JP3834100B2 - Method for producing cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability uniformity - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コイル内における加工性のばらつきが極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。本発明により製造された鋼板の用途は、自動車、家電、建材等であり、また本発明により製造された高強度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題にも寄与することができる。
【０００２】
【従来の技術】
特開昭５８−１８５７５２号公報に開示されているように、極低炭素鋼板は優れた加工性を有するため、自動車などの用途に広く用いられている。また、極低炭素鋼の成分や製造方法を規定することによって、加工性をさらに改善するための工夫がなされてきた。例えば、特開平３−１３０３２３号公報、特開平４−１４３２２８号公報および特開平４−１１６１２４号公報には、Ｔｉを添加した極低炭素鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ等の量を極力低減させることによって、優れた加工性が得られることが開示されている。しかしながら、これらの発明においては、コイルの幅および長手方向における端部での歩留りを向上させる観点からの記述はない。
【０００３】
材質のばらつきを低減するという観点では、特開平３−１７０６１８号公報および特開平４−５２２２９号公報に記載のものがある。しかしながら、これらの発明は、仕上熱延での圧下率を大きくしたり、熱延後の巻取温度を高める必要があり、熱延工程に大きな負荷をかけることとなる。
そこで、本発明者らは、特開平８−３６８６号公報で示したように、γ域でのＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出を積極的に活用することで、巻取り以前に固溶Ｃの多くを固定し、加工性の均一性を著しく向上させる技術を確立した。しかし、この方法でもＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出は完全ではなく、高温巻取りを行った場合には、コイル中央部でわずかに残った固溶Ｃが微細炭化物を形成するため、材質を端部よりもむしろ低下させてしまう場合があった。
【０００４】
端部材質劣化の問題は、ＰやＳｉで強化した良加工性高強度冷延鋼板においても同様である。これらの鋼板に関する技術としては、特開昭５９−３１８２７号公報、特開昭５９−３８３３７号公報、特公昭５７−５７９４５号公報、特開昭６１−２７６９３１号公報などに代表されるものがあるが、いずれもコイルの幅および長手方向における端部での歩留りを向上させるための工夫はなされておらず、また本発明のようなＴｉ硫化物を積極的に活用する技術でもない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
Ｔｉ添加極低炭素鋼においては、熱延後の高温巻取りによってＣをＴｉＣとして析出せしめ、固溶Ｃを低減させることにより、冷延焼鈍後の材質を確保することが通常の方法となっていた。これは、ＰやＳｉで強化した場合においても同様である。しかしながら、熱延コイルの幅端部および長手方向の端部においては、巻取り時および巻取り後の冷却が著しく速く進行するため、ＴｉＣの析出が充分でなく、これらの部分では材質が劣化してしまうという問題があった。また、これを解決するために、γ域での炭硫化物の析出を促進させる技術も開発されたが、巻取り前に完全に固溶Ｃを取りきることは難しく、このため高温巻取りを行うと、コイル中央部ではわずかに残存する固溶Ｃが微細な炭化物を形成して材質が低下する場合があり、どのような巻取り条件でもコイル全長にわたって極めて高い加工性を確保することは困難であった。
【０００６】
本発明は、巻取温度に依存することなく、コイルの幅および長手方向全長において端部材質劣化が極めて少ない冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するために、本発明者らは、極低炭素鋼中において、Ｓを積極的に活用するとともに、Ｔｉ量とＳ量の比を最適化すること、Ｍｎ量を規定すること、また粗圧延後に巻取り巻戻しを行うことにより特定の析出物を析出せしめ、加工性の均一性に優れた高ｒ値冷延鋼板を得ることを鋭意検討した。
【０００８】
その結果、Ｓ≧０．００４％とし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとしたとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１、かつＭｎ≦０．１５％とすることが有効であることを見出した。また、粗圧延後、コイルを一旦巻取り、巻戻すことが加工性の均一性を高める上で非常に有効であること、巻取り、巻戻しの効果を十分に発揮させるためには、Ｔｉ＊／Ｃ＞９または計算から求まる巻取り前の固溶Ｃ量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５を満足することが非常に重要であることを見出した。
【０００９】
さらに、熱延後の巻取りの後に、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％））がＫ≦０．２を満たすことが材質の均一性を得る上で極めて重要であることが判明した。これは、以下のような機構に基づくものと考えられる。すなわち、全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出する量を極力低減せしめ、かつ粗圧延後、低温γ域で一旦コイルに巻取り、巻戻しを行い歪みを導入することでＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出を促進させることによって、仕上熱延の巻取り以前に固溶Ｃを十分低減させるものである。これによって、熱延後の巻取り時にコイルの端部が急速に冷却されても、巻取り以前に固溶Ｃが十分に固定されているために、コイル端部で固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が析出することによる材質の劣化が軽減されると考えられる。また、本発明鋼の場合、巻取り前の熱延工程でほとんどのＣはＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ として固定されるので、巻取温度に依存することなくコイル全長にわたって高い加工性を有する冷延鋼板を得ることができる。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいて構成されたものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００７％以下を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ₃ −１００）℃の仕上圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（２）本発明の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．００７％、Ｓｉ：０．００５〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．００４〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００７％以下を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ ₃ −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ _４ Ｃ _２ Ｓ _２ の析出を促進した後に、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することにより、コイル巻取りした鋼板の長手方向における中心部側と端部側における引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなしたことを特徴とする。
【００１１】
（３）本発明は、鋼成分として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有することを特徴とする前項（１）または（２）記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。（４）本発明は、仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端部を接合して仕上圧延に供することを特徴とする前項（１）〜（３）のいずれか１項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法に関する。
【００１２】
（５）本発明は、前項（１）〜（４）のいずれか１項に記載の冷間圧延後の焼鈍に代えて、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。（６）本発明は、前項（５）に記載の亜鉛めっき後に、さらに４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【００１３】
本発明における冷延鋼板の製造方法は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼、あるいはそれをＰやＳｉで強化したものをベースとして、Ｓ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量と、特定の硫化物の量を限定し、さらに粗圧延後、巻取り巻戻しを施すことで熱延後の巻取り以前にＣを十分に析出させ、コイルの長手方向および幅方向の加工性の均一性に優れた冷延鋼板を提供するものである。以下にその限定理由を述べる。
【００１４】
まず、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、その量が増加するに従って、それを固定するための炭化物形成元素であるＴｉ量を増大させねばならず、このためコスト高となり、また熱延コイルの端部において固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が粒内に数多く析出するため粒成長性を妨げて加工性を劣化させるので、０．００７％を上限とする。この観点からは、０．００３％以下が好ましい。また、Ｃ量の下限は、真空脱ガス処理コストの観点から、０．０００５％とする。
【００１５】
Ｓｉは安価な高強度化元素として有効であるので、目的とする強度レベルに応じて活用する。ただし、その量が０．８％を超えるとＹＰが急激に上昇し、伸びが低下してめっき性を著しく損なうので、０．８％を上限とする。溶融亜鉛めっき用としては、めっき性の観点から０．３％以下とすることが好ましい。高強度（ＴＳで３５０ＭＰａ以上）を必要としない場合には０．１％以下がさらに好ましい。Ｓｉ量の下限は、製鋼コストの理由から、０．００５％とする。
【００１６】
