JPH027374B2 - - Google Patents
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- JPH027374B2 JPH027374B2 JP964983A JP964983A JPH027374B2 JP H027374 B2 JPH027374 B2 JP H027374B2 JP 964983 A JP964983 A JP 964983A JP 964983 A JP964983 A JP 964983A JP H027374 B2 JPH027374 B2 JP H027374B2
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- 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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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は、良好なプレス成形性を備えた鋼板
をコスト安く、製造する方法に関するものであ
る。 従来、プレス成形用冷延鋼板を製造するには、
完全凝固した連続鋳造鋳片を切断し冷却後に、表
面検査、疵除去の処理を施し、ついで1100〜1300
℃に保持された加熱炉に装入して30分〜１時間の
均熱の後、熱間圧延し、得られた熱延コイルを、
さらに冷間圧延して、焼鈍を施すという工程をと
るのが普通であつた。 ところが、近年に至つて、鋳片表面性状の極め
て良好な連続鋳造方法が開発されるようになつて
きたのに相前後して、省エネルギー思相が増々浸
透し定着してきている中で、連続鋳造鋳片を、熱
間圧延することなくそのまま冷間圧延し、所望の
板厚となし、次いで再結晶焼鈍を施すという方法
が検討されるようになつてきた。 ところで、この場合、省エネルギーの観点から
は、連続鋳造鋳片を冷間圧延のために常温まで冷
却する工程や、さらに冷間圧延した鋼板を再結晶
のために加熱する工程でのエネルギーをできるだ
け節減し、鋳片の熱いうちに圧延することが、最
も望ましいものである。 しかし、このような方法を試みようとしても、
通常の成分鋼の場合、圧延に供する鋳片は、凝固
組織を呈している上に、多くの固溶Ｃ、Ｎ原子を
含んでいるため、熱間圧延による集合組織の発達
が不十分で、この結果再結晶焼鈍後の集合組織も
望ましいものではなく、製品としての絞り性が従
来の熱延コイルを冷間圧延する方法による鋼板よ
り著しく劣つてしまうという問題があつた。 本発明者等は、上述のような観点から、鋳片の
均熱や熱間圧延を実施することなく、連続鋳造板
状鋳片をそのまま温間圧延することによつて、従
来法によるものと同等の良好なプレス成形性を有
する冷延鋼板を製造し得る方法を見出すべく研究
を行つた結果以下の知見を得た。 (a) 一般に、鋳造組織の鋼板中には、板面の法線
方向に＜100＞軸を有した結晶粒が多いが、従
来の冷延鋼板の製造の場合のように、冷間圧延
前に熱間圧延工程があることによつて、この＜
100＞集合組織が破壊され、熱延後の鋼板にお
いてはほとんど集合組織を示さないランダムな
結晶方位を備えた鋼板となる。したがつてこれ
を冷間圧延して板面法線方向に＜111＞軸を備
えた結晶を増し、ついで、再結晶の際に、Al、
Ｎの析出を利用してこのような＜111＞集合組
織をさらに増せば、焼鈍板のｒ値で示される深
絞り性が良好となつて、プレス成形性が向上す
るのであるが、熱間圧延工程を省略してしまう
と、｛100｝集合組織を有した鋼を冷間または温
間圧延することになるため、圧延時において深
絞り性に好ましくない｛100｝集合組織がかな
り強く残るために、｛111｝集合組織の発達が不
十分で、焼鈍板においても｛111｝集合組織が
弱く｛100｝集合組織が強くなつて、深絞り性
が劣つたものとしか得られなくなる。 (b) 熱延工程を省略すると温間圧延前にAl、Ｎ
の適当な溶体化処理ができないこと、およびＣ
の析出処理ができないこと等により焼鈍時の再
結晶の際に｛111｝集合組織の発達を促進しな
いので、さらに｛111｝集合組織が減少する。 (c) ところが、鋼材が前記(3)式を満足している
と、温間圧延後に塑性変形が極めて容易とな
り、温間圧延前の鋼板において｛100｝集合組
織が強かつたとしても、その圧延後に｛111｝
集合組織が発達し、さらに、焼鈍時においても
Al Ｎ析出物や炭化物の助けを借りずに｛111｝
