JPH04293731A - 面内異方性の小さい高ｒ値熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、面内異方性が小さく
高いランクフォ−ド値（ｒ値）を有するところの、深絞
り性に優れた熱延鋼板を工業的に安定して製造する方法
に関するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、多方面からの鋼材コスト
低減の要望があり、これと熱延鋼板の製造技術の向上と
が相俟って、従来は冷延鋼板が使用されていた分野にも
熱延鋼板の使用が試みられるようになってきた。なぜな
ら、冷延鋼板は、周知の通り熱間圧延で得た熱延板を酸
洗→冷延→焼鈍→調質圧延というプロセスを経て製造さ
れるもので、優れた加工性、特に優れた深絞り性を必要
とされる用途に使用されてきたが、その製造プロセスか
ら明らかなように、熱延鋼板に比較すれば製造コストが
格段に嵩むという不利を余儀無くされていたからである
。しかも、上述したように、加工性（特に深絞り性）面
で劣っているため上記冷延鋼板や溶接鋼管等の素材とし
て製造されることが多く、それ自体として使用はそれほ
ど高い加工性を必要としないところに限られていた熱延
鋼板に関し、その加工性を向上させる製造技術が幾つか
提案されたことも、熱延鋼板への代替を促す大きな推力
となっている。

【０００３】加工性が改善された熱延鋼板の製造手段と
しては、例えば特開昭６１−３８４４号や特開昭６１−
３８４５号として提案された技術を挙げることができる
。これらの技術の特徴は高温域で大圧下の熱間圧延を行
ってから比較的低温域で潤滑圧延を行う点にあり、これ
によってｒ値：１．０以上の熱延鋼板が得られると報告
されている。しかし、実際には、上記方法によっても鋼
板全体に面内異方性（０°，４５°，９０°の各方向の
ｒ値であるｒ０　，ｒ４５，ｒ９０のうちの最大値のｒ
ｍａｘ　と最小値のｒｍｉｎ　との差）を小さくし、均
一な高いｒ値を安定して付与することは難しく、冷延鋼
板に匹敵する加工性を実現するには至っていない。

【０００４】熱延鋼板の加工性を向上させる他の試みと
して、微量のＴｉ又はＮｂを添加した極低炭素鋼の鋼片
をＡｒ３点以上の温度域で粗圧延した後、８００℃以下
のフェライト（以降“α”と略示する）域で合計圧下率
７３％の仕上げ圧延を行う方法も報告されている｛鉄と
鋼，７４（１９８８）１６１７〜１６２４頁｝。しかし
ながら、本発明者等の検討結果によると、この方法によ
っては確かに薄鋼板でのプレス成形性（深絞り性）は確
保されるものの、薄鋼板とした場合の面内異方性はやは
り　０．５以上と非常に大きくて冷延鋼板なみの性能を
期待できるものではなかった　　。

【０００５】この原因は、得られた薄鋼板に特定の方向
を向いた結晶が優先的に存在するため、この結晶の方向
と変形方向との関係により変形状態が変化してしまうた
めであると考えられる。そのため、かかる方法により製
造した薄鋼板は各方向におけ プレス成形性は優れているが鋼板の面内異方性｛（ｒｍ
ａｘ　−ｒｍｉｎ　）の絶対値｝は劣悪な値となってし
まい、任意の方向に均一な伸びや強度が要求されるプレ
ス加工用薄鋼板としては要求される性能を十分満足しな
いことになる。

【０００６】ところで、面内異方性の小さい高ｒ値熱延
鋼板を得るには、再結晶処理後のαの｛１１１｝集合組
織を発達させることが望ましい。｛１１１｝集合組織は
α粒界から生じるが、そのためには再結晶処理前の加工
α粒径を小さくしα粒界面積を大きくする必要がある。 そして、それにはオ−ステナイト（以降“γ”と略示す
る）からαに変態する前のγ粒径を微細化しておくこと
が好ましいと言える。

