JPH05306412A - 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH05306412A JPH05306412A JP11272092A JP11272092A JPH05306412A JP H05306412 A JPH05306412 A JP H05306412A JP 11272092 A JP11272092 A JP 11272092A JP 11272092 A JP11272092 A JP 11272092A JP H05306412 A JPH05306412 A JP H05306412A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 加工用低炭素鋼素材に熱間圧延を施し、次い
で圧下率60〜90％の冷間圧延を施して最終板厚とした
後、 600〜900 ℃の温度範囲で10ｓ〜５min の連続焼鈍
を施す冷延鋼板の製造方法において、上記連続焼鈍時の
少なくとも回復ないし再結晶の初期段階に、圧延方向に
対して直交する方向に磁場を印加する。 【効果】 既知の冷延鋼板を凌駕する深絞り性を有する
冷延鋼板を製造することができる。
で圧下率60〜90％の冷間圧延を施して最終板厚とした
後、 600〜900 ℃の温度範囲で10ｓ〜５min の連続焼鈍
を施す冷延鋼板の製造方法において、上記連続焼鈍時の
少なくとも回復ないし再結晶の初期段階に、圧延方向に
対して直交する方向に磁場を印加する。 【効果】 既知の冷延鋼板を凌駕する深絞り性を有する
冷延鋼板を製造することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、冷延鋼板の製造方法
なかでも優れた深絞り性を有する鋼板を製造する方法に
関するものである。
なかでも優れた深絞り性を有する鋼板を製造する方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の外板及び内板等は、加工度の高
いプレス成形によって得られるため、ｒ値が高くかつ伸
びの大きな非時効性冷延鋼板が用いられる。このような
冷延鋼板として例えばフェンダー、クオーターパネルあ
るいはオイルパン等の用途には、オープンコイル焼なま
しによる脱炭脱窒鋼板やTiキルド極低炭素鋼板が用いら
れてきた。しかしながらこの脱炭脱窒鋼板は製造コスト
が嵩むばかりでなく、結晶粒径が大きくしかも強度が低
いために、プレス成形の際にオレンジピールと呼ばれる
肌荒れやウォールブレークを生じ易いという欠点があっ
た。一方、Tiキルド極低炭素鋼板は、TiがＣ、Ｎのみな
らずＳ、Ｏとの結合力も強いために、非時効性を確保す
るにはＣ及びＮに対する化学量論的当量の数倍ものTiを
添加する必要があり、しかも生成したTiの硫化物、酸化
物が非金属介在物となってスリバーと呼ばれる表面疵が
多発するという問題があった。
いプレス成形によって得られるため、ｒ値が高くかつ伸
びの大きな非時効性冷延鋼板が用いられる。このような
冷延鋼板として例えばフェンダー、クオーターパネルあ
るいはオイルパン等の用途には、オープンコイル焼なま
しによる脱炭脱窒鋼板やTiキルド極低炭素鋼板が用いら
れてきた。しかしながらこの脱炭脱窒鋼板は製造コスト
が嵩むばかりでなく、結晶粒径が大きくしかも強度が低
いために、プレス成形の際にオレンジピールと呼ばれる
肌荒れやウォールブレークを生じ易いという欠点があっ
た。一方、Tiキルド極低炭素鋼板は、TiがＣ、Ｎのみな
らずＳ、Ｏとの結合力も強いために、非時効性を確保す
るにはＣ及びＮに対する化学量論的当量の数倍ものTiを
添加する必要があり、しかも生成したTiの硫化物、酸化
物が非金属介在物となってスリバーと呼ばれる表面疵が
多発するという問題があった。
【０００３】以上のような加工用冷延鋼板の有する問題
を解消する方法として、Tiの代わりにNb単独又はNbとAl
の複合添加をしてＣとＮとを固定し、時効性及びｒ値を
向上させる方法が開発され、例えばMet.Trans.(1972)Vo
l.３，p.2171〜2182には、鋼中Ｓに対してMnを、Ｎに対
してAlをそれぞれ十分な量で配合している場合は、Nbを
Ｃに対して化学量論的にNbＣを形成する十分な量、例え
ばＣ：0.009 ％に対しNb：0.071 ％を配合した鋼素材を
