JPS5943976B2 - 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5943976B2 JPS5943976B2 JP55073179A JP7317980A JPS5943976B2 JP S5943976 B2 JPS5943976 B2 JP S5943976B2 JP 55073179 A JP55073179 A JP 55073179A JP 7317980 A JP7317980 A JP 7317980A JP S5943976 B2 JPS5943976 B2 JP S5943976B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の
製造方法に関し、とくに非時効性でかつ深絞り性および
延性に富む冷延鋼板の有利な製造方法を提案しようとす
るものである。
製造方法に関し、とくに非時効性でかつ深絞り性および
延性に富む冷延鋼板の有利な製造方法を提案しようとす
るものである。
自動車の外板および内板には高度のプレス成形が行なわ
れるため下値が高く伸びの大きな非時効性冷延鋼板が用
いられる。
れるため下値が高く伸びの大きな非時効性冷延鋼板が用
いられる。
特にフェンダ−、クォーターパネルおよびオイルパンに
はオーフン焼鈍による脱炭脱窒鋼板やＴ１キルド極低炭
鋼板が用いられているが、前者は製造コストが高い上に
、粒径が大きく、強度が低いためにプレス成形の際にオ
レンジヒールと呼ばれる肌荒れやウオール・ブレーク（
ｗａ ｌ ｌ ｂｒｅａｋ ）を生じ易いという欠点
があった。
はオーフン焼鈍による脱炭脱窒鋼板やＴ１キルド極低炭
鋼板が用いられているが、前者は製造コストが高い上に
、粒径が大きく、強度が低いためにプレス成形の際にオ
レンジヒールと呼ばれる肌荒れやウオール・ブレーク（
ｗａ ｌ ｌ ｂｒｅａｋ ）を生じ易いという欠点
があった。
一方後者のＴｉキルド鋼板はＴｉがＣ２ＮのみならずＳ
、０との結合力が強いために非時効性を確保するにはＣ
およびＮに対して化学量論的当量の数倍のＴｉを添加す
る必要があり、生成したＴｉの硫化物、酸化物が非金属
介在物となってスリーパー疵と呼ばれる表面疵が多発す
るという問題があった。
、０との結合力が強いために非時効性を確保するにはＣ
およびＮに対して化学量論的当量の数倍のＴｉを添加す
る必要があり、生成したＴｉの硫化物、酸化物が非金属
介在物となってスリーパー疵と呼ばれる表面疵が多発す
るという問題があった。
これらに比べて改良された方法として、Ｔｉの代りにＮ
ｂ又はＮｂとＡｌとによりＣとＮを固定して時効性およ
び下値を向上する方法が提案され、例えばＭｅｔ、 Ｔ
ｒａｎｓ、誌１９７２年Ｖｏ１．３Ｐ。
ｂ又はＮｂとＡｌとによりＣとＮを固定して時効性およ
び下値を向上する方法が提案され、例えばＭｅｔ、 Ｔ
ｒａｎｓ、誌１９７２年Ｖｏ１．３Ｐ。
２１７１〜２１８２には鋼中Ｓに対してＭｎが、Ｎに対
してＡｌがそれぞれ充分配合されている場合はＮｂはＣ
に対して化学量論的にＮｂＣを形成するに充分な量、す
なわちＣ０，００９％に対しＮｂＯ，０７１％配合すれ
ば冷延後７００℃、４時間以内の焼鈍により非時効性鋼
が得られることが示され、またＣ０．０１４％に対しＮ
ｂ０．１７７％を配合すれば冷延後８７０℃の焼鈍を行
なう場合にも降伏伸びが発生しないことが示されている
。
してＡｌがそれぞれ充分配合されている場合はＮｂはＣ
に対して化学量論的にＮｂＣを形成するに充分な量、す
なわちＣ０，００９％に対しＮｂＯ，０７１％配合すれ
ば冷延後７００℃、４時間以内の焼鈍により非時効性鋼
が得られることが示され、またＣ０．０１４％に対しＮ
ｂ０．１７７％を配合すれば冷延後８７０℃の焼鈍を行
