JPH02182837A - 連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法 - Google Patents
連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法Info
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- JPH02182837A JPH02182837A JP351289A JP351289A JPH02182837A JP H02182837 A JPH02182837 A JP H02182837A JP 351289 A JP351289 A JP 351289A JP 351289 A JP351289 A JP 351289A JP H02182837 A JPH02182837 A JP H02182837A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造
法に関し、最終的に冷間圧延・連続焼鈍されてプレス加
工用各種冷延製品に適用される素材の製造法に関する。
法に関し、最終的に冷間圧延・連続焼鈍されてプレス加
工用各種冷延製品に適用される素材の製造法に関する。
（従来の技術）
プレス加工性に優れた冷延鋼板の製造法として特公昭５
６−３８６５５号公報記載の方法が知られている。この
方法は、低炭素アルミニウムキルド鋼の高温捲取りと連
続焼鈍に関するもので、高温捲取りによってＮをＡＺＮ
として析出固定せしめて時効性を改善するとともに、セ
メンタイトを凝集させて高い深絞り性を確保しようとす
るものである。
６−３８６５５号公報記載の方法が知られている。この
方法は、低炭素アルミニウムキルド鋼の高温捲取りと連
続焼鈍に関するもので、高温捲取りによってＮをＡＺＮ
として析出固定せしめて時効性を改善するとともに、セ
メンタイトを凝集させて高い深絞り性を確保しようとす
るものである。
しかしながら、この方法で製造した場合、プレス加工時
に鋼板表層部に粗大粒起因による肌荒れが発生し、場合
によってはプレス割れが発生し大きな問題となっている
。また、熱間圧延時に鋼板表面に微小割れ疵も発生し歩
留低下の原因となっている。
に鋼板表層部に粗大粒起因による肌荒れが発生し、場合
によってはプレス割れが発生し大きな問題となっている
。また、熱間圧延時に鋼板表面に微小割れ疵も発生し歩
留低下の原因となっている。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材を製造
するに当り、粗大粒の発生および表面微小割れの発生を
防止できる製造法の提供を目的とする。
するに当り、粗大粒の発生および表面微小割れの発生を
防止できる製造法の提供を目的とする。
（課題を解決するだめの手段）
本発明の要旨とするところは、重量％にて、Ｃ：０．０
１〜０．０７％、Ｓｔ：０．０８％以下、Ｍｎ：０、１
〜０．４％、 ｓｏｌ、ｋｌ ： ０．０１〜０．１％
、Ｐ：０．８％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
成る鋼を、ＡＺＮ溶体化温度以上ＭｎＳ溶体化温度以下
に加熱し、熱間圧延をＡｒｌ変態点以上で終了し、ひき
つづきＡｒ３変態点以上からＡｒａ ４０’Ｃまで２
０’Ｃ／ｓｅｃ以下の冷却速度で徐冷し、次いで水冷し
て７００〜７８０℃の温度で捲取ることを特徴とする連
続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法にある。
１〜０．０７％、Ｓｔ：０．０８％以下、Ｍｎ：０、１
〜０．４％、 ｓｏｌ、ｋｌ ： ０．０１〜０．１％
、Ｐ：０．８％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物から
成る鋼を、ＡＺＮ溶体化温度以上ＭｎＳ溶体化温度以下
に加熱し、熱間圧延をＡｒｌ変態点以上で終了し、ひき
つづきＡｒ３変態点以上からＡｒａ ４０’Ｃまで２
０’Ｃ／ｓｅｃ以下の冷却速度で徐冷し、次いで水冷し
て７００〜７８０℃の温度で捲取ることを特徴とする連
続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法にある。
（作 用）
本発明者等はこの粗大粒発生のメカニズムとその対策を
見い出すため種々実験と検討を繰り返した。その結果粗
大粒発生メカニズムは、連続焼鈍では短時間焼鈍となり
、ＡＪＨ，Ｆｅ、Ｃの析出が不可能となるので、熱間圧
延で高温捲取を採用してＡＺＮ、Ｆｅ５Ｇを析出させて
いることに主因があることを見い出した。
見い出すため種々実験と検討を繰り返した。その結果粗
大粒発生メカニズムは、連続焼鈍では短時間焼鈍となり
、ＡＪＨ，Ｆｅ、Ｃの析出が不可能となるので、熱間圧
延で高温捲取を採用してＡＺＮ、Ｆｅ５Ｇを析出させて
いることに主因があることを見い出した。
そして、結晶粒が粗大粒化する要因として、■ ＡＪＨ
の析出不足または粗大析出により粒の異常成長が促進さ
れること、 ■ 熱間圧延後の結晶粒が混粒、過細粒であったり、結
晶粒に圧延歪が残留して異常粒となる駆動力を備えてい
ること、 ０２点が寄与していることを知見するとともに、この対
策として ｉ）前記■についてはＡＪＨを粒界に微細に密に析出さ
せて粒成長を抑制すること、 ｉｉ）前記■については、歪をなくして均一整粒化する
こと、 が重要であることを見い出した。
の析出不足または粗大析出により粒の異常成長が促進さ
れること、 ■ 熱間圧延後の結晶粒が混粒、過細粒であったり、結
晶粒に圧延歪が残留して異常粒となる駆動力を備えてい
ること、 ０２点が寄与していることを知見するとともに、この対
策として ｉ）前記■についてはＡＪＨを粒界に微細に密に析出さ
せて粒成長を抑制すること、 ｉｉ）前記■については、歪をなくして均一整粒化する
こと、 が重要であることを見い出した。
しかして本発明者等はこれらの対策１）ＡｆＮを微細に
密に析出させる、ｉｉ）歪をなくして均一整粒化させる
方法として、連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼を用い、
熱間圧延のスラブ加熱条件、圧延条件、冷却条件を種々
変えてテストしたところ、（イ）スラブ加熱時粗大Ａｌ
Ｎを溶体化すること、（ロ）熱間圧延後Ａｒ３変態点を
徐冷することによって微細ＡｊＮをα粒界に多数析出で
きること、（ハ）熱間圧延の仕上温度をＡｒ３以上に確
保して圧延すること、及び（ニ）熱間圧延後Ａｒ３変態
点を徐冷すること、によって歪のない均一整粒組織が達
成できることを知見し、本発明を完成したものである。
密に析出させる、ｉｉ）歪をなくして均一整粒化させる
方法として、連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼を用い、
熱間圧延のスラブ加熱条件、圧延条件、冷却条件を種々
変えてテストしたところ、（イ）スラブ加熱時粗大Ａｌ
Ｎを溶体化すること、（ロ）熱間圧延後Ａｒ３変態点を
徐冷することによって微細ＡｊＮをα粒界に多数析出で
きること、（ハ）熱間圧延の仕上温度をＡｒ３以上に確
保して圧延すること、及び（ニ）熱間圧延後Ａｒ３変態
点を徐冷すること、によって歪のない均一整粒組織が達
成できることを知見し、本発明を完成したものである。
以下、本発明に従って限定される熱延条件について述べ
る。
る。
加熱条件ニスラブの段階においてＡＪＨは粗大に析出し
ている。このスラブを低温加熱により圧延し高温捲取し
た場合、粒界へのＡＪＨの微細析出がないため粒の異常
成長を抑制する力が減少する。
ている。このスラブを低温加熱により圧延し高温捲取し
た場合、粒界へのＡＪＨの微細析出がないため粒の異常
成長を抑制する力が減少する。
したがってスラブ加熱条件はＡｌＮ溶体化温度以上とし
ＡＪＨの完全溶体化を行う。／Ｖ Ｎ 溶体化温度は下
記レズリーの式で求まる。
ＡＪＨの完全溶体化を行う。／Ｖ Ｎ 溶体化温度は下
記レズリーの式で求まる。
ｌｏｇ〔％Ａ７） −（％Ｎ） ＝−６７７０／Ｔ＋
１．０３３Ｔ：絶対温度 一方、加熱温度を高（すると粗大析出しているＭｎＳが
溶体化し、硫化物が粒界に多く析出し、圧延時表面に微
小な割れ疵が発生する。このため加熱温度の上限を、Ｍ
ｎＳの溶体化温度以下とする。
１．０３３Ｔ：絶対温度 一方、加熱温度を高（すると粗大析出しているＭｎＳが
溶体化し、硫化物が粒界に多く析出し、圧延時表面に微
小な割れ疵が発生する。このため加熱温度の上限を、Ｍ
ｎＳの溶体化温度以下とする。
ここにＭｎＳの溶体化温度も下記のレズリーの式で求め
ることができる。
ることができる。
ｌｏｇ（％ＦＩｎ〕・〔％Ｓ ） ＝−１２８００／Ｔ
＋５．８６Ｔ；絶対温度 熱間圧延：過細粒、混粒をなくしかつ表層、内部の均一
変態により、歪のない均一整粒を確保するために、圧延
終了温度はＡｒ３変態点以上とする。
＋５．８６Ｔ；絶対温度 熱間圧延：過細粒、混粒をなくしかつ表層、内部の均一
変態により、歪のない均一整粒を確保するために、圧延
終了温度はＡｒ３変態点以上とする。
冷却条件二本発明の冷却条件は２段階からなり、先ず第
１段は、仕上圧延をＡｒ３変態点以上で終了してからＡ
ｒ３ ４０℃までを２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で徐
冷するが、これは変態点を徐冷して通過させることが狙
いである。
１段は、仕上圧延をＡｒ３変態点以上で終了してからＡ
ｒ３ ４０℃までを２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で徐
冷するが、これは変態点を徐冷して通過させることが狙
いである。
第１図に冷却パターンを示すが、図中（１）はＡｒ＝以
上で長時間徐冷したのちＡｒ、変態点以上から急冷する
パターン、（２）はＡｒ、以上で短時間徐冷してＡｒ＝
変態点以上から急冷するパターン、（３）はＡｒ。
