JP5245647B2 - プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、携帯電話、デジタルカメラ等に適用されるリレー、高効率モータおよび応答性に優れたソレノイド等に供する鋼板として好適なプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車、通信各種リレーおよびモータヨークなどに電磁軟鉄（SUYP相当）が使用されているが、最近では、携帯電話やデジタルカメラの普及に伴い小型高性能モータへの適用も増えつつある。
一方、比較的大型のモータ、リレーなどには、従来、要求性能に見合った炭素鋼が適用される場合が多かった。しかしながら、かような比較的大型デバイスに対しても、地球環境問題の観点から高効率化の要求が高まっており、またコストの観点からも、従来から使用されてきた炭素鋼の代替手段として純鉄系の電磁軟鉄の適用が検討されている。
一方、比較的大型のモータ、リレーなどには、従来、要求性能に見合った炭素鋼が適用される場合が多かった。しかしながら、かような比較的大型デバイスに対しても、地球環境問題の観点から高効率化の要求が高まっており、またコストの観点からも、従来から使用されてきた炭素鋼の代替手段として純鉄系の電磁軟鉄の適用が検討されている。
純鉄系の電磁軟鉄の適用に関し、例えばブラウン管サポートフレーム用の鋼板として適用した例が、特許文献１および特許文献２に開示されている。
これらはいずれも、成分調整により粒成長性を高めると共に、熱間圧延時にＡr3点以下の二相域で圧延することにより熱延板の粒径を粗大化することによって、磁気特性を向上させようとする技術である。
しかしながら、このような単純なフェライト粒の粗大化では、磁気特性は向上するものの、プレス成形性が劣化し、所望の形状に加工できないという問題があった。
特開平３−５３０２３号公報
特開平２−２５０９４２号公報
これらはいずれも、成分調整により粒成長性を高めると共に、熱間圧延時にＡr3点以下の二相域で圧延することにより熱延板の粒径を粗大化することによって、磁気特性を向上させようとする技術である。
しかしながら、このような単純なフェライト粒の粗大化では、磁気特性は向上するものの、プレス成形性が劣化し、所望の形状に加工できないという問題があった。
また、磁気シールド材の技術ではないが、一般の加工用鋼板の分野で、プレス成形性を向上させるために冷間圧延を行って鋼板のｒ値を高める方法がある。しかしながら、ｒ値を高めることは、材料の（111）面方位の集積度を高めることと同義であり、（111）面方位は磁気特性にとっては不利な面であるため、肝心の磁気特性の劣化が避けられない。従来、一般の加工用鋼板の分野で、高ｒ値と高磁気特性を両立させた例は見当たらない。
一方、冷間圧延した電磁軟鉄鋼板としては、例えば特許文献３や特許文献４がある。
特許文献３に開示の技術は、粒成長性を良好にするための成分限定と、熱延板の粗粒組織化に起因する最終製品での粗粒化および最終製品での（100）面方位への集積により、磁気特性の改善を図る技術である。しかしながら、（100）面方位に集積した粗粒組織は、プレス成形性に難があり、その使用が限定されるという問題があった。
また、特許文献４に開示の技術は、成分や介在物を限定して、粒成長性を向上させる技術である。しかしながら、この場合も、特許文献３と同様に、最終製品では（100）面方位に集積した粗粒組織が得られるため、プレス成形性に問題が残る。
特開平５−７８７４２号公報
特開平１１−５０２０７号公報
特許文献３に開示の技術は、粒成長性を良好にするための成分限定と、熱延板の粗粒組織化に起因する最終製品での粗粒化および最終製品での（100）面方位への集積により、磁気特性の改善を図る技術である。しかしながら、（100）面方位に集積した粗粒組織は、プレス成形性に難があり、その使用が限定されるという問題があった。
また、特許文献４に開示の技術は、成分や介在物を限定して、粒成長性を向上させる技術である。しかしながら、この場合も、特許文献３と同様に、最終製品では（100）面方位に集積した粗粒組織が得られるため、プレス成形性に問題が残る。
上述したように、従来の電磁軟鉄鋼板は、磁気特性を向上させるための粗粒化に主眼をおいていたため、プレス成形性に劣る鋼板しか得られていないのが現状である。
これら相反する要求特性を両立させるべく検討されたものとして、特許文献５が知られている。この特許文献５の技術は、最終製品（冷延鋼板）においてプレス成形性に有利な（111）面への集積を高めるために、熱延板段階では細粒組織とするものであるが、例えば大型で高効率が求められるモータヨーク材やソレノイドカバー等の素材としては、より板厚の厚い熱延鋼板が求められるため、この技術を適用して製造することはできない。
特開２００７−２７７６９９号公報
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、磁気特性に優れかつプレス成形性に優れた熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ね、特に抜本的に鋼板の合金設計を見直した結果、熱延鋼板においてプレス成形性に有利な（111）面への集積度を高めることと、磁気特性に有利な粗大粒を得るために、熱間圧延をフェライト域温度にて終了させ、その後に適正な温度で焼鈍した組織とすることが有効であることを見出した。
すなわち、（111）の発達を促す歪を熱延最終圧延工程で蓄積させ、次の焼鈍工程にて歪を核として始まる再結晶と同時に（111）方位面の発達を可能とし、焼鈍温度の変更により結晶粒の大きさを制御することによって、磁気シールド性とプレス成形性に優れた熱延鋼板が得られることを見出した。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
すなわち、（111）の発達を促す歪を熱延最終圧延工程で蓄積させ、次の焼鈍工程にて歪を核として始まる再結晶と同時に（111）方位面の発達を可能とし、焼鈍温度の変更により結晶粒の大きさを制御することによって、磁気シールド性とプレス成形性に優れた熱延鋼板が得られることを見出した。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が40μm以上で、かつ平均ランクフォード値（平均ｒ値）：1.0 以上、保磁力：79.6 A/m以下であることを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板。
１．質量％で、
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が40μm以上で、かつ平均ランクフォード値（平均ｒ値）：1.0 以上、保磁力：79.6 A/m以下であることを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板。
２．上記１において、ｒ値の面内異方性（Δｒ値）が0.3以下であることを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板。
３．質量％で、
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、1000〜1180℃に加熱したのち、仕上げ温度：600〜750℃で熱間圧延を終了したのち、750〜850℃の温度域で焼鈍を施すことを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、1000〜1180℃に加熱したのち、仕上げ温度：600〜750℃で熱間圧延を終了したのち、750〜850℃の温度域で焼鈍を施すことを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
４．上記３において、熱間圧延後の焼鈍温度を750℃以上 800℃未満としたことを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、平均結晶粒径が40μm以上で、かつ平均ランクフォード値（平均ｒ値）が1.0 以上、保磁力が79.6 A/m以下である熱延鋼板が得られ、この熱延鋼板は磁気特性とプレス成形性の双方に優れているため、産業上極めて有用である。
本発明の熱延鋼板は、粒成長性を向上させるために、鋼中固溶Al量を低減させ、粒成長性を著しく阻害する微細AlＮの生成を抑制することが第１のポイントである。
また、熱間圧延温度をフェライト域温度で行い、その後750〜850℃で焼鈍することによって粗大な結晶粒を（111）面に集積させ、プレス成形性を向上させることが第２のポイントである。
また、熱間圧延温度をフェライト域温度で行い、その後750〜850℃で焼鈍することによって粗大な結晶粒を（111）面に集積させ、プレス成形性を向上させることが第２のポイントである。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼片の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.005％以下
Ｃは、炭化物を形成して磁気特性を劣化させる元素であるため、その含有は少ない方が好ましく、それ故Ｃの上限は0.005％とする。より好ましくは0.004％以下である。
まず、本発明において、鋼片の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.005％以下
Ｃは、炭化物を形成して磁気特性を劣化させる元素であるため、その含有は少ない方が好ましく、それ故Ｃの上限は0.005％とする。より好ましくは0.004％以下である。
Si：0.1％以下
Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、固溶強化元素としても有用な元素である。しかしながら、過度の添加は表面性状を劣化させるため、その上限を0.1％とする。また、耐食性を高めるために化成処理性が必要な用途に用いる場合は、化成処理膜の密着性の観点からその上限を0.03％とすることが好ましい。
Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、固溶強化元素としても有用な元素である。しかしながら、過度の添加は表面性状を劣化させるため、その上限を0.1％とする。また、耐食性を高めるために化成処理性が必要な用途に用いる場合は、化成処理膜の密着性の観点からその上限を0.03％とすることが好ましい。
Mn：0.1〜0.5％
Mnは、硫化物を形成して熱間脆性を改善する元素であるため、0.1％以上の添加を必要とする。一方、コストアップの観点からその上限は0.5％とする。
Mnは、硫化物を形成して熱間脆性を改善する元素であるため、0.1％以上の添加を必要とする。一方、コストアップの観点からその上限は0.5％とする。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、固溶強化元素として有効であるので0.005％以上含有させることが好ましいが、 0.1％を超えて含有すると粒界に偏析して粒成長性を阻害するため、その上限を0.1％とする。
Ｐは、固溶強化元素として有効であるので0.005％以上含有させることが好ましいが、 0.1％を超えて含有すると粒界に偏析して粒成長性を阻害するため、その上限を0.1％とする。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、硫化物を形成して磁気特性を劣化させる元素であるため、その上限を0.01％とする。
Ｓは、硫化物を形成して磁気特性を劣化させる元素であるため、その上限を0.01％とする。
sol.Al：0.004％以下
sol.Alは、微細な窒化物を形成することによって粒成長性を阻害し磁気特性を著しく劣化させる。従って、sol.Alの含有は極力少なくすることが望ましく、その上限を0.004％とする。より好ましくは0.002％以下である。
sol.Alは、微細な窒化物を形成することによって粒成長性を阻害し磁気特性を著しく劣化させる。従って、sol.Alの含有は極力少なくすることが望ましく、その上限を0.004％とする。より好ましくは0.002％以下である。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、少ないほど望ましく、0.005％を超えて含有すると、析出物を形成して粒成長性を阻害し磁気特性を劣化させるため、その上限を0.005％とする。より好ましくは0.003％以下である。
Ｎは、少ないほど望ましく、0.005％を超えて含有すると、析出物を形成して粒成長性を阻害し磁気特性を劣化させるため、その上限を0.005％とする。より好ましくは0.003％以下である。
Ｏ：0.02％以下
Ｏは、介在物を生成させて磁気特性や加工性を劣化させるため、その含有は少ないほど好ましい。それ故、Ｏの上限は0.02％とする。ただし、過度な低減は固溶Alや固溶Siの増加を招くため、その下限は0.003％とすることが好ましい。
Ｏは、介在物を生成させて磁気特性や加工性を劣化させるため、その含有は少ないほど好ましい。それ故、Ｏの上限は0.02％とする。ただし、過度な低減は固溶Alや固溶Siの増加を招くため、その下限は0.003％とすることが好ましい。
以上、本発明の成分組成範囲について説明したが、本発明では、鋼板の結晶粒径および（111）面への集積度を示すランクフォード値（ｒ値）も重要である。
平均結晶粒径：40μm以上
結晶粒径は、磁気シールド材に必要な磁気特性、特に低保磁力を得るために、粗大であることが好ましい。すなわち、平均結晶粒径が40μm未満では、保磁力が本発明で目標とする79.6 A/mを超えて高くなってしまうため、40μm以上とする必要がある。
平均結晶粒径：40μm以上
結晶粒径は、磁気シールド材に必要な磁気特性、特に低保磁力を得るために、粗大であることが好ましい。すなわち、平均結晶粒径が40μm未満では、保磁力が本発明で目標とする79.6 A/mを超えて高くなってしまうため、40μm以上とする必要がある。
平均ランクフォード値（平均ｒ値）≧1.0
鋼板の結晶方位を制御し、（111）面への集積を高めることによってｒ値が向上する。本発明では、このランクフォード値（ｒ値）の平均値（平均ｒ値）を1.0以上に限定し、良好なプレス成形性を確保する。
なお、ここで平均ｒ値は次式(1)にて求められる。
平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４ --- (1)
ただし、ｒLは圧延方向に平行な方向、ｒDは圧延方向に対して45°方向、ｒCは圧延方向に対して90°方向のｒ値である。
鋼板の結晶方位を制御し、（111）面への集積を高めることによってｒ値が向上する。本発明では、このランクフォード値（ｒ値）の平均値（平均ｒ値）を1.0以上に限定し、良好なプレス成形性を確保する。
なお、ここで平均ｒ値は次式(1)にて求められる。
平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４ --- (1)
ただし、ｒLは圧延方向に平行な方向、ｒDは圧延方向に対して45°方向、ｒCは圧延方向に対して90°方向のｒ値である。
熱延鋼板で（111）面への集積を高めるためには、フェライト域での仕上げ圧延とその後の焼鈍を必要条件とする。仕上げ圧延温度は、鋼のフェライト域温度であれば良く、低いほどランクフォード値の向上が見込まれるが、一方で圧延荷重の増大を招くので、圧延機の能力を考慮して設定される。
焼鈍温度は高いほど最終製品である熱延鋼板の粒径が大きくなるため、磁気特性には有利になるが、Δｒ即ちｒ値の面内異方性が大きくなり、絞り加工後のフランジ端部形状が不揃いになるため上限が設けられ、850℃以下とする必要がある。特に好ましくは800℃未満である。
焼鈍温度は高いほど最終製品である熱延鋼板の粒径が大きくなるため、磁気特性には有利になるが、Δｒ即ちｒ値の面内異方性が大きくなり、絞り加工後のフランジ端部形状が不揃いになるため上限が設けられ、850℃以下とする必要がある。特に好ましくは800℃未満である。
なお、ここでΔｒは次式(2)にて求められる。
Δｒ値＝（ｒL−２×ｒD＋ｒC）／２ --- (2)
ただし、ｒLは圧延方向に平行な方向、ｒDは圧延方向に対して45°方向、ｒCは圧延方向に対して90°方向のｒ値である。
本発明では、上記した絞り加工後のフランジ端部形状の不揃いなど、絞り加工時における異方性の問題を防止するために、Δｒ≦0.3とすることが好ましい。特に好ましくはΔｒ≦0.2である。
Δｒ値＝（ｒL−２×ｒD＋ｒC）／２ --- (2)
ただし、ｒLは圧延方向に平行な方向、ｒDは圧延方向に対して45°方向、ｒCは圧延方向に対して90°方向のｒ値である。
本発明では、上記した絞り加工後のフランジ端部形状の不揃いなど、絞り加工時における異方性の問題を防止するために、Δｒ≦0.3とすることが好ましい。特に好ましくはΔｒ≦0.2である。
なお、本発明の熱延鋼板では、冷延鋼板に較べて工程が少ない分、安価に素材を提供することができるが、薄物製品の製造は困難なため、その板厚は好ましくは1.2mm以上である。
次に、本発明の製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼片を、1000〜1180℃に加熱したのち、600〜750℃の仕上げ温度で熱間圧延する。加熱温度が1000℃未満では、初期オーステナイト粒の大きさが十分得られないため、仕上げ圧延後の粒径を粗大なまま得ることが難しく、一方1180℃を超えると、MnＳなどが固溶して熱延板に微細に析出し、その後の焼鈍時における粒成長性が阻害されるので、加熱温度は1000〜1180℃の範囲に限定した。
また、仕上げ圧延温度は、フェライト単相域とする必要がある。そこで、本発明では、仕上げ圧延温度は600〜750℃の範囲に限定した。
上記の好適成分組成に調整した鋼片を、1000〜1180℃に加熱したのち、600〜750℃の仕上げ温度で熱間圧延する。加熱温度が1000℃未満では、初期オーステナイト粒の大きさが十分得られないため、仕上げ圧延後の粒径を粗大なまま得ることが難しく、一方1180℃を超えると、MnＳなどが固溶して熱延板に微細に析出し、その後の焼鈍時における粒成長性が阻害されるので、加熱温度は1000〜1180℃の範囲に限定した。
また、仕上げ圧延温度は、フェライト単相域とする必要がある。そこで、本発明では、仕上げ圧延温度は600〜750℃の範囲に限定した。
ついで、巻取り後、結晶粒を粗大化するための焼鈍を施す。
巻取りに際しては、巻取り温度があまりに低いと鋼板形状が悪化するおそれがあり、一方あまりに高いと表面スケール生成量の増加によるロス（鋼素材の損失）が増え、コストアップとなるので、450〜650℃程度とすることが好ましい。
引き続く焼鈍において、焼鈍温度が750℃に満たないと十分な結晶粒の粗大化が達成されず、一方850℃を超えるとΔｒ即ち面内異方性が大きくなり、絞り加工後のフランジ端部形状が不揃いになるため、焼鈍温度は750〜850℃の範囲に限定した。特にΔｒを小さくする観点からは800℃未満とすることが好ましい。
巻取りに際しては、巻取り温度があまりに低いと鋼板形状が悪化するおそれがあり、一方あまりに高いと表面スケール生成量の増加によるロス（鋼素材の損失）が増え、コストアップとなるので、450〜650℃程度とすることが好ましい。
引き続く焼鈍において、焼鈍温度が750℃に満たないと十分な結晶粒の粗大化が達成されず、一方850℃を超えるとΔｒ即ち面内異方性が大きくなり、絞り加工後のフランジ端部形状が不揃いになるため、焼鈍温度は750〜850℃の範囲に限定した。特にΔｒを小さくする観点からは800℃未満とすることが好ましい。
上記の焼鈍後、酸洗し、必要に応じて調質圧延を施して製品板とする。かくして、磁気特性とプレス成形性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
なお、本発明の熱延鋼板は、その表面に亜鉛、クロム、ニッケルといった耐食性を向上させるためのめっき処理を行ったり、また化成処理などの耐食性を向上させる処理を行っても良い。
なお、本発明の熱延鋼板は、その表面に亜鉛、クロム、ニッケルといった耐食性を向上させるためのめっき処理を行ったり、また化成処理などの耐食性を向上させる処理を行っても良い。
実施例１
表１に示す成分組成になる鋼片を、1100℃で１時間加熱後、表２に示す条件で熱間圧延を行い、2.4mm厚の熱延板とした。ついで、酸洗後、表２に示す温度で焼鈍し、製品板とした。
表１に示す成分組成になる鋼片を、1100℃で１時間加熱後、表２に示す条件で熱間圧延を行い、2.4mm厚の熱延板とした。ついで、酸洗後、表２に示す温度で焼鈍し、製品板とした。
かくして得られた熱延鋼板のＬ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向と45°をなす方向）およびＣ方向（圧延方向と90°をなす方向）からそれぞれJIS Z 2201に規定される５号試験片を切出し、JIS Z 2254の規定に準拠してそれぞれのｒ値（ｒL，ｒD，ｒC）を求め、次式に従い平均ｒ値と面内異方性（Δｒ値）を算出した。なお、付与した塑性歪は規定どおり均一伸びの範囲内で15％とした。
平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４
Δｒ値＝（ｒL−２×ｒD＋ｒC）／２
また、内径：33mm、外径：45mmのリング形状試験片を採取し、最大励磁磁界：796(A/m)での磁気測定を行った。
さらに、JIS G 0552（1998）の切断法に準拠して鋼板の平均結晶粒径を測定した。
得られた結果を表２に併記する。
平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４
Δｒ値＝（ｒL−２×ｒD＋ｒC）／２
また、内径：33mm、外径：45mmのリング形状試験片を採取し、最大励磁磁界：796(A/m)での磁気測定を行った。
さらに、JIS G 0552（1998）の切断法に準拠して鋼板の平均結晶粒径を測定した。
得られた結果を表２に併記する。
表２に示したとおり、仕上げ圧延温度の低い側で平均ｒ値の向上が認められた。この理由は、フェライト域での圧延によって蓄積される歪量に比例して（111）面方位が増えたものと考えられる。一方、焼鈍温度の高い側でも平均ｒ値の向上が認められた。この理由は、結晶粒径が大きくなっていることによるものと考えられる。また、この場合は、結晶粒が特に大きくなっているため、保磁力が低いレベルに保たれている。
実施例２
実施例１と同様にして、表３に示す成分組成になる鋼片を、表４に示す条件で処理し、製品板とした。
かくして得られた熱延鋼板の平均結晶粒径、平均ｒ値、Δｒ値および保磁力について調べた結果を表４に併記する。
実施例１と同様にして、表３に示す成分組成になる鋼片を、表４に示す条件で処理し、製品板とした。
かくして得られた熱延鋼板の平均結晶粒径、平均ｒ値、Δｒ値および保磁力について調べた結果を表４に併記する。
本発明に従い得られた発明例では、高い平均ｒ値と共に、低Δｒ値および低保磁力が得られたが、成分組成が適正範囲を逸脱する比較例では所望の特性が得られず、特に保磁力の点で劣っていた。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径が40μm以上で、かつ平均ランクフォード値（平均ｒ値）：1.0 以上、保磁力：79.6 A/m以下であることを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板。 - 請求項１において、ｒ値の面内異方性（Δｒ値）が0.3以下であることを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：0.005％以下、
Si：0.1％以下、
Mn：0.1〜0.5％、
Ｐ：0.1％以下、
Ｓ：0.01％以下、
sol.Al：0.004％以下、
Ｎ：0.005％以下および
Ｏ：0.02％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、1000〜1180℃に加熱したのち、仕上げ温度：600〜750℃で熱間圧延を終了したのち、750〜850℃の温度域で焼鈍を施すことを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 請求項３において、熱間圧延後の焼鈍温度を750℃以上 800℃未満としたことを特徴とするプレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008218270A JP5245647B2 (ja) | 2008-08-27 | 2008-08-27 | プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2008218270A JP5245647B2 (ja) | 2008-08-27 | 2008-08-27 | プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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