【０００７】ここで、γ粒径を微細化する手段を求めて
長年にわたり続けられてきた研究の成果として、ｉ）　
制御圧延， ｉｉ）　制御圧延＋加速冷却， ｉｉｉ）　　大圧下圧延（例えば特開昭６２−２５３７
３３号公報，特開昭６３−１４５７２０号公報を参照）
，等の組織微細化技術が生み出されるに至っている。し
かしながら、これらの各技術にも次のような問題が指摘
されていた。即ち、制御圧延技術では、“制御圧延”と
いう熱間加工によって作り出されるγ粒は或る程度まで
微細になると実際上もはやそれ以上に微細化することが
できず、そのため制御圧延のみでは前記γから変態する
αの粒径が１０ｍｍ程度の“均一な微細組織”を得るこ
とさえ困難である。そして、上記制御圧延に加速冷却を
組み合わせた技術をもってしても、上述したように制御
圧延により十分なγ組織の微細化が達成されないことか
ら、その後の加速冷却によって無理やり微細なαを変態
生成させようとしても限界があり、従ってやはりα粒径
が１０μｍを下回る程に微細化された均一組織を得るの
は極めて困難なことであった。ましてや、α粒径が５μ
ｍ以下（Ｇｒａｉｎ　Ｓｉｚｅ　Ｎｏ．で１２以上）と
いったような超微細で均一な組織を得ることなど、既知
の既述では到底不可能であった。一方、大圧下圧延によ
る組織微細化技術は、γ未再結晶温度域で１パス当りの
圧下率３０％以上の大圧下を加えてγ粒を“変形帯を粒
内に含む加工硬化γ”とし、その後γ→α変態を生じさ
せて組織の微細化を図るものであるが、この方法では“
γ→α変態前のγ粒”は大圧下圧延により単に伸長して
いるだけで等方的な微細粒となっていないことから、や
はり組織微細化に限界があり、そのため変態後のα粒径
が５μｍを下回る程の均一超微細組織の実現は叶わなか
った。

【０００８】このように、面内異方性の小さい高ｒ値熱
延鋼板に必要な｛１１１｝集合組織を発達させるべく再
結晶処理前の加工α粒径を小さくしようにも限界があり
、従ってこれが冷延鋼板なみの加工性を有する熱延鋼板
を製造する上での大きな障害になっていると考えられた
。

【０００９】そこで、本発明が目的としたのは、熱延鋼
板に従来法では実現が困難であった“超微細でしかも等
方的な均一組織”を安定して現出させることができる工
業的手段を見出し、これを基にして従来の冷延材に代え
て使用できる“延性が良好で面内異方性の小さい高ｒ値
熱延鋼板”の製造手段を確立することであった。

【００１０】

【課題を解決するための手段】そして、上記目的を達成
すべく様々な観点に立って鋭意研究を重ねた本発明者等
は、次のような知見を得ることができたのである。 ａ）　　Ｔｉ又はＮｂの１種以上を含み、Ｃ含有量が０
．０８％以下の低炭素アルミキルド鋼の連続鋳造鋳片又
はインゴット等（ここでは“鋼片”と総称する）を素材
にすると共に、その熱間圧延に際して温度調整によりα
を含む組織を前以って現出しておき、該組織に所定圧下
率の圧延を施してから急速昇温して上記αをγへと逆変
態させるか、或いは素材鋼のγ粒径が２００μｍ以上と
なる場合には“αを現出させる前の素材鋼”にγ温度域
で一旦所定圧下率の圧延を施してから上記工程の加工熱
処理を施してαをγへと逆変態させると、現れるγ組織
は従来の制御圧延等では到底得られないような超微細組
織となる。 ｂ）　　そこで、この超微細γ組織に更に圧延加工を施
してから冷却すると、変態生成するαは超微細γ組織を
基にしているためやはり極めて微細なものとなり、従来
は実現が極めて困難であったα粒径１０μｍを遙に下回
る等方的な均一微細α組織が得られる。 ｃ）　　この組織を基に、更にα未再結晶温度域で圧下
率が８０〜９７％の高潤滑圧延を行うと再結晶処理後に
｛１１１｝集合組織が十分発達するようになり、面内異
方性が小さくｒ値の高い熱延鋼板の安定した製造が可能
となる。

