JPH0137456B2 - - Google Patents
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- JPH0137456B2 JPH0137456B2 JP56074877A JP7487781A JPH0137456B2 JP H0137456 B2 JPH0137456 B2 JP H0137456B2 JP 56074877 A JP56074877 A JP 56074877A JP 7487781 A JP7487781 A JP 7487781A JP H0137456 B2 JPH0137456 B2 JP H0137456B2
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- hot
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- rolled
- hot rolling
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
Description
本発明は、プレス成形性に優れたAlキルド冷
延鋼板の製造に関するものである。 現今、箱焼鈍法で製造される低炭素Alキルド
冷延鋼板は、一般にプレス成形性に優れ、かつ比
較的安価に製造し得ることから自動車用プレス部
品等にひろく利用されている。 それらのうち、きわめて成形困難なプレス成形
品では不良品の発生率が、高くなるため、これら
成形品には、高延性を有する脱炭脱窒リムド鋼板
や、極低炭素鋼にTi、Nb等の元素を添加した高
ｒ値鋼板が用いられている。 しかし前者は焼鈍時に冷延コイルをルーズコイ
ルに巻き直す必要があり、また後者はTi、Nb等
の元素を添加する必要があるため、コストアツプ
は避けられない。したがつて、低炭素Alキルド
冷延鋼板のプレス成形性をコストアツプすること
なく改善することが強く望まれていた。 ところでR.L.Whiteleyら、また寺崎らの研究
（“Flat Rolled Products”111（1962）P.47、
Interscience、「住友金属」27（1975）P.40）で述
べられているように、低炭素Alキルド冷延鋼板
を箱焼鈍法により製造する場合、高値を得るた
めには、熱延板中に十分な固溶Alと固溶Ｎが存
在することが必要とされており、熱延板中に
AlNが析出するのを防ぐため熱延後可及的に低
温でコイルを巻取ることが好ましいことはよく知
られていた。 しかし熱延後の冷却条件に関して厳密な検討は
行なわれておらず、良好な熱延板形状を得るため
に500℃〜550℃でコイルに巻取られることが多か
つた。 本発明者らは熱延後の冷却、および巻取り条件
を種々検討した結果、Ar3点以上で熱間圧延をし
た後、ただちに30℃／ｓ以上90℃／ｓ以下の冷却
速度で450℃以下まで冷却し、450℃〜300℃の範
囲でコイルに巻取ることにより、冷延焼鈍後のプ
レス加工性が著しく改善されること、すなわち上
記条件によつて製造される、低炭素Alキルド冷
延鋼板に対し、その延性の低下や降伏点の上昇を
もたらすことなしに、この値を飛躍的に向上せ
しめ得るという事実を知見した。 なお、上記のような低温で巻取る方法は、特開
昭55−82731号公報でも提案されている。 上記公報の発明は、低降伏点鋼板の製造方法に
関するもので、結晶粒の微細化を防ぐため、熱延
仕上温度を820℃以下すなわち820〜600℃とする
ことをその特徴の１つとしている。しかし、この
ような温度で熱間圧延した場合、熱延中に、鋼板
温度は、Ar3点以下となり、プレス成形性を大き
く左右する値の低下は避け難い。 本発明の目的は、その高い値によりプレス成
形性が優れている低炭素Alキルド鋼板を安価に
