JPS5989727A - プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5989727A JPS5989727A JP57197766A JP19776682A JPS5989727A JP S5989727 A JPS5989727 A JP S5989727A JP 57197766 A JP57197766 A JP 57197766A JP 19776682 A JP19776682 A JP 19776682A JP S5989727 A JPS5989727 A JP S5989727A
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- steel
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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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
- C21D8/0421—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 characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
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、プレス成形性並びに同成形性と共に化成処理
性に優れた超深絞シ用冷延鋼板の製造方法に関するもの
である。
性に優れた超深絞シ用冷延鋼板の製造方法に関するもの
である。
従来の超深絞υ用冷延鋼板の製造方法では、特公昭１Ｉ
ＩＩ−ｉｇｏｔ、ｔ、号公報に開示されているように、
Ｃ含有量が０．００７〜０．０１％の極低炭素鋼にＴ１
を添加し１熱間圧延をＡｒ３変態点以上の温度で行うこ
とが採用されていた。しかし、０含有量が低くなるとＡ
ｒ３変態点が上昇し、熱延仕上げ温度（ＦＴ）をざ１０
℃以上にしなければならず、このＦＴを確保するだめス
ラブの加熱湿度を従来の低Ｃ鋼（Ｃ二０．０コ〜ｏ、ｏ
４１％〉の場合の／、７０θ℃程度から！、２ｋＯ℃〜
ｉ３ｇｏ°Ｃの高温まで上り゛なければならず、その場
合には下記のような問題点があった。
ＩＩ−ｉｇｏｔ、ｔ、号公報に開示されているように、
Ｃ含有量が０．００７〜０．０１％の極低炭素鋼にＴ１
を添加し１熱間圧延をＡｒ３変態点以上の温度で行うこ
とが採用されていた。しかし、０含有量が低くなるとＡ
ｒ３変態点が上昇し、熱延仕上げ温度（ＦＴ）をざ１０
℃以上にしなければならず、このＦＴを確保するだめス
ラブの加熱湿度を従来の低Ｃ鋼（Ｃ二０．０コ〜ｏ、ｏ
４１％〉の場合の／、７０θ℃程度から！、２ｋＯ℃〜
ｉ３ｇｏ°Ｃの高温まで上り゛なければならず、その場
合には下記のような問題点があった。
（ａ） 加熱炉で消費するエネルギーが著しく大きく
なシ経済的でなかった。
なシ経済的でなかった。
（１）） 加熱湿度が高くなるために、加熱炉の補修
費の上昇、スケール生成量の増大による歩留９の低下、
各種ロールの摩耗駄の増大などが起こシ経済的でなかっ
た。
費の上昇、スケール生成量の増大による歩留９の低下、
各種ロールの摩耗駄の増大などが起こシ経済的でなかっ
た。
（Ｑ） 加熱炉を通さず、直接熱間圧延する製造プロ
くなりやすく、そのため熱延仕上げ温度をＡｒ３変終点
以上に確保する・ことが輸しく、良好な材質が得られに
くかった。
くなりやすく、そのため熱延仕上げ温度をＡｒ３変終点
以上に確保する・ことが輸しく、良好な材質が得られに
くかった。
本発明は、従来方法から起こる上記問題点を解消しで、
スラブ加熱温度を著しく低くするか、又は連続鋳造して
得たスラブを加熱することなく、直接熱間圧延すること
が可能であシ、これによシ経済的に有利に超深絞シ用冷
延鋼板を製造することができる方法を提供することを目
的とするものである。
スラブ加熱温度を著しく低くするか、又は連続鋳造して
得たスラブを加熱することなく、直接熱間圧延すること
が可能であシ、これによシ経済的に有利に超深絞シ用冷
延鋼板を製造することができる方法を提供することを目
的とするものである。
すなわち本発明の要旨とするものは次のとおりである。
１、 ０≦０．００６θ％＋ Ｍｎ ＋ ０．０／−０
−１０％、 ＡＪｌ ０．００！ｉ〜０．／θ％を含み
、かつ下記（１）式でＴ１’（％）として示す有効Ｔ１
鎚が下記（２）式を満足する場合における（１）式のＴ
ｉ （％）でＴ１を含み、残部は実質的にＦｅである鋼
を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、直ちに又は９
θθ℃〜／／！０°Ｃに加熱してから仕上温度をりｔｏ
”ｃ以下にして熱間圧延を行い、次いで常法によって冷
間圧延を行い、続いて再結晶温度以上１０００″Ｃ以下
の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、プレス成
形性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。
−１０％、 ＡＪｌ ０．００！ｉ〜０．／θ％を含み
、かつ下記（１）式でＴ１’（％）として示す有効Ｔ１
鎚が下記（２）式を満足する場合における（１）式のＴ
ｉ （％）でＴ１を含み、残部は実質的にＦｅである鋼
を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、直ちに又は９
θθ℃〜／／！０°Ｃに加熱してから仕上温度をりｔｏ
”ｃ以下にして熱間圧延を行い、次いで常法によって冷
間圧延を行い、続いて再結晶温度以上１０００″Ｃ以下
の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、プレス成
形性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Ｔ１責％）＝Ｔ１（％） −−９−６−Ｎ （％）−竹
Ｓ（％）・・・・（１）ダ、０ｘＧ（％）≦Ｔ１１（％
）≦ｏ、ｉθ ・・・・（２）２．０≦０．００４０％
＋ Ｍｕ Ｉ Ｏ，０／−０，／θ％、 ＡＩｔ ｏ、
ｏｏｓ −ｏ、ｉｏ％を含み、かつ下記（１）式でＴｔ
’（％）として示す有効Ｔｔ量が下記（２）式を満足す
る場合における（１）式のＴ４ （％）でＴ１を含み、
更にＯｕ ｔ Ｎ１ｒ Ｏｒを単独又は複合してθ、Ｏ
り〜Ｏ０−θ％含み、残部は実質的にＦｅである鋼を溶
製し、連続鋳造してスラブとした後、直ちに又は’ｔｏ
ｏ ’ｃ −１ｉｓｏ ’ｃに加熱してから仕上湿度を
’ｎｏ”ｃ以下にして熱間圧延を行い、次いで常法によ
って冷間圧延を行い、続いて再結晶温度以上１０００℃
以下の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、プレ
ス成形性及び化成処理性に優れた超深絞シ用冷延銅板の
製造方法。
Ｓ（％）・・・・（１）ダ、０ｘＧ（％）≦Ｔ１１（％
）≦ｏ、ｉθ ・・・・（２）２．０≦０．００４０％
＋ Ｍｕ Ｉ Ｏ，０／−０，／θ％、 ＡＩｔ ｏ、
ｏｏｓ −ｏ、ｉｏ％を含み、かつ下記（１）式でＴｔ
’（％）として示す有効Ｔｔ量が下記（２）式を満足す
る場合における（１）式のＴ４ （％）でＴ１を含み、
更にＯｕ ｔ Ｎ１ｒ Ｏｒを単独又は複合してθ、Ｏ
り〜Ｏ０−θ％含み、残部は実質的にＦｅである鋼を溶
製し、連続鋳造してスラブとした後、直ちに又は’ｔｏ
ｏ ’ｃ −１ｉｓｏ ’ｃに加熱してから仕上湿度を
’ｎｏ”ｃ以下にして熱間圧延を行い、次いで常法によ
って冷間圧延を行い、続いて再結晶温度以上１０００℃
以下の温度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、プレ
ス成形性及び化成処理性に優れた超深絞シ用冷延銅板の
製造方法。
Ｔｔ”（％） −Ｔｔ （％）−ｉ７Ｎ（％）−…Ｓ（
％）・・・・（１）ダ、ｏｘＯ（％）≦Ｔ１”（％）≦
０．／θ −―・・（２）以下、本発明について詳細に
説明する。
％）・・・・（１）ダ、ｏｘＯ（％）≦Ｔ１”（％）≦
０．／θ −―・・（２）以下、本発明について詳細に
説明する。
本発明者らは、前述のような従来方法によって起こる問
題点を解消すべく、鋭意研究を重ねた結果、素材の組成
についてＣ≦０．００４０％の極低炭素化と、）Ｊｎ
： ０．０／ ＝ ０．１０ ％の低Ｍｎ化、かつＴ１
の少量添加を行うことによυ熱延仕上げ温度がｔＷＯ″
Ｃ以下であっても、超深絞υ性に優れた冷延鋼板が得ら
れることを知見した。
題点を解消すべく、鋭意研究を重ねた結果、素材の組成
についてＣ≦０．００４０％の極低炭素化と、）Ｊｎ
： ０．０／ ＝ ０．１０ ％の低Ｍｎ化、かつＴ１
の少量添加を行うことによυ熱延仕上げ温度がｔＷＯ″
Ｃ以下であっても、超深絞υ性に優れた冷延鋼板が得ら
れることを知見した。
そこでまず、本発明において前掲のように規定した素材
鋼の各成分範囲について述べる。
鋼の各成分範囲について述べる。
Ｔ１及びＣ；
Ｔ１の添加量は、目的とする材質向上の面から決定され
、これは、本発明においてとりわけ重要である。
、これは、本発明においてとりわけ重要である。
チタン添加鋼において良好な材質を得るには、鋼板の固
溶ＣをＴ１０として全量固定するに必要なＴ１を添加す
る必要がある。チタン添加量におけるＴ１析出物生成の
順序線、まず／４’θｏ ”ｃ以上の高温で、ＴＩＮ
ｙ ＴｉＦ４ができ、残シのＴ１がＣと化合し、ＴｉＯ
析出物となる。そこでＴ１添加量が少なくて溶鋼中にあ
ったＣがその全量、ＴＩＣ析出物として固定されずに固
溶Ｃが鋼板中に残ると、鋼板の７値や伸びが劣化するの
で、固溶Ｃの全量をＴＩＣとして析出させるのに必要な
量のＴ１を添加しなければならない。
溶ＣをＴ１０として全量固定するに必要なＴ１を添加す
る必要がある。チタン添加量におけるＴ１析出物生成の
順序線、まず／４’θｏ ”ｃ以上の高温で、ＴＩＮ
ｙ ＴｉＦ４ができ、残シのＴ１がＣと化合し、ＴｉＯ
析出物となる。そこでＴ１添加量が少なくて溶鋼中にあ
ったＣがその全量、ＴＩＣ析出物として固定されずに固
溶Ｃが鋼板中に残ると、鋼板の７値や伸びが劣化するの
で、固溶Ｃの全量をＴＩＣとして析出させるのに必要な
量のＴ１を添加しなければならない。
しかしてＴ１添加量の下限は次のようにして定められる
。
。
すなわち、下記（１）式で定鵜されるように、添加すべ
きＴ１の全量〔（１）式中のＴ１）からＴ４量 、 Ｔ
ｉＳとなる分のＴｉ量を差し引いてＣの固定に有効な分
のＴｉ量（Ｔ４”として示される。）を算出する。
きＴ１の全量〔（１）式中のＴ１）からＴ４量 、 Ｔ
ｉＳとなる分のＴｉ量を差し引いてＣの固定に有効な分
のＴｉ量（Ｔ４”として示される。）を算出する。
得られ九Ｔ１“が（２）式の右辺、すなわちＣｉのダ倍
に等しいときにおける（１）火のＴｌｉが添加すべきＴ
１量の下限である。
に等しいときにおける（１）火のＴｌｉが添加すべきＴ
１量の下限である。
Ｃについては、プレス成形性の優れた冷延鋼板を得るた
め、０．００６０％以下に抑える必要がある。
め、０．００６０％以下に抑える必要がある。
上記のようにＴ１及びＣ景を規定する理由について以下
詳しく述べる。
詳しく述べる。
第１図は、Ｔ１“／Ｃ≧り、Ｏの場合について、スラブ
のＣＮが製品鋼板の下値に及ぼす影響を示した図表であ
る。すなわち、第１図はＣｉ ＋ ｏ、ｏｏｔ。
のＣＮが製品鋼板の下値に及ぼす影響を示した図表であ
る。すなわち、第１図はＣｉ ＋ ｏ、ｏｏｔ。
〜ｏ、ｏｏｇｏ％ｇ Ｍｎ ： ０＊θｋ 〜０．０９
％＋Ｓ：Ｏ−θ１０〜０．０／コ％ｔＮ：θ、ｏｏ、２
ｏ −ｏ、ｏｏグＯ％＋ Ａｌ ： ０．０３０〜０６
０５０％＋ Ｔｉ Ｉ ０．０！ｒ 〜０．０ｇＯｅＸ
を含み、かつＴ１”／ＣＪ ： １１．０− ／？、、
ｔとした成分の鋼を溶製してスラブを造り、スラブ加熱
温ｆｆ１１００θ℃、熱延仕上げ温度りＳθ〜り７３°
Ｃで熱間圧延し、次いで７ｇ％の冷間圧下率で冷間圧延
した後、ｇ、”ｔｏ″ｃＸＡＯ秒の連続焼鈍を施した場
合における、スラブのＣｉと製品鋼板の下値の関係を示
した図表であゐ。
％＋Ｓ：Ｏ−θ１０〜０．０／コ％ｔＮ：θ、ｏｏ、２
ｏ −ｏ、ｏｏグＯ％＋ Ａｌ ： ０．０３０〜０６
０５０％＋ Ｔｉ Ｉ ０．０！ｒ 〜０．０ｇＯｅＸ
を含み、かつＴ１”／ＣＪ ： １１．０− ／？、、
ｔとした成分の鋼を溶製してスラブを造り、スラブ加熱
温ｆｆ１１００θ℃、熱延仕上げ温度りＳθ〜り７３°
Ｃで熱間圧延し、次いで７ｇ％の冷間圧下率で冷間圧延
した後、ｇ、”ｔｏ″ｃＸＡＯ秒の連続焼鈍を施した場
合における、スラブのＣｉと製品鋼板の下値の関係を示
した図表であゐ。
この図表からＴｘ’／Ｃ≧ダ、θの場合には、Ｃｉを０
．００４０％以下にすれば、熱延仕上げ温度を７ｇθ°
Ｃ以下にしても、ｉ、ｔ −ｘ、＋の非常に高い下値が
得られることが分かる。
．００４０％以下にすれば、熱延仕上げ温度を７ｇθ°
Ｃ以下にしても、ｉ、ｔ −ｘ、＋の非常に高い下値が
得られることが分かる。
まだ第一図には、優れたプレス成形性を得るのに適正な
、Ｃｉと有効Ｔｌｊｉｉ（Ｔｔ”）との関係が示されて
いる。第一図中、斜線を施した領域がＴ１”■とＣｉの
適正範囲である。
、Ｃｉと有効Ｔｌｊｉｉ（Ｔｔ”）との関係が示されて
いる。第一図中、斜線を施した領域がＴ１”■とＣｉの
適正範囲である。
なお、Ｔ１”量は０．１０％を超えても更に効果の向上
は少なく、またＴ１の装置は製造コストを上昇させるこ
とに々るので０．１０％を上限とする。
は少なく、またＴ１の装置は製造コストを上昇させるこ
とに々るので０．１０％を上限とする。
以上の理由から、０量は０．００６θ％以下に、Ｔ１量
はＴ１”として（４ｔ、θＸＯ）％以上で０．１０％以
下に限定する。
はＴ１”として（４ｔ、θＸＯ）％以上で０．１０％以
下に限定する。
Ｍｎ＋
Ｍｎは一般に鋼板の７値を低下せしめる元素である。特
に熱延仕上温度がＡｒ３点以意思となる場合、Ｍｎの影
響による下値の劣化が著しい。そこで、熱延仕上温度を
Ａｒ ３点以下としたときの７値の劣化を防ぐためには
、前述のようにＣ鳳を０．００６％以下とし、有効Ｔ１
（Ｔｔ”）がＣのダ倍以上となるようＴ１を添加すると
同時にＭｎをｏ、ｉｏ％以下に抑えることが必要である
。
に熱延仕上温度がＡｒ３点以意思となる場合、Ｍｎの影
響による下値の劣化が著しい。そこで、熱延仕上温度を
Ａｒ ３点以下としたときの７値の劣化を防ぐためには
、前述のようにＣ鳳を０．００６％以下とし、有効Ｔ１
（Ｔｔ”）がＣのダ倍以上となるようＴ１を添加すると
同時にＭｎをｏ、ｉｏ％以下に抑えることが必要である
。
Ｍｎは通常、Ｓによる熱間脆性割れの防止を目的にＭｎ
／Ｓ≧１０となるように添加されるが、本発明における
ごとく、Ｔｉを添加した場合、Ｓが、ＴｔＳとして固定
されるため熱間脆性割れが起こらないのでＭｕを添加す
る必要はない。
／Ｓ≧１０となるように添加されるが、本発明における
ごとく、Ｔｉを添加した場合、Ｓが、ＴｔＳとして固定
されるため熱間脆性割れが起こらないのでＭｕを添加す
る必要はない。
すなわち、本発明の目的として、熱延仕上温度を７ｔθ
℃以下としても、優れたプレス成形性に必要な下値を有
する鋼板を製造し得ることは、鋼中のＣｉを低くしたう
え、Ｔ１を添加してｃｔｌ−Ｔｌｃとして固定すると同
時に、鋼中ＳをＴＩＳとして固定し、このＳの固定に応
じて鋼中のＭｚ＋を低く押えることによって初めて達成
されるのである。
℃以下としても、優れたプレス成形性に必要な下値を有
する鋼板を製造し得ることは、鋼中のＣｉを低くしたう
え、Ｔ１を添加してｃｔｌ−Ｔｌｃとして固定すると同
時に、鋼中ＳをＴＩＳとして固定し、このＳの固定に応
じて鋼中のＭｚ＋を低く押えることによって初めて達成
されるのである。
Ｍｎの下限を０．０／％とした根拠は、不純物元素とし
て含まれるＭｎ ｔ−０，０７％より低くすることが工
業的に困難であるからである。
て含まれるＭｎ ｔ−０，０７％より低くすることが工
業的に困難であるからである。
以上によシＭｎは０．０／ −０，１０％に限定する。
ＡＩ ；
ＡＩは鋼の脱酸を行うため添加するが、本発明の目的と
する特性改善には直接関係しないので、コストダウンの
観点から上限をθ、ｉｏ％にする。
する特性改善には直接関係しないので、コストダウンの
観点から上限をθ、ｉｏ％にする。
下限は理論的には０であるが、脱酸を完遂させるためｏ
、ｏｏｒ％程の残留は必要である。
、ｏｏｒ％程の残留は必要である。
（３ｕ＋ Ｎｔ ｙ Ｏｒ ；
自動車用鋼板は普通リン酸亜鉛処理（化成処理）してか
ら塗装を行う。極低炭素チタン添加鋼板を化成処理する
と、リン酸亜鉛結晶核がマバラになり化成処理条件によ
っては問題になる場鋒があるにの問題を解決するため添
加成分としてＯｕ。
ら塗装を行う。極低炭素チタン添加鋼板を化成処理する
と、リン酸亜鉛結晶核がマバラになり化成処理条件によ
っては問題になる場鋒があるにの問題を解決するため添
加成分としてＯｕ。
Ｎｉ ｔ Ｏｒを添加する。これにょｐ鋼板表面にリン
酸亜鉛析出核がち密に析出するため優れた化成処理性が
得られる。Ｏｕ ＋ Ｎｉ ｒ Ｃ”は単独又は複合で
添加するが、その単独又は合計がθ、ＯＳ％よシ少ない
と化成処理性向上効果がなく、ｏ６．２゜％よシ多くす
ると材質が劣化するので、ｏ、ｏｓ’％〜０．コ。
酸亜鉛析出核がち密に析出するため優れた化成処理性が
得られる。Ｏｕ ＋ Ｎｉ ｒ Ｃ”は単独又は複合で
添加するが、その単独又は合計がθ、ＯＳ％よシ少ない
と化成処理性向上効果がなく、ｏ６．２゜％よシ多くす
ると材質が劣化するので、ｏ、ｏｓ’％〜０．コ。
弾に規定した。
次に熱間圧延条件について述べる。
第３図は、スラブの加熱温度の変化が製品鋼板の７値に
与える影響を示す図表である。すなわちＧ ： ｏ、ｏ
ｏｔｓ 〜ｏ、ｏｏ４１ｏ％＋ Ｍｎ ｒ ｏ、ｏｇ％
、 Ａｔ ：ｏ、ｏ４ｔｏ 〜ｏ、ｏＡｏ％ｔ Ｔ ｉ
！ ０．０ｋＡ’ −０−０４３％−ただしＴ１”／
Ｃ＋ ｙ、ｏ −ｙｑ、ｚ ｔＤ、ｘ、ラブを、加熱炉
で１０００− ／コｏｏ”ｃの間で温度を変えて加熱し
、熱巻取シ温度をｓＡｒθ〜ｔＳＯ″Ｃにして熱間圧延
を行った場合におけるスラブ加熱温度と製品鋼板のｒ値
′ との関係を示すものである。
与える影響を示す図表である。すなわちＧ ： ｏ、ｏ
ｏｔｓ 〜ｏ、ｏｏ４１ｏ％＋ Ｍｎ ｒ ｏ、ｏｇ％
、 Ａｔ ：ｏ、ｏ４ｔｏ 〜ｏ、ｏＡｏ％ｔ Ｔ ｉ
！ ０．０ｋＡ’ −０−０４３％−ただしＴ１”／
Ｃ＋ ｙ、ｏ −ｙｑ、ｚ ｔＤ、ｘ、ラブを、加熱炉
で１０００− ／コｏｏ”ｃの間で温度を変えて加熱し
、熱巻取シ温度をｓＡｒθ〜ｔＳＯ″Ｃにして熱間圧延
を行った場合におけるスラブ加熱温度と製品鋼板のｒ値
′ との関係を示すものである。
第３図によれば、熱延仕上げ温度（ＦＴ）がｔ’ｙ。
°Ｃと高い場合には、加熱温度を７．２゜０ ’Ｃから
７０００°Ｃまで下げてもｒ値の向上は認められ力いが
