JP2644580B2 - 深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法 - Google Patents
深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP2644580B2 JP2644580B2 JP1083263A JP8326389A JP2644580B2 JP 2644580 B2 JP2644580 B2 JP 2644580B2 JP 1083263 A JP1083263 A JP 1083263A JP 8326389 A JP8326389 A JP 8326389A JP 2644580 B2 JP2644580 B2 JP 2644580B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cooling
- steel
- steel sheet
- temperature
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 8
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 title claims description 5
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 48
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 48
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 37
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 19
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 22
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 13
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 11
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 10
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 230000008859 change Effects 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、冷延鋼板の深絞り性を改善する技術に関す
るものである。
るものである。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 冷延鋼板は、自動車、電気機器をはじめとし、多方面
の用途に使用されている。その所定形状への成形では、
深絞り成形が多く用いられているが、より複雑な形状へ
の成形或いは加工工程簡略化の観点から、鋼板の深絞り
性改善の要望が強い。
の用途に使用されている。その所定形状への成形では、
深絞り成形が多く用いられているが、より複雑な形状へ
の成形或いは加工工程簡略化の観点から、鋼板の深絞り
性改善の要望が強い。
深絞り性改善には、Tiの添加が有効なことが知られて
おり、近年の製鋼真空脱ガス技術の発展と相俟って極低
Ｃ−Ti系鋼板が実用に供されている。具体的には、特公
昭38−19818号、特公昭42−12348号、特公昭44−18066
号、特公昭46−002738号などの既に失権した特許技術が
現在広く使われている。更に種々の新しい技術が報告さ
れており、また、それによる鋼板が実用に供されてい
る。しかし、部品メーカー側の材料品質に対する要求は
あくところがなく、深絞り性の一層優れた鋼板が望まれ
ている。
おり、近年の製鋼真空脱ガス技術の発展と相俟って極低
Ｃ−Ti系鋼板が実用に供されている。具体的には、特公
昭38−19818号、特公昭42−12348号、特公昭44−18066
号、特公昭46−002738号などの既に失権した特許技術が
現在広く使われている。更に種々の新しい技術が報告さ
れており、また、それによる鋼板が実用に供されてい
る。しかし、部品メーカー側の材料品質に対する要求は
あくところがなく、深絞り性の一層優れた鋼板が望まれ
ている。
一方、材料メーカー側においては、製造プロセスの連
続化、工期短縮などの見地から、かゝる鋼板の熱延コイ
ル巻取温度の低減が大きな課題となっている。すなわ
ち、極低Ｃ−Ti系冷延鋼板の深絞り性を高く維持するた
めには、冷延に先立つ熱延コイルの状態で鋼中のＣをTi
で十分固定しておく必要があり、従来、650℃以上でコ
イル巻取がなされているが、工期短縮などの目的から低
温巻取した場合、ＣとTiとの反応が十分起きず、深絞り
性が著しく低下する弊害があった。このため、低温巻取
が可能な深絞り用冷延鋼板の製造技術が強く求められて
いるのが現状である。
続化、工期短縮などの見地から、かゝる鋼板の熱延コイ
ル巻取温度の低減が大きな課題となっている。すなわ
ち、極低Ｃ−Ti系冷延鋼板の深絞り性を高く維持するた
めには、冷延に先立つ熱延コイルの状態で鋼中のＣをTi
で十分固定しておく必要があり、従来、650℃以上でコ
イル巻取がなされているが、工期短縮などの目的から低
温巻取した場合、ＣとTiとの反応が十分起きず、深絞り
性が著しく低下する弊害があった。このため、低温巻取
が可能な深絞り用冷延鋼板の製造技術が強く求められて
いるのが現状である。
本発明は、以上の背景のもとでなされたものであっ
て、低温巻取によっても、深絞り性の優れた冷延軟鋼板
を得ることができる方法を提供することを目的とするも
のである。
て、低温巻取によっても、深絞り性の優れた冷延軟鋼板
を得ることができる方法を提供することを目的とするも
のである。
（課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、鋭意研究を重
ねた結果、従来全く検討なされていなかったランアウト
テーブル上での鋼中ＣとTiとの析出反応に関する知見を
得て、特に熱延仕上圧延後の冷却条件を制御することに
よって、従来温度で巻取って製造する冷延鋼板の値
を一層向上でき、また、深絞り用冷延鋼板の熱延コイ
ル低温巻取も可能にする技術を確立し、ここに本発明を
なしたものである。
ねた結果、従来全く検討なされていなかったランアウト
テーブル上での鋼中ＣとTiとの析出反応に関する知見を
得て、特に熱延仕上圧延後の冷却条件を制御することに
よって、従来温度で巻取って製造する冷延鋼板の値
を一層向上でき、また、深絞り用冷延鋼板の熱延コイ
ル低温巻取も可能にする技術を確立し、ここに本発明を
なしたものである。
すなわち、本発明に係る深絞り性の優れた冷延軟鋼板
の製造方法は、C:0.001〜0.008％、Mn:0.05〜0.30％、
Ｓ≦0.015％、Ｎ≦0.005％を含有し、更にTiを0.02〜0.
1％の範囲で、かつ、次式 Ti＊/C≧4.0 但し、Ti＊＝Ti（TiasTiS＋TiasTiN） を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼の熱間圧延に際し、仕上温度がAr3点以上の
圧延を行い、仕上圧延後、15℃/s以上の平均冷却速度で
冷却した後、790〜730℃の温度範囲を６秒以上かけて冷
却することを特徴とするものである。
の製造方法は、C:0.001〜0.008％、Mn:0.05〜0.30％、
Ｓ≦0.015％、Ｎ≦0.005％を含有し、更にTiを0.02〜0.
1％の範囲で、かつ、次式 Ti＊/C≧4.0 但し、Ti＊＝Ti（TiasTiS＋TiasTiN） を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼の熱間圧延に際し、仕上温度がAr3点以上の
圧延を行い、仕上圧延後、15℃/s以上の平均冷却速度で
冷却した後、790〜730℃の温度範囲を６秒以上かけて冷
却することを特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳述する。
（作用） 本発明の技術ポイントは、極低Ｃ−Ti系鋼を圧延した
後のランアウトテーブル上での冷却過程で、冷延鋼板と
しての深絞り性が十分確保できるTiCの析出反応を起こ
させようとする点にある。
後のランアウトテーブル上での冷却過程で、冷延鋼板と
しての深絞り性が十分確保できるTiCの析出反応を起こ
させようとする点にある。
かゝる知見を得るに至った基礎実験の結果を以下に説
明する。
明する。
従来、極低Ｃ−Ti系鋼の熱間圧延後のTiC析出挙動は
調査されたことがなく、冷延鋼板に高い値を付与する
ための鋼板の熱間圧延後の冷却がどうあるべきかは不明
であった。これは、鋼のＣ量が通常0.008％以下という
極めて低濃度であるため、析出物の量が少量となり、通
常の分析精度では析出挙動の追跡が困難であったためで
ある。
調査されたことがなく、冷延鋼板に高い値を付与する
ための鋼板の熱間圧延後の冷却がどうあるべきかは不明
であった。これは、鋼のＣ量が通常0.008％以下という
極めて低濃度であるため、析出物の量が少量となり、通
常の分析精度では析出挙動の追跡が困難であったためで
ある。
本発明者は、熱間圧延後のTiC析出挙動を鋼中の固溶
Ｃ量の変化で捉え、更にそれを鋼のひずみ時効による降
伏点上昇量の変化で推定することとした。これによって
種々の興味ある知見が得られた。
Ｃ量の変化で捉え、更にそれを鋼のひずみ時効による降
伏点上昇量の変化で推定することとした。これによって
種々の興味ある知見が得られた。
まず、化学量論的に鋼中のＣを十分固定し得る量のTi
を添加した極低Ｃ−Ti系鋼（C:0.0030％、Si:0.01％、M
n:0.22％、P:0.017％、S:0.005％、Al:0.27％、N:0.002
5％）を実験室で真空溶解し、粗圧延、熱間圧延によっ
て、20mm厚の熱処理用素材を製造した。これより丸棒試
験片を採取し、種々の熱間圧延加工のシミュレーション
に供した。熱処理後の試験片は、常温で更に５％の引張
ひずみを付与した後、170℃×10分の促進時効処理を施
して破断に至る引張試験に供した。最終の引張試験時の
降伏応力と５％ひずみ付与時の応力との差ΔYP（kgf/mm
2）を鋼中に固溶するＣに起因するひずみ時効の量とし
た。すなわち、ΔYPが大きいほど熱間加工後の試片に固
溶しているＣ量が多いことを意味しており、TiとＣとの
析出反応が遅れていることを示す。一般にΔYP1kgf/mm2
の変化が固溶Ｃ量２〜5ppmの変化に相当するとされてい
る。
を添加した極低Ｃ−Ti系鋼（C:0.0030％、Si:0.01％、M
n:0.22％、P:0.017％、S:0.005％、Al:0.27％、N:0.002
5％）を実験室で真空溶解し、粗圧延、熱間圧延によっ
て、20mm厚の熱処理用素材を製造した。これより丸棒試
験片を採取し、種々の熱間圧延加工のシミュレーション
に供した。熱処理後の試験片は、常温で更に５％の引張
ひずみを付与した後、170℃×10分の促進時効処理を施
して破断に至る引張試験に供した。最終の引張試験時の
降伏応力と５％ひずみ付与時の応力との差ΔYP（kgf/mm
2）を鋼中に固溶するＣに起因するひずみ時効の量とし
た。すなわち、ΔYPが大きいほど熱間加工後の試片に固
溶しているＣ量が多いことを意味しており、TiとＣとの
析出反応が遅れていることを示す。一般にΔYP1kgf/mm2
の変化が固溶Ｃ量２〜5ppmの変化に相当するとされてい
る。
実験では、まず、フェライト中でのTiC析出Ｃ曲線を
調査した。すなわち、熱処理用試片を1200℃で5min間加
熱した後、60℃/sで930℃まで冷却し、その温度で30％
加工した後、10℃/sで680〜820℃の間の温度まで冷却し
て恒温保持した。一定時間保持した後、60℃/sで常温ま
で急冷することによって、鋼中Ｃの状態を凍結し、その
固溶Ｃ量をΔYPで推定した。この調査結果を第１図に示
す。
調査した。すなわち、熱処理用試片を1200℃で5min間加
熱した後、60℃/sで930℃まで冷却し、その温度で30％
加工した後、10℃/sで680〜820℃の間の温度まで冷却し
て恒温保持した。一定時間保持した後、60℃/sで常温ま
で急冷することによって、鋼中Ｃの状態を凍結し、その
固溶Ｃ量をΔYPで推定した。この調査結果を第１図に示
す。
第１図において、オーステナイト域（930℃）での加
工後10℃/sで冷却した鋼は、820℃まで冷却する過程で
γ→α変態が完了しているので、恒温保持の段階ではす
べてフェライト域となっている。フェライト中のTiC析
出は比較的短時間に始まる。50％析出のＣ曲線のノーズ
は770℃付近にあり、それより高温側及び低温側では析
出が遅延することになる。本実験条件下では、770℃で
保持した場合、約4s後に初期のＣ量の50％が析出する。
この結果は、実際の熱間圧延において、仕上圧延後のラ
ンアウトテーブルでの冷却過程で、冷却条件を制御する
ことによって、従来の製品の生産性を著しく阻害せず
に、極低Ｃ−Ti素鋼のTiC析出反応を起こすことができ
ることを示唆するものであり、極めて新規な知見であ
る。但し、本発明においては、図１に示す様に、730〜7
90℃で初期のＣ量の50％以上を析出させるという観点か
ら、その保持時間を6s以上と定めた。即ち、この時間が
6s未満になると、TiCの析出がほとんど生じないか、或
は析出しても730〜790℃の徐冷温度領域において初期の
Ｃ量の50％以上を析出させることが困難になる。
工後10℃/sで冷却した鋼は、820℃まで冷却する過程で
γ→α変態が完了しているので、恒温保持の段階ではす
べてフェライト域となっている。フェライト中のTiC析
出は比較的短時間に始まる。50％析出のＣ曲線のノーズ
は770℃付近にあり、それより高温側及び低温側では析
出が遅延することになる。本実験条件下では、770℃で
保持した場合、約4s後に初期のＣ量の50％が析出する。
この結果は、実際の熱間圧延において、仕上圧延後のラ
ンアウトテーブルでの冷却過程で、冷却条件を制御する
ことによって、従来の製品の生産性を著しく阻害せず
に、極低Ｃ−Ti素鋼のTiC析出反応を起こすことができ
ることを示唆するものであり、極めて新規な知見であ
る。但し、本発明においては、図１に示す様に、730〜7
90℃で初期のＣ量の50％以上を析出させるという観点か
ら、その保持時間を6s以上と定めた。即ち、この時間が
6s未満になると、TiCの析出がほとんど生じないか、或
は析出しても730〜790℃の徐冷温度領域において初期の
Ｃ量の50％以上を析出させることが困難になる。
次に、TiC析出反応は、恒温保持に至る冷却速度によ
っても影響を受けるとの考えから、加工後の冷却速度の
影響を調査した。鋼のＣ量の50％が析出する温度と時間
の関係を第２図に示す。第２図において、冷却速度が10
℃/sの場合と60℃/sの場合を比較すると、TiCの析出は
高冷却速度で、より促進され、両者の間に約10倍の析出
速度の差が認められる。
っても影響を受けるとの考えから、加工後の冷却速度の
影響を調査した。鋼のＣ量の50％が析出する温度と時間
の関係を第２図に示す。第２図において、冷却速度が10
℃/sの場合と60℃/sの場合を比較すると、TiCの析出は
高冷却速度で、より促進され、両者の間に約10倍の析出
速度の差が認められる。
これらの実験結果より判断すると、実際の熱間圧延ラ
インでは、仕上圧延後、鋼板を中間保持温度領域まで急
冷した後、一定時間の徐冷却を施すことによって、TiC
析出を促進させることができる。ランアウトテーブル上
で十分なTiC析出を図ることができれば、その後のコイ
ル巻取は従来のような高温にする必要はなくなり、冷却
ヤードでのコイル冷却のための長い時間が鋼板の製造工
期から省略されることになり、製造工程の連続化に大き
く寄与する。
インでは、仕上圧延後、鋼板を中間保持温度領域まで急
冷した後、一定時間の徐冷却を施すことによって、TiC
析出を促進させることができる。ランアウトテーブル上
で十分なTiC析出を図ることができれば、その後のコイ
ル巻取は従来のような高温にする必要はなくなり、冷却
ヤードでのコイル冷却のための長い時間が鋼板の製造工
期から省略されることになり、製造工程の連続化に大き
く寄与する。
また、本知見は、従来の高温巻取の場合にも活用され
る。すなわち、高温巻取の弊害は、巻取後の徐冷で十分
なTiC析出反応が期待できないコイル先後端部の低温或
いは急冷部分を次工程で切捨てることによる製品歩留り
の低下であるが、コイル巻取以前に十分なTiC析出が図
れていれば切捨ての必要もなく、コイル全長にわたって
安定した品質とすることができる。
る。すなわち、高温巻取の弊害は、巻取後の徐冷で十分
なTiC析出反応が期待できないコイル先後端部の低温或
いは急冷部分を次工程で切捨てることによる製品歩留り
の低下であるが、コイル巻取以前に十分なTiC析出が図
れていれば切捨ての必要もなく、コイル全長にわたって
安定した品質とすることができる。
ΔYPと鋼中固溶Ｃ量との関係については、従来より幾
つか報告があり、厳密に定量化して対応づけるのは困難
である。本実験の別の調査では、熱延板の状態で固溶Ｃ
量が低減している鋼は、冷延後連続焼鈍した鋼板の値
が明らかに向上していた。本発明では、ランアウトテー
ブル上での冷却過程でΔYPが1kgf/mm2以下になる条件を
発明範囲として規定しており（第３図参照）、1kgf/mm2
のΔYPが認められる固溶Ｃ量を7ppmとした。前述のΔYP
1kgf/mm2の変化に対応する固溶Ｃ量の変化（２〜5ppm）
と異なるのは、鋼中に固溶Ｃが２〜3ppm存在していて
も、それが粒界などに比較的安定して存在しているため
か、ΔYPとしては現われないためである。すなわち、鋼
中固溶Ｃが7ppm前後になってΔYPの絶対値が1kgf/mm2と
なる。この点、従来の冷却方法ではコイルを低温で巻取
った場合、3kgf/mm2以上のΔYPに相当する固溶Ｃが残存
することになり、これにより製造した冷延鋼板の値は
極めて低い。
つか報告があり、厳密に定量化して対応づけるのは困難
である。本実験の別の調査では、熱延板の状態で固溶Ｃ
量が低減している鋼は、冷延後連続焼鈍した鋼板の値
が明らかに向上していた。本発明では、ランアウトテー
ブル上での冷却過程でΔYPが1kgf/mm2以下になる条件を
発明範囲として規定しており（第３図参照）、1kgf/mm2
のΔYPが認められる固溶Ｃ量を7ppmとした。前述のΔYP
1kgf/mm2の変化に対応する固溶Ｃ量の変化（２〜5ppm）
と異なるのは、鋼中に固溶Ｃが２〜3ppm存在していて
も、それが粒界などに比較的安定して存在しているため
か、ΔYPとしては現われないためである。すなわち、鋼
中固溶Ｃが7ppm前後になってΔYPの絶対値が1kgf/mm2と
なる。この点、従来の冷却方法ではコイルを低温で巻取
った場合、3kgf/mm2以上のΔYPに相当する固溶Ｃが残存
することになり、これにより製造した冷延鋼板の値は
極めて低い。
本発明は、以上の実験結果に基づいてなされたもので
あり、以下に各条件の限定理由を示す。
あり、以下に各条件の限定理由を示す。
まず、本発明における化学成分の限定理由を説明す
る。
る。
C: Ｃ量が少ないほど冷延鋼板の深絞り性が向上するが、
本発明の効果を顕著に発揮させるためには0.001％以上
が必要である。しかし、伸びを高く保ち、降伏点を低く
保って材料の成形性を高く維持するためには、上限を0.
008％に止める。
本発明の効果を顕著に発揮させるためには0.001％以上
が必要である。しかし、伸びを高く保ち、降伏点を低く
保って材料の成形性を高く維持するためには、上限を0.
008％に止める。
Mn: Mnは鋼の熱間脆性軽減の観点から0.05％以上が必要で
ある。しかし、多くなりすぎると鋼の強度が上昇し、伸
びの劣化が大きくなるため、0.30％を上限とする。
ある。しかし、多くなりすぎると鋼の強度が上昇し、伸
びの劣化が大きくなるため、0.30％を上限とする。
S: Ｓは少ないほど好ましい。ＳはTiと結合する温度が高
いため、鋼中TiはＣと結合する前にTiSとなる。Ｓ量が
多い場合、Ｃと結合するTiの量は減少する。これを考慮
した多量のTi添加はコスト上昇をもたらすので、Ｓ量は
0.015％以下とする。
いため、鋼中TiはＣと結合する前にTiSとなる。Ｓ量が
多い場合、Ｃと結合するTiの量は減少する。これを考慮
した多量のTi添加はコスト上昇をもたらすので、Ｓ量は
0.015％以下とする。
N: Ｎは少ないほど好ましい。その理由はＳの場合と同じ
であり、Ｎ量は0.005％以下とする。
であり、Ｎ量は0.005％以下とする。
Ti: Tiは本発明の基本元素であり、その量はＣと並んで極
めて重要である。すなわち、Ti量が少なすぎると鋼中Ｃ
を十分固定できず、深絞り性が劣化するので、0.02％は
必要である。一方、過度のTi量はコスト上昇が大きくな
るほか、鋼の再結晶温度を上昇させて焼鈍の操業性を阻
害するため、0.1％以下とする。
めて重要である。すなわち、Ti量が少なすぎると鋼中Ｃ
を十分固定できず、深絞り性が劣化するので、0.02％は
必要である。一方、過度のTi量はコスト上昇が大きくな
るほか、鋼の再結晶温度を上昇させて焼鈍の操業性を阻
害するため、0.1％以下とする。
但し、Ti量が少ない場合でもＣと結合するための十分
な量のTiを確保する必要がある。したがって、Ti＊/C≧
4.0を満足する必要がある。なお、Ti＊は、Ti＊＝（全T
i量）−（TiS及びTiNとして計算されるTi量）で定義さ
れる量（wt％）である。
な量のTiを確保する必要がある。したがって、Ti＊/C≧
4.0を満足する必要がある。なお、Ti＊は、Ti＊＝（全T
i量）−（TiS及びTiNとして計算されるTi量）で定義さ
れる量（wt％）である。
なお、本発明は、更に以下の元素を含んでもその主旨
が損なわれることはない。Si、Cr、Mo、Ni、Cuはそれぞ
れ0.1％以下、Ｖは0.05％以下、Ｂは0.001％以下、Nbは
0.04％以下、Ｐは0.02％以下である。
が損なわれることはない。Si、Cr、Mo、Ni、Cuはそれぞ
れ0.1％以下、Ｖは0.05％以下、Ｂは0.001％以下、Nbは
0.04％以下、Ｐは0.02％以下である。
次に本発明の製造条件について説明する。
上記化学成分を有する鋼の鋳造及び熱間圧延での仕上
圧延以前の工程は、特にその条件を規定する必要はな
い。
圧延以前の工程は、特にその条件を規定する必要はな
い。
しかし、熱間圧延の仕上温度はAr3点以上とする。Ar3
点より低い温度で仕上圧延すると、板厚方向の集合組織
が不均一になって高い値が確保できない。
点より低い温度で仕上圧延すると、板厚方向の集合組織
が不均一になって高い値が確保できない。
仕上圧延後、15℃/s以上の冷却速度で急冷するのは、
その後の一定温度範囲での徐冷で十分なTiC析出反応を
起こさせるためである。冷却速度の上限は特に規定しな
いが、通常の冷却設備では100℃/s以下が望ましい。
その後の一定温度範囲での徐冷で十分なTiC析出反応を
起こさせるためである。冷却速度の上限は特に規定しな
いが、通常の冷却設備では100℃/s以下が望ましい。
仕上圧延後急冷された鋼板は790〜730℃間で徐冷する
必要がある。かゝる温度範囲を６秒以上かけて冷却した
鋼板は、ΔYP≦1kgf/mm2、すなわち、鋼中固溶Ｃ量≦7p
pmとし得る。冷却時間の上限は特に規定しないが、生産
性の点から30秒以下が望ましい。この温度範囲を徐冷し
た後の冷却は特に規定しない。低温まで急冷しても、70
0℃前後の温度でコイル巻取りしてもよい。それぞれの
利点は前述したとおりである。
必要がある。かゝる温度範囲を６秒以上かけて冷却した
鋼板は、ΔYP≦1kgf/mm2、すなわち、鋼中固溶Ｃ量≦7p
pmとし得る。冷却時間の上限は特に規定しないが、生産
性の点から30秒以下が望ましい。この温度範囲を徐冷し
た後の冷却は特に規定しない。低温まで急冷しても、70
0℃前後の温度でコイル巻取りしてもよい。それぞれの
利点は前述したとおりである。
なお、酸洗、冷間圧延及び再結晶焼鈍は常法に従えば
よい。高値を確保するためには、冷間圧延の圧下率は
70％以上が望ましい。再結晶焼鈍は、箱焼鈍の場合には
650℃以上とするのがよく、連続焼鈍の場合には750℃以
上として実施するのが望ましい。連続焼鈍は溶融亜鉛め
っきラインで実施しても良い。
よい。高値を確保するためには、冷間圧延の圧下率は
70％以上が望ましい。再結晶焼鈍は、箱焼鈍の場合には
650℃以上とするのがよく、連続焼鈍の場合には750℃以
上として実施するのが望ましい。連続焼鈍は溶融亜鉛め
っきラインで実施しても良い。
以下に本発明の実施例を示す。
（実施例） 第１表に示す種々の化学成分の鋼を実験室にて溶解
し、皮削り、鍛造の後、熱間粗圧延を実施して30mm厚の
熱間圧延用スラブとした。
し、皮削り、鍛造の後、熱間粗圧延を実施して30mm厚の
熱間圧延用スラブとした。
スラブは1200℃に加熱した後、仕上温度を910℃とし
て3.2mm厚に圧延した。
て3.2mm厚に圧延した。
仕上圧延後の冷却は２種類の条件で行った。すなわ
ち、仕上圧延約20℃/sの冷却速度でシャワー冷却して、
680℃及び300℃でコイル巻取りしたものと、前述のシャ
ワー冷却の途中で徐冷を加えたものである。後者では、
約790〜730℃の間を約10秒かけて冷却した後、再度シャ
ワー冷却（約20℃/s）によって冷却し、680℃及び300℃
でコイル巻取りした。
ち、仕上圧延約20℃/sの冷却速度でシャワー冷却して、
680℃及び300℃でコイル巻取りしたものと、前述のシャ
ワー冷却の途中で徐冷を加えたものである。後者では、
約790〜730℃の間を約10秒かけて冷却した後、再度シャ
ワー冷却（約20℃/s）によって冷却し、680℃及び300℃
でコイル巻取りした。
得られたそれぞれの鋼板は、酸洗、冷間圧延（圧下率
75％）を経て800℃×60sの連続焼鈍をシミュレートした
ソルトバス熱処理を施した。その後、１％のスキンパス
を実施し、JIS5号引張試験片及び短冊型試験片を採取し
て材質を調査した。
75％）を経て800℃×60sの連続焼鈍をシミュレートした
ソルトバス熱処理を施した。その後、１％のスキンパス
を実施し、JIS5号引張試験片及び短冊型試験片を採取し
て材質を調査した。
なお、仕上圧延後の冷却過程でのTi炭化物析出に及ぼ
す徐冷の影響を調査する目的で、２種類の条件で700℃
まで冷却した材料を直ちに水焼入れ（WQ）して、ΔYP量
を測定した。
す徐冷の影響を調査する目的で、２種類の条件で700℃
まで冷却した材料を直ちに水焼入れ（WQ）して、ΔYP量
を測定した。
供試材の特性を第１表に併記する。
同表より、本発明鋼はいずれも高い値を示し、優れ
た伸び（El）を示していることがわかる。
た伸び（El）を示していることがわかる。
比較鋼No.1は従来法によってランアウトテーブル上の
鋼板を連続的に冷却して比較的高い温度（680℃）でコ
イル巻取りした例であるが、本発明に従い冷却過程で徐
冷を付与することにより、より高い値鋼板を得られる
ことが、比較鋼No.1をそれぞれ本発明鋼のNo.3及びNo.1
4と比較すれば明らかである。
鋼板を連続的に冷却して比較的高い温度（680℃）でコ
イル巻取りした例であるが、本発明に従い冷却過程で徐
冷を付与することにより、より高い値鋼板を得られる
ことが、比較鋼No.1をそれぞれ本発明鋼のNo.3及びNo.1
4と比較すれば明らかである。
また、比較鋼No.2は、比較鋼No.1と同様の条件で冷却
した後、低い温度（300℃）でコイル巻取りした例であ
り、値は1.5と低い。
した後、低い温度（300℃）でコイル巻取りした例であ
り、値は1.5と低い。
これに対して、本発明に従い冷却過程で徐冷を付与す
ることによって700℃付近で多量のＣを析出物として固
定すると、極めて優れた値が得られることは、比較鋼
No.2をそれぞれ本発明鋼のNo.4、No.6、No.8、No.10〜N
o.13及びNo.15と比較すれば明らかである。
ることによって700℃付近で多量のＣを析出物として固
定すると、極めて優れた値が得られることは、比較鋼
No.2をそれぞれ本発明鋼のNo.4、No.6、No.8、No.10〜N
o.13及びNo.15と比較すれば明らかである。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、化学成分の調
整と共に、特に熱延仕上圧延後の冷却条件を制御するの
で、低温巻取でも、深絞り性の優れた冷延軟鋼板を得る
ことができる。しかも、従来法のように高温で巻取って
も値を一層向上できる。
整と共に、特に熱延仕上圧延後の冷却条件を制御するの
で、低温巻取でも、深絞り性の優れた冷延軟鋼板を得る
ことができる。しかも、従来法のように高温で巻取って
も値を一層向上できる。
第１図はTi炭化物析出のＣ曲線を示す図、 第２図は析出速度に及ぼすγ域加工後の冷却速度の影響
を示す図、 第３図はΔYPと値との関係を示す図である。
を示す図、 第３図はΔYPと値との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.001〜0.008
％、Mn:0.05〜0.30％、Ｓ≦0.015％、Ｎ≦0.005％を含
有し、更にTiを0.02〜0.1％の範囲で、かつ、次式 Ti＊/C≧4.0 但し、Ti＊＝Ti−（TiasTiS＋TiasTiN） を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼の熱間圧延に際し、仕上温度がAr3点以上の
圧延を行い、仕上圧延後、15℃/s以上の平均冷却速度で
冷却した後、790〜730℃の温度範囲を６秒以上かけて冷
却することを特徴とする深絞り性の優れた冷延軟鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1083263A JP2644580B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1083263A JP2644580B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02259024A JPH02259024A (ja) | 1990-10-19 |
| JP2644580B2 true JP2644580B2 (ja) | 1997-08-25 |
Family
ID=13797466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1083263A Expired - Fee Related JP2644580B2 (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2644580B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5867827A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-04-22 | Nippon Steel Corp | 深紋り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH01188630A (ja) * | 1988-01-20 | 1989-07-27 | Nippon Steel Corp | プレス成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-31 JP JP1083263A patent/JP2644580B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02259024A (ja) | 1990-10-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5846445B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5350252B2 (ja) | マルテンサイトミクロ組織を形成する鋼からフラット鋼生成物を製造する方法 | |
| JPS6256209B2 (ja) | ||
| JPS6043431A (ja) | 連続焼鈍による耐フル−チイング性のすぐれた軟質表面処理用鋼板の製造法 | |
| JPH08176735A (ja) | 缶用鋼板とその製造方法 | |
| JPH0394018A (ja) | 曲げ加工性にすぐれる高張力浴融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2644580B2 (ja) | 深紋り性の優れた冷延軟鋼板の製造方法 | |
| JPH0718382A (ja) | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2526122B2 (ja) | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3446001B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH01191748A (ja) | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5852430A (ja) | 絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
| JPS5831035A (ja) | 加工性が優れかつ焼付硬化性を有する溶融亜鉛メツキ鋼板の製造方法 | |
| JPH03111519A (ja) | 高ｒ値を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH01188630A (ja) | プレス成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| CN104641008B (zh) | 冷轧扁钢产品及其制造方法 | |
| JPH062069A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPH05339643A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPS63310923A (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3059445B2 (ja) | 深絞り性と非時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH03107428A (ja) | 深絞り性にすぐれる冷延軟鋼板の製造方法 | |
| JPS5858232A (ja) | 熱硬化性を有する合金化亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
| JPH04198421A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼帯の製造方法 | |
| JPH01177321A (ja) | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH04365814A (ja) | 焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |