条件が本発明で
規定した範囲を外れたものでは、表面性状、伸び、ラン
クフォード値、二次加工割れ温度の何れか一つ又は複数
が悪い値を示した。このことから、鋼組成及び製造条件
を特定した組合せにすることにより、表面性状と加工性
に優れた鋼板が製造できることが確認された。
【００２９】［実施例２］表３に示した組成をもつ鋼を
転炉及び脱ガス炉で精錬し、連続鋳造により厚み２５０
ｍｍ，単位重量１３トンのスラブを製造した。
転炉及び脱ガス炉で精錬し、連続鋳造により厚み２５０
ｍｍ，単位重量１３トンのスラブを製造した。
【００３０】
【表３】
【００３１】各スラブを加熱炉で１１３０℃に再加熱し
た後、熱間圧延機で熱間圧延し、８８０〜９４０℃の範
囲の仕上げ温度で板厚１．２〜７．７ｍｍに仕上げた。
次いで、４５０〜７２５℃の温度範囲で熱延鋼板をコイ
ルに巻き取った。この熱延鋼板に、冷延率５〜４５％で
冷間圧延を施した後、塩酸系の酸洗液槽をもつ連続酸洗
ラインに通板してデスケールした。次いで、この鋼板
を、焼鈍ラインに通板し再結晶温度以上に加熱する焼鈍
を施し、製品としての鋼板を得た。このときの製造条件
及び得られた鋼板の特性を表４に示す。
た後、熱間圧延機で熱間圧延し、８８０〜９４０℃の範
囲の仕上げ温度で板厚１．２〜７．７ｍｍに仕上げた。
次いで、４５０〜７２５℃の温度範囲で熱延鋼板をコイ
ルに巻き取った。この熱延鋼板に、冷延率５〜４５％で
冷間圧延を施した後、塩酸系の酸洗液槽をもつ連続酸洗
ラインに通板してデスケールした。次いで、この鋼板
を、焼鈍ラインに通板し再結晶温度以上に加熱する焼鈍
を施し、製品としての鋼板を得た。このときの製造条件
及び得られた鋼板の特性を表４に示す。
【００３２】
【表４】
【００３３】表４から明らかなように、同じ鋼材から製
造された鋼板であっても、本発明に規定した製造条件が
満足されない試験番号２３，２８，３０では低い伸び，
ランクフォード値及び高い二次加工割れ温度を示した。
また、表面肌が悪く、酸洗速度の低下に起因して生産性
が低下した。他方、本発明に従って製造された鋼板で
は、何れも表面性状が良好であり、高い伸びとランクフ
ォード値を有するため深絞り性，加工性に優れることが
わかる。
造された鋼板であっても、本発明に規定した製造条件が
満足されない試験番号２３，２８，３０では低い伸び，
ランクフォード値及び高い二次加工割れ温度を示した。
また、表面肌が悪く、酸洗速度の低下に起因して生産性
が低下した。他方、本発明に従って製造された鋼板で
は、何れも表面性状が良好であり、高い伸びとランクフ
ォード値を有するため深絞り性，加工性に優れることが
わかる。
【００３４】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、鋼板の表面性状，深絞り性，加工性を改善するた
め、巻取り温度を比較的高温に設定して熱間圧延を行
い、得られた熱延鋼板を酸洗する前に、特定の冷延率に
て冷間圧延を施している。酸洗前の冷間圧延によりスケ
ールの剥離性が向上し、巻取り温度を比較的高温に設定
した熱延鋼板であっても、酸洗によるデスケール工程で
の生産性の劣化を招くことなく、表面性状と加工性に優
れたＣｕ析出強化タイプの高強度鋼板が製造できる。
は、鋼板の表面性状，深絞り性，加工性を改善するた
め、巻取り温度を比較的高温に設定して熱間圧延を行
い、得られた熱延鋼板を酸洗する前に、特定の冷延率に
て冷間圧延を施している。酸洗前の冷間圧延によりスケ
ールの剥離性が向上し、巻取り温度を比較的高温に設定
した熱延鋼板であっても、酸洗によるデスケール工程で
の生産性の劣化を招くことなく、表面性状と加工性に優
れたＣｕ析出強化タイプの高強度鋼板が製造できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA14 AA15 AA16 AA17 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA35 AA36 AA39 CC04 CE02 CG01 CG02 CH04 CH05 4K037 EA01 EA02 EA04 EA13 EA15 EA16 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 EB02 EB03 EB06 EB09 FC07 FE03 FG01 FG03 FJ04 FJ05 FJ06 HA05
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：０．０５〜３．０重量
％，Ｐ：０．２重量％以下，Ｓ：０．０００５〜０．０
２重量％，Ｃｕ：０．５〜３．０重量％，酸可溶Ａｌ：
０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：０．００７重量％以
下を含む組成をもつ鋼スラブを再加熱又は直送し、仕上
げ圧延温度Ａr3変態点以上，巻取り温度６５０〜８００
℃の熱間圧延を施し、得られた熱延鋼帯に冷延率１０〜
６０％の冷間圧延を施し、酸洗後、得られた鋼板を再結
晶温度以上９００℃以下で焼鈍することを特徴とする表
面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼スラブとして、更にＴ
ｉ：０．０１〜０．１重量％及び／又はＮｂ：０．０１
〜０．１重量％を含む組成をもつ鋼スラブを使用する表
面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の鋼スラブとして、
更にＮｉ：０．２〜２．０重量％を含む組成をもつ鋼ス
ラブを使用する表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 請求項１〜３記載の鋼スラブとして、更
にＢ：０．０００２〜０．００２重量％，Ｚｒ：０．０
１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％の１種
又は２種以上を含む組成をもつ鋼スラブを使用する表面
性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11088963A JP2000282151A (ja) | 1999-03-30 | 1999-03-30 | 表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11088963A JP2000282151A (ja) | 1999-03-30 | 1999-03-30 | 表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000282151A true JP2000282151A (ja) | 2000-10-10 |
Family
ID=13957492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11088963A Pending JP2000282151A (ja) | 1999-03-30 | 1999-03-30 | 表面性状及び加工性に優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000282151A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN109865742A (zh) * | 2019-02-27 | 2019-06-11 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种440MPa级薄规格热轧酸洗汽车板的生产方法 |
-
1999
- 1999-03-30 JP JP11088963A patent/JP2000282151A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
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