JP3191109B2 - 超加工性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
超加工性冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3191109B2 JP3191109B2 JP23281890A JP23281890A JP3191109B2 JP 3191109 B2 JP3191109 B2 JP 3191109B2 JP 23281890 A JP23281890 A JP 23281890A JP 23281890 A JP23281890 A JP 23281890A JP 3191109 B2 JP3191109 B2 JP 3191109B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled steel
- cold
- value
- super
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は全伸びが54%以上、値が2.55以上で二次加
工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造する方
法に関するものである。
工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造する方
法に関するものである。
全伸びが54%以上、値が2.0以上の超加工性冷延鋼
板をステップ加熱を有する箱焼鈍によって得る方法(特
開昭63−210243号公報)がある。更に、全伸びが55〜60
%、値が2.4〜2.5で二次加工性に優れた超加工性冷延
鋼板を特別な箱焼鈍によって得る方法(特開昭63−8681
8号公報)がある。又、値が1.8〜2.4と不十分である
が、連続焼鈍による方法としては全伸びが54〜57%で、
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を製造する方法
(特開昭63−140040号公報)がある。 しかし、特開昭63−210243号公報や特開昭63−86818
号公報記載の方法は、特別な箱焼鈍による方法であり、
連続焼鈍法に比べて極めて生産性が悪く製造コストが高
い。又、特開昭63−140040号公報記載の方法は連続焼鈍
による方法ではあるが、得られる鋼板の値が1.8〜2.4
と不十分である。
板をステップ加熱を有する箱焼鈍によって得る方法(特
開昭63−210243号公報)がある。更に、全伸びが55〜60
%、値が2.4〜2.5で二次加工性に優れた超加工性冷延
鋼板を特別な箱焼鈍によって得る方法(特開昭63−8681
8号公報)がある。又、値が1.8〜2.4と不十分である
が、連続焼鈍による方法としては全伸びが54〜57%で、
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を製造する方法
(特開昭63−140040号公報)がある。 しかし、特開昭63−210243号公報や特開昭63−86818
号公報記載の方法は、特別な箱焼鈍による方法であり、
連続焼鈍法に比べて極めて生産性が悪く製造コストが高
い。又、特開昭63−140040号公報記載の方法は連続焼鈍
による方法ではあるが、得られる鋼板の値が1.8〜2.4
と不十分である。
本発明で解決しようとする課題は、全伸びが54%以
上、値が2.55以上の二次加工性に優れた超加工性冷延
鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供することである。
上、値が2.55以上の二次加工性に優れた超加工性冷延
鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供することである。
本発明者等は、全伸びが54%以上、値が2.55以上の
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造
する方法について鋭意検討し、本発明を構成したもので
ある。 本発明の要旨とするところは、C≦0.0015%,Si≦0.0
15%,Mn≦0.15%,P≦0.007%,S≦0.007%,sol.Al≦0.06
0%,N≦0.0015%,Ti0.020〜0.060%、且つ0.5×Si+P
≦0.012%、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片
を、加熱し、熱間圧延し、巻き取り、熱延鋼帯とするに
際し、鋼片加熱温度を1100℃以下とし、巻き取り温度を
700℃以上とするとともに、70%以上の冷延率で冷間圧
延を行い、その後、連続焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼
鈍を行うことを特徴とする全伸びが54%以上、値が2.
55以上の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板の製造方
法にある。 以下に本発明について詳細に述べる。 本発明者等が成形性と必要な材料特性値との関係を調
査した結果、極めて過酷な深絞り成形並びに張り出し成
形に供される超加工性冷延鋼板に必要な特性値は、全伸
びが54%以上、値が2.55以上で優れた二次加工性が必
要であることがわかった。 本発明者等は、全伸びが54%以上、値が2.55以上の
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を製造する方法に
ついて鋭意検討し、以下の結果を見出した。 先ず、全伸びが54%以上を得る方法について種々検討
した結果、例えば特開昭63−210243号公報記載の方法の
ように成分含有量を低減し高純化すればよく、本発明の
成分範囲であれば、連続焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼
鈍を行うことで充分に目標とする全伸び値54%以上が得
られることがわかった。 次に、値が2.55以上の冷延鋼板を得る方法について
種々検討した結果、生産性が良く、低コストな連続焼鈍
法で製造する方法を見出した。 すなわち、値が2.55以上の冷延鋼板を連続焼鈍法で
得るには、C≦0.0015%,Mn≦0.15%,P≦0.007%,S≦0.