製造し得る新しい方法を提供することにある。 本発明は、前記したとおりの知見に基づいて発
明されたものであつて、その要旨は以下に示すと
おりである。 Ｃ：0.015〜0.100％、Mn：0.10〜0.80％、Ｐ：
≦0.100％、Al：0.005〜0.100％およびＮ：0.002
〜0.010％を含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼スラブを熱間圧延するに際し、 熱間圧延仕上温度をAr3点以上とし、熱間圧延
終了後、直ちに冷却を開始し、450℃に至るまで
30℃／sec〜90℃／secの平均冷却速度でもつて冷
却し、次いで450℃〜300℃の温度で巻取り、その
後40％以上の圧下率で冷間圧延し、さらに箱焼鈍
することを特徴とする、プレス成形性に優れた
Alキルド冷延鋼板の製造方法。 以下本発明を詳しく説明する。 先づ、本発明方法の出発材である鋼スラブ材の
組成について説明する。 Ｃ：Ｃは0.100％以下で良好な材質が得られる。
すなわち0.100％を超えてＣを含有すると、伸び、
ｒ値の低下や降伏点の上昇などの劣化を生じるば
かりでなく、Ｃ量の上昇とともに、スポツト溶接
性が劣化することが知られており、よつてＣ含有
量は0.100％以とする。一方Ｃが0.150％以下では
Ar3点が上昇し、熱延仕上温度を高くする必要が
生じ熱延コストが上昇する。このためＣは0.015
％以上とする。 Ｐ、Mn：Ｐ、Mnは近年、その需要が高まつ
てきた高張力冷延鋼板を製造するために、固溶強
化元素として、しばしば添加されるが、本発明の
主旨をいささかも阻害するものではなく、必要と
される強度を得るために添加することは一向に差
支えない。しかし、0.100％以上のＰを含有する
鋼板は、伸びおよびスポツト溶接性が劣化するこ
とが知られているのでその上限を0.100％とする。 またMNを0.80％以上含有する鋼板は、焼鈍時
にMnが選択酸化され、黒灰色の酸化皮膜を形成
し、鋼板の美観を著しく損なうため、Mnを0.80
％以下とする。 Al：Alは、すでに述べたように、熱延板中に
Ｎとともに固溶状態で存在することにより、冷
延、焼鈍後、鋼板の値を高めるとともに、固溶
ＮをAlNとして固定することにより、伸びを高
め、降伏点の上昇を抑制する。かかる効果を期待
するためには0.005％以上のAlが必要である。一
方0.100％以上Alを添加する必要はなく、コスト
上昇の原因となるので、その上限を0.100％とす
る。 Ｎ：Ｎは、Alと共存することにより値向上
の効果を生ずるためには0.002％以上必要である
が、0.010％以上Ｎを含有すると、延性の低下、
降伏点の上昇が著しい。このため、Ｎ量は0.002
％以上、0.010％以下とする。 次に製造方法における条件を説明する。 熱延仕上温度： 熱延仕上温度はAr3点以下では圧延すると結晶
粒が混粒となり、また、冷延再結晶後の値が著
しく劣化することが知られている。したがつて、
Ar3点以上では圧延を終了しなければならない。 熱延後の冷却速度、巻取温度： 熱延後の冷却速度と熱延板の巻取温度は、本発
署の最も特徴とするところであり、高値を得る
ためには、厳密に制御されねばならない。すなわ
ち、熱延後、450℃に至るまでの冷却速度が、30
℃／ｓ以下では、450℃〜300℃の温度で巻取つて
も高値は得られず、また30℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却した後、450℃以上の温度で巻取つても
ｒ値を向上せしめるという所期の目的を達成する
ことは出来ない。 以上の熱延と熱延後の条件について、さらに以
下の実験例に基づいて説明する。
延鋼板の製造に関するものである。 現今、箱焼鈍法で製造される低炭素Alキルド
冷延鋼板は、一般にプレス成形性に優れ、かつ比
較的安価に製造し得ることから自動車用プレス部
品等にひろく利用されている。 それらのうち、きわめて成形困難なプレス成形
品では不良品の発生率が、高くなるため、これら
成形品には、高延性を有する脱炭脱窒リムド鋼板
や、極低炭素鋼にTi、Nb等の元素を添加した高
ｒ値鋼板が用いられている。 しかし前者は焼鈍時に冷延コイルをルーズコイ
ルに巻き直す必要があり、また後者はTi、Nb等
の元素を添加する必要があるため、コストアツプ
は避けられない。したがつて、低炭素Alキルド
冷延鋼板のプレス成形性をコストアツプすること
なく改善することが強く望まれていた。 ところでR.L.Whiteleyら、また寺崎らの研究
（“Flat Rolled Products”111（1962）P.47、
Interscience、「住友金属」27（1975）P.40）で述
べられているように、低炭素Alキルド冷延鋼板
を箱焼鈍法により製造する場合、高値を得るた
めには、熱延板中に十分な固溶Alと固溶Ｎが存
在することが必要とされており、熱延板中に
AlNが析出するのを防ぐため熱延後可及的に低
温でコイルを巻取ることが好ましいことはよく知
られていた。 しかし熱延後の冷却条件に関して厳密な検討は
行なわれておらず、良好な熱延板形状を得るため
に500℃〜550℃でコイルに巻取られることが多か
つた。 本発明者らは熱延後の冷却、および巻取り条件
を種々検討した結果、Ar3点以上で熱間圧延をし
た後、ただちに30℃／ｓ以上90℃／ｓ以下の冷却
速度で450℃以下まで冷却し、450℃〜300℃の範
囲でコイルに巻取ることにより、冷延焼鈍後のプ
レス加工性が著しく改善されること、すなわち上
記条件によつて製造される、低炭素Alキルド冷
延鋼板に対し、その延性の低下や降伏点の上昇を
もたらすことなしに、この値を飛躍的に向上せ
しめ得るという事実を知見した。 なお、上記のような低温で巻取る方法は、特開
昭55−82731号公報でも提案されている。 上記公報の発明は、低降伏点鋼板の製造方法に
関するもので、結晶粒の微細化を防ぐため、熱延
仕上温度を820℃以下すなわち820〜600℃とする
ことをその特徴の１つとしている。しかし、この
ような温度で熱間圧延した場合、熱延中に、鋼板
温度は、Ar3点以下となり、プレス成形性を大き
く左右する値の低下は避け難い。 本発明の目的は、その高い値によりプレス成
形性が優れている低炭素Alキルド鋼板を安価に
製造し得る新しい方法を提供することにある。 本発明は、前記したとおりの知見に基づいて発
明されたものであつて、その要旨は以下に示すと
おりである。 Ｃ：0.015〜0.100％、Mn：0.10〜0.80％、Ｐ：
≦0.100％、Al：0.005〜0.100％およびＮ：0.002
〜0.010％を含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼スラブを熱間圧延するに際し、 熱間圧延仕上温度をAr3点以上とし、熱間圧延
終了後、直ちに冷却を開始し、450℃に至るまで
30℃／sec〜90℃／secの平均冷却速度でもつて冷
却し、次いで450℃〜300℃の温度で巻取り、その
後40％以上の圧下率で冷間圧延し、さらに箱焼鈍
することを特徴とする、プレス成形性に優れた
Alキルド冷延鋼板の製造方法。 以下本発明を詳しく説明する。 先づ、本発明方法の出発材である鋼スラブ材の
組成について説明する。 Ｃ：Ｃは0.100％以下で良好な材質が得られる。
すなわち0.100％を超えてＣを含有すると、伸び、
ｒ値の低下や降伏点の上昇などの劣化を生じるば
かりでなく、Ｃ量の上昇とともに、スポツト溶接
性が劣化することが知られており、よつてＣ含有
量は0.100％以とする。一方Ｃが0.150％以下では
