JPH07116521B2 - 薄鋼板の製造方法 - Google Patents
薄鋼板の製造方法Info
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- JPH07116521B2 JPH07116521B2 JP1206305A JP20630589A JPH07116521B2 JP H07116521 B2 JPH07116521 B2 JP H07116521B2 JP 1206305 A JP1206305 A JP 1206305A JP 20630589 A JP20630589 A JP 20630589A JP H07116521 B2 JPH07116521 B2 JP H07116521B2
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛メッキ熱延鋼
板、溶融亜鉛メッキ冷延鋼板などの製造方法に係り、特
に耐２次加工脆性に優れ、或いは焼付け硬化性（BH性）
を付与した前記各種鋼板の製造方法にするものである。
板、溶融亜鉛メッキ冷延鋼板などの製造方法に係り、特
に耐２次加工脆性に優れ、或いは焼付け硬化性（BH性）
を付与した前記各種鋼板の製造方法にするものである。
（従来の技術及び解決しようとする課題） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される薄鋼板に
は、軽くて錆びず、且つ優れた冷間加工性を有すること
が要求されてきている。
は、軽くて錆びず、且つ優れた冷間加工性を有すること
が要求されてきている。
このような要求に対して、極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭
窒化物形成元素を単独又は複合添加して鋼中のＣ、Ｎを
固定し得る成分鋼、いわゆるIF（Interstitial Free）
鋼が幅広く用いられようになってきた。
窒化物形成元素を単独又は複合添加して鋼中のＣ、Ｎを
固定し得る成分鋼、いわゆるIF（Interstitial Free）
鋼が幅広く用いられようになってきた。
しかし、一方では、Ti、Nbなどの炭窒化物形成元素によ
り鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、プレス
成形後の２次加工において脆性破断による割れが発生す
る問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃ、Ｎが存在しない
ため、フェライト粒界へのＣ、Ｎの偏析がなくなり、粒
界が弱くなるためである。
り鋼中のＣ、Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、プレス
成形後の２次加工において脆性破断による割れが発生す
る問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃ、Ｎが存在しない
ため、フェライト粒界へのＣ、Ｎの偏析がなくなり、粒
界が弱くなるためである。
更に、Ｐ添加鋼においては、Ｐが粒界に偏析し、脆化を
助長するという問題や、また溶融亜鉛メッキ処理により
亜鉛が粒界に侵入し、ますます粒界強度が低下させると
いう問題があり、また焼付け硬化（BH）性も、同様に鋼
中のＣ、Ｎが作用して得られものであるので、このよう
なIF鋼では付与することができないという問題があっ
た。
助長するという問題や、また溶融亜鉛メッキ処理により
亜鉛が粒界に侵入し、ますます粒界強度が低下させると
いう問題があり、また焼付け硬化（BH）性も、同様に鋼
中のＣ、Ｎが作用して得られものであるので、このよう
なIF鋼では付与することができないという問題があっ
た。
したがって、従来は、耐２次加工脆性の改善やBH性の付
与には、予め鋼中のＣ、Ｎが残存するようにTiやNbの添
加量を制御して溶製することが試みられていた。しか
し、この方法では、例え固溶Ｃ、Ｎが残存する成分鋼が
溶製できたとしても、この固溶Ｃ、Ｎは本質的に鋼のｒ
値や延性を劣化させるものであるので、プレス成形性の
大幅な低下を来たさざるを得なかった。すなわち、本質
的にプレス成形性と耐２次加工脆性又はBH性は両立し得
ないものであった。また、一方、このような微量Ｃ、Ｎ
を残存させることは、製鋼技術上成り立つものでなかっ
た。
与には、予め鋼中のＣ、Ｎが残存するようにTiやNbの添
加量を制御して溶製することが試みられていた。しか
し、この方法では、例え固溶Ｃ、Ｎが残存する成分鋼が
溶製できたとしても、この固溶Ｃ、Ｎは本質的に鋼のｒ
値や延性を劣化させるものであるので、プレス成形性の
大幅な低下を来たさざるを得なかった。すなわち、本質
的にプレス成形性と耐２次加工脆性又はBH性は両立し得
ないものであった。また、一方、このような微量Ｃ、Ｎ
を残存させることは、製鋼技術上成り立つものでなかっ
た。
この点、従来より、以下のような提案がなされている
が、プレス成形性と耐２次加工脆性又はBH性を共に優れ
たものとすることは困難である。
が、プレス成形性と耐２次加工脆性又はBH性を共に優れ
たものとすることは困難である。
例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工割れ性を改善する目
的で、Ti、Nbを添加して鋼中のＣを固定し、冷間圧延後
オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表面に浸炭層
を形成する方法（特開昭63−38556号）が提案されてい
る。しかし、この方法の場合、長時間に及びバッチ焼鈍
の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部にのみ高濃度
の浸炭層（平均Ｃ量:0.02〜0.10％）が形成され、また
表層部を中心部でフェライト粒度に差が生じる等、板厚
方向に成分、組織が異なる鋼板となる問題があり、更
