JPH09194949A - プレス成形用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH09194949A JPH09194949A JP8002894A JP289496A JPH09194949A JP H09194949 A JPH09194949 A JP H09194949A JP 8002894 A JP8002894 A JP 8002894A JP 289496 A JP289496 A JP 289496A JP H09194949 A JPH09194949 A JP H09194949A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 炭窒化物形成元素の添加量が少ない極低炭素
鋼を用いたプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 wt% で、C:0.0015以下、Si:0.02 以下、
Mn:0.2以下、P:0.02以下、S:0.002 〜0.015 、solAl:0.
01〜0.05、N:0.002 以下、B:0.0002〜0.0015、かつ式
(1) を満足するTiまたはZrのいずれかを含み、残部がFe
および不可避的不純物からなるスラブを、その中心部の
平均冷却速度X が0.004 ℃/ sec 以上で、式(2) を満た
すように600 ℃以下に冷却し、1200℃に再加熱後、Ar3
点以上で熱延し、720 ℃以下で巻取り、冷延後850 ℃以
下で再結晶焼鈍するプレス成形用冷延鋼板の製造方法。
1 ≦(M/[M]-S/32-N/14)*12/C≦8 ・・(1) 、K/X ≦-200
・・(2) 、ただし、K=4log(M/[M]-N/14)＋2log(C/12)＋
2log(S/32)、M:TiまたはZrの添加量、[M]:TiまたはZrの
原子量。
鋼を用いたプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 wt% で、C:0.0015以下、Si:0.02 以下、
Mn:0.2以下、P:0.02以下、S:0.002 〜0.015 、solAl:0.
01〜0.05、N:0.002 以下、B:0.0002〜0.0015、かつ式
(1) を満足するTiまたはZrのいずれかを含み、残部がFe
および不可避的不純物からなるスラブを、その中心部の
平均冷却速度X が0.004 ℃/ sec 以上で、式(2) を満た
すように600 ℃以下に冷却し、1200℃に再加熱後、Ar3
点以上で熱延し、720 ℃以下で巻取り、冷延後850 ℃以
下で再結晶焼鈍するプレス成形用冷延鋼板の製造方法。
1 ≦(M/[M]-S/32-N/14)*12/C≦8 ・・(1) 、K/X ≦-200
・・(2) 、ただし、K=4log(M/[M]-N/14)＋2log(C/12)＋
2log(S/32)、M:TiまたはZrの添加量、[M]:TiまたはZrの
原子量。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車、電気機
器、建築物などの分野で用いられるプレス成形用冷延鋼
板の製造方法に関する。
器、建築物などの分野で用いられるプレス成形用冷延鋼
板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、自動車、電気機器、建築物な
どの分野でプレス成形して製造される内外板パネルなど
には、深絞り性など成形性に優れ、表面が美麗な冷延鋼
板が用いられてきたが、それは主として低炭素Ａｌキル
ド鋼を箱焼鈍で製造した冷延鋼板であった。
どの分野でプレス成形して製造される内外板パネルなど
には、深絞り性など成形性に優れ、表面が美麗な冷延鋼
板が用いられてきたが、それは主として低炭素Ａｌキル
ド鋼を箱焼鈍で製造した冷延鋼板であった。
【０００３】近年、このようなプレス成形用冷延鋼板
に、極低炭素鋼にＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元素を
添加したいわゆるＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆ
ｒｅｅ）鋼あるいはそれに近い鋼が適用される機会が増
えてきた。これは、製鋼段階での精錬技術が進歩し、比
較的容易にＣ、Ｎ量を著しく低減できるようになり、Ｔ
ｉやＮｂなどの高価な炭窒化物形成元素を多量に添加す
る必要がなくなったことと、こうした鋼を生産性の優れ
る連続焼鈍プロセスに適用して、非時効あるいは実質的
に非時効で従来材以上に優れた成形性を有する冷延鋼板
が比較的容易に製造できることによる。
に、極低炭素鋼にＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元素を
添加したいわゆるＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆ
ｒｅｅ）鋼あるいはそれに近い鋼が適用される機会が増
えてきた。これは、製鋼段階での精錬技術が進歩し、比
較的容易にＣ、Ｎ量を著しく低減できるようになり、Ｔ
ｉやＮｂなどの高価な炭窒化物形成元素を多量に添加す
る必要がなくなったことと、こうした鋼を生産性の優れ
る連続焼鈍プロセスに適用して、非時効あるいは実質的
に非時効で従来材以上に優れた成形性を有する冷延鋼板
が比較的容易に製造できることによる。
【０００４】しかし、ＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元
素の添加量の少ない極低炭素鋼では、粒成長を阻害する
炭窒化物の量も少ないので、熱延時や冷延後の焼鈍時な
どに異常粒成長が起こり粗大粒が発生し易く、成形性の
劣化や成形時にオレンジピールという肌荒れ表面欠陥の
発生を招く場合が多い。
素の添加量の少ない極低炭素鋼では、粒成長を阻害する
炭窒化物の量も少ないので、熱延時や冷延後の焼鈍時な
どに異常粒成長が起こり粗大粒が発生し易く、成形性の
劣化や成形時にオレンジピールという肌荒れ表面欠陥の
発生を招く場合が多い。
【０００５】炭窒化物形成元素の添加量の少ない極低炭
素鋼の粗大粒発生を防ぐために、特開平１ー１７７３２
２号公報や特開平７ー７０６５０号公報には、ＴｉやＮ
ｂ添加鋼の組成と熱延後の冷却速度を制御して熱延時の
粗大粒発生を防ぐ方法が、また、特開平２ー１６６２５
９号公報には、Ｔｉ添加鋼にＢｅを添加し、さらに比較
的多量のＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｂなどを
１種以上添加して成形時のオレンジピールの発生を防ぐ
方法が開示されている。
素鋼の粗大粒発生を防ぐために、特開平１ー１７７３２
２号公報や特開平７ー７０６５０号公報には、ＴｉやＮ
ｂ添加鋼の組成と熱延後の冷却速度を制御して熱延時の
粗大粒発生を防ぐ方法が、また、特開平２ー１６６２５
９号公報には、Ｔｉ添加鋼にＢｅを添加し、さらに比較
的多量のＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｂなどを
１種以上添加して成形時のオレンジピールの発生を防ぐ
方法が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、本発明
者らが上記の方法を追試したところ、特開平１ー１７７
３２２号公報や特開平７ー７０６５０号公報に記載の方
法では、焼鈍時に異常粒成長が起こる場合があり、ま
た、特開平２ー１６６２５９号公報に記載の方法では、
Ｂｅを添加しても必ずしも完全には粗大粒発生を防止で
きず、また、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｂな
どを多量に添加すると、成形性の劣化を招くことが明ら
かになった。
者らが上記の方法を追試したところ、特開平１ー１７７
３２２号公報や特開平７ー７０６５０号公報に記載の方
法では、焼鈍時に異常粒成長が起こる場合があり、ま
た、特開平２ー１６６２５９号公報に記載の方法では、
Ｂｅを添加しても必ずしも完全には粗大粒発生を防止で
きず、また、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓｂ、Ｂな
どを多量に添加すると、成形性の劣化を招くことが明ら
かになった。
【０００７】本発明はこのような課題を解決するために
なされたもので、炭窒化物形成元素の添加量が少ない極
低炭素鋼を用い、異常粒成長が起こり難く、しかも優れ
た成形性を有するプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提
供することを目的とする。
なされたもので、炭窒化物形成元素の添加量が少ない極
低炭素鋼を用い、異常粒成長が起こり難く、しかも優れ
た成形性を有するプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提
供することを目的とする。
【０００８】なお、現状においては、厳しい成形条件の
部材に対して、２．５以上のｒ値、板厚１ｍｍで５５％
以上のＥｌが要求されているので、これらの値を本発明
における成形性の評価基準値とした。
部材に対して、２．５以上のｒ値、板厚１ｍｍで５５％
以上のＥｌが要求されているので、これらの値を本発明
における成形性の評価基準値とした。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題は、下記の工程
からなることを特徴とするプレス成形用冷延鋼板の製造
方法により解決される。
からなることを特徴とするプレス成形用冷延鋼板の製造
方法により解決される。
【００１０】（イ）ｗｔ％で、Ｃ：０．００１５％以
下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００２〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２％以下、
Ｂ：０．０００２〜０．００１５％、かつ式（１）を満
足するようにＴｉまたはＺｒのいずれか１種を含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを鋳造
する工程。
下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００２〜０．０１５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２％以下、
Ｂ：０．０００２〜０．００１５％、かつ式（１）を満
足するようにＴｉまたはＺｒのいずれか１種を含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを鋳造
する工程。
【００１１】（ロ）前記鋼スラブを、その中心部の平均
冷却速度Ｘが０．００４℃／ｓｅｃ以上でかつ式（２）
を満足するように６００℃以下に冷却する工程。
冷却速度Ｘが０．００４℃／ｓｅｃ以上でかつ式（２）
を満足するように６００℃以下に冷却する工程。
【００１２】（ハ）前記鋼スラブを１２００℃以下に再
加熱後、Ａｒ3 変態点以上で仕上圧延し、７２０℃以下
で巻取って熱延鋼板を製造する工程。
加熱後、Ａｒ3 変態点以上で仕上圧延し、７２０℃以下
で巻取って熱延鋼板を製造する工程。
【００１３】（ニ）前記熱延鋼板を冷延後、８５０℃以
下で再結晶焼鈍する工程。 １≦（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１４）＊１２／Ｃ≦８・・・（１） Ｋ／Ｘ≦−２００・・・（２） ここで、Ｋ＝４ｌｏｇ（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｎ／１４）＋２ｌ
ｏｇ（Ｃ／１２）＋２ｌｏｇ（Ｓ／３２）であり、式
（１）、（２）中のＭはＴｉまたはＺｒの含有量、
〔Ｍ〕はＭの原子量を表し、Ｍ、Ｓ、Ｎ、Ｃの単位はｗ
ｔ％である。
下で再結晶焼鈍する工程。 １≦（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１４）＊１２／Ｃ≦８・・・（１） Ｋ／Ｘ≦−２００・・・（２） ここで、Ｋ＝４ｌｏｇ（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｎ／１４）＋２ｌ
ｏｇ（Ｃ／１２）＋２ｌｏｇ（Ｓ／３２）であり、式
（１）、（２）中のＭはＴｉまたはＺｒの含有量、
〔Ｍ〕はＭの原子量を表し、Ｍ、Ｓ、Ｎ、Ｃの単位はｗ
ｔ％である。
【００１４】以下に、その限定理由を説明する。 Ｃ：成形性や耐時効性にとって、あるいは高価な炭窒化
物形成元素の添加量を低減する上で、少ないほど好まし
い。０．００１５ｗｔ％を超えると、２．５以上のｒ値
や５５％以上のＥｌが得られない。
物形成元素の添加量を低減する上で、少ないほど好まし
い。０．００１５ｗｔ％を超えると、２．５以上のｒ値
や５５％以上のＥｌが得られない。