007%,N≦0.0015%,Ti:0.020〜0.060%、残部鉄及び不
可避的不純物よりなる鋼片を、1100℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延し、700℃以上で巻き取り、熱延鋼帯と
し、70%以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連続
焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼鈍を行うことが必要であ
ることがわかった。中でも、C≦0.0015%%,Ti:0.020
%以上が重要である。第1図に値に及ぼすC含有量、
Ti含有量の影響を調査した結果を示す。 実験条件は、C:0.0010%,0.0015%及び0.0030%,Si:
0.008%,Mn:0.06%,P:0.003%,S:0.002%,sol.Al:0.028
%,N:0.0009%,Ti:0〜0.080%、残部鉄及び不可避的不
純物よりなる鋼片を、1050℃に加熱し、730℃で巻き取
り、熱延鋼帯とし、80%の冷延率で冷間圧延を行い、そ
の後連続焼鈍にて780℃で60secの再結晶焼鈍を行い、0.
4%の調質圧延を施し、0.8mmの冷延鋼板を造り、材質を
調査した。 第1図に示す結果より、値が2.55以上の冷延鋼板を
連続焼鈍法で得るには、C:0.0015%以下,Ti:0.020%以
上が極めて重要であることがよくわかる。 この様に、本発明の鋼の成分である高純度鋼の場合
に、C含有量とTi含有量が値に極めて顕著に影響を及
ぼすのは、本発明の成分範囲のようなC:0.0015%以下の
高純度鋼の場合に、Ti無添加では、熱延板の固溶のC量
が僅かではあるが存在するうえに熱延板の結晶粒が異常
に大きくなり、その結果、冷延鋼板の値が低くなる
が、C:0.0015%以下でTi:0.020%以上になると熱延板の
固溶のC量が完全になくなると共に熱延板の結晶粒が顕
著に改善され、且つ連続焼鈍時において、C量が少ない
ので粒成長性を阻害するTiCの総量が少なくなる結果、
再結晶粒の粒成長法が極めて良好となり、冷延鋼板の
値が顕著に高くなり、2.55以上の値が得られるようにな
ると思われる。一方、C:0.0030%で他の成分が高純度の
場合には、Tiが多くなると熱延板の結晶粒は顕著に改善
され、冷延鋼板の値も向上するが2.55以上にはならな
かった。これはC量が多いので粒成長性を阻害するTiC
の総量が多くなる結果、再結晶粒の粒成長性が極めて悪
くなり、冷延鋼板の値が改善されるものの、2.55以上
の値が得られなかったものと推測される。 尚、Ti含有量が0.060%超になると、Elの低下が著し
くなり、54%以上のElが得難くなるのでTi含有量は0.02
0〜0.060%にする必要がある。 以上の点をポイントとする本発明の方法により、特開
昭63−210234号公報記載の方法のような特殊な箱焼鈍法
によらなくても連続焼鈍方法によって全伸びが54%以
上、値が2.55以上の超加工性冷延鋼板が製造出来る。 更に、全伸びが54%以上、値が2.55以上の特性値を
損なわずに二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続
焼鈍法で得る方法について種々検討した結果、特開昭63
−140040号公報記載の方法のような高価なZrを添加しな
いで製造する方法を見出した。尚、得られた特性値も
値が2.55以上で、特開昭63−140040号公報の第3表に示
されている1.8〜2.4に比べて優れた値が得られている。 二次加工性を向上させる方法としては、これまでBを
添加する方法がよく採用されているがBを添加する方法
は二次加工性の改善には顕著な効果を発揮するが、Elや
値を著しく低下させるという弊害があり本発明が目的
とする超加工性冷延鋼板には適用が困難である。又、特
開昭63−140040号公報記載の方法は高価なZrを添加する
ので好ましくないばかりか、鋳片のスリーバー欠陥等も
発生し易いなどの問題がある。 そこで、上記の方法によらない方法で種々検討した結
果、先ず鋳片の成分をC≦0.0015%,Si≦0.015%,Mn≦
0.15%,P≦0.007%,S≦0.007%,sol.Al≦0.060%,N≦0.