、ＦＴが７７３℃と低い場合には、／／！Ｏ”Ｃ以下の
低温加熱にするとｒ値が著しく向上することが分かる。
７０００°Ｃまで下げてもｒ値の向上は認められ力いが
、ＦＴが７７３℃と低い場合には、／／！Ｏ”Ｃ以下の
低温加熱にするとｒ値が著しく向上することが分かる。
しかしスラブ加熱温度が９００″Ｃよシ低温になると熱
間圧延時の変形抵抗が高くなり、熱間圧延できなくなる
。
間圧延時の変形抵抗が高くなり、熱間圧延できなくなる
。
以上の理由にょシ、ｒ値を大きくするため、加熱炉でス
ラブ加熱を行う場合には、ｔｏｏ ’ｃ −ｉｉ！ｒ。
ラブ加熱を行う場合には、ｔｏｏ ’ｃ −ｉｉ！ｒ。
°Ｃの低温で加熱し、りｔθ℃以下のＦＴで熱間圧延を
行う。
行う。
他方、加熱炉を通さずに、連＠＜ｃｃ＞スラブを直接熱
間圧延することも可能である。通常、ＣＣスラブを直接
熱間圧延（ＤＲ）する場合には、熱間圧延の際のスラブ
の温度は低いので、ＦＴが低くなシやすい。これに対し
、本発明によれば、既に述べたようにＦＴがｔＷＯ℃以
下であっても高いｒ値が得られるため、本発明け０Ｏ−
ＤＲ法に最適である。よって加熱炉を通さずにＧＯ−Ｄ
Ｒ法を適用する場合においても同様にＦＴを７ｇθ℃以
下とする。
間圧延することも可能である。通常、ＣＣスラブを直接
熱間圧延（ＤＲ）する場合には、熱間圧延の際のスラブ
の温度は低いので、ＦＴが低くなシやすい。これに対し
、本発明によれば、既に述べたようにＦＴがｔＷＯ℃以
下であっても高いｒ値が得られるため、本発明け０Ｏ−
ＤＲ法に最適である。よって加熱炉を通さずにＧＯ−Ｄ
Ｒ法を適用する場合においても同様にＦＴを７ｇθ℃以
下とする。
続く冷間圧延には特別の条件は無く常法によって行えば
よい。
よい。
次いで焼鈍条件について述べると、焼鈍は再結晶温度以
上の温度で行なわなければ十分なプレス成形性が得られ
ず、一方１０００℃を超えるオーステナイト域まで加熱
すると製品鋼板のｒ値が劣化する。したがって焼鈍は再
結晶温度以上で１０００°Ｃ以下の温度に７３秒以上保
持して行う。
上の温度で行なわなければ十分なプレス成形性が得られ
ず、一方１０００℃を超えるオーステナイト域まで加熱
すると製品鋼板のｒ値が劣化する。したがって焼鈍は再
結晶温度以上で１０００°Ｃ以下の温度に７３秒以上保
持して行う。
以下に実施例を比較例と対比して述べる。
実施例Ｉ
下記表−／の実施例及び比較例に示すように、本発明で
規定する鋼の成分範囲内に入る成分組成のものと、本発
明の上記筒器を外れる成分組成のものをそれぞれ溶製し
、連続鋳造によってスラブを造った。これらのスラブを
同表の各側に示すような熱間圧延温度で、それぞれ３．
コ闘厚に熱間圧延し、巻取温度６θｏ ”ｃで巻取った
。その熱延板をその後Ｑ、７１１１ｊに冷間圧延し、次
いで連続焼鈍を行い、その後Ｏ０ｑ％のスキンパス圧延
を施して製品鋼板とした。
規定する鋼の成分範囲内に入る成分組成のものと、本発
明の上記筒器を外れる成分組成のものをそれぞれ溶製し
、連続鋳造によってスラブを造った。これらのスラブを
同表の各側に示すような熱間圧延温度で、それぞれ３．
コ闘厚に熱間圧延し、巻取温度６θｏ ”ｃで巻取った
。その熱延板をその後Ｑ、７１１１ｊに冷間圧延し、次
いで連続焼鈍を行い、その後Ｏ０ｑ％のスキンパス圧延
を施して製品鋼板とした。
各側でこのようにして製造した鋼板について材質調査を
次のようにして行った。
次のようにして行った。
すなわち、圧延方向に対して” （Ｌ） −４Ｉｓ°（
Ｄ）９ｑｏＯ（Ｃ）の３方向からＪＩＳ ｓ号試験片を
作成し、これら試験片を用いて引張試験を行って、降伏
強さ、引張強さ、伸び、Ｔ値共にり、Ｃ，Ｄ方向につい
て測定して１土５土λｋを平均値として算出し、この値
を以って材質を評価した。
Ｄ）９ｑｏＯ（Ｃ）の３方向からＪＩＳ ｓ号試験片を
作成し、これら試験片を用いて引張試験を行って、降伏
強さ、引張強さ、伸び、Ｔ値共にり、Ｃ，Ｄ方向につい
て測定して１土５土λｋを平均値として算出し、この値
を以って材質を評価した。
なおスラブ加熱炉における燃料原単価についても調査し
た。表−一に以上の結果を示す。
た。表−一に以上の結果を示す。
実施例ｉ
表−７のＢに示す成分組成の溶鋼を連鋳スラブとし、加
熱炉を通さず直接熱間圧延した。熱間圧延条件は、熱延
仕上げ温度り一３°Ｃ９巻取温度Ａ７５℃として３．コ
鰭厚に仕上げた。その熱延板を０．７鱈に冷間圧延し、
ｔ３０℃×ｌθ秒の連続焼鈍を行い、その後０．４ｔ％
のスキンパス圧延を施して製品鋼板とした。
熱炉を通さず直接熱間圧延した。熱間圧延条件は、熱延
仕上げ温度り一３°Ｃ９巻取温度Ａ７５℃として３．コ
鰭厚に仕上げた。その熱延板を０．７鱈に冷間圧延し、
ｔ３０℃×ｌθ秒の連続焼鈍を行い、その後０．４ｔ％
のスキンパス圧延を施して製品鋼板とした。
この鋼板に対して実施例工と同様に材質試験を行った。
その結果を表−３に示す。
表−３
以上のように、本発明は加熱炉を通さずに直接熱間圧延
する方式を採用することも可能であって、この場合でも
スラブ再加熱の方式によるものと同様に優れた材質が得
られ、更に消費燃料原単位を著しく削減することができ
る。
する方式を採用することも可能であって、この場合でも
スラブ再加熱の方式によるものと同様に優れた材質が得
られ、更に消費燃料原単位を著しく削減することができ
る。
、実施例Ｉ
表−ダに示すようなＯｕ ｌ Ｎｉ ｔ Ｏｒを含む成
分組成の溶鋼と、これらを添加しない溶鋼をそれぞれ連
鋳スラブとし、表−グに示すような熱間圧延温度で３．
コ鼎厚に熱間圧延し、巻取温度４００℃で巻取った。面
熱延板を０．７ ｍに冷間圧延し、次いで連続焼鈍を行
い、その後Ｏ，Ｉ／１％のスキンパス圧延を施して製品
鋼板とした。両鋼板に対して実施何重と同様に材質試験
を行った。その結果を表−３に示す。
分組成の溶鋼と、これらを添加しない溶鋼をそれぞれ連
鋳スラブとし、表−グに示すような熱間圧延温度で３．
コ鼎厚に熱間圧延し、巻取温度４００℃で巻取った。面
熱延板を０．７ ｍに冷間圧延し、次いで連続焼鈍を行
い、その後Ｏ，Ｉ／１％のスキンパス圧延を施して製品
鋼板とした。両鋼板に対して実施何重と同様に材質試験
を行った。その結果を表−３に示す。
更に両鋼板にスプレー法によってリン酸亜鉛の化成処理
を施して、その化成処理性について比較試験を行った。
を施して、その化成処理性について比較試験を行った。
その結果を併せて示す。
表−５によれば、Ｏｕ ｒ Ｎｉ ｙ Ｏｒを添加した
鋼から得られた鋼板は、それら成分を添加しない鋼から
得られた鋼板と同様に優れた機械的性質を備えるととも
に、リン酸塩化成処理が良好であることが分かる。
鋼から得られた鋼板は、それら成分を添加しない鋼から
得られた鋼板と同様に優れた機械的性質を備えるととも
に、リン酸塩化成処理が良好であることが分かる。
第１図はＴ１”１０≧ｔｘｔ、ｏの場合についてスラブ
のＣ量と製品鋼板の下値との関係を示す図表、第２図は
スラブＣ量とＴＬ”との適正範囲を示す図表、第３図は
スラブの加熱温度と製品鋼板の７値との関係を示す図表
である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社
のＣ量と製品鋼板の下値との関係を示す図表、第２図は
スラブＣ量とＴＬ”との適正範囲を示す図表、第３図は
スラブの加熱温度と製品鋼板の７値との関係を示す図表
である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社
Claims (1)
- １．０≦ｏ、ｏｏｔ、ｏ％＊ Ｍｎ ＋ ０−θ１％、
ｌ＋θ、θθ３〜０．１０％を含み、かつ下記（１）式
でＴ１“（％）として示す有効Ｔｉ量が下記（２）式を
満足する場合における（１）式のＴｉ （％）でＴ１を
含み、残部は実質的にＦｅである鋼を溶製し、連続鋳造
してスラブとした後、直ちに又は９００″Ｃ〜／／Ｓθ
℃に加熱してから仕上温度をｔｇｏ°Ｃ以下にして熱間
圧延を行い、次いで常法によって冷間圧延を行い、続い
て再結晶温度以上１０００℃以下の温度で再結晶焼鈍を
施すことを。 特徴とする、プレス成形性に優れだ超深絞シ用冷延鋼板
の製造方法。 Ｔ１”（％） −Ｔｔ （％）−−Ｎ（％＞−−ｓ＜％
）・・・・（１） ３／４’ 、？コ ａ、ｏ ｘｏ （％）≦Ｔ４”（％）≦０．１０ −−
−・（２）Ｌ Ｏ≦ θ、ｏｏｔｏ ％ ＊ Ｍｎ
： ０−０／ −０，１０％ 、 Ａノ ＝０
．００ｋ −０，１０％を含み、かつ下記（１）式でＴ
１”（％）として示す有効Ｔｉ量が下記（２）式を満足
する場合における（１）式のＴ１（％）でＴ１を含み、
更にＣｕ ｒ Ｎｉ ｔ Ｃｊｒを単独又は複合して０
．０！〜Ｏ３−０％含み、残部は実質的にＦｅである鋼
を溶製し、連続鋳造してスラブとした後、直ちに又はｑ
ｏｏ℃〜／／！０℃に加熱してから仕上温度をｔｇｏ”
ｃ以下にして熱間圧延を行い、次いで常法によって冷間
圧延を行い、続いて再結晶温度以上１ｏｏｏ℃以下の温
度で再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、プレス成形性
及び化成処理性に優れた超深絞シ用冷延鋼板の製造方法
。 Ｔｉ” （％）＝Ｔ：Ｌ（％）−！！−ＬＮ （％、
４Ｚ！町Ｓ（幻 中・（ｌンｌＩＩ
３コ ａ、ｏｘＯ（％）≦Ｔｔ”（％）ｓＯ，ｌθ−・−−−
（３、
