JPH03122217A - 薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法 - Google Patents
薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法Info
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- JPH03122217A JPH03122217A JP26022889A JP26022889A JPH03122217A JP H03122217 A JPH03122217 A JP H03122217A JP 26022889 A JP26022889 A JP 26022889A JP 26022889 A JP26022889 A JP 26022889A JP H03122217 A JPH03122217 A JP H03122217A
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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)
本発明は板厚0 、5mm以下の極薄冷延鋼板の製造方
法に関し、詳しくは、a:鋳片をα域で熱間圧延した後
、中間焼鈍せずして最終板厚まで冷間圧延により製造す
る方法に関する。
法に関し、詳しくは、a:鋳片をα域で熱間圧延した後
、中間焼鈍せずして最終板厚まで冷間圧延により製造す
る方法に関する。
(従来の技術)
近年、冷延鋼板の利用はますます多様化するとともに、
その要求もまた過酷さを増しつつある。
その要求もまた過酷さを増しつつある。
軽薄短小化の傾向は冷延鋼板の分野でも浸透しつつあり
、家電製品用あるいは自動車部材用など軽量化を目的と
して、板厚が0.5mm以下の極薄冷延鋼板が適用され
つつある。
、家電製品用あるいは自動車部材用など軽量化を目的と
して、板厚が0.5mm以下の極薄冷延鋼板が適用され
つつある。
従来、板厚0.5mm以下の極薄板用の材料として用い
られている一般軟鋼は、脱酸あるいはC,Nなどの侵入
型固溶元素を安定化するために、AI、Tiなどを添加
している。このような一般軟鋼は、冷間での加工硬化が
大きく、また再結晶温度が高いという性質があり、極薄
板の製造工程は以下の方法をとっていた。
られている一般軟鋼は、脱酸あるいはC,Nなどの侵入
型固溶元素を安定化するために、AI、Tiなどを添加
している。このような一般軟鋼は、冷間での加工硬化が
大きく、また再結晶温度が高いという性質があり、極薄
板の製造工程は以下の方法をとっていた。
従来、板厚0.5mm以下の極薄冷延鋼板の製造工程は
まず、連続鋳造機によって厚さ200〜250+amの
鋳片を製造する。これを1100〜1300℃に加熱−
均熱後、粗圧延工程で約30mm板厚のシートバーとし
た後、仕上げ熱延工程で2〜6mm板厚の熱延鋼帯とす
る。これを最終板厚まで冷間圧延するわけであるが、そ
の間、1回ないしは2回以上の中間焼鈍を650℃以上
の温度で行なう。また、この際、焼鈍を施すまでの冷延
率は80%以下とする必要があった。これは冷間圧延時
の加工硬化が大きいため、80%を超える冷延率で冷間
圧延を行なうときには、中間で焼鈍をはさまないと冷間
圧延時の変形抵抗が過大となり、経済性に問題が生じる
ことによるものである。
まず、連続鋳造機によって厚さ200〜250+amの
鋳片を製造する。これを1100〜1300℃に加熱−
均熱後、粗圧延工程で約30mm板厚のシートバーとし
た後、仕上げ熱延工程で2〜6mm板厚の熱延鋼帯とす
る。これを最終板厚まで冷間圧延するわけであるが、そ
の間、1回ないしは2回以上の中間焼鈍を650℃以上
の温度で行なう。また、この際、焼鈍を施すまでの冷延
率は80%以下とする必要があった。これは冷間圧延時
の加工硬化が大きいため、80%を超える冷延率で冷間
圧延を行なうときには、中間で焼鈍をはさまないと冷間
圧延時の変形抵抗が過大となり、経済性に問題が生じる
ことによるものである。
近年、従来の連続鋳造とは異なり、板厚10〜50mm
程度の薄鋳片を鋳造する方法も実用化されつつあり、こ
の方法によれば、従来の製造工程には必須であった粗熱
延工程が省略でき、さらにスラブ再加熱の必要もないた
めに、省工程、省エネルギーに有効である。しかしなが
ら、従来法に薄鋳片鋳造法を適用しただけでは仕上げ熱
延工程以降はなんら変わることがなく、特に、冷間圧延
、焼鈍を繰り返すという工程の複雑さから、当然のこと
ながら製造費の増大、生産性の低下といった欠点を有し
ていた。また、仕上げ熱延に関して言えば、深絞り性な