Ar3点が上昇し、熱延仕上温度を高くする必要が
生じ熱延コストが上昇する。このためＣは0.015
％以上とする。 Ｐ、Mn：Ｐ、Mnは近年、その需要が高まつ
てきた高張力冷延鋼板を製造するために、固溶強
化元素として、しばしば添加されるが、本発明の
主旨をいささかも阻害するものではなく、必要と
される強度を得るために添加することは一向に差
支えない。しかし、0.100％以上のＰを含有する
鋼板は、伸びおよびスポツト溶接性が劣化するこ
とが知られているのでその上限を0.100％とする。 またMNを0.80％以上含有する鋼板は、焼鈍時
にMnが選択酸化され、黒灰色の酸化皮膜を形成
し、鋼板の美観を著しく損なうため、Mnを0.80
％以下とする。 Al：Alは、すでに述べたように、熱延板中に
Ｎとともに固溶状態で存在することにより、冷
延、焼鈍後、鋼板の値を高めるとともに、固溶
ＮをAlNとして固定することにより、伸びを高
め、降伏点の上昇を抑制する。かかる効果を期待
するためには0.005％以上のAlが必要である。一
方0.100％以上Alを添加する必要はなく、コスト
上昇の原因となるので、その上限を0.100％とす
る。 Ｎ：Ｎは、Alと共存することにより値向上
の効果を生ずるためには0.002％以上必要である
が、0.010％以上Ｎを含有すると、延性の低下、
降伏点の上昇が著しい。このため、Ｎ量は0.002
％以上、0.010％以下とする。 次に製造方法における条件を説明する。 熱延仕上温度： 熱延仕上温度はAr3点以下では圧延すると結晶
粒が混粒となり、また、冷延再結晶後の値が著
しく劣化することが知られている。したがつて、
Ar3点以上では圧延を終了しなければならない。 熱延後の冷却速度、巻取温度： 熱延後の冷却速度と熱延板の巻取温度は、本発
署の最も特徴とするところであり、高値を得る
ためには、厳密に制御されねばならない。すなわ
ち、熱延後、450℃に至るまでの冷却速度が、30
℃／ｓ以下では、450℃〜300℃の温度で巻取つて
も高値は得られず、また30℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却した後、450℃以上の温度で巻取つても
ｒ値を向上せしめるという所期の目的を達成する
ことは出来ない。 以上の熱延と熱延後の条件について、さらに以
下の実験例に基づいて説明する。
【表】
表１示す組成の鋼スラブを熱延仕上温度850℃
で板厚2.8mmまで圧延後、ただちに冷却を開始し
スプレー冷却の水量、および圧延速度を変えるこ
とにより冷却速度を約20℃／ｓ、約30℃／ｓ、約
60℃／ｓとなるように冷却し、300℃〜650℃でコ
イルに巻取つた。ここで冷却速度とは巻取温度
480℃以上のものについては熱延終了後巻取温度
までの間の平均冷却速度であり、巻取温度450℃
以下のものについては450℃までの平均冷却速度
を言う。450℃以下の冷却速度はAlNの析出およ
び炭化物の微細化に影響を及ぼさないと考えられ
ているので冷却速度を圧延終了後450℃までの平
均冷却速度で、規定した。 次いで、酸洗によりスケールを除去し、冷間圧
により板厚0.8mmとし、700℃、20hrの焼鈍を施し
た。 図１に上記実施例について、熱延後の冷却速度
別に巻取温度による値の変化を示す。 図示のとおり、巻取温度が550℃〜650℃範囲で
は、値は冷却速度によらず、巻取温度が低くな
るとともに大きくなるが、480℃〜550℃の範囲で
は、巻取温度による値の向上の度合は小さくな
る。 しかし、450℃までの平均冷却速度が30℃／ｓ
および50℃／ｓの場合、巻取温度が450℃以下と
なると値は再び著しく向上し、350℃付近で最
高となる。一方冷却速度が20℃／ｓの場合、450
℃以下で巻取つても、著しい値の向上はみられ
ない。以上の結果は冷却速度を30℃／ｓ以上と
し、かつ巻取温度を300℃〜450℃とすることによ
り、値が著しく改善されることを示している。 巻取温度が、550℃から650℃の範囲で、巻取温
度の低下とともに値が向上する理由は、熱延板
中に析出したAlNが減少し、固溶状態のAlおよ
びＮが、増加するためであるが巻取温度が550℃
以下となると、析出するAlN量がほぼ０となり、
固溶Al、および固溶Ｎ量が変化せず、値の向
上がみられなくなり巻取温度による値の変化は
小さくなる。 30℃／ｓおよび50℃／ｓで冷却した際に、巻取
温度が、450℃以下で値が著しく上昇する理由
については明らかではないが、析出する炭化物が
微細化するため、鋼のマトリツクスが清浄化され
ること、固溶Al、固溶Ｎの存在形態が偏析など、
微視的な点で変化すること等が影響していると考
えられる。 また、これら鋼板の引張特性は降伏応力17〜18
Kg／mm2、伸び46〜48％、引張強さ30〜31Kg／mm2で
ほぼ一定であつた。なお、冷却速度が90℃／ｓを
超えると、熱延板形状が著しく劣化するととも
に、熱延板硬度が上昇し、冷間圧延が困難となる
ため、冷却速度の上限を90℃／ｓとする。 冷間圧延、焼鈍： 上記の各条件によつて熱間圧延され、冷却され
て巻取られた熱延鋼板は、次いで40％以上の圧下
率で冷間圧延され、その後再結晶温度以上の温度
で箱焼鈍されると、 焼鈍中に結晶粒が十分に成長するため、降伏点
の上昇、伸びの低下等、引張特性の劣化を生ずる
ことなく、値が著しく向上する。 以下に本発明の実施例について述べる。 実施例 表２に示す組成の鋼スラブを熱延仕上温度850
℃で熱間圧延し、板厚2.8mmの熱延板とした。熱
延後ただちに冷却速度25℃／ｓで冷却し、520℃
でコイルに巻取る工程（従来法）と、冷却速度
50℃／ｓで冷却し、350℃でコイルに巻取る工程
（本発明法）によつて、それぞれ板厚2.8mmの
熱延板コイルとし、酸洗により脱スケール後、冷
間圧延、700℃、20時間の焼鈍を施し、板厚0.8mm
の冷延鋼板とした。 圧下率0.8％のスキンパス圧延を施した後の引
張試験特性。値、コニカルカツプ試験（CCV
と表わす）の結果を表３に示す。
で板厚2.8mmまで圧延後、ただちに冷却を開始し
スプレー冷却の水量、および圧延速度を変えるこ
とにより冷却速度を約20℃／ｓ、約30℃／ｓ、約
60℃／ｓとなるように冷却し、300℃〜650℃でコ
イルに巻取つた。ここで冷却速度とは巻取温度
480℃以上のものについては熱延終了後巻取温度
までの間の平均冷却速度であり、巻取温度450℃
以下のものについては450℃までの平均冷却速度
を言う。450℃以下の冷却速度はAlNの析出およ
び炭化物の微細化に影響を及ぼさないと考えられ
ているので冷却速度を圧延終了後450℃までの平
均冷却速度で、規定した。 次いで、酸洗によりスケールを除去し、冷間圧
により板厚0.8mmとし、700℃、20hrの焼鈍を施し
た。 図１に上記実施例について、熱延後の冷却速度
別に巻取温度による値の変化を示す。 図示のとおり、巻取温度が550℃〜650℃範囲で
は、値は冷却速度によらず、巻取温度が低くな
るとともに大きくなるが、480℃〜550℃の範囲で
は、巻取温度による値の向上の度合は小さくな
る。 しかし、450℃までの平均冷却速度が30℃／ｓ
および50℃／ｓの場合、巻取温度が450℃以下と
なると値は再び著しく向上し、350℃付近で最
高となる。一方冷却速度が20℃／ｓの場合、450
℃以下で巻取つても、著しい値の向上はみられ
ない。以上の結果は冷却速度を30℃／ｓ以上と
し、かつ巻取温度を300℃〜450℃とすることによ
り、値が著しく改善されることを示している。 巻取温度が、550℃から650℃の範囲で、巻取温
度の低下とともに値が向上する理由は、熱延板
中に析出したAlNが減少し、固溶状態のAlおよ
びＮが、増加するためであるが巻取温度が550℃
以下となると、析出するAlN量がほぼ０となり、
固溶Al、および固溶Ｎ量が変化せず、値の向
上がみられなくなり巻取温度による値の変化は
小さくなる。 30℃／ｓおよび50℃／ｓで冷却した際に、巻取
温度が、450℃以下で値が著しく上昇する理由
については明らかではないが、析出する炭化物が
微細化するため、鋼のマトリツクスが清浄化され
ること、固溶Al、固溶Ｎの存在形態が偏析など、
微視的な点で変化すること等が影響していると考
えられる。 また、これら鋼板の引張特性は降伏応力17〜18
Kg／mm2、伸び46〜48％、引張強さ30〜31Kg／mm2で
ほぼ一定であつた。なお、冷却速度が90℃／ｓを
超えると、熱延板形状が著しく劣化するととも
に、熱延板硬度が上昇し、冷間圧延が困難となる
ため、冷却速度の上限を90℃／ｓとする。 冷間圧延、焼鈍： 上記の各条件によつて熱間圧延され、冷却され
て巻取られた熱延鋼板は、次いで40％以上の圧下
率で冷間圧延され、その後再結晶温度以上の温度
で箱焼鈍されると、 焼鈍中に結晶粒が十分に成長するため、降伏点
の上昇、伸びの低下等、引張特性の劣化を生ずる
ことなく、値が著しく向上する。 以下に本発明の実施例について述べる。 実施例 表２に示す組成の鋼スラブを熱延仕上温度850
℃で熱間圧延し、板厚2.8mmの熱延板とした。熱
延後ただちに冷却速度25℃／ｓで冷却し、520℃
でコイルに巻取る工程（従来法）と、冷却速度
50℃／ｓで冷却し、350℃でコイルに巻取る工程
（本発明法）によつて、それぞれ板厚2.8mmの
熱延板コイルとし、酸洗により脱スケール後、冷
間圧延、700℃、20時間の焼鈍を施し、板厚0.8mm
の冷延鋼板とした。 圧下率0.8％のスキンパス圧延を施した後の引
張試験特性。値、コニカルカツプ試験（CCV
と表わす）の結果を表３に示す。
【表】
【表】
表３に示すように、AlおよびＮ量が多い供試
材No.１、およびAl、Ｎ量が少ない供試材No.２、
いずれの鋼でも工程によるより工程よる方法
が値が高く、CCVが向上している。また、供
試材No.１を基本組成とし、Ｐを添加した供試材No.
３、およびＰとMnを添加した供試材No.４の場合
にも工程により製造された鋼板は、工程によ
る場合より値、CCVともに、向上している。
また、これら鋼板の引張試験特性には、工程お
よび工程による差はみられない。したがつて、
本発明による工程により製造された鋼板は従来
法の工程により製造された鋼板と比べて、すぐ
れたプレス成形性を有することは明らかである。 以上詳細に説明してきたとおり、本発明は、前
掲の成分範囲を有するAlキルド鋼のスラブを仕
上温度Ar3点以上として熱間圧延を行ない、熱延
終了後直ちに冷却を開始して450℃に低下するま
での間に、その平均冷却速度を30℃／sec〜90
℃／secとして冷却を行ない、450℃〜300℃に至
つて巻取りを行なつた後、40％以上の圧下率で冷
間圧延し、さらに箱焼鈍を行なうものであり、従
来方法のようにTi、Nb等の特殊元素を添加して
鋼の組成を変化することがなく、また製造工程を
増加することなしに、低炭素Alキルド鋼板の
値を高めることができ、したがつてプレス成形性
に優れた鋼板を製造することが可能となつた。ま
た本発明によれば、従来方法よりも低温あるいは
短時間の焼鈍で従来方法によるものと同一の値
が得られるから、低炭素Alキルド鋼板の製造コ
ストを低減することが可能となり、本発明方法の
工業的価値は大きい。
材No.１、およびAl、Ｎ量が少ない供試材No.２、
いずれの鋼でも工程によるより工程よる方法
が値が高く、CCVが向上している。また、供
試材No.１を基本組成とし、Ｐを添加した供試材No.
３、およびＰとMnを添加した供試材No.４の場合
にも工程により製造された鋼板は、工程によ
る場合より値、CCVともに、向上している。
また、これら鋼板の引張試験特性には、工程お
よび工程による差はみられない。したがつて、
本発明による工程により製造された鋼板は従来
法の工程により製造された鋼板と比べて、すぐ
れたプレス成形性を有することは明らかである。 以上詳細に説明してきたとおり、本発明は、前
掲の成分範囲を有するAlキルド鋼のスラブを仕
上温度Ar3点以上として熱間圧延を行ない、熱延
終了後直ちに冷却を開始して450℃に低下するま
での間に、その平均冷却速度を30℃／sec〜90
℃／secとして冷却を行ない、450℃〜300℃に至
つて巻取りを行なつた後、40％以上の圧下率で冷
間圧延し、さらに箱焼鈍を行なうものであり、従
来方法のようにTi、Nb等の特殊元素を添加して
鋼の組成を変化することがなく、また製造工程を
増加することなしに、低炭素Alキルド鋼板の
値を高めることができ、したがつてプレス成形性
に優れた鋼板を製造することが可能となつた。ま
た本発明によれば、従来方法よりも低温あるいは
短時間の焼鈍で従来方法によるものと同一の値
が得られるから、低炭素Alキルド鋼板の製造コ
ストを低減することが可能となり、本発明方法の
工業的価値は大きい。
図面は、表１に示した組成からなる鋼スラブを
熱延仕上温度850℃で板厚2.8mmまで圧延した後直
ちに、約20℃／sec、約30℃／sec、約60℃／sec
でそれぞれ冷却し、350℃〜650℃間の温度で巻取
り、次いで冷間圧延により板厚0.8mmとした後、
700℃、20hrで焼鈍した冷延板について、上記熱
延後の冷却速度別に各巻取温度による鋼板の値
の変化を示した図表である。
熱延仕上温度850℃で板厚2.8mmまで圧延した後直
ちに、約20℃／sec、約30℃／sec、約60℃／sec
でそれぞれ冷却し、350℃〜650℃間の温度で巻取
り、次いで冷間圧延により板厚0.8mmとした後、
700℃、20hrで焼鈍した冷延板について、上記熱
延後の冷却速度別に各巻取温度による鋼板の値
の変化を示した図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.015〜0.100％、Mn：0.10〜0.80％、
Ｐ：≦0.100％、Al：0.005〜0.100％およびＮ：
0.002〜0.010％を含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなる鋼スラブを熱間圧延するに際し、
熱間圧延任上温度をAr3点以上とし、 熱間圧延終了後、直ちに冷却を開始し、450℃
に至るまで30℃／sec〜90℃／secの平均冷却速度
でもつて冷却し、次いで450℃〜300℃の温度で巻
取り、その後40％以上の圧下率で冷間圧延し、さ
らに箱焼鈍することを特徴とする、プレス成形性
に優れたAlキルド冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7487781A JPS57192224A (en) | 1981-05-20 | 1981-05-20 | Production of al-killed cold-rolled steel sheet excellent in press-formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7487781A JPS57192224A (en) | 1981-05-20 | 1981-05-20 | Production of al-killed cold-rolled steel sheet excellent in press-formability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57192224A JPS57192224A (en) | 1982-11-26 |
| JPH0137456B2 true JPH0137456B2 (ja) | 1989-08-07 |
Family
ID=13560007
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7487781A Granted JPS57192224A (en) | 1981-05-20 | 1981-05-20 | Production of al-killed cold-rolled steel sheet excellent in press-formability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57192224A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2415894A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6043432A (ja) * | 1983-08-19 | 1985-03-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | アルミキルド冷延鋼板の製造法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5333919A (en) * | 1976-09-10 | 1978-03-30 | Nippon Steel Corp | Production of cold rolled aluminum killed steel sheet with excellent deep drawability |
| JPS5582731A (en) * | 1978-12-15 | 1980-06-21 | Nippon Steel Corp | Manufacture of low-yield-point cold-rolled steel plate |
-
1981
- 1981-05-20 JP JP7487781A patent/JPS57192224A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5333919A (en) * | 1976-09-10 | 1978-03-30 | Nippon Steel Corp | Production of cold rolled aluminum killed steel sheet with excellent deep drawability |
| JPS5582731A (en) * | 1978-12-15 | 1980-06-21 | Nippon Steel Corp | Manufacture of low-yield-point cold-rolled steel plate |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2415894A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
| EP2415893A2 (en) | 2001-08-24 | 2012-02-08 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57192224A (en) | 1982-11-26 |
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