に、こうしたバッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら生産性が
低いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一になり易
い不利を生じる。
的で、Ti、Nbを添加して鋼中のＣを固定し、冷間圧延後
オープンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表面に浸炭層
を形成する方法（特開昭63−38556号）が提案されてい
る。しかし、この方法の場合、長時間に及びバッチ焼鈍
の際に浸炭を実施するため、鋼板の表層部にのみ高濃度
の浸炭層（平均Ｃ量:0.02〜0.10％）が形成され、また
表層部を中心部でフェライト粒度に差が生じる等、板厚
方向に成分、組織が異なる鋼板となる問題があり、更
に、こうしたバッチ焼鈍タイプでは、当然乍ら生産性が
低いと共に、板長及び板幅方向の材質が不均一になり易
い不利を生じる。
また、同様に、Ti、Nbを添加して深絞り用鋼板を製造す
る方法として、冷間圧延後に再結晶焼鈍を行った後、更
に浸炭処理を施す方法（特開平１−96330号）もある
が、主に多量の炭化物、窒化物の析出による強度の向上
を狙ったものであって、耐２次加工脆性やBH性に対する
配慮がなく、また焼鈍後にバッチにて長時間浸炭処理を
行うため、浸炭量が過剰且つ不均一となり易く、しかも
生産性が低く、工程も煩雑になるという欠点がある。
る方法として、冷間圧延後に再結晶焼鈍を行った後、更
に浸炭処理を施す方法（特開平１−96330号）もある
が、主に多量の炭化物、窒化物の析出による強度の向上
を狙ったものであって、耐２次加工脆性やBH性に対する
配慮がなく、また焼鈍後にバッチにて長時間浸炭処理を
行うため、浸炭量が過剰且つ不均一となり易く、しかも
生産性が低く、工程も煩雑になるという欠点がある。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、薄鋼板としての要求、特に成形性を
損ねることなく、耐２次加工脆性に優れ或いはBH性を付
与した鋼板を生産性よく製造し得る方法を提供すること
を目的とするものである。
れたものであって、薄鋼板としての要求、特に成形性を
損ねることなく、耐２次加工脆性に優れ或いはBH性を付
与した鋼板を生産性よく製造し得る方法を提供すること
を目的とするものである。
（課題を解決するための手段） 前述の従来の提案において浸炭処理がバッチ式であるの
は、連続焼鈍炉や溶融亜鉛メッキライン内の焼鈍時間は
高々90秒程度のものであるため、拡散律速に基づく理論
計算から明らかなように、Ｃ、Ｎを板厚中心部まで侵入
させることは到底不可能なためである。
は、連続焼鈍炉や溶融亜鉛メッキライン内の焼鈍時間は
高々90秒程度のものであるため、拡散律速に基づく理論
計算から明らかなように、Ｃ、Ｎを板厚中心部まで侵入
させることは到底不可能なためである。
このため、本発明者らは、このように従来技術では連続
焼鈍或いは溶融亜鉛メッキラインでの製造が理論上不可
能であることに鑑みて、まずプレス成形性を劣化させる
原因について検討した。
焼鈍或いは溶融亜鉛メッキラインでの製造が理論上不可
能であることに鑑みて、まずプレス成形性を劣化させる
原因について検討した。
その結果、固溶Ｃ、Ｎがプレス成形性を低下させる原因
は、圧延集合組織の形成段階及び再結晶集合組織の形成
段階で局所的なすべり系、転位の再配列に影響を及ぼ
し、深絞り性に好ましい（111）集合組織の発達を阻害
するためであることを明らかにした。
は、圧延集合組織の形成段階及び再結晶集合組織の形成
段階で局所的なすべり系、転位の再配列に影響を及ぼ
し、深絞り性に好ましい（111）集合組織の発達を阻害
するためであることを明らかにした。
そこで、本発明者らは、このような原因を解消し得る方
策について鋭意研究を重ねた結果、再結晶集合組織が決
定される焼鈍時の再結晶完了時までは固溶Ｃ、Ｎを零の
状態にしておき、その後浸炭又は窒化処理を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣ、Ｎ原子を残存させる画期的
な技術を確立するに至ったものである。これにより得ら
れる製品においては、プレス成形性と耐２次加工脆性又
はBH性付与が両立されており、まさに理想的な薄鋼板と
なっている。
策について鋭意研究を重ねた結果、再結晶集合組織が決
定される焼鈍時の再結晶完了時までは固溶Ｃ、Ｎを零の
状態にしておき、その後浸炭又は窒化処理を行い、最終
製品段階で粒界や粒内にＣ、Ｎ原子を残存させる画期的
な技術を確立するに至ったものである。これにより得ら
れる製品においては、プレス成形性と耐２次加工脆性又
はBH性付与が両立されており、まさに理想的な薄鋼板と
なっている。
すなわち、本発明は、C:0.007％以下、Si:0.1％以下、M
n:0.05〜0.50％、P:0.12％以下、S:0.015％以下、sol.A
l:0.005〜0.05％、N:0.006％以下を含有し、更にTi及び
Nbの単独又は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti量
（Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦10 …（２） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.0001〜
0.0020％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりな
る鋼について、常法により熱間圧延を施した後、連続焼
鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量及び／又は
固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸炭及び／又
は窒化処理を行うことを特徴とする薄鋼板の製造方法を