なう場合にも降伏伸びが発生しないことが示されている
。
また１９７３年Ｕ、 Ｓ、 Ｐａ ｔｅｎｔＡ３７６１
３２４公報にはＣ０，００２〜０２０％とＳに対し充分
なＭｎを含有する鋼にＮｂを０．０６８〜０．２５％添
加した場合にＣおよびＮと結合していないＮｂが００２
５％以下存在すると、下値が１８以上に達することが示
されている。
３２４公報にはＣ０，００２〜０２０％とＳに対し充分
なＭｎを含有する鋼にＮｂを０．０６８〜０．２５％添
加した場合にＣおよびＮと結合していないＮｂが００２
５％以下存在すると、下値が１８以上に達することが示
されている。
同公報の実施例によればＣ０，００５〜００１％、Ｎは
ぼ０．００６％該４００１５〜００２０％、ＮｂＯ，０
８〜０１２％の素材を熱延ならびに冷延後７００°Ｃ１
１〜１６時間の焼鈍を行なうことにより下値１．７８〜
２．１０、伸び４０〜４８％の非時効性鋼板が得られる
ことが示されている。
ぼ０．００６％該４００１５〜００２０％、ＮｂＯ，０
８〜０１２％の素材を熱延ならびに冷延後７００°Ｃ１
１〜１６時間の焼鈍を行なうことにより下値１．７８〜
２．１０、伸び４０〜４８％の非時効性鋼板が得られる
ことが示されている。
以上開示された方法の他に、Ａｌを用いずＮｂ単独で添
加する方法が多く提案されているが、何れも非時効性鋼
板を得るためには上記２つの方法に比べて多量のＮｂが
当然必要となり、また成形性も劣るという欠点がある。
加する方法が多く提案されているが、何れも非時効性鋼
板を得るためには上記２つの方法に比べて多量のＮｂが
当然必要となり、また成形性も劣るという欠点がある。
このように従来提案されているＮｂ添加鋼は００００５
〜００２％の極低炭素鋼にＮｂＯ，０７〜０１８％、好
ましくは０．０８〜０１２％をｎ１することにより得ら
れる７値１６〜２．１、伸び４０〜４８％の非時効性冷
延鋼板であるが、 （１）この鋼板は伸び４０〜４８％と脱炭脱窒鋼板の伸
び５０〜５４％に比べて低く、 （２）Ｎｂは高価な金属であり、Ｎｂの多量添加により
、コスト上昇が避けられない。
〜００２％の極低炭素鋼にＮｂＯ，０７〜０１８％、好
ましくは０．０８〜０１２％をｎ１することにより得ら
れる７値１６〜２．１、伸び４０〜４８％の非時効性冷
延鋼板であるが、 （１）この鋼板は伸び４０〜４８％と脱炭脱窒鋼板の伸
び５０〜５４％に比べて低く、 （２）Ｎｂは高価な金属であり、Ｎｂの多量添加により
、コスト上昇が避けられない。
という欠点があった。
本発明は上記の問題を有利に解決するもので、Ｎｂの添
加量の低減の下に、優れた非時効性および下値は言うま
でもなく、さらに伸びの一層の向上を実現できる冷延鋼
板の製造方法を提案するものである。
加量の低減の下に、優れた非時効性および下値は言うま
でもなく、さらに伸びの一層の向上を実現できる冷延鋼
板の製造方法を提案するものである。
すなわち本発明は、Ｃ：０００８％以下、Ｓｉ二・０，
２０％以下、Ｍｎ：０．０４〜０，３０％、Ｐ：００２
５％以下、Ｓ：００２％以下、Ｎ ： ０．０１％以下
およびＡｌ：００２〜０１０％でかつ（Ｎ斧×４）％以
上を、００１〜０．０７％でかつＣ含有量に応じ式（Ｃ
％×３）〜（Ｃ％ｘｓ＋０．０２）％を満足する範囲の
Ｎｂと共に含有し、残部実質的にＦｅの組成になる鋼ス
ラブを熱間圧延するに際し、粗圧延から仕上圧延にわた
る全圧下率：９０％以上、かつ仕上圧延の圧延速度ニア
０ｍ／ｍｉｘ以上、そして仕上圧延温度：８５０℃以上
の条件下に熱延を行い、ついで６００〜８００°Ｃの温
度範囲で捲取ったのち、圧下率：６０〜９０％の冷間圧
延を施して最終板厚とし、ついで得られた冷延鋼帯に、
７００〜９００℃の温度範囲で１０ｓｅｃ〜５ｍ１ｙｒ
の連続焼鈍を施すことを特徴とする成形性の極めて優れ
た非時効性冷延鋼板の製造方法である。
２０％以下、Ｍｎ：０．０４〜０，３０％、Ｐ：００２
５％以下、Ｓ：００２％以下、Ｎ ： ０．０１％以下
およびＡｌ：００２〜０１０％でかつ（Ｎ斧×４）％以
上を、００１〜０．０７％でかつＣ含有量に応じ式（Ｃ
％×３）〜（Ｃ％ｘｓ＋０．０２）％を満足する範囲の
Ｎｂと共に含有し、残部実質的にＦｅの組成になる鋼ス
ラブを熱間圧延するに際し、粗圧延から仕上圧延にわた
る全圧下率：９０％以上、かつ仕上圧延の圧延速度ニア
０ｍ／ｍｉｘ以上、そして仕上圧延温度：８５０℃以上
の条件下に熱延を行い、ついで６００〜８００°Ｃの温
度範囲で捲取ったのち、圧下率：６０〜９０％の冷間圧
延を施して最終板厚とし、ついで得られた冷延鋼帯に、
７００〜９００℃の温度範囲で１０ｓｅｃ〜５ｍ１ｙｒ
の連続焼鈍を施すことを特徴とする成形性の極めて優れ
た非時効性冷延鋼板の製造方法である。
次に本発明を実験データについて詳細に説明する。
第１表に示すＣとＮｂとの含有量を変化させて溶製した
鋼スラブを圧下率９０％、最低圧延速度７０ ｍ ７ｍ
＝１仕上温度８７０℃、捲取温度６８０℃の条件下で熱
間圧延した後、圧下率８０％で冷間圧延して得た最終板
厚の冷延板に対し、連続焼鈍によって８３０℃において
４Ｑｓｅｃの焼鈍を施し、然る後４０°Ｃ／ｓｅｃの速
度で冷却して得た製品の特性値（ＡＩ値、Ｅｌ値、下値
）におよぼすパラメータαヨＮｂ（％）／ＣＣ％）およ
びパラメータβヨＮｂｃ％）−８Ｃｃ％）の関係を第１
および２図に示す。
鋼スラブを圧下率９０％、最低圧延速度７０ ｍ ７ｍ
＝１仕上温度８７０℃、捲取温度６８０℃の条件下で熱
間圧延した後、圧下率８０％で冷間圧延して得た最終板
厚の冷延板に対し、連続焼鈍によって８３０℃において
４Ｑｓｅｃの焼鈍を施し、然る後４０°Ｃ／ｓｅｃの速
度で冷却して得た製品の特性値（ＡＩ値、Ｅｌ値、下値
）におよぼすパラメータαヨＮｂ（％）／ＣＣ％）およ
びパラメータβヨＮｂｃ％）−８Ｃｃ％）の関係を第１
および２図に示す。
第１図からパラメータαが３以上において、ＡＩ値即ち
時効指数が１ｋｇ／ｍｍ２を下廻り、下値が１．９を上
廻り実質的に非時効で下値の高い鋼板が得られることお
よび第２図からＢｌ値（伸び）がパラメータβに従って
変化し、βが０．０２％以下の場合において十分高い値
が得られることがわかる。
時効指数が１ｋｇ／ｍｍ２を下廻り、下値が１．９を上
廻り実質的に非時効で下値の高い鋼板が得られることお
よび第２図からＢｌ値（伸び）がパラメータβに従って
変化し、βが０．０２％以下の場合において十分高い値
が得られることがわかる。
かＸる実験の繰返しによりＮｂはｃ （％）に対して３
倍以上必要であるがβ三Ｎｂ（％）−８ＸＣ（％即ちＣ
と未結合のＮｂ（％）は０．０２％以下であることが必
要なことが決定される。
倍以上必要であるがβ三Ｎｂ（％）−８ＸＣ（％即ちＣ
と未結合のＮｂ（％）は０．０２％以下であることが必
要なことが決定される。
なお上記範囲内において、Ｎｂの含有量が００３〜００
６％の範囲内にありかつ６×Ｃ（％；）〜８×Ｃ（％）
＋０．０１０％の範囲内にあることが全般的な特性値の
バランスからみて好適である。
６％の範囲内にありかつ６×Ｃ（％；）〜８×Ｃ（％）
＋０．０１０％の範囲内にあることが全般的な特性値の
バランスからみて好適である。
Ｃはｏ、ｏｏｓ％を超えると７値、伸びの低下が著るし
くなるので、それ以下とする必要があり、なかでもＣ０
，００３〜０．００６％のときが最も良い。
くなるので、それ以下とする必要があり、なかでもＣ０
，００３〜０．００６％のときが最も良い。
ＡｌはＮをＡｌＮとして固定するため＆■０２％以上、
かつＮｃ％）の４倍以上添加することが必要である。
かつＮｃ％）の４倍以上添加することが必要である。
さもないと鋼中Ｎが鋼中Ｎｂと結合するために鋼中にＮ
ｂによって固定されないＣが多量に残り、ＡＩ値を十分
低減できない結果を招く。
ｂによって固定されないＣが多量に残り、ＡＩ値を十分
低減できない結果を招く。
しかし０．１％以上のＡ ｌ ｉｌ］は、鋼中にアルミ
ナクラスターに起因する介在物を増加させ、表面疵の原
因となるので避けるべきである。
ナクラスターに起因する介在物を増加させ、表面疵の原
因となるので避けるべきである。
Ｎはその含有量が多いとＡｌの含有量を高める必要があ
り、そのためＮは００１％より多いとアルミナクラスタ
ーに起因する介在物の増加により表面疵が多くなるので
Ｎは０８０１％以下にする必要がある。
り、そのためＮは００１％より多いとアルミナクラスタ
ーに起因する介在物の増加により表面疵が多くなるので
Ｎは０８０１％以下にする必要がある。
Ｓｉ、Ｍｎについては通常の冷延鋼板に含有される程度
とすればよく、夫々０．２０％以下、００４〜０．３０
％とすればよい。
とすればよく、夫々０．２０％以下、００４〜０．３０
％とすればよい。
その他の不純物Ｐ、Ｓ、０などについてはＳｉ。
Ｍｎと同様、通常の冷延鋼板に含まれる程度とすればよ
く、それぞれ０．０２５％、００２０％、ｏ、ｏｏｓ％
以下とすればよい。
く、それぞれ０．０２５％、００２０％、ｏ、ｏｏｓ％
以下とすればよい。
次に本発明の製造方法を説明する。
本発明の鋼板を溶製に当っては常用されている何れかの
方法を単独あるいは組合せて用いることができる。
方法を単独あるいは組合せて用いることができる。
しかしＣは溶鋼の段階で予め脱炭しておくことが必要で
あり、そのための手段としてＲＨ法、ＤＨ法などによる
真空脱炭処理を施すことは有利である。
あり、そのための手段としてＲＨ法、ＤＨ法などによる
真空脱炭処理を施すことは有利である。
また純酸素底吹転炉法（Ｑ−ＢＯＰ法）を用いて直接極
低炭素鋼を溶製することも有利である。
低炭素鋼を溶製することも有利である。
さらに従来の造塊法あるいは連続鋳造法の何れをも用い
ることができる。
ることができる。
連続鋳造によって得られるスラブ、あるいは従来の造塊
法によって製造される鋼塊を分塊して得られるスラブは
連続熱間圧延に供せられる。
法によって製造される鋼塊を分塊して得られるスラブは
連続熱間圧延に供せられる。
その際スラブの加熱温度としてはＮｂＣを鋼中に固溶さ
せるに必要な１１５０℃以上が確保されればよく、一般
的な１１５０〜１３００℃の温度範囲で十分である。
せるに必要な１１５０℃以上が確保されればよく、一般
的な１１５０〜１３００℃の温度範囲で十分である。
さて、上記の範囲の温度に加熱したスラブに、引続いて
連続熱間圧延を施すが、本発明ではこの連続熱間圧延に
おける圧下率と圧延速度がとりわけ重要である。
連続熱間圧延を施すが、本発明ではこの連続熱間圧延に
おける圧下率と圧延速度がとりわけ重要である。
すなわち圧下率は、スラブが粗圧延を経て仕上圧延スタ
ンド群を出るまでの全圧下率が、９０％以上、また圧延
速度は、仕上スタンド群の圧延速度が最低７０ ｍ ／
ｍｖｔより好ましくは８０ ｍ ７ｍ１ｙｔ以上の条件
下に熱間圧延を行うことによって非時効でかつ高７値、
高ＦＪ’値が得られることが明らかにされたのである。
ンド群を出るまでの全圧下率が、９０％以上、また圧延
速度は、仕上スタンド群の圧延速度が最低７０ ｍ ／
ｍｖｔより好ましくは８０ ｍ ７ｍ１ｙｔ以上の条件
下に熱間圧延を行うことによって非時効でかつ高７値、
高ＦＪ’値が得られることが明らかにされたのである。
この理由については、まだ明確には解明されてないが、
上記の如き高圧下率、高圧延速度の条件下に熱間圧延を
行うと、この熱延段階において微細なたとえば１０００
λ以下程度のＮｂ （Ｃ，Ｎ）。
上記の如き高圧下率、高圧延速度の条件下に熱間圧延を
行うと、この熱延段階において微細なたとえば１０００
λ以下程度のＮｂ （Ｃ，Ｎ）。
ＡｌＮおよびＭｎ ８などの析出が促進され、これらが
析出サイトとなってＦｅｘＣｙの如きの析出を助長し、
さらにその後の熱履歴によってこれらが複合した複合析
出物が形成される結果、鋼中の固溶Ｃが充分低減され、
かくして実質的に非時効でかつ〒値が高くしかも伸びが
向上するものと考えられる。
析出サイトとなってＦｅｘＣｙの如きの析出を助長し、
さらにその後の熱履歴によってこれらが複合した複合析
出物が形成される結果、鋼中の固溶Ｃが充分低減され、
かくして実質的に非時効でかつ〒値が高くしかも伸びが
向上するものと考えられる。
この点、熱間圧延における全圧下率が９０％より小さい
場合、あるいは圧延速度が７０ ｍ ７ｍ１ｙｔよりも
遅い場合には、その後の処理条件をいかように調整して
も所期した効果は得られなかった。
場合、あるいは圧延速度が７０ ｍ ７ｍ１ｙｔよりも
遅い場合には、その後の処理条件をいかように調整して
も所期した効果は得られなかった。
本発明によれば、熱延仕上温度は８５０℃以上（好適に
は８７０°Ｃ以上）とする必要がある。
は８７０°Ｃ以上）とする必要がある。
この温度より低い仕上温度を採用した場合には〒値、伸
び、時効特性が劣化する。
び、時効特性が劣化する。
本発明によれば、捲取温度は６００℃以上とする必要が
ある。
ある。
この温度より低い温度で捲取るとＮｂによるＣの固定が
、またＡｌによるＮの固定が不充分となり非時効性の鋼
板を得ることができない。
、またＡｌによるＮの固定が不充分となり非時効性の鋼
板を得ることができない。
ＡＩ値、〒値、Ｅｌ値の点からみて、高温の捲取温度、
すなわち６８０〜７５００Ｃの範囲が有利である。
すなわち６８０〜７５００Ｃの範囲が有利である。
なお８００℃以上とすると鋼中ＣおよびＮの固定が飽和
する一方、スケールの生成が増大するので好ましくない
。
する一方、スケールの生成が増大するので好ましくない
。
この温度範囲内の捲取温度とするためには仕上圧延後の
水冷を弱めるとか、もしくは水冷を全く省略するなどの
手段をとることができる。
水冷を弱めるとか、もしくは水冷を全く省略するなどの
手段をとることができる。
このようにして得られた熱延コイルはその後常法に従っ
て酸化スケールを酸洗してから冷延するか、または冷延
後酸洗又は研削によりスケールを除去する。
て酸化スケールを酸洗してから冷延するか、または冷延
後酸洗又は研削によりスケールを除去する。
冷延の際の冷延率が６０％より少ないと所期の７値が得
られず、一方９０％を超えると〒は高くなるが、異方性
が大きくなるので、本発明では冷間圧延の圧下率を６０
〜９０％より好ましくは７５〜８５％とした。
られず、一方９０％を超えると〒は高くなるが、異方性
が大きくなるので、本発明では冷間圧延の圧下率を６０
〜９０％より好ましくは７５〜８５％とした。
本発明によれば、上記の如くして得られた冷延鋼帯には
さらに連続焼鈍が施される。
さらに連続焼鈍が施される。
焼鈍温度および時間は７００〜９００℃、１０秒〜５分
間の範囲内であれば目標とする材質に合わせて適当に選
ぶことができる。
間の範囲内であれば目標とする材質に合わせて適当に選
ぶことができる。
７００〜９００°Ｇの間では高温の方が強度は低くなる
が、下値および伸びは大きくなる。
が、下値および伸びは大きくなる。
７８０〜８８０°Ｇ１３０〜１２０秒間の均熱が特に好
適である。
適である。
なお連続焼鈍後の冷却速度が１００℃／ｓｅｃを超える
と非時効性とするために別途過時効処理が必要になる。
と非時効性とするために別途過時効処理が必要になる。
この意味で１〜３０°Ｃ／ＳｅＣの冷却速度とするのが
よい。
よい。
なお前記別途の過時効処理を行なう場合は２５０〜５０
０℃の範囲内で行なえばよい。
０℃の範囲内で行なえばよい。
本発明の鋼板は連続焼鈍を施した状態においてＡＩが１
ｋｇ／ＩＩＬ７ＩＬ２以下の非時効性であるが、表面粗
度調整を兼ねて２％以下、好ましくは１％以下のスキン
パス圧延をかけることは一面に差支えない。
ｋｇ／ＩＩＬ７ＩＬ２以下の非時効性であるが、表面粗
度調整を兼ねて２％以下、好ましくは１％以下のスキン
パス圧延をかけることは一面に差支えない。
次に本発明を実施例について工程順に説明する。
実施例
（１）製鋼・造塊
純酸素上吹転炉（ＬＤ転炉）とＲＨ脱ガス工程を経て第
２表Ｉ、Ｉｔに示す成分組成の溶鋼を、純酸素底吹転炉
（Ｑ−ＢＯＰ）とＲＨ脱ガス工程を経て第２表■に示す
成分組成の溶鋼を得た。
２表Ｉ、Ｉｔに示す成分組成の溶鋼を、純酸素底吹転炉
（Ｑ−ＢＯＰ）とＲＨ脱ガス工程を経て第２表■に示す
成分組成の溶鋼を得た。
脱ガス処理時間は鋼１２５分、鋼１１２３分、鋼■３５
分であった。
分であった。
ＮｂおよびＡｌは脱ガス処理終了直前に添加した。
鋼Ｉ、ＩＩは造塊−分塊圧延により２２０闘厚のスラブ
とした。
とした。
鋼■は連続鋳造により同上厚のスラブとした。
（２）熱間圧延
上記スラブを表面手入れ後、加熱炉で鋼Ｉ。
ＩＩＩ：１２８０°Ｃ−３５分、鋼［： １３００°Ｃ
−３０分（温度はスラブ表面での測定値）の均熱保持を
行なった。
−３０分（温度はスラブ表面での測定値）の均熱保持を
行なった。
引き続き４列の粗圧延機、７スタンドからなる仕上圧延
機にて連続圧延して３、２ ｒＩＬ７ＩＬ厚の熱延鋼帯
を得た。
機にて連続圧延して３、２ ｒＩＬ７ＩＬ厚の熱延鋼帯
を得た。
このとき仕上圧延においてシートバーから銅帯とすると
きの圧下率は鋼Ｉ、ＩＩＩでは９２％、鋼■では９３％
であった。
きの圧下率は鋼Ｉ、ＩＩＩでは９２％、鋼■では９３％
であった。
また仕上圧延機会スタンドの圧延速度（各ロール出側通
板速度にほぼ対応）は 鋼Ｉ 、ＩＩＩ：第１スタンド９８ｍ／分。
板速度にほぼ対応）は 鋼Ｉ 、ＩＩＩ：第１スタンド９８ｍ／分。
第７スタンド６６０ｍ／分
鋼■ ：第１スタンド１０３ｍ／分。
第７スタンド７４５ｍ／分に設定した。
いずれの場合も仕上圧延入側の温度は１０３０〜１０５
０℃、仕上温度は８９０〜９２０°Ｃに制御した。
０℃、仕上温度は８９０〜９２０°Ｃに制御した。
捲取温度は鋼１ニア７０℃、鋼ＩＩ：６６０℃、鋼ＩＩ
Ｉニア１０°Ｃとした。
Ｉニア１０°Ｃとした。
（３） 冷間圧延、焼鈍
熱延鋼帯を酸洗して冷間圧延により０．７ｒｒｓ厚（圧
下率ニア８％）あるいはｏ、 ｓ ｍ４ （圧下率ニア
５％）の冷延コイルとした。
下率ニア８％）あるいはｏ、 ｓ ｍ４ （圧下率ニア
５％）の冷延コイルとした。
再結晶焼鈍は連続焼鈍ラインにて下記の条件で行なった
。
。
鋼１：８２０°Ｃ〜８５０°Ｃ，３０５鴫熱保持後２０
０℃まで約５°Ｃ／ＳｅＣで冷却 鋼１１ニア８０〜８３０°Ｃ，２５Ｓ漿均熱保持後２５
０°Ｃまで約１２°Ｃ／ｓｅｃで冷却鋼ＩＩＩ：８４０
〜８７０℃、４Ｑｓｅｃ均熱保持後２５０℃まで約１２
°Ｃ／Ｓｅｃで冷却 焼鈍コイルを０．３〜０．７％のスキンパス圧延して製
品とした。
０℃まで約５°Ｃ／ＳｅＣで冷却 鋼１１ニア８０〜８３０°Ｃ，２５Ｓ漿均熱保持後２５
０°Ｃまで約１２°Ｃ／ｓｅｃで冷却鋼ＩＩＩ：８４０
〜８７０℃、４Ｑｓｅｃ均熱保持後２５０℃まで約１２
°Ｃ／Ｓｅｃで冷却 焼鈍コイルを０．３〜０．７％のスキンパス圧延して製
品とした。
第３表にそのときの機械的性質を示す。
なお表面検査の結果、いずれの製品も一般Ａｌキルド鋼
並みで製品としての使用に問題がなかった。
並みで製品としての使用に問題がなかった。
以上本発明の鋼板は表面性状も優れ非時効性冷延鋼板で
あることが判る。
あることが判る。
以上述べたようにこの発明によれば、Ｎｂ含有量を従来
に比べ低減できるのでコストの面で有利なだけでなく、
かような低Ｎｂの下でも非時効でかつ高下値を呈する上
に、すぐれた伸び特性をそなえる冷延鋼板を得ることが
できる。
に比べ低減できるのでコストの面で有利なだけでなく、
かような低Ｎｂの下でも非時効でかつ高下値を呈する上
に、すぐれた伸び特性をそなえる冷延鋼板を得ることが
できる。
第１図はパラメータαとＡＩ値および〒値との関係を示
す図、第２図はパラメーターβとＥｌとの関係を示す図
である。
す図、第２図はパラメーターβとＥｌとの関係を示す図
である。
Claims (1)
- ｉ ｃ：ｏ、ｏｏｓ％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ ： ０．０４〜０．３０％、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：００１％以下およびＡｌ
：０．０２〜０．１０％でかつ（Ｎ％×４）％以上を、
００１〜０，０７％でかつＣ含有量に応じ（Ｃ％×３）
〜（０％Ｘ８十０．０２）％を満足する範囲のＮｂと共
に含有し、残部実質的にＦｅの組成になる鋼スラブを熱
間圧延するに際し、粗圧延から仕上圧延にわたる全圧下
率＝９０％以上、かつ仕上圧延の圧延速度ニアＱｍ／ｍ
ｖｔ以上、そして仕上圧延温度：８５０℃以上の条件下
に熱延を行い、ついで６００〜８００℃の温度範囲で捲
取っタノち、圧下率二６０〜９０％の冷間圧延を施して
最終板厚とし、ついで得られた冷延鋼帯に、７００〜９
００℃の温度範囲で１０８ω〜５ｍｉ！Ｌの連続焼鈍を
施すことを特徴とする成形性の極めて優れた非時効性冷
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55073179A JPS5943976B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| DE8181302325T DE3166285D1 (en) | 1980-05-31 | 1981-05-27 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| EP81302325A EP0041354B2 (en) | 1980-05-31 | 1981-05-27 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| CA000378519A CA1186602A (en) | 1980-05-31 | 1981-05-28 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
| US06/267,930 US4368084A (en) | 1980-05-31 | 1981-05-28 | Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55073179A JPS5943976B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18226182A Division JPS5881952A (ja) | 1982-10-18 | 1982-10-18 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56169752A JPS56169752A (en) | 1981-12-26 |
| JPS5943976B2 true JPS5943976B2 (ja) | 1984-10-25 |
Family
ID=13510650
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55073179A Expired JPS5943976B2 (ja) | 1980-05-31 | 1980-05-31 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5943976B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5729555A (en) * | 1980-07-30 | 1982-02-17 | Kawasaki Steel Corp | Nonageing molten zinc plated steel plate with excellent moldability and preparation thereof |
| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS58164754A (ja) * | 1982-03-26 | 1983-09-29 | Kawasaki Steel Corp | シヤドウマスク用冷延薄鋼帯及びその製造方法 |
| JPS61110749A (ja) * | 1984-11-05 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
| JPS61246344A (ja) * | 1985-04-22 | 1986-11-01 | Kawasaki Steel Corp | 耐２次加工脆性に優れる超深絞り用冷延鋼板 |
| JPS6112858A (ja) * | 1985-04-22 | 1986-01-21 | Kawasaki Steel Corp | 成形性の極めて優れた非時効性溶融亜鉛めつき鋼板 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54100920A (en) * | 1978-01-26 | 1979-08-09 | Kobe Steel Ltd | Excellently formable high strength cold rolled steel plate and method of producing same |
| JPS576497A (en) * | 1980-06-14 | 1982-01-13 | Nissin Electric Co Ltd | Digital waveform recording device |
-
1980
- 1980-05-31 JP JP55073179A patent/JPS5943976B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54100920A (en) * | 1978-01-26 | 1979-08-09 | Kobe Steel Ltd | Excellently formable high strength cold rolled steel plate and method of producing same |
| JPS576497A (en) * | 1980-06-14 | 1982-01-13 | Nissin Electric Co Ltd | Digital waveform recording device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56169752A (en) | 1981-12-26 |
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