JPH1053819A - 深絞り性および表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性および表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH1053819A JPH1053819A JP21287296A JP21287296A JPH1053819A JP H1053819 A JPH1053819 A JP H1053819A JP 21287296 A JP21287296 A JP 21287296A JP 21287296 A JP21287296 A JP 21287296A JP H1053819 A JPH1053819 A JP H1053819A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 Ａｌキルド冷延鋼板の深絞り性を向上させ、
さらに、時効特性も良好に保つことで加工後の表面性状
も良好にする。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００７０〜０．０５
５，Ｍｎ：０．０５〜０．６０，Ａｌ：０．０２０〜
０．１２０で、以下いずれも、Ｓｉ：０．０４，Ｐ：
０．０７０，Ｓ：０．０２５，Ｎ：０．００６０以下を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有する鋼
を熱延、冷延後に連続焼鈍する際に、６００℃以上７０
０℃未満に加熱し、この温度範囲内で１０〜３０ｓｅｃ
保定後、１００℃／ｓｅｃ以上で８５０〜９２０℃に加
熱し、２０ｓｅｃ以下保定後、６５０℃まで５０℃／ｓ
ｅｃ以下で冷却し、続いて３５０℃以下に５０℃／ｓｅ
ｃ以上で冷却し、この冷却終点温度より３０℃以上に加
熱して３２０〜４００℃とし、３００℃以下に１２０ｓ
ｅｃ以上をかけて冷却する、過時効を持つ連続焼鈍を行
う、深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板の製造方
法。
さらに、時効特性も良好に保つことで加工後の表面性状
も良好にする。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００７０〜０．０５
５，Ｍｎ：０．０５〜０．６０，Ａｌ：０．０２０〜
０．１２０で、以下いずれも、Ｓｉ：０．０４，Ｐ：
０．０７０，Ｓ：０．０２５，Ｎ：０．００６０以下を
含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有する鋼
を熱延、冷延後に連続焼鈍する際に、６００℃以上７０
０℃未満に加熱し、この温度範囲内で１０〜３０ｓｅｃ
保定後、１００℃／ｓｅｃ以上で８５０〜９２０℃に加
熱し、２０ｓｅｃ以下保定後、６５０℃まで５０℃／ｓ
ｅｃ以下で冷却し、続いて３５０℃以下に５０℃／ｓｅ
ｃ以上で冷却し、この冷却終点温度より３０℃以上に加
熱して３２０〜４００℃とし、３００℃以下に１２０ｓ
ｅｃ以上をかけて冷却する、過時効を持つ連続焼鈍を行
う、深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板の製造方
法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ａｌキルド冷延鋼
板の製造方法に関するものであり、Ａｌキルド鋼の焼鈍
条件を特定の範囲とすることにより冷延鋼板の深絞り
性、表面性状を良好にする鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
板の製造方法に関するものであり、Ａｌキルド鋼の焼鈍
条件を特定の範囲とすることにより冷延鋼板の深絞り
性、表面性状を良好にする鋼板を製造する方法を提供す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】極低炭素鋼に比べて素材製造コストの安
いＡｌキルド鋼を素材とし、深絞り性、時効特性を良好
にする冷延鋼板の製造方法は種々発明されており、例え
ば、特公平５−５５５７３号公報に開示されているよう
に再結晶焼鈍後に２００〜３１０℃に急速冷却し、過時
効処理を行う方法がある。しかし、この方法で深絞り性
を良好にするために焼鈍温度を８５０℃以上にすると、
鋼板表面付近の脱炭が起こりやすくなり、表面部分の時
効特性が低下し、加工後の表面性状が低下することがあ
る。脱炭を防止する方法として、特開平７−１８８７６
９号公報に示されるように５００℃以上を１５０℃／ｓ
ｅｃで加熱し、７００〜９００℃間で３０ｓｅｃ以下滞
在させる方法がある。しかし、この方法では充分な深絞
り性を付与することはできないという問題が残る。現在
のところ、Ａｌ−ｋ鋼を素材とした焼鈍による深絞り性
の向上と表面脱炭防止の両方を満足する焼鈍方法は見い
だされていない。
いＡｌキルド鋼を素材とし、深絞り性、時効特性を良好
にする冷延鋼板の製造方法は種々発明されており、例え
ば、特公平５−５５５７３号公報に開示されているよう
に再結晶焼鈍後に２００〜３１０℃に急速冷却し、過時
効処理を行う方法がある。しかし、この方法で深絞り性
を良好にするために焼鈍温度を８５０℃以上にすると、
鋼板表面付近の脱炭が起こりやすくなり、表面部分の時
効特性が低下し、加工後の表面性状が低下することがあ
る。脱炭を防止する方法として、特開平７−１８８７６
９号公報に示されるように５００℃以上を１５０℃／ｓ
ｅｃで加熱し、７００〜９００℃間で３０ｓｅｃ以下滞
在させる方法がある。しかし、この方法では充分な深絞
り性を付与することはできないという問題が残る。現在
のところ、Ａｌ−ｋ鋼を素材とした焼鈍による深絞り性
の向上と表面脱炭防止の両方を満足する焼鈍方法は見い
だされていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、連続焼鈍工
程において特定の温度履歴を与えることによってＡｌキ
ルド冷延鋼板の深絞り性を向上させ、さらに、時効特性
も良好に保つことで加工後の表面性状も良好にする製造
方法を提供するものである。
程において特定の温度履歴を与えることによってＡｌキ
ルド冷延鋼板の深絞り性を向上させ、さらに、時効特性
も良好に保つことで加工後の表面性状も良好にする製造
方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは鋼板の成分
組成、および焼鈍方法について種々の検討を重ねた結
果、Ａｌキルド冷延鋼板の深絞り性および時効特性を優
れたものにする方法を見出した。その要旨は、重量比に
てＣ：０．００７０〜０．０５５％，Ｓｉ：０．０４％
以下，Ｍｎ：０．０５〜０．６０％，Ｐ：０．０７０％
以下，Ｓ：０．０２５％以下，Ａｌ：０．０２０〜０．
１２０％，Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物を含有する鋼を熱延、冷延後に
連続焼鈍する際に６００℃以上７００℃未満の温度に加
熱し、この温度範囲内で１０〜３０ｓｅｃの保定を行っ
た後、１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８５０℃以上
９２０℃以下の温度範囲に加熱し、２０ｓｅｃ以下の時
間の保定を行った後冷却し、この保定温度から６５０℃
までの温度範囲は５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
し、続いて３５０℃以下の温度に５０℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で冷却し、この冷却終点温度に対して３０℃以
上の加熱を行い加熱到達温度を３２０〜４００℃の範囲
とし、３００℃以下の温度に１２０ｓｅｃ以上の時間を
かけて冷却する過時効を持つ連続焼鈍を行うことを特徴
とする深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板の製造
方法である。
組成、および焼鈍方法について種々の検討を重ねた結
果、Ａｌキルド冷延鋼板の深絞り性および時効特性を優
れたものにする方法を見出した。その要旨は、重量比に
てＣ：０．００７０〜０．０５５％，Ｓｉ：０．０４％
以下，Ｍｎ：０．０５〜０．６０％，Ｐ：０．０７０％
以下，Ｓ：０．０２５％以下，Ａｌ：０．０２０〜０．
１２０％，Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物を含有する鋼を熱延、冷延後に
連続焼鈍する際に６００℃以上７００℃未満の温度に加
熱し、この温度範囲内で１０〜３０ｓｅｃの保定を行っ
た後、１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８５０℃以上
９２０℃以下の温度範囲に加熱し、２０ｓｅｃ以下の時
間の保定を行った後冷却し、この保定温度から６５０℃
までの温度範囲は５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
し、続いて３５０℃以下の温度に５０℃／ｓｅｃ以上の
冷却速度で冷却し、この冷却終点温度に対して３０℃以
上の加熱を行い加熱到達温度を３２０〜４００℃の範囲
とし、３００℃以下の温度に１２０ｓｅｃ以上の時間を
かけて冷却する過時効を持つ連続焼鈍を行うことを特徴
とする深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板の製造
方法である。
【０００５】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の連続焼鈍法によって鋼中の固溶Ｃを充分に低減
し、加工後の表面性状を良好にするためにはＣ含有量は
最低０．００７０％は必要である。しかし、Ｃ量が０．
０５５％を越えると深絞り性の低下が大きい。したがっ
てＣ量を０．００７０〜０．０５５％に限定した。Ｓｉ
は微量では問題はないが、含有量が０．０４％を越える
と深絞り性を低下させる。したがって０．０４０％以下
でなければならない。
発明の連続焼鈍法によって鋼中の固溶Ｃを充分に低減
し、加工後の表面性状を良好にするためにはＣ含有量は
最低０．００７０％は必要である。しかし、Ｃ量が０．
０５５％を越えると深絞り性の低下が大きい。したがっ
てＣ量を０．００７０〜０．０５５％に限定した。Ｓｉ
は微量では問題はないが、含有量が０．０４％を越える
と深絞り性を低下させる。したがって０．０４０％以下
でなければならない。
【０００６】ＭｎはＳによる熱間脆性を防止するために
必要な成分であるが、０．０５％未満ではＦｅＳが生成
しその効果が無い。また、０．６０％を越えると深絞り
性が低下する。したがってＭｎ量を０．０５〜０．６０
％に限定した。Ｐは鋼板の強度を高めるのに有効な元素
であるが、その量が多いと深絞り性の低下が大きくな
る。したがってその上限を０．０７０％とした。Ｓは
０．０２５％を越えると熱間脆性の原因となるだけでな
く、焼鈍における結晶粒成長を抑制し深絞り性を低下さ
せるので、低いのが好ましい。本発明者らの調査による
と、その量は０．０２５％以下でなければならない。
必要な成分であるが、０．０５％未満ではＦｅＳが生成
しその効果が無い。また、０．６０％を越えると深絞り
性が低下する。したがってＭｎ量を０．０５〜０．６０
％に限定した。Ｐは鋼板の強度を高めるのに有効な元素
であるが、その量が多いと深絞り性の低下が大きくな
る。したがってその上限を０．０７０％とした。Ｓは
０．０２５％を越えると熱間脆性の原因となるだけでな
く、焼鈍における結晶粒成長を抑制し深絞り性を低下さ
せるので、低いのが好ましい。本発明者らの調査による
と、その量は０．０２５％以下でなければならない。
【０００７】Ａｌは鋼中のＮと結びついてＡｌＮを生成
させることでＮによる鋼板の時効を防止するのに必要な
元素である。熱延板の巻取時あるいは焼鈍時にＮをＡｌ
Ｎとして析出させ固溶Ｎを低減するためには最低０．０
２０％は必要である。しかし、０．１２０％を越えると
深絞り性を大きく劣化させる。したがって、０．０２０
〜０．１２０％に限定した。また、析出したＡｌＮも焼
鈍中の結晶粒成長を抑制し、深絞り性を劣化させるため
その量は少ない方が良く、そのためにＮ量は０．００６
０％以下でなければならない。
させることでＮによる鋼板の時効を防止するのに必要な
元素である。熱延板の巻取時あるいは焼鈍時にＮをＡｌ
Ｎとして析出させ固溶Ｎを低減するためには最低０．０
２０％は必要である。しかし、０．１２０％を越えると
深絞り性を大きく劣化させる。したがって、０．０２０
〜０．１２０％に限定した。また、析出したＡｌＮも焼
鈍中の結晶粒成長を抑制し、深絞り性を劣化させるため
その量は少ない方が良く、そのためにＮ量は０．００６
０％以下でなければならない。
【０００８】Ａｌキルド鋼を素材とした冷延鋼板の深絞
り性と表面性状を良好にするためには、以上述べた成分
条件を満たした上でさらに以下述べるような工程により
製造する必要があることを本発明者らは見いだした。熱
延および冷延は通常実施されている方法で良い。続く連
続焼鈍工程は鋼板の時効後の表面性状に大きく影響する
ため特に以下の温度履歴を与える必要がある。すなわ
ち、鋼板を加熱する場合に、まず６００℃以上７００℃
未満の温度に加熱した後、この温度範囲内で１０〜３０
ｓｅｃの保定を行わなければならない。その理由は、冷
延後の鋼板を６００℃以上に加熱し、１０ｓｅｃ以上の
保定を行うことによって冷延組織から一部再結晶粒が生
成し、この再結晶組織が存在することによって、その後
の加熱で深絞り性を良好にする組織が生み出されるため
である。再結晶粒が発生しないか、あるいは発生しても
その量の極めて少ない６００℃未満の温度への加熱や保
定時間が１０ｓｅｃ未満であれば、その後の加熱処理に
よっても高い深絞り性は得られない。
り性と表面性状を良好にするためには、以上述べた成分
条件を満たした上でさらに以下述べるような工程により
製造する必要があることを本発明者らは見いだした。熱
延および冷延は通常実施されている方法で良い。続く連
続焼鈍工程は鋼板の時効後の表面性状に大きく影響する
ため特に以下の温度履歴を与える必要がある。すなわ
ち、鋼板を加熱する場合に、まず６００℃以上７００℃
未満の温度に加熱した後、この温度範囲内で１０〜３０
ｓｅｃの保定を行わなければならない。その理由は、冷
延後の鋼板を６００℃以上に加熱し、１０ｓｅｃ以上の
保定を行うことによって冷延組織から一部再結晶粒が生
成し、この再結晶組織が存在することによって、その後
の加熱で深絞り性を良好にする組織が生み出されるため
である。再結晶粒が発生しないか、あるいは発生しても
その量の極めて少ない６００℃未満の温度への加熱や保
定時間が１０ｓｅｃ未満であれば、その後の加熱処理に
よっても高い深絞り性は得られない。
【０００９】図１は、表１に示す組成の鋼を熱延後７２
０℃で巻取り、８０％の圧下率での冷延を行った後、６
５０℃まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、６５０℃で種々の
時間保定した後１００℃／ｓｅｃで８８０℃まで加熱
し、８８０℃で５ｓｅｃ保定し、さらに１０℃／ｓｅｃ
で６５０℃まで冷却した後、１００℃で２８０℃まで冷
却し、さらに、３４０℃まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、
続いて２７０℃まで１５０ｓｅｃ間かけて冷却した後、
１．２％のスキンパス圧延を行って製造された鋼板のｒ
値（ここでは、深絞り特性の指標となるｒ値の面内平均
値を示す）と１００℃×１ｈｒの人工時効を施した後、
３％の引張り試験を行い表面部分を観察した結果を示
す。
０℃で巻取り、８０％の圧下率での冷延を行った後、６
５０℃まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、６５０℃で種々の
時間保定した後１００℃／ｓｅｃで８８０℃まで加熱
し、８８０℃で５ｓｅｃ保定し、さらに１０℃／ｓｅｃ
で６５０℃まで冷却した後、１００℃で２８０℃まで冷
却し、さらに、３４０℃まで３０℃／ｓｅｃで加熱し、
続いて２７０℃まで１５０ｓｅｃ間かけて冷却した後、
１．２％のスキンパス圧延を行って製造された鋼板のｒ
値（ここでは、深絞り特性の指標となるｒ値の面内平均
値を示す）と１００℃×１ｈｒの人工時効を施した後、
３％の引張り試験を行い表面部分を観察した結果を示
す。
【００１０】図１より、６５０℃での保定時間が１０〜
３０ｓｅｃの場合は、高い深絞り性と良好な表面性状を
有することがわかる。この加熱温度範囲が７００℃以上
か、あるいは６００℃以上７００℃未満の範囲内であっ
ても３０ｓｅｃを超える時間の保定を行うと、鋼板表面
の部分的な脱炭が起こりやすくなり、鋼板を加工した後
の表面性状が低下する。したがって、鋼板の焼鈍におけ
る、次なる急速加熱処理前の加熱温度範囲は６００℃以
上７００℃未満とし、この温度範囲における保定時間は
１０〜３０ｓｅｃとした。
３０ｓｅｃの場合は、高い深絞り性と良好な表面性状を
有することがわかる。この加熱温度範囲が７００℃以上
か、あるいは６００℃以上７００℃未満の範囲内であっ
ても３０ｓｅｃを超える時間の保定を行うと、鋼板表面
の部分的な脱炭が起こりやすくなり、鋼板を加工した後
の表面性状が低下する。したがって、鋼板の焼鈍におけ
る、次なる急速加熱処理前の加熱温度範囲は６００℃以
上７００℃未満とし、この温度範囲における保定時間は
１０〜３０ｓｅｃとした。
【００１１】６００℃以上７００℃未満への加熱とこの
温度範囲における１０〜３０ｓｅｃの保定を行った後、
続いて、１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８５０℃以
上９２０℃以下の温度範囲に加熱した後、この温度範囲
で２０ｓｅｃ以下の保定を行った後、冷却する必要があ
ることも本発明者らは見いだした。図２は表１の組成の
鋼を上記と同じ熱延、冷延を実施した後、焼鈍する際
に、６５０℃までは１０℃／ｓｅｃで加熱し、その後、
１０℃／ｓｅｃ，１００℃／ｓｅｃおよび３００℃／ｓ
ｅｃで７００℃〜９５０℃の種々の範囲に加熱し、加熱
到達温度で５ｓｅｃ保定した後６５０℃まで５０℃／ｓ
ｅｃで冷却し、さらに、３００℃まで１００℃／ｓｅｃ
で冷却し、３６０℃まで加熱した後２５０℃まで２００
ｓｅｃで冷却する過時効処理を施した場合のｒ値と前記
方法で評価し加工された鋼板の表面性状におよぼす加熱
温度と６５０℃以上の温度における加熱速度の影響を表
わしたものである。
温度範囲における１０〜３０ｓｅｃの保定を行った後、
続いて、１００℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で８５０℃以
上９２０℃以下の温度範囲に加熱した後、この温度範囲
で２０ｓｅｃ以下の保定を行った後、冷却する必要があ
ることも本発明者らは見いだした。図２は表１の組成の
鋼を上記と同じ熱延、冷延を実施した後、焼鈍する際
に、６５０℃までは１０℃／ｓｅｃで加熱し、その後、
１０℃／ｓｅｃ，１００℃／ｓｅｃおよび３００℃／ｓ
ｅｃで７００℃〜９５０℃の種々の範囲に加熱し、加熱
到達温度で５ｓｅｃ保定した後６５０℃まで５０℃／ｓ
ｅｃで冷却し、さらに、３００℃まで１００℃／ｓｅｃ
で冷却し、３６０℃まで加熱した後２５０℃まで２００
ｓｅｃで冷却する過時効処理を施した場合のｒ値と前記
方法で評価し加工された鋼板の表面性状におよぼす加熱
温度と６５０℃以上の温度における加熱速度の影響を表
わしたものである。
【００１２】図２から明らかなように８５０℃以上９２
０℃以下の温度範囲に１００℃／ｓｅｃ以上で加熱した
場合に良好なｒ値と良好な表面性状が得られることが明
らかになった。加熱温度がこの温度範囲よりも低温であ
っても高温であってもｒ値が低下し、加熱速度が１００
℃／ｓｅｃより小さくなると表面性状が低下する。尚、
本発明の範囲で加熱速度、加熱温度、冷却速度および加
熱到達温度での保定時間を変えた場合でも同様の傾向に
なり、加熱到達温度での保定時間が２０ｓｅｃを超える
と表面性状が低下することがわかった。
０℃以下の温度範囲に１００℃／ｓｅｃ以上で加熱した
場合に良好なｒ値と良好な表面性状が得られることが明
らかになった。加熱温度がこの温度範囲よりも低温であ
っても高温であってもｒ値が低下し、加熱速度が１００
℃／ｓｅｃより小さくなると表面性状が低下する。尚、
本発明の範囲で加熱速度、加熱温度、冷却速度および加
熱到達温度での保定時間を変えた場合でも同様の傾向に
なり、加熱到達温度での保定時間が２０ｓｅｃを超える
と表面性状が低下することがわかった。
【００１３】以上の方法で加熱した鋼板は、加熱到達温
度から６５０℃の範囲までは５０℃／ｓｅｃ以下の冷却
速度で冷却する必要がある。５０℃／ｓｅｃを超える冷
却速度で冷却した場合は、結晶粒内への固溶炭素の濃化
が充分に行われないため、過時効開始時点での過飽和固
溶炭素量が少なくなり、結晶粒内のＦｅ3 Ｃの核生成を
充分に起すことができなくなる。そのため、過時効終了
後の固溶炭素量を充分に低減することができなくなり、
時効特性が低下し、鋼板の加工後の表面性状が低下す
る。
度から６５０℃の範囲までは５０℃／ｓｅｃ以下の冷却
速度で冷却する必要がある。５０℃／ｓｅｃを超える冷
却速度で冷却した場合は、結晶粒内への固溶炭素の濃化
が充分に行われないため、過時効開始時点での過飽和固
溶炭素量が少なくなり、結晶粒内のＦｅ3 Ｃの核生成を
充分に起すことができなくなる。そのため、過時効終了
後の固溶炭素量を充分に低減することができなくなり、
時効特性が低下し、鋼板の加工後の表面性状が低下す
る。
【００１４】一方、加熱到達温度から６５０℃までの範
囲の冷却速度を５０℃以下とした場合には、上記問題は
解決できる。また、６５０℃以下の温度域においては、
５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３５０℃以下の温度ま
で冷却する必要がある。この温度域を５０℃／ｓｅｃ以
上の冷却速度で冷却することにより、結晶粒内に濃化し
た固溶炭素の冷却中における析出を防止して過時効開始
時点での過飽和固溶炭素の量を増し、結晶粒内のＦｅ3
Ｃの核を生成させるためである。これによって、過時効
終了時における固溶炭素が低減され、時効特性および鋼
板を加工した後の表面性状が良好になる。６５０℃以下
の温度域の冷却速度が５０℃／ｓｅｃよりも遅い場合
や、冷却温度が３５０℃よりも高温の場合は、結晶粒内
のＦｅ3 Ｃの核が充分に生成することができず、時効特
性および鋼板を加工した後の表面性状が低下する。
囲の冷却速度を５０℃以下とした場合には、上記問題は
解決できる。また、６５０℃以下の温度域においては、
５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３５０℃以下の温度ま
で冷却する必要がある。この温度域を５０℃／ｓｅｃ以
上の冷却速度で冷却することにより、結晶粒内に濃化し
た固溶炭素の冷却中における析出を防止して過時効開始
時点での過飽和固溶炭素の量を増し、結晶粒内のＦｅ3
Ｃの核を生成させるためである。これによって、過時効
終了時における固溶炭素が低減され、時効特性および鋼
板を加工した後の表面性状が良好になる。６５０℃以下
の温度域の冷却速度が５０℃／ｓｅｃよりも遅い場合
や、冷却温度が３５０℃よりも高温の場合は、結晶粒内
のＦｅ3 Ｃの核が充分に生成することができず、時効特
性および鋼板を加工した後の表面性状が低下する。
【００１５】上記条件を満足して、鋼板を３５０℃以下
の温度に冷却した後、この温度に対して最低３０℃以上
かつ３２０〜４００℃の範囲に加熱することにより結晶
粒内に生成したＦｅ3 Ｃが成長することによって固溶炭
素は低減される。再加熱温度が３０℃よりも少ないとＦ
ｅ3 Ｃの成長が遅くなるため、時効特性および表面性状
の良好な鋼板が得られない。また、この再加熱温度幅が
３０℃以上であっても、その再加熱到達温度が３２０℃
よりも低いと鋼中の炭素の拡散速度が遅いため、やはり
Ｆｅ3 Ｃの成長が少なく、良好な時効特性および表面性
状は得られない。
の温度に冷却した後、この温度に対して最低３０℃以上
かつ３２０〜４００℃の範囲に加熱することにより結晶
粒内に生成したＦｅ3 Ｃが成長することによって固溶炭
素は低減される。再加熱温度が３０℃よりも少ないとＦ
ｅ3 Ｃの成長が遅くなるため、時効特性および表面性状
の良好な鋼板が得られない。また、この再加熱温度幅が
３０℃以上であっても、その再加熱到達温度が３２０℃
よりも低いと鋼中の炭素の拡散速度が遅いため、やはり
Ｆｅ3 Ｃの成長が少なく、良好な時効特性および表面性
状は得られない。
【００１６】しかし、４００℃を超える温度に加熱する
と生成したＦｅ3 Ｃが再固溶するため固溶炭素は低減さ
れにくくなる。したがって、焼鈍における鋼板の３５０
℃以下の温度への冷却後、この温度に対して最低３０℃
以上かつ３２０〜４００℃の範囲に加熱する必要があ
る。３２０〜４００℃の範囲への加熱後、１２０ｓｅｃ
以上に時間をかけて３００℃以下に冷却することでＦｅ
3 Ｃの成長をさらに促し、固溶炭素を充分に低減するこ
とができる。過時効時間が１２０ｓｅｃより短い場合
や、過時効の終了温度が本発明範囲外の場合は固溶炭素
が多く残留し、時効特性の低下に伴い、加工された鋼板
の表面性状も低下する。以上のように、本発明は冷延後
の鋼板の組成と焼鈍における温度履歴を特定の条件にす
ることで深絞り性および表面性状の優れた鋼板を製造す
ることができる。
と生成したＦｅ3 Ｃが再固溶するため固溶炭素は低減さ
れにくくなる。したがって、焼鈍における鋼板の３５０
℃以下の温度への冷却後、この温度に対して最低３０℃
以上かつ３２０〜４００℃の範囲に加熱する必要があ
る。３２０〜４００℃の範囲への加熱後、１２０ｓｅｃ
以上に時間をかけて３００℃以下に冷却することでＦｅ
3 Ｃの成長をさらに促し、固溶炭素を充分に低減するこ
とができる。過時効時間が１２０ｓｅｃより短い場合
や、過時効の終了温度が本発明範囲外の場合は固溶炭素
が多く残留し、時効特性の低下に伴い、加工された鋼板
の表面性状も低下する。以上のように、本発明は冷延後
の鋼板の組成と焼鈍における温度履歴を特定の条件にす
ることで深絞り性および表面性状の優れた鋼板を製造す
ることができる。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【実施例】以下に本発明の実施例を比較例と共に示す。
表２に示すような組成の鋳片を熱延、冷延し、表３に示
すような温度履歴で焼鈍した。表３のＡ〜Ｉはいずれも
図３にＡ〜Ｉで示される加熱速度、加熱温度および冷却
速度に対応したものである。表２の１〜９は本発明範囲
内の組成を有し、１０〜１５は組成のいずれか一つまた
は複数が本発明範囲からはずれている。また、表３の焼
鈍温度履歴のうちａ〜ｇは本発明範囲内であり、ｈ〜ｏ
は焼鈍温度履歴のいずれかの条件が本発明範囲からはず
れている。得られた冷延鋼板に１．２％のスキンパス圧
延を行って製造された冷延鋼板のｒ値と１００℃×６０
ｍｉｎの人工時効を施した後、３％の引張り加工を行っ
た場合の鋼板の表面のｓｔ−ｓｔの程度の評価結果を表
３に示す。表２および表３よりわかるように時効後も良
好なｒ値および表面性状を得るためには本発明範囲内の
化学成分および焼鈍時の温度履歴を与える必要があるこ
とが明白である。
表２に示すような組成の鋳片を熱延、冷延し、表３に示
すような温度履歴で焼鈍した。表３のＡ〜Ｉはいずれも
図３にＡ〜Ｉで示される加熱速度、加熱温度および冷却
速度に対応したものである。表２の１〜９は本発明範囲
内の組成を有し、１０〜１５は組成のいずれか一つまた
は複数が本発明範囲からはずれている。また、表３の焼
鈍温度履歴のうちａ〜ｇは本発明範囲内であり、ｈ〜ｏ
は焼鈍温度履歴のいずれかの条件が本発明範囲からはず
れている。得られた冷延鋼板に１．２％のスキンパス圧
延を行って製造された冷延鋼板のｒ値と１００℃×６０
ｍｉｎの人工時効を施した後、３％の引張り加工を行っ
た場合の鋼板の表面のｓｔ−ｓｔの程度の評価結果を表
３に示す。表２および表３よりわかるように時効後も良
好なｒ値および表面性状を得るためには本発明範囲内の
化学成分および焼鈍時の温度履歴を与える必要があるこ
とが明白である。
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【発明の効果】以上説明したように、鋼の組成、焼鈍時
の温度履歴を特定の範囲内とした本発明の方法によれば
深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板を製造でき
る。
の温度履歴を特定の範囲内とした本発明の方法によれば
深絞り性および表面性状の優れた冷延鋼板を製造でき
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板のｒ値と表面性状におよぼす焼鈍における
６５０℃での保定時間の影響を示す図、
６５０℃での保定時間の影響を示す図、
【図２】鋼板のｒ値と表面性状におよぼす焼鈍における
最高加熱温度とその温度までの加熱速度の影響を示す
図、
最高加熱温度とその温度までの加熱速度の影響を示す
図、
【図３】鋼板の焼鈍中の温度履歴を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比にてＣ：０．００７０〜０．０５
５％，Ｓｉ：０．０４％以下，Ｍｎ：０．０５〜０．６
０％，Ｐ：０．０７０％以下，Ｓ：０．０２５％以下，
Ａｌ：０．０２０〜０．１２０％，Ｎ：０．００６０％
以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物を含有
する鋼を熱延、冷延後に連続焼鈍する際に６００℃以上
７００℃未満の温度に加熱し、この温度範囲内で１０〜
３０ｓｅｃの保定を行った後、１００℃／ｓｅｃ以上の
加熱速度で８５０℃以上９２０℃以下の温度範囲に加熱
し、２０ｓｅｃ以下の時間の保定を行った後冷却し、こ
の保定温度から６５０℃までの温度範囲は５０℃／ｓｅ
ｃ以下の冷却速度で冷却し、続いて３５０℃以下の温度
に５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、この冷却終
点温度に対して３０℃以上の加熱を行い加熱到達温度を
３２０〜４００℃の範囲とし、３００℃以下の温度に１
２０ｓｅｃ以上の時間をかけて冷却する過時効を持つ連
続焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性および表面性状
の優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21287296A JPH1053819A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 深絞り性および表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21287296A JPH1053819A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 深絞り性および表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1053819A true JPH1053819A (ja) | 1998-02-24 |
Family
ID=16629675
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21287296A Withdrawn JPH1053819A (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 深絞り性および表面性状に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1053819A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102808068A (zh) * | 2012-08-29 | 2012-12-05 | 上海宝翼制罐有限公司 | 一种低碳铝镇静钢带的连续退火工艺 |
| JP2017504716A (ja) * | 2013-12-25 | 2017-02-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | ストリップの連続焼鈍装置及びその連続焼鈍方法 |
| JP2020012172A (ja) * | 2018-07-20 | 2020-01-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-08-12 JP JP21287296A patent/JPH1053819A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102808068A (zh) * | 2012-08-29 | 2012-12-05 | 上海宝翼制罐有限公司 | 一种低碳铝镇静钢带的连续退火工艺 |
| JP2017504716A (ja) * | 2013-12-25 | 2017-02-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | ストリップの連続焼鈍装置及びその連続焼鈍方法 |
| US10358691B2 (en) | 2013-12-25 | 2019-07-23 | Posco | Apparatus for continuous annealing of strip and method for continuous annealing of same |
| US10604820B2 (en) | 2013-12-25 | 2020-03-31 | Posco | Method of continuously annealing a strip |
| JP2020012172A (ja) * | 2018-07-20 | 2020-01-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20031104 |