要旨とするものである。
n:0.05〜0.50％、P:0.12％以下、S:0.015％以下、sol.A
l:0.005〜0.05％、N:0.006％以下を含有し、更にTi及び
Nbの単独又は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti量
（Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦10 …（２） を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.0001〜
0.0020％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりな
る鋼について、常法により熱間圧延を施した後、連続焼
鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量及び／又は
固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸炭及び／又
は窒化処理を行うことを特徴とする薄鋼板の製造方法を
要旨とするものである。
また、他の本発明は、前記化学成分を有する鋼につい
て、常法により熱間圧延及び冷間圧延を施した後、連続
焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量及び／又
は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸炭及び／
又は窒化処理を行うことを特徴とする冷延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。
て、常法により熱間圧延及び冷間圧延を施した後、連続
焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量及び／又
は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸炭及び／
又は窒化処理を行うことを特徴とする冷延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。
更にまた、他の本発明は、前記化学成分を有する鋼につ
いて、常法により熱間圧延又は冷間圧延を施した後、溶
融亜鉛メッキライン内焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板
中の固溶Ｃ量及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるよ
うに、連続浸炭及び／又は窒化処理を行うことを特徴と
する溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を要旨とするもので
ある。
いて、常法により熱間圧延又は冷間圧延を施した後、溶
融亜鉛メッキライン内焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板
中の固溶Ｃ量及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるよ
うに、連続浸炭及び／又は窒化処理を行うことを特徴と
する溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を要旨とするもので
ある。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
（作用） 本発明は、要するに、前述の如く理論上不可能とされて
いた技術に対してIF鋼を用い、且つ、耐２次加工脆性の
ために粒界の欠陥を埋めるのに必要なＣ及び／又はＮ量
２〜5ppmを確保し、或いはBH性を付与するために必要な
粒界及び粒内に残存するＣ及び／又はＮ量５〜30ppmを
確保するならば、連続焼鈍や溶融亜鉛メッキのような短
時間焼鈍でも可能であることを見い出したものである。
この理由は、Ｃ、Ｎの侵入は粒内拡散でなく、その速度
が10倍程度速い粒界拡散でなされたものであり、更に粒
界純度の非常に高いIF鋼であれば、その拡散速度が更に
上がるため、連続焼鈍又は溶融亜鉛メッキライン内焼鈍
において、焼鈍前に固溶Ｃ、Ｎ量が零であったものが、
まず粒界に、次いで粒内に所定量のＣ、Ｎ量を確保する
ことができることによるものである。
いた技術に対してIF鋼を用い、且つ、耐２次加工脆性の
ために粒界の欠陥を埋めるのに必要なＣ及び／又はＮ量
２〜5ppmを確保し、或いはBH性を付与するために必要な
粒界及び粒内に残存するＣ及び／又はＮ量５〜30ppmを
確保するならば、連続焼鈍や溶融亜鉛メッキのような短
時間焼鈍でも可能であることを見い出したものである。
この理由は、Ｃ、Ｎの侵入は粒内拡散でなく、その速度
が10倍程度速い粒界拡散でなされたものであり、更に粒
界純度の非常に高いIF鋼であれば、その拡散速度が更に
上がるため、連続焼鈍又は溶融亜鉛メッキライン内焼鈍
において、焼鈍前に固溶Ｃ、Ｎ量が零であったものが、
まず粒界に、次いで粒内に所定量のＣ、Ｎ量を確保する
ことができることによるものである。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について
説明する。
説明する。
C: Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定するTi、
Nbの添加量が増加し、製造費用の増加につながる。更に
TiC及びNbC析出量が増大し粒成長を阻害してｒ値が劣化
するので、Ｃ含有量は少ないほどよく、上限値を0.007
％とする。なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限
値を0.0005％とするのが望ましい。
Nbの添加量が増加し、製造費用の増加につながる。更に
TiC及びNbC析出量が増大し粒成長を阻害してｒ値が劣化
するので、Ｃ含有量は少ないほどよく、上限値を0.007
％とする。なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限
値を0.0005％とするのが望ましい。
Si: Siは溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量が多す
ぎると表面性状や化成処理性或いは塗装性を劣化させる
ので、その含有量は0.1％以下とする。
ぎると表面性状や化成処理性或いは塗装性を劣化させる
ので、その含有量は0.1％以下とする。
Mn: Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、0.05％よ
り少ないとその効果が得られず、一方、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜0.50％
の範囲とする。
り少ないとその効果が得られず、一方、添加量が多すぎ
ると延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜0.50％
の範囲とする。
P: Ｐは、ｒ値の低下を伴うことなく、鋼強度を高める効果
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くな
るので、その含有量は0.12％以下に抑制する。
を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くな
るので、その含有量は0.12％以下に抑制する。
S: Ｓは、Tiと結合してTiSを形成するので、その含有量が
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大す
る。またMnS系の伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は0.015％以下に抑制す
る。
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大す
る。またMnS系の伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は0.015％以下に抑制す
る。
Al: Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量がso
l.Alで0.005％より少ないと、その目的が達成されず、
一方、0.05％を超えると脱酸効果が飽和すると共にAl2O
3介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したがっ
て、その含有量はsol.Alで0.005〜0.05％の範囲とす
る。
l.Alで0.005％より少ないと、その目的が達成されず、
一方、0.05％を超えると脱酸効果が飽和すると共にAl2O
3介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したがっ
て、その含有量はsol.Alで0.005〜0.05％の範囲とす
る。
N: Ｎは、Tiと結合してTiNを形成するので、その含有量が
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大する。ま
たTiN析出量が増加して粒成長が阻害されｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
006％以下に抑制する。
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大する。ま
たTiN析出量が増加して粒成長が阻害されｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
006％以下に抑制する。
Ti、Nb: Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによってｒ値を高める作
用がある。この場合、前述の如くTiはＳ、Ｎと結合して
TiS、TiNを形成するので、製品におけるTi量は、次式
（１）で計算される有効Ti量（Ti＊）として換算される
量にて考慮する必要がある。
用がある。この場合、前述の如くTiはＳ、Ｎと結合して
TiS、TiNを形成するので、製品におけるTi量は、次式
（１）で計算される有効Ti量（Ti＊）として換算される
量にて考慮する必要がある。
Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） したがって、本発明の目的に対してはTi＊量、Nb量とＣ
量との関係が（２）式 １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦10 …（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）式の
値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定することができ
ず、ｒ値を劣化させる。一方、10を超えると浸炭、窒化
処理時に侵入したＣ、Ｎが固溶しているTi或いはNbと結
合し、耐２次加工脆性の防止、BH性の付与が得られない
と共に、過剰のTi、Nbによる硬化のために加工性も劣化
し、またコストアップにもつながる。
量との関係が（２）式 １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦10 …（２） を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）式の
値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定することができ
ず、ｒ値を劣化させる。一方、10を超えると浸炭、窒化
処理時に侵入したＣ、Ｎが固溶しているTi或いはNbと結