Ｍｎは本発明において最も重要な元素の１つである。すなわち、Ｍｎが０．１５％を超えるとＭｎＳの析出量が増加し、結果としてＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出量が低下するため、たとえ高温巻取りを行ったとしても、熱延コイルの端部では冷却速度が速く、固溶Ｃが多量に残存したり、微細炭化物が多数析出して著しく材質を劣化させる。従って、Ｍｎ量の上限を０．１５％とし、さらには０．１０％未満とすることが好ましい。一方、Ｍｎ量を０．０１％未満とすると、熱間割れを誘発し、また製鋼コストの上昇を招くので、下限を０．０１％とする。
【００１７】
ＰもＳｉと同様に安価な高強度化元素として目的とする強度レベルに応じて積極的に活用する。しかし、Ｐ量が０．２％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因となり、２次加工性も著しく劣化させる。また、溶融亜鉛めっきの合金化速度が著しく遅滞化するため、Ｐ量の上限を０．２％とする。以上の観点から、より好ましくは０．０８％以下がよい。高い強度を必要としない場合には０．０３％以下がさらに好ましい。
【００１８】
Ｓは本発明において極めて重要な元素であり、その添加量を０．００４〜０．０２％とする。Ｓ量が０．００４％未満になるとＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出量が十分ではなく、低温で巻取った際にはもちろんのこと、たとえ高温で巻取ったとしてもコイルの端部では固溶Ｃが多量に残存したり、ＴｉＣやＮｂＣの微細な析出により焼鈍時の粒成長性が阻害され、加工性が著しく劣化する。一方、Ｓ量が０．０２％超では熱間割れが生じやすく、またＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出よりもＭｎＳやＴｉＳが多く析出するために同様の問題が生じ、加工性の均一性が確保されない。なお、この観点からは、Ｓ量は０．００４〜０．０１２％がより好ましい範囲である。
【００１９】
ところで、ＳはＴｉ量との関係が重要であり、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１とする。Ｔｉ＊／Ｓが１未満ではＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ の析出が十分でなく、ＴｉＳやＭｎＳが多く析出するので熱延後の巻取りの前にＣを析出させることが困難となる。従って、熱延コイルの端部では、巻取温度を高めても多量の固溶Ｃが残存したり、微細炭化物が析出したりして極端な材質劣化を招く。Ｔｉ＊／Ｓは１．２超とすることが好ましく、より一層の効果が望まれる場合には、１．５以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ａｌは脱酸剤として少なくとも０．００５％添加する必要がある。しかし、０．１％を超えるとコストアップとなるばかりか、介在物の増加を招き、加工性を劣化させる。
ＮはＣと同様に、その増加とともにＴｉ、Ａｌ等の窒化物形成元素を増量せねばならず、コスト高となるうえ、析出物の増加により延性の劣化を招くので、少ないほど望ましい。従って、Ｎ量の上限を０．００７％とする。より好ましくは、０．００３％以下がよい。
【００２１】
Ｔｉは０．０１〜０．１％を添加する。Ｔｉ量が０．０１％未満ではＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ を巻取りの前に析出させることができず、また０．１％を超える量を添加しても、Ｃを固定する効果が飽和するばかりか、プレス成形時のめっき層の耐剥離性を確保することが困難になる。Ｔｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ を十分に析出させるという観点からは、Ｔｉは０．０２５％超添加することが好ましい。
【００２２】
熱延中、特に粗圧延後の巻取り、巻戻し中に固溶Ｃを全て炭硫化物として析出させるためには、Ｔｉ＊／Ｃ＞９なる関係を満足させることが重要である。ただし、この関係を満たさなくても、仕上圧延後の巻取り時の固溶Ｃ量が５ｐｐｍ未満であれば、すなわち計算から求まる巻取り前の固溶Ｃ量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５なる関係が満たされていれば、十分な効果が得られる。なお、Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２の式において、０．８はＭｎＳにならなかったＳ量を表す係数、また１２／３２はＣと１：１で結びつくのに必要なＳ量を表す係数である。
【００２３】
また、コイル端部での材質を確保するためには、熱延後の巻取りの後に全Ｓ量のうちＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）／（全Ｓ％））がＫ≦０．２でなければならない。さらに、この観点からは、Ｋ＜０．１５とすることが望ましい。この（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）は次のようにして求められる。すなわち、硫化物が溶解しないような溶媒（例えば、非水溶媒）によって析出物を電解抽出する。得られた抽出残査を化学分析に供し、Ｍｎ量を測定（＝Ｘ（ｇ）とする）する。このとき、サンプル全体の電解量をＹ（ｇ）とすると、（Ｓ％ ａｓ ＭｎＳ）＝Ｘ／Ｙ×３２／５５×１００（％）となる。
【００２４】
Ｂは粒界を強化して２次加工性を良好にするので、必要に応じて０．０００１〜０．００３０％の範囲で添加する。Ｂの添加量が０．０００１％未満では、その効果は乏しく、また０．００３％超添加しても、その効果は飽和し、延性が劣化する。
上記成分を得るための原料は特に限定しないが、鉄鉱石を原料として、高炉、転炉により成分を調製する方法以外に、スクラップを原料としてもよいし、これを電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部または一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を含有してもよい。
【００２５】
次に、製造プロセスに関する限定理由を述べる。
熱間圧延に供するスラブは、とくに限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
【００２６】
熱間圧延における加熱温度は、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２の析出量をなるべく増やすために１２５０℃以下とすることが必須である。
粗圧延終了後には粗バーを一旦コイル状に巻取る。このとき、１１００℃以下での加熱保持を行ってもよいし、コイルボックスのようなものの中で恒温保持してもよい。また、大気中での保持でもよい。表面性状の観点からは、不活性ガス雰囲気での保持を行ってもよい。巻取り巻戻しによる歪の導入と低温γ域での保持によって、Ｔｉ_４Ｃ_２Ｓ_２の析出が著しく促進され、熱延コイルの幅端部および長手方向の端部の材質劣化が著しく低減されるとともに、熱延板の板厚精度も向上する。
【００２７】
巻戻したコイルは、そのまま（Ａｒ₃ −１００）℃以上の仕上温度で仕上圧延を行ってもよいし、粗バーを接合して連続的に仕上熱延を行ってもよい。粗バーを接合して連続的に仕上圧延を行うことによって、材質劣化が生じる巻取り時のコイル端部に相当する部分が減少することから、歩留りが向上するとともに熱延板の板厚精度も向上する。
【００２８】
仕上圧延における仕上温度は、プレス成形性を確保するために（Ａｒ₃ −１００）℃以上とする必要がある。
本発明は、熱延後の巻取温度が低くても加工性を確保できるという特徴を有する。すなわち、本発明によれば、Ｃのほとんどは熱延の加熱時〜熱延後の冷却までの過程でＴｉ₄ Ｃ₂ Ｓ₂ として析出しており、高温巻取りしても大きく材質が向上することはない。従って、巻取りは操業上適当な温度で行えばよく、室温から８００℃の範囲で行う。室温未満で巻取ることは過剰な設備が必要となるばかりで特段の効果もない。また、８００℃超で巻取ると熱延板の結晶粒が粗大化したり、表面の酸化スケールが厚くなったり、酸洗コストの上昇を招くので、８００℃を上限とする。この観点と、Ｐの化合物の析出による材質の低下をさけるためには、巻取りは６５０℃以下の温度で行うことが好ましい。有害な化合物の析出を完全に避けるためには、５００℃以下の温度で巻取ることがさらに好ましい。さらに、巻取り後に室温付近まで温度が下がる時間を短縮するためには、１００℃以下で巻取ることが好ましい。このような低温巻取り化によって、製造コストの削減が計れることは言うまでもない。
【００２９】
冷間圧延の圧下率は、深絞り性を確保する観点から６０％以上とする。
連続焼鈍における焼鈍温度は、加工性を確保するために、再結晶温度以上とする。
連続溶融亜鉛めっきラインにおける再結晶焼鈍温度も同様の理由で再結晶温度以上とする。溶融亜鉛めっきは、めっき性、めっき密着性の観点から、４２０〜５００℃の温度で施すのがよい。その後の合金化処理温度は、低過ぎると合金化反応が遅すぎて生産性を損なうばかりか耐食性、溶接性が劣悪になり、また高過ぎると耐めっき剥離性が劣化するので、４００〜６００℃の範囲で行うのが好ましい。より密着性の優れためっき層を得るためには、４８０〜５５０℃の範囲で合金化を行うのがよい。
【００３０】
連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきラインにおける加熱速度は特に限定するものではなく、通常の速度でもよいし、１０００℃／ｓ以上の超急速加熱を行ってもよい。
なお、溶融亜鉛めっき以外にも、電気めっき等種々の表面処理を施してもよい。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を、実施例により具体的に説明する。
〔実施例１〕
表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分を有するＴｉ添加極低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとした後、１２１０℃で加熱し、粗圧延終了後コイル状に巻取り、直ちに巻戻した後に、仕上温度９２６℃、板厚３ｍｍとなるような熱間圧延を行い、ランアウトテーブルでの冷却速度２５℃／ｓで冷却し、表３、表４（表３のつづき）中に示した種々の巻取温度でコイルに巻取った。このコイルの長手方向中心部から試料を切り出し、以下のような処理を行った。すなわち、実験室にて酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：７９０℃、均熱：５０ｓ、冷却速度：室温まで約６０℃／ｓとした。その後、０．８％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供した。ここで、引張試験および平均ランクフォード値（以下ｒ値）の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片を用いて行った。なお、ｒ値は伸び１５％で評価し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）、および圧延方向に対して４５゜方向（Ｄ方向）の値を測定し、下式により算出した。試験結果を表３、表４にまとめて示す。
【００３２】
ｒ＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
【００３３】
【表１】