0015%,Ti:0.020〜0.060%と高純成分とした上で、更に
0.5×Si+P≦0.012%に規制することにより全伸びが54
%以上、値が2.55以上の特性値を損なうことなく二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板が製造出来ることを見
出した。中でも、0.5×Si+P≦0.012%に規制すること
が重要である。 第2図に二次加工性に及ぼす0.5×Si+P含有量の影
響を調査した結果を示す。 実験条件は、C:0.0010%,Mn:0.06%,S:0.002%,sol.A
l:0.018%,N:0.0009%,Ti:0.030%,0.5×Si+P:0.004〜
0.017%,残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を、1
050℃に加熱し、730℃で巻き取り、熱延鋼帯とし、80%
の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて780
℃で60secの再結晶焼鈍を行い、0.4%の調質圧延を施
し、0.8mmの冷延鋼板を造り、二次加工性を調査した。
二次加工性の調査は絞り比2.42で円筒絞りを行い、その
カップを試験温度を変え、壁部を側方より押しつぶし、
カップの壁部に生じる脆性割れの有無を判定し、脆性割
れの発生しない限界の試験温度を二次加工割れ限界温度
として求め、その結果を第2図に示す。 第2図に示す結果より、二次加工性に優れた超加工性
冷延鋼板を連続焼鈍法で得るには、高純成分とした上で
0.5×Si+P≦0.012%に規制することが極めて重要であ
ることがよくわかる。 二次加工性を向上させるには、通常のTi添加の極低炭
素鋼においてPを低減させると効果があることは知られ
ているが、本発明者らが種々検討した結果、更にSi含有
量が顕著に影響していることを初めて知見したものであ
る。更に、これらの低P,Si化の効果は、本発明の対象鋼
の成分範囲のような高鈍鋼の場合には一層顕著な効果と
なり、Bの添加を必要としなくなることがわかった。 この様に、Si含有量が二次加工性に影響するのは必ず
しも明確ではないが、SiもP同様に粒界偏析したSiによ
って粒界が脆化したのではないかと考えられる。又、低
P,Si効果が高純度成分の場合により顕著な影響が現れる
のは、高純度成分の場合は結晶粒内の強度が下がるので
結晶粒界の強度が相対的に強くなり、その結果二次加工
性が向上するのではないかと考えられる。 以上が本発明の最も重要な点である。 以下に成分並びに製造条件の限定理由について詳細に
述べる。 Cは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次加工
性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極めて重要な元
素で、C含有量が0.0015%超になるとこれらの特性値が
得られなくなるので、C含有量の上限を0.0015%とし
た。 Si及びPは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二
次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極めて重
要な元素で、特に0.5×Si+P≦0.012%に規制すること
が二次加工性を良好ならしめる上で極めて重要である。
Si及びP含有量がそれぞれ0.015%超、0.007%超或いは
0.5×Si+Pが0.012%超では二次加工性に優れた超加工
性冷延鋼板としてのこれらの特性値が得られなくなるの
で、Si及びP含有量の上限をそれぞれ0.015%、0.007%
且つ0.5×Si+P≦0.012%とした。 Mn,S,Nは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で重要な元素
で、Mn,S及びN含有量がそれぞれ0.15%超、0.007%
超、0.0015%超になると、これらの特性値が得られなく
なるので、Mn,SおよびN含有量の上限をそれぞれ0.15
%、0.007%、0.0015%とした。尚、Mn量は0.09%以下
となるとより優れたr値やElが得られるようになるので
好ましい方法である。 sol.Alは、鋼を鋳造するときに脱酸剤として使用する
ものであるが、本発明ではTi脱酸としてもよく、必ずし
も添加する必要がないが、鋳片の表面品位を向上させた
り、連続鋳造時のノズル詰まり対策上からAlを使った場
合はsol.Al量を0.060%以下とする必要がある。sol.Al
含有量が0.060%超では超加工性冷延鋼板としてのこれ
らの特性値が得られなくなるからである。 Tiは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の超加工性
冷延鋼板を得る上で極めて重要な元素で、Ti含有量が0.
