JPH02263933A - 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH02263933A JPH02263933A JP1038376A JP3837689A JPH02263933A JP H02263933 A JPH02263933 A JP H02263933A JP 1038376 A JP1038376 A JP 1038376A JP 3837689 A JP3837689 A JP 3837689A JP H02263933 A JPH02263933 A JP H02263933A
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- 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1
本発明は、自動車用鋼板等に使用される深絞り性に優れ
た熱延鋼板の製造方法に関するものである。
た熱延鋼板の製造方法に関するものである。
〔従来の技術]
従来、自動車用鋼板等に使用される深絞り用薄鋼板には
、その特性として高いランクフォード値(r値)と高い
延性(Eりが要求される。そのような深絞り用鋼板は、
A r 3変態点以上で熱間圧延を終了した後、冷間圧
延により最終板厚の薄板とし、しかる後再結晶焼鈍を施
して製造する冷延鋼板が一般に使用されていた。Oかし
ながら、近年、低コスト化を目的として従来冷延鋼板を
使用していた部材を熱延鋼板で代替しようとする要求が
高まってきた。
、その特性として高いランクフォード値(r値)と高い
延性(Eりが要求される。そのような深絞り用鋼板は、
A r 3変態点以上で熱間圧延を終了した後、冷間圧
延により最終板厚の薄板とし、しかる後再結晶焼鈍を施
して製造する冷延鋼板が一般に使用されていた。Oかし
ながら、近年、低コスト化を目的として従来冷延鋼板を
使用していた部材を熱延鋼板で代替しようとする要求が
高まってきた。
しかし、従来の加工用熱延鋼板は、加工性、特に延性を
確保するため、未再結晶フェライト組織ができるのをさ
け、Ar3変態点以上で圧延を終了していた。そのため
、一般にはγ→α変態時に集合組織がランダム化するた
め、熱延鋼板の深絞り性は冷延鋼板に比べて著しく劣っ
ていた。
確保するため、未再結晶フェライト組織ができるのをさ
け、Ar3変態点以上で圧延を終了していた。そのため
、一般にはγ→α変態時に集合組織がランダム化するた
め、熱延鋼板の深絞り性は冷延鋼板に比べて著しく劣っ
ていた。
深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法はいくつか開示さ
れている。例えば特開昭59−226149号公報では
、C10,002%、5i10.02%、Mn10.2
3%、Plo、009%。
れている。例えば特開昭59−226149号公報では
、C10,002%、5i10.02%、Mn10.2
3%、Plo、009%。
S10.008 %、A I210.025 %、
N10.0021%、Ti10.10%の低炭素Al
キルト鋼を500〜900℃で潤滑油を施しつつ76%
の圧延にて1.6mm板厚の鋼帯とすることにより、r
=1.21の特性を有する薄鋼板の製造例が示されてい
る。しかしながら熱間圧延時に強潤滑圧延を施さなけれ
ばいけないため、鋼板の噛込み不良およびスリップ等の
操業上の困難さを伴う。
N10.0021%、Ti10.10%の低炭素Al
キルト鋼を500〜900℃で潤滑油を施しつつ76%
の圧延にて1.6mm板厚の鋼帯とすることにより、r
=1.21の特性を有する薄鋼板の製造例が示されてい
る。しかしながら熱間圧延時に強潤滑圧延を施さなけれ
ばいけないため、鋼板の噛込み不良およびスリップ等の
操業上の困難さを伴う。
また特開昭62−192539号公報では、C10,0
08%、5i10.04%、Mn/1.53%、Plo
、015%、S/(1004%、Ti10、068%、
Nb10.024%の低炭素Alキルト鋼をA r 3
〜A r 3 + 150℃で92%の圧延を施すこと
により、r=1.41の特性を有する薄鋼板の製造例が
示されている。
08%、5i10.04%、Mn/1.53%、Plo
、015%、S/(1004%、Ti10、068%、
Nb10.024%の低炭素Alキルト鋼をA r 3
〜A r 3 + 150℃で92%の圧延を施すこと
により、r=1.41の特性を有する薄鋼板の製造例が
示されている。
しかしながら上記方法は、γ域にて熱延を終了し、その
後のγ→α変態による変態集合組織を利用しているため
、必然的にr値の異方性は太き(なり、Δr = −1
,2と非常に大きく、さらに得られるr値にも限度があ
る。
後のγ→α変態による変態集合組織を利用しているため
、必然的にr値の異方性は太き(なり、Δr = −1
,2と非常に大きく、さらに得られるr値にも限度があ
る。
【発明が解決しようとする課題1
本発明では、鋼成分と圧延条件、特に仕上圧延時のロー
ル径と初期板厚とを適切に規制することにより、冷延工
程あるいは冷延−焼鈍工程を省略して、従来の冷延鋼板
と遜色のない深絞り性を有する薄鋼板の製造性を提供す
ることを目的とする。
ル径と初期板厚とを適切に規制することにより、冷延工
程あるいは冷延−焼鈍工程を省略して、従来の冷延鋼板
と遜色のない深絞り性を有する薄鋼板の製造性を提供す
ることを目的とする。
L課題を解決するための手段1
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下のように製造
条件を規制することにより、深絞り用熱延鋼板が製造可
能となることを見いだした。その要旨は。