集合組織が十分に発達する。 この発明は、上記(a)〜(c)の知見に基づいて、な
されたものであつて、 Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が、上記(3)式を満足
し、さらに必要に応じて、 希土類金属（以下REMという）：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上と、 Ｐ：0.12％以下、 sol.Al：0.01〜0.10％、 の１種および２種を含有し、残りが、Fe及び不
可避不純物から成る組成の鋼を、連続鋳造によつ
て、板状鋳片とし、ついでこれに100〜450℃での
温間圧延と、再結晶焼鈍とを施すことにより、従
来から行われているような鋳片の熱間圧延を施す
ことなく、プレス成形に優れた冷延鋼板を、能率
良く低コストで製造することに特徴を有するもの
である。 ついで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成を上記のとおりに限定した理由を説明す
る。 Ｃ Ｃ成分は、少なければ少ないほど冷延鋼板製
品のプレス成形性が向上するので好ましいけれ
ども、その含有量が0.001％未満では溶製が、
極めて困難となり、一方0.020％を越えて含有
させると多くの炭窒化物形成元素を必要とする
ばかりでなく、炭窒化物の析出量が多くなつ
て、最終製品のプレス成形性が劣化するように
なることから、その含有量を0.001〜0.020％と
した。 Si Si成分は、鋼を強化させる作用があり、所望
される強度に応じて必要量添加されるが、その
添加量が2.0％を越えると、鋼が脆化し、温間
圧延性が悪くなるため、その含有量を2.0％以
下とした。 Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用が
あるが、1.20％を越えて含有させると、溶製が
困難となり、かつコストアツプの原因となるこ
とから、その含有量を1.20％以下とした。 Ｐ Ｐ成分は、鋼を強化する作用があるため、必
要に応じて添加されるが、0.12％を越えて添加
すると、再結晶が困難となり、良好な延性が得
られないので、そろ含有量を0.12％以下とし
た。なお、積極添加の場合、所望の鋼強化作用
を得るためには0.02〜0.12％の含有が望まし
い。 sol.Al sol.Alは、脱酸を十分に行つて、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、0.10％を越えて添加させても、より一
層の脱酸効果は得られずコスト高となることか
ら、その含有量を0.10％以下とした。なお、積
極添加の場合、脱酸を安定化して健全な鋼を得
るためには0.02〜0.10％の含有が望ましい。 Ｎ Ｎ分は、少なければ少ないほどTi当量、す
なわと炭窒化物形成元素の添加含有量が少なく
てすむので好ましい。 Ｎ含有量が、0.0080％を越えると、特に最終
製品におけるプレス成形性が低下することか
ら、その含有量を0.0080％以下とした。 Ti、Nb、及びZr これらの成分には、板状鋳片において微細な
炭窒化物を形成して、板状鋳片における可動転
位密度を増加させ、温間圧延板の最終製品にお
ける｛111｝集合組織を形成してｒ値で代表さ
れる深絞り性を改善し、プレス成形を向上させ
る作用があるが、それが0.20％を越えて含有さ
れてもより一層の向上効果が見られず、コスト
高となることから、それぞれの含有量を、
Ti：0.20％以下、Nb：0.20％以下およびZr：
0.20％以下とした。 また、上記(1)〜(3)式は、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕の量
を0.0010（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒
化物として析出させるための関係式を示すもの
である。 なお、（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）の上限値を 0.0010（％）としたのは、この上限値を越える
と、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕が多くなつて、板状鋳片の
温間圧延後の製品冷延鋼板のプレス成形性が劣
化するようになるからである。 さらに上記成分は均一に分布させる必要があ
るが、これは偏析の少ない連続鋳造急速凝固法
を適用することによつて可能となる。 Ｂ、及びREM これらの成分には、鋼板の２次加工脆性を改
善させる作用があるので、必要に応じて添加さ
れるが、各成分がそれぞれ、REM：0.03％未
満、Ｂ：0.0003％未満、の含有では、所望の改
善効果が得られず、一方、それぞれREM：
0.20％、Ｂ：0.0050％を越えて含有させると、
鋼板の溶接性および表面性状が劣化するように
なることから、それぞれの含有量を、REM：
0.03〜0.20％、Ｂ：0.0003〜0.0050％とした。 この発明の方法は、上記のような成分組成の鋼
を連続的に板状に鋳造した後、温間圧延と再結晶
焼鈍とを施すものであるが、連続的に凝固させら
れた鋼板またはコイルは当然のことながら必要に
応じて表面疵の除去あるいはスケール除去等の表
面状態調整を施した後に温間圧延するか、温間圧
延後あるいは再結晶焼鈍後に表面状態調整を施す
ものである。 表面粗度および平坦度の調整は焼鈍後に行うの
が最も有効である。 温間圧延の温度は、100〜450℃が望ましい。す
なわち、100℃未満では加工熱を再結晶焼鈍に使
用できないので熱エネルギー上の利点が小さく、
また温間圧延の荷重が大きくなるため後述する高
い圧下率の温間圧延がやりにくくなる。 また450℃を越えると温間圧延時に良好な集合
組織が形成されず鋼板の絞り性が低下（第１表）
することから温間圧延温度を100〜450℃とした。 さらに温間圧延の圧下率は50％以上が良く、圧
下率が大きければ大きいほどえられる製品冷延鋼
板のプレス成形性が向上する。 また、引続き行なう再結晶焼鈍は660℃以上の
温度での箱焼鈍、連続焼鈍あるいは連続溶融メツ
キなどによつて行うのが好ましい。 なお連続鋳造の能率向上や鋳片の形状修正のた
めに凝固中あるいは凝固直後の鋳片に軽度の熱間
加工あるいは圧延を行うことが可能であり、特に
温間圧延と連続焼鈍を１つのラインに結合する
と、温間圧延の熱を再結晶焼鈍に利用できるた
め、省エネルギー効果が一層向上する。 ついで、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.006％、Si：0.01％、Mn：0.08％、Ｐ：
0.010％、Ｓ：0.001％、sol.Al：0.05％、Ｎ：
0.004％を含有し、Tiを０〜0.20％の範囲で変化
させ、Fe：残り、から成る種々の鋼を真空溶解
し、厚さ：10ｍ／ｍ、幅：110ｍ／ｍ、長さ：100
ｍ／ｍの板状鋳片とした後、直とに室温まで急冷
した。 ついで、この板状鋳片に酸洗を施した後300℃
まで加熱し、圧下率：92％にて温間圧延を施し
て、0.8mm厚の冷延板とし、引続いて、温度：800
℃に90秒保持の条件で連続焼鈍を施した。そし
て、焼鈍した冷延鋼板から採取したJIS ５号引張
試験片において、ｒ値および伸びを求め、この結
果を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、すなわち前記(3)式
として示したところの、Ｃ当量−１／４（Ti当量と の関係において第１図に示した。 第１図からも明白なように前記(3)式の値が
0.0010％以下の場合に高いｒ値を示すとともに良
好な伸びを示す冷延鋼板を製造することがわか
る。 実施例 ２ Ｃ：0.0040％、Si：0.010％、Mn：0.28％、
Ｐ：0.012％、Ｓ：0.007％、sol.Al：0.08％、Ｎ：
0.0030％、Nb：0.055％、Fe：残り、からなるＡ
鋼と、Ｃ：0.045％、Si：0.010％、Mn：0.22％、
Ｐ：0.011％、Ｓ：0.007％、sol.Al：0.051％、
Ｎ：0.0032％、Fe：残りからなるＢ鋼とを溶解
後、連続的に急冷凝固させて、厚さ：８ｍ／ｍ、
幅：220ｍ／ｍの板状鋳片となし、直ちに４〜〜
℃まで急冷した。 鋼ＡのTi当量は0.028％、Ｃ当量は0.0066％で
あり、前記(3)式を満足するものであるが、鋼Ｂは
この範囲から外れた比較従来鋼である。 これら２種類の板状鋳片をそのまま300〜400℃
の温度範囲にて1.0ｍ／ｍまで圧下率：87％にて
温間圧延し、ついで850℃の温度にて230秒の連続
焼鈍を行つた。 つぎにこれらの焼鈍板を、伸び率：0.6％にて
調質圧延した後、JIS ５号引張試験片を採取し、
その機械的性質を測定した。 この結果を第１表に示す。
をコスト安く、製造する方法に関するものであ
る。 従来、プレス成形用冷延鋼板を製造するには、
完全凝固した連続鋳造鋳片を切断し冷却後に、表
面検査、疵除去の処理を施し、ついで1100〜1300
℃に保持された加熱炉に装入して30分〜１時間の
均熱の後、熱間圧延し、得られた熱延コイルを、
さらに冷間圧延して、焼鈍を施すという工程をと
るのが普通であつた。 ところが、近年に至つて、鋳片表面性状の極め
て良好な連続鋳造方法が開発されるようになつて
きたのに相前後して、省エネルギー思相が増々浸
透し定着してきている中で、連続鋳造鋳片を、熱
間圧延することなくそのまま冷間圧延し、所望の
板厚となし、次いで再結晶焼鈍を施すという方法
が検討されるようになつてきた。 ところで、この場合、省エネルギーの観点から
は、連続鋳造鋳片を冷間圧延のために常温まで冷
却する工程や、さらに冷間圧延した鋼板を再結晶
のために加熱する工程でのエネルギーをできるだ
け節減し、鋳片の熱いうちに圧延することが、最
も望ましいものである。 しかし、このような方法を試みようとしても、
通常の成分鋼の場合、圧延に供する鋳片は、凝固
組織を呈している上に、多くの固溶Ｃ、Ｎ原子を
含んでいるため、熱間圧延による集合組織の発達
が不十分で、この結果再結晶焼鈍後の集合組織も
望ましいものではなく、製品としての絞り性が従
来の熱延コイルを冷間圧延する方法による鋼板よ
り著しく劣つてしまうという問題があつた。 本発明者等は、上述のような観点から、鋳片の
均熱や熱間圧延を実施することなく、連続鋳造板
状鋳片をそのまま温間圧延することによつて、従
来法によるものと同等の良好なプレス成形性を有
する冷延鋼板を製造し得る方法を見出すべく研究
を行つた結果以下の知見を得た。 (a) 一般に、鋳造組織の鋼板中には、板面の法線
方向に＜100＞軸を有した結晶粒が多いが、従
来の冷延鋼板の製造の場合のように、冷間圧延
前に熱間圧延工程があることによつて、この＜
100＞集合組織が破壊され、熱延後の鋼板にお
いてはほとんど集合組織を示さないランダムな
結晶方位を備えた鋼板となる。したがつてこれ
を冷間圧延して板面法線方向に＜111＞軸を備
えた結晶を増し、ついで、再結晶の際に、Al、
Ｎの析出を利用してこのような＜111＞集合組
織をさらに増せば、焼鈍板のｒ値で示される深
絞り性が良好となつて、プレス成形性が向上す
るのであるが、熱間圧延工程を省略してしまう
と、｛100｝集合組織を有した鋼を冷間または温
間圧延することになるため、圧延時において深
絞り性に好ましくない｛100｝集合組織がかな
り強く残るために、｛111｝集合組織の発達が不
十分で、焼鈍板においても｛111｝集合組織が
弱く｛100｝集合組織が強くなつて、深絞り性
が劣つたものとしか得られなくなる。 (b) 熱延工程を省略すると温間圧延前にAl、Ｎ
の適当な溶体化処理ができないこと、およびＣ
の析出処理ができないこと等により焼鈍時の再
結晶の際に｛111｝集合組織の発達を促進しな
いので、さらに｛111｝集合組織が減少する。 (c) ところが、鋼材が前記(3)式を満足している
と、温間圧延後に塑性変形が極めて容易とな
り、温間圧延前の鋼板において｛100｝集合組
織が強かつたとしても、その圧延後に｛111｝
集合組織が発達し、さらに、焼鈍時においても
Al Ｎ析出物や炭化物の助けを借りずに｛111｝
集合組織が十分に発達する。 この発明は、上記(a)〜(c)の知見に基づいて、な
されたものであつて、 Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が、上記(3)式を満足
し、さらに必要に応じて、 希土類金属（以下REMという）：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上と、 Ｐ：0.12％以下、 sol.Al：0.01〜0.10％、 の１種および２種を含有し、残りが、Fe及び不
可避不純物から成る組成の鋼を、連続鋳造によつ
て、板状鋳片とし、ついでこれに100〜450℃での
温間圧延と、再結晶焼鈍とを施すことにより、従
来から行われているような鋳片の熱間圧延を施す
ことなく、プレス成形に優れた冷延鋼板を、能率
良く低コストで製造することに特徴を有するもの
である。 ついで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成を上記のとおりに限定した理由を説明す
る。 Ｃ Ｃ成分は、少なければ少ないほど冷延鋼板製
品のプレス成形性が向上するので好ましいけれ
ども、その含有量が0.001％未満では溶製が、
極めて困難となり、一方0.020％を越えて含有
させると多くの炭窒化物形成元素を必要とする
ばかりでなく、炭窒化物の析出量が多くなつ
て、最終製品のプレス成形性が劣化するように
なることから、その含有量を0.001〜0.020％と
した。 Si Si成分は、鋼を強化させる作用があり、所望
される強度に応じて必要量添加されるが、その
添加量が2.0％を越えると、鋼が脆化し、温間
圧延性が悪くなるため、その含有量を2.0％以
下とした。 Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用が
あるが、1.20％を越えて含有させると、溶製が
困難となり、かつコストアツプの原因となるこ
とから、その含有量を1.20％以下とした。 Ｐ Ｐ成分は、鋼を強化する作用があるため、必
要に応じて添加されるが、0.12％を越えて添加
すると、再結晶が困難となり、良好な延性が得
られないので、そろ含有量を0.12％以下とし
た。なお、積極添加の場合、所望の鋼強化作用
を得るためには0.02〜0.12％の含有が望まし
い。 sol.Al sol.Alは、脱酸を十分に行つて、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、0.10％を越えて添加させても、より一
層の脱酸効果は得られずコスト高となることか
ら、その含有量を0.10％以下とした。なお、積
極添加の場合、脱酸を安定化して健全な鋼を得
るためには0.02〜0.10％の含有が望ましい。 Ｎ Ｎ分は、少なければ少ないほどTi当量、す
なわと炭窒化物形成元素の添加含有量が少なく
てすむので好ましい。 Ｎ含有量が、0.0080％を越えると、特に最終
製品におけるプレス成形性が低下することか
ら、その含有量を0.0080％以下とした。 Ti、Nb、及びZr これらの成分には、板状鋳片において微細な
炭窒化物を形成して、板状鋳片における可動転
位密度を増加させ、温間圧延板の最終製品にお
ける｛111｝集合組織を形成してｒ値で代表さ
れる深絞り性を改善し、プレス成形を向上させ
る作用があるが、それが0.20％を越えて含有さ
れてもより一層の向上効果が見られず、コスト
高となることから、それぞれの含有量を、
Ti：0.20％以下、Nb：0.20％以下およびZr：
0.20％以下とした。 また、上記(1)〜(3)式は、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕の量
を0.0010（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒
化物として析出させるための関係式を示すもの
である。 なお、（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）の上限値を 0.0010（％）としたのは、この上限値を越える
と、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕が多くなつて、板状鋳片の
温間圧延後の製品冷延鋼板のプレス成形性が劣
化するようになるからである。 さらに上記成分は均一に分布させる必要があ
るが、これは偏析の少ない連続鋳造急速凝固法
を適用することによつて可能となる。 Ｂ、及びREM これらの成分には、鋼板の２次加工脆性を改
善させる作用があるので、必要に応じて添加さ
れるが、各成分がそれぞれ、REM：0.03％未
満、Ｂ：0.0003％未満、の含有では、所望の改
善効果が得られず、一方、それぞれREM：
0.20％、Ｂ：0.0050％を越えて含有させると、
鋼板の溶接性および表面性状が劣化するように
なることから、それぞれの含有量を、REM：
0.03〜0.20％、Ｂ：0.0003〜0.0050％とした。 この発明の方法は、上記のような成分組成の鋼
を連続的に板状に鋳造した後、温間圧延と再結晶
焼鈍とを施すものであるが、連続的に凝固させら
れた鋼板またはコイルは当然のことながら必要に
応じて表面疵の除去あるいはスケール除去等の表
面状態調整を施した後に温間圧延するか、温間圧
延後あるいは再結晶焼鈍後に表面状態調整を施す
ものである。 表面粗度および平坦度の調整は焼鈍後に行うの
が最も有効である。 温間圧延の温度は、100〜450℃が望ましい。す
なわち、100℃未満では加工熱を再結晶焼鈍に使
用できないので熱エネルギー上の利点が小さく、
また温間圧延の荷重が大きくなるため後述する高
い圧下率の温間圧延がやりにくくなる。 また450℃を越えると温間圧延時に良好な集合
組織が形成されず鋼板の絞り性が低下（第１表）
することから温間圧延温度を100〜450℃とした。 さらに温間圧延の圧下率は50％以上が良く、圧
下率が大きければ大きいほどえられる製品冷延鋼
板のプレス成形性が向上する。 また、引続き行なう再結晶焼鈍は660℃以上の
温度での箱焼鈍、連続焼鈍あるいは連続溶融メツ
キなどによつて行うのが好ましい。 なお連続鋳造の能率向上や鋳片の形状修正のた
めに凝固中あるいは凝固直後の鋳片に軽度の熱間
加工あるいは圧延を行うことが可能であり、特に
温間圧延と連続焼鈍を１つのラインに結合する
と、温間圧延の熱を再結晶焼鈍に利用できるた
め、省エネルギー効果が一層向上する。 ついで、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.006％、Si：0.01％、Mn：0.08％、Ｐ：
0.010％、Ｓ：0.001％、sol.Al：0.05％、Ｎ：
0.004％を含有し、Tiを０〜0.20％の範囲で変化
させ、Fe：残り、から成る種々の鋼を真空溶解
し、厚さ：10ｍ／ｍ、幅：110ｍ／ｍ、長さ：100
ｍ／ｍの板状鋳片とした後、直とに室温まで急冷
した。 ついで、この板状鋳片に酸洗を施した後300℃
まで加熱し、圧下率：92％にて温間圧延を施し
て、0.8mm厚の冷延板とし、引続いて、温度：800
℃に90秒保持の条件で連続焼鈍を施した。そし
て、焼鈍した冷延鋼板から採取したJIS ５号引張
試験片において、ｒ値および伸びを求め、この結
果を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、すなわち前記(3)式
として示したところの、Ｃ当量−１／４（Ti当量と の関係において第１図に示した。 第１図からも明白なように前記(3)式の値が
0.0010％以下の場合に高いｒ値を示すとともに良
好な伸びを示す冷延鋼板を製造することがわか
る。 実施例 ２ Ｃ：0.0040％、Si：0.010％、Mn：0.28％、
Ｐ：0.012％、Ｓ：0.007％、sol.Al：0.08％、Ｎ：
0.0030％、Nb：0.055％、Fe：残り、からなるＡ
鋼と、Ｃ：0.045％、Si：0.010％、Mn：0.22％、
Ｐ：0.011％、Ｓ：0.007％、sol.Al：0.051％、
Ｎ：0.0032％、Fe：残りからなるＢ鋼とを溶解
後、連続的に急冷凝固させて、厚さ：８ｍ／ｍ、
幅：220ｍ／ｍの板状鋳片となし、直ちに４〜〜
℃まで急冷した。 鋼ＡのTi当量は0.028％、Ｃ当量は0.0066％で
あり、前記(3)式を満足するものであるが、鋼Ｂは
この範囲から外れた比較従来鋼である。 これら２種類の板状鋳片をそのまま300〜400℃
の温度範囲にて1.0ｍ／ｍまで圧下率：87％にて
温間圧延し、ついで850℃の温度にて230秒の連続
焼鈍を行つた。 つぎにこれらの焼鈍板を、伸び率：0.6％にて
調質圧延した後、JIS ５号引張試験片を採取し、
その機械的性質を測定した。 この結果を第１表に示す。
【表】
第１表に示されるように、鋼Ａを使用する本発
明方法によつて製造された冷延鋼板は、鋼Ｂを使
用したものに比べて、ｒ値が高く、伸びも良好
で、プレス成形性に優れていることが明らかであ
る。 実施例 ３ 第２表に示す成分組成の鋼を真空溶解し、厚
さ：40ｍ／ｍ、幅：220ｍ／ｍ、長さ：440ｍ／ｍ
の板状鋳片とした後、直ちに室温まで冷却した。 これらの鋳片について、スケールを切削除去
後、同じく第２表に示す種々の温度にて、4.0〜
1.2ｍ／ｍ厚まで、圧下率：70％にて、温間圧延
するとともに、温度：800℃にて90秒保持の条
明方法によつて製造された冷延鋼板は、鋼Ｂを使
用したものに比べて、ｒ値が高く、伸びも良好
で、プレス成形性に優れていることが明らかであ
る。 実施例 ３ 第２表に示す成分組成の鋼を真空溶解し、厚
さ：40ｍ／ｍ、幅：220ｍ／ｍ、長さ：440ｍ／ｍ
の板状鋳片とした後、直ちに室温まで冷却した。 これらの鋳片について、スケールを切削除去
後、同じく第２表に示す種々の温度にて、4.0〜
1.2ｍ／ｍ厚まで、圧下率：70％にて、温間圧延
するとともに、温度：800℃にて90秒保持の条
【表】
【表】
件での連続焼鈍を行うことによつて、本発明方法
１〜28による冷延鋼板、および比較法29〜33によ
る冷延鋼板をそれぞれ製造した。 なお比較法29〜33による冷延鋼板は、いずれも
成分組成あるいは、温間圧延温度がこの発明の範
囲から外れたものであり、第２表には該当するも
のに※印を付している。 つぎに、この結果から得られた本発明方法１〜
28による冷延鋼板および比較法29〜33による冷延
鋼板についても、引張特性およびｒ値を測定し、
この結果を第２表に併せて示した。 第２表に示されるように、本発明方法１〜28に
よる冷延鋼板は、いずれも良好な伸びおよび高ｒ
値、すなわち、良好なプレス成形性を有するのに
対して、比較法29および32による冷延鋼板は、
（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）がそれぞれこの発明の 範囲を越えて高いために、製品の特性値は、ｒ値
と伸びが低く、プレス成形性に劣ることを示して
いる。 比較法31による冷延鋼板ではＣ量が、また比較
法33による冷延鋼板では温間圧延温度が、本発明
の範囲よりも高いため、ｒ値が劣つている。 さらに比較法30による冷延鋼板は炭窒化物形成
元素を含有しない通常のAlキルド鋼板であるた
め、製品のｒ値が著しく低くなつている。 上述のように、本発明法によれば、良好なプレ
ス成形性をもつた冷延鋼板を、エネルギー消費量
を最少限に抑えるとともに、熱間圧延設備を省略
してコストを安く、高能率で製造することができ
るなど、工業上有用な効果がもたらされるもので
ある。
１〜28による冷延鋼板、および比較法29〜33によ
る冷延鋼板をそれぞれ製造した。 なお比較法29〜33による冷延鋼板は、いずれも
成分組成あるいは、温間圧延温度がこの発明の範
囲から外れたものであり、第２表には該当するも
のに※印を付している。 つぎに、この結果から得られた本発明方法１〜
28による冷延鋼板および比較法29〜33による冷延
鋼板についても、引張特性およびｒ値を測定し、
この結果を第２表に併せて示した。 第２表に示されるように、本発明方法１〜28に
よる冷延鋼板は、いずれも良好な伸びおよび高ｒ
値、すなわち、良好なプレス成形性を有するのに
対して、比較法29および32による冷延鋼板は、
（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）がそれぞれこの発明の 範囲を越えて高いために、製品の特性値は、ｒ値
と伸びが低く、プレス成形性に劣ることを示して
いる。 比較法31による冷延鋼板ではＣ量が、また比較
法33による冷延鋼板では温間圧延温度が、本発明
の範囲よりも高いため、ｒ値が劣つている。 さらに比較法30による冷延鋼板は炭窒化物形成
元素を含有しない通常のAlキルド鋼板であるた
め、製品のｒ値が著しく低くなつている。 上述のように、本発明法によれば、良好なプレ
ス成形性をもつた冷延鋼板を、エネルギー消費量
を最少限に抑えるとともに、熱間圧延設備を省略
してコストを安く、高能率で製造することができ
るなど、工業上有用な効果がもたらされるもので
ある。
【図面の簡単な説明】
第１図は、冷延鋼板中の（Ｃ当量）−１／４（Ti
当量）の値が、製品の伸び、並びに−値を及ぼす
影響を示した線図である。
影響を示した線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、
残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以上
重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらにsol.Al：0.10％以下を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ３ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらにＰ：0.12％以下を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ４ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらに希土類金属：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ５ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらにＰ：0.12％以下、 sol.Al：0.10％以下を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ６ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらに希土類金属：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上と、 Ｐ：0.12％以下を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ７ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらに希土類金属：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上と、 sol.Al：0.10％以下を含有し、 残りが、Feと不可避不純物から成る組成（以
上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板状鋳片と
し、ついでこれに100〜450℃での温間圧延と、再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレス成形用
冷延鋼板の製造法。 ８ Ｃ：0.001〜0.020％、 Si：2.0％以下、 Mn：1.20％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％）…
(1) Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …(2) （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）≦0.0010（％） …(3) 上記(1)式で計算されるTi当量と、上記(2)式で
計算されるＣ当量との関係が上記(3)式を満足し、 さらに希土類金属：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％、 のうちの１種以上と、 Ｐ：0.12％以下、 sol.Al：0.10％以下、 を含有し、残りが、Feと不可避不純物から成る
組成（以上重量％）の鋼を、連続鋳造によつて板
状鋳片とし、ついでこれに100〜450℃での温間圧
延と、再結晶焼鈍とを施すことを特徴とするプレ
ス成形用冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP964983A JPS59136425A (ja) | 1983-01-24 | 1983-01-24 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP964983A JPS59136425A (ja) | 1983-01-24 | 1983-01-24 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59136425A JPS59136425A (ja) | 1984-08-06 |
| JPH027374B2 true JPH027374B2 (ja) | 1990-02-16 |
Family
ID=11726058
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP964983A Granted JPS59136425A (ja) | 1983-01-24 | 1983-01-24 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59136425A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0639619B2 (ja) * | 1984-10-08 | 1994-05-25 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61133322A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPH0639620B2 (ja) * | 1984-11-30 | 1994-05-25 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JP4848972B2 (ja) * | 2007-02-14 | 2011-12-28 | 住友金属工業株式会社 | 高張力鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1983
- 1983-01-24 JP JP964983A patent/JPS59136425A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59136425A (ja) | 1984-08-06 |
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