合し、耐２次加工脆性の防止、BH性の付与が得られない
と共に、過剰のTi、Nbによる硬化のために加工性も劣化
し、またコストアップにもつながる。
B: Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であるので、必
要に応じて添加することができる。添加する場合、その
効果を得るためには少なくとも0.0001％以上が必要であ
るが、0.002％を超えるとその効果は飽和し、且つｒ値
を低下させるので、その添加量は0.0001〜0.0020％の範
囲とする。
要に応じて添加することができる。添加する場合、その
効果を得るためには少なくとも0.0001％以上が必要であ
るが、0.002％を超えるとその効果は飽和し、且つｒ値
を低下させるので、その添加量は0.0001〜0.0020％の範
囲とする。
次に本発明の製造方法について説明する。
上記化学成分を有する鋼は、常法により熱延鋼板又は冷
延鋼板にすることができ、その条件は特に制約のあるも
のでなく、製品の目的とするｒ値、延性に即した製造方
法を採用すればよい。すなわち、通常の工程或いはスラ
ブをAr3点以下に冷却することなく直接熱延若しくは再
加熱処理を施して熱延した熱延鋼板、更にこれらの熱延
鋼板を酸洗後、冷間圧延した鋼板が焼鈍前の原板とされ
る。
延鋼板にすることができ、その条件は特に制約のあるも
のでなく、製品の目的とするｒ値、延性に即した製造方
法を採用すればよい。すなわち、通常の工程或いはスラ
ブをAr3点以下に冷却することなく直接熱延若しくは再
加熱処理を施して熱延した熱延鋼板、更にこれらの熱延
鋼板を酸洗後、冷間圧延した鋼板が焼鈍前の原板とされ
る。
次いで、これら原板に連続焼鈍若しくは溶融亜鉛メッキ
ライン内焼鈍を施すが、いずれも連続式とし、と同時に
浸炭処理及び／又は窒化処理が連続して行われる。但
し、優れた耐２次加工脆性を得、或いはBH性を付与する
ために固溶Ｃ量及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなる
ような条件にて行う必要がある。2ppmより少ないと、耐
２次加工脆性を得るために粒界の欠陥を埋めるのに必要
なＣ、Ｎ量が不足し、一方、30ppmを超えると伸び等の
加工性が劣化し、また連続焼鈍の通板速度を低下させね
ばならず、生産性の低下を招く。耐２次加工脆性を優れ
たものとするには２〜5ppmが好ましく、BH性を付与する
には５〜30ppmとするのが好ましい。
ライン内焼鈍を施すが、いずれも連続式とし、と同時に
浸炭処理及び／又は窒化処理が連続して行われる。但
し、優れた耐２次加工脆性を得、或いはBH性を付与する
ために固溶Ｃ量及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなる
ような条件にて行う必要がある。2ppmより少ないと、耐
２次加工脆性を得るために粒界の欠陥を埋めるのに必要
なＣ、Ｎ量が不足し、一方、30ppmを超えると伸び等の
加工性が劣化し、また連続焼鈍の通板速度を低下させね
ばならず、生産性の低下を招く。耐２次加工脆性を優れ
たものとするには２〜5ppmが好ましく、BH性を付与する
には５〜30ppmとするのが好ましい。
浸炭処理は、還元性雰囲下でCO或いは低級炭化水素を混
入させてカーボンポテンシャルを与えることにより実施
することができる。目的とする浸炭量はカーボンポテン
シャル、焼鈍温度、焼鈍時間の組合せを選択することに
より制御する。連続炉の炉内滞留時間は2sec〜2minの範
囲が好ましい。
入させてカーボンポテンシャルを与えることにより実施
することができる。目的とする浸炭量はカーボンポテン
シャル、焼鈍温度、焼鈍時間の組合せを選択することに
より制御する。連続炉の炉内滞留時間は2sec〜2minの範
囲が好ましい。
窒化処理は、還元性雰囲気下でNH3を混入させることに
より実施することができる。目的とする窒化物はNH3分
圧、焼鈍温度、焼鈍時間の組合せにより制御する。連続
炉の炉内滞留時間は2sec〜2minの範囲が好ましい。
より実施することができる。目的とする窒化物はNH3分
圧、焼鈍温度、焼鈍時間の組合せにより制御する。連続
炉の炉内滞留時間は2sec〜2minの範囲が好ましい。
（実施例） 次に本発明の実施例を示す。
実施例１ 第１表に示す化学成分を有する鋼No.1を溶製し、Ar3点
を下回ることなく1100℃に加熱し、仕上温度を920℃で
熱延を終了し、その後650℃で巻取り処理を行い、酸洗
後、圧下率80％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
を下回ることなく1100℃に加熱し、仕上温度を920℃で
熱延を終了し、その後650℃で巻取り処理を行い、酸洗
後、圧下率80％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
次いで、この冷延鋼板について、以下の７通りの焼鈍を
施した。
施した。
CO/0.3％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×50秒
の連続焼鈍、 CO/0.3％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×30秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 CO/0.7％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×80秒
の連続焼鈍、 CO/0.7％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で820℃×65秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 NH3/1％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×90秒