【００３４】
【表２】

【００３５】
【表３】

【００３６】
【表４】

【００３７】
表３、表４から明らかなように、本発明の成分を有する鋼では、８００℃以下の温度であればいずれの巻取温度でも極めて優れた材質が得られることが分かる。これに対して、比較鋼Ｊでは高温巻取りした場合、その他の比較鋼では巻取温度が低い場合に、材質が劣悪となることが明かとなった。
〔実施例２〕
実施例１で用いた鋼Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｈ、Ｊ、Ｎの冷延コイルについて、長手方向における材質特性を調査した。試験結果を表５にまとめて示す。
【００３８】
【表５】

【００３９】
表５から明らかなように、本発明の範囲によって製造された鋼は、コイルの中央部はもちろんのこと、その端部１０ｍにおいても優れた特性を示している。これに対して、比較鋼Ｊではコイル中央部の材質が端部に比べて低下し、その他の比較鋼ではコイル端部になるにつれて材質が著しく劣化し、低温巻取りの場合には、コイル全長で材質が劣悪になった。この傾向が端部になるほど顕著になるのは明白である。
【００４０】
〔実施例３〕
表１、表２中の鋼Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｎのスラブを、１２５０℃で加熱し、粗圧延終了後、コイル状に巻取り、直ちに巻戻した後に、仕上温度９１５℃、板厚３ｍｍとなるような仕上圧延を行い、ランアウトテーブルでの冷却速度２０℃／ｓで冷却した後、４００℃で巻取ったコイルと、１２５０℃で加熱し、仕上温度９１５℃、板厚３ｍｍとなるような熱間圧延を行った後、ランアウトテーブルでの冷却速度２０℃／ｓで冷却した後、４００℃で巻取ったコイルの長手方向中心部から試料を切り出した。実験室にて酸洗後、０．８ｍｍまで冷間圧延を行い、連続焼鈍相当の熱処理を施した。焼鈍条件は、焼鈍温度：８１０℃、均熱：６０ｓ、冷却速度：焼鈍温度から６４０℃まで約５℃／ｓ、６４０℃〜室温までは約７０℃／ｓである。その後、０．７％の圧下率で調質圧延を行い、試料の長手方向先端部から１０ｍ、中央部、末端部から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施例１と同じ試験を行った。その結果を表６にまとめて示す。
【００４１】
【表６】

【００４２】
これより、成分が本発明の範囲から外れているＨ、Ｎでは、粗圧延後のコイル巻取り巻戻しの有無に関わらずｒ値の絶対値は低く、端部の材質はさらに劣化してしまうが、鋼Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｇの本発明例では、端部材質はむしろ向上し、かつｒ値の絶対値も巻取り巻戻しを行わない場合に比べて高いことがわかる。
〔実施例４〕
表１中の鋼Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｈ、Ｋ、Ｍを用いて実施例１と同様の条件で熱間圧延を施し（巻取温度：５９０℃）、引き続き実機にて酸洗し、圧下率８０％の冷間圧延を行い、ライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛めっきラインに通板した。このとき、最高加熱温度８２０℃間で加熱後、冷却し、４７０℃で慣用の溶融亜鉛めっきを行い（浴中Ａｌ濃度は０．１２％）、さらに加熱して５５０℃で約１５秒間の合金化処理を行った。さらに、０．７％の調質圧延を施して、機械的性質、めっき密着性を評価した。得られた結果を表７にまとめて示す。
【００４３】
ここで、めっき密着性は、１８０密着曲げを行い、亜鉛皮膜の剥離状況を曲げ加工部に粘着テープを接着した後、これを剥がしてテープに付着した剥離めっき量から判定した。評価は、下記の５段階とした。
１：剥離大、２：剥離中、３：剥離小、４：剥離微量、５：剥離なし
【００４４】
【表７】