どの材料特性の確保の面から、熱延終了温度をAr、意
思上とすることが必須条件と、なっており、通常、一般
軟鋼のAr3点は900℃前後とかなり高いので、必然
的に熱間圧延は高温域で行なわれることになる。このた
め、圧延ロールの損傷が大きいといった問題を有してい
た。
程度の薄鋳片を鋳造する方法も実用化されつつあり、こ
の方法によれば、従来の製造工程には必須であった粗熱
延工程が省略でき、さらにスラブ再加熱の必要もないた
めに、省工程、省エネルギーに有効である。しかしなが
ら、従来法に薄鋳片鋳造法を適用しただけでは仕上げ熱
延工程以降はなんら変わることがなく、特に、冷間圧延
、焼鈍を繰り返すという工程の複雑さから、当然のこと
ながら製造費の増大、生産性の低下といった欠点を有し
ていた。また、仕上げ熱延に関して言えば、深絞り性な
どの材料特性の確保の面から、熱延終了温度をAr、意
思上とすることが必須条件と、なっており、通常、一般
軟鋼のAr3点は900℃前後とかなり高いので、必然
的に熱間圧延は高温域で行なわれることになる。このた
め、圧延ロールの損傷が大きいといった問題を有してい
た。
この問題の解決として、薄鋳片を直接に冷間圧延する技
術がいくつか開示されている。例えば特開昭59−17
7327号公報には、重量%で、 C=0.005%、
Mn = 0.10%、sol。Al=0.01%、N
=0.006%、Ti=0.05%、Zr = 0.1
0%、P=0.01%およびB=0.004%の組成の
鋼を真空溶解し、板厚40mmの薄鋳片とし、これを7
00℃で20分間保持後徐冷し1次いで圧下率=97%
の冷間圧延および連続焼鈍を行なうことによりF値が2
.62の優れた材質が得られることを示している。
術がいくつか開示されている。例えば特開昭59−17
7327号公報には、重量%で、 C=0.005%、
Mn = 0.10%、sol。Al=0.01%、N
=0.006%、Ti=0.05%、Zr = 0.1
0%、P=0.01%およびB=0.004%の組成の
鋼を真空溶解し、板厚40mmの薄鋳片とし、これを7
00℃で20分間保持後徐冷し1次いで圧下率=97%
の冷間圧延および連続焼鈍を行なうことによりF値が2
.62の優れた材質が得られることを示している。
しかしながらこの場合、薄鋳片を熱間圧延することなく
冷間圧延するため、冷間圧延時の圧下率は必然的に大き
くなるが、冷間圧延時の変形抵抗は熱間圧延時のそれと
比べて非常に大きく、加えて冷間圧延時の加工硬化は圧
下率の増加と共に激増する。そのため、圧延に要するエ
ネルギーは熱間圧延を施したものに比べて多く、また冷
間圧延時のロール摩耗およびスリップ等の困難も生じや
すい。
冷間圧延するため、冷間圧延時の圧下率は必然的に大き
くなるが、冷間圧延時の変形抵抗は熱間圧延時のそれと
比べて非常に大きく、加えて冷間圧延時の加工硬化は圧
下率の増加と共に激増する。そのため、圧延に要するエ
ネルギーは熱間圧延を施したものに比べて多く、また冷
間圧延時のロール摩耗およびスリップ等の困難も生じや
すい。
発明者の研究によれば、板厚0.5mmの冷延鋼板を製
造する場合には、薄鋳片の板厚が1On+m以上の時に
は、熱間圧延−冷間圧延工程を施した方が省エネルギー
に有効であることが確認されている。
造する場合には、薄鋳片の板厚が1On+m以上の時に
は、熱間圧延−冷間圧延工程を施した方が省エネルギー
に有効であることが確認されている。
それ故、この点を考慮すると、全体としての省エネルギ
ーという点ではあまり有効でないこととなる。一方中間
焼鈍をはさむことによる工程の増加、消費エネルギーの
増大といった問題の解決策としては、冷間圧延時の圧下
率を小さくする、すなわち、熱間圧延後の板厚を極力薄
くすることにより冷間圧延での負荷を軽減するという方
策が考えられるが、この方法では逆に熱間圧延での負荷
が増大し、その結果、圧延ロールの摩耗、損傷が進行し
たり、熱間圧延時の温度低下が大きいため、予め鋳片の
加熱温度を高めにとる必要が生じ、加熱エネルギーが増
大するといった問題を有する。
ーという点ではあまり有効でないこととなる。一方中間
焼鈍をはさむことによる工程の増加、消費エネルギーの
増大といった問題の解決策としては、冷間圧延時の圧下
率を小さくする、すなわち、熱間圧延後の板厚を極力薄
くすることにより冷間圧延での負荷を軽減するという方
策が考えられるが、この方法では逆に熱間圧延での負荷
が増大し、その結果、圧延ロールの摩耗、損傷が進行し
たり、熱間圧延時の温度低下が大きいため、予め鋳片の
加熱温度を高めにとる必要が生じ、加熱エネルギーが増
大するといった問題を有する。
また、焼鈍温度を650℃以上としているのは、一般軟
鋼の再結晶温度が500〜650℃であり、冷間圧延後
の加工ひずみを十分に除去し軟化させるために、従来焼
鈍には650℃以上の温度を必要としていた。
鋼の再結晶温度が500〜650℃であり、冷間圧延後
の加工ひずみを十分に除去し軟化させるために、従来焼
鈍には650℃以上の温度を必要としていた。
しかしながら、板厚0.5mm以下の極薄鋼板の場合に
は、650℃以上の温度で箱焼鈍を行なうとき、鋼板が
相互に接着する焼き付き現象を生じる。これを防止する
ために、スペーサを用いるオープンコイル焼鈍によれば
、腰折れと称されるコイル変形による不良が生じるとい
った問題を有する。
は、650℃以上の温度で箱焼鈍を行なうとき、鋼板が
相互に接着する焼き付き現象を生じる。これを防止する
ために、スペーサを用いるオープンコイル焼鈍によれば
、腰折れと称されるコイル変形による不良が生じるとい
った問題を有する。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明はこのような従来技術の欠点を解決することを目
的とするものである。すなわち板厚0.5mm以下の極
薄冷延鋼板の製造に関し、g鋳片をα域で熱間圧延し、
次いで中間焼鈍せずに冷延率80%以上で冷間圧延する
ことにより、省工程化、省エネルギー化を可能にする。
的とするものである。すなわち板厚0.5mm以下の極
薄冷延鋼板の製造に関し、g鋳片をα域で熱間圧延し、
次いで中間焼鈍せずに冷延率80%以上で冷間圧延する
ことにより、省工程化、省エネルギー化を可能にする。
さらには、最終焼鈍での温度を低下させることにより、
焼鈍中の鋼板の変形、焼き付きを防止し、かつ、−層の
省エネルギー化を達成しようとするものである。
焼鈍中の鋼板の変形、焼き付きを防止し、かつ、−層の
省エネルギー化を達成しようとするものである。
(問題解決に関する知見)
本発明は、課題解決に関し、鋼の組成が重量%で6≦0
.01%、 Si≦0.01%、Mn≦0.15%、P
≦0.02%、S≦0.02%を含み、かつC+N≦0
.012%であり、残部Feおよび不可避的不純物から
なる溶鋼を薄鋳片とした後、500℃〜Ac5(℃)の
温度範囲内のα域で熱間圧延し、次いで80〜99%で
冷間圧延を行い、さらに450〜650℃の温度で仕上
げ焼鈍を行うことにより目的を達成できるという知見を
得た。
.01%、 Si≦0.01%、Mn≦0.15%、P
≦0.02%、S≦0.02%を含み、かつC+N≦0
.012%であり、残部Feおよび不可避的不純物から
なる溶鋼を薄鋳片とした後、500℃〜Ac5(℃)の
温度範囲内のα域で熱間圧延し、次いで80〜99%で
冷間圧延を行い、さらに450〜650℃の温度で仕上
げ焼鈍を行うことにより目的を達成できるという知見を
得た。
(発明の構成)
本発明は、重量%でC≦0.01%、Si≦0.01%
、Mn≦0.15%、P≦0.02%、S≦0.02%
を含み、かつC+N≦0.012%であり、残部Feお
よび不可避的不純物からなる溶鋼を薄劫片とした後、5
00℃〜A、の温度範囲で熱間圧延し、必要ならば焼鈍
し、酸洗し、次いで冷延率80〜99%で冷間圧延を施
すことからなる板厚0 、5mm以下の極薄冷延鋼板の
製造方法を提供する。
、Mn≦0.15%、P≦0.02%、S≦0.02%
を含み、かつC+N≦0.012%であり、残部Feお
よび不可避的不純物からなる溶鋼を薄劫片とした後、5
00℃〜A、の温度範囲で熱間圧延し、必要ならば焼鈍
し、酸洗し、次いで冷延率80〜99%で冷間圧延を施
すことからなる板厚0 、5mm以下の極薄冷延鋼板の
製造方法を提供する。
本発明はさらに、前記製造方法により冷間圧延を施した
板厚0.5mm以下の極薄冷延鋼板を450〜650℃
の温度で仕上げ焼鈍を行うことからなる板厚0 、5m
m以下の極薄冷延鋼板の製造方法を提供する。
板厚0.5mm以下の極薄冷延鋼板を450〜650℃
の温度で仕上げ焼鈍を行うことからなる板厚0 、5m
m以下の極薄冷延鋼板の製造方法を提供する。
本発明方法の諸条件を説明する。
(1)鋼の組成
本発明における鋼の組成を決定する要件は、A3変態点
以下の温度域における変形抵抗を低減すること、冷間で
の加工硬化を低減すること、および再結晶温度を低下さ
せることにある。
以下の温度域における変形抵抗を低減すること、冷間で
の加工硬化を低減すること、および再結晶温度を低下さ
せることにある。
発明者は種々の鋼組成について熱間加工硬化の程度を調
べ、鋼中の炭素含有量を低減していくど変形抵抗が減少
し、この関係は鋼中の窒素含有量についても同様であり
、C+Nが0.006%以下であれば500℃でも一般
軟鋼の1000℃の変形抵抗以下になり、C+Nが0.
