JP3443220B2 - 深絞り性の優れた熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JP3443220B2 JP3443220B2 JP30518295A JP30518295A JP3443220B2 JP 3443220 B2 JP3443220 B2 JP 3443220B2 JP 30518295 A JP30518295 A JP 30518295A JP 30518295 A JP30518295 A JP 30518295A JP 3443220 B2 JP3443220 B2 JP 3443220B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、深絞り性の優れた
軟質な熱延鋼板及びその製造方法に関するものであり、
さらに、冷延鋼板に代わる薄手熱延鋼板をも製造するも
のである。
軟質な熱延鋼板及びその製造方法に関するものであり、
さらに、冷延鋼板に代わる薄手熱延鋼板をも製造するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】深絞り性の優れた熱延鋼板をフェライト
域での仕上熱延により製造しようとする技術は多数開示
されている。例えば、特開平４−２１０４２７号公報、
特開平４−２２１０２５号公報、特開平４−２６３０２
１号公報及び特開平４−２６３０２２号公報などがあ
る。いずれも粗バーを接続して一定張力下で仕上圧延を
実施することが特徴であり、熱延板に深絞り性を付与す
るものである。
域での仕上熱延により製造しようとする技術は多数開示
されている。例えば、特開平４−２１０４２７号公報、
特開平４−２２１０２５号公報、特開平４−２６３０２
１号公報及び特開平４−２６３０２２号公報などがあ
る。いずれも粗バーを接続して一定張力下で仕上圧延を
実施することが特徴であり、熱延板に深絞り性を付与す
るものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来の技術のいずれも、鋼成分としては極低炭素鋼にＴｉ
やＮｂを添加したものであるものの、仕上圧延前の固溶
炭素量に対する配慮は全くない。極低炭素鋼のフェライ
ト域での圧延を考慮すれば、圧延中の固溶炭素の有無は
非常に重要な因子であり、極低炭素鋼のフェライト域圧
延の材質に及ぼす効果を最大限に活用する点で不十分と
言わざるを得ない。そのため、本発明において開示され
る技術とは基本的に異なるものである。
来の技術のいずれも、鋼成分としては極低炭素鋼にＴｉ
やＮｂを添加したものであるものの、仕上圧延前の固溶
炭素量に対する配慮は全くない。極低炭素鋼のフェライ
ト域での圧延を考慮すれば、圧延中の固溶炭素の有無は
非常に重要な因子であり、極低炭素鋼のフェライト域圧
延の材質に及ぼす効果を最大限に活用する点で不十分と
言わざるを得ない。そのため、本発明において開示され
る技術とは基本的に異なるものである。
【０００４】また、上記従来技術のいずれも、鋼板表層
部の剪断ひずみによる｛１１０｝方位の形成を抑制する
ものであり、集合組織制御の観点で不十分である。一
方、本発明は、集合組織的に最も影響の大きい全厚の１
／８部での方位を制御するものであり、上記従来技術と
は全く異なるものである。
部の剪断ひずみによる｛１１０｝方位の形成を抑制する
ものであり、集合組織制御の観点で不十分である。一
方、本発明は、集合組織的に最も影響の大きい全厚の１
／８部での方位を制御するものであり、上記従来技術と
は全く異なるものである。
【０００５】本発明は、極低炭素鋼を用い、フェライト
域圧延の材質に及ぼす効果を最大限に活用するために、
仕上圧延前の固溶炭素量を制御して、深絞り性の優れた
熱延鋼板を製造する方法を提供することを目的としてな
されたものである。
域圧延の材質に及ぼす効果を最大限に活用するために、
仕上圧延前の固溶炭素量を制御して、深絞り性の優れた
熱延鋼板を製造する方法を提供することを目的としてな
されたものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の実
情に鑑み、極低炭素鋼の深絞り性に対する成分及び仕上
圧延条件の影響を詳細に検討した結果、以下のことを知
見した。すなわち、 （１）Ａｒ3変態点以下の温度域で仕上圧延を行うと、
従来の冷間圧延及び再結晶焼鈍を実施することなく、熱
延のままで優れた深絞り性が得られる。また、板厚が薄
くなると従来の方法では、特に、表層付近は変態点以下
の温度域で圧延されることになり、板厚方向の組織が不
均一となるため、特性が著しく劣化する。しかし、仕上
圧延をＡｒ3変態点以下の温度域で実施することにより
この問題が解決され、板厚方向に均一な組織が得られ
る。
情に鑑み、極低炭素鋼の深絞り性に対する成分及び仕上
圧延条件の影響を詳細に検討した結果、以下のことを知
見した。すなわち、 （１）Ａｒ3変態点以下の温度域で仕上圧延を行うと、
従来の冷間圧延及び再結晶焼鈍を実施することなく、熱
延のままで優れた深絞り性が得られる。また、板厚が薄
くなると従来の方法では、特に、表層付近は変態点以下
の温度域で圧延されることになり、板厚方向の組織が不
均一となるため、特性が著しく劣化する。しかし、仕上
圧延をＡｒ3変態点以下の温度域で実施することにより
この問題が解決され、板厚方向に均一な組織が得られ
る。
【０００７】（２）上記深絞り性は仕上圧延前に、特定
の温度域で保熱を施すことによりさらに向上する。これ
は仕上圧延前にＴｉ及びＮｂの炭硫化物の析出が充分に
なされると同時に、粗大化が促進され、その結果、仕上
圧延時における固溶炭素量が極めて少なくなると同時
に、捲き取り中の結晶粒成長が助長されるようになるた
めと推察される。この知見を見出した実験結果を図１に
示す。これは、Ｃ，Ｓ，Ｔｉ，及びＮｂ量を種々の量含
む鋼で、成分とγ値との関係を調査した結果であり、こ
れから、前述のように仕上圧延前の固溶炭素量との間に
良い相関があることが見出された。すなわち、仕上圧延
前の固溶炭素量、つまり、熱延板で（具体的には捲取段
階で）ＴｉあるいはＮｂの炭化物として析出する固溶炭
素量が７ｐｐｍ以下となる場合には、１．５を超えるγ
値が得られることがわかった。
の温度域で保熱を施すことによりさらに向上する。これ
は仕上圧延前にＴｉ及びＮｂの炭硫化物の析出が充分に
なされると同時に、粗大化が促進され、その結果、仕上
圧延時における固溶炭素量が極めて少なくなると同時
に、捲き取り中の結晶粒成長が助長されるようになるた
めと推察される。この知見を見出した実験結果を図１に
示す。これは、Ｃ，Ｓ，Ｔｉ，及びＮｂ量を種々の量含
む鋼で、成分とγ値との関係を調査した結果であり、こ
れから、前述のように仕上圧延前の固溶炭素量との間に
良い相関があることが見出された。すなわち、仕上圧延
前の固溶炭素量、つまり、熱延板で（具体的には捲取段
階で）ＴｉあるいはＮｂの炭化物として析出する固溶炭
素量が７ｐｐｍ以下となる場合には、１．５を超えるγ
値が得られることがわかった。
【０００８】（３）中心層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１
／８部（１／８ｔ）における面強度比が１に近いほど板
厚方向の集合組織は均一となる。これには、例えば潤滑
を施しながら仕上圧延を行うことが有効であり、この場
合、上記深絞り性はさらに向上する。その原因は、潤滑
により圧延中に導入される板厚方向の歪みが均一とな
り、板厚方向の組織の均一性がさらに良好となるためと
考えられる。この知見を見出した実験結果を図２に示
す。これは、０．００１５％Ｃ−０．０１％Ｓｉ−０．
１％Ｍｎ−０．００５％Ｐ−０．０１０％Ｓ−０．０３
５％Ａｌ−０．００２％Ｎからなる鋼を種々の条件で１
ｍｍの熱延板として調査した結果であり、（２２２）
center／（２２２）1/8t≦２なる関係が満足されると、
γ値が１．５を超え、深絞り性が飛躍的に向上する。
／８部（１／８ｔ）における面強度比が１に近いほど板
厚方向の集合組織は均一となる。これには、例えば潤滑
を施しながら仕上圧延を行うことが有効であり、この場
合、上記深絞り性はさらに向上する。その原因は、潤滑
により圧延中に導入される板厚方向の歪みが均一とな
り、板厚方向の組織の均一性がさらに良好となるためと
考えられる。この知見を見出した実験結果を図２に示
す。これは、０．００１５％Ｃ−０．０１％Ｓｉ−０．
１％Ｍｎ−０．００５％Ｐ−０．０１０％Ｓ−０．０３
５％Ａｌ−０．００２％Ｎからなる鋼を種々の条件で１
ｍｍの熱延板として調査した結果であり、（２２２）
center／（２２２）1/8t≦２なる関係が満足されると、
γ値が１．５を超え、深絞り性が飛躍的に向上する。
【０００９】以上の知見をもとに深絞り性の優れた熱延
鋼板の製造技術を確立した。
鋼板の製造技術を確立した。
【００１０】本発明の要旨とするところは、（１）重量
％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ：０．００３％以下を含み、さらにＴｉ及びＮｂ
のうち１種以上を合計で０．０３〜０．１％を含み、か
つＴｉあるいはＮｂの炭化物として析出する炭素量が７
ｐｐｍ以下であり、さらに中心層（ｃｅｎｔｅｒ）と全
厚の１／８部（１／８ｔ）における面強度比が（２２
２）center／（２２２）1/8t≦２なる関係を満足するこ
とを特徴とする深絞り性の優れた熱延鋼板、（２）さら
に、重量％で、Ｂ：０．００５％以下を含むことを特徴
とする上記（１）記載の深絞り性の優れた熱延鋼板、
（３）さらに、重量％で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＳｎの
うち１種または２種以上を合計で０．５％以下含むこと
を特徴とする上記（１）または（２）記載の深絞り性の
優れた熱延鋼板、（４）重量％で、Ｃ：０．００３％以
下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下を
含み、さらにＴｉ及びＮｂのうち１種以上を合計で０．
０３〜０．１％を含む鋼を連続鋳造にてスラブとした
後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、先行
するシートバーに接続後、仕上圧延を、後の捲取工程以
降でＴｉあるいはＮｂの炭化物として検出される仕上圧
延前の固溶炭素量が７ｐｐｍ以下の状態で開始して、さ
らにＡｒ3点以下、７５０℃以上の温度域での合計圧下
率が７０％以上、９８％以下になるように実施し、続い
て６００℃以上、７５０℃以下の温度で捲き取り、中心
層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）にお
ける面強度比を（２２２）center／（２２２）1/8t≦２
とすることを特徴とする深絞り性の優れた熱延鋼板の製
造方法、（５）さらに、重量％で、Ｂ：０．００５％以
下を含むことを特徴とする上記（４）記載の深絞り性の
優れた熱延鋼板の製造方法、（６）さらに、重量％で、
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＳｎのうち１種または２種以上を
合計で０．５％以下含むことを特徴とする上記（４）ま
たは（５）記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の製造方
法、（７）粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに
巻き取ることを特徴とする上記（４）ないし（６）のい
ずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の製造方
法、（８）厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造後、直ちに
粗圧延を実施することを特徴とする上記（４）ないし
（７）のいずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼
板の製造方法、（９）仕上圧延を実施する際に、少なく
とも１パス以上潤滑を施しながら行うことを特徴とする
上記（４）ないし（８）のいずれか１項に記載の深絞り
性の優れた熱延鋼板の製造方法、である。
％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｎ：０．００３％以下を含み、さらにＴｉ及びＮｂ
のうち１種以上を合計で０．０３〜０．１％を含み、か
つＴｉあるいはＮｂの炭化物として析出する炭素量が７
ｐｐｍ以下であり、さらに中心層（ｃｅｎｔｅｒ）と全
厚の１／８部（１／８ｔ）における面強度比が（２２
２）center／（２２２）1/8t≦２なる関係を満足するこ
とを特徴とする深絞り性の優れた熱延鋼板、（２）さら
に、重量％で、Ｂ：０．００５％以下を含むことを特徴
とする上記（１）記載の深絞り性の優れた熱延鋼板、
（３）さらに、重量％で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＳｎの
うち１種または２種以上を合計で０．５％以下含むこと
を特徴とする上記（１）または（２）記載の深絞り性の
優れた熱延鋼板、（４）重量％で、Ｃ：０．００３％以
下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下を
含み、さらにＴｉ及びＮｂのうち１種以上を合計で０．
０３〜０．１％を含む鋼を連続鋳造にてスラブとした
後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、先行
するシートバーに接続後、仕上圧延を、後の捲取工程以
降でＴｉあるいはＮｂの炭化物として検出される仕上圧
延前の固溶炭素量が７ｐｐｍ以下の状態で開始して、さ
らにＡｒ3点以下、７５０℃以上の温度域での合計圧下
率が７０％以上、９８％以下になるように実施し、続い
て６００℃以上、７５０℃以下の温度で捲き取り、中心
層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）にお
ける面強度比を（２２２）center／（２２２）1/8t≦２
とすることを特徴とする深絞り性の優れた熱延鋼板の製
造方法、（５）さらに、重量％で、Ｂ：０．００５％以
下を含むことを特徴とする上記（４）記載の深絞り性の
優れた熱延鋼板の製造方法、（６）さらに、重量％で、
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＳｎのうち１種または２種以上を
合計で０．５％以下含むことを特徴とする上記（４）ま
たは（５）記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の製造方
法、（７）粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに
巻き取ることを特徴とする上記（４）ないし（６）のい
ずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の製造方
法、（８）厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造後、直ちに
粗圧延を実施することを特徴とする上記（４）ないし
（７）のいずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼
板の製造方法、（９）仕上圧延を実施する際に、少なく
とも１パス以上潤滑を施しながら行うことを特徴とする
上記（４）ないし（８）のいずれか１項に記載の深絞り
性の優れた熱延鋼板の製造方法、である。
【００１１】まず、本発明における成分組成の限定理由
について述べる。
について述べる。
【００１２】Ｃは、０．００３％以下としなくてはなら
ない。これを超えて添加されると固溶炭素量が多くな
り、深絞り性が劣化する。また、０．００１％より低く
なると脱炭コストの大幅な上昇を招くため、好ましくな
い。
ない。これを超えて添加されると固溶炭素量が多くな
り、深絞り性が劣化する。また、０．００１％より低く
なると脱炭コストの大幅な上昇を招くため、好ましくな
い。
【００１３】ＳｉとＡｌは、フェライト域熱延の温度を
高温にして、圧延時及び圧延後の再結晶を促進させるの
に有効である。しかし、Ｓｉは過度に添加されると鋼を
硬質化し、加工性を劣化させるばかりでなく、スケール
起因の疵が発生し易くなることから０．５％を上限とす
る。一方、Ａｌについては、鋼の脱酸のためにも添加さ
れる。そのためには０．００５％以上の添加が必要であ
る。しかし、過剰の添加はコストアップになるとともに
鋼中に介在物を残すことになるため、上限を０．１％と
する。
高温にして、圧延時及び圧延後の再結晶を促進させるの
に有効である。しかし、Ｓｉは過度に添加されると鋼を
硬質化し、加工性を劣化させるばかりでなく、スケール
起因の疵が発生し易くなることから０．５％を上限とす
る。一方、Ａｌについては、鋼の脱酸のためにも添加さ
れる。そのためには０．００５％以上の添加が必要であ
る。しかし、過剰の添加はコストアップになるとともに
鋼中に介在物を残すことになるため、上限を０．１％と
する。
【００１４】Ｍｎは、主として鋼を高強度化する場合に
添加されるが、過剰に添加されると硬質化して加工性が
劣化する。本発明においては熱間加工性を確保するた
め、０．０５％以上が必要である。一方、０．５％を超
えて添加されると、硬質化し、加工性が劣化するため、
０．５％を上限とする。
添加されるが、過剰に添加されると硬質化して加工性が
劣化する。本発明においては熱間加工性を確保するた
め、０．０５％以上が必要である。一方、０．５％を超
えて添加されると、硬質化し、加工性が劣化するため、
０．５％を上限とする。
【００１５】Ｐは、本発明においては積極的に添加され
る必要のない元素である。そのため、不可避的に含まれ
るものとして０．０２％以下とする。
る必要のない元素である。そのため、不可避的に含まれ
るものとして０．０２％以下とする。
【００１６】Ｓは、Ｍｎとの結合によりＡ系介在物（Ｊ
ＩＳ Ｇ ０５５５）を形成し、延性を劣化させるばか
りでなく、過度に添加されると熱間割れを招くため、
０．０１５％を上限とする。また、少なくなり過ぎると
仕上圧延前にＴｉの炭硫化物の析出が不十分となり、仕
上圧延前に固溶炭素を過剰に残すことになるため、０．
００５％を下限とする。
ＩＳ Ｇ ０５５５）を形成し、延性を劣化させるばか
りでなく、過度に添加されると熱間割れを招くため、
０．０１５％を上限とする。また、少なくなり過ぎると
仕上圧延前にＴｉの炭硫化物の析出が不十分となり、仕
上圧延前に固溶炭素を過剰に残すことになるため、０．
００５％を下限とする。
【００１７】Ｔｉ及びＮｂは、炭素及び窒素を固定する
ため添加される。その合計が、０．０３％未満ではその
効果が発揮されず、０．１％を超えて添加されると炭窒
化物を多量に鋼中に析出させることになるため、加工性
が劣化する。
ため添加される。その合計が、０．０３％未満ではその
効果が発揮されず、０．１％を超えて添加されると炭窒
化物を多量に鋼中に析出させることになるため、加工性
が劣化する。
【００１８】Ｎは、ＴｉＮとして析出するが、多量に析
出すると加工性を劣化させるため、０．００５％を上限
とする。
出すると加工性を劣化させるため、０．００５％を上限
とする。
【００１９】Ｂは、必要に応じて添加されるが、その目
的はＮの固定にある。しかし、過剰の添加は鋼を硬質化
して加工を劣化させたり、溶接性が劣化するため、０．
００５％を上限とする。
的はＮの固定にある。しかし、過剰の添加は鋼を硬質化
して加工を劣化させたり、溶接性が劣化するため、０．
００５％を上限とする。
【００２０】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＳｎは、スクラップ
を原料とした際に不可避的に添加されるものであるが、
特に、熱間での加工性の観点から合計で０．５％を上限
とする。
を原料とした際に不可避的に添加されるものであるが、
特に、熱間での加工性の観点から合計で０．５％を上限
とする。
【００２１】さらに、後の捲取工程以降でＴｉあるいは
Ｎｂの炭化物として検出される仕上圧延前の固溶炭素量
が７ｐｐｍを超えると、仕上圧延中に変形帯が形成され
易くなり、前述したように深絞り性を劣化させる。その
ため、上限を７ｐｐｍとする。また、γ値が１．５を超
え、深絞り性を向上させるためには、図２に示すように
中心層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）
における面強度比が（２２２）center／（２２２）1/8t
≦２なる関係を満足させる必要がある。２を超えると、
γ値が急激に低下するので好ましくない。
Ｎｂの炭化物として検出される仕上圧延前の固溶炭素量
が７ｐｐｍを超えると、仕上圧延中に変形帯が形成され
易くなり、前述したように深絞り性を劣化させる。その
ため、上限を７ｐｐｍとする。また、γ値が１．５を超
え、深絞り性を向上させるためには、図２に示すように
中心層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）
における面強度比が（２２２）center／（２２２）1/8t
≦２なる関係を満足させる必要がある。２を超えると、
γ値が急激に低下するので好ましくない。
【００２２】次に、本発明における仕上圧延条件及び捲
取条件について説明する。
取条件について説明する。
【００２３】粗圧延を終了して先行するシートバーに接
続後、直ちに仕上圧延を実施する。この時、接続前にシ
ートバーをコイルに巻き取った後、巻き戻しながら先行
する圧延材に接続してから仕上圧延を実施しても本発明
における効果を損なうものではない。さらに、巻き取っ
た後に保熱あるいは加熱を行ってもかまわない。特に、
前述のシートバーを巻き取った後で巻き戻すことは、圧
延端の局部的な温度低下やスキッドマークによる温度低
下を解消し、コイル長手方向の材質の均質化が容易とな
る。
続後、直ちに仕上圧延を実施する。この時、接続前にシ
ートバーをコイルに巻き取った後、巻き戻しながら先行
する圧延材に接続してから仕上圧延を実施しても本発明
における効果を損なうものではない。さらに、巻き取っ
た後に保熱あるいは加熱を行ってもかまわない。特に、
前述のシートバーを巻き取った後で巻き戻すことは、圧
延端の局部的な温度低下やスキッドマークによる温度低
下を解消し、コイル長手方向の材質の均質化が容易とな
る。
【００２４】仕上圧延における圧延条件は本発明におい
ては最も重要な因子である。まず、仕上圧延を実施する
温度域についてはＡｒ3変態点以下とする必要がある。
この温度より高いと圧延後の冷却中にγからαに変態す
ることになり、深絞り性を向上させる集合組織が形成さ
れないためである。また、７５０℃よりも低温域では圧
延材の変形抵抗が大きく、圧延時の負荷が高くなり過ぎ
るため、７５０℃を下限とする。一方、仕上圧延での圧
下率は、低いとその後の捲き取りでの再結晶が不十分と
なるばかりでなく、得られる結晶粒径も不均一となるた
め、７０％以上必要である。しかし、９８％を超えると
圧延機への負荷が高くなり過ぎるため、９８％を上限と
する。
ては最も重要な因子である。まず、仕上圧延を実施する
温度域についてはＡｒ3変態点以下とする必要がある。
この温度より高いと圧延後の冷却中にγからαに変態す
ることになり、深絞り性を向上させる集合組織が形成さ
れないためである。また、７５０℃よりも低温域では圧
延材の変形抵抗が大きく、圧延時の負荷が高くなり過ぎ
るため、７５０℃を下限とする。一方、仕上圧延での圧
下率は、低いとその後の捲き取りでの再結晶が不十分と
なるばかりでなく、得られる結晶粒径も不均一となるた
め、７０％以上必要である。しかし、９８％を超えると
圧延機への負荷が高くなり過ぎるため、９８％を上限と
する。
【００２５】仕上圧延で潤滑を施す場合、潤滑油の種類
及びエマルジョンの濃度は、特に限定されるものではな
い。潤滑圧延を実施する目的は、ロールと圧延材との摩
擦係数を低下させ、圧延荷重の低下を図るとともに板厚
方向のひずみを均一に分布させることにある。特に前述
したような中心層と１／８ｔ面における（２２２）面強
度の関係が前述の式を満足するには、仕上圧延における
潤滑圧延が有利となる。
及びエマルジョンの濃度は、特に限定されるものではな
い。潤滑圧延を実施する目的は、ロールと圧延材との摩
擦係数を低下させ、圧延荷重の低下を図るとともに板厚
方向のひずみを均一に分布させることにある。特に前述
したような中心層と１／８ｔ面における（２２２）面強
度の関係が前述の式を満足するには、仕上圧延における
潤滑圧延が有利となる。
【００２６】捲き取りでは、仕上圧延時に形成された加
工組織を速やかに再結晶させる必要がある。６００℃未
満では再結晶が不十分であり、７５０℃を超えるとスケ
ール剥離性が悪くなるため酸洗性が悪化する。そのた
め、捲取温度は６００℃以上、７５０℃以下とする。
工組織を速やかに再結晶させる必要がある。６００℃未
満では再結晶が不十分であり、７５０℃を超えるとスケ
ール剥離性が悪くなるため酸洗性が悪化する。そのた
め、捲取温度は６００℃以上、７５０℃以下とする。
【００２７】前述した鋼の溶製は、転炉を用いるのが一
般的であるが、電気炉でスクラップを溶解してもかまわ
ない。さらに、鋳造は連続にて実施されるが、１００ｍ
ｍ以下の薄スラブに鋳造されても本発明における効果を
何等損なうものではない。
般的であるが、電気炉でスクラップを溶解してもかまわ
ない。さらに、鋳造は連続にて実施されるが、１００ｍ
ｍ以下の薄スラブに鋳造されても本発明における効果を
何等損なうものではない。
【００２８】また、用いる熱延設備は、通常の熱延スト
リップミルで良いが、薄スラブを用いて粗圧延を簡略す
るものでもかまわない。更に、仕上圧延前のシートバー
の接続方法は、特に限定されるものではないが、レーザ
ー溶接、アーク溶接及び圧接等で実施するのが好まし
い。一方、接続前に捲き取る場合、その方法についても
特に限定されるものではない。その際、捲き取ったコイ
ルを保熱あるいは加熱することも本発明における効果を
損なうものではない。
リップミルで良いが、薄スラブを用いて粗圧延を簡略す
るものでもかまわない。更に、仕上圧延前のシートバー
の接続方法は、特に限定されるものではないが、レーザ
ー溶接、アーク溶接及び圧接等で実施するのが好まし
い。一方、接続前に捲き取る場合、その方法についても
特に限定されるものではない。その際、捲き取ったコイ
ルを保熱あるいは加熱することも本発明における効果を
損なうものではない。
【００２９】
（実施例１）Ｃ：０．００１８％以下，Ｓｉ：０．０５
％，Ｍｎ：０．１１％，Ｐ：０．００５％，Ｓ：０．０
０７％，Ａｌ：０．０３５％，Ｔｉ：０．０４５％，
Ｎ：０．００１５％を含む鋼を転炉出鋼し、連続鋳造に
てスラブとした。このスラブを、１１００℃で加熱して
から２５ｍｍまで粗圧延を実施し、先行するシートバー
に接続後、表１に示すような種々の仕上温度及び捲取温
度で熱間圧延を実施した。なお、Ａｒ3点は、９１６−
５０〔Ｃ（％）〕＋２７〔Ｓｉ（％）〕−６４〔Ｍｎ
（％）〕より概算すると９１０℃であり、仕上圧延前の
８８０℃における固溶炭素量は０．０００４％であっ
た。材質評価としてに引張試験は、供試材を、まず、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ
Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。結果を
同表に示す。本発明に従ったＮｏ．１、２、３、４、
５、６、８、９及び１０では、高い伸びとγ値を示す。
一方、面強度比が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．
７、１１及び１２では、板厚方向の異方性が大きいた
め、やはり伸びとγ値が低い。また、Ｎｏ．１０及び１
１では、仕上温度が本発明の範囲から低く外れたため、
捲取での結晶粒成長性が不十分となり、伸びとγ値が低
い。特に、Ｎｏ．１２では、仕上温度がＡｒ3点以上で
あるため、仕上圧延後変態してからの捲取となる。その
ため、仕上熱延で形成された集合組織が壊れることに起
因し、γ値が低いと思われる。さらに、捲取温度が低く
外れたＮｏ．４は、結晶粒成長性が不十分なため、γ値
が低い。
％，Ｍｎ：０．１１％，Ｐ：０．００５％，Ｓ：０．０
０７％，Ａｌ：０．０３５％，Ｔｉ：０．０４５％，
Ｎ：０．００１５％を含む鋼を転炉出鋼し、連続鋳造に
てスラブとした。このスラブを、１１００℃で加熱して
から２５ｍｍまで粗圧延を実施し、先行するシートバー
に接続後、表１に示すような種々の仕上温度及び捲取温
度で熱間圧延を実施した。なお、Ａｒ3点は、９１６−
５０〔Ｃ（％）〕＋２７〔Ｓｉ（％）〕−６４〔Ｍｎ
（％）〕より概算すると９１０℃であり、仕上圧延前の
８８０℃における固溶炭素量は０．０００４％であっ
た。材質評価としてに引張試験は、供試材を、まず、Ｊ
ＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ
Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。結果を
同表に示す。本発明に従ったＮｏ．１、２、３、４、
５、６、８、９及び１０では、高い伸びとγ値を示す。
一方、面強度比が本発明の範囲から高く外れたＮｏ．
７、１１及び１２では、板厚方向の異方性が大きいた
め、やはり伸びとγ値が低い。また、Ｎｏ．１０及び１
１では、仕上温度が本発明の範囲から低く外れたため、
捲取での結晶粒成長性が不十分となり、伸びとγ値が低
い。特に、Ｎｏ．１２では、仕上温度がＡｒ3点以上で
あるため、仕上圧延後変態してからの捲取となる。その
ため、仕上熱延で形成された集合組織が壊れることに起
因し、γ値が低いと思われる。さらに、捲取温度が低く
外れたＮｏ．４は、結晶粒成長性が不十分なため、γ値
が低い。
【００３０】
【表１】
（実施例２）表２に示す種々の組成の鋼を転炉あるいは
電炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。このスラブを、
１０００〜１２００℃で加熱してから、種々の板厚に粗
圧延を行い、先行するシートバーに接続して、仕上圧延
を行った。この時、Ｃ、Ｄ、Ｆ及びＫ鋼のようにシート
バーの接続前に同表に示した温度で捲き取り、１０分以
内の保熱を行ってから巻きほぐすか、あるいは保熱する
ことなく直ちに巻きほぐして（Ｂ、Ｈ、Ｉ、Ｌ及びＭ
鋼）、先行するシートバーに接続した。その後、Ａｒ3
点以下の温度域で６パスの仕上圧延を行い、８００℃で
仕上圧延を終了した。その際に潤滑油のエマルジョンを
供給するが、その供給スタンド（Ｎｏ．１〜６スタン
ド）を表３に示す。続いて再結晶が十分に完了する温度
域でコイルに巻き取った。さらに、１％の調質圧延を施
してから、実施例１と同じ方法で材質評価を行った。結
果を表３に示す。本発明に従ったＳ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、
Ｆ、Ｇ及びＨ鋼のＮｏ．１〜９及びＮｏ．１１〜１８で
は、高い伸びとγ値を示す。しかし、本発明鋼でも仕上
圧延での圧下率が本発明の範囲から低く外れたＮｏ．１
０では、板厚方向の組織が不均一となるため、伸びとγ
値が低い。一方、Ｃ及びＮ量が本発明の範囲から高く外
れたＩ鋼では、仕上圧延前の８８０℃における固溶炭素
量が７ｐｐｍを超えるため、高いγ値が得られない。な
お、この鋼には時効性の劣化が懸念される。また、Ｓｉ
量が高く外れたＪ鋼では、伸びとγ値が低いばかりでな
く、スケール起因の疵の発生が懸念される。Ｍｎ及びＰ
量が高く外れたＫ鋼は、硬質となるため伸びとγ値が低
い。Ｌ鋼は、Ｔｉ量が低くなり過ぎたため、仕上圧延前
にＴｉの炭硫化物の形成が少なく、８８０℃での固溶炭
素量が７ｐｐｍを超えるためγ値が低い。さらにＭ鋼で
は、Ｓ量が高く外れたため、熱間圧延時の割れの発生が
懸念されるとともに、硬質化して伸びとγ値が低い。
電炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。このスラブを、
１０００〜１２００℃で加熱してから、種々の板厚に粗
圧延を行い、先行するシートバーに接続して、仕上圧延
を行った。この時、Ｃ、Ｄ、Ｆ及びＫ鋼のようにシート
バーの接続前に同表に示した温度で捲き取り、１０分以
内の保熱を行ってから巻きほぐすか、あるいは保熱する
ことなく直ちに巻きほぐして（Ｂ、Ｈ、Ｉ、Ｌ及びＭ
鋼）、先行するシートバーに接続した。その後、Ａｒ3
点以下の温度域で６パスの仕上圧延を行い、８００℃で
仕上圧延を終了した。その際に潤滑油のエマルジョンを
供給するが、その供給スタンド（Ｎｏ．１〜６スタン
ド）を表３に示す。続いて再結晶が十分に完了する温度
域でコイルに巻き取った。さらに、１％の調質圧延を施
してから、実施例１と同じ方法で材質評価を行った。結
果を表３に示す。本発明に従ったＳ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、
Ｆ、Ｇ及びＨ鋼のＮｏ．１〜９及びＮｏ．１１〜１８で
は、高い伸びとγ値を示す。しかし、本発明鋼でも仕上
圧延での圧下率が本発明の範囲から低く外れたＮｏ．１
０では、板厚方向の組織が不均一となるため、伸びとγ
値が低い。一方、Ｃ及びＮ量が本発明の範囲から高く外
れたＩ鋼では、仕上圧延前の８８０℃における固溶炭素
量が７ｐｐｍを超えるため、高いγ値が得られない。な
お、この鋼には時効性の劣化が懸念される。また、Ｓｉ
量が高く外れたＪ鋼では、伸びとγ値が低いばかりでな
く、スケール起因の疵の発生が懸念される。Ｍｎ及びＰ
量が高く外れたＫ鋼は、硬質となるため伸びとγ値が低
い。Ｌ鋼は、Ｔｉ量が低くなり過ぎたため、仕上圧延前
にＴｉの炭硫化物の形成が少なく、８８０℃での固溶炭
素量が７ｐｐｍを超えるためγ値が低い。さらにＭ鋼で
は、Ｓ量が高く外れたため、熱間圧延時の割れの発生が
懸念されるとともに、硬質化して伸びとγ値が低い。
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
（実施例３）表４に示す組成の鋼を転炉あるいは電炉出
鋼し、連続鋳造で７５ｍｍの薄スラブに鋳造後、再加熱
することなく粗圧延にて３０ｍｍとした。その後、直ち
に先行するシートバーに接続してから、６パスで仕上圧
延を実施し、同表に示す温度域で仕上圧延を終了し、１
ｍｍの板厚とした。仕上圧延後は、本発明の範囲で捲き
取りを行い、１％の調質圧延を実施した。材質評価は、
実施例１及び２と同様の方法で行った。いずれの鋼も高
い伸びとγ値が得られている。
鋼し、連続鋳造で７５ｍｍの薄スラブに鋳造後、再加熱
することなく粗圧延にて３０ｍｍとした。その後、直ち
に先行するシートバーに接続してから、６パスで仕上圧
延を実施し、同表に示す温度域で仕上圧延を終了し、１
ｍｍの板厚とした。仕上圧延後は、本発明の範囲で捲き
取りを行い、１％の調質圧延を実施した。材質評価は、
実施例１及び２と同様の方法で行った。いずれの鋼も高
い伸びとγ値が得られている。
【００３３】
【表４】
【００３４】
【発明の効果】本発明により、仕上圧延前の固溶炭素量
を抑制し、Ａｒ3点以下の温度域で仕上圧延を実施する
とともに、板厚方向の集合組織の均一化を図ることによ
り、加工性に優れた熱延鋼板を製造することができる。
を抑制し、Ａｒ3点以下の温度域で仕上圧延を実施する
とともに、板厚方向の集合組織の均一化を図ることによ
り、加工性に優れた熱延鋼板を製造することができる。
【図１】仕上圧延前の固溶炭素量とγ値との関係を示す
図である。
図である。
【図２】板厚方向の集合組織とγ値との関係を示す図で
ある。
ある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 9/48
Claims (9)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下を含
み、さらにＴｉ及びＮｂのうち１種以上を合計で０．０
３〜０．１％を含み、かつＴｉあるいはＮｂの炭化物と
して析出する炭素量が７ｐｐｍ以下であり、さらに中心
層（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）にお
ける面強度比が（２２２）center／（２２２）1/8t≦２
なる関係を満足することを特徴とする深絞り性の優れた
熱延鋼板。 - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｂ：０．００５％以
下を含むことを特徴とする請求項１記載の深絞り性の優
れた熱延鋼板。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及
びＳｎのうち１種または２種以上を合計で０．５％以下
含むことを特徴とする請求項１または２記載の深絞り性
の優れた熱延鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下を含
み、さらにＴｉ及びＮｂのうち１種以上を合計で０．０
３〜０．１％を含む鋼を連続鋳造にてスラブとした後、
再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、先行する
シートバーに接続後、仕上圧延を、後の捲取工程以降で
ＴｉあるいはＮｂの炭化物として検出される仕上圧延前
の固溶炭素量が７ｐｐｍ以下の状態で開始して、さらに
Ａｒ3点以下、７５０℃以上の温度域での合計圧下率が
７０％以上、９８％以下になるように実施し、続いて６
００℃以上、７５０℃以下の温度で捲き取り、中心層
（ｃｅｎｔｅｒ）と全厚の１／８部（１／８ｔ）におけ
る面強度比を（２２２）center／（２２２）1/8t≦２と
することを特徴とする深絞り性の優れた熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項５】 さらに、重量％で、Ｂ：０．００５％以
下を含むことを特徴とする請求項４記載の深絞り性の優
れた熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 さらに、重量％で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及
びＳｎのうち１種または２種以上を合計で０．５％以下
含むことを特徴とする請求項４または５記載の深絞り性
の優れた熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイ
ルに巻き取ることを特徴とする請求項４ないし６のいず
れか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の製造方
法。 - 【請求項８】 厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造後、直
ちに粗圧延を実施することを特徴とする請求項４ないし
７のいずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱延鋼板の
製造方法。 - 【請求項９】 仕上圧延を実施する際に、少なくとも１
パス以上潤滑を施しながら行うことを特徴とする請求項
４ないし８のいずれか１項に記載の深絞り性の優れた熱
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30518295A JP3443220B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 深絞り性の優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30518295A JP3443220B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 深絞り性の優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09125196A JPH09125196A (ja) | 1997-05-13 |
| JP3443220B2 true JP3443220B2 (ja) | 2003-09-02 |
Family
ID=17942050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30518295A Expired - Fee Related JP3443220B2 (ja) | 1995-10-31 | 1995-10-31 | 深絞り性の優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3443220B2 (ja) |
-
1995
- 1995-10-31 JP JP30518295A patent/JP3443220B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09125196A (ja) | 1997-05-13 |
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