上で長時間徐冷したのちＡｒ、変態点以上から急冷する
パターン、（２）はＡｒ、以上で短時間徐冷してＡｒ＝
変態点以上から急冷するパターン、（３）はＡｒ。
変態点を徐冷してから急冷するパターン（本発明）であ
る。
る。
これら３つの冷却パターンで徐冷した熱延鋼板より試料
を採取し組織調査をしたところ、（１）、 （２）のも
のには粗大粒が発生していたが（３）のものには粗大粒
は認められなかった。
を採取し組織調査をしたところ、（１）、 （２）のも
のには粗大粒が発生していたが（３）のものには粗大粒
は認められなかった。
すなわち、変態点を徐冷する（３）のパターンによれば
、γ→α変態時のＩＶＮ析出エネルギーを有効に活用で
き微細ＡｌＮをα粒界に多数析出させることができるこ
とと、計、変態点の徐冷により再結晶時間が十分に確保
できるため、歪のないしかも大きさの均一な再結晶粒の
形成が可能となり、これによって粗大粒の発生が防止さ
れたものである。
、γ→α変態時のＩＶＮ析出エネルギーを有効に活用で
き微細ＡｌＮをα粒界に多数析出させることができるこ
とと、計、変態点の徐冷により再結晶時間が十分に確保
できるため、歪のないしかも大きさの均一な再結晶粒の
形成が可能となり、これによって粗大粒の発生が防止さ
れたものである。
徐冷をＡｒ３ ４０℃までとする理由は、この温度範囲
で十分に微細ＡＩＮをα粒界に多数析出させることが可
能であることと、再結晶時間も十分確保でき歪のない均
一整粒の形成が可能であり、これ以上低い温度まで徐冷
するのは逆に生産性の低下を招き好ましくないからであ
る。
で十分に微細ＡＩＮをα粒界に多数析出させることが可
能であることと、再結晶時間も十分確保でき歪のない均
一整粒の形成が可能であり、これ以上低い温度まで徐冷
するのは逆に生産性の低下を招き好ましくないからであ
る。
次に冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以下とするものであるが
、２０°（／ｓｅｃを越える早い冷却速度ではγ→α変
態時の変態速度が早くなりすぎ、粒界にＡｌＮを微細析
出することが困難であり不都合である。
、２０°（／ｓｅｃを越える早い冷却速度ではγ→α変
態時の変態速度が早くなりすぎ、粒界にＡｌＮを微細析
出することが困難であり不都合である。
次に第２段の冷却は、第１段の冷却を行ったのち水冷し
て７００〜７８０℃に冷却し捲取ることからなる。この
水冷は好ましくは４０〜１３０℃／ｓｅｃで急冷するも
のである。
て７００〜７８０℃に冷却し捲取ることからなる。この
水冷は好ましくは４０〜１３０℃／ｓｅｃで急冷するも
のである。
捲取温度の上限を７８０℃としたのは、これを越えた高
温で捲取るとＡＺＮが粗大化することにより異常粒成長
が起り好ましくないからである。
温で捲取るとＡＺＮが粗大化することにより異常粒成長
が起り好ましくないからである。
一方、下限を７００℃としたのはＦｅ、Ｃを充分に析出
させＣを無害化し最終成品での高い深絞り性を確保する
ためである。
させＣを無害化し最終成品での高い深絞り性を確保する
ためである。
次に、成分限定理由を述べる。
Ｃは低過ぎると脱炭コストの上昇を招き、高過ぎると深
絞り性が低下する。このため０．０１〜０．０７％とす
る。
絞り性が低下する。このため０．０１〜０．０７％とす
る。
Ｓｉは鋼の強度を増すが、多いと成形性や成形後の外観
を損うおそれがあるため０．０８％以下とする。
を損うおそれがあるため０．０８％以下とする。
Ｍｎは鋼の熱間加工性を改善するほか、安価に強度を向
上できる元素である。しかし多くなると成形性を損うの
で０．１〜０．４％とする。
上できる元素である。しかし多くなると成形性を損うの
で０．１〜０．４％とする。
ｓｏｌ、ｋｔはＮをＡｌＮとして析出固定させて時効性
を改善するとともに、結晶粒が異常成長するのを防止す
る。Ｎを固定するためにＭは０．０１％以上が必要であ
る。しかし多量になると、冷間圧延後に実施する連続焼
鈍の再結晶温度を高めるほか、鋼が硬質となりプレス成
形性が損われるため、上限は０．１％とする。
を改善するとともに、結晶粒が異常成長するのを防止す
る。Ｎを固定するためにＭは０．０１％以上が必要であ
る。しかし多量になると、冷間圧延後に実施する連続焼
鈍の再結晶温度を高めるほか、鋼が硬質となりプレス成
形性が損われるため、上限は０．１％とする。
Ｐは強度上昇に有効な元素で高強度を望む場合は積極的
に添加する。しかし多くなりすぎると鋼が脆化するので
上限は０．８％とする。
に添加する。しかし多くなりすぎると鋼が脆化するので
上限は０．８％とする。
Ｓは硫化物系介在物を生成しプレス成形性を劣化させる
ので少ない方がよい。このため０．０５％以下とする。
ので少ない方がよい。このため０．０５％以下とする。
Ｎは不純物として０．００８％以下含有される。
少ない方が高いプレス成形性が得られる。
しかして、上記の方法にて粗大粒のない連続焼鈍用アル
ミキルド鋼板素材が得られるが、最終的には該素材を冷
間圧延と連続焼鈍してプレス加工用の各種冷延鋼板とす
るものである。
ミキルド鋼板素材が得られるが、最終的には該素材を冷
間圧延と連続焼鈍してプレス加工用の各種冷延鋼板とす
るものである。
冷間圧延や連続焼鈍の条件は特別なものでなく、通常用
いられている範囲のもので充分である。
いられている範囲のもので充分である。
実施例
供試材の化学成分を第１表に示し、熱延条件と得られた
素材の熱延捲取後の粗大粒の有無、表面微小割れ発生有
無を第２表に示す。
素材の熱延捲取後の粗大粒の有無、表面微小割れ発生有
無を第２表に示す。
第２表に示す如く、本発明に従うＡｌ、Ａ２゜Ｂｌ、Ｃ
Ｉ、ＤＩ、Ｄ２．Ｅｌ、Ｅ２は何れも粗大粒の発生がな
くかつ、微小表面割れも発生せず、極めて良好であった
。
Ｉ、ＤＩ、Ｄ２．Ｅｌ、Ｅ２は何れも粗大粒の発生がな
くかつ、微小表面割れも発生せず、極めて良好であった
。
一方、その他の板Ｎｏ、の比較例は本発明で限定する要
件を完全に満たさないため、粗大粒の発生が認められた
。就中Ｂ４．Ｄ５は加熱温度が高いため微小表面割れも
発生した。
件を完全に満たさないため、粗大粒の発生が認められた
。就中Ｂ４．Ｄ５は加熱温度が高いため微小表面割れも
発生した。
（発明の効果）
以上詳細に述べた如く、本発明によれば、連続焼鈍用ア
ルミキルド鋼板素材の製造において、粗大粒の発生を確
実に解消できるとともに、微小表面割れ疵の発生も解消
できるので産業上その効果は多大である。
ルミキルド鋼板素材の製造において、粗大粒の発生を確
実に解消できるとともに、微小表面割れ疵の発生も解消
できるので産業上その効果は多大である。
第１図は本発明における熱間圧延後変態点徐冷パターン
を示す説明図である。 吟間
を示す説明図である。 吟間
Claims (1)
- 重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．０
８％以下、Ｍｎ：０．１〜０．４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｐ：０．８％以下、Ｓ：０．０５％
以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物から成る鋼を、ＡｌＮ溶体化温度以上Ｍｎ
Ｓ溶体化温度以下に加熱し、熱間圧延をＡｒ＿３変態点
以上で終了し、ひきつづきＡｒ＿３変態点以上からＡｒ
＿３−４０℃まで２０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で徐冷
し、次いで水冷して７００〜７８０℃の温度で捲取るこ
とを特徴とする連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1003512A JPH0776380B2 (ja) | 1989-01-10 | 1989-01-10 | 連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1003512A JPH0776380B2 (ja) | 1989-01-10 | 1989-01-10 | 連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02182837A true JPH02182837A (ja) | 1990-07-17 |
| JPH0776380B2 JPH0776380B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=11559416
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1003512A Expired - Lifetime JPH0776380B2 (ja) | 1989-01-10 | 1989-01-10 | 連続焼鈍用アルミニウムキルド鋼板素材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776380B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017057449A (ja) * | 2015-09-15 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 |
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-
1989
- 1989-01-10 JP JP1003512A patent/JPH0776380B2/ja not_active Expired - Lifetime
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0776380B2 (ja) | 1995-08-16 |
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