020%未満になるとこれらの特性値が得られなくなる。
又、Ti含有量が0.060%超ではElが低下し54%未満とな
ってしまうので、Ti含有量を0.020〜0.060%に規制し
た。尚、Ti含有量が0.045%を超えると圧延方向に対し4
5゜方向のr値が高くなり、角筒の深絞り成形性が向上
するので自動車のオイルパン用には好ましい方法であ
る。 熱延条件は、CをTiでTiCとして無害化すると共に熱
延板の結晶粒を0.020%以上のTi添加効果とによって細
粒化する工程である。 熱延の加熱条件は、軟質な鋼板を得るため、1100℃以
下の加熱温度(SRTと記す)とする。 巻き取り温度(以下C.Tと記す)は、優れた材質を得
るには、700℃以上で巻き取るとより多くのTiCの析出と
粗大化が進みr値の優れた超加工性冷延鋼板の製造が可
能になるので、700℃を下限とする。 又、熱延板の結晶粒の細粒化には仕上げ圧延後速やか
に且つ100℃/sec以上の冷却速度で急冷するのが好まし
い。他の熱延条件は通常冷延鋼板に適用されている方法
でよく、特に規制する必要はない。 冷延率は、70%未満ではr値が低下し、本発明が目的
とする超加工性冷延鋼板の値が達成できなくなるの
で、冷延率は70%以上とした。 連続焼鈍条件は、焼鈍温度が650〜900℃で再結晶焼鈍
を行えば本発明が目的とする超加工性冷延鋼板が製造で
き、特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度が65
0℃未満では2.55以上の値を得るのに充分な再結晶粒
が得られず、又900℃超の焼鈍温度では異常に結晶粒が
大きくなり過ぎ、かえってElが低下するようになるの
で、焼鈍条件を650〜900℃で再結晶焼鈍と規制した。 調質圧延は、必要に応じ行えばよいので特に規制する
必要がない。 又、本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メッ
キ、錫メッキ、アルミニウムメッキ、ターンメッキなど
の表面処理鋼板の原板の製造方法としても適用できる。
更に、本発明を通常行われている連続焼鈍溶融亜鉛メッ
キ法に適用しても再結晶焼鈍条件が本発明の条件範囲で
あれば、同様に全伸びが54%以上、値が2.55以上の二
次加工性に優れた超加工性溶融亜鉛メッキ鋼板を製造す
ることもできる。
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造
する方法について鋭意検討し、本発明を構成したもので
ある。 本発明の要旨とするところは、C≦0.0015%,Si≦0.0
15%,Mn≦0.15%,P≦0.007%,S≦0.007%,sol.Al≦0.06
0%,N≦0.0015%,Ti0.020〜0.060%、且つ0.5×Si+P
≦0.012%、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片
を、加熱し、熱間圧延し、巻き取り、熱延鋼帯とするに
際し、鋼片加熱温度を1100℃以下とし、巻き取り温度を
700℃以上とするとともに、70%以上の冷延率で冷間圧
延を行い、その後、連続焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼
鈍を行うことを特徴とする全伸びが54%以上、値が2.
55以上の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板の製造方
法にある。 以下に本発明について詳細に述べる。 本発明者等が成形性と必要な材料特性値との関係を調
査した結果、極めて過酷な深絞り成形並びに張り出し成
形に供される超加工性冷延鋼板に必要な特性値は、全伸
びが54%以上、値が2.55以上で優れた二次加工性が必
要であることがわかった。 本発明者等は、全伸びが54%以上、値が2.55以上の
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を製造する方法に
ついて鋭意検討し、以下の結果を見出した。 先ず、全伸びが54%以上を得る方法について種々検討
した結果、例えば特開昭63−210243号公報記載の方法の
ように成分含有量を低減し高純化すればよく、本発明の
成分範囲であれば、連続焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼
鈍を行うことで充分に目標とする全伸び値54%以上が得
られることがわかった。 次に、値が2.55以上の冷延鋼板を得る方法について
種々検討した結果、生産性が良く、低コストな連続焼鈍
法で製造する方法を見出した。 すなわち、値が2.55以上の冷延鋼板を連続焼鈍法で
得るには、C≦0.0015%,Mn≦0.15%,P≦0.007%,S≦0.
007%,N≦0.0015%,Ti:0.020〜0.060%、残部鉄及び不
可避的不純物よりなる鋼片を、1100℃以下の温度に加熱
し、熱間圧延し、700℃以上で巻き取り、熱延鋼帯と
し、70%以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連続
焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼鈍を行うことが必要であ
ることがわかった。中でも、C≦0.0015%%,Ti:0.020
%以上が重要である。第1図に値に及ぼすC含有量、
Ti含有量の影響を調査した結果を示す。 実験条件は、C:0.0010%,0.0015%及び0.0030%,Si:
0.008%,Mn:0.06%,P:0.003%,S:0.002%,sol.Al:0.028
%,N:0.0009%,Ti:0〜0.080%、残部鉄及び不可避的不
純物よりなる鋼片を、1050℃に加熱し、730℃で巻き取
り、熱延鋼帯とし、80%の冷延率で冷間圧延を行い、そ
の後連続焼鈍にて780℃で60secの再結晶焼鈍を行い、0.