条件を規制することにより、深絞り用熱延鋼板が製造可
能となることを見いだした。その要旨は。
c :0.008重量%以下
Si:O−5重量%以下
Mn:1.0重量%以下
P:0.15重置火以下
S :0.02重量%以下
Al:O,O1O〜0.10重量%
N :0.008重量%以下
を含有すると共に、
Ti:0.01〜0.20重量%
および/または
Nb:0.001〜0.040重量%
を含有し、かつC,N、Sの含有量とTiおよび/また
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/l 4+S/32)< (
T i/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/l 4) <(Nb/93) なる関係の鋼を、A r 3変態点未満600℃以上の
温度域で、少なくとも1パスをロールの半径:R(mm
)と該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ 31(2X n≦1oooo。
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/l 4+S/32)< (
T i/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/l 4) <(Nb/93) なる関係の鋼を、A r 3変態点未満600℃以上の
温度域で、少なくとも1パスをロールの半径:R(mm
)と該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ 31(2X n≦1oooo。
なる関係を満たし、かつAr3変態点未満の全圧下率が
60%以上の圧延を行った後、圧延仕上温度(FDT)
と巻取温度(CT)とが (FDT)−(CT)5100℃かつ (CT)2600°C なる関係を満たす条件下で巻取ることを特徴とする。F
J絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法である。
60%以上の圧延を行った後、圧延仕上温度(FDT)
と巻取温度(CT)とが (FDT)−(CT)5100℃かつ (CT)2600°C なる関係を満たす条件下で巻取ることを特徴とする。F
J絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法である。
また本発明は、
c :0.008重量%以下
SL:0.5重量%以下
Mn:1.0重量%以下
P:O,15重量%以下
S :0.02重量%以下
Al1:0.010〜0.10重量%
N :0−008重量%以下
を含有すると共に、
Ti:O,O2N2.20重量%
および/または
Nb:0.001〜0.040重量%
を含有し、かつC,N、Sの含有量とTiおよび/また
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/12+N/l 4+S/32)<(Ti
/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/I 4) <’(Nb/93) なる関係の鋼を、Ar3変態点未満500℃以上の温度
域で、少なくとも1バスをロールの半径・R(mm)と
該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ R2Xf7≦100000 なる関係を満たし、がつAr3変態点未満の全圧下率が
60%以上の圧延を行った後、再結晶焼鈍を施すことを
特徴とする、深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法であ
る。
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/12+N/l 4+S/32)<(Ti
/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/I 4) <’(Nb/93) なる関係の鋼を、Ar3変態点未満500℃以上の温度
域で、少なくとも1バスをロールの半径・R(mm)と
該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ R2Xf7≦100000 なる関係を満たし、がつAr3変態点未満の全圧下率が
60%以上の圧延を行った後、再結晶焼鈍を施すことを
特徴とする、深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法であ
る。
また1本発明はこの鋼成分にさらにB:0.0001?
−0,0020重量%を加えた鋼を用いると好適であり
、Ar3変態点未満の温度域の熱間圧延に先立って、9
50℃以下Ar3変態点以上の温度域で終了する圧延を
行い、引続きAr3変態点未満の温度域で圧延すると一
層好適である。
−0,0020重量%を加えた鋼を用いると好適であり
、Ar3変態点未満の温度域の熱間圧延に先立って、9
50℃以下Ar3変態点以上の温度域で終了する圧延を
行い、引続きAr3変態点未満の温度域で圧延すると一
層好適である。
[作用1
以下、本発明の数値限定の基礎となった研究結果を述べ
る。C:0.002%、Si:0.01%。
る。C:0.002%、Si:0.01%。
M n : O,1%、P:0.012%、S:0.0
12%、Aβ:0.045%、N:0.002%、Ti
:0.04%、Nb:0.010%なる組成の熱延板を
700℃で加熱−均熱後、1パスで60%の圧延を行い
、引続き700℃−1hrの巻取自己焼鈍処理を施した
。なお仕上圧延は無潤滑圧延とし、また初期板厚を1.
2 m mとした。この時、圧延ロール半径: R(m
m)を50〜300と変化させた。熱延板のr値におよ
ぼすロール半径の影響を第1図に示す、r値はロール半
径に強く依存し、R≦200とすることにより著しく向
上した。
12%、Aβ:0.045%、N:0.002%、Ti
:0.04%、Nb:0.010%なる組成の熱延板を
700℃で加熱−均熱後、1パスで60%の圧延を行い
、引続き700℃−1hrの巻取自己焼鈍処理を施した
。なお仕上圧延は無潤滑圧延とし、また初期板厚を1.
2 m mとした。この時、圧延ロール半径: R(m
m)を50〜300と変化させた。熱延板のr値におよ
ぼすロール半径の影響を第1図に示す、r値はロール半
径に強く依存し、R≦200とすることにより著しく向
上した。
また、同様の熱延板を使用して、700°Cで加熱−均
熱後、1バスで60%の圧延を行い、引き続き700℃
−1hrの巻取自己焼鈍処理を施した。なお、仕上圧延
は無潤滑圧延とし、また使用したロール半径は180m
mと一定にし、初期板厚を1〜20mmと変化させた。
熱後、1バスで60%の圧延を行い、引き続き700℃
−1hrの巻取自己焼鈍処理を施した。なお、仕上圧延
は無潤滑圧延とし、また使用したロール半径は180m
mと一定にし、初期板厚を1〜20mmと変化させた。
熱延板のr値におよぼすロール半径と初期板厚:R2X
JlJの影響を第2図に示す、・値はR・・「Eに強く
依存し、R2×√t≦t oooooとすることにより
著しく向上した。
JlJの影響を第2図に示す、・値はR・・「Eに強く
依存し、R2×√t≦t oooooとすることにより
著しく向上した。
以上の実験結果をもとに、以下のように本発明範囲を限
定した。
定した。
(1)鋼成分
本発明においては鋼成分は重要であり。
c :0.008重量%以下
Si:0.5重量%以下
Mn+1.0重量%以下
P:0.15重薯%以下
S :0.02重量%以下
Al:0.010〜0.lO重看%
N :0−008重量%以下
を含有すると共に、
Ti:0.01〜0.20重量%
および/または
Nb:0−001〜0−040重量%
を含有し、かつC,N、Sの含有量とTiおよびNbの
含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/14+S/32)<(Ti
/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/ l 2 +N/ 14)< (Nb/
93) でなければならない。鋼成分が上記の関係を満たさなけ
れば、優れた深絞り性を得ることができない。さらに、
耐2次加工脆性およびr値の異方性の政情のためにB:
0.0001〜0.0020重量%を含有させることが
好ましい。
含有量とが Ti含有鋼では 1.2 (C/l 2+N/14+S/32)<(Ti
/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2 (C/ l 2 +N/ 14)< (Nb/
93) でなければならない。鋼成分が上記の関係を満たさなけ
れば、優れた深絞り性を得ることができない。さらに、
耐2次加工脆性およびr値の異方性の政情のためにB:
0.0001〜0.0020重量%を含有させることが
好ましい。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
(a)C:0.008重量%以下
Cは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量がo、 o o s重量%以下では
さほど悪影響をおよぼさないのでo、 o o s重量
%以下と限定した。
しいが、その含有量がo、 o o s重量%以下では
さほど悪影響をおよぼさないのでo、 o o s重量
%以下と限定した。
(b)Si:0.5重量%以下
Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加されるが、その添加量が0.5重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので0.5重量%以下と
限定した。
要量添加されるが、その添加量が0.5重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので0.5重量%以下と
限定した。
(c)Mn : 1.0重量%以下
Mnは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加されるが、その添加量が1.0重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので1.0重量%以下と
限定した。
要量添加されるが、その添加量が1.0重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので1.0重量%以下と
限定した。
(d)P:0.15重量%以下
Pは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
1添加されるが、その添加量が0.15重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので0.15重量%以下
と限定した。
1添加されるが、その添加量が0.15重量%を越える
と深絞り性に悪影響をおよぼすので0.15重量%以下
と限定した。
(e)S:0.02重量%以下
Sは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.02重量%以下ではさほど悪
影響をおよぼさないので0.02重量%以下と限定した
。
しいが、その含有量が0.02重量%以下ではさほど悪
影響をおよぼさないので0.02重量%以下と限定した
。
(f) Al1: 0.010〜0.10重量%Alは
脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留向上のために必要
に応じて添加されるが、0.010重量%未満だと添加
効果がなく、一方0.10重量%を越えて添加してもよ
り一層の脱酸効果は得られないため、o−oio〜0.
lO0重量%と限定した。
脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留向上のために必要
に応じて添加されるが、0.010重量%未満だと添加
効果がなく、一方0.10重量%を越えて添加してもよ
り一層の脱酸効果は得られないため、o−oio〜0.
lO0重量%と限定した。
(g)N:0.008重量%以下
Nは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しいが、その含有量がo、 o o s重量%以下では
さほど悪影響をおよぼさないのでo、 o o s重量
%以下と限定した。
しいが、その含有量がo、 o o s重量%以下では
さほど悪影響をおよぼさないのでo、 o o s重量
%以下と限定した。
(h)Ti:0.01〜0.20重量%Tiは炭窒化物
形成元素であり1wA中の固溶C,Nを低減させ、深絞
り性に有利な(111)方位を優先的に形成させるため
に添加される。その添加量が0.01重量%未満では効
果がなく、一方、0.20重量%を越えて添加してもそ
れ以上の効果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣化につ
ながるので0.O1〜0.20重量%と限定した。
形成元素であり1wA中の固溶C,Nを低減させ、深絞
り性に有利な(111)方位を優先的に形成させるため
に添加される。その添加量が0.01重量%未満では効
果がなく、一方、0.20重量%を越えて添加してもそ
れ以上の効果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣化につ
ながるので0.O1〜0.20重量%と限定した。
(i)Nb:0.001〜0.040重量%Nbは炭化
物形成元素であり、鋼中の固溶Cを低減させる効果があ
るとともに、仕上圧延面組織の微細化に有効である。す
なわち、たとえ鋼中の固溶C,Nがなくても、仕上圧延
面組織が粗大であると、圧延時に導入されるひずみが蓄
積されないため、Ht B方位が形成されにくくなる。
物形成元素であり、鋼中の固溶Cを低減させる効果があ
るとともに、仕上圧延面組織の微細化に有効である。す
なわち、たとえ鋼中の固溶C,Nがなくても、仕上圧延
面組織が粗大であると、圧延時に導入されるひずみが蓄
積されないため、Ht B方位が形成されにくくなる。
一方、仕上圧延面組織が微細であると、ひずみが蓄積さ
れやすくなり、その結果Ht B方位が優先的に形成さ
れ、深絞り性が向上する。さらに、固溶Nbは圧延時の
ひずみを蓄積する効果があることも明らかになった。そ
の含有量がo−o o を重量%未満では効果がな(、
一方0、040重量%を超えると再結晶温度が上昇する
ので0.001〜0.040重量%と限定した。
れやすくなり、その結果Ht B方位が優先的に形成さ
れ、深絞り性が向上する。さらに、固溶Nbは圧延時の
ひずみを蓄積する効果があることも明らかになった。そ
の含有量がo−o o を重量%未満では効果がな(、
一方0、040重量%を超えると再結晶温度が上昇する
ので0.001〜0.040重量%と限定した。
(j)1.2 (C/l 2+N/14+S/32)<
(T i / 48 + N b / 93 ) (
T i含有鋼)仕上圧延前に固溶C,Nが存在しない場
合、圧延−焼鈍後に(111)方位が優先的に形成され
、深絞り性が向上する0本発明では、1.2(C/12
+N/l°4+S/3゛2)< (Ti/48+Nb/
93) とC,N、Sに対して当量以上のTiおよびNbを添加
することにより、仕上圧延前に固溶C0Nが存在しなく
なることを見いだした。さらにその時、r値が向上する
ことを明らかにした。そのため、 1.2 (C/12+N/14+s/32)< (T
i / 48 + N b / 93 )と限定した
。
(T i / 48 + N b / 93 ) (
T i含有鋼)仕上圧延前に固溶C,Nが存在しない場
合、圧延−焼鈍後に(111)方位が優先的に形成され
、深絞り性が向上する0本発明では、1.2(C/12
+N/l°4+S/3゛2)< (Ti/48+Nb/
93) とC,N、Sに対して当量以上のTiおよびNbを添加
することにより、仕上圧延前に固溶C0Nが存在しなく
なることを見いだした。さらにその時、r値が向上する
ことを明らかにした。そのため、 1.2 (C/12+N/14+s/32)< (T
i / 48 + N b / 93 )と限定した
。
(k)1.2 (C/12+N/14)< (Nb/9
3)(Ti非含有鋼) 仕上圧延前に固溶C,Nが存在しない場合、圧延−焼鈍
後に[xl)方位が優先的に形成され、深絞り性が向上
する1本発明では、1.2 (C/l 2+N/14)
< (Nb/93)とC,Nに対して当量以上のNbを
添加することにより、仕上圧延前に固溶C,Nが存在し
なくなることを見出した。さらにその時r値が向上する
ことを明らかにした。そのため、 1.2 (C/12+N/14)<(Nb/93)と限
定した。
3)(Ti非含有鋼) 仕上圧延前に固溶C,Nが存在しない場合、圧延−焼鈍
後に[xl)方位が優先的に形成され、深絞り性が向上
する1本発明では、1.2 (C/l 2+N/14)
< (Nb/93)とC,Nに対して当量以上のNbを
添加することにより、仕上圧延前に固溶C,Nが存在し
なくなることを見出した。さらにその時r値が向上する
ことを明らかにした。そのため、 1.2 (C/12+N/14)<(Nb/93)と限
定した。
(β)B:0.0001〜0.0020重量%Bは耐2
次加工脆性の改善に有効であるとともに、r値の異方性
の改善にも有効である。すなわち、Tiおよび/または
NbとBが共存した場合には、仕上圧延前の結晶粒が微
細になり、その結果、r値の異方性(Δr)が小さくな
る。その添加量が0.0001重量%未満では効果がな
(、方、0.0020重量%を超えると深絞り性が劣化
するので0.0001〜0.0020重置%と限定した
。
次加工脆性の改善に有効であるとともに、r値の異方性
の改善にも有効である。すなわち、Tiおよび/または
NbとBが共存した場合には、仕上圧延前の結晶粒が微
細になり、その結果、r値の異方性(Δr)が小さくな
る。その添加量が0.0001重量%未満では効果がな
(、方、0.0020重量%を超えると深絞り性が劣化
するので0.0001〜0.0020重置%と限定した
。
(2)圧延工程
圧延工程は本発明において重要であり、Ar3変態点未
満600℃以上の温度域で、少なくともlパスをロール
の半径: R(mm)と該ロールによる圧延前の板厚:
t (mm)とがR≦200かつ R2Xn≦100000 なる関係を満たし、かつA r 3変態点未満の合計圧
下率が60%以上の圧延を行った後、熱延仕上温度(F
DT)と巻取温度(CT)とが(FDT)−(CT)≦
ioo℃かっ (CT)2600℃ なる関係を満たす熱間圧延を行うか、あるいは。
満600℃以上の温度域で、少なくともlパスをロール
の半径: R(mm)と該ロールによる圧延前の板厚:
t (mm)とがR≦200かつ R2Xn≦100000 なる関係を満たし、かつA r 3変態点未満の合計圧
下率が60%以上の圧延を行った後、熱延仕上温度(F
DT)と巻取温度(CT)とが(FDT)−(CT)≦
ioo℃かっ (CT)2600℃ なる関係を満たす熱間圧延を行うか、あるいは。
A r 3変態点未満500℃以上の温度域で、少なく
ともlパスをロールの半径: R(mm)と該ロールに
よる圧延前の板厚: t (mm)とがR≦200かつ R2×√t≦100000 なる関係を満たし、かつAr3変態点未満の合計圧下率
が60%以上の圧延を行った後、再結晶焼鈍を行うこと
が必要である。
ともlパスをロールの半径: R(mm)と該ロールに
よる圧延前の板厚: t (mm)とがR≦200かつ R2×√t≦100000 なる関係を満たし、かつAr3変態点未満の合計圧下率
が60%以上の圧延を行った後、再結晶焼鈍を行うこと
が必要である。
さらに、より一層の深絞り性の向上には粗圧延を950
℃以下A r 3変態点以上で終了することが望ましい
。
℃以下A r 3変態点以上で終了することが望ましい
。
粗圧延を950℃以上の温度域にて終了した場合には、
粗圧延後すなわち仕上圧延前の組織が粗大となるため、
仕上圧延時に導入されるひずみが蓄積されにくくなり、
その結果、再結晶後に1111)方位が形成されにくく
なる。また、Ar3変態点未満の温度域にて終了した場
合には、粗圧延時に(101万位が形成されるため、深
絞り性が劣化する。
粗圧延後すなわち仕上圧延前の組織が粗大となるため、
仕上圧延時に導入されるひずみが蓄積されにくくなり、
その結果、再結晶後に1111)方位が形成されにくく
なる。また、Ar3変態点未満の温度域にて終了した場
合には、粗圧延時に(101万位が形成されるため、深
絞り性が劣化する。
一方、950℃以下Ar3変態点以上の温度域にて粗圧
延を終了した場合には、仕上圧延面組織が微細になるた
め、仕上圧延時に導入されるひずみが蓄積されやすくな
り、その結果(Ill)方位が優先的に形成され、深絞
り性が向上する。なお、粗圧延時の圧下率は、組織微細
化のため50%以上が望ましい。
延を終了した場合には、仕上圧延面組織が微細になるた
め、仕上圧延時に導入されるひずみが蓄積されやすくな
り、その結果(Ill)方位が優先的に形成され、深絞
り性が向上する。なお、粗圧延時の圧下率は、組織微細
化のため50%以上が望ましい。
また、仕上圧延をA r 3変態点以上の温度域にて終
了すると、γ→α変態により集合組織がランダム化し、
優れた深絞り性が得られない。一方、仕上温度を500
℃以下に下げても2より一層の深絞り性の向上は望めず
、圧延荷重が増大するのみであるので、圧延温度なAr
3変態点未満500℃以上とした。
了すると、γ→α変態により集合組織がランダム化し、
優れた深絞り性が得られない。一方、仕上温度を500
℃以下に下げても2より一層の深絞り性の向上は望めず
、圧延荷重が増大するのみであるので、圧延温度なAr
3変態点未満500℃以上とした。
また、Ar3変態点未満の合計圧下率を60%以上にし
ないと、圧延時に(111)方位が形成されないため、
深絞り性が劣る。
ないと、圧延時に(111)方位が形成されないため、
深絞り性が劣る。
さらに、ロール半径をR≦200でかつロール半径と圧
延前板厚とがR2x [≦100000とする必要があ
る。すなわち通常の圧延条件(fHJ。
延前板厚とがR2x [≦100000とする必要があ
る。すなわち通常の圧延条件(fHJ。
間圧延ではR>200)では、Ar3変態点未満で圧延
を行うと、ロールと鋼板との間の摩擦力により、w4根
表層部に付加的剪断力が働き、その結果、鋼板表層部に
深絞り性に好ましくない(110)方位が優先的に形成
されるために、深絞り性が劣化する。しかしながら、R
≦200でかつR2×「≦100000とすることによ
り、鋼板表層部の(110)方位が減少し、さらにH1
1)方位も増加することが明らかになったので、R≦2
00でかつR2×√t≦100000と限定した。なお
、このロール径および圧延的板厚の効果は、圧延時の変
形様式および変形機構が変化したためであると考えられ
るが、詳細は明らかではない、なお、本発明では潤滑圧
延は行なわなくてもよいが、よ、り一層の深絞り性の確