【００１１】本発明は、上記知見事項等を基に完成され
たものであり、 「Ｃ：０．０８％以下（以降、　成分割合を表す％は重
量％とする），Ｍｎ：０．０５〜０．４０％，　　　　
Ｓｉ：　０．３％以下，　　　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
１〜０．０８％，Ｎ：０．０１％以下，　　　　　　Ｔ
ｉ又はＮｂの１種以上：合計で０．０１５　〜０．３５
０　％を含有するか、　更には Ｂ：０．０００１〜０．００５０％ をも含むと共に残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る
熱鋼片をそのまま冷却するか、　或いは前記熱鋼片をそ
のまま又は一旦加熱炉に挿入してから最終パスが圧下率
３０％以上でＡｒ３点以上の温度域にて行われる圧延を
施した後に冷却し、 １）　Ａｒ３点以下の温度域で合計圧下率３０％以上の
圧延を施す， ２）　Ａｃ３点〜〔Ａｃ３点＋１００℃〕の温度域に１
０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、　フェライトか
らオ−ステナイトへの逆変態を生じさせる， ３）　該オ−ステナイト相温度域で合計圧下率１０％以
上の圧延を施す， ４）　オ−ステナイト相温度域から冷却し、　〔Ａｒ３
点−１５０℃〕〜４５０℃の温度域にて潤滑により摩擦
係数を０．１８以下に抑えつつ圧下率８０〜９７％で圧
延を行う，５）　再結晶処理を行う， なる工程に従って順次加工・熱処理することにより、　
加工性に優れた面内異方性の小さい高ｒ値熱延鋼板を安
定して製造し得るようにした点」 に大きな特徴を有している。

【００１２】続いて、本発明において素材鋼の成分組成
並びにその加工・熱処理条件を前記の如くに限定した理
由をその作用と共に詳述する。

【作用】Ａ）　　素材鋼の成分組成 Ｃ Ｃは鋼板の加工性に大きな影響を及ぼす元素であり、そ
の含有量が０．０８％を超えると所望の加工性が実現で
きなくなることから、Ｃ含有量は０．０８％以下と定め
た。

【００１３】Ｍｎ Ｍｎには、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し鋼板の加工性
を向上する作用があるが、その含有量が０．０５％未満
では鋼中のＳを固定し切れずに単体のＳを残してしまい
加工性を損なう。一方、０．４０％を超えてＭｎを含有
させると、鋼の強度が高くなり過ぎて加工性を悪くする
。従って、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．４０％と定めた
。

【００１４】Ｓｉ Ｓｉは、加工性の面からは少ないほど好ましい元素であ
り、Ｓｉ含有量が特に　０．３％を超えると鋼板が脆く
なると同時に、スケ−ル性状を劣化させて製品品質を著
しく損なうようになる。従って、Ｓｉ含有量は　０．３
％以下と定めた。

【００１５】Ａｌ Ａｌは鋼の脱酸剤として有効な成分であり、ｓｏｌ．Ａ
ｌとして０．０１％以上含有されないと脱酸不足の恐れ
がある。しかし、ｓｏｌ．Ａｌで０．０８％を超えるよ
うな量は不必要である。 従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１〜０．０８％と
定めた。

【００１６】Ｎ Ｎは鋼中に侵入型固溶元素として存在する不純物元素で
あるが、鋼板の加工性を劣化させることから出来るだけ
少なく抑えるのが望ましい。しかし、その含有量が０．
０１％までであると前記悪影響が顕著でないことから、
Ｎ含有量は０．０１％以下と定めた。

【００１７】Ｔｉ及びＮｂ Ｔｉ及びＮｂには、鋼中のＣやＮと結合して析出し、固
溶Ｃ，Ｎを減少させると共に、その析出物によって結晶
粒を微細化する作用があるので単独又は複合で添加され
る成分である。しかし、これらの合計含有量が　０．０
１５％よりも少ないと前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、合計含有量が０．３５０％よりも多いと強
度が上昇し過ぎて加工用の鋼板として適さなくなると共
に、経済的にも不利となる。従って、Ｔｉ又はＮｂの含
有量は合計で　０．０１５〜　０．３５０％と定めた。 なお、Ｔｉ，Ｎｂの添加は固溶Ｃを５ｐｐｍ　以下に抑
えるように行うのが望ましい。その理由は、固溶Ｃが５
ｐｐｍ　を超えると圧延時に変形帯や剪断帯等の強変形
領域が形成されやすくなり、圧延後、焼鈍処理しても強
変形領域からは深絞り性に好ましい｛１１１｝再結晶集
合組織が発達し難いからである。しかも、固溶Ｃが５ｐ
ｐｍ　を超えると転位の運動が困難となり、焼鈍すると
｛１１１｝再結晶集合組織となる｛１１２｝＜１１０＞
圧延安定方位への集積が弱くなる。ところで、固溶Ｃを
５ｐｐｍ　以下に調整するには、下記　（１）式を満足
するようにＴｉ，Ｎｂの添加を行えば良い。 　　ここで、Ｔｉ＊　は有効Ｔｉ量であり、有効Ｔｉ量
は下記　（２）式で表される。

【００１８】Ｂ Ｂは、絞り加工部品で問題となる“たて割れ”を防止す
る作用を有しているので必要により添加されるが、その
含有量が０．０００１％未満では前記作用による所望の
効果が得られず、一方、０．００５０％を超えて含有さ
せてもその効果が飽和し、経済的に不利となることから
、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００５０％と定めた。

【００１９】Ｂ）　　加工・熱処理条件熱間圧延に供す
る上記組成から成る素材鋼片は、インゴットから分解圧
延により製造されたものであっても良く、連続鋳造によ
り製造されたものであっても良い。また、素材鋼片は分
解圧延又は連続鋳造後の冷鋼片を所定温度に加熱してか
ら熱間圧延に供しても良く、直送圧延と称される分塊圧
延又は連続鋳造のラインから高温のまま送られてくる鋼
片をそのまま、或いは多少の補助加熱を施して熱間圧延
に供する方法を採用しても良い。

【００２０】（ａ）　鋼片を熱片から冷却してＡｒ３点
以下の温度域で合計圧下率３０％以上の圧延を施す理由
熱鋼片を一旦Ａｒ３点以下に冷却して圧延を施すのは、
本発明の方法が“αを含む組織に塑性加工を加えてから
α相をγ相に逆変態させること”を主要な要件としてい
るからであり、そのためにはα相の生成を必要とするか
らである。この際の冷却温度についてはＡｒ３点以下で
あれば格別に制限されるものではないが、現実的な操業
性の面からすると、Ａｒ３点未満近傍のなるべく高温の
領域｛Ａｒ３点〜〔Ａｒ３点−１００℃〕｝にすること
が好ましいと言える。しかしながら、αを含む組織に塑
性加工を加えてからα相をγ相に逆変態させるに当って
、塑性加工時におけるαの体積率が多いほど逆変態後の
γ粒が微細になることから、製品性能面からすればαの
体積率を増大させるべく前記冷却温度はＡｒ１以下とす
るのが望ましい。

【００２１】そして、Ａｒ３点以下の温度域で施す圧延
加工の合計圧下率を３０％以上としたのは、この際の圧
下率が３０％以上となった場合に初めて逆変態による微
細γ粒の安定形成が達成できるからである。即ち、Ａｒ
３点以下の温度域で圧延加工を施すと、この圧延によっ
てαが加工硬化しγへの逆変態が増加する。そして、こ
の逆変態核の数が極度に多ければその後のγ域への急速
昇温で極めて微細なγ粒が生成する訳である。しかるに
、上記逆変態核数は圧下率が合計で３０％以上となった
時に初めて顕著な急増傾向を示し、所望の超微細γ粒の
安定生成が叶うことから、Ａｒ３点以下での合計圧下率
を３０％以上と定めたが、望ましくは５０％以上とする
のが良い。

