JPS5943825A - プレス成形用冷延鋼板の製造法 - Google Patents
プレス成形用冷延鋼板の製造法Info
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- JPS5943825A JPS5943825A JP15571982A JP15571982A JPS5943825A JP S5943825 A JPS5943825 A JP S5943825A JP 15571982 A JP15571982 A JP 15571982A JP 15571982 A JP15571982 A JP 15571982A JP S5943825 A JPS5943825 A JP S5943825A
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- rolled steel
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、良好なプレス成形性を（＋Ｉｉｉλた冷延
鋼板をコスト安く製造すシ）方法に関するものである。
鋼板をコスト安く製造すシ）方法に関するものである。
従来飄プレス成杉用冷延鋼板を製造するには、完全凝固
した連続鋳造鋳片を切断し冷却した後に、表面検査、疵
除去の処理を施し、ついで１１００〜１３００℃に保持
された加熱炉に装入し７て３０分〜１時間の均熱の後熱
間圧延し、得られた熱延コイルをさらに冷間圧延して、
焼鈍を施すという工程をとるのが普通であった。
した連続鋳造鋳片を切断し冷却した後に、表面検査、疵
除去の処理を施し、ついで１１００〜１３００℃に保持
された加熱炉に装入し７て３０分〜１時間の均熱の後熱
間圧延し、得られた熱延コイルをさらに冷間圧延して、
焼鈍を施すという工程をとるのが普通であった。
ところが、近年に至って、鋳片表面性状の極めて良好な
連続鋳造方法が開発されるようになってきたのに相前後
して、省エネルギー思想が増々浸透し定着してきている
中で、連続鋳造スラブを一旦常温まで冷却することなく
熱いうちに加熱炉に装入し、加熱エネルギーを低減しつ
つ均熱して熱間圧延した後、冷間圧延、焼鈍なＭｌｌす
という方法が採用されるようになってきた。
連続鋳造方法が開発されるようになってきたのに相前後
して、省エネルギー思想が増々浸透し定着してきている
中で、連続鋳造スラブを一旦常温まで冷却することなく
熱いうちに加熱炉に装入し、加熱エネルギーを低減しつ
つ均熱して熱間圧延した後、冷間圧延、焼鈍なＭｌｌす
という方法が採用されるようになってきた。
ところで、この場合、省エネルギーや作業能率の観点か
らは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装入する工程や、
はらには熱間圧延までもを完全に省略し、鋳片をそのま
ま冷間圧延することが最も望ましいものではあるが、こ
のような方法を試みようとしても、冷間圧延に供するｉ
％＋７鋳片を安価に量産する連続鋳造法が未だ硲立され
ていない上に、例え薄鋳片のＩｉ、ｔ ’ｔ＋＜が４ｒ
ｆｒ立されたとしても、断片自体は凝固組織を呈してい
るので、冷間Ｌト、Ω「時ｌ１ＩＸ′ｉ加工を加えると
ｈ：板表面に肌荒れを生じて１ｔｉ４ル表面の外観を損
ねたり、冷延・焼鈍後の冷延鋼材の絞り性が従来の方法
による鋼板よりも劣ってしまう間ｐ″ｊ点を解決するこ
とができず、結局、実用化されるに至っていないのが現
状であった。
らは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装入する工程や、
はらには熱間圧延までもを完全に省略し、鋳片をそのま
ま冷間圧延することが最も望ましいものではあるが、こ
のような方法を試みようとしても、冷間圧延に供するｉ
％＋７鋳片を安価に量産する連続鋳造法が未だ硲立され
ていない上に、例え薄鋳片のＩｉ、ｔ ’ｔ＋＜が４ｒ
ｆｒ立されたとしても、断片自体は凝固組織を呈してい
るので、冷間Ｌト、Ω「時ｌ１ＩＸ′ｉ加工を加えると
ｈ：板表面に肌荒れを生じて１ｔｉ４ル表面の外観を損
ねたり、冷延・焼鈍後の冷延鋼材の絞り性が従来の方法
による鋼板よりも劣ってしまう間ｐ″ｊ点を解決するこ
とができず、結局、実用化されるに至っていないのが現
状であった。
本発明者等は、上述のような充一点から、鋳片の均熱や
熱間圧延を実施、することなく、連続ｇＪ造鋳片をその
まま冷間圧延することによつ、て、従来法によるものと
同等の良好な表面肌とプレス成形性を有する冷延鋼板を
製造し得る方法を見出すべく研究を行った結果、 （ａ） 鋳造のままの鋼板の表面肌を改善するには、
その鋼板の変形応力を低くし、かつ結晶粒ｔＹを小さく
することが重要であること、 （ｂ） このためには、鋼のＣ含有鍛を０ 、０１５
％（以下、組成成分１１１を示す％は重用％とする）以
１とすることによって、溶釧から−Ｕ、δ相を形成させ
、ついでδ→γ変態をできるだけ低い搗ＩＵで起こさせ
て細いγ粒を生成せ１−め、さらにｂ−γ変態時及びγ
相に完全に変態してからの１＼ソ成琵を抑制するために
、適量の’ｌ’ｉ、Ｚｒ、及びＮｂを添ＩＪ１１して、
鋼中に必然的に存在するＮと、Ｔｉ Ｎ 、 ＺｒＮ。
熱間圧延を実施、することなく、連続ｇＪ造鋳片をその
まま冷間圧延することによつ、て、従来法によるものと
同等の良好な表面肌とプレス成形性を有する冷延鋼板を
製造し得る方法を見出すべく研究を行った結果、 （ａ） 鋳造のままの鋼板の表面肌を改善するには、
その鋼板の変形応力を低くし、かつ結晶粒ｔＹを小さく
することが重要であること、 （ｂ） このためには、鋼のＣ含有鍛を０ 、０１５
％（以下、組成成分１１１を示す％は重用％とする）以
１とすることによって、溶釧から−Ｕ、δ相を形成させ
、ついでδ→γ変態をできるだけ低い搗ＩＵで起こさせ
て細いγ粒を生成せ１−め、さらにｂ−γ変態時及びγ
相に完全に変態してからの１＼ソ成琵を抑制するために
、適量の’ｌ’ｉ、Ｚｒ、及びＮｂを添ＩＪ１１して、
鋼中に必然的に存在するＮと、Ｔｉ Ｎ 、 ＺｒＮ。
及びＮｂＮを析出するようにして、凝固１ｔＪｔ片のγ
粒の細粒化を図り、これとともに、式 で表わされるＴｉ当倶と、式 で表わされるＣ当量との間に、 の関係を満足させ、鋳造組織中に可動転位を形成させる
ことがＩＲ要で凌〕す、前記（３）式が満足されないと
可動転位密度が小さすぎて鋼の変形が困φ■となり、冷
間圧延後の鋼板表面には肌荒れが発生しやすくなること
、 （ｃ） また、一般に、鋳造組織の鋼板中には板面の
法線方向に＜１００）軸を有した結晶粒が多いか、従来
の冷延錘１０／の製造の場合のように、冷延前に熱間圧
延工程か；り・るとこれによってこの＜１００＞集合組
織か破壊され、ケト延後の集枦において６−ｊ １ＩＩ
Ｔｈとんど集合組織を示さないランダムなｔ＋Ｌｌ板と
なる。したかつてこれ、を冷間圧延し、板面ｉ実線方向
に＜ ］ １．１ ＞軸を狛する納品を増し、ついで再
結晶の際にＡＩ Ｎの析出な第１１用してこのようなく
１１１〉隼合絹ｊｔｈをさらに増せは、焼帥枡のｒ値で
示される深絞り性か良好となってノルレス成形性が向−
ヒするのでル・るが、熱間Ｕ：、延］二程を省略１〜で
しまうと、（］ ００）集合組織を有した岬を冷間圧延
することになるため、冷延ＩＦ、ニアにおｔＪる（’
ｌ １． ］ ）集合組織の発達が不十分で深絞り性に
好寸しくない＜ｉｏｏ＞集合組織かかなり強く残るため
に、焼鈍板においても＜１１１）ｊｆＳ合組織組織＜＜
１００＞ｉド合絹織が強くなって、深絞り性の劣ったも
のしか得られなくなる。さらに、熱延工程を省略すると
冷延前にＡＩＮの一当の溶体化処理ができないため、上
述の従来法における再結晶の際のＡＩＮ の析出を利用
して（１１１）集合組織の発達を促進することも困難と
なる。
粒の細粒化を図り、これとともに、式 で表わされるＴｉ当倶と、式 で表わされるＣ当量との間に、 の関係を満足させ、鋳造組織中に可動転位を形成させる
ことがＩＲ要で凌〕す、前記（３）式が満足されないと
可動転位密度が小さすぎて鋼の変形が困φ■となり、冷
間圧延後の鋼板表面には肌荒れが発生しやすくなること
、 （ｃ） また、一般に、鋳造組織の鋼板中には板面の
法線方向に＜１００）軸を有した結晶粒が多いか、従来
の冷延錘１０／の製造の場合のように、冷延前に熱間圧
延工程か；り・るとこれによってこの＜１００＞集合組
織か破壊され、ケト延後の集枦において６−ｊ １ＩＩ
Ｔｈとんど集合組織を示さないランダムなｔ＋Ｌｌ板と
なる。したかつてこれ、を冷間圧延し、板面ｉ実線方向
に＜ ］ １．１ ＞軸を狛する納品を増し、ついで再
結晶の際にＡＩ Ｎの析出な第１１用してこのようなく
１１１〉隼合絹ｊｔｈをさらに増せは、焼帥枡のｒ値で
示される深絞り性か良好となってノルレス成形性が向−
ヒするのでル・るが、熱間Ｕ：、延］二程を省略１〜で
しまうと、（］ ００）集合組織を有した岬を冷間圧延
することになるため、冷延ＩＦ、ニアにおｔＪる（’
ｌ １． ］ ）集合組織の発達が不十分で深絞り性に
好寸しくない＜ｉｏｏ＞集合組織かかなり強く残るため
に、焼鈍板においても＜１１１）ｊｆＳ合組織組織＜＜
１００＞ｉド合絹織が強くなって、深絞り性の劣ったも
のしか得られなくなる。さらに、熱延工程を省略すると
冷延前にＡＩＮの一当の溶体化処理ができないため、上
述の従来法における再結晶の際のＡＩＮ の析出を利用
して（１１１）集合組織の発達を促進することも困難と
なる。
ところが、鋼材が前記（３）式を満足し５ていると、冷
延時に塑性変形が極めて容易となり、冷間圧延前の鋼板
において＜１００＞集合組織か強かったとしても、その
冷延時に（１１１）集合組織が発達し、さらに、焼鈍時
においてもＡＩＮ析出物の助けを借りずに（１１１）集
合組織が十分に発達すること、 以上（ａ）〜（ｃ）に示す如き知見をイけるに至ったの
である。
延時に塑性変形が極めて容易となり、冷間圧延前の鋼板
において＜１００＞集合組織か強かったとしても、その
冷延時に（１１１）集合組織が発達し、さらに、焼鈍時
においてもＡＩＮ析出物の助けを借りずに（１１１）集
合組織が十分に発達すること、 以上（ａ）〜（ｃ）に示す如き知見をイけるに至ったの
である。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、 Ｃ： ０．００１〜０．０１５％。
、 Ｃ： ０．００１〜０．０１５％。
Ｍｎ ： ０．０１〜１．２０％。
５ｏ１１．Ａｌｌ ： ０．１０％以下。
Ｎ ： ０．００６０％慶下、
を含むとともに、
Ｔｉ ： ０．２０％以下。
Ｎｂ ： ０．２０％以下。
Ｚｒ ： ０．２０％以下、
のうちの１ワ１１以上を含有するか、あるいはさらに、
Ｖ ： ０．０１〜０．２０％。
Ｖ ： ０．０１〜０．２０％。
Ｐ ： ０．０３〜０．１０％。
Ｃｒ ：、 ０．０５〜１．００％。
Ｎｉ ： ０．０５〜１．００％。
１３ ： ０．０００３〜０．００４０％。
！；ｉ ： ０．１０〜２．００％、
のりもの１科以上をも含有シフ、かつ、上記（１）式で
Ｒ１所されるＴｉ当量と、手記（２）式で泪９されるＣ
当′ｌｆｔ、 Ｌの関係か」二記に１４２式をン１鮨足
し、Ｆ’Ｏ＋不可狽を不純物：残り、 から成る組成の鋼を、連続鋳造によって板状鋳片とし、
ついでこれに冷間圧延と、再結晶焼鈍とをバ・すことに
より、鋳片の母ＩＪｎ熱均熱処坤や熱間圧延を施、すこ
となく、プレス成形性に優れた冷延鋼板を能率良く低コ
ストで製造することに特徴を有するものである。
Ｒ１所されるＴｉ当量と、手記（２）式で泪９されるＣ
当′ｌｆｔ、 Ｌの関係か」二記に１４２式をン１鮨足
し、Ｆ’Ｏ＋不可狽を不純物：残り、 から成る組成の鋼を、連続鋳造によって板状鋳片とし、
ついでこれに冷間圧延と、再結晶焼鈍とをバ・すことに
より、鋳片の母ＩＪｎ熱均熱処坤や熱間圧延を施、すこ
となく、プレス成形性に優れた冷延鋼板を能率良く低コ
ストで製造することに特徴を有するものである。
ついで、この発明の方法に４１いて、鋼の化学成分組成
を上記のとおりに限定した理由を説明する。
を上記のとおりに限定した理由を説明する。
■ Ｃ
Ｃ成分は、少なければ少ないほど冷延１嶺板製品のプレ
ス成形性が向上するので好まし７いけれども、その含有
量が０．００１％未満では溶製か極めて困難となり、一
方０．０１５％を越えて含有きせると多くの炭窒化物形
成元素を必要とするばかりでなく、炭窒化物の析出量が
多くなって、最終製品のプレス成形性が劣化するように
なることから、その含有量を０．００１〜０．０１５％
と定めた。
ス成形性が向上するので好まし７いけれども、その含有
量が０．００１％未満では溶製か極めて困難となり、一
方０．０１５％を越えて含有きせると多くの炭窒化物形
成元素を必要とするばかりでなく、炭窒化物の析出量が
多くなって、最終製品のプレス成形性が劣化するように
なることから、その含有量を０．００１〜０．０１５％
と定めた。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分には、鋼板の靭性を改善する作用があるが、そ
の含有量か０．０１％未満では靭性改善に所望の効果が
得られず、一方１．２０％を越えて含有させると溶製が
困難となり、かつコストアップの原因ともなることから
、その含有量を０．０１〜１．２０％と定めた。
の含有量か０．０１％未満では靭性改善に所望の効果が
得られず、一方１．２０％を越えて含有させると溶製が
困難となり、かつコストアップの原因ともなることから
、その含有量を０．０１〜１．２０％と定めた。
■ ５ｏｃＡｌ
ｓｏｌ、Ａｌは、脱酸を十分に行って、炭窒化物形成元
素の歩留向上のために必要に応じて含有されるが、ｓｏ
ｌ、Ａｌを０．１０％を越えて含有させてもより一層の
脱酸効果は７１ｔられす、コスト高ともなることから、
その上限（［（Ｉを０．１０％と定めた。
素の歩留向上のために必要に応じて含有されるが、ｓｏ
ｌ、Ａｌを０．１０％を越えて含有させてもより一層の
脱酸効果は７１ｔられす、コスト高ともなることから、
その上限（［（Ｉを０．１０％と定めた。
■ Ｎ
Ｎ分は、少なりれげ少ないほどＴｉ当量、すなわち炭窒
化物形成元素の添加含有是か少なくてすむので好ましい
。Ｎ含有量が０．００６０％を越えると、特に最終製品
におけるプレス成形性が低下することから、その含有量
を０．００４０％以下と定めた。
化物形成元素の添加含有是か少なくてすむので好ましい
。Ｎ含有量が０．００６０％を越えると、特に最終製品
におけるプレス成形性が低下することから、その含有量
を０．００４０％以下と定めた。
■ Ｔｉ、Ｎｂ、及びＺｒ
これらの成分には、鋳造板において微細な炭窒化物を形
成して鋳造板における可動転位密度を増加させ、冷間圧
延板の表面性状を改善するとともに、最終製品における
（１１１）集合組織を形成してｒ値で代表される深絞り
性を改’＋’！’＋’ ｌ、 、プレス成形性を向上さ
せる作用があるか、それぞれが０．２０％を越えて含有
されてもより一層の向上効果が見られず、コスト高とな
ることから、その上限値をそれぞれＴｉ ： ０．２０
％、 Ｎｂ ： ０．２０％、及び７．ｒ ： ０．２
０％と定めた。
成して鋳造板における可動転位密度を増加させ、冷間圧
延板の表面性状を改善するとともに、最終製品における
（１１１）集合組織を形成してｒ値で代表される深絞り
性を改’＋’！’＋’ ｌ、 、プレス成形性を向上さ
せる作用があるか、それぞれが０．２０％を越えて含有
されてもより一層の向上効果が見られず、コスト高とな
ることから、その上限値をそれぞれＴｉ ： ０．２０
％、 Ｎｂ ： ０．２０％、及び７．ｒ ： ０．２
０％と定めた。
また、上記（１）〜（３）式は、固溶［Ｃ十Ｎ］の計１
を０．００１０ （％）以下とし、残りのＣ十Ｎを炭窒
化物として析出させるための関係式を示すものである。
を０．００１０ （％）以下とし、残りのＣ十Ｎを炭窒
化物として析出させるための関係式を示すものである。
なお、（Ｃ当量） −１／４ （Ｔｉ当量）の上限値を
０．００１０ （％）としたのは、この上限値を越える
と、固溶（Ｃ＋Ｎ”］か多くなって鋳造板の冷間圧延板
の表面性状及び製品冷延鋼板のプレス成形性が劣化する
ようになるからである。さらに、上記成分は均一に分布
させる必要があるが、これは偏析の少ない連続鋳造急速
凝固法を適用することによって可能となる。
０．００１０ （％）としたのは、この上限値を越える
と、固溶（Ｃ＋Ｎ”］か多くなって鋳造板の冷間圧延板
の表面性状及び製品冷延鋼板のプレス成形性が劣化する
ようになるからである。さらに、上記成分は均一に分布
させる必要があるが、これは偏析の少ない連続鋳造急速
凝固法を適用することによって可能となる。
■ ■、 Ｐ、 Ｃｒ、 Ｎｉ、 Ｂ、及びＳｉこれ
らの成分には、鋼板の強度あるいは材料の均質性を向上
させる作用があるので、必要に応じて含有されるが、各
成分がそれぞれＶ ＋ ０．０１％未満、Ｐ ： ０．
０３％未満、Ｃｒ ： ０．０５％未満、Ｎｉ ： ０
．０５％未満、Ｂ ： ０．０００３％未満、及びＳｉ
： ０．１０％未満の含有では所望の向上効果が得ら
れず、一方、それぞれＶ ： ０．２ （１％、ｌ）
： ０．１０％、（：ｒ ： １．００％、Ｎｉ ：
１．００％、１３ ： ０．００４０％、及びＳｉ ：
２．ｆｌ ０％を越えて含有させると、鋼板の溶接性
及び表面性状が劣化するようになることから、それぞれ
の含有量を、■二〇、四〜０．２０％、Ｐ ： ０．０
３〜０．１０％、Ｃｒ ： ０．０５〜１．０ （１％
、Ｎｉ ： ０．（１５〜１．００％、Ｂ ： ０．０
０３〜０．００４０％、及びＳｉ ： ０．１０〜２．
００％ と定めた。
らの成分には、鋼板の強度あるいは材料の均質性を向上
させる作用があるので、必要に応じて含有されるが、各
成分がそれぞれＶ ＋ ０．０１％未満、Ｐ ： ０．
０３％未満、Ｃｒ ： ０．０５％未満、Ｎｉ ： ０
．０５％未満、Ｂ ： ０．０００３％未満、及びＳｉ
： ０．１０％未満の含有では所望の向上効果が得ら
れず、一方、それぞれＶ ： ０．２ （１％、ｌ）
： ０．１０％、（：ｒ ： １．００％、Ｎｉ ：
１．００％、１３ ： ０．００４０％、及びＳｉ ：
２．ｆｌ ０％を越えて含有させると、鋼板の溶接性
及び表面性状が劣化するようになることから、それぞれ
の含有量を、■二〇、四〜０．２０％、Ｐ ： ０．０
３〜０．１０％、Ｃｒ ： ０．０５〜１．０ （１％
、Ｎｉ ： ０．（１５〜１．００％、Ｂ ： ０．０
０３〜０．００４０％、及びＳｉ ： ０．１０〜２．
００％ と定めた。
この発明の方法は、上記のような成分組成に鋼を連続的
に板状に鋳侍した後、冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すも
のであるが、連続的に凝固させられた鋼板又は鋼板コイ
ルは、当然のことなから表面疵の除去あるいはスケール
除去等の表面状態調整を施した後に冷間圧延されるもの
である０そして、冷間圧延の圧下率は５０％以上が好ま
しく、川下率が大きければ大きいほど得られる製品板の
プレス成形性が向上する。
に板状に鋳侍した後、冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すも
のであるが、連続的に凝固させられた鋼板又は鋼板コイ
ルは、当然のことなから表面疵の除去あるいはスケール
除去等の表面状態調整を施した後に冷間圧延されるもの
である０そして、冷間圧延の圧下率は５０％以上が好ま
しく、川下率が大きければ大きいほど得られる製品板の
プレス成形性が向上する。
また、引続く再結晶焼鈍は、６６０℃以上の温度での連
続焼鈍あるいは連続溶融メッキなどによって行うのが良
い。
続焼鈍あるいは連続溶融メッキなどによって行うのが良
い。
ついで、この発明の方法を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。
ながら説明する。
実施例 Ｉ
Ｃ： ０．００６％、ｓｉ ： ０．０１％、Ｍｎ ：
０．０８％、Ｐ ： ０．０１０％、ｓ：ｏ、ｏｏｉ
％、ｓｏｌ、ＡＩ！’０．０５％、Ｎ：０．００４％を
含有し＋４＋４を０〜０．２０％の範囲で変化させ、Ｆ
ｅ；残り、から成る種々の鋼を真空溶解し、厚さ：１０
荒凰、幅：１１０龍、長さ：１００酊の薄鋳片とした後
、ｉｒｊちに室温まで急冷した。
０．０８％、Ｐ ： ０．０１０％、ｓ：ｏ、ｏｏｉ
％、ｓｏｌ、ＡＩ！’０．０５％、Ｎ：０．００４％を
含有し＋４＋４を０〜０．２０％の範囲で変化させ、Ｆ
ｅ；残り、から成る種々の鋼を真空溶解し、厚さ：１０
荒凰、幅：１１０龍、長さ：１００酊の薄鋳片とした後
、ｉｒｊちに室温まで急冷した。
ついで、この薄鋳片に酸洗を施した俵、圧下率：９２％
にて冷間圧延を施して０．８ｖｎ厚の冷延板とし、引続
いて温度：８００℃に９０秒保持の条件で連続焼鈍を施
した。そして、冷間圧延板の肌荒れ発生の有無を調べ、
さらに焼鈍した冷延鋼板から採取したＪＩ８５号引張試
験片においてｒ値及び伸びを求め、この結果を前記冷延
鋼板の固溶Ｃ量、すなわち上記（３）式として示したと
ころの、Ｃ当量−１７４（Ｔｉ当量）との関係において
第１図に示した。
にて冷間圧延を施して０．８ｖｎ厚の冷延板とし、引続
いて温度：８００℃に９０秒保持の条件で連続焼鈍を施
した。そして、冷間圧延板の肌荒れ発生の有無を調べ、
さらに焼鈍した冷延鋼板から採取したＪＩ８５号引張試
験片においてｒ値及び伸びを求め、この結果を前記冷延
鋼板の固溶Ｃ量、すなわち上記（３）式として示したと
ころの、Ｃ当量−１７４（Ｔｉ当量）との関係において
第１図に示した。
第１図からも明白なように、前記（３）式の値か０．０
０１０％以下の場合に冷間圧延板の肌荒５れな発生する
こと＆＜、高いｒ値を示すとともに、良好な伸びをも示
す冷延鋼板を製造できることかわかるＯ 実施例 ２ Ｃ： ０．００４０％、Ｓｔ ： ０．０１０％、Ｍｎ
７０．２８％、Ｐ ： ０．０１２％、Ｓ ： ０．
００７％、Ｓｏｌ 、 Ａｌ： ０．Ｏｓ％、Ｎ ：
０．（１０３０％、Ｎｂ ： １１．０５５％、Ｆｅ：
残り、から成るｗＩＡと、Ｃ： ０．０４５％、３ｉ：
０．０１０％、Ｍｎ ： ０．２２％、Ｐ ： ０．
０１１％、Ｓ ： ０．００７％、ｓｏｌ、Ａｌ：、
０．０５１％、Ｎ：０．００３２％、Ｆｅ：残り、から
成る銅Ｂとを溶解後、連続的に急冷凝固させて、ηさ：
８關、幅＝２２０岨の薄板状コイルとなし、直ちに常湿
まで；８（冷した。
