JPH02416B2 - - Google Patents
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- JPH02416B2 JPH02416B2 JP20132482A JP20132482A JPH02416B2 JP H02416 B2 JPH02416 B2 JP H02416B2 JP 20132482 A JP20132482 A JP 20132482A JP 20132482 A JP20132482 A JP 20132482A JP H02416 B2 JPH02416 B2 JP H02416B2
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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
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Description
本発明はプレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製
造方法に係り、特に深絞り性、異方性のすぐれた
冷延鋼板の製造方法に関する。 従来、絞り性、延性の良好な冷延鋼板は箱焼鈍
法により製造されている。しかし箱焼鈍法は、処
理に数日を要するばかりでなく、コイル状態で熱
処理されるためコイルの半径方向で加熱・冷却速
度が異なり、コイル全体にわたつて均一な材質を
得ることが困難であつた。連続焼鈍法を用いる
と、箱焼鈍法の持つこれらの欠点を解消すること
が可能である。しかし連続焼鈍法では、急速加熱
急速冷却処理を伴うため、結晶粒の成長性が悪
く、また鋼中に固溶しているＣの析出が進まない
ため硬質で絞り性・耐時効性に劣る。連続焼鈍法
のこれらの欠点を解消するために、熱間圧延時高
温で巻取ることにより、絞り性に有利な方位に粒
成長を促進させ、かつ連続焼鈍中急速冷却後に
300〜500℃で数秒〜数分の過時効処理を行うこと
により、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、時効
性を改善する方法が提案されているが、熱延時の
高温巻取は酸洗性の低下を伴い、かつこの方法に
より製造された鋼板は、絞り性、延性、耐熱性の
点で未だ箱焼鈍材の材質より劣る。 一方、連続焼鈍材の耐時効性を悪化させている
主原因が固容しているＣということから、Ｃ含有
量を0.0050％以下に低減した極低炭素鋼の素材を
用いて耐時効性を向上させる方法が提案されてい
る。また極低炭素鋼を用いて深絞り性の良好な鋼
板を製造する代表的技術として特開昭55−58333
がある。同公報の実施例によればＣ：0.0020％の
鋼を1100℃に加熱し熱延仕上温度865〜870℃、巻
取温度550〜610℃の範囲で圧延し急速加熱で連続
焼鈍することによりランクフオード値（値）が
1.75〜2.44の鋼板が得られるとしている。しかし
このような製造条件では値は比較的高いもの
の、異方性が大きくなることは周知の事実であ
る。 そこで、極低炭素鋼の大きな異方性を改善する
目的でNb、Ti等の炭窒化物形成元素を添加する
方法も提案されているが、炭窒化物が表面欠陥の
原因となるという重大な欠点がある。 本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、連続焼鈍法によるプレス成形性にすぐれた冷
延鋼板の製造方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて、Ｃ：0.002％以下、
Mn：0.05〜0.20％、SolAl：0.010〜0.100％、（Ni