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57197766A JPS5989727A (ja) | 1982-11-12 | 1982-11-12 | プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| US06/549,781 US4517031A (en) | 1982-11-12 | 1983-11-08 | Method of manufacturing cold rolled steel sheets for extra deep drawing with an excellent press formability |
| CA000440636A CA1202551A (en) | 1982-11-12 | 1983-11-08 | Method of manufacturing cold rolled steel sheets for extra deep drawing with an excellent press formability |
| DE198383306822T DE112027T1 (de) | 1982-11-12 | 1983-11-09 | Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten stahlblechtafeln fuer extremes tiefziehen mit hoher formbarkeit beim pressen. |
| DE8383306822T DE3366856D1 (en) | 1982-11-12 | 1983-11-09 | A method of manufacturing cold rolled steel sheets for extra deep drawing with an excellent press formability |
| EP83306822A EP0112027B1 (en) | 1982-11-12 | 1983-11-09 | A method of manufacturing cold rolled steel sheets for extra deep drawing with an excellent press formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57197766A JPS5989727A (ja) | 1982-11-12 | 1982-11-12 | プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5989727A true JPS5989727A (ja) | 1984-05-24 |
| JPS6112009B2 JPS6112009B2 (ja) | 1986-04-05 |
Family
ID=16379989
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57197766A Granted JPS5989727A (ja) | 1982-11-12 | 1982-11-12 | プレス成形性の優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4517031A (ja) |
| EP (1) | EP0112027B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5989727A (ja) |
| CA (1) | CA1202551A (ja) |
| DE (2) | DE112027T1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6036624A (ja) * | 1983-08-09 | 1985-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| JPS61119621A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Nippon Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS62116723A (ja) * | 1985-11-15 | 1987-05-28 | Kawasaki Steel Corp | りん酸塩処理性が優れた自動車用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS62243738A (ja) * | 1986-04-17 | 1987-10-24 | Nippon Steel Corp | 高耐食性鋼材 |
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| CA1259827A (en) * | 1984-07-17 | 1989-09-26 | Mitsumasa Kurosawa | Cold-rolled steel sheets and a method of manufacturing the same |
| BE905254A (fr) * | 1985-08-13 | 1986-12-01 | Kawasaki Steel Co | Procede et appareil pour recuit en continu d'aciers au carbone. |
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| DE3803064C2 (de) * | 1988-01-29 | 1995-04-20 | Preussag Stahl Ag | Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung |
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| US6110296A (en) * | 1998-04-28 | 2000-08-29 | Usx Corporation | Thin strip casting of carbon steels |
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| CN112427484B (zh) * | 2020-11-11 | 2022-07-26 | 南京工程学院 | 一种再结晶退火调控不锈弹簧钢线成形制造方法 |
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| JPS5856023B2 (ja) * | 1979-06-20 | 1983-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性のすぐれた冷延鋼板 |
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| JPS5637526A (en) * | 1979-09-05 | 1981-04-11 | Canon Inc | Photometric device |
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| JPS593526B2 (ja) * | 1980-06-23 | 1984-01-24 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5857492B2 (ja) * | 1980-09-25 | 1983-12-20 | 新日本製鐵株式会社 | 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-11-12 JP JP57197766A patent/JPS5989727A/ja active Granted
-
1983
- 1983-11-08 CA CA000440636A patent/CA1202551A/en not_active Expired
- 1983-11-08 US US06/549,781 patent/US4517031A/en not_active Expired - Lifetime
- 1983-11-09 DE DE198383306822T patent/DE112027T1/de active Pending
- 1983-11-09 DE DE8383306822T patent/DE3366856D1/de not_active Expired
- 1983-11-09 EP EP83306822A patent/EP0112027B1/en not_active Expired
Cited By (4)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3366856D1 (en) | 1986-11-20 |
| EP0112027A1 (en) | 1984-06-27 |
| DE112027T1 (de) | 1985-02-14 |
| JPS6112009B2 (ja) | 1986-04-05 |
| US4517031A (en) | 1985-05-14 |
| EP0112027B1 (en) | 1986-10-15 |
| CA1202551A (en) | 1986-04-01 |
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