の連続焼純、 NH3/1％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で830℃×60秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 H2/5％、N2/95％の雰囲気で850℃×90秒の連続焼鈍
（比較例）。
の連続焼鈍、 CO/0.3％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×30秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 CO/0.7％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×80秒
の連続焼鈍、 CO/0.7％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で820℃×65秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 NH3/1％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で850℃×90秒
の連続焼純、 NH3/1％、H2/5％、N2/残部の雰囲気で830℃×60秒
の溶融亜鉛メッキラインを通した場合、 H2/5％、N2/95％の雰囲気で850℃×90秒の連続焼鈍
（比較例）。
得られた製品のｒ値、２次加工脆性限界温度、BH量を第
２表に示す。
２表に示す。
なお、脆性試験は、総絞り比2.7でカップ成形して得ら
れたカップを35mm高さにトリムした後、各試験温度の冷
媒中にカップを置いて頂角40゜の円錐ポンチを押し込ん
で脆性破壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次
加工脆性限界温度とした。
れたカップを35mm高さにトリムした後、各試験温度の冷
媒中にカップを置いて頂角40゜の円錐ポンチを押し込ん
で脆性破壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次
加工脆性限界温度とした。
実施例２ 第１表に示す化学成分を有する鋼No.2を溶製し、一旦室
温まで冷却後1150℃に加熱し、仕上温度900℃で熱延を
終了し、その後650℃で巻取り処理を行い、酸洗後、圧
下率78％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
温まで冷却後1150℃に加熱し、仕上温度900℃で熱延を
終了し、その後650℃で巻取り処理を行い、酸洗後、圧
下率78％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板について、実施例１に示した条件（
〜）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加工脆性限界温
度、BH量を第３表に示す。
〜）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加工脆性限界温
度、BH量を第３表に示す。
実施例３ 第１表に示す化学成分を有する鋼No.3を溶製し、以下の
４種類の熱延鋼板を得た。
４種類の熱延鋼板を得た。
（ａ）Ar3点を下回ることなく1050℃に加熱し、仕上温
度900℃で熱延を終了し、その後580℃で巻取り処理を行
った場合（板厚2.0mm）、 （ｂ）一旦室温まで冷却後、1150℃に加熱し、仕上温度
880℃で熱延を終了し、600℃で巻取り処理を行った場合
（板厚2.0mm）、 （ｃ）一旦室温まで冷却後、1100℃に加熱し、無潤滑で
仕上温度650℃で熱延を終了し、その後400℃で巻取り処
理を行った場合（板厚2.0mm）、 （ｄ）一旦室温まで冷却後、1100℃に加熱し、潤滑を施
して仕上温度650℃で熱延を終了し、その後400℃で巻取
り処理を行った場合（板厚2.0mm）。
度900℃で熱延を終了し、その後580℃で巻取り処理を行
った場合（板厚2.0mm）、 （ｂ）一旦室温まで冷却後、1150℃に加熱し、仕上温度
880℃で熱延を終了し、600℃で巻取り処理を行った場合
（板厚2.0mm）、 （ｃ）一旦室温まで冷却後、1100℃に加熱し、無潤滑で
仕上温度650℃で熱延を終了し、その後400℃で巻取り処
理を行った場合（板厚2.0mm）、 （ｄ）一旦室温まで冷却後、1100℃に加熱し、潤滑を施
して仕上温度650℃で熱延を終了し、その後400℃で巻取
り処理を行った場合（板厚2.0mm）。
得られた熱延鋼板について、実施例１に示した条件
（、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、伸びEl、２
次加工脆性限界温度、BH量を第４表に示す。
（、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、伸びEl、２
次加工脆性限界温度、BH量を第４表に示す。
実施例４ 第１表に示す化学成分を有する鋼No.4を溶製し、一旦室
温まで冷却後、1200℃に加熱し、仕上温度920℃で熱延
を終了し、その後700℃で巻取り処理を行い、酸洗後、
圧下率75％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
温まで冷却後、1200℃に加熱し、仕上温度920℃で熱延
を終了し、その後700℃で巻取り処理を行い、酸洗後、
圧下率75％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板について、実施例１に示した条件
（、、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加
工脆性限界温度、BH量を第５表に示す。
（、、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加
工脆性限界温度、BH量を第５表に示す。
実施例５ 第１表に示す化学成分を有する鋼No.5を溶製し、一旦室
温まで冷却後、1200℃に加熱し、仕上温度900℃で熱延
を終了し、その後700℃で巻取り処理を行い、酸洗後、
圧下率75％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
温まで冷却後、1200℃に加熱し、仕上温度900℃で熱延
を終了し、その後700℃で巻取り処理を行い、酸洗後、
圧下率75％の冷延を施して冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板について、実施例１に示した条件
（、、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加
工脆性限界温度、BH量を第６表に示す。
（、、、）で焼鈍した時の製品のｒ値、２次加
工脆性限界温度、BH量を第６表に示す。
以上の各実施例より明らかなように、連続焼鈍又は溶融
亜鉛メッキ内焼鈍後の固溶Ｃ又はＮ量が本発明範囲内の
場合には、２次加工脆性限界温度が低く、或いはまたBH
量が多い。
亜鉛メッキ内焼鈍後の固溶Ｃ又はＮ量が本発明範囲内の
場合には、２次加工脆性限界温度が低く、或いはまたBH
量が多い。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、IF鋼を用い、且
つ連続焼鈍又は溶融亜鉛メッキライン内焼鈍により必要
な固溶Ｃ又はＮ量を確保するので、従来の方法に比べ
て、薄鋼板として要求される特性、特に成形性を損ねる
ことなく、耐２次加工脆性に優れ或いはBH性を付与した
鋼板を生産性よく得ることが可能である。
つ連続焼鈍又は溶融亜鉛メッキライン内焼鈍により必要
な固溶Ｃ又はＮ量を確保するので、従来の方法に比べ
て、薄鋼板として要求される特性、特に成形性を損ねる
ことなく、耐２次加工脆性に優れ或いはBH性を付与した
鋼板を生産性よく得ることが可能である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.007％以
下、Si:0.1％以下、Mn:0.05〜0.50％、P:0.12％以下、
S:0.015％以下、sol.Al:0.005〜0.05％、N:0.006％以下
を含有し、更にTi及びNbの単独又は複合添加で、下式
（１）に従う有効Ti量（Ti＊と表す）及びNb量とＣ量と
の関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％） ＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１） １≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦10 …（２） を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼について、常法により熱間圧延を施した後、
連続焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量及び
／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸炭及
び／又は窒化処理を行うことを特徴とする薄鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】前記鋼が、更にB:0.0001〜0.0020％を含有
する請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】請求項１又は２に記載の化学成分を有する
鋼について、常法により熱間圧延及び冷間圧延を施した
後、連続焼鈍を行うに際し、同時に、鋼板中の固溶Ｃ量
及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppmとなるように、連続浸
炭及び／又は窒化処理を行うことを特徴とする冷延鋼板
の製造方法。 - 【請求項４】請求項１又は２に記載の化学成分を有する
鋼について、常法により熱間圧延又は冷間圧延を施した
後、溶融亜鉛メッキライン内焼鈍を行うに際し、同時
に、鋼板中の固溶Ｃ量及び／又は固溶Ｎ量が２〜30ppm
となるように、連続浸炭及び／又は窒化処理を行うこと
を特徴とする溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1206305A JPH07116521B2 (ja) | 1989-08-09 | 1989-08-09 | 薄鋼板の製造方法 |
| EP90115249A EP0421087B1 (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| CA002022907A CA2022907C (en) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Method of manufacturing a steel sheet |
| DE69014532T DE69014532T2 (de) | 1989-08-09 | 1990-08-08 | Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches. |
| KR1019900012246A KR930001519B1 (ko) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | 강판의 제조방법 |
| US07/564,756 US5085714A (en) | 1989-08-09 | 1990-08-09 | Method of manufacturing a steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1206305A JPH07116521B2 (ja) | 1989-08-09 | 1989-08-09 | 薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0372032A JPH0372032A (ja) | 1991-03-27 |
| JPH07116521B2 true JPH07116521B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=16521101
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1206305A Expired - Lifetime JPH07116521B2 (ja) | 1989-08-09 | 1989-08-09 | 薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07116521B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06108157A (ja) * | 1990-12-28 | 1994-04-19 | Kobe Steel Ltd | 耐２次加工脆性又は焼付け硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ熱延鋼板の製造方法 |
| JP2542536B2 (ja) * | 1991-02-28 | 1996-10-09 | 新日本製鐵株式会社 | 塗装焼付硬化性と２次加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JP3834842B2 (ja) * | 1994-08-25 | 2006-10-18 | 株式会社デンソー | コーディエライトセラミック体の製造方法 |
| EP0700205A3 (en) * | 1994-08-31 | 1997-04-02 | Toshiba Kk | Multimedia television receiver and initialization process therefor |
| JP4516275B2 (ja) | 2003-01-24 | 2010-08-04 | 株式会社デンソー | コージェライトセラミック体の製造方法 |
| US7132066B2 (en) | 2003-09-30 | 2006-11-07 | Ngk Insulators, Ltd. | Method for producing honeycomb structure and honeycomb structure |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5974232A (ja) * | 1982-10-20 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用焼付硬化性溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPH0757892B2 (ja) * | 1983-01-28 | 1995-06-21 | 新日本製鐵株式会社 | ２次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60149729A (ja) * | 1984-01-11 | 1985-08-07 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH07812B2 (ja) * | 1984-11-16 | 1995-01-11 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6237341A (ja) * | 1985-08-12 | 1987-02-18 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性の良好な超深紋り用熱延鋼板 |
| JPH0647706B2 (ja) * | 1986-08-04 | 1994-06-22 | 日新製鋼株式会社 | 耐二次加工割れ性の優れた深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPS6386819A (ja) * | 1986-09-30 | 1988-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63179024A (ja) * | 1987-01-19 | 1988-07-23 | Kobe Steel Ltd | 溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPS63195223A (ja) * | 1987-02-06 | 1988-08-12 | Kobe Steel Ltd | 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0699760B2 (ja) * | 1987-03-28 | 1994-12-07 | 住友金属工業株式会社 | 超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 |
| JPH01111845A (ja) * | 1987-10-26 | 1989-04-28 | Kobe Steel Ltd | 高ｒ値熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-08-09 JP JP1206305A patent/JPH07116521B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0372032A (ja) | 1991-03-27 |
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