【００４５】
表７から明らかなように、本発明の範囲によって製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、コイルの部位に関わらず優れた特性を示している。これに対して、比較鋼では、コイルの部位によるばらつきが大きかった。
【００４６】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば熱延後の巻取温度を低温化することができ、しかもコイルの長手方向および幅方向に均一性に優れた材質が得られ、従来切捨てられていたコイル端部を製品とすることができる。また、本発明の高強度鋼板を自動車用として適用した場合には、板厚を軽減することができるため、燃費の向上をもたらし、近年大きな問題となっている地球環境問題にも貢献し得るので、その価値は大きい。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉを特定範囲含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たす鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、特定温度の仕上圧延を施し、巻取り、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合を規定し、冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することにより、Ｔｉ _４ Ｃ _２ Ｓ _２ の析出を促進することができ、これにより長手方向端部側と中央部での引張強さ（ＴＳ）とランクフォード値（ｒ）と曲げ剛性（Ｅｌ）の均一化をなした冷延鋼板を得ることができる効果がある。
また、前記に加え、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ ₃ −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ _４ Ｃ _２ Ｓ _２ の析出を促進することにより、長手方向端部側と中央部での引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなした冷延鋼板を得ることができる効果がある。 [0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with very little workability variation in the coil. The use of the steel sheet produced according to the present invention is an automobile, home appliance, building material, etc., and when the high-strength steel sheet produced according to the present invention is applied for automobiles, the plate thickness can be reduced, This can improve fuel efficiency and contribute to global environmental problems that have become a major problem in recent years.
[0002]
[Prior art]
As disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-185752, an ultra-low carbon steel sheet has excellent workability and is widely used in applications such as automobiles. Moreover, the device for further improving workability has been made | formed by prescribing | regulating the component and manufacturing method of ultra-low carbon steel. For example, in JP-A-3-130323, JP-A-4-143228, and JP-A-4-116124, the amount of C, Mn, P, etc. in ultra-low carbon steel added with Ti is reduced as much as possible. Thus, it is disclosed that excellent workability can be obtained. However, in these inventions, there is no description from the viewpoint of improving the coil width and the yield at the end in the longitudinal direction.
[0003]
From the viewpoint of reducing the variation in material, there are those described in JP-A-3-170618 and JP-A-4-52229. However, these inventions need to increase the rolling reduction in finish hot rolling or increase the coiling temperature after hot rolling, which places a heavy load on the hot rolling process.
Therefore, the present inventors, as shown in JP-A-8-3686, Ti in the γ region._FourC₂S₂By actively utilizing the precipitation of steel, we established a technology to fix much of the solid solution C before winding and to remarkably improve the uniformity of workability. However, even with this method, Ti_FourC₂S₂In the case of high-temperature winding, the slightly dissolved solute C remaining in the central part of the coil forms fine carbides, which may cause the material to deteriorate rather than the end. It was.
[0004]
The problem of the deterioration of the end member quality is the same in the high workability high-strength cold-rolled steel sheet reinforced with P or Si. As technologies relating to these steel sheets, there are those represented by JP 59-31827, JP 59-38337, JP 57-57945, JP 61-276931, and the like. However, none has been devised to improve the coil width and the yield at the end in the longitudinal direction, nor is it a technique for actively utilizing Ti sulfide as in the present invention.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In Ti-added ultra-low carbon steel, it is a normal method to ensure the material after cold rolling annealing by precipitating C as TiC by high temperature winding after hot rolling and reducing the solid solution C. It was. The same applies to the case of strengthening with P or Si. However, at the width end portion and the longitudinal end portion of the hot-rolled coil, cooling at the time of winding and after winding proceeds remarkably fast, so that TiC is not sufficiently precipitated, and the material deteriorates in these portions. There was a problem that. In order to solve this problem, a technology for promoting the precipitation of carbon sulfide in the γ region has been developed. However, it is difficult to completely remove solute C before winding, and therefore high temperature winding is required. If done, the solid solution C slightly remaining in the center of the coil may form fine carbides and the material quality may deteriorate, and it is difficult to ensure extremely high workability over the entire coil length under any winding conditions. Met.
[0006]
The present invention provides a method for producing a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with very little deterioration of the end member quality in the coil width and the entire length in the longitudinal direction without depending on the coiling temperature. It is intended.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors actively utilize S in an ultra-low carbon steel, optimize the ratio of Ti amount and S amount, and define the Mn amount. In addition, the inventors have earnestly studied to obtain a high r-value cold-rolled steel sheet having excellent workability uniformity by precipitating a specific precipitate by winding and rewinding after rough rolling.
[0008]
As a result, it was found that when S ≧ 0.004% and Ti * = Ti−3.42N, it is effective to satisfy Ti * / S ≧ 1 and Mn ≦ 0.15%. In addition, it is very effective for winding up and rewinding the coil after rough rolling to improve the uniformity of workability, and in order to sufficiently exhibit the effects of winding and rewinding, Ti * / C> 9 or the solid solution C amount L before winding obtained from the calculation (the larger value of (C-Ti * / 8) and (C-0.8S × 12/32)) is L <0.0005 It was found that satisfying is very important.
[0009]
Furthermore, the ratio K (= (S% as MnS) / (total S%)) of the amount of S precipitated as MnS out of the total amount of S after winding after hot rolling satisfies K ≦ 0.2. It has been found that it is extremely important in obtaining material uniformity. This is considered to be based on the following mechanism. That is, the amount precipitated as MnS out of the total amount of S is reduced as much as possible, and after rough rolling, the coil is once wound in the low temperature γ region, unwound, and strain is introduced to introduce Ti._FourC₂S₂By promoting the precipitation of the solid solution, the solid solution C is sufficiently reduced before the finish hot rolling is wound. As a result, even if the coil end is rapidly cooled during winding after hot rolling, a large amount of solid solution C remains at the coil end because the solid solution C is sufficiently fixed before winding. Or deterioration of the material due to the precipitation of fine carbides. In the case of the steel of the present invention, most of the C is Ti in the hot rolling process before winding._FourC₂S₂Therefore, a cold-rolled steel sheet having high workability over the entire coil length can be obtained without depending on the coiling temperature.
[0010]
  This invention is comprised based on the said knowledge, and the place made into the summary is as follows.
(1)mass%: C: 0.0005-0.007%, Si: 0.005-0.8%, Mn: 0.01-0.15%, P: 0.2% or less, S: 0.004- 0.02%, Al: 0.005 to 0.1%, N: 0.007% or less, and when Ti is Ti * = Ti-3.42N, Ti * / S ≧ 1, And the calculated amount L of Ti * / C> 9 or solute C before winding (the larger value of (C-Ti * / 8) and (C-0.8S × 12/32)) is L < A steel that satisfies the condition of 0.0005 and contains Ti in a range of 0.01 to 0.1%, the balance being iron and inevitable impurities,1210 ° C or higherAfter heating at 1250 ° C. or lower and rough rolling, the coarse bar is wound into a coil shape and rewound, and then the finishing temperature ≧ (Ar_Three -100) ° C. finish rolling, winding in the temperature range from room temperature to 800 ° C., out of the total amount of S, the ratio of the amount of S that precipitates as MnS (= (S% as MnS) / (total S%) ) Is set to K ≦ 0.2, and after pickling, cold-rolled at a reduction ratio ≧ 60%, and further annealed at a recrystallization temperature or higher, to produce a cold-rolled steel sheet having excellent workability uniformity Method.
(2)The manufacturing method of the cold-rolled steel sheet excellent in the workability uniformity of the present invention is mass%, C: 0.0005 to 0.007%, Si: 0.005 to 0.8%, Mn: 0.01. -0.15%, P: 0.2% or less, S: 0.004-0.02%, Al: 0.005-0.1%, N: 0.007% or less, further Ti, When Ti * = Ti−3.42N, Ti * / S ≧ 1 and Ti * / C> 9, or the calculated amount L of solute C before winding ((C−Ti * / 8)) (The larger value of (C−0.8S × 12/32)) satisfies the condition of L <0.0005 and is contained in the range of Ti: 0.01 to 0.1%, the balance being iron and inevitable After heating the steel made of mechanical impurities at 1210 ° C. or more and 1250 ° C. or less and rough rolling, the coarse bar is wound into a coil shape and rewound, and then the finishing temperature ≧ (Ar _Three -100) ° C. finish rolling, and the effect of introducing strain due to the winding and rewinding of the coarse bar performed previously is Ti ₄ C ₂ S ₂ After promoting the precipitation of the steel, the steel sheet is wound in a temperature range from room temperature to 800 ° C., and the ratio K of the amount of S deposited as MnS out of the total amount of S (= (S% asMnS) / (total S%)) is set to K ≦ 0.2, pickled, cold-rolled at a reduction rate of ≧ 60%, and further annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature. The tensile strength, the Rankford value, and the bending rigidity on the center side and the end side in the direction are made uniform.
[0011]
  (3)The present inventionAs a steel component,mass%, B: 0.0001 to 0.0030% is contained, (1)Or (2)Method for producing cold-rolled steel sheet with excellent workability uniformityConcerning. (4)The present inventionThe preceding item (1), characterized in that before finishing rolling, the trailing end of the preceding material and the leading end of the following material are joined to finish rolling.To any one of (3)Method for producing cold-rolled steel sheet with excellent workability uniformityConcerning.
[0012]
  (5)The present invention(1) to (4In place of annealing after cold rolling described in any one of (1), annealing is performed at a recrystallization temperature or higher in a continuous hot-dip galvanizing line having an in-line annealing furnace, and galvanizing is performed during the cooling process. Manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability uniformityConcerning. (6)The present inventionPrevious paragraph (5The method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability uniformity, characterized by further performing an alloying treatment in a temperature range of 400 to 600 ° C.Concerning.
[0013]
The method for producing a cold-rolled steel sheet according to the present invention is based on an ultra-low carbon steel to which Ti is added, or a steel reinforced with P or Si, and an amount of S, Mn, Ti, and a specific amount of sulfide. Cold rolling with excellent uniformity of workability in the longitudinal direction and width direction of the coil, after further rough rolling and by winding and rewinding to sufficiently precipitate C before winding after hot rolling A steel sheet is provided. The reason for limitation will be described below.
[0014]
First, the reasons for limiting chemical components will be described.
As the amount of C increases, the amount of Ti, which is a carbide forming element for fixing the C, must be increased. This increases the cost, and solid solution C remains at the end of the hot rolled coil. Moreover, since many fine carbides precipitate in the grains, the grain growth is hindered and the workability is deteriorated, so 0.007% is made the upper limit. From this viewpoint, 0.003% or less is preferable. Further, the lower limit of the amount of C is set to 0.0005% from the viewpoint of vacuum degassing cost.
[0015]
Since Si is effective as an inexpensive element for strengthening, it is used according to the intended strength level. However, if the amount exceeds 0.8%, YP rises rapidly, elongation decreases, and the plateability is remarkably impaired, so 0.8% is made the upper limit. For hot dip galvanization, it is preferable to set it as 0.3% or less from a viewpoint of plating property. When high strength (350 MPa or more in TS) is not required, 0.1% or less is more preferable. The lower limit of the Si amount is set to 0.005% for the reason of steelmaking cost.
[0016]
Mn is one of the most important elements in the present invention. That is, when Mn exceeds 0.15%, the precipitation amount of MnS increases, and as a result, Ti_FourC₂S₂Therefore, even if high temperature winding is performed, the cooling rate is high at the end of the hot rolled coil, a large amount of solid solution C remains, or a large amount of fine carbide precipitates. Deteriorate. Therefore, the upper limit of the Mn content is preferably 0.15%, and more preferably less than 0.10%. On the other hand, if the Mn content is less than 0.01%, hot cracking is induced and the steelmaking cost is increased, so the lower limit is made 0.01%.
[0017]
P, as well as Si, is actively utilized according to the intended strength level as an inexpensive strengthening element. However, if the amount of P exceeds 0.2%, it causes cracks during hot or cold working, and the secondary workability is remarkably deteriorated. Moreover, since the alloying speed of hot dip galvanization is remarkably retarded, the upper limit of the P content is set to 0.2%. From the above viewpoint, 0.08% or less is more preferable. If high strength is not required, 0.03% or less is more preferable.
[0018]
S is an extremely important element in the present invention, and its addition amount is set to 0.004 to 0.02%. When the amount of S is less than 0.004%, Ti_FourC₂S₂The amount of precipitation is not sufficient, and of course when winding at low temperature, even if winding at high temperature, a large amount of solid solution C remains at the end of the coil, or fine precipitation of TiC or NbC This hinders the grain growth during annealing and significantly deteriorates the workability. On the other hand, if the amount of S exceeds 0.02%, hot cracking is likely to occur, and Ti_FourC₂S₂Since MnS and TiS are precipitated more than the precipitation of the above, the same problem occurs, and the uniformity of workability is not ensured. From this point of view, the amount of S is more preferably 0.004 to 0.012%.
[0019]
By the way, the relationship between S and Ti content is important. When Ti * = Ti-3.42N, Ti * / S ≧ 1. If Ti * / S is less than 1, Ti_FourC₂S₂Is not sufficient, and a large amount of TiS or MnS is precipitated, so that it is difficult to precipitate C before winding after hot rolling. Therefore, at the end of the hot-rolled coil, even if the coiling temperature is increased, a large amount of solute C remains or fine carbides precipitate, resulting in extreme material deterioration. Ti * / S is preferably more than 1.2, and when further effect is desired, it is preferably 1.5 or more.
[0020]
Al needs to be added at least 0.005% as a deoxidizer. However, if it exceeds 0.1%, not only the cost is increased, but also inclusions are increased, and the workability is deteriorated.
N, like C, needs to increase the amount of nitride-forming elements such as Ti and Al as the amount increases, which increases the cost and causes deterioration of ductility due to an increase in precipitates. Therefore, the upper limit of the N amount is set to 0.007%. More preferably, it is 0.003% or less.
[0021]
Ti is added in an amount of 0.01 to 0.1%. If the amount of Ti is less than 0.01%, Ti_FourC₂S₂Can not be deposited before winding, and adding more than 0.1% not only saturates the effect of fixing C, but also ensures the peel resistance of the plating layer during press molding. It becomes difficult to do. Ti_FourC₂S₂From the viewpoint of sufficiently precipitating the Ti, it is preferable to add more than 0.025% Ti.
[0022]
It is important to satisfy the relationship of Ti * / C> 9 in order to precipitate all the solid solution C as a carbon sulfide during hot rolling, particularly during winding and unwinding after rough rolling. However, even if this relationship is not satisfied, if the solid solution C amount at the time of winding after finish rolling is less than 5 ppm, that is, the solid solution C amount L before winding ((C-Ti * / 8) determined by calculation). ) And (the larger value of (C−0.8S × 12/32)) satisfying the relationship L <0.0005, a sufficient effect can be obtained. In the formula of C−0.8S × 12/32, 0.8 is a coefficient indicating the amount of S that did not become MnS, and 12/32 represents the amount of S necessary for being combined with C 1: 1. It is a coefficient.
[0023]
Further, in order to secure the material at the coil end, the ratio K of S amount precipitated as MnS out of the total S amount after winding after hot rolling (= (S% as MnS) / (total S%) )) Must be K ≦ 0.2. Furthermore, from this viewpoint, it is desirable that K <0.15. This (S% as MnS) is obtained as follows. That is, the precipitate is electrolytically extracted with a solvent (for example, a non-aqueous solvent) that does not dissolve the sulfide. The obtained extraction residue is subjected to chemical analysis, and the amount of Mn is measured (= X (g)). At this time, if the amount of electrolysis of the entire sample is Y (g), (S% as MnS) = X / Y × 32/55 × 100 (%).
[0024]
B strengthens the grain boundary and improves the secondary workability, so it is added in the range of 0.0001 to 0.0030% as necessary. If the addition amount of B is less than 0.0001%, the effect is poor, and even if added over 0.003%, the effect is saturated and the ductility deteriorates.
The raw materials for obtaining the above components are not particularly limited, but scraps may be used as raw materials in addition to the method of preparing components by using iron ore as a raw material, using a blast furnace and a converter, and this may be melted in an electric furnace. . When scrap is used as all or part of the raw material, elements such as Cu, Cr, Ni, Sn, Sb, Zn, Pb, and Mo may be contained.
[0025]
Next, the reason for limitation regarding the manufacturing process will be described.
The slab used for hot rolling is not particularly limited. That is, what is necessary is just what was manufactured with the continuous casting slab or the thin slab caster. It is also compatible with processes such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
[0026]
  The heating temperature in hot rolling is Ti₄C₂S₂In order to increase the precipitation amount of as much as possible, it is essential to set the temperature to 1250 ° C. or less..
  After the rough rolling is completed, the rough bar is once wound into a coil shape. At this time, heating and holding at 1100 ° C. or less may be performed, or constant temperature holding may be performed in a coil box or the like. Further, it may be held in the atmosphere. From the viewpoint of surface properties, holding in an inert gas atmosphere may be performed. By introducing strain by winding and unwinding and holding in the low temperature γ region, Ti₄C₂S₂Is significantly promoted, material deterioration of the width end portion and the longitudinal end portion of the hot rolled coil is significantly reduced, and the thickness accuracy of the hot rolled plate is also improved.
[0027]
The unwound coil remains as it is (Ar_ThreeFinish rolling may be performed at a finishing temperature of −100) ° C. or higher, or finish hot rolling may be performed continuously by joining coarse bars. By performing finish rolling continuously by joining the rough bars, the portion corresponding to the coil end at the time of winding that causes material deterioration is reduced, so the yield is improved and the thickness accuracy of the hot rolled sheet is also improved. improves.
[0028]
The finish temperature in finish rolling is (Ar) to ensure press formability._Three−100) It is necessary to set the temperature to be equal to or higher.
The present invention has a feature that workability can be secured even when the coiling temperature after hot rolling is low. That is, according to the present invention, most of C is Ti during the process from hot-rolling heating to cooling after hot-rolling._FourC₂S₂As a result, the material does not greatly improve even if it is wound at a high temperature. Therefore, the winding may be performed at a temperature suitable for operation, and is performed in the range of room temperature to 800 ° C. Winding below room temperature only requires excessive equipment and has no special effect. Further, if the winding is performed at a temperature higher than 800 ° C., the crystal grains of the hot-rolled sheet become coarse, the surface oxide scale becomes thick, and the pickling cost increases, so the upper limit is set to 800 ° C. In order to avoid this viewpoint and the deterioration of the material due to the precipitation of the P compound, the winding is preferably performed at a temperature of 650 ° C. or lower. In order to completely avoid the precipitation of harmful compounds, it is more preferable to wind up at a temperature of 500 ° C. or lower. Furthermore, in order to shorten the time for the temperature to drop to around room temperature after winding, it is preferable to wind at 100 ° C. or lower. It goes without saying that manufacturing costs can be reduced by such low-temperature winding.
[0029]
The rolling reduction of cold rolling is 60% or more from the viewpoint of ensuring deep drawability.
The annealing temperature in the continuous annealing is set to the recrystallization temperature or higher in order to ensure workability.
The recrystallization annealing temperature in the continuous hot dip galvanizing line is also set to the recrystallization temperature or higher for the same reason. The hot dip galvanization is preferably performed at a temperature of 420 to 500 ° C. from the viewpoint of plating properties and plating adhesion. If the alloying treatment temperature thereafter is too low, the alloying reaction is too slow to impair productivity, and the corrosion resistance and weldability are deteriorated. On the other hand, if it is too high, the plating peel resistance is deteriorated. It is preferable to perform in the range. In order to obtain a plating layer with better adhesion, alloying is preferably performed in the range of 480 to 550 ° C.
[0030]
The heating rate in the continuous annealing or continuous hot dip galvanizing line is not particularly limited, and may be a normal rate or ultra rapid heating at 1000 ° C./s or more.
In addition to hot dip galvanization, various surface treatments such as electroplating may be performed.
[0031]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be specifically described by way of examples.
[Example 1]
Ti-added ultra-low carbon steel having the chemical components shown in Tables 1 and 2 (continued in Table 1) is steeled in a converter, made into a slab with a continuous casting machine, heated at 1210 ° C, and rough rolled. After completion, the coil was wound into a coil shape and immediately rewound, followed by hot rolling to a finish temperature of 926 ° C. and a plate thickness of 3 mm, and cooling at a cooling rate of 25 ° C./s on the run-out table. 4 (continued in Table 3), the coil was wound around the coil at various winding temperatures. A sample was cut out from the longitudinal center of the coil and subjected to the following treatment. That is, after pickling in a laboratory, cold rolling to 0.8 mm was performed, and a heat treatment equivalent to continuous annealing was performed. The annealing conditions were annealing temperature: 790 ° C., soaking: 50 s, cooling rate: about 60 ° C./s to room temperature. Thereafter, temper rolling was performed at a reduction rate of 0.8%, and subjected to a tensile test. Here, the tensile test and the measurement of the average rankford value (hereinafter referred to as r value) were carried out using No. 5 test piece described in JIS Z 2201. The r value was evaluated at 15% elongation, and measured in the rolling direction (L direction), the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction. Calculated by the formula. The test results are summarized in Tables 3 and 4.
[0032]
r = (rL + 2rD + rC) / 4
[0033]
[Table 1]

[0034]
[Table 2]

[0035]
[Table 3]

[0036]
[Table 4]

[0037]
As is apparent from Tables 3 and 4, it is understood that the steel having the components of the present invention can provide an extremely excellent material at any winding temperature as long as the temperature is 800 ° C. or lower. On the other hand, it has been clarified that the quality of the comparative steel J is inferior when the winding is performed at a high temperature and the other comparative steels are low in the winding temperature.
[Example 2]
The material properties in the longitudinal direction of the cold rolled coils of steels A, B, E, H, J, and N used in Example 1 were investigated. The test results are summarized in Table 5.
[0038]
[Table 5]

[0039]
As is apparent from Table 5, the steel manufactured according to the scope of the present invention exhibits excellent characteristics not only in the central part of the coil but also in the end part 10 m. On the other hand, in the comparative steel J, the material of the coil central portion is lower than the end portion, and in other comparative steels, the material is remarkably deteriorated as it becomes the coil end portion. The material became poor. It is clear that this tendency becomes more prominent at the end.
[0040]
Example 3
The slabs of steels B, D, E, G, H, and N in Tables 1 and 2 were heated at 1250 ° C, and after the rough rolling, coiled and immediately rewound, and then the finishing temperature was 915 ° C After finishing rolling to a plate thickness of 3 mm, cooling at a cooling rate of 20 ° C./s on the run-out table, coiled at 400 ° C. and heated at 1250 ° C., finishing temperature 915 ° C., plate thickness After performing hot rolling so as to be 3 mm, the sample was cut out from the longitudinal center of the coil wound at 400 ° C. after cooling at a cooling rate of 20 ° C./s on the run-out table. After pickling in the laboratory, it was cold rolled to 0.8 mm and subjected to a heat treatment equivalent to continuous annealing. The annealing conditions are annealing temperature: 810 ° C., soaking: 60 s, cooling rate: about 5 ° C./s from the annealing temperature to 640 ° C., and about 70 ° C./s from 640 ° C. to room temperature. Thereafter, temper rolling was performed at a rolling reduction of 0.7%, and specimens were taken from positions 10 m from the front end in the longitudinal direction, 10 m from the center, and 10 m from the end, and the same test as in Example 1 was performed. It was. The results are summarized in Table 6.
[0041]
[Table 6]

[0042]
Thus, in H and N whose components are out of the scope of the present invention, the absolute value of the r value is low regardless of whether the coil is wound or unwound after rough rolling, and the material of the end portion is further deteriorated. However, in the present invention examples of steels B, D, E, and G, the end member quality is rather improved, and the absolute value of the r value is higher than that in the case where no rewinding / rewinding is performed.
Example 4
Using steels B, E, F, H, K, and M in Table 1, hot rolling was performed under the same conditions as in Example 1 (coiling temperature: 590 ° C.), then pickling with an actual machine, and rolling The steel sheet was cold-rolled at a rate of 80% and passed through a continuous hot-dip galvanizing line using an in-line annealing method. At this time, after heating at a maximum heating temperature of 820 ° C., cooling, performing conventional hot dip galvanizing at 470 ° C. (Al concentration in the bath is 0.12%), and further heating at 550 ° C. for about 15 seconds. The treatment was performed. Furthermore, 0.7% temper rolling was performed to evaluate mechanical properties and plating adhesion. The results obtained are summarized in Table 7.
[0043]
Here, the plating adhesion was determined by performing 180 contact bending and determining the peeling state of the zinc film from the amount of peeling plating adhered to the tape after peeling off the adhesive tape to the bent portion. Evaluation was made in the following five stages.
1: Large peeling, 2: During peeling, 3: Small peeling, 4: Small amount of peeling, 5: No peeling
[0044]
[Table 7]

[0045]
As is apparent from Table 7, the alloyed hot-dip galvanized steel sheet produced according to the scope of the present invention exhibits excellent characteristics regardless of the coil part. On the other hand, in the comparative steel, the variation depending on the coil part was large.
[0046]
【The invention's effect】
  As described above, according to the present invention, the coiling temperature after hot rolling can be lowered, and a material having excellent uniformity in the longitudinal direction and the width direction of the coil can be obtained. The end can be a product. In addition, when the high-strength steel sheet of the present invention is applied to automobiles, the sheet thickness can be reduced, so that fuel efficiency is improved, and it can contribute to global environmental problems that have become a major problem in recent years. The value is great.
  Further, when C, Si, Mn, P, S, Al, N, Ti are included in a specific range, and Ti is Ti * = Ti-3.42N, Ti * / S ≧ 1 and Ti * / C> 9, or the calculation amount L of solute C before winding (the larger value of (C-Ti * / 8) and (C-0.8S × 12/32)) is L <0.0005 Steel that satisfies the conditions is heated at 1210 ° C. or more and 1250 ° C. or less and rough-rolled, and then the coarse bar is wound into a coil shape and then rewound, and then finish rolling at a specific temperature is performed, winding and precipitation is performed as MnS. By defining the ratio of S amount, cold rolling, annealing at the recrystallization temperature or higher, Ti ₄ C ₂ S ₂ The cold-rolled steel sheet with uniform tensile strength (TS), rankford value (r) and bending rigidity (El) at the longitudinal end side and the central portion can be promoted. There is an effect that can be obtained.
  In addition to the above, after rough rolling, the coarse bar is wound into a coil shape, and after rewinding, the finishing temperature ≧ (Ar _Three -100) ° C. finish rolling, and the effect of introducing strain due to the winding and rewinding of the coarse bar performed previously is Ti ₄ C ₂ S ₂ By promoting the precipitation, there is an effect that a cold-rolled steel sheet can be obtained in which the tensile strength, the Lankford value and the bending rigidity are uniformized at the end and the center in the longitudinal direction.

Claims (6)

質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００７％、
Ｓｉ：０．００５〜０．８％、
Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７％以下
を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ₃ −１００）℃の仕上圧延を施し、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.0005 to 0.007%,
Si: 0.005 to 0.8%,
Mn: 0.01 to 0.15%,
P: 0.2% or less,
S: 0.004 to 0.02%,
Al: 0.005 to 0.1%,
N: When 0.007% or less is included and Ti is Ti * = Ti-3.42N, Ti * / S ≧ 1 and Ti * / C> 9, or solid solution C before winding The amount of calculation L (the larger value of (C−Ti * / 8) and (C−0.8S × 12/32)) satisfies the condition of L <0.0005, and Ti: 0.01 to 0 .1% of steel, the balance being iron and inevitable impurities steel is heated at 1210 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and after rough rolling, the coarse bar is wound into a coil shape and unwound, Finish rolling at a finishing temperature ≧ (Ar ₃ -100) ° C., wound in a temperature range from room temperature to 800 ° C., and out of the total amount of S, the proportion K of S amount precipitated as MnS (= (S% asMnS) / (Total S%)) is set to K ≦ 0.2, and after pickling, it is cold-rolled at a reduction rate of ≧ 60%, and more than the recrystallization temperature. A method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent workability uniformity, characterized by annealing at a temperature. 質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．００７％、
Ｓｉ：０．００５〜０．８％、
Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、
Ｐ：０．２％以下、
Ｓ：０．００４〜０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００７％以下
を含み、さらにＴｉを、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−３．４２Ｎとするとき、Ｔｉ＊／Ｓ≧１で、かつＴｉ＊／Ｃ＞９、または巻取り前の固溶Ｃの計算量Ｌ（（Ｃ−Ｔｉ＊／８）と（Ｃ−０．８Ｓ×１２／３２）の大きい方の値）がＬ＜０．０００５の条件を満たし、かつＴｉ：０．０１〜０．１％の範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼を、１２１０℃以上１２５０℃以下で加熱し、粗圧延した後、粗バーをコイル状に巻取り、巻戻した後に、仕上温度≧（Ａｒ ₃ −１００）℃の仕上圧延を施して、先に行った粗バーの巻取り巻き戻しによる歪の導入効果によりＴｉ _４ Ｃ _２ Ｓ _２ の析出を促進した後に、室温から８００℃の温度範囲で巻取り、全Ｓ量のうち、ＭｎＳとして析出するＳ量の割合Ｋ（＝（Ｓ％ ａｓＭｎＳ）／（全Ｓ％））をＫ≦０．２とし、酸洗後、圧下率≧６０％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以上で焼鈍することにより、コイル巻取りした鋼板の長手方向における中心部側と端部側における引張強さとランクフォード値と曲げ剛性の均一化をなしたことを特徴とする加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.0005 to 0.007%,
Si: 0.005 to 0.8%,
Mn: 0.01 to 0.15%,
P: 0.2% or less,
S: 0.004 to 0.02%,
Al: 0.005 to 0.1%,
N: 0.007% or less
In addition, when Ti is Ti * = Ti-3.42N, Ti * / S ≧ 1, and Ti * / C> 9, or a calculated amount L of solid solution C before winding ((C -Ti * / 8) and (the larger value of (C-0.8S × 12/32)) satisfy the condition of L <0.0005, and Ti: contained in the range of 0.01 to 0.1% The remainder is heated at 1210 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower and steel is made of iron and unavoidable impurities. After rough rolling, the coarse bar is wound into a coil and unwound, and then the finishing temperature ≧ (Ar ₃ -100) ° C. finish rolling is performed, and after the precipitation of Ti ₄ C ₂ S ₂ is promoted by the effect of introducing strain due to the winding and unwinding of the rough bar performed earlier, the winding is performed in the temperature range from room temperature to 800 ° C. , Ratio K of S amount precipitated as MnS out of total S amount (= (S% asMnS) / (total S%)) is set to K ≦ 0.2, pickled, cold-rolled at a reduction rate of ≧ 60%, and further annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature. A method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent workability uniformity, characterized in that the tensile strength, the Lankford value and the bending rigidity are uniformized in the center side and the end side in the direction . 鋼成分として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。The method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent workability uniformity according to claim 1 or 2 , further comprising, as a steel component, B: 0.0001 to 0.0030% by mass %. . 仕上圧延前に、先行材の後端部と後行材の先端部を接合して仕上圧延に供することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の加工性の均一性に優れた冷延鋼板の製造方法。The finish end of the preceding material and the end of the succeeding material are joined to the finish rolling before the finish rolling, so that the uniformity of workability according to any one of claims 1 to 3 is achieved. A method for producing an excellent cold-rolled steel sheet. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の冷間圧延後の焼鈍に代えて、ライン内焼鈍炉を有する連続溶融亜鉛めっきラインで再結晶温度以上で焼鈍を施し、冷却過程中に亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。It replaces with the annealing after the cold rolling of any one of Claims 1-4 , it anneals above the recrystallization temperature with the continuous hot-dip galvanizing line which has an in-line annealing furnace, and galvanizes during a cooling process. A method for producing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability uniformity. 請求項５に記載の亜鉛めっき後に、さらに４００〜６００℃の温度範囲で合金化処理を施すことを特徴とする加工性の均一性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。6. A method for producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability uniformity, further comprising performing an alloying treatment in a temperature range of 400 to 600 [deg.] C. after galvanizing according to claim 5 .