【００１５】Ｓｉ：０．０２ｗｔ％を超えると、５５％
以上のＥｌが得られず、スケール性表面欠陥も生じる。
以上のＥｌが得られず、スケール性表面欠陥も生じる。
【００１６】Ｍｎ：０．２ｗｔ％を超えると、５５％以
上のＥｌが得られない。
上のＥｌが得られない。
【００１７】Ｐ：０．０２ｗｔ％を超えると、５５％以
上のＥｌが得られず、また、二次加工脆化が顕著に生じ
るようになる。
上のＥｌが得られず、また、二次加工脆化が顕著に生じ
るようになる。
【００１８】Ｓ：０．００２ｗｔ％未満だと、スケール
剥離性が劣化しスケール性表面欠陥が生じる。また、粗
大粒も発生しやすくなる。０．０１５ｗｔ％を超える
と、２．５以上のｒ値や５５％以上のＥｌが得られな
い。また、高温酸化により表面性状も劣化する。
剥離性が劣化しスケール性表面欠陥が生じる。また、粗
大粒も発生しやすくなる。０．０１５ｗｔ％を超える
と、２．５以上のｒ値や５５％以上のＥｌが得られな
い。また、高温酸化により表面性状も劣化する。
【００１９】Ａｌ：鋼の脱酸に必要な元素であり、その
ためには０．０１ｗｔ％以上必要である。しかし、０．
０５ｗｔ％を超えると表面性状が劣化する。
ためには０．０１ｗｔ％以上必要である。しかし、０．
０５ｗｔ％を超えると表面性状が劣化する。
【００２０】Ｎ：成形性や耐時効性にとって、あるいは
高価な炭窒化物形成元素の添加量を低減する上で、少な
いほど好ましい。０．００２ｗｔ％を超えると、２．５
以上のｒ値や５５％以上のＥｌが得られない。
高価な炭窒化物形成元素の添加量を低減する上で、少な
いほど好ましい。０．００２ｗｔ％を超えると、２．５
以上のｒ値や５５％以上のＥｌが得られない。
【００２１】Ｂ：本発明の目的の一つである熱延板の細
粒化を防止する上で、最も有効な元素である。その効果
を得るためには０．０００２ｗｔ％以上必要である。し
かし、０．００１５ｗｔ％を超えると、５５％以上のＥ
ｌが得られない。
粒化を防止する上で、最も有効な元素である。その効果
を得るためには０．０００２ｗｔ％以上必要である。し
かし、０．００１５ｗｔ％を超えると、５５％以上のＥ
ｌが得られない。
【００２２】Ｔｉ、Ｚｒ：本発明者らが通常のＩＦ鋼に
添加される炭窒化物形成元素について、その炭化物、窒
化物、硫化物の形成挙動を調査したところ、周期率表の
ＩＶ族ａに属するＴｉ、Ｚｒでは、Ｖ族ａに属するＮ
ｂ、Ｔａなどに比べ、スラブの冷却時に形成される炭硫
化物が大きくなりやすいことが明らかになった。
添加される炭窒化物形成元素について、その炭化物、窒
化物、硫化物の形成挙動を調査したところ、周期率表の
ＩＶ族ａに属するＴｉ、Ｚｒでは、Ｖ族ａに属するＮ
ｂ、Ｔａなどに比べ、スラブの冷却時に形成される炭硫
化物が大きくなりやすいことが明らかになった。
【００２３】このことは、Ｔｉ、Ｚｒの添加により焼鈍
温度を低下でき、その結果焼鈍時の粗大粒発生防止が可
能になることを示唆している。
温度を低下でき、その結果焼鈍時の粗大粒発生防止が可
能になることを示唆している。
【００２４】そこで、ＴｉあるいはＺｒなどの添加量や
スラブの冷却速度について以下のような検討を行った。
スラブの冷却速度について以下のような検討を行った。
【００２５】まず、その適正な成分範囲を検討するため
に、ＴｉあるいはＺｒ量とＣ、Ｎ、Ｓ量の異なる鋼を用
い、成分以外は本発明範囲内の製造条件で冷延鋼板を作
製し、ＪＩＳ５号試験片を用いて、平均ランクフォード
値（ｒ値）や圧延方向の全伸び（Ｅｌ）を測定した。
に、ＴｉあるいはＺｒ量とＣ、Ｎ、Ｓ量の異なる鋼を用
い、成分以外は本発明範囲内の製造条件で冷延鋼板を作
製し、ＪＩＳ５号試験片を用いて、平均ランクフォード
値（ｒ値）や圧延方向の全伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００２６】図１に、ＴｉあるいはＺｒ量とＣ、Ｎ、Ｓ
量によって決まる上記（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１
４）＊１２／Ｃの値とｒ値、Ｅｌの関係を示す。
量によって決まる上記（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１
４）＊１２／Ｃの値とｒ値、Ｅｌの関係を示す。