4%の調質圧延を施し、0.8mmの冷延鋼板を造り、材質を
調査した。 第1図に示す結果より、値が2.55以上の冷延鋼板を
連続焼鈍法で得るには、C:0.0015%以下,Ti:0.020%以
上が極めて重要であることがよくわかる。 この様に、本発明の鋼の成分である高純度鋼の場合
に、C含有量とTi含有量が値に極めて顕著に影響を及
ぼすのは、本発明の成分範囲のようなC:0.0015%以下の
高純度鋼の場合に、Ti無添加では、熱延板の固溶のC量
が僅かではあるが存在するうえに熱延板の結晶粒が異常
に大きくなり、その結果、冷延鋼板の値が低くなる
が、C:0.0015%以下でTi:0.020%以上になると熱延板の
固溶のC量が完全になくなると共に熱延板の結晶粒が顕
著に改善され、且つ連続焼鈍時において、C量が少ない
ので粒成長性を阻害するTiCの総量が少なくなる結果、
再結晶粒の粒成長法が極めて良好となり、冷延鋼板の
値が顕著に高くなり、2.55以上の値が得られるようにな
ると思われる。一方、C:0.0030%で他の成分が高純度の
場合には、Tiが多くなると熱延板の結晶粒は顕著に改善
され、冷延鋼板の値も向上するが2.55以上にはならな
かった。これはC量が多いので粒成長性を阻害するTiC
の総量が多くなる結果、再結晶粒の粒成長性が極めて悪
くなり、冷延鋼板の値が改善されるものの、2.55以上
の値が得られなかったものと推測される。 尚、Ti含有量が0.060%超になると、Elの低下が著し
くなり、54%以上のElが得難くなるのでTi含有量は0.02
0〜0.060%にする必要がある。 以上の点をポイントとする本発明の方法により、特開
昭63−210234号公報記載の方法のような特殊な箱焼鈍法
によらなくても連続焼鈍方法によって全伸びが54%以
上、値が2.55以上の超加工性冷延鋼板が製造出来る。 更に、全伸びが54%以上、値が2.55以上の特性値を
損なわずに二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続
焼鈍法で得る方法について種々検討した結果、特開昭63
−140040号公報記載の方法のような高価なZrを添加しな
いで製造する方法を見出した。尚、得られた特性値も
値が2.55以上で、特開昭63−140040号公報の第3表に示
されている1.8〜2.4に比べて優れた値が得られている。 二次加工性を向上させる方法としては、これまでBを
添加する方法がよく採用されているがBを添加する方法
は二次加工性の改善には顕著な効果を発揮するが、Elや
値を著しく低下させるという弊害があり本発明が目的
とする超加工性冷延鋼板には適用が困難である。又、特
開昭63−140040号公報記載の方法は高価なZrを添加する
ので好ましくないばかりか、鋳片のスリーバー欠陥等も
発生し易いなどの問題がある。 そこで、上記の方法によらない方法で種々検討した結
果、先ず鋳片の成分をC≦0.0015%,Si≦0.015%,Mn≦
0.15%,P≦0.007%,S≦0.007%,sol.Al≦0.060%,N≦0.
0015%,Ti:0.020〜0.060%と高純成分とした上で、更に
0.5×Si+P≦0.012%に規制することにより全伸びが54
%以上、値が2.55以上の特性値を損なうことなく二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板が製造出来ることを見
出した。中でも、0.5×Si+P≦0.012%に規制すること
が重要である。 第2図に二次加工性に及ぼす0.5×Si+P含有量の影
響を調査した結果を示す。 実験条件は、C:0.0010%,Mn:0.06%,S:0.002%,sol.A
l:0.018%,N:0.0009%,Ti:0.030%,0.5×Si+P:0.004〜
0.017%,残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を、1
050℃に加熱し、730℃で巻き取り、熱延鋼帯とし、80%
の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて780
℃で60secの再結晶焼鈍を行い、0.4%の調質圧延を施
し、0.8mmの冷延鋼板を造り、二次加工性を調査した。
二次加工性の調査は絞り比2.42で円筒絞りを行い、その
カップを試験温度を変え、壁部を側方より押しつぶし、
カップの壁部に生じる脆性割れの有無を判定し、脆性割
れの発生しない限界の試験温度を二次加工割れ限界温度
として求め、その結果を第2図に示す。 第2図に示す結果より、二次加工性に優れた超加工性
冷延鋼板を連続焼鈍法で得るには、高純成分とした上で
0.5×Si+P≦0.012%に規制することが極めて重要であ
ることがよくわかる。 二次加工性を向上させるには、通常のTi添加の極低炭
素鋼においてPを低減させると効果があることは知られ
ているが、本発明者らが種々検討した結果、更にSi含有
量が顕著に影響していることを初めて知見したものであ
る。更に、これらの低P,Si化の効果は、本発明の対象鋼
の成分範囲のような高鈍鋼の場合には一層顕著な効果と
なり、Bの添加を必要としなくなることがわかった。 この様に、Si含有量が二次加工性に影響するのは必ず
しも明確ではないが、SiもP同様に粒界偏析したSiによ
って粒界が脆化したのではないかと考えられる。又、低
P,Si効果が高純度成分の場合により顕著な影響が現れる
のは、高純度成分の場合は結晶粒内の強度が下がるので
結晶粒界の強度が相対的に強くなり、その結果二次加工
性が向上するのではないかと考えられる。 以上が本発明の最も重要な点である。 以下に成分並びに製造条件の限定理由について詳細に
述べる。 Cは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次加工
性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極めて重要な元
素で、C含有量が0.0015%超になるとこれらの特性値が
得られなくなるので、C含有量の上限を0.0015%とし
た。 Si及びPは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二
次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極めて重
要な元素で、特に0.5×Si+P≦0.012%に規制すること
が二次加工性を良好ならしめる上で極めて重要である。
Si及びP含有量がそれぞれ0.015%超、0.007%超或いは
0.5×Si+Pが0.012%超では二次加工性に優れた超加工
性冷延鋼板としてのこれらの特性値が得られなくなるの
で、Si及びP含有量の上限をそれぞれ0.015%、0.007%
且つ0.5×Si+P≦0.012%とした。 Mn,S,Nは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で重要な元素
で、Mn,S及びN含有量がそれぞれ0.15%超、0.007%
超、0.0015%超になると、これらの特性値が得られなく
なるので、Mn,SおよびN含有量の上限をそれぞれ0.15
%、0.007%、0.0015%とした。尚、Mn量は0.09%以下
となるとより優れたr値やElが得られるようになるので
好ましい方法である。 sol.Alは、鋼を鋳造するときに脱酸剤として使用する
ものであるが、本発明ではTi脱酸としてもよく、必ずし
も添加する必要がないが、鋳片の表面品位を向上させた
り、連続鋳造時のノズル詰まり対策上からAlを使った場
合はsol.Al量を0.060%以下とする必要がある。sol.Al
含有量が0.060%超では超加工性冷延鋼板としてのこれ
らの特性値が得られなくなるからである。 Tiは、全伸びが54%以上、値が2.55以上の超加工性
冷延鋼板を得る上で極めて重要な元素で、Ti含有量が0.
020%未満になるとこれらの特性値が得られなくなる。
又、Ti含有量が0.060%超ではElが低下し54%未満とな
ってしまうので、Ti含有量を0.020〜0.060%に規制し
た。尚、Ti含有量が0.045%を超えると圧延方向に対し4
5゜方向のr値が高くなり、角筒の深絞り成形性が向上
するので自動車のオイルパン用には好ましい方法であ
る。 熱延条件は、CをTiでTiCとして無害化すると共に熱
延板の結晶粒を0.020%以上のTi添加効果とによって細
粒化する工程である。 熱延の加熱条件は、軟質な鋼板を得るため、1100℃以
下の加熱温度(SRTと記す)とする。 巻き取り温度(以下C.Tと記す)は、優れた材質を得
るには、700℃以上で巻き取るとより多くのTiCの析出と
粗大化が進みr値の優れた超加工性冷延鋼板の製造が可
能になるので、700℃を下限とする。 又、熱延板の結晶粒の細粒化には仕上げ圧延後速やか
に且つ100℃/sec以上の冷却速度で急冷するのが好まし
い。他の熱延条件は通常冷延鋼板に適用されている方法
でよく、特に規制する必要はない。 冷延率は、70%未満ではr値が低下し、本発明が目的
とする超加工性冷延鋼板の値が達成できなくなるの
で、冷延率は70%以上とした。 連続焼鈍条件は、焼鈍温度が650〜900℃で再結晶焼鈍
を行えば本発明が目的とする超加工性冷延鋼板が製造で
き、特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度が65
0℃未満では2.55以上の値を得るのに充分な再結晶粒
が得られず、又900℃超の焼鈍温度では異常に結晶粒が
大きくなり過ぎ、かえってElが低下するようになるの
で、焼鈍条件を650〜900℃で再結晶焼鈍と規制した。 調質圧延は、必要に応じ行えばよいので特に規制する
必要がない。 又、本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メッ
キ、錫メッキ、アルミニウムメッキ、ターンメッキなど
の表面処理鋼板の原板の製造方法としても適用できる。
更に、本発明を通常行われている連続焼鈍溶融亜鉛メッ
キ法に適用しても再結晶焼鈍条件が本発明の条件範囲で
あれば、同様に全伸びが54%以上、値が2.55以上の二
次加工性に優れた超加工性溶融亜鉛メッキ鋼板を製造す
ることもできる。
以下に本発明の効果を実施例により説明する。 第1表に示す成分、第2表に示す熱延条件で4.0mmの
熱延鋼帯を製造し、この熱延鋼帯を冷間圧延して得られ
た0.8mmの冷延鋼板を連続焼鈍で780℃×60secの再結晶
焼鈍を施し、室温まで冷却した後、0.4%の調質圧延を
施し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板の引っ張り特
性値、値、二次加工性(前記の第2図の実験条件と同
じ)を測定し、その結果を第2表に示す。 鋼A,B,D,Gは本発明範囲外の成分の鋼で、鋼C,E,Fは本
発明成分範囲内のものである。 試料3,5,6は、本発明の実施例で、何れも超加工性冷
延鋼板に必要な特性値である全伸びが54%以上、値が
2.55以上で優れた二次加工性が得られている。 試料1,2,4,7は、従来例又は比較例で、何れも超加工
性冷延鋼板に必要な特性値を満たした値が得られていな
い。 試料1は高純化された成分ではなく、一般的に製造さ
れているTi添加の極低炭素鋼の成分で従来例である。得
られた特性値は通常深絞り用冷延鋼板としての用途には