【００２２】ただ、連続鋳造或いはインゴット鋳造した
鋼片のγ粒径が２００μｍ以上となっているような場合
には、その熱鋼片をそのままＡｒ３点以下に冷却して圧
延後、逆変態を起こさせても所望の均一超微細組織が得
られない恐れがある。しかし、このような場合でも、上
記熱鋼片を冷却する前に、そのまま乃至は一旦加熱炉へ
挿入後、最終パスの圧延をＡｒ３点以上の温度域でかつ
最終パスの圧下率を３０％以上とする圧延を行うことに
より、γ粒を再結晶により微細化（γ粒径：２００μｍ
未満）し、更にγ粒に加工歪を導入することができるた
め、α粒の析出サイトを増加することができ、次の冷却
過程でα粒を微細化することができる。好ましくは最終
パスの圧下率を４５％以上とする。なお、最終パスの圧
下率が３０％未満であるとγが再結晶細粒化しないばか
りか加工歪も小さいため、次の冷却工程でα粒が微細化
しない。また、最終パスの圧延がＡｒ３点より低い温度
になると、α相が混合するようになり、加工歪が柔らか
いα相に集中しγ相に加工歪が蓄積されず、次の冷却工
程でγ→α変態により生成するα粒が微細化されない。 この一次圧延は１パス以上実施し、そのうちの最終パス
を上記の条件で行うのが良い。最終パス前の圧延は特に
条件を限定する必要はなく、通常の圧延でもかまわない
。

【００２３】（ｂ）　Ａｃ３点〜〔Ａｃ３点＋１００℃
〕の温度域まで１０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温す
る理由Ａｃ３点以上に昇温するのは「加工硬化したαか
ら逆変態により非常に微細なγ粒が生成する」という本
発明に係わる方法での特徴的な作用・効果を十分に発揮
させるためである。この場合、昇温温度の上限を〔Ａｃ
３点＋１００℃〕としたのは、この温度を超えて昇温す
るとγが粒成長してしまって最終的に所望の均一超微細
組織鋼板が得られず、従って所望の強度及び加工性を確
保することができなくなることによる。そして、Ａｃ３
点〜〔Ａｃ３点＋１００℃〕の温度域まで昇温する際の
加熱速度が１０℃／ｓｅｃ未満であると逆変態核導入の
原因となる加工による歪がα→γ逆変態に先立って開放
されてしまい、所望の微細γ粒組織を実現できなくなる
。このようなことから、上記加熱速度を１０℃／ｓｅｃ
以上と定めた。なお、昇温の手段としては“加工熱の利
用”又は“外部からの積極的加熱（通電加熱等）”、或
いは両者の併用等、何れの方法を採用しても良い。

【００２４】（ｃ）　γ相温度域で合計圧下率１０％以
上の圧延を施す理由 逆変態により生じるγ粒を更に微細とし、その後の冷却
によって生成するα含有組織を所望の超微細組織とし優
れた特性を確保するためには、前記γ相温度域にまで急
速昇温した鋼に圧下率の合計が１０％以上（好ましくは
３０％以上）の圧延加工を加える必要があり、この時の
合計圧下率が１０％未満であると所望の均一超微細組織
を安定して実現することができない。そして、上述した
加工熱処理を施して板材とされた鋼を任意手段によって
冷却することにより、α粒径が１０μｍ以下、更には５
μｍ以下の等方的な均一超微細組織が得られる。

【００２５】なお、Ａｒ３点〜〔Ａｒ３点−１５０℃〕
における温度域を５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却す
ることが望ましい。これによりγ域での加工によって再
結晶組織を微細化し、かつ加工歪の蓄積したγから多数
のα発生核を生じさせ、微細なα粒を得ることができる
。次工程の圧延前にα粒を微細化することにより、α粒
界の面積を増加することができ、α粒界から生じｒ値の
向上に好ましい｛１１１｝再結晶集合組織を発達させる
ことができる。この条件で冷却することにより、ＡＳＴ
Ｍの粒度番号で６以上の微細なα粒が得られる。

【００２６】（ｄ）　〔Ａｒ３点−１５０℃〕〜４５０
℃の温度域を８０〜９７％の圧下率で摩擦係数が０．１
８以下となるように潤滑しつつ圧延を行う理由 この圧延は、次の再結晶処理工程でｒ値の向上と面内異
方性の最小化に好ましい｛１１１｝集合組織を発達させ
、それらに好ましくない｛１００｝集合組織の形成を抑
制するため、ＲＤ（圧延方向）／＜１１０＞繊維組織を
主とする圧延集合組織を発達させることを目的とする。 従って、この二次圧延はα未再結晶温度域である〔Ａｒ
３点−１５０℃〕以下で圧延することが望ましい。 しかし、４５０℃未満の温度域では変形抵抗の増大によ
って圧延に要するエネルギ−が大きくなり、経済的メリ
ットが少なくなる。

【００２７】圧下率は、８０％未満の場合には再結晶処
理を行っても｛１１１｝集合組織が 方性が大きくなる。一方、圧下率が９７％を超える場合
は再結晶処理を行っても｛１１１｝集合組織が発達しな
いで｛００１｝＜１１０＞方位近傍の集合組織と方性が
大きくなる。〔Ａｒ３点−１５０℃〕〜４５０℃の温度
域を８０〜９７％の 値が高く、面内異方性が小さくなる。

【００２８】そして、ｒ値を更に向上させるには歪を板
厚方向で均一に分布させ板厚中心部と表層部の集合組織
の相違を小さくすることが重要になる。そのためには鋼
板と圧延ロ−ルの間の摩擦係数（μ）を０．１８以下、
好ましくは０．１５以下となるように潤滑を施しながら
圧延を行うのが良い。また、圧延後再結晶処理した鋼板
のｒ値、換言すれば集合組織の形成に対して圧延時の歪
速度も大きく影響する。熱間圧延に関する実験結果から
最終パスにおける歪速度を１００ｓ−１以上とし、かつ
圧下率を３０％以上とすることにより、｛１１１｝集合
組織の発達と｛１００｝集合組織の抑制が可能であるこ
とが判明した。

【００２９】圧延のパスは１回以上、素材の板厚と製品
板厚とを勘案してパス回数を決めれば良い。この圧延で
も、上記潤滑大圧下圧延のみならず、通常の無潤滑圧延
を付け加えることは任意である。なお、前記　（ａ）項
で説明した圧延と前記　（ｂ）〜　（ｄ）項で説明した
処理・圧延を熱間圧延ラインの何処で行うかについては
制約がないが、前者を粗圧延工程で、後者を仕上げ圧延
工程で行うのが設備上有利である。

【００３０】（ｅ）　再結晶処理工程 再結晶処理は、圧延終了後の鋼板に優れた加工性を与え
るのに不可欠な工程である。熱間圧延終了後の冷却中或
いはコイルに巻取った状態での自己焼鈍により再結晶さ
せても良く、巻取り後に加熱して再結晶させても良い。 その処理方法は特に限定されない。このようにして製造
された熱延鋼板は、熱延鋼板であるにもかかわらず、従
来の冷延鋼板に匹敵する極めて優れた加工性を有する。

【００３１】次に、本発明を実施例によって更に具体的
に説明する。

【実施例】表１に示す成分組成のアルミキルド鋼を５０
ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鋳造して２０ｍｍ厚と６０ｍ
ｍ厚の熱鋳片を得た。次いで、これらの熱鋳片を表２に
示す条件で熱間圧延し、冷却して巻取った。巻取り後は
、８００℃×２ｍｉｎ　の連続焼鈍（処理イ）又は７５
０℃×５ｈｒのバッチ焼鈍（処理ロ）により再結晶処理
を行った。そして、このようにして得られた熱延鋼板か
ら試験片を切出し、機械的性質を調査した。その結果を
表３に示す。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】表３に示される結果からも明らかなように
、本発明で規定される条件に従って製造された熱延鋼板
は優れたｒ値及び伸びを有しており、しかも面内異方性
が極めて小さいことが分かる。更に、降伏点は低目であ
り、加工性が非常に優れていることは明らかである。 これに対して、製造条件が本発明の規定を満たしていな
い場合には十分な微細α組織が発達せず、得られる鋼板
の特性が劣る結果となることが分かる。また、γ相温度
域から冷却して行う潤滑圧延での最終パスを１００ｓ−
１以上の歪速度で３０％以上の圧下率で行ったものは、
更にこれらの機械的特性が向上していることも確認でき
る。即ち、試験番号５では、潤滑圧延の最終パス（歪速
度１２０ｓ−１，圧下率３５％）を除いた条件は試験番
号４とほぼ同じであるが、試験番号４で得られた熱延板
よりも試験番号５で得られた熱延板の方が加工性面から
の機械的特性に優れている。

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれば
、自動車内外装のような複雑な部品等にも十分適用が可
能な、従来の冷延鋼板に匹敵する加工性を示す熱延鋼板
を工業的に安定して製造することができるなど、産業上
極めて有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係わる熱延鋼板の圧延・熱処理条件を
説明した線図である。

【図２】本発明に係わる熱延鋼板の圧延・熱処理条件の
別例を説明した線図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量割合にて Ｃ：０．０８％以下，　　　　Ｍｎ：０．０５〜０．４
   ０％，　　　　Ｓｉ：　０．３％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：
   ０．０１〜０．０８％，　　　　Ｎ：０．０１％以下，
   Ｔｉ又はＮｂの１種以上：合計で０．０１５　〜０．３
   ５０　％を含有するか、更には Ｂ：０．０００１〜０．００５０％ をも含むと共に残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る
   熱鋼片を冷却し、下記工程に従って順次加工・熱処理す
   ることを特徴とする、面内異方性の小さい高ｒ値熱延鋼
   板の製造方法。 １）　Ａｒ３点以下の温度域で合計圧下率３０％以上の
   圧延を施す， ２）　Ａｃ３点〜〔Ａｃ３点＋１００℃〕の温度域に１
   ０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェライトから
   オ−ステナイトへの逆変態を生じさせる， ３）　該オ−ステナイト相温度域で合計圧下率１０％以
   上の圧延を施す， ４）　オ−ステナイト相温度域から冷却し、〔Ａｒ３点
   −１５０℃〕〜４５０℃の温度域にて潤滑により摩擦係
   数を０．１８以下に抑えつつ圧下率８０〜９７％で圧延
   を行う，５）　再結晶処理を行う。
2. 【請求項２】　　重量割合にて Ｃ：０．０８％以下，　　　　Ｍｎ：０．０５〜０．４
   ０％，　　　　Ｓｉ：　０．３％以下，ｓｏｌ．Ａｌ：
   ０．０１〜０．０８％，　　　　Ｎ：０．０１％以下，
   Ｔｉ又はＮｂの１種以上：合計で０．０１５　〜０．３
   ５０　％を含有するか、更には Ｂ：０．０００１〜０．００５０％ をも含むと共に残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る
   熱鋼片をそのまま或いは一旦加熱炉に挿入してから、最
   終パスが圧下率３０％以上でＡｒ３点以上の温度域にて
   行われる圧延を施した後に冷却し、更に下記工程に従っ
   て順次加工・熱処理することを特徴とする、面内異方性
   の小さい高ｒ値熱延鋼板の製造方法。 １）　Ａｒ３点以下の温度域で合計圧下率３０％以上の
   圧延を施す， ２）　Ａｃ３点〜〔Ａｃ３点＋１００℃〕の温度域に１
   ０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、フェライトから
   オ−ステナイトへの逆変態を生じさせる， ３）　該オ−ステナイト相温度域で合計圧下率１０％以
   上の圧延を施す， ４）　オ−ステナイト相温度域から冷却し、〔Ａｒ３点
   −１５０℃〕〜４５０℃の温度域にて潤滑により摩擦係
   数を０．１８以下に抑えつつ圧下率８０〜９７％で圧延
   を行う，５）　再結晶処理を行う。