冷延後に700 ℃、４時間以内の焼鈍を行えば非時効性鋼
を得ることができ、同様にＣ：0.014 ％に対しNb：0.17
7 ％を配合して冷延後870 ℃の焼鈍を行う場合にも降伏
伸びが発生しないことが開示されている。また米国特許
第376124号明細書には、Ｃ：0.002 〜0.20％及びＳに対
し十分な量のMnを含有する鋼にNbを0.068 〜0.25％を添
加しかつＣ及びＮと結合していないNbを0.025 ％以下で
残存させると、ｒ値が1.8 以上に達する製品が得られ、
実施例においては、Ｃ：0.005 〜0.01％、Ｎ：ほぼ0.06
％、Al：0.015 〜0.020 ％、Nb：0.08〜0.12％の素材を
熱間圧延ならびに冷間圧延後、700 ℃、１〜16時間の焼
鈍を行うことによりｒ値：1.78〜2.10、伸び40〜48％の
非時効性鋼板が得られることが開示されている。このよ
うに、従来のNb添加鋼はＣ：0.05〜0.02％の極低炭素鋼
にNbを0.07〜0.18、好ましくは0.08〜0.12％の範囲で添
加するものであって、かくしてｒ値：1.6 〜2.1 、伸び
40〜48％が得られているが、以下のような問題が残され
ていた。 (1) 伸びが40〜48％であって、前述した脱炭脱窒鋼板の
伸び：50〜54％に比べて低い。 (2) Nbは高価な成分であり、Nbの多量添加よりコスト上
昇が避けられない。 この他、Alを用いずにNbを単独で添加する方法が数多く
提案されているが、いずれも非時効性鋼板を得るために
は、上記した２つの方法に比べて多量のNbが当然必要に
なり、また成形性も劣る。
を解消する方法として、Tiの代わりにNb単独又はNbとAl
の複合添加をしてＣとＮとを固定し、時効性及びｒ値を
向上させる方法が開発され、例えばMet.Trans.(1972)Vo
l.３，p.2171〜2182には、鋼中Ｓに対してMnを、Ｎに対
してAlをそれぞれ十分な量で配合している場合は、Nbを
Ｃに対して化学量論的にNbＣを形成する十分な量、例え
ばＣ：0.009 ％に対しNb：0.071 ％を配合した鋼素材を
冷延後に700 ℃、４時間以内の焼鈍を行えば非時効性鋼
を得ることができ、同様にＣ：0.014 ％に対しNb：0.17
7 ％を配合して冷延後870 ℃の焼鈍を行う場合にも降伏
伸びが発生しないことが開示されている。また米国特許
第376124号明細書には、Ｃ：0.002 〜0.20％及びＳに対
し十分な量のMnを含有する鋼にNbを0.068 〜0.25％を添
加しかつＣ及びＮと結合していないNbを0.025 ％以下で
残存させると、ｒ値が1.8 以上に達する製品が得られ、
実施例においては、Ｃ：0.005 〜0.01％、Ｎ：ほぼ0.06
％、Al：0.015 〜0.020 ％、Nb：0.08〜0.12％の素材を
熱間圧延ならびに冷間圧延後、700 ℃、１〜16時間の焼
鈍を行うことによりｒ値：1.78〜2.10、伸び40〜48％の
非時効性鋼板が得られることが開示されている。このよ
うに、従来のNb添加鋼はＣ：0.05〜0.02％の極低炭素鋼
にNbを0.07〜0.18、好ましくは0.08〜0.12％の範囲で添
加するものであって、かくしてｒ値：1.6 〜2.1 、伸び
40〜48％が得られているが、以下のような問題が残され
ていた。 (1) 伸びが40〜48％であって、前述した脱炭脱窒鋼板の
伸び：50〜54％に比べて低い。 (2) Nbは高価な成分であり、Nbの多量添加よりコスト上
昇が避けられない。 この他、Alを用いずにNbを単独で添加する方法が数多く
提案されているが、いずれも非時効性鋼板を得るために
は、上記した２つの方法に比べて多量のNbが当然必要に
なり、また成形性も劣る。
【０００４】そこで特公昭59-43976号公報においては、
Nbを0.01〜0.1 ％に低減の下に優れた非時効性及びｒ値
は言うまでもなく、さらに伸びの一層の向上を実現する
冷延鋼板の製造方法が提案されている。
Nbを0.01〜0.1 ％に低減の下に優れた非時効性及びｒ値
は言うまでもなく、さらに伸びの一層の向上を実現する
冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】以上のようにして自動
車用のように大量生産される加工用冷延鋼板は、その深
絞り性の評価特性すわなちｒ値及び非時効性伸びが大幅
に改善されるようになったが、より高度の加工や金型寿
命の延長化の要請から、現在以上の深絞り性を有する冷
延鋼板が望まれている。また、上述した深絞り性の改善
手法は、主に鋼成分、熱処理、冷延圧下率等の冶金的フ
ァクターの改良に主眼がおかれ、現在ではこれらの方法
による冷延鋼板の品質改良はかなり限界にまで到達して
いると考えられるようになっている。そこでこの発明
は、上述した冶金的ファクター以外の新規な手法を導入
することによって、既知の冷延鋼板を凌駕する深絞り性
を有する冷延鋼板を製造し得る方法を提案することを目
的とする。
車用のように大量生産される加工用冷延鋼板は、その深
絞り性の評価特性すわなちｒ値及び非時効性伸びが大幅
に改善されるようになったが、より高度の加工や金型寿
命の延長化の要請から、現在以上の深絞り性を有する冷
延鋼板が望まれている。また、上述した深絞り性の改善
手法は、主に鋼成分、熱処理、冷延圧下率等の冶金的フ
ァクターの改良に主眼がおかれ、現在ではこれらの方法
による冷延鋼板の品質改良はかなり限界にまで到達して
いると考えられるようになっている。そこでこの発明
は、上述した冶金的ファクター以外の新規な手法を導入
することによって、既知の冷延鋼板を凌駕する深絞り性
を有する冷延鋼板を製造し得る方法を提案することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】一般に深絞り性の優れた
冷延鋼板を製造するには、冷間圧延後の焼きなましによ
り、加工後の鋼板を再結晶させて、深絞り性に有利な
｛111 ｝集合組織を発達させることが必要である。
冷延鋼板を製造するには、冷間圧延後の焼きなましによ
り、加工後の鋼板を再結晶させて、深絞り性に有利な
｛111 ｝集合組織を発達させることが必要である。
【０００７】ところで発明者らは、加工用冷延鋼板と同
様に再結晶集合組織が製品特性に重要な影響を及ぼす一
方向性けい素鋼板に関して、従来、集合組織の観察につ
き、常用されていたＸ線回折法やエッチピット法に代え
て、微小領域の結晶方位やひずみ量を手軽に測定できる
透過コッセル装置〔井口征夫，清水洋，嶋中浩：川鉄技
報：12(1980), P.297 、井口征夫：鉄と鋼, 70 (1984),
p.2033、Y.Inokuti, C.Maeda and Y.Ito：Trans.ISIJ,
25(1985), p.233 、井口征夫：日本金属学会会報，27(1
988),p.250及び井口征夫：バウンダリー６(1990),No.6,
p.32参照〕を用いて、一方向性けい素鋼板のゴス方位二
次再結晶粒の優先形成機構の解明を試みた。この上記の
透過コッセル法は５〜20μm の微小領域の結晶方位やひ
ずみ量を正確に測定できるだけでなく、さらにこれらの
情報と画像処理とを組合せたコンピュータ・カラーマッ
ピングとして表示すれば、各工程での微小領域における
情報を詳細に知ることが可能であり、その利点を活用し
て一方向性けい素鋼板の二次再結晶挙動に関し多数の新
規知見を得ることができたことは、発明者が先に特願平
３-206200 号明細書に述べたとおりである。
様に再結晶集合組織が製品特性に重要な影響を及ぼす一
方向性けい素鋼板に関して、従来、集合組織の観察につ
き、常用されていたＸ線回折法やエッチピット法に代え
て、微小領域の結晶方位やひずみ量を手軽に測定できる
透過コッセル装置〔井口征夫，清水洋，嶋中浩：川鉄技
報：12(1980), P.297 、井口征夫：鉄と鋼, 70 (1984),
p.2033、Y.Inokuti, C.Maeda and Y.Ito：Trans.ISIJ,
25(1985), p.233 、井口征夫：日本金属学会会報，27(1
988),p.250及び井口征夫：バウンダリー６(1990),No.6,
p.32参照〕を用いて、一方向性けい素鋼板のゴス方位二
次再結晶粒の優先形成機構の解明を試みた。この上記の
透過コッセル法は５〜20μm の微小領域の結晶方位やひ
ずみ量を正確に測定できるだけでなく、さらにこれらの
情報と画像処理とを組合せたコンピュータ・カラーマッ
ピングとして表示すれば、各工程での微小領域における
情報を詳細に知ることが可能であり、その利点を活用し
て一方向性けい素鋼板の二次再結晶挙動に関し多数の新
規知見を得ることができたことは、発明者が先に特願平
３-206200 号明細書に述べたとおりである。
【０００８】そこで発明者らは、上記の集合組織制御法
を深絞り用冷延鋼板に適用して、再結晶集合組織の形成
について鋭意検討した結果、焼鈍時の回復ないしは再結
晶初期の段階に磁場印加することにより、深絞り性の改
善に適した組織が得られることを見出し、この発明を完
成するに至ったのである。
を深絞り用冷延鋼板に適用して、再結晶集合組織の形成
について鋭意検討した結果、焼鈍時の回復ないしは再結
晶初期の段階に磁場印加することにより、深絞り性の改
善に適した組織が得られることを見出し、この発明を完
成するに至ったのである。
【０００９】すなわちこの発明は、加工用低炭素鋼素材
に熱間圧延を施し、次いで圧下率60〜90％の冷間圧延を
施して最終板厚とした後、 600〜900 ℃の温度範囲で10
ｓ〜５min の連続焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法におい
て、上記連続焼鈍時の少なくとも回復ないし再結晶の初
期段階に、圧延方向に対して直交する方向に磁場を印加
することを特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造
方法である。
に熱間圧延を施し、次いで圧下率60〜90％の冷間圧延を
施して最終板厚とした後、 600〜900 ℃の温度範囲で10
ｓ〜５min の連続焼鈍を施す冷延鋼板の製造方法におい
て、上記連続焼鈍時の少なくとも回復ないし再結晶の初
期段階に、圧延方向に対して直交する方向に磁場を印加
することを特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造
方法である。
【００１０】
【作用】まずこの発明の鋼素材については、加工用冷延
鋼板に用いられる既知の成分組成になる鋼素材を出発材
として用いることができる。その代表成分として次の成
分組成範囲が挙げられる。 Ｃ：0.001 〜0.03wt％ Ｃは、加工性を劣化させる成分であって、その含有量が
0.03％を超えるとｒ値、伸びの低下が著しくなるので、
0.03％以下とすることが好ましい。一方、0.001 ％に満
たない製品はコストアップになるという不都合を生じる
ので0.001 〜0.03％の範囲が望ましい。 Si：0.01〜0.5 wt％ Siは、鋼板の強度を確保するために含有させる成分であ
って、その含有量が0.5 ％を超えると加工性が劣化し、
一方0.01％に満たないと強度の確保が困難という不都合
を生じるために、0.01〜0.5 ％の範囲が好ましい。 Mn：0.01〜0.5 wt％ Mnは、鋼板の強度を確保するために含有させる成分であ
って、その含有量が0.5 ％を超えると加工性が劣化し、
一方0.01％に満たないと強度が弱くなるという不都合を
生じるために、最適範囲は0.01〜0.5 wt％程度である。
鋼板に用いられる既知の成分組成になる鋼素材を出発材
として用いることができる。その代表成分として次の成
分組成範囲が挙げられる。 Ｃ：0.001 〜0.03wt％ Ｃは、加工性を劣化させる成分であって、その含有量が
0.03％を超えるとｒ値、伸びの低下が著しくなるので、
0.03％以下とすることが好ましい。一方、0.001 ％に満
たない製品はコストアップになるという不都合を生じる
ので0.001 〜0.03％の範囲が望ましい。 Si：0.01〜0.5 wt％ Siは、鋼板の強度を確保するために含有させる成分であ
って、その含有量が0.5 ％を超えると加工性が劣化し、
一方0.01％に満たないと強度の確保が困難という不都合
を生じるために、0.01〜0.5 ％の範囲が好ましい。 Mn：0.01〜0.5 wt％ Mnは、鋼板の強度を確保するために含有させる成分であ
って、その含有量が0.5 ％を超えると加工性が劣化し、
一方0.01％に満たないと強度が弱くなるという不都合を
生じるために、最適範囲は0.01〜0.5 wt％程度である。
【００１１】Ｐ：0.001 〜0.05wt％ Ｐは、不可避に含有する成分であって、0.05％を超える
と粒界割れが発生するばかりでなく、加工性、伸びが劣
化し、一方0.001 ％に満たないと製品のコストアップと
いう不都合を生じるため、最適範囲は0.001 〜0.05wt％
程度である。 Ｓ：0.001 〜0.03wt％ Ｓは、不可避に含有する成分であるが、加工性、伸びを
向上させる観点からはできるだけ低減させることが要求
される成分であって、0.03％を超えると粒界割れが多発
し、加工性、伸びが顕著に劣化するが、0.001 ％よりも
低減させても製品の品質にさほど悪影響を及ぼさず、却
って製造コストの上昇を来すので0.001〜0.03％以内に
することが望ましい。 Ｎ：0.001 〜0.02wt％ Ｎは、不可避に含有する成分であるが、鋼中に多量に存
在するとブリスターと呼ばれるふくれ欠陥が生じ、また
ＡＩ（Aging Index)を悪くするため、その含有量は0.02
％を上限とする。一方0.001 未満に低減させると、製品
コストアップの不都合が生じるために0.001 〜0.02wt％
の範囲とすることが好ましい。
と粒界割れが発生するばかりでなく、加工性、伸びが劣
化し、一方0.001 ％に満たないと製品のコストアップと
いう不都合を生じるため、最適範囲は0.001 〜0.05wt％
程度である。 Ｓ：0.001 〜0.03wt％ Ｓは、不可避に含有する成分であるが、加工性、伸びを
向上させる観点からはできるだけ低減させることが要求
される成分であって、0.03％を超えると粒界割れが多発
し、加工性、伸びが顕著に劣化するが、0.001 ％よりも
低減させても製品の品質にさほど悪影響を及ぼさず、却
って製造コストの上昇を来すので0.001〜0.03％以内に
することが望ましい。 Ｎ：0.001 〜0.02wt％ Ｎは、不可避に含有する成分であるが、鋼中に多量に存
在するとブリスターと呼ばれるふくれ欠陥が生じ、また
ＡＩ（Aging Index)を悪くするため、その含有量は0.02
％を上限とする。一方0.001 未満に低減させると、製品
コストアップの不都合が生じるために0.001 〜0.02wt％
の範囲とすることが好ましい。
【００１２】この他、炭窒化物形成成分であるTi、Nb、
Ｖ、Cr、Al等を１種又は２種を0.005 〜0.5 ％含有させ
ることにより、炭窒化物を優先析出させてＡＩを改善す
ることが可能であるため、上記した各成分に加えて含有
させてもこの発明を阻害するものではない。また脱酸の
ためにAlを適正量で含有させても良いことは言うまでも
ない。
Ｖ、Cr、Al等を１種又は２種を0.005 〜0.5 ％含有させ
ることにより、炭窒化物を優先析出させてＡＩを改善す
ることが可能であるため、上記した各成分に加えて含有
させてもこの発明を阻害するものではない。また脱酸の
ためにAlを適正量で含有させても良いことは言うまでも
ない。
【００１３】次にこの発明の製造工程について説明す
る。この発明の鋼素材を溶製するに当たっては、常用さ
れているいずれの方法をも用いることができる。なおＣ
の脱炭に関しては、ＲＨ法、ＤＨ法等による真空脱炭処
理を施すことが有利である。この溶鋼の鋳造には、従来
の造塊法又は連続鋳造法のいずれをも用いることができ
る。
る。この発明の鋼素材を溶製するに当たっては、常用さ
れているいずれの方法をも用いることができる。なおＣ
の脱炭に関しては、ＲＨ法、ＤＨ法等による真空脱炭処
理を施すことが有利である。この溶鋼の鋳造には、従来
の造塊法又は連続鋳造法のいずれをも用いることができ
る。
【００１４】かかる連続鋳造法又は造塊−分塊法により
得られるスラブは、次いで連続熱間圧延に供する。その
際のスラブ加熱温度は、一般的な1150〜1300℃の温度範
囲で十分であり、特にTi、Nb、Ｖ及びCrを含有させる場
合には、TiＣ、NbＣ、ＶＣ及びCr7 Ｃ3 を鋼中に固溶さ
せるのに必要な1150℃以上が確保されればよい。
得られるスラブは、次いで連続熱間圧延に供する。その
際のスラブ加熱温度は、一般的な1150〜1300℃の温度範
囲で十分であり、特にTi、Nb、Ｖ及びCrを含有させる場
合には、TiＣ、NbＣ、ＶＣ及びCr7 Ｃ3 を鋼中に固溶さ
せるのに必要な1150℃以上が確保されればよい。
【００１５】さて、上記の範囲の温度に加熱したスラブ
に、引き続いて連続熱間圧延を施す。この発明では、特
公昭59-43976号公報に開示されているのと同様、この連
続熱間圧延における圧下率及び圧延速度は、スラブが粗
圧延を経て仕上圧延スタンド群を出るまでの全圧下率
が、90％以上、また圧延速度は、仕上スタンド群の圧延
速度が最低70m/min 、より好ましくは80m/min 以上の条
件下に熱間圧延を行うことが、非時効でかつ高ｒ値、高
El値が得られるために好ましい。この理由については、
まだ明確には解明されてないが、上記の如き高圧下率、
高圧延速度の条件下に熱間圧延を行うと、この熱延段階
において微細な例えば1000Å以下程度のNb（Ｃ，Ｎ）、
AlＮ及びMnＳ等の析出が促進され、これらが析出サイト
となってFeX ＣY の如き析出を助長し、さらにその後の
熱履歴によってこれらが複合した複合析出物が形成され
る結果、鋼中の固溶Ｃが十分低減され、かくして実質的
に非時効でかつｒ値が高くしかも伸びが向上するものと
考えられる。この点、熱間圧延における全圧下率が90％
より小さい場合や、圧延速度が70m/min よりも遅い場合
は、所期した効果が得られ難かった。
に、引き続いて連続熱間圧延を施す。この発明では、特
公昭59-43976号公報に開示されているのと同様、この連
続熱間圧延における圧下率及び圧延速度は、スラブが粗
圧延を経て仕上圧延スタンド群を出るまでの全圧下率
が、90％以上、また圧延速度は、仕上スタンド群の圧延
速度が最低70m/min 、より好ましくは80m/min 以上の条
件下に熱間圧延を行うことが、非時効でかつ高ｒ値、高
El値が得られるために好ましい。この理由については、
まだ明確には解明されてないが、上記の如き高圧下率、
高圧延速度の条件下に熱間圧延を行うと、この熱延段階
において微細な例えば1000Å以下程度のNb（Ｃ，Ｎ）、
AlＮ及びMnＳ等の析出が促進され、これらが析出サイト
となってFeX ＣY の如き析出を助長し、さらにその後の
熱履歴によってこれらが複合した複合析出物が形成され
る結果、鋼中の固溶Ｃが十分低減され、かくして実質的
に非時効でかつｒ値が高くしかも伸びが向上するものと
考えられる。この点、熱間圧延における全圧下率が90％
より小さい場合や、圧延速度が70m/min よりも遅い場合
は、所期した効果が得られ難かった。
【００１６】次に巻取温度は、600 ℃以上とすることが
好ましい。この温度より低い温度で巻き取るとTi、Nb、
ＶあるいはCrによるＣの固定が、またAlによるＮの固定
が不十分となって非時効性の鋼板を得られ難い。好まし
くは、ＡＩ値、ｒ値、El値の観点から、高温の巻取温
度、すなわち680 〜750 ℃の範囲が有利である。なお80
0 ℃以上とすると鋼中Ｃ及びＮの固定が飽和する一方、
スケールの生成が増大するので好ましくない。かかる温
度範囲の巻取温度とするためには、仕上圧延後の水冷を
弱めたり、もしくは水冷を全く省略するなどの手段をと
ればよい。
好ましい。この温度より低い温度で巻き取るとTi、Nb、
ＶあるいはCrによるＣの固定が、またAlによるＮの固定
が不十分となって非時効性の鋼板を得られ難い。好まし
くは、ＡＩ値、ｒ値、El値の観点から、高温の巻取温
度、すなわち680 〜750 ℃の範囲が有利である。なお80
0 ℃以上とすると鋼中Ｃ及びＮの固定が飽和する一方、
スケールの生成が増大するので好ましくない。かかる温
度範囲の巻取温度とするためには、仕上圧延後の水冷を
弱めたり、もしくは水冷を全く省略するなどの手段をと
ればよい。
【００１７】得られた熱延コイルは、その後常法に従っ
て酸化スケールを酸洗してから冷延するか、又は冷延後
酸洗又は研削によりスケールを除去する。冷間圧延の圧
下率が60％に満たないと所期したｒ値が得られず、一方
90％を超えるとｒ値は高くなるものの、異方性が大きく
なるのでこの発明では冷間圧延の圧下率を60〜90％、よ
り好ましくは75〜85％とした。
て酸化スケールを酸洗してから冷延するか、又は冷延後
酸洗又は研削によりスケールを除去する。冷間圧延の圧
下率が60％に満たないと所期したｒ値が得られず、一方
90％を超えるとｒ値は高くなるものの、異方性が大きく
なるのでこの発明では冷間圧延の圧下率を60〜90％、よ
り好ましくは75〜85％とした。
【００１８】得られた冷延鋼帯には次いで連続焼鈍を施
す。焼鈍温度及び焼鈍時間は、600〜900 ℃、10秒〜５
分間の範囲で、目標とする材質に合わせて適宜に選択す
る。700 〜900 ℃の間では高温の方が強度は低くなる
が、ｒ値及び伸びは大きくなる。780 〜880 ℃、30〜12
0 秒間の均熱が特に好適である。
す。焼鈍温度及び焼鈍時間は、600〜900 ℃、10秒〜５
分間の範囲で、目標とする材質に合わせて適宜に選択す
る。700 〜900 ℃の間では高温の方が強度は低くなる
が、ｒ値及び伸びは大きくなる。780 〜880 ℃、30〜12
0 秒間の均熱が特に好適である。
【００１９】かかる条件の連続焼鈍に際して、鋼板の回
復ないし再結晶初期段階に、圧延方向（鋼板の長手方
向）に直交する向きに磁場を印加することがこの発明の
特徴である。このように磁場を磁場を印加することがに
より製品特性が向上する理由はまだ明らかではないが、
磁場方向にその方位の再結晶粒の生成が促進されるため
だと考えられる。このときの磁場の強さは20〜200000ガ
ウス望ましくは100 〜2000ガウス程度が最適であり、そ
の磁場印加方法は、磁石を用いる等、従来公知のいずれ
の方法を用いることができる。
復ないし再結晶初期段階に、圧延方向（鋼板の長手方
向）に直交する向きに磁場を印加することがこの発明の
特徴である。このように磁場を磁場を印加することがに
より製品特性が向上する理由はまだ明らかではないが、
磁場方向にその方位の再結晶粒の生成が促進されるため
だと考えられる。このときの磁場の強さは20〜200000ガ
ウス望ましくは100 〜2000ガウス程度が最適であり、そ
の磁場印加方法は、磁石を用いる等、従来公知のいずれ
の方法を用いることができる。
【００２０】なお連続焼鈍後の冷却速度は、100 ℃/sを
超えると、非時効性にするための別途過時効処理を必要
とするうれいがある。その意味で１〜30０℃/sの冷却速
度とするのが好ましい。なお前記過時効処理を行う場合
は、250 〜500 ℃の範囲で行えばよい。
超えると、非時効性にするための別途過時効処理を必要
とするうれいがある。その意味で１〜30０℃/sの冷却速
度とするのが好ましい。なお前記過時効処理を行う場合
は、250 〜500 ℃の範囲で行えばよい。
【００２１】この発明の鋼板は、連続焼鈍を施した状態
においてＡＩが１kgf/mm2 以下の非時効性であるが、表
面粗度調整を予て２％以下、好ましくは１％以下のスキ
ンパス圧延をかけることは一向に差し支えない。
においてＡＩが１kgf/mm2 以下の非時効性であるが、表
面粗度調整を予て２％以下、好ましくは１％以下のスキ
ンパス圧延をかけることは一向に差し支えない。
【００２２】
(1) 製鋼、造塊 純酸素上吹き転炉（ＬＤ転炉）とＲＨガス工程を経て表
１に示す成分組成の溶鋼を、純酸素底吹き転炉（Ｑ−Ｂ
ＯＰ）とＲＨ脱ガス工程を経て表２に示す成分組成の溶
鋼を得た。
１に示す成分組成の溶鋼を、純酸素底吹き転炉（Ｑ−Ｂ
ＯＰ）とＲＨ脱ガス工程を経て表２に示す成分組成の溶
鋼を得た。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】脱ガス処理時間は鋼１が25分、鋼２が23
分、鋼３が35分であった。Nb及びAlは、脱ガス処理終了
直前に添加した。鋼１、鋼３は造塊−分塊圧延により22
0 mm厚のスラブとした鋼２は連続鋳造により同上厚のス
ラブとした。
分、鋼３が35分であった。Nb及びAlは、脱ガス処理終了
直前に添加した。鋼１、鋼３は造塊−分塊圧延により22
0 mm厚のスラブとした鋼２は連続鋳造により同上厚のス
ラブとした。
【００２６】(2) 熱間圧延 上記スラブを表面手入れ後、加熱炉で鋼１、鋼３：1250
℃、35分、鋼２：1270℃、30分（温度はスラブ表面での
測定値）の均熱保持を行った。引き続き４列の粗圧延
機、７スタンドからなる仕上圧延機にて連続圧延して3.
2 mm厚の熱延鋼帯を得た。このとき仕上圧延においてシ
ートバーから鋼帯とするときの圧下率は鋼１、３では92
％、鋼２では93％であって。また仕上圧延機各スタンド
での圧延速度（各ロール出側通板速度にほぼ対応）は、 鋼１、３：第１スタンド90ｍ／分、第７スタンド630 ｍ
／分 鋼２：第１スタンド105 ｍ／分、第７スタンド700 ｍ／
分 に設定した。
℃、35分、鋼２：1270℃、30分（温度はスラブ表面での
測定値）の均熱保持を行った。引き続き４列の粗圧延
機、７スタンドからなる仕上圧延機にて連続圧延して3.
2 mm厚の熱延鋼帯を得た。このとき仕上圧延においてシ
ートバーから鋼帯とするときの圧下率は鋼１、３では92
％、鋼２では93％であって。また仕上圧延機各スタンド
での圧延速度（各ロール出側通板速度にほぼ対応）は、 鋼１、３：第１スタンド90ｍ／分、第７スタンド630 ｍ
／分 鋼２：第１スタンド105 ｍ／分、第７スタンド700 ｍ／
分 に設定した。
【００２７】いずれの場合も仕上圧延入側の温度は1030
〜1050℃、仕上温度は870 〜920 ℃に設定した。巻取温
度は、鋼１：770 ℃、鋼２：650 ℃、鋼３：700 ℃とし
た。
〜1050℃、仕上温度は870 〜920 ℃に設定した。巻取温
度は、鋼１：770 ℃、鋼２：650 ℃、鋼３：700 ℃とし
た。
【００２８】(3) 冷間圧延、焼鈍 熱延鋼帯を酸洗して冷間圧延により0.7 mm厚（圧下率78
％）或いは0.8 mm厚（圧下率75％）の冷延コイルとし
た。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインにて下記の条件で行
った。 鋼１：820 ℃〜850 ℃、30秒均熱保持後２００℃まで約
５℃/minで冷却 鋼２：780 ℃〜830 ℃、25秒均熱保持後２５０℃まで約
12℃/minで冷却 鋼３：840 ℃〜870 ℃、40秒均熱保持後２５０℃まで約
12℃/minで冷却 焼鈍コイルを0.3 〜0.7 ％のスキンパス圧延して製品と
した。
％）或いは0.8 mm厚（圧下率75％）の冷延コイルとし
た。再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインにて下記の条件で行
った。 鋼１：820 ℃〜850 ℃、30秒均熱保持後２００℃まで約
５℃/minで冷却 鋼２：780 ℃〜830 ℃、25秒均熱保持後２５０℃まで約
12℃/minで冷却 鋼３：840 ℃〜870 ℃、40秒均熱保持後２５０℃まで約
12℃/minで冷却 焼鈍コイルを0.3 〜0.7 ％のスキンパス圧延して製品と
した。
【００２９】なおこれらの鋼には、かかる再結晶焼鈍の
回復・再結晶の初期段階にわたって圧延方向に対して直
交する向き（板幅方向）に磁場を鋼１：1000ガウス、鋼
２：500 ガウス、鋼３：2500ガウスの強さで印加した。
また比較のために磁場を印加することなしに製造した例
も行った。
回復・再結晶の初期段階にわたって圧延方向に対して直
交する向き（板幅方向）に磁場を鋼１：1000ガウス、鋼
２：500 ガウス、鋼３：2500ガウスの強さで印加した。
また比較のために磁場を印加することなしに製造した例
も行った。
【００３０】かくして得られた鋼板の深絞り性を示すｒ
値、伸び（El）及びＡＩも表２に併記する。
値、伸び（El）及びＡＩも表２に併記する。
【００３１】
【発明の効果】この発明の製造方法は、連続焼鈍時の少
なくとも回復ないし再結晶の初期段階に、圧延方向に対
して直交する方向に磁場を印加することにより、優れた
深絞り性を有する冷延鋼板を製造することができる。
なくとも回復ないし再結晶の初期段階に、圧延方向に対
して直交する方向に磁場を印加することにより、優れた
深絞り性を有する冷延鋼板を製造することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】 加工用低炭素鋼素材に熱間圧延を施し、
次いで圧下率60〜90％の冷間圧延を施して最終板厚とし
た後、600 〜900 ℃の温度範囲で10ｓ〜５min の連続焼
鈍を施す冷延鋼板の製造方法において、 上記連続焼鈍時の少なくとも回復ないし再結晶の初期段
階に、圧延方向に対して直交する方向に磁場を印加する
ことを特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11272092A JPH05306412A (ja) | 1992-05-01 | 1992-05-01 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11272092A JPH05306412A (ja) | 1992-05-01 | 1992-05-01 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05306412A true JPH05306412A (ja) | 1993-11-19 |
Family
ID=14593841
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11272092A Pending JPH05306412A (ja) | 1992-05-01 | 1992-05-01 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05306412A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106086327A (zh) * | 2016-07-18 | 2016-11-09 | 瑞声科技(新加坡)有限公司 | 提高低碳钢导磁材料磁性能的热处理方法 |
-
1992
- 1992-05-01 JP JP11272092A patent/JPH05306412A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106086327A (zh) * | 2016-07-18 | 2016-11-09 | 瑞声科技(新加坡)有限公司 | 提高低碳钢导磁材料磁性能的热处理方法 |
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