満足すべき特性値が得られているが、本発明による鋼板
に比べれば低い特性値である。尚、0.5×Si+P含有量
が高いにも関わらず良好の二次加工性が得られているの
はBが0.0004%添加されているためである。 試料2はCが0.0030%と本発明の範囲を外れている
が、他の成分は本発明の範囲内に高純化された成分の比
較例で、得られた機械的性質の特性値は従来例の試料1
に比べれば向上しているが、まだ不十分である。又、二
次加工性も悪い。 試料3,5,6は第1表に示すように成分を本発明の範囲
内で変化させた実施例である。本発明の範囲内であれ
ば、超加工性冷延鋼板に必要な特性値である全伸びが54
%以上、値が2.55以上で優れた二次加工性が得られる
ことがわかる。又、試料3と比較例の試料4とを比較す
れば、0.5×Si+Pを0.012%以下に規制することによ
り、耐二次加工性の改善が顕著であることがよくわか
る。 試料4は、0.5×Si+Pが0.014%と高い比較例で、二
次加工性が悪い。 試料7は、Ti含有量が0.090%と本発明の範囲を超え
た比較例である。値や二次加工性は良好であるが、El
が53.5%と本発明の目標のEl値の54%を下まわってい
る。
熱延鋼帯を製造し、この熱延鋼帯を冷間圧延して得られ
た0.8mmの冷延鋼板を連続焼鈍で780℃×60secの再結晶
焼鈍を施し、室温まで冷却した後、0.4%の調質圧延を
施し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板の引っ張り特
性値、値、二次加工性(前記の第2図の実験条件と同
じ)を測定し、その結果を第2表に示す。 鋼A,B,D,Gは本発明範囲外の成分の鋼で、鋼C,E,Fは本
発明成分範囲内のものである。 試料3,5,6は、本発明の実施例で、何れも超加工性冷
延鋼板に必要な特性値である全伸びが54%以上、値が
2.55以上で優れた二次加工性が得られている。 試料1,2,4,7は、従来例又は比較例で、何れも超加工
性冷延鋼板に必要な特性値を満たした値が得られていな
い。 試料1は高純化された成分ではなく、一般的に製造さ
れているTi添加の極低炭素鋼の成分で従来例である。得
られた特性値は通常深絞り用冷延鋼板としての用途には
満足すべき特性値が得られているが、本発明による鋼板
に比べれば低い特性値である。尚、0.5×Si+P含有量
が高いにも関わらず良好の二次加工性が得られているの
はBが0.0004%添加されているためである。 試料2はCが0.0030%と本発明の範囲を外れている
が、他の成分は本発明の範囲内に高純化された成分の比
較例で、得られた機械的性質の特性値は従来例の試料1
に比べれば向上しているが、まだ不十分である。又、二
次加工性も悪い。 試料3,5,6は第1表に示すように成分を本発明の範囲
内で変化させた実施例である。本発明の範囲内であれ
ば、超加工性冷延鋼板に必要な特性値である全伸びが54
%以上、値が2.55以上で優れた二次加工性が得られる
ことがわかる。又、試料3と比較例の試料4とを比較す
れば、0.5×Si+Pを0.012%以下に規制することによ
り、耐二次加工性の改善が顕著であることがよくわか
る。 試料4は、0.5×Si+Pが0.014%と高い比較例で、二
次加工性が悪い。 試料7は、Ti含有量が0.090%と本発明の範囲を超え
た比較例である。値や二次加工性は良好であるが、El
が53.5%と本発明の目標のEl値の54%を下まわってい
る。
以上に本発明について詳細に説明したが、本発明によ
れば全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次加工性に
優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造することが可
能となり、その工業的価値は大である。
れば全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次加工性に
優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造することが可
能となり、その工業的価値は大である。
第1図は、C含有量、Ti含有量と値との関係を示す
図、第2図は、0.5×Si+P含有量と二次加工割れ限界
温度との関係を示す図である。
図、第2図は、0.5×Si+P含有量と二次加工割れ限界
温度との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 秋末 治 神奈川県相模原市淵野辺5―10―1 新 日本製鐵株式會社第2技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−86819(JP,A) 特開 平1−177322(JP,A)
Claims (1)
- 【請求項1】C≦0.0015%,Si≦0.015%,Mn≦0.15%,P
≦0.007%,S≦0.007%,sol.Al≦0.060%,N≦0.0015%,T
i0.020〜0.060%、且つ0.5×Si+P≦0.012%、残部鉄
及び不可避的不純物よりなる鋼片を、加熱し、熱間圧延
し、巻き取り、熱延鋼帯とするに際し、鋼片加熱温度を
1100℃以下とし、巻き取り温度を700℃以上とするとと
もに、70%以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連
続焼鈍にて650〜900℃で再結晶焼鈍を行うことを特徴と
する全伸びが54%以上、値が2.55以上の二次加工性に