【００２７】（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１４）＊１
２／Ｃの値は、熱延時や焼鈍時に析出するＴｉやＺｒの
炭化物量を表す。この値が１未満では、ＴｉやＺｒの添
加量が少ないので固溶Ｃが存在するため２．５以上のｒ
値が得られず、また、この値が８を超えると、微細なＴ
ｉやＺｒの炭化物量が増えるため５５％以上のＥｌが得
られなくなるので、上記式（１）を満足するように成分
調整する必要があることがわかる。
２／Ｃの値は、熱延時や焼鈍時に析出するＴｉやＺｒの
炭化物量を表す。この値が１未満では、ＴｉやＺｒの添
加量が少ないので固溶Ｃが存在するため２．５以上のｒ
値が得られず、また、この値が８を超えると、微細なＴ
ｉやＺｒの炭化物量が増えるため５５％以上のＥｌが得
られなくなるので、上記式（１）を満足するように成分
調整する必要があることがわかる。
【００２８】次に、スラブの冷却速度を変えて、焼鈍温
度が低下でき、その結果異常粒成長を防止できる炭硫化
物の分布状態（数や大きさ）を与える条件を検討した。
度が低下でき、その結果異常粒成長を防止できる炭硫化
物の分布状態（数や大きさ）を与える条件を検討した。
【００２９】図２に、ＴｉあるいはＺｒ量とＣ、Ｎ、Ｓ
量およびスラブの冷却速度によって決まる上記Ｋ／Ｘと
ｒ値の関係を示す。なお、成分とスラブの冷却速度以外
は本発明範囲内の製造条件としたが、焼鈍はＩＦ鋼とし
ては低めの７６０℃で行っている。
量およびスラブの冷却速度によって決まる上記Ｋ／Ｘと
ｒ値の関係を示す。なお、成分とスラブの冷却速度以外
は本発明範囲内の製造条件としたが、焼鈍はＩＦ鋼とし
ては低めの７６０℃で行っている。
【００３０】Ｋは炭硫化物Ｍ4 Ｃ2 Ｓ2 の析出時の平衡
定数であるが、この値とスラブ中心部の平均冷却速度Ｘ
を調整することにより炭硫化物の分布状態を変えること
ができる。
定数であるが、この値とスラブ中心部の平均冷却速度Ｘ
を調整することにより炭硫化物の分布状態を変えること
ができる。
【００３１】Ｋ／Ｘの値が−２００を超えると、すなわ
ちスラブの冷却速度が早いと、ｒ値が著しく低下し、
２．５以上の値にならなくなる。これは、冷却速度が早
いためにスラブの冷却中に微細な炭硫化物が密に析出
し、低温焼鈍では十分な粒成長が起こらずｒ値に有利な
集合組織が発達しないことによる。一方、Ｋ／Ｘの値が
−２００以下すなわち式（２）を満足する条件では、大
きなサイズの炭硫化物が粗に析出するため、低温焼鈍で
も２．５以上の高いｒ値が得られる。
ちスラブの冷却速度が早いと、ｒ値が著しく低下し、
２．５以上の値にならなくなる。これは、冷却速度が早
いためにスラブの冷却中に微細な炭硫化物が密に析出
し、低温焼鈍では十分な粒成長が起こらずｒ値に有利な
集合組織が発達しないことによる。一方、Ｋ／Ｘの値が
−２００以下すなわち式（２）を満足する条件では、大
きなサイズの炭硫化物が粗に析出するため、低温焼鈍で
も２．５以上の高いｒ値が得られる。
【００３２】スラブの冷却速度は、式（２）を満足すれ
ば特性上の問題が生じることはないが、著しく遅くする
とスケールが厚くなり表面欠陥の原因となるため、その
下限を０．００４℃／ｓｅｃとする。
ば特性上の問題が生じることはないが、著しく遅くする
とスケールが厚くなり表面欠陥の原因となるため、その
下限を０．００４℃／ｓｅｃとする。
【００３３】なお、予めの調査で、スラブの温度が６０
０℃未満になると炭硫化物の分布状態は変化しないこと
がわかったので、スラブの平均冷却速度Ｘとしては６０
０℃までの冷却速度の平均値をとればよい。
０℃未満になると炭硫化物の分布状態は変化しないこと
がわかったので、スラブの平均冷却速度Ｘとしては６０
０℃までの冷却速度の平均値をとればよい。
【００３４】以上述べたように成分と炭硫化物の分布状
態が調整されたスラブは１２００℃以下に再加熱後、Ａ
ｒ3 変態点以上で仕上圧延され、７２０℃以下で巻取ら
れ、熱延鋼板となる。
態が調整されたスラブは１２００℃以下に再加熱後、Ａ
ｒ3 変態点以上で仕上圧延され、７２０℃以下で巻取ら
れ、熱延鋼板となる。
【００３５】１２００℃を超えて再加熱すると、炭硫化
物の再溶解が起こりその分布状態が変わるので本発明の
効果が得られない。再加熱温度の下限は、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延が可能であれば、特に規定されない。
物の再溶解が起こりその分布状態が変わるので本発明の
効果が得られない。再加熱温度の下限は、Ａｒ3 変態点
以上で仕上圧延が可能であれば、特に規定されない。
【００３６】Ａｒ3 変態点未満で仕上圧延を行うと、ｒ
値に好ましくない集合組織が発達し、２．５以上のｒ値
が得られない。
値に好ましくない集合組織が発達し、２．５以上のｒ値
が得られない。
【００３７】７２０℃を超えて巻取ると、粗大粒が発生
したり、スケールが厚くなり表面欠陥の原因となる。こ
うして得られた熱延鋼板は冷延後、８５０℃以下で焼鈍
される。
したり、スケールが厚くなり表面欠陥の原因となる。こ
うして得られた熱延鋼板は冷延後、８５０℃以下で焼鈍
される。
【００３８】上述したように、本発明の特徴は、異常粒
成長が起こらない低温焼鈍でも十分に高いｒ値やＥｌが
得られることにあるので、再結晶が可能な温度以上で焼
鈍すればよい。しかし、８５０℃を超えような高温焼鈍
すると、異常粒成長が起こる。
成長が起こらない低温焼鈍でも十分に高いｒ値やＥｌが
得られることにあるので、再結晶が可能な温度以上で焼
鈍すればよい。しかし、８５０℃を超えような高温焼鈍
すると、異常粒成長が起こる。
【００３９】
【発明の実施の形態】本発明の鋼を得るための溶銑が、
高炉、電炉、還元炉などいずれの溶解炉で製造されて
も、本発明の効果が損なわれることはない。また、冷間
圧延の条件は特に規定されないが、６０〜９０％の冷延
率で行うことが望ましい。
高炉、電炉、還元炉などいずれの溶解炉で製造されて
も、本発明の効果が損なわれることはない。また、冷間
圧延の条件は特に規定されないが、６０〜９０％の冷延
率で行うことが望ましい。
【００４０】なお、本発明は、焼鈍後、各種電気めっき
処理やそれに加えて有機皮膜処理されたり、冷間圧延後
連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍、めっき処理される
プレス成形用冷延鋼板にも適用できる。
処理やそれに加えて有機皮膜処理されたり、冷間圧延後
連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍、めっき処理される
プレス成形用冷延鋼板にも適用できる。
【００４１】
【実施例】表１に示すような化学成分を有する鋼Ｎｏ．
１〜１８を溶製した。鋼Ｎｏ．１〜７が本発明鋼であ
り、鋼Ｎｏ．８〜１８が比較鋼である。これらの鋼を、
表２に示すように、スラブの平均冷却速度Ｘ、熱延加熱
温度、熱延巻取り温度、焼鈍温度の製造条件を変えて、
板厚１ｍｍの冷延鋼板を製造した。このとき熱延の仕上
温度は９００℃、熱延鋼板の板厚は５ｍｍ、冷延率は８
０％である。
１〜１８を溶製した。鋼Ｎｏ．１〜７が本発明鋼であ
り、鋼Ｎｏ．８〜１８が比較鋼である。これらの鋼を、
表２に示すように、スラブの平均冷却速度Ｘ、熱延加熱
温度、熱延巻取り温度、焼鈍温度の製造条件を変えて、
板厚１ｍｍの冷延鋼板を製造した。このとき熱延の仕上
温度は９００℃、熱延鋼板の板厚は５ｍｍ、冷延率は８
０％である。
【００４２】そして、ＪＩＳ５号試験片を用いて通常の
方法で、ｒ値や圧延方向のＥｌを測定した。また、ＪＩ
ＳＧ０５５２により粒度測定（粒度Ｎｏ．）も行った。
さらに、表面欠陥発生率をコイル全長に対する発生欠陥
の長さの割合で評価した。ここで、プレス成形用冷延鋼
板としては、ｒ値、Ｅｌが上記の評価基準を満足するこ
とは言うまでもないが、粒度Ｎｏ．は、７未満になると
成形時にオレンジピールが発生するので、７以上である
必要があり、また、表面欠陥発生率は０％でなければな
らない。
方法で、ｒ値や圧延方向のＥｌを測定した。また、ＪＩ
ＳＧ０５５２により粒度測定（粒度Ｎｏ．）も行った。
さらに、表面欠陥発生率をコイル全長に対する発生欠陥
の長さの割合で評価した。ここで、プレス成形用冷延鋼
板としては、ｒ値、Ｅｌが上記の評価基準を満足するこ
とは言うまでもないが、粒度Ｎｏ．は、７未満になると
成形時にオレンジピールが発生するので、７以上である
必要があり、また、表面欠陥発生率は０％でなければな
らない。
【００４３】結果を表３に示す。本発明範囲内の条件で
製造された試料では、２．５以上の高いｒ値、５５％以
上の高いＥｌが得られ、表面欠陥も発生せず、また、粒
度Ｎｏ．も７以上でオレンジピールの発生も起きないこ
とがわかる。
製造された試料では、２．５以上の高いｒ値、５５％以
上の高いＥｌが得られ、表面欠陥も発生せず、また、粒
度Ｎｏ．も７以上でオレンジピールの発生も起きないこ
とがわかる。
【００４４】熱延加熱温度が高過ぎ（試料Ｎｏ．１／
Ｇ、２／Ｇ）、式（２）を満足しない（試料Ｎｏ．１／
Ｋ、２／Ｋ、３／Ｋ）、式（１）を満足しない（試料Ｎ
ｏ．８／Ａ）、Ｃ量（試料Ｎｏ．１０／Ａ）、Ｎ量（試
料Ｎｏ．１１／Ａ、この試料にはＮｂも添加されてい
る）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１３／Ａ）、Ｂ量（試料Ｎｏ．
１７／Ａ）の成分が本発明範囲外のような場合には、
２．５以上の高いｒ値が得られない。
Ｇ、２／Ｇ）、式（２）を満足しない（試料Ｎｏ．１／
Ｋ、２／Ｋ、３／Ｋ）、式（１）を満足しない（試料Ｎ
ｏ．８／Ａ）、Ｃ量（試料Ｎｏ．１０／Ａ）、Ｎ量（試
料Ｎｏ．１１／Ａ、この試料にはＮｂも添加されてい
る）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１３／Ａ）、Ｂ量（試料Ｎｏ．
１７／Ａ）の成分が本発明範囲外のような場合には、
２．５以上の高いｒ値が得られない。
【００４５】式（１）を満足しない（試料Ｎｏ．９／
Ａ）、Ｃ量（試料Ｎｏ．１０／Ａ）、Ｎ量（試料Ｎｏ．
１１／Ａ、この試料にはＮｂも添加されている）、Ｓ量
（試料Ｎｏ．１３／Ａ）、Ｓｉ量（試料Ｎｏ．１４／
Ａ）、Ｍｎ量（試料Ｎｏ．１５／Ａ）、Ｐ量（試料Ｎ
ｏ．１６／Ａ）、Ｂ量（試料Ｎｏ．１８／Ａ）の成分が
本発明範囲外のような場合には、５５％以上の高いＥｌ
が得られない。
Ａ）、Ｃ量（試料Ｎｏ．１０／Ａ）、Ｎ量（試料Ｎｏ．
１１／Ａ、この試料にはＮｂも添加されている）、Ｓ量
（試料Ｎｏ．１３／Ａ）、Ｓｉ量（試料Ｎｏ．１４／
Ａ）、Ｍｎ量（試料Ｎｏ．１５／Ａ）、Ｐ量（試料Ｎ
ｏ．１６／Ａ）、Ｂ量（試料Ｎｏ．１８／Ａ）の成分が
本発明範囲外のような場合には、５５％以上の高いＥｌ
が得られない。
【００４６】熱延巻取り温度が高過ぎ（試料Ｎｏ．１／
Ｉ、２／Ｉ）、スラブの平均冷却速度Ｘが遅過ぎ（試料
Ｎｏ．１／Ｊ、２／Ｊ）、式（１）を満足しない（試料
Ｎｏ．９／Ａ）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１２／Ａ、１３／
Ａ）、Ｓｉ量（試料Ｎｏ．１４／Ａ）の成分が本発明範
囲外のような場合には、表面欠陥が発生する。
Ｉ、２／Ｉ）、スラブの平均冷却速度Ｘが遅過ぎ（試料
Ｎｏ．１／Ｊ、２／Ｊ）、式（１）を満足しない（試料
Ｎｏ．９／Ａ）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１２／Ａ、１３／
Ａ）、Ｓｉ量（試料Ｎｏ．１４／Ａ）の成分が本発明範
囲外のような場合には、表面欠陥が発生する。
【００４７】焼鈍温度が高過ぎ（試料Ｎｏ．１／Ｈ、２
／Ｈ、３／Ｈ）、スラブの平均冷却速度Ｘが遅過ぎ（試
料Ｎｏ．１／Ｊ）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１２／Ａ）、Ｂ量
（試料Ｎｏ．１７／Ａ）の成分が本発明範囲外のような
場合には、粒度Ｎｏ．が７未満で成形時にオレンジピー
ルが発生した。
／Ｈ、３／Ｈ）、スラブの平均冷却速度Ｘが遅過ぎ（試
料Ｎｏ．１／Ｊ）、Ｓ量（試料Ｎｏ．１２／Ａ）、Ｂ量
（試料Ｎｏ．１７／Ａ）の成分が本発明範囲外のような
場合には、粒度Ｎｏ．が７未満で成形時にオレンジピー
ルが発生した。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【発明の効果】本発明は以上説明したように構成されて
いるので、炭窒化物形成元素の添加量が少ない極低炭素
鋼を用い、異常粒成長が起こり難く、しかも優れた成形
性を有するプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提供でき
る。
いるので、炭窒化物形成元素の添加量が少ない極低炭素
鋼を用い、異常粒成長が起こり難く、しかも優れた成形
性を有するプレス成形用冷延鋼板の製造方法を提供でき
る。
【００５２】また、本発明の方法により焼鈍温度の低下
もはかれるので、エネルギーコストの削減も可能とな
る。
もはかれるので、エネルギーコストの削減も可能とな
る。
【図１】（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１４）＊１２／
Ｃの値とｒ値、Ｅｌの関係を示す図である。
Ｃの値とｒ値、Ｅｌの関係を示す図である。
【図２】Ｋ／Ｘとｒ値の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 下記の工程からなることを特徴とするプ
レス成形用冷延鋼板の製造方法。 （イ）ｗｔ％で、Ｃ：０．００１５％以下、Ｓｉ：０．
０２％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０２％以
下、Ｓ：０．００２〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２％以下、Ｂ：
０．０００２〜０．００１５％、かつ式（１）を満足す
るようにＴｉまたはＺｒのいずれか１種を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを鋳造する
工程。 （ロ）前記鋼スラブを、その中心部の平均冷却速度Ｘが
０．００４℃／ｓｅｃ以上でかつ式（２）を満足するよ
うに６００℃以下に冷却する工程。 （ハ）前記鋼スラブを１２００℃以下に再加熱後、Ａｒ
3 変態点以上で仕上圧延し、７２０℃以下で巻取って熱
延鋼板を製造する工程。 （ニ）前記熱延鋼板を冷延後、８５０℃以下で再結晶焼
鈍する工程。 １≦（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｓ／３２−Ｎ／１４）＊１２／Ｃ≦８ ・・・（１） Ｋ／Ｘ≦−２００ ・・・（２） ここで、 Ｋ＝４ｌｏｇ（Ｍ／〔Ｍ〕−Ｎ／１４）＋２ｌｏｇ（Ｃ
／１２）＋２ｌｏｇ（Ｓ／３２）であり、 式（１）、（２）中のＭはＴｉまたはＺｒの含有量、
〔Ｍ〕はＭの原子量を表し、Ｍ、Ｓ、Ｎ、Ｃの単位はｗ
ｔ％である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8002894A JPH09194949A (ja) | 1996-01-11 | 1996-01-11 | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8002894A JPH09194949A (ja) | 1996-01-11 | 1996-01-11 | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09194949A true JPH09194949A (ja) | 1997-07-29 |
Family
ID=11542074
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8002894A Pending JPH09194949A (ja) | 1996-01-11 | 1996-01-11 | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09194949A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008274338A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れた鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびに鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法 |
-
1996
- 1996-01-11 JP JP8002894A patent/JPH09194949A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008274338A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れた鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびに鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20021217 |