＋Cr＋Cu）：0.06〜0.20％を含有し残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る溶鋼を連続鋳造により
スラブとする工程と、前記スラブを仕上圧延の全
圧下率が95％以上もしくは各スタンドの平均圧下
率が44％以上とし580℃以下で巻取る熱延工程と、
前記熱延鋼帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する工程
と、を有して成ることを特徴とするプレス成形性
にすぐれた冷延鋼板の製造方法である。 本発明者らは化学成分と熱間圧延条件を限定す
ることにより深絞り性の良好な鋼板を容易に製造
し得ることを見い出した。この結果を得るに至つ
た基礎実験について説明する。すなわち、第１表
に示す化学成分の鋼を底吹転炉とRH脱ガス装置
により溶製し連続鋳造機でスラブとした後1100℃
に再加熱し、４段の粗圧延機と７段の仕上圧延機
造方法に係り、特に深絞り性、異方性のすぐれた
冷延鋼板の製造方法に関する。 従来、絞り性、延性の良好な冷延鋼板は箱焼鈍
法により製造されている。しかし箱焼鈍法は、処
理に数日を要するばかりでなく、コイル状態で熱
処理されるためコイルの半径方向で加熱・冷却速
度が異なり、コイル全体にわたつて均一な材質を
得ることが困難であつた。連続焼鈍法を用いる
と、箱焼鈍法の持つこれらの欠点を解消すること
が可能である。しかし連続焼鈍法では、急速加熱
急速冷却処理を伴うため、結晶粒の成長性が悪
く、また鋼中に固溶しているＣの析出が進まない
ため硬質で絞り性・耐時効性に劣る。連続焼鈍法
のこれらの欠点を解消するために、熱間圧延時高
温で巻取ることにより、絞り性に有利な方位に粒
成長を促進させ、かつ連続焼鈍中急速冷却後に
300〜500℃で数秒〜数分の過時効処理を行うこと
により、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、時効
性を改善する方法が提案されているが、熱延時の
高温巻取は酸洗性の低下を伴い、かつこの方法に
より製造された鋼板は、絞り性、延性、耐熱性の
点で未だ箱焼鈍材の材質より劣る。 一方、連続焼鈍材の耐時効性を悪化させている
主原因が固容しているＣということから、Ｃ含有
量を0.0050％以下に低減した極低炭素鋼の素材を
用いて耐時効性を向上させる方法が提案されてい
る。また極低炭素鋼を用いて深絞り性の良好な鋼
板を製造する代表的技術として特開昭55−58333
がある。同公報の実施例によればＣ：0.0020％の
鋼を1100℃に加熱し熱延仕上温度865〜870℃、巻
取温度550〜610℃の範囲で圧延し急速加熱で連続
焼鈍することによりランクフオード値（値）が
1.75〜2.44の鋼板が得られるとしている。しかし
このような製造条件では値は比較的高いもの
の、異方性が大きくなることは周知の事実であ
る。 そこで、極低炭素鋼の大きな異方性を改善する
目的でNb、Ti等の炭窒化物形成元素を添加する
方法も提案されているが、炭窒化物が表面欠陥の
原因となるという重大な欠点がある。 本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、連続焼鈍法によるプレス成形性にすぐれた冷
延鋼板の製造方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にて、Ｃ：0.002％以下、
Mn：0.05〜0.20％、SolAl：0.010〜0.100％、（Ni
＋Cr＋Cu）：0.06〜0.20％を含有し残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る溶鋼を連続鋳造により
スラブとする工程と、前記スラブを仕上圧延の全
圧下率が95％以上もしくは各スタンドの平均圧下
率が44％以上とし580℃以下で巻取る熱延工程と、
前記熱延鋼帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する工程
と、を有して成ることを特徴とするプレス成形性
にすぐれた冷延鋼板の製造方法である。 本発明者らは化学成分と熱間圧延条件を限定す
ることにより深絞り性の良好な鋼板を容易に製造
し得ることを見い出した。この結果を得るに至つ
た基礎実験について説明する。すなわち、第１表
に示す化学成分の鋼を底吹転炉とRH脱ガス装置
により溶製し連続鋳造機でスラブとした後1100℃
に再加熱し、４段の粗圧延機と７段の仕上圧延機
【表】
よりなる熱間圧延装置にて第２表に示す熱間圧延
条件にて板厚3.2mmの熱延鋼帯とした。すなわち
仕上厚み3.2mm、圧延仕上温度780℃、巻取温度
550℃を一定とし、シートバーの厚みを変えて仕
上圧延の全圧下率を変え、供試材No.５においては
７段の仕上圧延機のうち後段の２スタンドを使用
せず前段の５スタンドのみで仕上圧延を行い、各
スタンド当りの圧下率を高めた。 次にこれらの熱延鋼帯を酸洗後0.8mmに冷延し、
750℃×30秒の短時間焼鈍後、0.8％の調質圧延を
行い、その材質を調査し、その結果を同じく第２
表に示した。調査において降伏応力（YS）、抗張
力（TS）、伸び（El）およびランクフオード値
（ｒ値）はいずれも圧延方向(L)と圧延方向に45度
(D)、90度(C)とを測定し、それぞれの平均値
（Ｌ＋Ｃ＋2D／４）または異方性（Ｌ＋Ｃ−2D／２） を示した。 第２表から供試材No.１は極低炭素鋼Ａを通常の
圧下率で圧延したものであつて、この材質は：
46％、値：1.7、：140MPa、：
条件にて板厚3.2mmの熱延鋼帯とした。すなわち
仕上厚み3.2mm、圧延仕上温度780℃、巻取温度
550℃を一定とし、シートバーの厚みを変えて仕
上圧延の全圧下率を変え、供試材No.５においては
７段の仕上圧延機のうち後段の２スタンドを使用
せず前段の５スタンドのみで仕上圧延を行い、各
スタンド当りの圧下率を高めた。 次にこれらの熱延鋼帯を酸洗後0.8mmに冷延し、
750℃×30秒の短時間焼鈍後、0.8％の調質圧延を
行い、その材質を調査し、その結果を同じく第２
表に示した。調査において降伏応力（YS）、抗張
力（TS）、伸び（El）およびランクフオード値
（ｒ値）はいずれも圧延方向(L)と圧延方向に45度
(D)、90度(C)とを測定し、それぞれの平均値
（Ｌ＋Ｃ＋2D／４）または異方性（Ｌ＋Ｃ−2D／２） を示した。 第２表から供試材No.１は極低炭素鋼Ａを通常の
圧下率で圧延したものであつて、この材質は：
46％、値：1.7、：140MPa、：
【表】
290MPaと比較的良好であつたが、El、ｒ値の異
方性は△El：６％、△ｒ＝0.8と非常に大きく絞
り用鋼板としては使用できなかつた。 供試材No.２はNo.１と同様にＡ鋼を使用し、シー
トバーの厚みを90mmとし強圧下した以外の条件は
すべてNo.１と同一の場合であつて、No.１に比して
ｒ値が若干改善されたものの、△El、△ｒは全く
改善されなかつた。 供試材No.３、No.４はCu、Ni、Crを多く含有す
るＢ鋼をNo.３はNo.１と同一の通常圧延、No.４はNo.
２と同一の高圧下率の条件で圧延した場合であ
る。Ｂ鋼を通常の熱延条件で圧延したNo.３はNo.
１、No.２とほぼ同様に△El、△ｒが非常に大きか
つた。しかしＢ鋼を全圧下率96％の高圧下率で圧
延したNo.４は△El、△ｒが非常に小さくなり、
も良好であつた。 次に供試材No.５はＢ鋼をシートバー厚み58mmか
ら前記の如く前半５スタンドのみで仕上圧延した
ので各スタンドあたりの圧下率は平均44％と高
く、この場合も異方性△El、△ｒの改善が認めら
れた。 また、Ｃが多くNi、Cr、Cuとも少ないＣ鋼を
高圧下率で圧延した供試材No.６は値が低く異方
性も大きいためプレス用には適さなかつた。 上記の如く、Ｂ鋼のようにＣが非常に少なくか
つCu、Ni、Cr等を適当に含有した極低炭素鋼を
高圧下率で熱延し、冷延後連続焼鈍するとEl、
値が高く、かつ異方性の非常に小さいプレス用に
適した鋼板を製造できることが明らかとなつた。 これらの基礎実験に基づき、Ｂ鋼の組成を参考
にして多種類の極低炭素鋼について同様の実験を
繰返した結果、次の如く鋼成分を限定することに
より、熱延高圧下仕上の効果が顕著になり、すぐ
れた深絞り用冷延鋼板が得られることが判明し
た。 次に本発明の冷延鋼板の成分を限定した理由に
つき説明する。 Ｃ： Ｃは前記の基礎実験結果からも分かるように、
Ｃが多いと深絞り性が劣化し、かつ高圧下仕上の
効果が消失するので、Ｃは少ない方が好ましく、
特にプレス加工に適した高い値を得るために
は、0.002％以下に限定する必要がある。 Mn： MnはＳによる熱間脆性を防止するため0.05％
以上を必要とするが、0.20％を越える含有は材質
を劣化させるので、0.05〜0.20％の範囲に限定し
た。 SolAl： SolAlはＮの固定に有用な元素であり、0.010％
未満ではその効果がなく、0.100％を越える含有
は表面性状を害するので0.010〜0.100％の範囲に
限定した。 Cu＋Ni＋Cr： Cu、Ni、Crは耐候性、耐食性等の表面性状を
改善する目的で添加されることがあつても、深絞
り性には何ら積極的意味を持たない不純物として
考えられてきた。しかし本発明鋼の如くＣが非常
に少なく、かつ炭窒化物形成元素を含有しない鋼
においては、Cu、Ni、Cr等の炭窒化物を形成し
ない元素の役割が相対的に重要になつてくる。す
なわち、材質を向上させるには、Ｃ、Ｎ、Mn等
を低減することが有効であることが知られてお
り、主要な合金元素であるMnも本発明において
は0.20％以下と非常に低い水準にある。この場
合、鋼は高温で非常に再結晶し易く、結晶粒は粗
大化し、絞り性に好ましくない｛200｝集合組織
が発達する。本発明の如く極低炭素においては非
炭窒化物形成元素であるCu、Ni、Crの作用はい
まだに明確ではないが、これら元素に共通するこ
とは、粒内に均一に固溶しかつ値を劣化させな
いことである。これら元素の添加により熱間加工
時の歪は熱延時に動的に開放されにくくなり、不
均一変形の防止、再結晶の抑制が達成され、極低
炭素鋼の材質を改善するものと考えられる。Cu、
Ni、Crの効果はいずれも同程度であり、従つて
これら元素の合計量が重要になつてくる。通常極
低炭素鋼においてはCu、Ni、Crはそれぞれ0.015
％未満であり、３成分の合計で多くても0.05％以
下である。しかし熱延圧下率を高くすることによ
る材質特に異方性改善効果は（Cu＋Ni＋Cr）で
0.06％程度から認められ、好ましくは0.08％以上
の含有が必要である。また合計で0.20％を越える
と硬質化するので、（Cu＋Ni＋Cr）で0.06〜0.02
％の範囲に限定した。 次に上記の本発明の限定成分を有する冷延鋼板
の製造条件について説明する。 まず、製鋼法については特に限定しないがＣ：
0.002％以下とするには、転炉および脱ガス装置
との組合せが有効である。スラブは均一性を必要
とするので連続鋳造により製造する。スラブを連
続的に熱間圧延する際の仕上圧延条件は本発明に
おいてきわめて重要である。すなわち、従来の熱
延鋼板あるいは冷延鋼板の素材は脱ガス処理を行
わずに製造できるＣ：0.02％以上の鋼が主体であ
り、当然のことながら、熱間圧延、冷間圧延の条
件はともに低炭素鋼を対象として設計されてい
た。 しかるに、極低炭素鋼は低炭素鋼と異なる種々
の挙動を示し、特に熱間圧延時に圧延歪が解放さ
れ易く、再結晶し易いため、オーステナイト粒径
そしてそれに対応するフエライト結晶粒径が大き
くなる。極低炭素鋼が軟質であるにもかかわらず
ｒ値が低くかつ異方性が極端に大きい理由はこの
点にあつた。 極低炭素鋼において熱延圧下率を高くすること
は板厚中心部まで十分歪みが加わり、かつその歪
みが大きくなり細粒化することを意味し、その結
果良好な値と小さな異方性が得られるものと考
えられる。 この知見に基づき次の基礎実験を行つた。すな
わち第１表に示したＡ鋼とＢ鋼について、シート
バーの厚さ以外は第２表に示す供試材No.２および
No.４と同一の熱間圧延条件で圧延し、0.8mmの冷
延鋼板とし、熱間圧延の全仕上圧下率と△ｒおよ
び値との関係を調査しその結果を第１図および
第２図に示した。 第１図および第２図から△ｒと値の高圧下率
による改善効果はCu、Ni、Cr等の合金元素が非
常に少ないＡ鋼ではあまり認められず、合金元素
をある程度含んだＢ鋼において顕著であることが
分かる。また、合金元素をある程度含有したＢ鋼
は仕上全圧下率が95％以上で△ｒおよび値の顕
著な改善が認められるので、本発明においては、
仕上圧延における全圧下率を95％以上に限定し
た。 なお仕上圧延における高圧下は、各スタンドあ
たりの圧下率の平均圧下率を44％以上にすること
によつても全圧下率を95％以上に限定したと同様
に△ｒおよび値の改善効果が認められる。すな
わち本発明の限定成分範囲内の鋼を種々溶製し熱
間圧延するにあたつて、シートバー厚みまたは仕
上圧延機使用スタンド数を変えて各スタンドの平
均圧下率を変え次に0.8mmに冷間圧延して△ｒお
よび値を調査し、その結果を第３図、第４図に
示した。第３図第４図から平均圧下率を44％以上
にすることにより異方性が少なくなり値が向上
することがわかる。よつて本発明においては熱圧
仕上圧延を全圧下率95％以上もしくは平均圧下率
44％以上に限定した。 スラブ加熱温度は限定しないが、スラブ、加熱
温度が低い方が材質は良好になり、特に1150℃以
下では良好な結果が得られた。極低炭素鋼におい
ては、熱延温度による材質変化が小さいので熱延
温度は再結晶温度以上、900℃以下であればよく
特に限定しない。巻取温度は高くなると巻取後粒
成長が進行し粗大化するので粒成長が起こらない
580℃以下に限定した。 これら熱延鋼帯を酸洗した後の冷間圧延につい
ては特に限定しないが、圧下率が高い方が値が
高くなり良好な材質が得られる。冷延後の焼鈍は
加熱速度の遅い箱焼鈍では異方性が大きくなるの
で、本発明の特徴を生かすため連続焼鈍を行う。
連続焼鈍は連続型焼鈍炉のみならず溶融亜鉛めつ
き法のようなライン内焼鈍方式の表面処理工程に
よつても、すぐれた材質のものが得られる。 実施例 第３表に示す組成の鋼を転炉およびRH脱ガス
装置を用いて溶製し、連続鋳造にてスラブとしス
ラブ手入後厚み40〜90mmのシートバーに粗圧
方性は△El：６％、△ｒ＝0.8と非常に大きく絞
り用鋼板としては使用できなかつた。 供試材No.２はNo.１と同様にＡ鋼を使用し、シー
トバーの厚みを90mmとし強圧下した以外の条件は
すべてNo.１と同一の場合であつて、No.１に比して
ｒ値が若干改善されたものの、△El、△ｒは全く
改善されなかつた。 供試材No.３、No.４はCu、Ni、Crを多く含有す
るＢ鋼をNo.３はNo.１と同一の通常圧延、No.４はNo.
２と同一の高圧下率の条件で圧延した場合であ
る。Ｂ鋼を通常の熱延条件で圧延したNo.３はNo.
１、No.２とほぼ同様に△El、△ｒが非常に大きか
つた。しかしＢ鋼を全圧下率96％の高圧下率で圧
延したNo.４は△El、△ｒが非常に小さくなり、
も良好であつた。 次に供試材No.５はＢ鋼をシートバー厚み58mmか
ら前記の如く前半５スタンドのみで仕上圧延した
ので各スタンドあたりの圧下率は平均44％と高
く、この場合も異方性△El、△ｒの改善が認めら
れた。 また、Ｃが多くNi、Cr、Cuとも少ないＣ鋼を
高圧下率で圧延した供試材No.６は値が低く異方
性も大きいためプレス用には適さなかつた。 上記の如く、Ｂ鋼のようにＣが非常に少なくか
つCu、Ni、Cr等を適当に含有した極低炭素鋼を
高圧下率で熱延し、冷延後連続焼鈍するとEl、
値が高く、かつ異方性の非常に小さいプレス用に
適した鋼板を製造できることが明らかとなつた。 これらの基礎実験に基づき、Ｂ鋼の組成を参考
にして多種類の極低炭素鋼について同様の実験を
繰返した結果、次の如く鋼成分を限定することに
より、熱延高圧下仕上の効果が顕著になり、すぐ
れた深絞り用冷延鋼板が得られることが判明し
た。 次に本発明の冷延鋼板の成分を限定した理由に
つき説明する。 Ｃ： Ｃは前記の基礎実験結果からも分かるように、
Ｃが多いと深絞り性が劣化し、かつ高圧下仕上の
効果が消失するので、Ｃは少ない方が好ましく、
特にプレス加工に適した高い値を得るために
は、0.002％以下に限定する必要がある。 Mn： MnはＳによる熱間脆性を防止するため0.05％
以上を必要とするが、0.20％を越える含有は材質
を劣化させるので、0.05〜0.20％の範囲に限定し
た。 SolAl： SolAlはＮの固定に有用な元素であり、0.010％
未満ではその効果がなく、0.100％を越える含有
は表面性状を害するので0.010〜0.100％の範囲に
限定した。 Cu＋Ni＋Cr： Cu、Ni、Crは耐候性、耐食性等の表面性状を
改善する目的で添加されることがあつても、深絞
り性には何ら積極的意味を持たない不純物として
考えられてきた。しかし本発明鋼の如くＣが非常
に少なく、かつ炭窒化物形成元素を含有しない鋼
においては、Cu、Ni、Cr等の炭窒化物を形成し
ない元素の役割が相対的に重要になつてくる。す
なわち、材質を向上させるには、Ｃ、Ｎ、Mn等
を低減することが有効であることが知られてお
り、主要な合金元素であるMnも本発明において
は0.20％以下と非常に低い水準にある。この場
合、鋼は高温で非常に再結晶し易く、結晶粒は粗
大化し、絞り性に好ましくない｛200｝集合組織
が発達する。本発明の如く極低炭素においては非
炭窒化物形成元素であるCu、Ni、Crの作用はい
まだに明確ではないが、これら元素に共通するこ
とは、粒内に均一に固溶しかつ値を劣化させな
いことである。これら元素の添加により熱間加工
時の歪は熱延時に動的に開放されにくくなり、不
均一変形の防止、再結晶の抑制が達成され、極低
炭素鋼の材質を改善するものと考えられる。Cu、
Ni、Crの効果はいずれも同程度であり、従つて
これら元素の合計量が重要になつてくる。通常極
低炭素鋼においてはCu、Ni、Crはそれぞれ0.015
％未満であり、３成分の合計で多くても0.05％以
下である。しかし熱延圧下率を高くすることによ
る材質特に異方性改善効果は（Cu＋Ni＋Cr）で
0.06％程度から認められ、好ましくは0.08％以上
の含有が必要である。また合計で0.20％を越える
と硬質化するので、（Cu＋Ni＋Cr）で0.06〜0.02
％の範囲に限定した。 次に上記の本発明の限定成分を有する冷延鋼板
の製造条件について説明する。 まず、製鋼法については特に限定しないがＣ：
0.002％以下とするには、転炉および脱ガス装置
との組合せが有効である。スラブは均一性を必要
とするので連続鋳造により製造する。スラブを連
続的に熱間圧延する際の仕上圧延条件は本発明に
おいてきわめて重要である。すなわち、従来の熱
延鋼板あるいは冷延鋼板の素材は脱ガス処理を行
わずに製造できるＣ：0.02％以上の鋼が主体であ
り、当然のことながら、熱間圧延、冷間圧延の条
件はともに低炭素鋼を対象として設計されてい
た。 しかるに、極低炭素鋼は低炭素鋼と異なる種々
の挙動を示し、特に熱間圧延時に圧延歪が解放さ
れ易く、再結晶し易いため、オーステナイト粒径
そしてそれに対応するフエライト結晶粒径が大き
くなる。極低炭素鋼が軟質であるにもかかわらず
ｒ値が低くかつ異方性が極端に大きい理由はこの
点にあつた。 極低炭素鋼において熱延圧下率を高くすること
は板厚中心部まで十分歪みが加わり、かつその歪
みが大きくなり細粒化することを意味し、その結
果良好な値と小さな異方性が得られるものと考
えられる。 この知見に基づき次の基礎実験を行つた。すな
わち第１表に示したＡ鋼とＢ鋼について、シート
バーの厚さ以外は第２表に示す供試材No.２および
No.４と同一の熱間圧延条件で圧延し、0.8mmの冷
延鋼板とし、熱間圧延の全仕上圧下率と△ｒおよ
び値との関係を調査しその結果を第１図および
第２図に示した。 第１図および第２図から△ｒと値の高圧下率
による改善効果はCu、Ni、Cr等の合金元素が非
常に少ないＡ鋼ではあまり認められず、合金元素
をある程度含んだＢ鋼において顕著であることが
分かる。また、合金元素をある程度含有したＢ鋼
は仕上全圧下率が95％以上で△ｒおよび値の顕
著な改善が認められるので、本発明においては、
仕上圧延における全圧下率を95％以上に限定し
た。 なお仕上圧延における高圧下は、各スタンドあ
たりの圧下率の平均圧下率を44％以上にすること
によつても全圧下率を95％以上に限定したと同様
に△ｒおよび値の改善効果が認められる。すな
わち本発明の限定成分範囲内の鋼を種々溶製し熱
間圧延するにあたつて、シートバー厚みまたは仕
上圧延機使用スタンド数を変えて各スタンドの平
均圧下率を変え次に0.8mmに冷間圧延して△ｒお
よび値を調査し、その結果を第３図、第４図に
示した。第３図第４図から平均圧下率を44％以上
にすることにより異方性が少なくなり値が向上
することがわかる。よつて本発明においては熱圧
仕上圧延を全圧下率95％以上もしくは平均圧下率
44％以上に限定した。 スラブ加熱温度は限定しないが、スラブ、加熱
温度が低い方が材質は良好になり、特に1150℃以
下では良好な結果が得られた。極低炭素鋼におい
ては、熱延温度による材質変化が小さいので熱延
温度は再結晶温度以上、900℃以下であればよく
特に限定しない。巻取温度は高くなると巻取後粒
成長が進行し粗大化するので粒成長が起こらない
580℃以下に限定した。 これら熱延鋼帯を酸洗した後の冷間圧延につい
ては特に限定しないが、圧下率が高い方が値が
高くなり良好な材質が得られる。冷延後の焼鈍は
加熱速度の遅い箱焼鈍では異方性が大きくなるの
で、本発明の特徴を生かすため連続焼鈍を行う。
連続焼鈍は連続型焼鈍炉のみならず溶融亜鉛めつ
き法のようなライン内焼鈍方式の表面処理工程に
よつても、すぐれた材質のものが得られる。 実施例 第３表に示す組成の鋼を転炉およびRH脱ガス
装置を用いて溶製し、連続鋳造にてスラブとしス
ラブ手入後厚み40〜90mmのシートバーに粗圧
【表】
【表】
延し、次に７スタンドの仕上圧延機にて第４表に
示す仕上圧延条件にて3.2mmの熱延鋼帯とした。
なお第３表、第４表において本発明の限定条件を
満足しない項目についてはアンダーラインで示し
た。次に上記の熱延鋼帯を酸洗後0.8mmに冷間圧
延し、800℃×40秒の連続焼鈍を施し、0.6％の調
質圧延を行つて冷延鋼板とした。これらの冷延鋼
板について前記の第２表と同様に材質を調査し、
その結果を同じく第４表に示した。 第４表から本発明例である供試材No.11、12、14
はいずれも値が高く△ｒが小さくプレス成形性
がすぐれているのに対し、比較例である供試材No.
13、15、16は△ｒが大きくプレス用鋼板として使
用できないことが分かる。 本発明は上記実施例からも明らかな如く、連続
鋳造スラブの成分を限定し、熱間仕上圧延におい
て全圧下率を95％以上もしくは各スタンドの平均
圧下率を44％以上とし580℃以下で巻取り、冷延
後連続焼鈍することによつてプレス成形性のすぐ
れた冷延鋼板を製造することができる。
示す仕上圧延条件にて3.2mmの熱延鋼帯とした。
なお第３表、第４表において本発明の限定条件を
満足しない項目についてはアンダーラインで示し
た。次に上記の熱延鋼帯を酸洗後0.8mmに冷間圧
延し、800℃×40秒の連続焼鈍を施し、0.6％の調
質圧延を行つて冷延鋼板とした。これらの冷延鋼
板について前記の第２表と同様に材質を調査し、
その結果を同じく第４表に示した。 第４表から本発明例である供試材No.11、12、14
はいずれも値が高く△ｒが小さくプレス成形性
がすぐれているのに対し、比較例である供試材No.
13、15、16は△ｒが大きくプレス用鋼板として使
用できないことが分かる。 本発明は上記実施例からも明らかな如く、連続
鋳造スラブの成分を限定し、熱間仕上圧延におい
て全圧下率を95％以上もしくは各スタンドの平均
圧下率を44％以上とし580℃以下で巻取り、冷延
後連続焼鈍することによつてプレス成形性のすぐ
れた冷延鋼板を製造することができる。
第１図および第２図はそれぞれ熱間仕上圧延の
全圧下率と冷延鋼板の△ｒおよび値との関係を
示す線図、第３図および第４図はそれぞれ熱間仕
上圧延における各スタンドの平均圧下率と冷延鋼
板の△ｒおよび値との関係を示す線図である。
全圧下率と冷延鋼板の△ｒおよび値との関係を
示す線図、第３図および第４図はそれぞれ熱間仕
上圧延における各スタンドの平均圧下率と冷延鋼
板の△ｒおよび値との関係を示す線図である。
Claims (1)
- １ 重量比にて、Ｃ：0.002％以下、Mn：0.05〜
0.20％、SolAl：0.010〜0.100％、（Ni＋Cr＋
Cu）：0.06〜0.20％を含有し残部がFeおよび不可
避的不純物より成る溶鋼を連続鋳造によりスラブ
とする工程と、前記スラブを仕上圧延の全圧下率
が95％以上もしくは各スタンドの平均圧下率が44
％以上とし580℃以下で巻取る熱延工程と、前記
熱延鋼帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する工程と、を
有して成ることを特徴とするプレス成形性にすぐ
れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57201324A JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57201324A JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5993834A JPS5993834A (ja) | 1984-05-30 |
| JPH02416B2 true JPH02416B2 (ja) | 1990-01-08 |
Family
ID=16439118
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57201324A Granted JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5993834A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105002434B (zh) * | 2015-08-13 | 2017-06-16 | 武汉钢铁(集团)公司 | 车辆从动盘对偶钢片用热轧钢材及其制备方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10135121A (ja) * | 1996-10-29 | 1998-05-22 | Nikon Corp | 投影露光装置 |
| JP2007292829A (ja) * | 2006-04-21 | 2007-11-08 | Canon Inc | 近接場露光用マスク、近接場露光用マスクの作製方法、近接場露光装置及びこのマスクを用いた近接場露光方法 |
| JP5335351B2 (ja) * | 2008-10-01 | 2013-11-06 | Ｈｏｙａ株式会社 | マスクブランク用基板セット、マスクブランクセット、フォトマスクセット、及び半導体デバイスの製造方法 |
| JP2012220608A (ja) * | 2011-04-06 | 2012-11-12 | Clean Technology Inc | ３ｄ光学フィルターの製造装置 |
| JP2013143560A (ja) * | 2012-01-13 | 2013-07-22 | Canon Inc | 露光装置 |
-
1982
- 1982-11-17 JP JP57201324A patent/JPS5993834A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5993834A (ja) | 1984-05-30 |
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