優れた超加工性冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23281890A JP3191109B2 (ja) | 1990-09-03 | 1990-09-03 | 超加工性冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23281890A JP3191109B2 (ja) | 1990-09-03 | 1990-09-03 | 超加工性冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04116124A JPH04116124A (ja) | 1992-04-16 |
JP3191109B2 true JP3191109B2 (ja) | 2001-07-23 |
Family
ID=16945261
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23281890A Expired - Fee Related JP3191109B2 (ja) | 1990-09-03 | 1990-09-03 | 超加工性冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3191109B2 (ja) |
-
1990
- 1990-09-03 JP JP23281890A patent/JP3191109B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH04116124A (ja) | 1992-04-16 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TW200532032A (en) | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
JP4414883B2 (ja) | 成形性及び溶接性に優れた超深絞り用高強度冷延薄鋼板とその製造方法 | |
JP2007138261A (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP2576894B2 (ja) | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP3680262B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JPH11279693A (ja) | 焼付硬化性に優れた良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
JP2688384B2 (ja) | 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
JP2000313936A (ja) | 延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
JP2001247918A (ja) | 高強度薄鋼板の製造方法 | |
JP3191109B2 (ja) | 超加工性冷延鋼板の製造方法 | |
JP2530338B2 (ja) | 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製造法 | |
JP4273646B2 (ja) | 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
JP3840855B2 (ja) | 耐二次加工脆性および成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JP3293424B2 (ja) | 非if鋼系非時効性極低炭素冷延鋼板の製造法 | |
JP3110624B2 (ja) | 耐デント性に優れたストレッチャストレインの発生しない深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP4094498B2 (ja) | 深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP3231174B2 (ja) | 絞り性の良好な熱延高強度鋼板およびその製造方法 | |
JPH09125212A (ja) | 加工性に優れた高珪素鋼及びその製造方法 | |
JP2840459B2 (ja) | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
JP3043901B2 (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 | |
JP2718369B2 (ja) | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 | |
JPH0681045A (ja) | 加工性および焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JP3363930B2 (ja) | 強度−延性バランスに優れる薄鋼板 | |
JP3126776B2 (ja) | 肌荒れ及び脆化を抑制した高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080525 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090525 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100525 Year of fee payment: 9 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |