JPS6045692B2 - 深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用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プレス加工用冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS6045692B2 JPS6045692B2 JP15579382A JP15579382A JPS6045692B2 JP S6045692 B2 JPS6045692 B2 JP S6045692B2 JP 15579382 A JP15579382 A JP 15579382A JP 15579382 A JP15579382 A JP 15579382A JP S6045692 B2 JPS6045692 B2 JP S6045692B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- less
- steel
- cold
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- 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)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、自動車の外装板などの用途に供して好適
な深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼
板の製造方法に関するものである。
な深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼
板の製造方法に関するものである。
従来、プレス加工性とくに深絞り性に優れた冷延鋼板
を製造するには、溶鋼を連続鋳造または進境・分塊圧延
で鋼スラブとしたのち一旦室温まで冷却し、精整工程に
おいて手入れを施してから、再び加熱炉によつて所定温
度まで加熱し、しかるフのち熱間圧延、冷間圧延ついで
最終焼鈍と続く一連の工程によつて行われるのが一般的
であつた。 しかしながら近年、省エネルギーならびに
生産性向上の観点から、連続鋳造した鋼スラブを、直ち
にもしくは保熱処理を経たのち熱間圧延に供するいわゆ
る連続鋳造一直接圧延法(COntinuOusCas
ting−DirectROllln琺。以下単にCC
−DR法と略記する)が開発され、すでに実用化され始
めている。かようなCC−DR法による深絞り用冷延鋼
板の製造技術については、たとえば特開昭52−105
52吋公報や特公昭56−24018号公報などに開示
されているが、これらの製造法はいずれも深絞り性など
の材料特性の確保の面から、熱延終了温度または少なく
とも熱延開始温度がAr3点以上とすることが必須条件
になつていたため、以下に述べるような問題があつた。
(1)通常、この種の用途に用いられる鋼のAr3点は
、850℃前後と比較的高いので、必然的に熱間圧延は
高温域で行われることになる。
を製造するには、溶鋼を連続鋳造または進境・分塊圧延
で鋼スラブとしたのち一旦室温まで冷却し、精整工程に
おいて手入れを施してから、再び加熱炉によつて所定温
度まで加熱し、しかるフのち熱間圧延、冷間圧延ついで
最終焼鈍と続く一連の工程によつて行われるのが一般的
であつた。 しかしながら近年、省エネルギーならびに
生産性向上の観点から、連続鋳造した鋼スラブを、直ち
にもしくは保熱処理を経たのち熱間圧延に供するいわゆ
る連続鋳造一直接圧延法(COntinuOusCas
ting−DirectROllln琺。以下単にCC
−DR法と略記する)が開発され、すでに実用化され始
めている。かようなCC−DR法による深絞り用冷延鋼
板の製造技術については、たとえば特開昭52−105
52吋公報や特公昭56−24018号公報などに開示
されているが、これらの製造法はいずれも深絞り性など
の材料特性の確保の面から、熱延終了温度または少なく
とも熱延開始温度がAr3点以上とすることが必須条件
になつていたため、以下に述べるような問題があつた。
(1)通常、この種の用途に用いられる鋼のAr3点は
、850℃前後と比較的高いので、必然的に熱間圧延は
高温域で行われることになる。
このため圧延ロールの損傷が甚しく、従つて該ロールの
取替えを頻繁に行う必要が生じるが、かような操業の中
断は、連続熱延による生産性の向上というう当初の目的
に反する。また製品の表面性状も良好とは言い難い。(
2)凝固組織のまま圧延されるため成分元素の偏析や粗
大析出物に起因した熱間割れが生じ易い。
取替えを頻繁に行う必要が生じるが、かような操業の中
断は、連続熱延による生産性の向上というう当初の目的
に反する。また製品の表面性状も良好とは言い難い。(
2)凝固組織のまま圧延されるため成分元素の偏析や粗
大析出物に起因した熱間割れが生じ易い。
(3)凝固状態での結晶粒がきわめて大きいため、とく
に低炭素鋼においては、冷延後の再結晶焼鈍時に、著し
い混粒やブレス加工時の肌荒れの−原因となる粗大結晶
組織となりやすい。
に低炭素鋼においては、冷延後の再結晶焼鈍時に、著し
い混粒やブレス加工時の肌荒れの−原因となる粗大結晶
組織となりやすい。
この発明は、上記の如き、CC−DR法による冷延鋼板
の製造法における諸問題を有利に解決すると共に、さら
に深絞り性の向上も併せて達成することを目白勺とする
。
の製造法における諸問題を有利に解決すると共に、さら
に深絞り性の向上も併せて達成することを目白勺とする
。
すなわちこの発明は、連続鋳造した鋼スラブを、直ちに
もしくは保熱処理を経たのち熱間圧延し、ついで冷間圧
延、最終焼鈍を施すCC−DR法によつてブレス加工用
冷延鋼板を製造するに際し、銅中炭素含有量を0.01
5重量%以下に低減した極低炭素鋼スラブにつき、その
板幅中央部における表面温度が900℃未満、600℃
以上の範囲の温度で熱間圧延を開始することをもつて、
またさらには該熱間圧延工程の中途段階で3紛以内の保
持処理を施すことをもつて上記課題の解決手段とするも
のである。
もしくは保熱処理を経たのち熱間圧延し、ついで冷間圧
延、最終焼鈍を施すCC−DR法によつてブレス加工用
冷延鋼板を製造するに際し、銅中炭素含有量を0.01
5重量%以下に低減した極低炭素鋼スラブにつき、その
板幅中央部における表面温度が900℃未満、600℃
以上の範囲の温度で熱間圧延を開始することをもつて、
またさらには該熱間圧延工程の中途段階で3紛以内の保
持処理を施すことをもつて上記課題の解決手段とするも
のである。
以下この発明を由来するに至つた実験結果について説
明する。
明する。
表1に成分組成を示した3種類の供試鋼を、底吹き転
炉とRH一説ガス装置によつて溶製し、それぞれ連続鋳
造して鋼スラブとしたのち、直ちに4列の粗圧延スタン
ドと7列の仕上圧延スタンドとからなる熱間圧延機にて
板厚3.5Tr0nの熱延鋼帯とした。
炉とRH一説ガス装置によつて溶製し、それぞれ連続鋳
造して鋼スラブとしたのち、直ちに4列の粗圧延スタン
ドと7列の仕上圧延スタンドとからなる熱間圧延機にて
板厚3.5Tr0nの熱延鋼帯とした。
このとき粗圧延スタンドによる圧延開始時の鋼スラブ温
度を、板幅中央部の表面温度で1100℃から540℃
まで変化させた。仕上温度は700〜750℃、巻取り
温度は570〜520℃であつた。引続き各熱延鋼帯に
、酸洗後、冷間圧延を施して板厚0.87!77!の冷
延鋼板としたのち、連続焼鈍炉で、810℃、3[相]
の均熱処理に続き、35゜C/Sの冷却速度での冷却に
よる再結晶焼鈍を施した。ついで圧下率0.5%の調質
圧延を施したのち、平均ランクフオード値(以下単に7
値と略記する)および結晶粒度(JISGO552に規
定する粒度番号で示す)に及ぼす熱延開始温度Tの影響
について調べ、その結果を第1図A,bにそれぞれ示す
。C含有量が0.018重量%(以下単に%で示す)の
鋼Cは、熱延開始温度Tがいずれの場合であつても〒値
が1.似下と低く、とくにTが900゜C程度ヂ以下と
なると〒値が急激に劣化する。これに対してC含有量が
0.003%,0.004%と著しく低い鋼AおよびB
では、〒値のレベルが鋼Cに比較して格段に優れるだけ
でなく、熱間圧延開始温度Tが600℃以上であれば、
7値が1.6〜2.1ときわめて高い。 一方、結晶粒
度は、鋼Cの場合はさほどではないにしても、W4Aお
よびBにおいては、熱延開始温度Tに強く依存し、該温
度Tが00゜C以上になると、粒度番号が6.5以下と
なつて粗大化し、ブレス加工時に肌荒れが問題となる。
度を、板幅中央部の表面温度で1100℃から540℃
まで変化させた。仕上温度は700〜750℃、巻取り
温度は570〜520℃であつた。引続き各熱延鋼帯に
、酸洗後、冷間圧延を施して板厚0.87!77!の冷
延鋼板としたのち、連続焼鈍炉で、810℃、3[相]
の均熱処理に続き、35゜C/Sの冷却速度での冷却に
よる再結晶焼鈍を施した。ついで圧下率0.5%の調質
圧延を施したのち、平均ランクフオード値(以下単に7
値と略記する)および結晶粒度(JISGO552に規
定する粒度番号で示す)に及ぼす熱延開始温度Tの影響
について調べ、その結果を第1図A,bにそれぞれ示す
。C含有量が0.018重量%(以下単に%で示す)の
鋼Cは、熱延開始温度Tがいずれの場合であつても〒値
が1.似下と低く、とくにTが900゜C程度ヂ以下と
なると〒値が急激に劣化する。これに対してC含有量が
0.003%,0.004%と著しく低い鋼AおよびB
では、〒値のレベルが鋼Cに比較して格段に優れるだけ
でなく、熱間圧延開始温度Tが600℃以上であれば、
7値が1.6〜2.1ときわめて高い。 一方、結晶粒
度は、鋼Cの場合はさほどではないにしても、W4Aお
よびBにおいては、熱延開始温度Tに強く依存し、該温
度Tが00゜C以上になると、粒度番号が6.5以下と
なつて粗大化し、ブレス加工時に肌荒れが問題となる。
なお、900℃未満で熱延を開始した熱延板およびその
後に冷間圧延、最終焼鈍を施した冷延板の表面性状は、
900℃以上で熱延を開始した場合に比べて格段に良好
であつた。
後に冷間圧延、最終焼鈍を施した冷延板の表面性状は、
900℃以上で熱延を開始した場合に比べて格段に良好
であつた。
以上の結果から、〒値力塙く、しかも肌荒れが問題とな
らない優れた深絞り性をそなえる冷延鋼板をCC−DR
法によつて製造するためには、鋼AおよびBのようにC
含有量を極低炭域まで低減した鋼スラブを、その板幅中
央部表面温度が900℃未満、60゜C以上の範囲の温
度で熱間圧延を行えばよいことが明らかにされた。
らない優れた深絞り性をそなえる冷延鋼板をCC−DR
法によつて製造するためには、鋼AおよびBのようにC
含有量を極低炭域まで低減した鋼スラブを、その板幅中
央部表面温度が900℃未満、60゜C以上の範囲の温
度で熱間圧延を行えばよいことが明らかにされた。
次にJlBについて、連続鋳造後、約820℃で熱間粗
圧延を開始し、熱間仕上圧延の直前でシートパーを止め
て保持処理を加えたときの、保持時間と7値および伸び
(汀)との関係について調べた結果を第2図A,bにそ
れぞれ示す。
圧延を開始し、熱間仕上圧延の直前でシートパーを止め
て保持処理を加えたときの、保持時間と7値および伸び
(汀)との関係について調べた結果を第2図A,bにそ
れぞれ示す。
なお仕上圧延温度は約780℃、巻取り温度は約550
℃であつた。同図より明らかなように、〒値、汀とも保
持処理によつて上昇し、とくに肝の向上が著しい。
℃であつた。同図より明らかなように、〒値、汀とも保
持処理によつて上昇し、とくに肝の向上が著しい。
発明者らは、上記の基礎実験に基き、鋼Aや鋼Bと組成
が異なる多数の極低炭素鋼についても同様の実験を繰返
し、かくしてこの発明を完成するに至つたのである。
が異なる多数の極低炭素鋼についても同様の実験を繰返
し、かくしてこの発明を完成するに至つたのである。
以下この発明を具体的に説明する。
ますこの発明の適用鋼種については、その成分組成中と
くにCが、0.015%を超えて含有されると深絞り性
が劣化し、かつ低温での熱延開始の効果が消失するので
、C含有量は0.015%以下、より好ましくは0.0
07%以下とした。
くにCが、0.015%を超えて含有されると深絞り性
が劣化し、かつ低温での熱延開始の効果が消失するので
、C含有量は0.015%以下、より好ましくは0.0
07%以下とした。
なおこの発明においては、鋼組成につき、上記のCのほ
かはとくに限定されないが、好適な適用銅種を掲ると次
のとおりてある。
かはとくに限定されないが、好適な適用銅種を掲ると次
のとおりてある。
(1)C:0.015%以下、S1:1.2%以下、M
n:1.00%以下、P:0.10%以下、A1:0.
005〜0.150%およびN:0.01%以下を含有
する組成になるもの。
n:1.00%以下、P:0.10%以下、A1:0.
005〜0.150%およびN:0.01%以下を含有
する組成になるもの。
(2)C:0.015%以下、S1:1.2%以下、M
n:1.00%以下、P:0.10%以下、A1:0.
005〜0.150%およびN:0.01%以下を含有
し、かつそれぞれ0.002〜0.100%の範囲でN
b,CrおよびTiならびに0.0005〜0.008
0%のBのうちから選ばれる1種または2種以上を含む
組成になるもの。
n:1.00%以下、P:0.10%以下、A1:0.
005〜0.150%およびN:0.01%以下を含有
し、かつそれぞれ0.002〜0.100%の範囲でN
b,CrおよびTiならびに0.0005〜0.008
0%のBのうちから選ばれる1種または2種以上を含む
組成になるもの。
参考のために、かような好適鋼種につき、上記の如く成
分組成を定めた理由について述べると次のとおりである
。Si,MnおよびPは、鋼の深絞り性を劣化させずに
高強度化するのに有効な元素であるが、いずれも過剰に
含有させると、延性および表面性状の劣化を招くおそれ
があるので、それぞれ上限を、Siについては1.20
%、Mnについては1.00%、Pについては0.10
〜%に定めた。
分組成を定めた理由について述べると次のとおりである
。Si,MnおよびPは、鋼の深絞り性を劣化させずに
高強度化するのに有効な元素であるが、いずれも過剰に
含有させると、延性および表面性状の劣化を招くおそれ
があるので、それぞれ上限を、Siについては1.20
%、Mnについては1.00%、Pについては0.10
〜%に定めた。
A1は、Nの固定に有用な元素であり、少くとも0.0
05%以上を必要とするが、良好な表面性状の確保のた
めにはその上限を0.150%程度にするのが好ましい
。
05%以上を必要とするが、良好な表面性状の確保のた
めにはその上限を0.150%程度にするのが好ましい
。
Nは、0.010%を超えて含有すると十分な延性と耐
時効性を確保できないので、上限を0.010%とした
。
時効性を確保できないので、上限を0.010%とした
。
また任意成分として添加することができるNb,Cr,
TiおよびBはいずれも、この発明で所期する低温での
熱延開始効果をさらに助長するのに有効な元素であるが
、添加量が少いとその効果に乏しく、一方あまりに多く
してもその効果が飽和になるだけでなく、コスト高とも
なるので、Nb,TiおよびCrについてはそれぞれ0
.002〜0.100%、またBは0.0005〜0.
0080%の範囲で添加することが望ましい。
TiおよびBはいずれも、この発明で所期する低温での
熱延開始効果をさらに助長するのに有効な元素であるが
、添加量が少いとその効果に乏しく、一方あまりに多く
してもその効果が飽和になるだけでなく、コスト高とも
なるので、Nb,TiおよびCrについてはそれぞれ0
.002〜0.100%、またBは0.0005〜0.
0080%の範囲で添加することが望ましい。
なおこれらの4種の任意元素を複合添加する楊合は、合
計量が0.100%を超えると延性に悪影響を及ぼすき
らいにあるので、複合添加の場合も上限を0.100%
とすることが望ましい。ノ 次にこの発明に従う冷延鋼
板の製造工程について説明する。
計量が0.100%を超えると延性に悪影響を及ぼすき
らいにあるので、複合添加の場合も上限を0.100%
とすることが望ましい。ノ 次にこの発明に従う冷延鋼
板の製造工程について説明する。
製銅法についてはとくに限定されることはないが、C含
有量を0.015%以下の極低炭とするには転炉と脱ガ
ス装置との組合わせが好適である。
有量を0.015%以下の極低炭とするには転炉と脱ガ
ス装置との組合わせが好適である。
夕 さてかようにして所定の成分組成に調整した溶銅は
、連続鋳造して鋼スラブとしたのち、連続的に熱間圧延
を施すが、その際の圧延開始温度が前述した如くこの発
明においてとりわけ重要である。すなわち熱間圧延開温
度を、鋼スラブの板幅θ中央部表面温度で900℃未満
、600℃以上と、従来に較べかなり低温の温度範囲に
設定することにより、生産性を低下させることなしに、
しかも深絞り性、耐肌荒れ性および表面性状に優れた冷
延鋼板の製造が実現されるのである。この理由は、今の
ところまだ明確には解明されていないが、おおよそ次の
とおりと推察される。
、連続鋳造して鋼スラブとしたのち、連続的に熱間圧延
を施すが、その際の圧延開始温度が前述した如くこの発
明においてとりわけ重要である。すなわち熱間圧延開温
度を、鋼スラブの板幅θ中央部表面温度で900℃未満
、600℃以上と、従来に較べかなり低温の温度範囲に
設定することにより、生産性を低下させることなしに、
しかも深絞り性、耐肌荒れ性および表面性状に優れた冷
延鋼板の製造が実現されるのである。この理由は、今の
ところまだ明確には解明されていないが、おおよそ次の
とおりと推察される。
まず深絞り性が改善される理由については、従来、熱間
圧延をAr3点以下の低温(約900℃以下のα域)で
行うと熱延板の集合組織が変化して、〒値にとつて有利
な(111)再結晶集合組織の発達が阻害されると考え
られていたが、この発明のような極低炭素鋼の場合は、
かような常織は当てはまらない。次に耐肌荒れ性が向上
する理由については、熱間圧延がほぼα域で行われるた
め、粗大凝固粒組織の破壊がきわめて容易に進む。
圧延をAr3点以下の低温(約900℃以下のα域)で
行うと熱延板の集合組織が変化して、〒値にとつて有利
な(111)再結晶集合組織の発達が阻害されると考え
られていたが、この発明のような極低炭素鋼の場合は、
かような常織は当てはまらない。次に耐肌荒れ性が向上
する理由については、熱間圧延がほぼα域で行われるた
め、粗大凝固粒組織の破壊がきわめて容易に進む。
さらに表面性状が良好な理由も、上と同じくα域での低
温熱延により圧延割れが生じにくくなる。
温熱延により圧延割れが生じにくくなる。
またこの発明においては、熱間圧延の中途段階たとえは
粗圧延と仕上圧延との間て保持処理を施すことにより、
材質の一層の向上を達成することができる。
粗圧延と仕上圧延との間て保持処理を施すことにより、
材質の一層の向上を達成することができる。
ここに保持時間は、3紛を超えるとその効果が飽和に達
し、また徒らに酸化層の増加を招くので3紛以内に限定
した。熱間圧延の仕上温度およびその後の巻取り温度に
ついては、とくに限定されることはないが、仕上温度は
高いほうが材質とくに〒値にとつて有利であり、また巻
取り温度は600゜C以下程度にする7ことにより、酸
洗効率が向上し、コイル長手方向の均質性の点からも有
利である。
し、また徒らに酸化層の増加を招くので3紛以内に限定
した。熱間圧延の仕上温度およびその後の巻取り温度に
ついては、とくに限定されることはないが、仕上温度は
高いほうが材質とくに〒値にとつて有利であり、また巻
取り温度は600゜C以下程度にする7ことにより、酸
洗効率が向上し、コイル長手方向の均質性の点からも有
利である。
上記熱延銅帯を酸洗した後の冷間圧延に際しては、圧下
率はとくに限定されることはないが、深絞り性を十分確
保するためには、50〜95%程度の−圧下率とするこ
とが望ましい。
率はとくに限定されることはないが、深絞り性を十分確
保するためには、50〜95%程度の−圧下率とするこ
とが望ましい。
引続く最終焼鈍は、ベル炉による箱焼鈍もしくは急熱タ
イプの連続焼鈍法のいずれでもよいが生産性、均質性等
の観点から後者の方が優れている。
イプの連続焼鈍法のいずれでもよいが生産性、均質性等
の観点から後者の方が優れている。
また焼鈍温度は650〜850℃の温度範囲が好適であ
る。なお連続焼鈍の場合、均熱後の冷却速度および過時
効処理の有無などは、この発明において本質的な影響は
ない。なお焼鈍を終了した冷延鋼板を、形状の矯正なノ
どを目的として1.5%以下程度の圧下率での調質圧延
を付加すこともてきる。
る。なお連続焼鈍の場合、均熱後の冷却速度および過時
効処理の有無などは、この発明において本質的な影響は
ない。なお焼鈍を終了した冷延鋼板を、形状の矯正なノ
どを目的として1.5%以下程度の圧下率での調質圧延
を付加すこともてきる。
次にこの発明の実施例について説明する。
表2に示したこの発明に従う組成を満足する7種の供試
鋼を、転炉およびRH脱ガス装置を用いて溶製し、つい
で連続鋳造して板厚230〜260TwLの鋼スラブと
したのち、連続して熱間圧延に供した。
鋼を、転炉およびRH脱ガス装置を用いて溶製し、つい
で連続鋳造して板厚230〜260TwLの鋼スラブと
したのち、連続して熱間圧延に供した。
このとき鋼2と鋼6については、鋼スラブ温度の均一化
を目的として熱延に先立つて保熱処理を加え、またW4
4とW47についても熱延開始前に鋼スラブのエッジ部
を局部的に加熱する均熱処理を加えた。そしてこれらの
各鋼スラブは、板幅中心部の表面温度て670〜880
℃まて冷却したのち、4列の粗圧延スタンドと7列の仕
上圧延スタンドからなる熱間圧延機にて、熱間圧延を開
始した。このうち銅3および鋼5につては、熱間圧延工
程中、仕上圧延の直前にて12分間の保持処理を施した
。各供試鋼の熱延後の板厚はすべて3.2Tr0Ttと
一定にした。熱延仕上温度および巻取り温度は表2に併
記したとおりである。ついて酸洗後、冷間圧延を施して
0.8rnm厚の冷延板としたのち、780〜810゜
C14囲2の最終焼鈍を施し、引続き圧下率0.4〜0
.8%の調質圧延を施して最終製品とした。
を目的として熱延に先立つて保熱処理を加え、またW4
4とW47についても熱延開始前に鋼スラブのエッジ部
を局部的に加熱する均熱処理を加えた。そしてこれらの
各鋼スラブは、板幅中心部の表面温度て670〜880
℃まて冷却したのち、4列の粗圧延スタンドと7列の仕
上圧延スタンドからなる熱間圧延機にて、熱間圧延を開
始した。このうち銅3および鋼5につては、熱間圧延工
程中、仕上圧延の直前にて12分間の保持処理を施した
。各供試鋼の熱延後の板厚はすべて3.2Tr0Ttと
一定にした。熱延仕上温度および巻取り温度は表2に併
記したとおりである。ついて酸洗後、冷間圧延を施して
0.8rnm厚の冷延板としたのち、780〜810゜
C14囲2の最終焼鈍を施し、引続き圧下率0.4〜0
.8%の調質圧延を施して最終製品とした。
かくして得られた冷延鋼板から試験片(JIS5号)を
採取し、各鋼板の諸特性すなわち降状強さ、引張強さ、
伸びおよび〒値について調べた結果を、圧延方向、該方
向と45におよび90た方向の平均値で表3に示す。
採取し、各鋼板の諸特性すなわち降状強さ、引張強さ、
伸びおよび〒値について調べた結果を、圧延方向、該方
向と45におよび90た方向の平均値で表3に示す。
なお表3には結晶粒度番号も併記した。同表より明らか
なように、Si,MnまたはP含有量が高い鋼4および
5は高強度鋼板として、またそれ以外の鋼種は軟鋼板と
して、いずれも優れた深絞り性を有し、また粒度番号も
6.6以上であつてブレス時における肌荒れの心配は全
くなかつた。
なように、Si,MnまたはP含有量が高い鋼4および
5は高強度鋼板として、またそれ以外の鋼種は軟鋼板と
して、いずれも優れた深絞り性を有し、また粒度番号も
6.6以上であつてブレス時における肌荒れの心配は全
くなかつた。
さらに表面性状はいずれも良好で、自動車の外装板など
に適用して何ら支障のないものが得られた。なおこの発
明に従う冷延鋼板は、箱型、連続型焼鈍炉のみならず、
溶融亜鉛めつき法におけるようなライン内焼鈍方式の表
面処理工程によつても優れた材質が付与される。
に適用して何ら支障のないものが得られた。なおこの発
明に従う冷延鋼板は、箱型、連続型焼鈍炉のみならず、
溶融亜鉛めつき法におけるようなライン内焼鈍方式の表
面処理工程によつても優れた材質が付与される。
以上述べたようにこの発明によれば、CC−DR法によ
るブレス加工用冷延鋼板の製造に際し、連続鋳造に引続
く熱間圧延のほとんどが、塑性変形の容易なα相領域で
の低温圧延てあるため、圧延が容易であると共に圧延ロ
ールの摩耗が少いので:生産性を著しく向上させること
ができ、しかもブレス加工用冷延鋼板として必須の深絞
り性、耐肌荒れ性および表面性状の大幅な改善も併せて
達成することができる。
るブレス加工用冷延鋼板の製造に際し、連続鋳造に引続
く熱間圧延のほとんどが、塑性変形の容易なα相領域で
の低温圧延てあるため、圧延が容易であると共に圧延ロ
ールの摩耗が少いので:生産性を著しく向上させること
ができ、しかもブレス加工用冷延鋼板として必須の深絞
り性、耐肌荒れ性および表面性状の大幅な改善も併せて
達成することができる。
第1図aおよびbは〒値および結晶粒度に及ぼす熱間圧
延開始温度の影響をそれぞれ示したグラフ、第2図aお
よびbは7値および汀に及ぼす熱間圧延の中途段階ての
保持処理時間の影響をそれぞれ示したグラフである。
延開始温度の影響をそれぞれ示したグラフ、第2図aお
よびbは7値および汀に及ぼす熱間圧延の中途段階ての
保持処理時間の影響をそれぞれ示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 連続鋳造した鋼スラブを、直ちにもしくは保熱処理
を経たのち熱間圧延し、ついで冷間圧延、最終焼鈍を施
す連続鋳造−直接圧延法によつてプレス加工用冷延鋼板
を製造するに際し、鋼中炭素含有量を0.015重量%
以下に低減した極低炭素鋼スラブにつき、その板幅中央
部における表面温度が900℃未満、600℃以上の範
囲の温度で熱間圧延を開始することを特徴とする深絞り
性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造
方法。 2 連続鋳造した鋼スラブを、直ちにもしくは保熱処理
を経たのち熱間圧延し、ついで冷間圧延、最終焼鈍を施
す連続鋳造−直接圧延法によつてプレス加工用冷延鋼板
を製造するに際し、鋼中炭素含有量を0.015重量%
以下に低減した極低炭素鋼スラブにつき、その板幅中央
部における表面温度が900℃未満、600℃以上の範
囲の温度で熱間圧延を開止始すると共に、該熱間圧延工
程の中途段階で30分以内の保持処理を施すことを特徴
とする深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷
延鋼板の製造方法。 3 極低炭素鋼スラブが、C:0.015重量%以下、
Si:1.2重量%以下、Mn:1.00重量%以下、
p:0.10重量%以下、Al:0.005〜0.15
0重量%およびN:0.01重量%以下を含有する組成
である特許請の範囲1または2記載の方法。 4 極低炭素鋼スラブが、C:0.015重量%以下、
Si:1.2重量%以下、Mn:1.00重量%以下、
P:0.10重量%以下、Al:0.005〜0.15
0重量%およびN:0.01重量%以下を含有し、かつ
それぞれ0.002〜0.100重量%の範囲のNb、
CrおよびTiならびに0.00005〜0.0080
重量%のBのうちから選ばれる1種または2種以上を含
む組成である特許請求の範囲1または2記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15579382A JPS6045692B2 (ja) | 1982-09-09 | 1982-09-09 | 深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15579382A JPS6045692B2 (ja) | 1982-09-09 | 1982-09-09 | 深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5947332A JPS5947332A (ja) | 1984-03-17 |
JPS6045692B2 true JPS6045692B2 (ja) | 1985-10-11 |
Family
ID=15613552
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15579382A Expired JPS6045692B2 (ja) | 1982-09-09 | 1982-09-09 | 深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6045692B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07812B2 (ja) * | 1984-11-16 | 1995-01-11 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-09-09 JP JP15579382A patent/JPS6045692B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5947332A (ja) | 1984-03-17 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP0048761A1 (en) | High-tensile, cold-rolled steel plate with excellent formability and process for its production, as well as high-tensile, galvanized steel plate with excellent formability, and process for its production | |
JPH03202421A (ja) | 異方性の小さい高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0152451B2 (ja) | ||
JP3448454B2 (ja) | 表面性状と成形性にすぐれた高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
JPS6199631A (ja) | 深絞り用薄鋼板の製造方法 | |
JPS5818973B2 (ja) | プレス成形性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
JP3489295B2 (ja) | 連続焼鈍による深絞り用冷延鋼帯の製造方法 | |
JP2612452B2 (ja) | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPS6045692B2 (ja) | 深絞り性および表面性状に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法 | |
JPS59123720A (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0257128B2 (ja) | ||
JPH0369967B2 (ja) | ||
JPS6036624A (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造法 | |
JPH027374B2 (ja) | ||
JPH0257131B2 (ja) | ||
JP3544441B2 (ja) | 深絞り性の優れた高強度熱延鋼板及びめっき鋼板とその製造方法 | |
JPH03150317A (ja) | 耐2次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 | |
JPS6237096B2 (ja) | ||
JPH0320407A (ja) | 高強度冷間圧延鋼板の粒界酸化防止方法 | |
JPH0329844B2 (ja) | ||
JPH0561341B2 (ja) | ||
JPH0633187A (ja) | ほうろう焼成後高強度化するほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPH03122217A (ja) | 薄鋳片からの極薄冷延鋼板の製造法 | |
JPS59177326A (ja) | 深絞り加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JPS61117225A (ja) | プレス成形性および焼付硬化性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |