JPS5959831A - 肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5959831A JPS5959831A JP16955982A JP16955982A JPS5959831A JP S5959831 A JPS5959831 A JP S5959831A JP 16955982 A JP16955982 A JP 16955982A JP 16955982 A JP16955982 A JP 16955982A JP S5959831 A JPS5959831 A JP S5959831A
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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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】
本発明は連続鋳造アルミキルド鋼（以下ＣＣアルミキル
ド鋼と云う。）による肌荒の生じ彦い冷延鋼板の製造方
法に関するものである。
ド鋼と云う。）による肌荒の生じ彦い冷延鋼板の製造方
法に関するものである。
従来、絞り又は張出し成形を行う用途の冷延鋼板にＣＣ
アルミキルド鋼を適用すると、しばしば肌荒が生じて表
面外観が不良となる場合があり、こうした場合を避ける
ためＡｔコアキルド鋼を充当していた。これは、Ａｔコ
アキルド鋼は表層にリム層を有し、内部はＡｔキルド鋼
からなる一神の複合組織鋼であり、その焼鈍後の結晶組
織を模式化してＭｒ、１図に示す。
アルミキルド鋼を適用すると、しばしば肌荒が生じて表
面外観が不良となる場合があり、こうした場合を避ける
ためＡｔコアキルド鋼を充当していた。これは、Ａｔコ
アキルド鋼は表層にリム層を有し、内部はＡｔキルド鋼
からなる一神の複合組織鋼であり、その焼鈍後の結晶組
織を模式化してＭｒ、１図に示す。
第１図に示すように、Ａｔコアキルド鋼は表層部は細粒
、中央部は展伸粒となっている。これをプレス加工した
場合を模式化して第２図に示す。第２図かられかるよう
に、Ａｔコアキルド鋼は表層部が細粒のためプレス加工
しても肌荒が生じない。
、中央部は展伸粒となっている。これをプレス加工した
場合を模式化して第２図に示す。第２図かられかるよう
に、Ａｔコアキルド鋼は表層部が細粒のためプレス加工
しても肌荒が生じない。
これに対してＣＣアルミキルド鋼は全厚均質なアルミキ
ルド鋼であり１その焼鈍後の結晶組織を模式化して第３
図に示す。第３図に示すよう（ｌこ、ＣＣアルミキルド
鋼は板厚方向の全てにおいて展伸粒となり、これをプレ
ス加工した場合を模式化して第４図に示す。第４図から
れかるようにＣＣアルミキルド鋼は全厚展伸粒のため、
肌荒が生じやすい。
ルド鋼であり１その焼鈍後の結晶組織を模式化して第３
図に示す。第３図に示すよう（ｌこ、ＣＣアルミキルド
鋼は板厚方向の全てにおいて展伸粒となり、これをプレ
ス加工した場合を模式化して第４図に示す。第４図から
れかるようにＣＣアルミキルド鋼は全厚展伸粒のため、
肌荒が生じやすい。
ＡｔコアキルドｖＡＩ″ｉ肌荒が生じないという利点は
あるが、造塊時のパイプ生成・成分偏析等の問題から製
造歩留が低く、製造コストが高いという問題点があった
。
あるが、造塊時のパイプ生成・成分偏析等の問題から製
造歩留が低く、製造コストが高いという問題点があった
。
本発明者らはかかる観点からＣＣアルミキルド鋼による
肌荒れの生じない冷延鋼板の製造方法を研究し、以下の
方法でその製造が可能であることを見出した。
肌荒れの生じない冷延鋼板の製造方法を研究し、以下の
方法でその製造が可能であることを見出した。
本発明の要旨はＣ：０．２０％以下、 Ｓｔ ：０．３
０チ以下、Ｍｎ：０．１５〜１．０％ 、 Ｐ ： ０
．１２％以下。
０チ以下、Ｍｎ：０．１５〜１．０％ 、 Ｐ ： ０
．１２％以下。
Ｓ ： ０．０３０ｑ６以下、酸可溶Ａｔ：０．０２〜
０，０８チ。
０，０８チ。
Ｎ：０．００７０係以下を含み、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる溶鋼を連続鋳造にてスラブとした後、該
スラブをスラブ全体積比３〜３０チの表層部がＡｒ３変
態点以下で残りの中心部がＡｒ３変態点以上の温度状態
とし、その後１ｈちに仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間
圧延し、捲取温度（５００℃以下で捲き取り、スケール
除去後冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することを特
徴とする肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法にある。
不純物からなる溶鋼を連続鋳造にてスラブとした後、該
スラブをスラブ全体積比３〜３０チの表層部がＡｒ３変
態点以下で残りの中心部がＡｒ３変態点以上の温度状態
とし、その後１ｈちに仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間
圧延し、捲取温度（５００℃以下で捲き取り、スケール
除去後冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することを特
徴とする肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法にある。
又本発明の他の要旨は、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｔ：０
．３０％以下、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．０９＆ 、
Ｐ ：０．１２チ以下、Ｓ ： ０．０３０％以下２
酸可溶Ａｔ：０．０２〜０．０８％、Ｎ ： ０．００
７０％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る溶鋼を連続鋳造にてスラブとした後、該スラブをスラ
ブ全体積比３〜３０チの表層部がＡｒ３変態点以下で、
残りの中心部がＡｒ３変態は以上の温度状態とし、次い
で加熱炉又は均熱４で９５０℃以上１１５０’Ｃ以下の
温度に加熱し一後、仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間圧
延し、ｌ取温度６００ ℃以下で捲き取り、スケール除
去後冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することを特徴
とする肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法にある。
．３０％以下、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．０９＆ 、
Ｐ ：０．１２チ以下、Ｓ ： ０．０３０％以下２
酸可溶Ａｔ：０．０２〜０．０８％、Ｎ ： ０．００
７０％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る溶鋼を連続鋳造にてスラブとした後、該スラブをスラ
ブ全体積比３〜３０チの表層部がＡｒ３変態点以下で、
残りの中心部がＡｒ３変態は以上の温度状態とし、次い
で加熱炉又は均熱４で９５０℃以上１１５０’Ｃ以下の
温度に加熱し一後、仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間圧
延し、ｌ取温度６００ ℃以下で捲き取り、スケール除
去後冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することを特徴
とする肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法にある。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明の出発鋼の化学成分の限定理由は以下のとおりで
ある。
ある。
Ｃはその含有量が多くなりｊ１４ぎるとプレス成形性や
溶接性が劣化するので上限を０．２０ ％とする。
溶接性が劣化するので上限を０．２０ ％とする。
Ｓｔは多く含有すると焼鈍時にテンパーカラーが生じや
すくなることと、化成処理性を劣化をせるので０３０％
以下とするが、望ましくは０．０４％以下がよい。
すくなることと、化成処理性を劣化をせるので０３０％
以下とするが、望ましくは０．０４％以下がよい。
Ｍｎは熱間圧延時の脆化を防ぐために。、１５チ以上含
有さぜる。一方、その含有量が多くなるとコスト的に不
利になることとプレス成形性が劣化するので上限を１，
０％とする。
有さぜる。一方、その含有量が多くなるとコスト的に不
利になることとプレス成形性が劣化するので上限を１，
０％とする。
Ｐはプレス成形性の面からは少ないほうが好せしいが、
強度を要求される場合には含有させる必要がある。その
含有量が多いと溶接性や二次加工性を劣化するので、上
限を０．１２％とする。
強度を要求される場合には含有させる必要がある。その
含有量が多いと溶接性や二次加工性を劣化するので、上
限を０．１２％とする。
ｓｈ多量に含むとプレス成形性を劣化させるので上限を
０．０３０％とするが、０．０１５％以下が望まし２い
。
０．０３０％とするが、０．０１５％以下が望まし２い
。
酸可溶Ａ７ （以下５ｏｔＡｔと記す）は脱酸のためと
焼鈍時の結晶粒の粗大化を防止するだめに下限を０．０
２％とする。また多くなり過ぎるとプレス成形性とくに
フ値の劣化を招くので上限を０．０８％とする。
焼鈍時の結晶粒の粗大化を防止するだめに下限を０．０
２％とする。また多くなり過ぎるとプレス成形性とくに
フ値の劣化を招くので上限を０．０８％とする。
Ｎは多くなると伸びの劣化を招くので上限を０．００７
０％とするが、７値及び伸びの兼合いから望ましくは０
．００３０〜０．００６０ｑ６がよい。
０％とするが、７値及び伸びの兼合いから望ましくは０
．００３０〜０．００６０ｑ６がよい。
上記成分からなる鋼を転炉・電気炉等で溶製し連続餉造
にてスラブとする。連続鋳造で製造するのは成分偏析や
介在物を減少させると共に製造歩留を向上させるだめで
ある。
にてスラブとする。連続鋳造で製造するのは成分偏析や
介在物を減少させると共に製造歩留を向上させるだめで
ある。
連続鋳造されたスラブは直接熱間圧延（以下ＣＣ−ＤＲ
と記す）するか又は熱片のま−まで加熱炉に装入（以下
ＣＣ−ＨＣＲと記す）される。ところで、前記連続鋳造
されたスラブは、スラブ全体積比で３〜３０チの表層部
がＡｒ、３変態点以下であり残りのスラブの中心部はＡ
ｒ３変態点以上の温度状態とする。この温度状態はスラ
ブ表層部を強制冷却することにより達成される。スラブ
の全体積比で３〜３０％の表層部をＡｒ３変態点以下と
するのはＡｔＮを表層部に析出させるためである。表層
部が全体積比の３チ未満ではＡｔＮの析出が少なく、肌
荒れ防止効果がなくなる。また３０％を超えるとＡ７Ｎ
の析出した部が多くなりすぎ、プレス成形性を劣化させ
る。スラブの中心部でｕＡｒ３変態点以上であるために
固溶Ｎが多く存在する。
と記す）するか又は熱片のま−まで加熱炉に装入（以下
ＣＣ−ＨＣＲと記す）される。ところで、前記連続鋳造
されたスラブは、スラブ全体積比で３〜３０チの表層部
がＡｒ、３変態点以下であり残りのスラブの中心部はＡ
ｒ３変態点以上の温度状態とする。この温度状態はスラ
ブ表層部を強制冷却することにより達成される。スラブ
の全体積比で３〜３０％の表層部をＡｒ３変態点以下と
するのはＡｔＮを表層部に析出させるためである。表層
部が全体積比の３チ未満ではＡｔＮの析出が少なく、肌
荒れ防止効果がなくなる。また３０％を超えるとＡ７Ｎ
の析出した部が多くなりすぎ、プレス成形性を劣化させ
る。スラブの中心部でｕＡｒ３変態点以上であるために
固溶Ｎが多く存在する。
ＣＣ−ＤＲの場合は前記のスラブの温度状態にしたのち
、直ちに熱間圧延し、ＣＣ−ＨＣＲの場合ｕ ９５０℃
以上１１５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延する。Ｃ
Ｃ−ＨＣＲの場合、９５０３以上の加熱温度で加熱する
のは、スラブ中心部の固溶Ｎの析出を少くするためであ
り、１１５０℃以下とするのはスラブ表層部のＡｔＨの
再溶体化を防ぐためである。ＣＣ−ＨＣＲの場合、加熱
炉在炉時間はスラブ中心部の固溶Ｎの析出を少くするた
めに５時間以下が好ましい。
、直ちに熱間圧延し、ＣＣ−ＨＣＲの場合ｕ ９５０℃
以上１１５０℃以下の温度に加熱して熱間圧延する。Ｃ
Ｃ−ＨＣＲの場合、９５０３以上の加熱温度で加熱する
のは、スラブ中心部の固溶Ｎの析出を少くするためであ
り、１１５０℃以下とするのはスラブ表層部のＡｔＨの
再溶体化を防ぐためである。ＣＣ−ＨＣＲの場合、加熱
炉在炉時間はスラブ中心部の固溶Ｎの析出を少くするた
めに５時間以下が好ましい。
次いで熱間圧延されるが、仕上温度をＡｒ３変態点以上
とする。その理由は、板厚中心部の固溶Ｎの析出を少く
するためであり、捲取温度を６００℃以下とするのも同
様の理由からである。
とする。その理由は、板厚中心部の固溶Ｎの析出を少く
するためであり、捲取温度を６００℃以下とするのも同
様の理由からである。
捲き取られたホットコイルはスケール除去後、冷間圧延
されるが、冷間圧下率は４０〜９０チが望ましい。冷間
圧延されたコイルはホットコイルの状態と同じで板厚表
層部はＡｔＮが析出しており、中心部は固溶Ｎが多く存
在している。
されるが、冷間圧下率は４０〜９０チが望ましい。冷間
圧延されたコイルはホットコイルの状態と同じで板厚表
層部はＡｔＮが析出しており、中心部は固溶Ｎが多く存
在している。
次いで、表面についた圧延油や汚れ等を除去して、ある
いはそのまま、焼鈍を行う。該焼鈍としては箱型焼鈍が
好ましい。箱型焼鈍の場合脱炭焼鈍又は脱窒焼鈍あるい
はその両方が行われることもある。焼鈍の温度を再結晶
温度以上とするのはプレス成形性を確保するためである
。焼鈍時、板表層部はＡｔＮが析出しているために該表
層部は粒成長が抑制婆れ細粒となるが、板厚中心部は固
溶Ｎがｓａｔ、 Ａｔと結合してＡ溺が焼鈍過程におい
て析出するため展伸粒となジブレス成形性に好ましい（
１１１）方位が発達する。
いはそのまま、焼鈍を行う。該焼鈍としては箱型焼鈍が
好ましい。箱型焼鈍の場合脱炭焼鈍又は脱窒焼鈍あるい
はその両方が行われることもある。焼鈍の温度を再結晶
温度以上とするのはプレス成形性を確保するためである
。焼鈍時、板表層部はＡｔＮが析出しているために該表
層部は粒成長が抑制婆れ細粒となるが、板厚中心部は固
溶Ｎがｓａｔ、 Ａｔと結合してＡ溺が焼鈍過程におい
て析出するため展伸粒となジブレス成形性に好ましい（
１１１）方位が発達する。
このようにして第１図のＡｔコアキルド鋼で製造した冷
延鋼板と同様の結晶組織を持つ冷延鋼板がＣＣアルミキ
ルド鋼で製造される。また、箱型焼鈍並の昇温・冷却速
度（３００°（，４（ｒ以下）であれば連続焼鈍を適用
しても同様の冷延鋼板が聰造できる。
延鋼板と同様の結晶組織を持つ冷延鋼板がＣＣアルミキ
ルド鋼で製造される。また、箱型焼鈍並の昇温・冷却速
度（３００°（，４（ｒ以下）であれば連続焼鈍を適用
しても同様の冷延鋼板が聰造できる。
以下、本発明の効果を列挙すると以下のようである。
（１） Ａｔコアキルド鋼をＣＣアルミキルド鋼に変
える１１■によりスラブまでの製造歩留が５〜１０チ向
上すると共に造塊・分塊工程省略が可能なために多大の
メリットがある。
える１１■によりスラブまでの製造歩留が５〜１０チ向
上すると共に造塊・分塊工程省略が可能なために多大の
メリットがある。
（２） ＣＣ−ＤＲ、ＣＣ−ＨＣＲを適用すること及
び低温加熱により熱延の加熱燃料原単位が太１〕に改善
される。
び低温加熱により熱延の加熱燃料原単位が太１〕に改善
される。
次に実施例について説明する。
スラブでの含有成分及び調造条件を第１表に示し、それ
で製造された冷延鋼板の機械的特性及び肌荒評点を第２
表に示す。サンプルｍＡ、Ｂ、Ｃ。
で製造された冷延鋼板の機械的特性及び肌荒評点を第２
表に示す。サンプルｍＡ、Ｂ、Ｃ。
Ｄ、Ｅは本発明による鋼板の実施例であり、サンプルＡ
Ｆ、Ｇは比較材である。第１表のうち、スラブの搬送方
法として、ＣＣ−ＤＲ及びＣＣ−ＨＣＲを省き○印のつ
いた方法で本発明鋼板は製造される。
Ｆ、Ｇは比較材である。第１表のうち、スラブの搬送方
法として、ＣＣ−ＤＲ及びＣＣ−ＨＣＲを省き○印のつ
いた方法で本発明鋼板は製造される。
しかし、比較材のスラブは室温まで冷却された後、加熱
炉に装入しただめスラブの表層部のＡｒ３変態点以下の
体積比率１ｉ１００％となっている。本発明鋼板及びサ
ングルＡＧＯＡｔコアキルド鋼は肌荒れ評点が良好であ
るが、サンプル７６ ＦのＣＣアルミキルド鋼は不良で
あり本発明鋼板はＣＣＡｔコアキルド鋼と同様に肌荒に
対して優位性が示された。
炉に装入しただめスラブの表層部のＡｒ３変態点以下の
体積比率１ｉ１００％となっている。本発明鋼板及びサ
ングルＡＧＯＡｔコアキルド鋼は肌荒れ評点が良好であ
るが、サンプル７６ ＦのＣＣアルミキルド鋼は不良で
あり本発明鋼板はＣＣＡｔコアキルド鋼と同様に肌荒に
対して優位性が示された。
尚、この肌荒評価方法はＪＩＳＳ号試験片により規定の
引張り歪を与えて、その肌荒生成程度を５段階（評点１
，２，３，４．５ ）で評価するもので、評点の小さい
ものほど良好であり、肌荒の厳しい用途には評点１，２
を合格とし、評点３，４．５を不合格としている。
引張り歪を与えて、その肌荒生成程度を５段階（評点１
，２，３，４．５ ）で評価するもので、評点の小さい
ものほど良好であり、肌荒の厳しい用途には評点１，２
を合格とし、評点３，４．５を不合格としている。
また、本発明鋼板は、サンプルＣ，ｌ）は高強度な冷延
鋼板のためにＴ値が軟質な冷延鋼板にくらべて低いけれ
ども、降伏点（Ｙ、Ｐ、）、引張り強さくＴ、Ｓ）が低
い軟質な冷延鋼板に相当するサンプルＡ、Ｂ、Ｅは７値
が比較材Ｆ ＋’ Ｇ並もしくはそれ以上であジ、プレ
ス成形性もすぐれている。
鋼板のためにＴ値が軟質な冷延鋼板にくらべて低いけれ
ども、降伏点（Ｙ、Ｐ、）、引張り強さくＴ、Ｓ）が低
い軟質な冷延鋼板に相当するサンプルＡ、Ｂ、Ｅは７値
が比較材Ｆ ＋’ Ｇ並もしくはそれ以上であジ、プレ
ス成形性もすぐれている。
第１図はＡｔコアキルド鋼板の結晶組織を模式化した図
、第２図はＡｔコアキルド鋼板をプレス加工した場合の
結晶組織を模式化した図、第３図はＣＣＡｔキルド鋼板
の結晶組織を模式化した図、第４図はＣＣＡｔキルド鋼
板をプレス加工した場合の結晶組織を模式化した図であ
る。 茅１ス 竿３図
、第２図はＡｔコアキルド鋼板をプレス加工した場合の
結晶組織を模式化した図、第３図はＣＣＡｔキルド鋼板
の結晶組織を模式化した図、第４図はＣＣＡｔキルド鋼
板をプレス加工した場合の結晶組織を模式化した図であ
る。 茅１ス 竿３図
Claims (2)
- （１）重量％としてＣ：０．２０％以下、 Ｓｔ ：０
．３０％以下、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．０％、Ｐ：
０．１２係以下、Ｓ ： ０．０３０％以下、酸可溶Ａ
ｔ： ０．０２〜（１，０８％、Ｎ ： ０．００７０
％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶
鋼を連続鋳造にてスラブとしだ後、該スラブをスラブ全
体積比で３〜３０％の表層部がＡｒ３変態点以下で、残
りの中心部がＡｒ３変態点以上の温度状態とし、その後
直ちに仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間圧延し、捲取温
度６００℃以下で捲き取り、スケール除去後冷間圧延し
、再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする肌荒の生
じない冷延鋼板の製造方法。 - （２）Ｎ匍″チとしてＣ：０．２０％以下、Ｓｔ：０．
３０％以下、 Ｍｎ ：０．１５〜１．０％ 、 Ｐ
： ０．１２チ以下、Ｓ ： ０．０３０％以下、酸可
溶Ａｔ：０．０２〜０，０８％、Ｎ ： ０．００７０
％以下を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶
鋼を連続鋳造にてスラブとした後、該スラブをスラブ全
体積比で３〜３０％の表層部がＡｒ３変態点以下で、残
部の中心部がＡｒ３変態点以上の温度状態とし、次いで
加熱炉または均熱炉で９５０℃以上１１５０℃以下の温
度に加熱した後、仕上温度Ａｒ３変態点以上で熱間圧延
し、捲取温度６００℃以下で捲き取り、スケール除去後
冷間圧延し、再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とす
る肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16955982A JPS5959831A (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16955982A JPS5959831A (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5959831A true JPS5959831A (ja) | 1984-04-05 |
Family
ID=15888703
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16955982A Pending JPS5959831A (ja) | 1982-09-30 | 1982-09-30 | 肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5959831A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1982
- 1982-09-30 JP JP16955982A patent/JPS5959831A/ja active Pending
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