０１０％以下の場合に冷間圧延板の肌荒５れな発生する
こと＆＜、高いｒ値を示すとともに、良好な伸びをも示
す冷延鋼板を製造できることかわかるＯ 実施例 ２ Ｃ： ０．００４０％、Ｓｔ ： ０．０１０％、Ｍｎ
７０．２８％、Ｐ ： ０．０１２％、Ｓ ： ０．
００７％、Ｓｏｌ 、 Ａｌ： ０．Ｏｓ％、Ｎ ：
０．（１０３０％、Ｎｂ ： １１．０５５％、Ｆｅ：
残り、から成るｗＩＡと、Ｃ： ０．０４５％、３ｉ：
０．０１０％、Ｍｎ ： ０．２２％、Ｐ ： ０．
０１１％、Ｓ ： ０．００７％、ｓｏｌ、Ａｌ：、
０．０５１％、Ｎ：０．００３２％、Ｆｅ：残り、から
成る銅Ｂとを溶解後、連続的に急冷凝固させて、ηさ：
８關、幅＝２２０岨の薄板状コイルとなし、直ちに常湿
まで；８（冷した。
鋼ＡのＴｉ当句は０．０２８％、Ｃ当量は０．００６６
％であり、前記（３）式を満足するものであるか、洒Ｂ
けこの範囲から外れた比較従来鋼である。
％であり、前記（３）式を満足するものであるか、洒Ｂ
けこの範囲から外れた比較従来鋼である。
これら２種の鋳造板の表層を研削した彼、１．０ＴＩ厚
にまで圧下率二８７％にて冷間圧延し、ついで８５０℃
の温度にて３０秒の連続焼鈍を行った。
にまで圧下率二８７％にて冷間圧延し、ついで８５０℃
の温度にて３０秒の連続焼鈍を行った。
この場合、冷間圧延板において釧Ａでは肌荒れを生じな
かったが、ｉｍＢでは肌荒れを発生していた。
かったが、ｉｍＢでは肌荒れを発生していた。
つぎに、これら焼鈍板を、伸び率： （１，６％にて調
質圧延した後、ＪＩ３５号引張試駒）１を押収し、その
機械的性質を測定した。この結果を第１表に示す。
質圧延した後、ＪＩ３５号引張試駒）１を押収し、その
機械的性質を測定した。この結果を第１表に示す。
第 １ 表
第１表に示されるように、１ｉｌＩＡを使用する本発明
方法によって製造された冷延鋼板は、＃ＡＢを使用した
ものに比べて、ｒ値が高く、伸びも良好で、プレス成形
性に優れていることが明らかである。
方法によって製造された冷延鋼板は、＃ＡＢを使用した
ものに比べて、ｒ値が高く、伸びも良好で、プレス成形
性に優れていることが明らかである。
実施例 ３
第２表に示す成分組成の−を真空溜１（イシ、厚さ：４
０朋、幅：２２０關、長さ：４４０ｍｍ０薄鋳片とした
後２直ちに室温まで冷却した。
０朋、幅：２２０關、長さ：４４０ｍｍ０薄鋳片とした
後２直ちに室温まで冷却した。
これらの鋳片について、スケールを切削除去後、１．２
朋厚にまで圧下率＝９７％にて冷間圧延するとともに、
温度：８００℃にて９０秒（＋！持の条件での連続焼鈍
を行うことによって、本発明冷延鋼板１〜１０、及び比
較冷延ｆｆＡ１１ｔ〜１５をそれぞれ製造した。なお、
比較冷延鋼板１１〜１５は、いずれも成分組成がこの発
明の範囲から外れたものであり、第２表には該当するも
のに※印を伺しである。
朋厚にまで圧下率＝９７％にて冷間圧延するとともに、
温度：８００℃にて９０秒（＋！持の条件での連続焼鈍
を行うことによって、本発明冷延鋼板１〜１０、及び比
較冷延ｆｆＡ１１ｔ〜１５をそれぞれ製造した。なお、
比較冷延鋼板１１〜１５は、いずれも成分組成がこの発
明の範囲から外れたものであり、第２表には該当するも
のに※印を伺しである。
つぎに、この結果得られた本発明冷延鋼ひ！１〜１０及
び比較冷延鋼板１１〜１５について、引張特性及びｒ値
を測定し、この結果を第２表に併せて示した。
び比較冷延鋼板１１〜１５について、引張特性及びｒ値
を測定し、この結果を第２表に併せて示した。
第２表に示されるように、本発明冷延鋼板１〜１０は、
いずれも良好な伸び及び高ｒ値、すなわち、良好なプレ
ス成形性を有するのに対して、比較冷延鋼板１１及び１
２は（Ｃ当量） −１／４ （Ｔｉｌｉ 当量）かそれぞれこの発明の範１ｕｌ ｌｘ越えＣ高い
ために、冷延板において肌荒れか発生しており、さらに
製品の特性値はｒ （ｌｉ！ｆと伸びが低く、ブレス成
形性に劣ることをボしている。
いずれも良好な伸び及び高ｒ値、すなわち、良好なプレ
ス成形性を有するのに対して、比較冷延鋼板１１及び１
２は（Ｃ当量） −１／４ （Ｔｉｌｉ 当量）かそれぞれこの発明の範１ｕｌ ｌｘ越えＣ高い
ために、冷延板において肌荒れか発生しており、さらに
製品の特性値はｒ （ｌｉ！ｆと伸びが低く、ブレス成
形性に劣ることをボしている。
また、比較冷延鋼板１３及び１５は、（Ｃ当ＪＡ）１／
４（Ｔｉ当量）か低いために冷延板における肌荒れ発生
は無いか、比較冷延鋼板１３ではＣ量が、また比較冷延
鋼板１５ではＮ量が不発、明の範囲よりも高いため、伸
び及びｒ値が劣っている。
４（Ｔｉ当量）か低いために冷延板における肌荒れ発生
は無いか、比較冷延鋼板１３ではＣ量が、また比較冷延
鋼板１５ではＮ量が不発、明の範囲よりも高いため、伸
び及びｒ値が劣っている。
さらに、比較冷延鋼板１４は炭窒化物形成元累を含有し
ない通常のＰ添加Ａｌキルド銅板であるため、冷間圧延
鋼板製品の伸び及びｒ値とも低くなっている。
ない通常のＰ添加Ａｌキルド銅板であるため、冷間圧延
鋼板製品の伸び及びｒ値とも低くなっている。
上述のように、この発明によれば、良好なブレス成形性
をもった冷延鋼板を、エネルキー消Ｉｌ＆量を最少限に
抑えるとともに、熱間圧延設備を省１１１ｉ’；してコ
スト安く、高能率で製造することができるなど、工業上
有用な効果がもたらされるのである。
をもった冷延鋼板を、エネルキー消Ｉｌ＆量を最少限に
抑えるとともに、熱間圧延設備を省１１１ｉ’；してコ
スト安く、高能率で製造することができるなど、工業上
有用な効果がもたらされるのである。
第１図は、冷延’Ｍ析板中Ｄ （Ｃ当ｈｆ） −１／４
（Ｔｉ当鼠）の飴が冷延板の肌荒れ発生状況及び製品
の伸び、並びにｒ値に及ぼす影響を示した線図である。 出願人 住友金属工柴祠式会社 代理人 富 ］■（和 丈 にか１名
（Ｔｉ当鼠）の飴が冷延板の肌荒れ発生状況及び製品
の伸び、並びにｒ値に及ぼす影響を示した線図である。 出願人 住友金属工柴祠式会社 代理人 富 ］■（和 丈 にか１名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （］＋ Ｃ： ０．００１〜０．０１５％。 Ｍ＋−Ｉ： ０．０１〜１．２０％。 ！４０１．ｆｉ、ｌ ： ０．１０％以下。 Ｎ ： ０．００６０％以下、 を含むとともに、 Ｔｊ ： ０．２０％以下。 Ｎｂ ： ０．２０％以下。 Ｚｒ ： ０．２０％以下、 のうちの１ｗＡ以上を含有し、かつ、 ２ Ｃ当量＝Ｃ（％）十−Ｎ（％）・・・（２ｊ４ １ 。 （Ｃ当量）−−（Ｔｌ当坩）≦０．００１０ （％）・
・・（３）上記（１）式で計算されるＴｉ 当量と、
上Ｍｄ（２１式で言１算されるＣ当量との関係が上記（
３）式をｆｌｉｆ＋！足ｔ／、Ｆｅ十不可避不純物：残
り から成る組成（以上重量％）の鋼を、連続鋳造によって
根状鋳片とし、ついでこれに冷間比（山と、再結晶焼鈍
とを施すことを特徴とするプレス成形用冷延鋼板の製造
法。 （朴 ｃ ： ｏ、ｏｏｉ〜０．０１５％。 Ｍｎ ： ０．０１〜１．２０％。 ｓｏ／、Ａｌ： ０．１０％以下。 Ｎ ： ０．００６０％以下、 を含むとともに、 Ｔｉ ： ０．２０％以下。 Ｎｂ ： ０．２０％以下。 Ｚｒ ７０．２０％以下、 のうちの１種以上を含有し、さらに、 Ｖ、： ０．０１〜０．２０％。 Ｐ ： ０．０３〜０．１０％。 Ｃｒ ： ０．０５〜１．００％。 Ｎｉ ： ０．０５〜１．００％。 Ｂ ： ０．００（１３〜０．００４０％。 ｓｉ ： ０．１＋１〜２．００ ％、のうちの１
種以上をも含有し、がっ、 上記（１１式で泪詳される１゛ｉ 当部と、上記（２，
１式で計τ“−されるＣ当量との関係が上記（３）式を
満足し、Ｆｅ＋不可避不純物；残り から成る組成（以上重置％）の出を、連続鋳造によって
折状鋳片とし、ついでこれに冷間圧延と、杓結晶焼紳１
とを加ｉ′ｔことを相徴とするブルス成形用冷延鋼板の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15571982A JPS5943825A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15571982A JPS5943825A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5943825A true JPS5943825A (ja) | 1984-03-12 |
| JPS6325055B2 JPS6325055B2 (ja) | 1988-05-24 |
Family
ID=15611987
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15571982A Granted JPS5943825A (ja) | 1982-09-07 | 1982-09-07 | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943825A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6187819A (ja) * | 1984-10-08 | 1986-05-06 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| US4586966A (en) * | 1983-03-25 | 1986-05-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing cold-rolled steel sheet exhibiting improved press-formability |
| JPS61133324A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61133322A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61133323A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS62205231A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Nippon Steel Corp | 高強度冷延鋼板の製造法 |
| JPS62247026A (ja) * | 1986-04-21 | 1987-10-28 | Nippon Steel Corp | 加工用冷延鋼板の製造法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53115610A (en) * | 1977-03-19 | 1978-10-09 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing cold drawn steel strip for use in deep drawing |
| JPS5573826A (en) * | 1978-11-24 | 1980-06-03 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of alloyed-zinc-plated steel plate for deep drawing |
| JPS5573825A (en) * | 1978-11-24 | 1980-06-03 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of hot-dipped steel plate for ultra-deep drawing |
| JPS55115928A (en) * | 1979-02-27 | 1980-09-06 | Kawasaki Steel Corp | Production of non-aging cold rolled steel plate of excellent deep drawability |
| JPS55141526A (en) * | 1979-04-18 | 1980-11-05 | Kawasaki Steel Corp | Production of high tension cold-rolled steel plate for deep drawing |
| JPS5680358A (en) * | 1979-12-03 | 1981-07-01 | Hitachi Ltd | Method and apparatus for continuous production of sheet |
-
1982
- 1982-09-07 JP JP15571982A patent/JPS5943825A/ja active Granted
Patent Citations (6)
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| JPS62247026A (ja) * | 1986-04-21 | 1987-10-28 | Nippon Steel Corp | 加工用冷延鋼板の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6325055B2 (ja) | 1988-05-24 |
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