JPH05311247A - 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法Info
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- JPH05311247A JPH05311247A JP14814792A JP14814792A JPH05311247A JP H05311247 A JPH05311247 A JP H05311247A JP 14814792 A JP14814792 A JP 14814792A JP 14814792 A JP14814792 A JP 14814792A JP H05311247 A JPH05311247 A JP H05311247A
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- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度ならびに延性に優れたフェライト結晶粒
度番号１０以上の等軸微細粒鋼を箱焼鈍により得る。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．１０ ％、Ｓｉ：０．０
５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以
下、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延したの
ち、水素濃度７５％以上の還元性雰囲気ガス中で、加熱
速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍温度５８０〜７００℃で箱
焼鈍する。 【効果】 強度ならびに延性双方を要求される加工性に
優れた冷延鋼帯を容易に製造できる。
度番号１０以上の等軸微細粒鋼を箱焼鈍により得る。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．１０ ％、Ｓｉ：０．０
５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以
下、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延したの
ち、水素濃度７５％以上の還元性雰囲気ガス中で、加熱
速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍温度５８０〜７００℃で箱
焼鈍する。 【効果】 強度ならびに延性双方を要求される加工性に
優れた冷延鋼帯を容易に製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、強度ならびに延性が
要求されるプロジェクション溶接用細粒鋼、薄物冷延鋼
板等として適した加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法に
関する。
要求されるプロジェクション溶接用細粒鋼、薄物冷延鋼
板等として適した加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】プロジェクション溶接は、母材の片側ま
たは両側に小さな突起（ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）を作っ
てこの部分に大電流と加圧力を集中させ、母材の接触抵
抗と固有抵抗による抵抗発熱を利用し、溶接部を溶融せ
しめ、圧接を行うものである。プロジェクション溶接に
おいては、突起の形状寸法（高さ、先端太さ）によって
溶接部の品質が大きく左右されるので、突起の形状寸法
は通電前の予圧に十分耐えられるだけの剛性があり、か
つ相手の平板との熱平衡を保ちうることが必要である。
このため、ベアリングリテーナー等のプロジェクション
溶接用材料には、十分な突起高さを得るための延性と、
通電前の予圧に十分耐えられるだけの強度が必要であ
る。
たは両側に小さな突起（ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）を作っ
てこの部分に大電流と加圧力を集中させ、母材の接触抵
抗と固有抵抗による抵抗発熱を利用し、溶接部を溶融せ
しめ、圧接を行うものである。プロジェクション溶接に
おいては、突起の形状寸法（高さ、先端太さ）によって
溶接部の品質が大きく左右されるので、突起の形状寸法
は通電前の予圧に十分耐えられるだけの剛性があり、か
つ相手の平板との熱平衡を保ちうることが必要である。
このため、ベアリングリテーナー等のプロジェクション
溶接用材料には、十分な突起高さを得るための延性と、
通電前の予圧に十分耐えられるだけの強度が必要であ
る。
【０００３】上記強度ならびに延性が要求される加工性
に優れたベアリングリテーナー用材料、スチールペーパ
ー用材料、深絞り用材料等には、成分、フェライト結晶
粒度および展伸度等を調整した細粒鋼の冷延鋼板が使用
されている。一般的な箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造方
法としては、冷間圧延したのち、箱形焼鈍炉でオープン
コイル焼鈍し、コイルの加熱速度を上昇させて急速加熱
を行う方法、熱間圧延時のコイル巻取り温度を６８０℃
以上の高温とし、高温巻取りを行う方法が知られてい
る。また、連続焼鈍炉による細粒鋼の製造においては、
図４に示すとおり、焼鈍加熱速度が極めて大きくなる
と、鋼中のｓｏｌ．Ａｌ量にかかわらず、等軸細粒組織
が得られる。これはＡｌＮの析出より早期にフェライト
粒の再結晶が起こるためである。
に優れたベアリングリテーナー用材料、スチールペーパ
ー用材料、深絞り用材料等には、成分、フェライト結晶
粒度および展伸度等を調整した細粒鋼の冷延鋼板が使用
されている。一般的な箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造方
法としては、冷間圧延したのち、箱形焼鈍炉でオープン
コイル焼鈍し、コイルの加熱速度を上昇させて急速加熱
を行う方法、熱間圧延時のコイル巻取り温度を６８０℃
以上の高温とし、高温巻取りを行う方法が知られてい
る。また、連続焼鈍炉による細粒鋼の製造においては、
図４に示すとおり、焼鈍加熱速度が極めて大きくなる
と、鋼中のｓｏｌ．Ａｌ量にかかわらず、等軸細粒組織
が得られる。これはＡｌＮの析出より早期にフェライト
粒の再結晶が起こるためである。
【０００４】また、他の方法としては、Ｃ：０．０１〜
０．１０％、Ｍｎ：０．４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
８０〜０．８５０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有
し、残部は実質的にＦｅよりなるアルミキルド鋼を通常
の熱間圧延および冷間圧延後６７０〜７２０℃の通常の
焼なましを施しフェライト粒度を９以上の細粒にし、ｒ
値を１．５０以上とする鋼板（特開昭５４−８０２２５
号公報）、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｍｎ：０．１〜
０．６％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．０８
％以下、残Ｆｅおよびその他不純物からなる低炭素鋼板
を連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上Ａｃ１変態点以下
に加熱、均熱後、冷却速度を３〜１０００℃／ｓに調整
する熱処理を施し、硬度の異なる鋼板を作り分ける方法
（特開昭５７−７０２２７号公報）、Ｃ：０．０１０〜
０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｓ：０．
００４〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０
％、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造し、その直後の
鋳片（スラブ）を５０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で１１
００〜１２００℃まで冷却したのち、スラブ表面温度が
１０００〜１１００℃の温度域にあるときに熱延を開始
し、６５０℃以上の温度域で巻き取ったのち、冷延およ
び連続焼鈍を行う方法（特開平１−２０８４１９号公
報）等が提案されている。
０．１０％、Ｍｎ：０．４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
８０〜０．８５０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有
し、残部は実質的にＦｅよりなるアルミキルド鋼を通常
の熱間圧延および冷間圧延後６７０〜７２０℃の通常の
焼なましを施しフェライト粒度を９以上の細粒にし、ｒ
値を１．５０以上とする鋼板（特開昭５４−８０２２５
号公報）、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｍｎ：０．１〜
０．６％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．０８
％以下、残Ｆｅおよびその他不純物からなる低炭素鋼板
を連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上Ａｃ１変態点以下
に加熱、均熱後、冷却速度を３〜１０００℃／ｓに調整
する熱処理を施し、硬度の異なる鋼板を作り分ける方法
（特開昭５７−７０２２７号公報）、Ｃ：０．０１０〜
０．０４０％、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｓ：０．
００４〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０
％、Ｎ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造し、その直後の
鋳片（スラブ）を５０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で１１
００〜１２００℃まで冷却したのち、スラブ表面温度が
１０００〜１１００℃の温度域にあるときに熱延を開始
し、６５０℃以上の温度域で巻き取ったのち、冷延およ
び連続焼鈍を行う方法（特開平１−２０８４１９号公
報）等が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記プロジェクション
溶接性等の優れた等軸細粒鋼を製造するためには、前記
図４に示すとおり、ｓｏｌ．Ａｌ量を低下させ、焼鈍加
熱速度を上昇させてＡｌＮの析出に先立って再結晶さ
せ、なおかつ低い焼鈍温度で焼鈍し、フェライト結晶粒
の細粒化を図る必要がある。しかしながら、前記連続焼
鈍による細粒鋼の製造においては、焼鈍加熱速度が大き
く、等軸細粒鋼となるが、設備制約上焼鈍時間が制限さ
れ、最大２分程度であるため、焼鈍温度を７５０〜９０
０℃と高温にせざるを得ず、フェライト結晶粒が成長
し、フェライト結晶粒度番号は、最大でも１０のレベル
である。したがって、等軸細粒組織が得られる加熱速度
で、かつ、焼鈍温度を低くすることが必要である。
溶接性等の優れた等軸細粒鋼を製造するためには、前記
図４に示すとおり、ｓｏｌ．Ａｌ量を低下させ、焼鈍加
熱速度を上昇させてＡｌＮの析出に先立って再結晶さ
せ、なおかつ低い焼鈍温度で焼鈍し、フェライト結晶粒
の細粒化を図る必要がある。しかしながら、前記連続焼
鈍による細粒鋼の製造においては、焼鈍加熱速度が大き
く、等軸細粒鋼となるが、設備制約上焼鈍時間が制限さ
れ、最大２分程度であるため、焼鈍温度を７５０〜９０
０℃と高温にせざるを得ず、フェライト結晶粒が成長
し、フェライト結晶粒度番号は、最大でも１０のレベル
である。したがって、等軸細粒組織が得られる加熱速度
で、かつ、焼鈍温度を低くすることが必要である。
【０００６】また、箱形焼鈍炉による細粒鋼の製造にお
いては、タイト焼鈍の場合に、窒素５０％以上、残部水
素からなる通常の焼鈍雰囲気では、焼鈍加熱速度は１５
℃／Ｈｒ程度と低く、等軸細粒鋼を得ることができな
い。箱形焼鈍炉でもオープンコイル焼鈍、または水素濃
度９０％以上、残部窒素の焼鈍雰囲気で焼鈍すれば、焼
鈍加熱速度を３０℃／Ｈｒ以上となるが、しかしこれだ
けでは等軸細粒鋼を得ることができない。
いては、タイト焼鈍の場合に、窒素５０％以上、残部水
素からなる通常の焼鈍雰囲気では、焼鈍加熱速度は１５
℃／Ｈｒ程度と低く、等軸細粒鋼を得ることができな
い。箱形焼鈍炉でもオープンコイル焼鈍、または水素濃
度９０％以上、残部窒素の焼鈍雰囲気で焼鈍すれば、焼
鈍加熱速度を３０℃／Ｈｒ以上となるが、しかしこれだ
けでは等軸細粒鋼を得ることができない。
【０００７】この発明の目的は、強度ならびに延性に優
れたフェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼
を、箱形焼鈍炉により得ることことができる加工性に優
れた冷延鋼帯の製造方法を提供することにある。
れたフェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼
を、箱形焼鈍炉により得ることことができる加工性に優
れた冷延鋼帯の製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、熱延鋼
帯のｓｏｌ．Ａｌ量を０．０２５％以下とすれば、箱形
焼鈍炉で焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒで十分等軸細粒鋼が
得られること、また、焼鈍温度を７００℃以下とするこ
とによって、フェライト結晶粒度番号１０以上の微細粒
鋼を得ることができること、さらに、ｓｏｌ．Ａｌ量を
０．０２５％以下とすることにより、冷間圧延によって
導入された歪（ミクロ的には転位）が焼鈍によって加え
られる熱エネルギーにより開放（ミクロ的には転位の移
動）され易くなり、低い焼鈍温度でも再結晶し易くなる
ことを究明し、この発明に到達した。
を達成すべく鋭意試験研究を重ねた。その結果、熱延鋼
帯のｓｏｌ．Ａｌ量を０．０２５％以下とすれば、箱形
焼鈍炉で焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒで十分等軸細粒鋼が
得られること、また、焼鈍温度を７００℃以下とするこ
とによって、フェライト結晶粒度番号１０以上の微細粒
鋼を得ることができること、さらに、ｓｏｌ．Ａｌ量を
０．０２５％以下とすることにより、冷間圧延によって
導入された歪（ミクロ的には転位）が焼鈍によって加え
られる熱エネルギーにより開放（ミクロ的には転位の移
動）され易くなり、低い焼鈍温度でも再結晶し易くなる
ことを究明し、この発明に到達した。
【０００９】すなわちこの発明は、Ｃ：０．０２〜０．
１０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５０％以
下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．４０
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０２５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱延鋼帯
を、酸洗、冷間圧延したのち、水素濃度７５％以上の還
元性雰囲気ガス中で、加熱速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍
温度５８０〜７００℃で箱焼鈍するのである。
１０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｐ：０．０５０％以
下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．４０
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０２５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱延鋼帯
を、酸洗、冷間圧延したのち、水素濃度７５％以上の還
元性雰囲気ガス中で、加熱速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍
温度５８０〜７００℃で箱焼鈍するのである。
【００１０】
【作用】この発明において、化学成分、還元性雰囲気ガ
ス中の水素濃度、箱焼鈍における加熱速度、焼鈍温度を
限定した理由は次のとおりである。Ｃは０．０２％未満
とするには精錬コストが上昇するので好ましくなく、
０．１０％を超えると鋼の硬化を増進させ、延性が劣化
するので加工用途には適さなくなるので、０．０２〜
０．１０％とした。Ｓｉは０．０５％を超えると強度が
上昇し、伸びが減少して加工用途には適さなくなるので
０．０５％以下とした。Ｐは０．０５％を超えるとＳｉ
と同様強度が上昇し、伸びが減少して加工用途には適さ
なくなるので０．０５％以下とした。Ｓは０．０３％を
超えると熱間加工性が低下し、表面疵が発生すると共
に、ＭｎＳ系介在物が増加し、冷汗加工性が低下するの
で、０．０３％以下とした。Ｍｎは０．１０％未満では
スラブ加熱中にＦｅＳによる赤熱脆性が発生するため
０．１０％以上必要であるが、０．４０％を超えるとＣ
と同様鋼の硬化を増進させ、延性が劣化するので加工用
途には適さなくなるので、０．１０〜０．４０％とし
た。ｓｏｌ．Ａｌは０．００５％未満では脱酸不足とな
ってＣＯガスによる連続鋳造スラブ表面にピンホール疵
が発生し、０．０２５％を超えると、焼鈍加熱段階での
ＡｌＮの析出に先立つ再結晶が十分でなくなるので、
０．００５〜０．０２５％とした。特に、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２０％以下では、図２および図３に示すとお
り、再結晶温度が低下して５８０℃で再結晶が開始さ
れ、フェライト結晶粒度番号１１以上の極細粒鋼を得る
ことができ、板厚０．２ｍｍの極薄鋼板をタイト焼鈍し
ても、焼付きが発生することはない。
ス中の水素濃度、箱焼鈍における加熱速度、焼鈍温度を
限定した理由は次のとおりである。Ｃは０．０２％未満
とするには精錬コストが上昇するので好ましくなく、
０．１０％を超えると鋼の硬化を増進させ、延性が劣化
するので加工用途には適さなくなるので、０．０２〜
０．１０％とした。Ｓｉは０．０５％を超えると強度が
上昇し、伸びが減少して加工用途には適さなくなるので
０．０５％以下とした。Ｐは０．０５％を超えるとＳｉ
と同様強度が上昇し、伸びが減少して加工用途には適さ
なくなるので０．０５％以下とした。Ｓは０．０３％を
超えると熱間加工性が低下し、表面疵が発生すると共
に、ＭｎＳ系介在物が増加し、冷汗加工性が低下するの
で、０．０３％以下とした。Ｍｎは０．１０％未満では
スラブ加熱中にＦｅＳによる赤熱脆性が発生するため
０．１０％以上必要であるが、０．４０％を超えるとＣ
と同様鋼の硬化を増進させ、延性が劣化するので加工用
途には適さなくなるので、０．１０〜０．４０％とし
た。ｓｏｌ．Ａｌは０．００５％未満では脱酸不足とな
ってＣＯガスによる連続鋳造スラブ表面にピンホール疵
が発生し、０．０２５％を超えると、焼鈍加熱段階での
ＡｌＮの析出に先立つ再結晶が十分でなくなるので、
０．００５〜０．０２５％とした。特に、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２０％以下では、図２および図３に示すとお
り、再結晶温度が低下して５８０℃で再結晶が開始さ
れ、フェライト結晶粒度番号１１以上の極細粒鋼を得る
ことができ、板厚０．２ｍｍの極薄鋼板をタイト焼鈍し
ても、焼付きが発生することはない。
【００１１】箱形焼鈍炉における雰囲気ガス中の水素濃
度を７５％以上としたのは、水素濃度が７５％未満では
焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒ以上を得ることができず、等
軸細粒鋼を得ることができないからである。焼鈍加熱速
度を３０℃／Ｈｒ以上としたのは、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００５〜０．０２５％において、焼鈍加熱段階でＡｌＮ
析出に先立って再結晶させ、等軸細粒鋼を得るには、３
０℃／Ｈｒ以上が必要であるからである。焼鈍温度を５
８０〜７００℃としたのは、５８０℃は再結晶開始温度
であり、７００℃を超えるとフェライト粒が成長して粗
大化し、フェライト粒度番号１０以上の等軸細粒鋼を得
ることができないからである。
度を７５％以上としたのは、水素濃度が７５％未満では
焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒ以上を得ることができず、等
軸細粒鋼を得ることができないからである。焼鈍加熱速
度を３０℃／Ｈｒ以上としたのは、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００５〜０．０２５％において、焼鈍加熱段階でＡｌＮ
析出に先立って再結晶させ、等軸細粒鋼を得るには、３
０℃／Ｈｒ以上が必要であるからである。焼鈍温度を５
８０〜７００℃としたのは、５８０℃は再結晶開始温度
であり、７００℃を超えるとフェライト粒が成長して粗
大化し、フェライト粒度番号１０以上の等軸細粒鋼を得
ることができないからである。
【００１２】この発明においては、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００５〜０．０２５％の熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度７５％以上の還元性雰囲気ガス中で、
加熱速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍温度５８０〜７００℃
で箱焼鈍するすることによって、焼鈍加熱段階でＡｌＮ
の析出に先立ってフェライト粒が再結晶し、しかもフェ
ライト粒の粒成長が抑制されて等軸細粒組織となり、フ
ェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼を得るこ
とができ、加工性に優れた冷延鋼帯を製造することがで
きる。
００５〜０．０２５％の熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度７５％以上の還元性雰囲気ガス中で、
加熱速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍温度５８０〜７００℃
で箱焼鈍するすることによって、焼鈍加熱段階でＡｌＮ
の析出に先立ってフェライト粒が再結晶し、しかもフェ
ライト粒の粒成長が抑制されて等軸細粒組織となり、フ
ェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼を得るこ
とができ、加工性に優れた冷延鋼帯を製造することがで
きる。
【００１３】
実施例１ 表１に示す化学成分の熱間圧延鋼帯を、酸洗、冷間圧延
したのち、表２に示すとおり、箱型焼鈍炉を用いて表２
に示すとおり、焼鈍加熱速度１６〜４０℃／Ｈｒ、焼鈍
温度５８５〜６９０℃、焼鈍均熱時間８〜１０時間で焼
鈍した。得られた各鋼帯より試料を採取し、ＪＩＳ Ｇ
０５５２に規定のフェライト結晶粒度試験方法に準じ
てフェライト結晶粒の展伸度および切断法により粒度番
号を測定した。その結果を表２に併記する。なお、従来
例３のみは、連続焼鈍を実施した。
したのち、表２に示すとおり、箱型焼鈍炉を用いて表２
に示すとおり、焼鈍加熱速度１６〜４０℃／Ｈｒ、焼鈍
温度５８５〜６９０℃、焼鈍均熱時間８〜１０時間で焼
鈍した。得られた各鋼帯より試料を採取し、ＪＩＳ Ｇ
０５５２に規定のフェライト結晶粒度試験方法に準じ
てフェライト結晶粒の展伸度および切断法により粒度番
号を測定した。その結果を表２に併記する。なお、従来
例３のみは、連続焼鈍を実施した。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】表１および表２に示すとおり、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２５％以下、焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒ以
上、焼鈍温度５８０〜７００℃で箱焼鈍した本発明例１
〜４は、いずれもフェライト結晶粒の展伸度０．９８〜
１．０３、粒度番号１０．８〜１２．０と等軸微細粒鋼
である。これに対し比較例１〜３は、いずれもフェライ
ト結晶粒の展伸度０．９９〜２．３０、粒度番号７．６
〜８．５で、フェライト結晶粒の細粒化が不十分であ
る。
ｌ：０．０２５％以下、焼鈍加熱速度３０℃／Ｈｒ以
上、焼鈍温度５８０〜７００℃で箱焼鈍した本発明例１
〜４は、いずれもフェライト結晶粒の展伸度０．９８〜
１．０３、粒度番号１０．８〜１２．０と等軸微細粒鋼
である。これに対し比較例１〜３は、いずれもフェライ
ト結晶粒の展伸度０．９９〜２．３０、粒度番号７．６
〜８．５で、フェライト結晶粒の細粒化が不十分であ
る。
【００１７】実施例２ 表３に示すとおり、ｓｏｌ．Ａｌ量以外は同一の成分組
成の熱間圧延鋼帯を酸洗したのち、圧下率７５％で冷間
圧延して板厚０．５ｍｍの冷間圧延鋼帯となし、表４に
示す焼鈍条件で焼鈍した。得られた各鋼帯より試料を採
取し、機械的性質の試験を行った。その結果を引張強さ
と伸びとのバランスで図１に示す。
成の熱間圧延鋼帯を酸洗したのち、圧下率７５％で冷間
圧延して板厚０．５ｍｍの冷間圧延鋼帯となし、表４に
示す焼鈍条件で焼鈍した。得られた各鋼帯より試料を採
取し、機械的性質の試験を行った。その結果を引張強さ
と伸びとのバランスで図１に示す。
【００１８】
【表３】
【００１９】
【表４】
【００２０】図１に示すとおり、本発明例５の場合は、
従来例４ないし６に比較し、高強度、高延性の加工性に
優れた冷延鋼板を製造することができる。
従来例４ないし６に比較し、高強度、高延性の加工性に
優れた冷延鋼板を製造することができる。
【００２１】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明方法によれ
ば、フェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼を
得ることができ、ベアリングリテーナー用材料あるいは
焼鈍時に焼付きし易い薄物焼鈍冷延鋼板等、強度ならび
に延性双方を要求される加工性に優れた冷延鋼帯を容易
に製造することができる。
ば、フェライト結晶粒度番号１０以上の等軸微細粒鋼を
得ることができ、ベアリングリテーナー用材料あるいは
焼鈍時に焼付きし易い薄物焼鈍冷延鋼板等、強度ならび
に延性双方を要求される加工性に優れた冷延鋼帯を容易
に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２における引張強さと伸びとのバランス
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】加熱速度５０℃／Ｈｒにおける冷延鋼板中のｓ
ｏｌ．Ａｌ含有量と焼鈍温度と硬度（Ｈｖ）との関係を
示すグラフである。
ｏｌ．Ａｌ含有量と焼鈍温度と硬度（Ｈｖ）との関係を
示すグラフである。
【図３】ｓｏｌ．Ａｌ含有量と加熱速度５０℃／Ｈｒに
おける焼鈍温度とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。
おける焼鈍温度とフェライト結晶粒度番号との関係を示
すグラフである。
【図４】ｓｏｌ．Ａｌ量と焼鈍加熱速度とフェライト結
晶粒との関係を示す模式図である。
晶粒との関係を示す模式図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．
０５％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％
以下、Ｍｎ：０．１０〜０．４０％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる熱延鋼帯を、酸洗、冷間圧延し
たのち、水素濃度７５％以上の還元性雰囲気ガス中、加
熱速度３０℃／Ｈｒ以上、焼鈍温度５８０〜７００℃で
箱焼鈍することを特徴とする加工性に優れた冷延鋼帯の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14814792A JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14814792A JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05311247A true JPH05311247A (ja) | 1993-11-22 |
| JP2705461B2 JP2705461B2 (ja) | 1998-01-28 |
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ID=15446319
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14814792A Expired - Fee Related JP2705461B2 (ja) | 1992-05-13 | 1992-05-13 | 加工性に優れた冷延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2705461B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100705957B1 (ko) * | 2005-12-22 | 2007-04-12 | 현대하이스코 주식회사 | 경도보증용 냉연강판의 상자소둔로 소둔열처리 사이클 |
| KR100812051B1 (ko) * | 2006-11-08 | 2008-03-10 | 현대하이스코 주식회사 | 고장력 자동차강판의 상자소둔 열처리 방법 |
| KR101033339B1 (ko) * | 2011-01-04 | 2011-05-09 | 현대하이스코 주식회사 | 도어 프레임재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법 |
| KR101033412B1 (ko) * | 2011-01-04 | 2011-05-11 | 현대하이스코 주식회사 | 드럼재용 냉연강판의 상자소둔 열처리 방법 |
| KR101039984B1 (ko) * | 2008-10-02 | 2011-06-09 | 현대하이스코 주식회사 | 자동차용 고장력 강판의 상자소둔로 열처리방법 |
| CN115595503A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-01-13 | 本钢板材股份有限公司（Cn） | 一种高硬度轴网用热轧酸洗板及其制备方法 |
-
1992
- 1992-05-13 JP JP14814792A patent/JP2705461B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2705461B2 (ja) | 1998-01-28 |
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