012%でも800℃の変形抵抗は、一般軟鋼の100
0℃の変形抵抗以下になることが明らかになった。本発
明に用いられる鋼のA、変態温度は900℃近傍である
から、C+N≦0.012%に限定することにより確実
に目的が達成される。
べ、鋼中の炭素含有量を低減していくど変形抵抗が減少
し、この関係は鋼中の窒素含有量についても同様であり
、C+Nが0.006%以下であれば500℃でも一般
軟鋼の1000℃の変形抵抗以下になり、C+Nが0.
012%でも800℃の変形抵抗は、一般軟鋼の100
0℃の変形抵抗以下になることが明らかになった。本発
明に用いられる鋼のA、変態温度は900℃近傍である
から、C+N≦0.012%に限定することにより確実
に目的が達成される。
従ってC+N≦0.012%に限定する。
次に発明者は種々の鋼組成について冷間加工硬化の程度
を調べ、鋼中の炭素含有量を低減していくと、冷間加工
硬化の程度が減少し、この関係は鋼中の窒素含有量につ
いても同様であり、C+Nが0.012%でも冷延率9
5%で一般軟鋼の冷延率80%の冷間加工硬化となり、
C+Nが0.004%の場合、冷却率99%以上でも可
能であることが明らかになった。従ってC+N≦0.0
12%に限定することにより確実に目的が達成される。
を調べ、鋼中の炭素含有量を低減していくと、冷間加工
硬化の程度が減少し、この関係は鋼中の窒素含有量につ
いても同様であり、C+Nが0.012%でも冷延率9
5%で一般軟鋼の冷延率80%の冷間加工硬化となり、
C+Nが0.004%の場合、冷却率99%以上でも可
能であることが明らかになった。従ってC+N≦0.0
12%に限定することにより確実に目的が達成される。
前記同様C+N≦0.012%に限定する。
さらに発明者は回復、再結晶特性についても、種々の鋼
組成について調べ、C+Nが0.012%でも再結晶が
終了する温度は550℃以下となることが明らかとなっ
た。一般軟鋼の再結晶温度約650℃に比べ100℃な
いしは150℃低減されることから、C+N≦0.01
2%に限定することにより確実に焼鈍温度を低減する目
的が達成される。従って前記同様C+N≦0.012%
に限定する。
組成について調べ、C+Nが0.012%でも再結晶が
終了する温度は550℃以下となることが明らかとなっ
た。一般軟鋼の再結晶温度約650℃に比べ100℃な
いしは150℃低減されることから、C+N≦0.01
2%に限定することにより確実に焼鈍温度を低減する目
的が達成される。従って前記同様C+N≦0.012%
に限定する。
また、C≦0.01%に限定したのは、溶鋼の凝固に伴
う酸素溶解度の減少により放出される酸素と。
う酸素溶解度の減少により放出される酸素と。
鋼中炭素との反応によって生成するCO気泡の生成を防
止するためであり、この限定によってAIやTiなどの
脱酸剤の添加を不要とし、再結晶温度の上昇を防止する
。この組成は、通常行なわれている高炉溶銑を用いた転
炉製鋼とRH脱ガスに代表される2次精練を組み合わせ
ることによって得られ。
止するためであり、この限定によってAIやTiなどの
脱酸剤の添加を不要とし、再結晶温度の上昇を防止する
。この組成は、通常行なわれている高炉溶銑を用いた転
炉製鋼とRH脱ガスに代表される2次精練を組み合わせ
ることによって得られ。
しかも高価な添加元素を必要としないので安価であり、
産業上有益なものである。しかし、高炉溶銑を用いる場
合には、添加元素なしでも0.10%程度のMn、0.