保、ロール表面性状の改答および圧延荷重の低減のため
に潤滑圧延を行うことは、本発明の趣旨をそこなうもの
ではない。
を行うと、ロールと鋼板との間の摩擦力により、w4根
表層部に付加的剪断力が働き、その結果、鋼板表層部に
深絞り性に好ましくない(110)方位が優先的に形成
されるために、深絞り性が劣化する。しかしながら、R
≦200でかつR2×「≦100000とすることによ
り、鋼板表層部の(110)方位が減少し、さらにH1
1)方位も増加することが明らかになったので、R≦2
00でかつR2×√t≦100000と限定した。なお
、このロール径および圧延的板厚の効果は、圧延時の変
形様式および変形機構が変化したためであると考えられ
るが、詳細は明らかではない、なお、本発明では潤滑圧
延は行なわなくてもよいが、よ、り一層の深絞り性の確
保、ロール表面性状の改答および圧延荷重の低減のため
に潤滑圧延を行うことは、本発明の趣旨をそこなうもの
ではない。
なお1本発明におけるロール径および初期板厚の効果は
、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、例え
ばプラネタリ−ミルの如く、通常の圧延とは変形様式の
異なるものに対しては効果はない。
、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、例え
ばプラネタリ−ミルの如く、通常の圧延とは変形様式の
異なるものに対しては効果はない。
なお、圧延擾再結晶焼鈍を施さない巻取自己焼鈍材では
1巻取温度が600℃以上でないと再結晶が完了しない
ため、CT≧600℃とした。また、深絞り性の向上に
は圧延温度は低い方が、また巻取温度は高い方が有利で
ある。そのため、熱延仕上温度(FDT)と巻取温度(
CT)とが(FDT)−(CT)5100℃を満たす条
件下で圧延を施す必要がある。なお、熱間圧延後、丙結
晶焼鈍を施すものについては、巻取自己焼鈍は必要ない
ため、熱延終了温度を500℃以上とし、さらに、巻取
温度も低温でよい。
1巻取温度が600℃以上でないと再結晶が完了しない
ため、CT≧600℃とした。また、深絞り性の向上に
は圧延温度は低い方が、また巻取温度は高い方が有利で
ある。そのため、熱延仕上温度(FDT)と巻取温度(
CT)とが(FDT)−(CT)5100℃を満たす条
件下で圧延を施す必要がある。なお、熱間圧延後、丙結
晶焼鈍を施すものについては、巻取自己焼鈍は必要ない
ため、熱延終了温度を500℃以上とし、さらに、巻取
温度も低温でよい。
熱延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍あるいは箱型焼鈍のど
ちらでもよい。焼鈍温度は550〜950℃の範囲が適
する。また加熱速度も10℃/ h r〜50℃/Sの
範囲でよい。
ちらでもよい。焼鈍温度は550〜950℃の範囲が適
する。また加熱速度も10℃/ h r〜50℃/Sの
範囲でよい。
〔実施例]
本発明におけるロール半径および初期板厚の効果は、少
なくとも仕上圧延時において1バス以上実施すれば効果
があるので1本発明では7スタンド中、後段3スタンド
で実施し、前段4スタンドは通常のロール径にて圧延し
た。
なくとも仕上圧延時において1バス以上実施すれば効果
があるので1本発明では7スタンド中、後段3スタンド
で実施し、前段4スタンドは通常のロール径にて圧延し
た。
第1表に示す組成の鋼スラブを1150℃に加熱−均熱
後、粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。この時の粗
圧延終了温度(RDT)、仕上圧延終了温度(FDT)
、Ar3変態点未満600℃以上の温度域での圧下率1
巻取温度(CT)、潤滑の有無および後段3スタンドの
ロール径、圧延前板厚を第2表に示す、なお、仕上板厚
は1.2mmである。
後、粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。この時の粗
圧延終了温度(RDT)、仕上圧延終了温度(FDT)
、Ar3変態点未満600℃以上の温度域での圧下率1
巻取温度(CT)、潤滑の有無および後段3スタンドの
ロール径、圧延前板厚を第2表に示す、なお、仕上板厚
は1.2mmである。
酸洗後の熱延板の材料特性を第2表に示す、引張特性は
JIS5号引張試験片を使用して測定した。またr値は
15%引張子ひずみを与えた後、3点法にて測定し、L
方向(圧延方向)、D方向(圧延方向に45度方向)お
よびC方向(圧延方向に90度方向)の平均値および異
方性〒== (r L + 2 r O+ r c )
/ 4 。
JIS5号引張試験片を使用して測定した。またr値は
15%引張子ひずみを与えた後、3点法にて測定し、L
方向(圧延方向)、D方向(圧延方向に45度方向)お
よびC方向(圧延方向に90度方向)の平均値および異
方性〒== (r L + 2 r O+ r c )
/ 4 。
Δr= (rt−2ro+rc)/2
として求めた。また、耐2次加工脆性の評価としては、
限界絞り比3.8にて加工した円筒型サンプルを一50
℃に冷却した後、圧潰試験を行い、脆性割れの発生の有
無にて評価した。
限界絞り比3.8にて加工した円筒型サンプルを一50
℃に冷却した後、圧潰試験を行い、脆性割れの発生の有
無にて評価した。
本発明範囲内にて製造した熱延鋼板は、比較例に比べて
優れた深絞り性および耐2次加工脆性を有することが分
かる。
優れた深絞り性および耐2次加工脆性を有することが分
かる。
また、第1表に示す組成の鋼スラブを1150℃に加熱
−均熱後、粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。この
時の粗圧延終了温度(RDT)、仕上圧延終了温度(F
DT)、Ara変態点未満500℃以上の温度域での圧
下率、巻取温度(CT)、潤滑の有無および後段3スタ
ンドのロール半径および圧延面板厚を第3表に示す。
−均熱後、粗圧延を行った後、仕上圧延を行った。この
時の粗圧延終了温度(RDT)、仕上圧延終了温度(F
DT)、Ara変態点未満500℃以上の温度域での圧
下率、巻取温度(CT)、潤滑の有無および後段3スタ
ンドのロール半径および圧延面板厚を第3表に示す。
なお、仕上板厚は1.6 m mである。圧延板は酸洗
後、 No、 16〜23については830℃−60s
の急速加熱焼鈍を、またNo、24〜30については7
50℃−5hrの箱型焼鈍を施した。
後、 No、 16〜23については830℃−60s
の急速加熱焼鈍を、またNo、24〜30については7
50℃−5hrの箱型焼鈍を施した。
焼鈍後の熱延板の材料特性を第3表に示す。本発明範囲
内にて製造した熱延鋼板G−1、比較例に比べて優れた
深絞り性および耐2次加工脆性を有することが分かる。
内にて製造した熱延鋼板G−1、比較例に比べて優れた
深絞り性および耐2次加工脆性を有することが分かる。
〔発明の効果J
本発明では、冷延鋼板と同等の深絞り性に優れた熱延鋼
板の製造が可能となり、従来の冷延鋼板の製造に比べて
大幅なコストダウンが実現可能となる。
板の製造が可能となり、従来の冷延鋼板の製造に比べて
大幅なコストダウンが実現可能となる。
第1図はY値におよぼすロール半径の影響を示すグラフ
、第2図は〒値におよぼすロール半径と圧延面板厚:
R=x [cD M5 !iJヶ示すグラ、1ある。
、第2図は〒値におよぼすロール半径と圧延面板厚:
R=x [cD M5 !iJヶ示すグラ、1ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.008重量%以下 Si:0.5重量%以下 Mn:1.0重量%以下 P:0.15重量%以下 S:0.02重量%以下 Al:0.010〜0.10重量% N:0.008重量%以下 を含有すると共に、 Ti:0.01〜0.20重量% および/または Nb:0.001〜0.040重量% を含有し、かつC、N、Sの含有量とTiおよび/また
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2(C/12+N/14+S/32) <(Ti/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2(C/12+N/14) <(Nb/93) なる関係の鋼を、Ar_3変態点未満600℃以上の温
度域で、少なくとも1パスをロールの半径:R(mm)
と該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ R^2×√t≦100000 なる関係を満たし、かつAr_3変態点未満の全圧下率
が60%以上の圧延を行った後、圧延仕上温度(FDT
)と巻取温度(CT)とが (FDT)−(CT)≦100℃かつ (CT)≧600℃ なる関係を満たすことを特徴とする、深絞り性に優れた
熱延鋼板の製造方法。 2 C:0.008重量%以下 Si:0.5重量%以下 Mn:1.0重量%以下 P:0.15重量%以下 S:0.02重量%以下 Al:0.010〜0.10重量% N:0.008重量%以下 を含有すると共に、 Ti:0.01〜0.20重量% および/または Nb:0.001〜0.040重量% を含有し、かつC、N、Sの含有量とTiおよび/また
はNbの含有量とが Ti含有鋼では 1.2(C/12+N/14+S/32) <(Ti/48+Nb/93) Ti非含有鋼では 1.2(C/12+N/14) <(Nb/93) なる関係の鋼を、Ar_3変態点未満500℃以上の温
度域で、少なくとも1パスをロールの半径:R(mm)
と該ロールによる圧延前の板厚:t(mm)とが R≦200かつ R^2×√t≦100000 なる関係を満たし、かつAr_3変態点未満の全圧下率
が60%以上の圧延を行った後、再結晶焼鈍を施すこと
を特徴とする、深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法。 3 鋼成分にさらにB:0.0001〜 0.0020重量%を加えた鋼を用いる請求項1または
2記載の深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法。 4 Ar_3変態点未満の温度域の圧延に先立って、9
50℃以下Ar_3変態点以上の温度域で終了する圧延
を行い、引続きAr_3変態点未満の温度域で圧延する
、請求項1、2または3記載の深絞り性に優れた熱延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (7)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1038376A JPH0730411B2 (ja) | 1988-12-28 | 1989-02-20 | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
US07/454,923 US4973367A (en) | 1988-12-28 | 1989-12-22 | Method of manufacturing steel sheet having excellent deep-drawability |
AU47253/89A AU616094C (en) | 1988-12-28 | 1989-12-22 | Method of manufacturing steel sheet having excellent deep-drawability |
CA002006710A CA2006710C (en) | 1988-12-28 | 1989-12-27 | Method of manufacturing steel sheet having excellent deep-drawability |
KR1019890020296A KR930003633B1 (ko) | 1988-12-28 | 1989-12-28 | 심인발(deep drawing)성이 우수한 박강판의 제조방법 |
EP89313663A EP0376733B2 (en) | 1988-12-28 | 1989-12-28 | Method of manufacturing steel sheet having excellent deep-drawability |
DE68917116T DE68917116T3 (de) | 1988-12-28 | 1989-12-28 | Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit hervorragender Tiefziehbarkeit. |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63-329217 | 1988-12-28 | ||
JP32921788 | 1988-12-28 | ||
JP1038376A JPH0730411B2 (ja) | 1988-12-28 | 1989-02-20 | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02263933A true JPH02263933A (ja) | 1990-10-26 |
JPH0730411B2 JPH0730411B2 (ja) | 1995-04-05 |
Family
ID=18218961
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1038376A Expired - Fee Related JPH0730411B2 (ja) | 1988-12-28 | 1989-02-20 | 深絞り性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0730411B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2014021382A1 (ja) * | 2012-07-31 | 2014-02-06 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
JPS61159528A (ja) * | 1985-01-08 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 加工用熱延鋼板の製造方法 |
JPS63230828A (ja) * | 1987-03-19 | 1988-09-27 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-02-20 JP JP1038376A patent/JPH0730411B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
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JPS63230828A (ja) * | 1987-03-19 | 1988-09-27 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2014021382A1 (ja) * | 2012-07-31 | 2014-02-06 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 |
JP5582274B2 (ja) * | 2012-07-31 | 2014-09-03 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法 |
US9879336B2 (en) | 2012-07-31 | 2018-01-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold rolled steel sheet, electrogalvanized cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold rolled steel sheet, and manufacturing methods of the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0730411B2 (ja) | 1995-04-05 |
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