01%程度以下のSi、0.01%程度のPまたはSが
含有される場合があり、これらはいずれも冷間加工時の
加工硬化を増加させる。Siが0.01%を超えると、
あるいはMnが0.15%を超えるとC+Nの限定を厳
しくする必要があるので、経済的な面からSi≦0.0
1%、Mn≦0.15%に限定する。PおよびSについ
ても0.02%を超えて含有すると、鋼板の加工硬化お
よび再結晶温度の上昇を招くため、P≦0.02%、S
≦0.02%に限定する。
産業上有益なものである。しかし、高炉溶銑を用いる場
合には、添加元素なしでも0.10%程度のMn、0.
01%程度以下のSi、0.01%程度のPまたはSが
含有される場合があり、これらはいずれも冷間加工時の
加工硬化を増加させる。Siが0.01%を超えると、
あるいはMnが0.15%を超えるとC+Nの限定を厳
しくする必要があるので、経済的な面からSi≦0.0
1%、Mn≦0.15%に限定する。PおよびSについ
ても0.02%を超えて含有すると、鋼板の加工硬化お
よび再結晶温度の上昇を招くため、P≦0.02%、S
≦0.02%に限定する。
(2)熱延温度
本発明の要件の1つは、熱延温度を低下させることによ
り圧延ロールの損傷を抑制し、加えて省エネルギー化を
図ることにあり、 それゆえ500℃以上A3変態点以
下の温度で熱間圧延することを限定する。
り圧延ロールの損傷を抑制し、加えて省エネルギー化を
図ることにあり、 それゆえ500℃以上A3変態点以
下の温度で熱間圧延することを限定する。
500℃以上と限定したのは、500℃以下の温度では
変形抵抗が過大となり、経済性に問題が生じる。
変形抵抗が過大となり、経済性に問題が生じる。
ところで1本発明に用いられる鋼の再結晶温度は400
〜550℃であり、500℃〜Ac、(’C)の温度範
囲の熱延温度は熱間圧延領域と温間圧延領域にあるが、
圧下率と変形抵抗との関係から自由に選択して良く、限
定された温度範囲であれば全く差し支えない。
〜550℃であり、500℃〜Ac、(’C)の温度範
囲の熱延温度は熱間圧延領域と温間圧延領域にあるが、
圧下率と変形抵抗との関係から自由に選択して良く、限
定された温度範囲であれば全く差し支えない。
(3)冷延条件
本発明においては0本発明に用いられる鋼組成を有する
熱延コイルを冷間圧延する際、冷延率80〜99%に限
定する。冷延率が80%未満では、低温焼鈍を施した場
合、鋼板の成形性が劣る結果となり1本発明の目的の1
つである650℃以下の低温焼鈍が達成できない。また
、99%を超える冷延率では、通常の冷延機では鋼板の
形状制御がむずかしく、また製品の深絞り性が低下する
。
熱延コイルを冷間圧延する際、冷延率80〜99%に限
定する。冷延率が80%未満では、低温焼鈍を施した場
合、鋼板の成形性が劣る結果となり1本発明の目的の1
つである650℃以下の低温焼鈍が達成できない。また
、99%を超える冷延率では、通常の冷延機では鋼板の
形状制御がむずかしく、また製品の深絞り性が低下する
。
(4)焼鈍条件
本発明においては、仕上げ焼鈍温度を450〜650℃
に限定する。本発明においては板厚0 、5mm以下の
極薄鋼板を対象としており、かかる極薄鋼板の場合は、
650℃を超える温度で焼鈍を行なうと、板形状の不良
あるいは焼き付き現象が生じるといった問題があるため
、650℃以下とする必要がある。しかし、この焼鈍温
度もあまりに低いときには、焼鈍による十分な再結晶が
起こらず、得られる鋼板の成形性が劣ることになるので
下限を450℃とする。本発明に用いられる本鋼の再結
晶温度は400〜550℃であり、規定された温度範囲
であれば全く差し支えない。
に限定する。本発明においては板厚0 、5mm以下の
極薄鋼板を対象としており、かかる極薄鋼板の場合は、
650℃を超える温度で焼鈍を行なうと、板形状の不良
あるいは焼き付き現象が生じるといった問題があるため
、650℃以下とする必要がある。しかし、この焼鈍温
度もあまりに低いときには、焼鈍による十分な再結晶が
起こらず、得られる鋼板の成形性が劣ることになるので
下限を450℃とする。本発明に用いられる本鋼の再結
晶温度は400〜550℃であり、規定された温度範囲
であれば全く差し支えない。
(発明の具体的開示)
次に図面を参照して本発明を具体的に説明する。
第1図はSL約0.001%、阿n約0.1%、P約0
.01%、S約o、oos%の鋼でNを0.002%と
してC含有量を変化させた場合の加工温度と変形抵抗指
数の関係を調べた結果を示したものである。この図から
鋼中のC含有量を低減していくと変形抵抗が減少し、N
=0.002%、 C=0.002%の場合、500℃
でもC=0.05%の一般軟鋼の1000℃のそれ以下
になることがわかる。
.01%、S約o、oos%の鋼でNを0.002%と
してC含有量を変化させた場合の加工温度と変形抵抗指
数の関係を調べた結果を示したものである。この図から
鋼中のC含有量を低減していくと変形抵抗が減少し、N
=0.002%、 C=0.002%の場合、500℃
でもC=0.05%の一般軟鋼の1000℃のそれ以下
になることがわかる。
また、この関係は鋼中窒素含有量についても同様であり
、その影響度は炭素含有量と等価であることも発明者の
調査で明らかとなった。両者の影響を総合して示したの
が第2図である。この図には一般軟鋼の1000〜12
00℃のときの変形抵抗も破線で併記した。第2図より
、C+Nが0.006%以下であれば500℃でも一般
軟鋼の1000℃の変形抵抗以下になり、C+Nが0.
012%でも800℃では同様に一般軟鋼の1000℃
の変形抵抗以下になる。本鋼のA、変態温度はおよそ9
00’C近傍であるから、C+N≦0.012% を規
定すると確実に目的が達成される。
、その影響度は炭素含有量と等価であることも発明者の
調査で明らかとなった。両者の影響を総合して示したの
が第2図である。この図には一般軟鋼の1000〜12
00℃のときの変形抵抗も破線で併記した。第2図より
、C+Nが0.006%以下であれば500℃でも一般
軟鋼の1000℃の変形抵抗以下になり、C+Nが0.
012%でも800℃では同様に一般軟鋼の1000℃
の変形抵抗以下になる。本鋼のA、変態温度はおよそ9
00’C近傍であるから、C+N≦0.012% を規
定すると確実に目的が達成される。
第3図はS i if;J O、001%、Mn約0.
1%、P約0.01%。
1%、P約0.01%。
S約o、oos%の渭でNを0.002%としてC含有
量を変化させた場合の冷間圧下率と冷間加工硬化を示す
指数の関係を調べた結果を示したものである。
量を変化させた場合の冷間圧下率と冷間加工硬化を示す
指数の関係を調べた結果を示したものである。
この図から、鋼中の炭素含有量を低減していくと、冷間
加工硬化の程度が減少し、 C=0.002%、N=0
.002%の場合、圧下率95%での加工硬化がC:0
.05%の一般軟鋼の圧下率50%でのそれと同等以下
になることがわかる。またこの関係は鋼中窒素含有量に
ついても同様であり、その16111度は炭素含有量と
等価であることも発明者の調査で明らかとなった。両者
の影響を総合して示したのが第4図である。この図より
、C+N≦0.004%であれば、圧下率99%以上で
も一般軟鋼の圧下率80%での冷延加工硬化以下になり
、C+、Nが0.012%でも、圧下率95%で一般軟
鋼の圧下1ao%での冷間加工硬化となる。すなわち、
平均的な熱延ゲージ3mmからの冷間圧延を考えた場合
一般軟鋼の圧下率80%での冷延負荷で、C+Nが0.
004%の場合99%以上、C+Nが0.012%の場
合でも95%まで冷間圧延が可能であり、C+N≦0.
012%を規定すると確実に目的が達成される。
加工硬化の程度が減少し、 C=0.002%、N=0
.002%の場合、圧下率95%での加工硬化がC:0
.05%の一般軟鋼の圧下率50%でのそれと同等以下
になることがわかる。またこの関係は鋼中窒素含有量に
ついても同様であり、その16111度は炭素含有量と
等価であることも発明者の調査で明らかとなった。両者
の影響を総合して示したのが第4図である。この図より
、C+N≦0.004%であれば、圧下率99%以上で
も一般軟鋼の圧下率80%での冷延加工硬化以下になり
、C+、Nが0.012%でも、圧下率95%で一般軟
鋼の圧下1ao%での冷間加工硬化となる。すなわち、
平均的な熱延ゲージ3mmからの冷間圧延を考えた場合
一般軟鋼の圧下率80%での冷延負荷で、C+Nが0.
004%の場合99%以上、C+Nが0.012%の場
合でも95%まで冷間圧延が可能であり、C+N≦0.
012%を規定すると確実に目的が達成される。
第5図はSiO,005%、Mn0.15%、Po、0
1%、5O0O1%の鋼でC+Nを0.012%、0.
004%および一般軟鋼について、焼鈍温度と断面硬度
指数の関係を調べた結果を示したものである。この図か
ら、鋼中のC+Nを低減していくと1回復〜再結晶に至
る温度は低下することがわかる。C+Nが0.004%
以下であれば再結晶が終了する温度は500℃以下にな
り、C+Nが0.012%以下でも再結晶が終了する温
度は550℃以下になり、本発明に用いられる鋼の再結
晶温度は400〜550℃になる。一般軟鋼の再結晶温
度約650℃に比べ、100℃ないしは150℃低減さ
れる。従って、C+N≦0.012%を限定すると確実
に焼鈍温度を低減する目的が達成される。
1%、5O0O1%の鋼でC+Nを0.012%、0.
004%および一般軟鋼について、焼鈍温度と断面硬度
指数の関係を調べた結果を示したものである。この図か
ら、鋼中のC+Nを低減していくと1回復〜再結晶に至
る温度は低下することがわかる。C+Nが0.004%
以下であれば再結晶が終了する温度は500℃以下にな
り、C+Nが0.012%以下でも再結晶が終了する温
度は550℃以下になり、本発明に用いられる鋼の再結
晶温度は400〜550℃になる。一般軟鋼の再結晶温
度約650℃に比べ、100℃ないしは150℃低減さ
れる。従って、C+N≦0.012%を限定すると確実
に焼鈍温度を低減する目的が達成される。
(実施例)
第1表に示す鋼組成を有する本発明鋼および比較鋼を真
空溶解法により溶製し、!8込み厚さ30+amの薄訪
片に鋳込んだ。これを表に示す熱延温度で板厚3.21
まで熱間圧延し、次いで700℃で30分間の巻き取り
シミュレート処理を行なった。この熱延鋼板を表に示す
条件で冷間圧延を行なった後焼鈍を行ない、最終的に板
厚が0.095〜0 、8mmの冷延鋼板を製造し、こ
の鋼板に0.8〜1.0%の調質圧延を施した。なお、
焼鈍はすべて箱焼鈍によった。
空溶解法により溶製し、!8込み厚さ30+amの薄訪
片に鋳込んだ。これを表に示す熱延温度で板厚3.21
まで熱間圧延し、次いで700℃で30分間の巻き取り
シミュレート処理を行なった。この熱延鋼板を表に示す
条件で冷間圧延を行なった後焼鈍を行ない、最終的に板
厚が0.095〜0 、8mmの冷延鋼板を製造し、こ
の鋼板に0.8〜1.0%の調質圧延を施した。なお、
焼鈍はすべて箱焼鈍によった。
本発明の実施例および比較例について、冷間圧延時の最
大変形抵抗、製品組成について以下に述べる評価法によ
って評価した結果を第2表に示す。
大変形抵抗、製品組成について以下に述べる評価法によ
って評価した結果を第2表に示す。
また引張特性、下値、焼付きの有無についての結果を表
に示す。
に示す。
(評価法)
■ 冷延性
冷間圧延時の最大変形抵抗を測定した結果から。
以下の評価基準で評価を行なった。
O・・・最大変形抵抗: 50kgf/mm2未満Δ・
・・最大変形抵抗: 50kgf/mm2以上60kg
f/mm2未満X・・・最大変形抵抗: 60kgf/
mm”以上■ 製品組織 最終製品の結晶粒度を測定し、以下の評価基準で評価を
行なった。
・・最大変形抵抗: 50kgf/mm2以上60kg
f/mm2未満X・・・最大変形抵抗: 60kgf/
mm”以上■ 製品組織 最終製品の結晶粒度を測定し、以下の評価基準で評価を
行なった。
0・・・結晶粒度:FGSNα7以上め微細な再結晶組
織Δ・・・結晶粒度:FGSNα3〜Nα6×・・・結
晶粒度:FGSN02以下の粗大粒第2表より、本発明
範囲内の組成の鋼を用い、さらに本発明範囲内の熱間圧
延、冷間圧延および焼鈍を行なうことにより、97%の
強冷延でも比較的低い変形抵抗で冷延でき、しかも焼鈍
温度が650℃以下の低温であるため、焼鈍時に焼き付
きが発生しない。
織Δ・・・結晶粒度:FGSNα3〜Nα6×・・・結
晶粒度:FGSN02以下の粗大粒第2表より、本発明
範囲内の組成の鋼を用い、さらに本発明範囲内の熱間圧
延、冷間圧延および焼鈍を行なうことにより、97%の
強冷延でも比較的低い変形抵抗で冷延でき、しかも焼鈍
温度が650℃以下の低温であるため、焼鈍時に焼き付
きが発生しない。
材質的には、20kgf/mm”以下の低降伏応力、5
0%以上の高い全伸び、および1.9以上の高r値を有
するため、延性と深絞り性とを兼備していることがわか
る。また、製品組織を調査した結果、結晶粒度番号も7
.0以上であって2プレス加工等での肌荒れの心配は全
くなかった。
0%以上の高い全伸び、および1.9以上の高r値を有
するため、延性と深絞り性とを兼備していることがわか
る。また、製品組織を調査した結果、結晶粒度番号も7
.0以上であって2プレス加工等での肌荒れの心配は全
くなかった。
以上のように1本発明は板厚0.5mm以下の極薄冷延
鋼板を、薄鋳片からα域での熱間圧延と中間焼鈍なしで
の強冷延により経済的に製造するものであるから、産業
上有益な発明である。
鋼板を、薄鋳片からα域での熱間圧延と中間焼鈍なしで
の強冷延により経済的に製造するものであるから、産業
上有益な発明である。
(発明の効果)
本発明による板厚が0.5mm以下の極薄冷延鋼板の製
造方法によれば、従来極めて困難であったα域での熱延
と中間焼鈍なしての極薄板までの冷延を組み合わせて経
済的に行なうことができ、しかも低温で再結晶焼鈍がで
きるため、焼鈍時の板形状の不良あるいは焼き付きの発
生を抑えることができ、さらには省エネルギー化も可能
にする。
造方法によれば、従来極めて困難であったα域での熱延
と中間焼鈍なしての極薄板までの冷延を組み合わせて経
済的に行なうことができ、しかも低温で再結晶焼鈍がで
きるため、焼鈍時の板形状の不良あるいは焼き付きの発
生を抑えることができ、さらには省エネルギー化も可能
にする。
第1図は変形抵抗に及ぼす温度およびCの影響を示す図
。 第2図は変形抵抗に及ぼすC+Nおよび温度の影響を示
す図。 第3図は冷間加工硬化に及ぼす圧下率およびCの影響を
示す図。 第4図は冷間加工硬化に及ぼすC+Nおよび冷延率の影
響を示す図。 第5図は回復、再結晶特性に及ぼすC+Nの影響を示す
図である。
。 第2図は変形抵抗に及ぼすC+Nおよび温度の影響を示
す図。 第3図は冷間加工硬化に及ぼす圧下率およびCの影響を
示す図。 第4図は冷間加工硬化に及ぼすC+Nおよび冷延率の影
響を示す図。 第5図は回復、再結晶特性に及ぼすC+Nの影響を示す
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%で、C≦0.01%、Si≦0.01%、M
n≦0.15%、P≦0.02%、S≦0.02%を含
み、かつC+N≦0.012%であり、残部Feおよび
不可避的不純物からなる溶鋼を薄鋳片とした後、500
℃〜Ac_3(℃)の温度範囲で熱間圧延し、必要なら
ば焼鈍し、酸洗し、次いで冷延率80〜99%で冷間圧
延を施すことからなる板厚0.5mm以下の極薄冷延鋼
板の製造法。 2、重量%で、C≦0.01%、Si≦0.01%、M
n≦0.15%、P≦0.02%、S≦0.02%を含
み、かつC+N≦0.012%であり、残部Feおよび
不可避的不純物からなる溶鋼を薄鋳片とした後、500
℃〜Ac_3(℃)の温度範囲で熱間圧延し、必要なら
ば焼鈍し、酸洗し、次いで冷延率80〜99%で冷間圧
延を行ない、さらに450〜650℃の温度で仕上げ焼
鈍を行なうことからなる板厚0.5mm以下の極薄冷延
鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26022889A JPH03122217A (ja) | 1989-10-06 | 1989-10-06 | 薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26022889A JPH03122217A (ja) | 1989-10-06 | 1989-10-06 | 薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03122217A true JPH03122217A (ja) | 1991-05-24 |
Family
ID=17345133
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26022889A Pending JPH03122217A (ja) | 1989-10-06 | 1989-10-06 | 薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03122217A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000045030A (ja) * | 1998-07-27 | 2000-02-15 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 低炭素鋼冷延板の製造方法 |
-
1989
- 1989-10-06 JP JP26022889A patent/JPH03122217A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000045030A (ja) * | 1998-07-27 | 2000-02-15 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 低炭素鋼冷延板の製造方法 |
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