JPS61113725A - プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS61113725A JPS61113725A JP23418284A JP23418284A JPS61113725A JP S61113725 A JPS61113725 A JP S61113725A JP 23418284 A JP23418284 A JP 23418284A JP 23418284 A JP23418284 A JP 23418284A JP S61113725 A JPS61113725 A JP S61113725A
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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】
（産業上の利用分野）
この発明は、プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製
造方法に関するものである。
造方法に関するものである。
（従来の技術）
これまでプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板金、連続
焼鈍で製造する方法としては、特開昭５８・−８１９５
２号公報（以下公知例１という）や特開昭５９−６７３
１９号公報（以下公知例２という）等がある。これらは
極低炭素Ａｌｔキルト鋼に特殊合金として、Ｎｂヲ単独
添加した公知例１の方法及びＴ１とＮｂヲ複合添加する
公知例２の方法とに分かれる。
焼鈍で製造する方法としては、特開昭５８・−８１９５
２号公報（以下公知例１という）や特開昭５９−６７３
１９号公報（以下公知例２という）等がある。これらは
極低炭素Ａｌｔキルト鋼に特殊合金として、Ｎｂヲ単独
添加した公知例１の方法及びＴ１とＮｂヲ複合添加する
公知例２の方法とに分かれる。
公知例１の方法は、Ｎ’ｉＡｌ！Ｎとして固定し、Ｎｂ
″ｆ！：３Ｘｃ（％）以上かつ０．０１ ％以上含有せ
しめ、ＮｂＣ，’としてｃ２固定し、非時効性を確保せ
しめる方法であるため、低温捲取りではＡｉＮが連続焼
鈍中に微細析出し材質が劣下する。
″ｆ！：３Ｘｃ（％）以上かつ０．０１ ％以上含有せ
しめ、ＮｂＣ，’としてｃ２固定し、非時効性を確保せ
しめる方法であるため、低温捲取りではＡｉＮが連続焼
鈍中に微細析出し材質が劣下する。
又高温捲取りでは、熱延コイルの内・外周に相当する位
置では同様に材質が劣下し、更に非時効化の定めに、多
量のＮｂ ｆ添加するため、再結晶ｉ ｌ＆が著しるし
く上昇し、焼鈍温度？極めて高くする必要が生じ、材質
も劣下する等、この方法では本発明の方法が、目的とす
るようなプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板全製造す
るには材質上又生産上の問題がある。
置では同様に材質が劣下し、更に非時効化の定めに、多
量のＮｂ ｆ添加するため、再結晶ｉ ｌ＆が著しるし
く上昇し、焼鈍温度？極めて高くする必要が生じ、材質
も劣下する等、この方法では本発明の方法が、目的とす
るようなプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板全製造す
るには材質上又生産上の問題がある。
公知例２の方法は、上記の公知例１の問題点を、Ｔ１と
Ｎｂ ｉ複合添加することにより、軟質化と再結晶温度
の低下環？改良しようとしているものである。この方法
は、Ｎ をＡＩＩＮとしてではな（ＴｉＮとして固定し
、Ｃは、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの複合炭化向として析出させ
ることを特徴としており、それによってＮｂの単独添加
時の問題点を改善し、超深絞り用鋼板全製造しようとす
る方法である。
Ｎｂ ｉ複合添加することにより、軟質化と再結晶温度
の低下環？改良しようとしているものである。この方法
は、Ｎ をＡＩＩＮとしてではな（ＴｉＮとして固定し
、Ｃは、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの複合炭化向として析出させ
ることを特徴としており、それによってＮｂの単独添加
時の問題点を改善し、超深絞り用鋼板全製造しようとす
る方法である。
しかしこの公知例２の方法で得られる冷延鋼板は、実施
例に記載されているように、Ｅｌ”：４７％。
例に記載されているように、Ｅｌ”：４７％。
ｒ ”：： １．９と従来の箱焼鈍法によるＡｔキルド
鋼より、若干材質が向上した程度であり、本発明の方法
が目標としているようなプレス成形能が極めて優れた冷
延鋼板の製造は困難である。
鋼より、若干材質が向上した程度であり、本発明の方法
が目標としているようなプレス成形能が極めて優れた冷
延鋼板の製造は困難である。
一般に自動車外板等の用途に使用されるプレス加工用冷
延鋼板には、耐時効性はもちろん、深絞り性や張り出し
成形性が要求される。最近では、生産性向上のため部品
の一体成形化がますます進み、深絞り成形性と厳しい張
り出し成形性が、同時に要求されることが多くなってき
ている。これらの厳しい要求を満たすには、鋼板の７や
「４５゜の向上と同時に伸び値の顕著な向上が必要とな
る。
延鋼板には、耐時効性はもちろん、深絞り性や張り出し
成形性が要求される。最近では、生産性向上のため部品
の一体成形化がますます進み、深絞り成形性と厳しい張
り出し成形性が、同時に要求されることが多くなってき
ている。これらの厳しい要求を満たすには、鋼板の７や
「４５゜の向上と同時に伸び値の顕著な向上が必要とな
る。
従来、自動車外板等の厳しい成形性が要求される用途に
は、Ｍキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板や脱炭焼鈍したＭ
キルド脱炭鋼板等が使用されてきたが、最近では上記に
記したような用途には、従来これらの冷延鋼板では満足
な結果が得がたくな、９．あ、１、□−ヵユヵ１．．わ
あ、あいＴや ′ｒ４５０ 及びＥｌの材質特性を持
った鋼板の供給が望まれるようになった。
は、Ｍキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板や脱炭焼鈍したＭ
キルド脱炭鋼板等が使用されてきたが、最近では上記に
記したような用途には、従来これらの冷延鋼板では満足
な結果が得がたくな、９．あ、１、□−ヵユヵ１．．わ
あ、あいＴや ′ｒ４５０ 及びＥｌの材質特性を持
った鋼板の供給が望まれるようになった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は、これら自動車メーカ等の要求に答えるために
おこなったもので、プレス成形性の極めて優れた冷延鋼
板の製造方法を提供するものである。
おこなったもので、プレス成形性の極めて優れた冷延鋼
板の製造方法を提供するものである。
（問題点全解決するための手段及び作用）本発明者らは
、Ｎｂ添加鋼やＮｂ 、 Ｔｉの複合添加鋼のもつこれ
らの長所、短所２ｃ含有量金変え、詳細に検討した結果
、 （１）Ｔ・の添加量は〔Ｔ・（％）−０，００３５％）
／３．４斧チ）＝０．６〜１．５の範囲内に厳しく規制
すること。
、Ｎｂ添加鋼やＮｂ 、 Ｔｉの複合添加鋼のもつこれ
らの長所、短所２ｃ含有量金変え、詳細に検討した結果
、 （１）Ｔ・の添加量は〔Ｔ・（％）−０，００３５％）
／３．４斧チ）＝０．６〜１．５の範囲内に厳しく規制
すること。
（２）Ｎｂの添加量は０．００２５〜０．０２０係き有
し、かつＣＮｂ （％））Ｘ（Ｃ（％）〕≦０．０００
０３０の範囲内に厳しく規制すること。
し、かつＣＮｂ （％））Ｘ（Ｃ（％）〕≦０．０００
０３０の範囲内に厳しく規制すること。
（３）Ｃ含有量は０．００２５％以下であること。
以上のようにＴｉ 、 Ｎｂ 、 Ｃ含有量を厳しく規
制することによって、Ｎｂの単独添加量や、Ｎｂ、Ｔｉ
の複合添加鋼のもっｒ４５ｏ の顕著な改善効果を助長
させ、かつ伸び値（以下Ｅｌという）の低下や再結晶温
度の上昇という欠点金回避できることが判った。
制することによって、Ｎｂの単独添加量や、Ｎｂ、Ｔｉ
の複合添加鋼のもっｒ４５ｏ の顕著な改善効果を助長
させ、かつ伸び値（以下Ｅｌという）の低下や再結晶温
度の上昇という欠点金回避できることが判った。
本発明者らは、Ｎｂ ｉ単独添加する公知例１の方法及
びＮｂ、Ｔｉの複合添加する公知例２の方法が、Ｅｌや
ｒが必らずしも十分でないのは、多量のＮｂ Ｃあるい
は多量の（Ｎｂ 、 Ｔｉ ） Ｃの複炭化物を作るた
め再結晶温度の上昇や細粒化がおこるためであること全
突き止めた。
びＮｂ、Ｔｉの複合添加する公知例２の方法が、Ｅｌや
ｒが必らずしも十分でないのは、多量のＮｂ Ｃあるい
は多量の（Ｎｂ 、 Ｔｉ ） Ｃの複炭化物を作るた
め再結晶温度の上昇や細粒化がおこるためであること全
突き止めた。
即ちＮｂ ｉ添加する鋼においては、Ｎｂ ’ｊ）固溶
のＮｂとして存在させるか、あるいはＮｂ Ｃあるいは
（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｃの複炭化物が生成するとしても、極く
微かになるように厳しく規制すれば、再結晶温度の著じ
るしい上昇や伸び値の劣下金極力抑えることが可能であ
ることが判った。
のＮｂとして存在させるか、あるいはＮｂ Ｃあるいは
（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｃの複炭化物が生成するとしても、極く
微かになるように厳しく規制すれば、再結晶温度の著じ
るしい上昇や伸び値の劣下金極力抑えることが可能であ
ることが判った。
公知例１や公知例２がＮｂ Ｃ’Ｐ （Ｎｂ 、 Ｔｉ
） Ｃの複炭化物を有益なものとして、積極的に析出
させ利用する技術思想であるのに対し、本発明の方法が
、微量の固溶Ｎｂや極く微量のＮｂ Ｃは有益で必須で
あるが、多量のＮｂ Ｃの析出物は極めて有害であり、
多量のＮｂＣを析出せしめてはならないとする技術思想
である点が新しい知見であり、大きな相違点である。
） Ｃの複炭化物を有益なものとして、積極的に析出
させ利用する技術思想であるのに対し、本発明の方法が
、微量の固溶Ｎｂや極く微量のＮｂ Ｃは有益で必須で
あるが、多量のＮｂ Ｃの析出物は極めて有害であり、
多量のＮｂＣを析出せしめてはならないとする技術思想
である点が新しい知見であり、大きな相違点である。
この本発明の技術思想の極く微量の固溶のＮｂや、Ｎｂ
Ｃのみを有効に活用するためには、Ｔｉ含有量やＮｂ
含有量及びＣ含有量を前記（１） 、 （２） 、 （
３）に記載している範囲に厳しく規制せねばならない。
Ｃのみを有効に活用するためには、Ｔｉ含有量やＮｂ
含有量及びＣ含有量を前記（１） 、 （２） 、 （
３）に記載している範囲に厳しく規制せねばならない。
なかでもＣＮｂ （％）〕×〔Ｃ（％）〕≦０．０００
０３０と総量全規制することが重要な点である。
０３０と総量全規制することが重要な点である。
以下に発明の構成？具体的に説明する。
本発明の目的とするような、極めて高いＥｌやア及びｒ
４５０ｅ達成するためには、Ｃ含有量やＮｂ含有量及び
ＣとＮｂ含有量の総量を規制する。
４５０ｅ達成するためには、Ｃ含有量やＮｂ含有量及び
ＣとＮｂ含有量の総量を規制する。
第１図は、Ｓｉ ： ０．０１〜０．０３％、 Ｍｎ
： ０．１２〜０，１５％、Ｐ：０．００４〜０．００
６％、Ｓ：０．００３〜０．００５％、５ｏＪＡＡ：０
．０１５〜０．０２０％、Ｎ：０．００１６〜０．００
２０％、Ｔｉ：０．０００９〜０．０１１％をベース成
分とし、Ｃ：０．０Ｏ０８〜０．００３２％、Ｎｂ：０
．００２０〜０．０３０％の範囲で、第１図の成分に変
化させた溶鋼から連続鋳造法で鋳片とし、１１５０Ｃに
再加熱し、９１０〜９３０ｒで熱間圧延を終へ６８０Ｃ
で捲取り、ホットコイルとし、０．８０ｍ５に冷間圧延
し、第３図に示すヒートサイクルで連続焼鈍し、０．７
％の調質圧延全施した冷延鋼板の材質レベルをＮｂ量と
Ｃ量との関係を示したものである。図中のＡ、Ｂ 。
： ０．１２〜０，１５％、Ｐ：０．００４〜０．００
６％、Ｓ：０．００３〜０．００５％、５ｏＪＡＡ：０
．０１５〜０．０２０％、Ｎ：０．００１６〜０．００
２０％、Ｔｉ：０．０００９〜０．０１１％をベース成
分とし、Ｃ：０．０Ｏ０８〜０．００３２％、Ｎｂ：０
．００２０〜０．０３０％の範囲で、第１図の成分に変
化させた溶鋼から連続鋳造法で鋳片とし、１１５０Ｃに
再加熱し、９１０〜９３０ｒで熱間圧延を終へ６８０Ｃ
で捲取り、ホットコイルとし、０．８０ｍ５に冷間圧延
し、第３図に示すヒートサイクルで連続焼鈍し、０．７
％の調質圧延全施した冷延鋼板の材質レベルをＮｂ量と
Ｃ量との関係を示したものである。図中のＡ、Ｂ 。
Ｃ、Ｄ 、 Ｅ 、 Ａｅ結ぶ領域は本発明のＣとＮｂ
の成分規制領域である。
の成分規制領域である。
第１図から明らかなように、本発明のＣ（！： Ｎｂの
成分規制領域では、Ｅｌ≧５０％、ｒ≧２．０゜’４５
゜≧１．６が達成できており、本発明の方法がいかに曖
れているかが判る。
成分規制領域では、Ｅｌ≧５０％、ｒ≧２．０゜’４５
゜≧１．６が達成できており、本発明の方法がいかに曖
れているかが判る。
図中のＡ、Ｂ線よりＮｂ量が少ない領域では、固溶のＮ
ｂ量が少なすぎる友め、ｒ４５゜の改善効果がな（、ｒ
４５゜が急激に低下する。又逆にり。
ｂ量が少なすぎる友め、ｒ４５゜の改善効果がな（、ｒ
４５゜が急激に低下する。又逆にり。
Ｅ線よりＮｂ量が多い領域では、固溶のＮｂ量が多すぎ
るため、細粒化や再結晶温度の上昇により、Ｅｌが急激
に低下する。
るため、細粒化や再結晶温度の上昇により、Ｅｌが急激
に低下する。
Ｂ、Ｃ線よりＣ量が多い領域では、Ｎｂ量に対しＣ量が
多すぎるため、固溶しているＣ量が増え ・るため
、時効劣化や固溶Ｃによる伸び値の劣化が生じＥｌが低
下する。更に曲線Ｃ，ＤよりＣ’Ｐ Ｎｂ量が多い領域
ではＮｂＣの析出量が多すぎるため再結晶温度の上昇や
、細粒化がおこり、Ｅｌやｒが急激に低下する。尚、Ａ
、Ｅ線よりＣ量が少ない領域は工業的に得られる下限の
Ｃ含有量以下であるためＣ量の下限を０．０００５チと
した。
多すぎるため、固溶しているＣ量が増え ・るため
、時効劣化や固溶Ｃによる伸び値の劣化が生じＥｌが低
下する。更に曲線Ｃ，ＤよりＣ’Ｐ Ｎｂ量が多い領域
ではＮｂＣの析出量が多すぎるため再結晶温度の上昇や
、細粒化がおこり、Ｅｌやｒが急激に低下する。尚、Ａ
、Ｅ線よりＣ量が少ない領域は工業的に得られる下限の
Ｃ含有量以下であるためＣ量の下限を０．０００５チと
した。
図のランクの区分は、廓とｒとｒ４５’全べて全クリア
ーするランク（第１表）でもって評価した。
ーするランク（第１表）でもって評価した。
第 １ 表
本発明の第２の点は、Ｔ１の添加量をＮの含有量尾応じ
て調整し、Ｎｔ”ＴｉＮとして固定するとともに、必要
以上のＴＩ′ｆｒ：添加せず、余剰のＴｉで微細なＴｉ
：’ｉ生成させないことである。Ｔｉ１Ｎ量にみあった
適量、即ち、ＴｉＯ２として存在し、Ｎ全固定するのに
無効なＴｉ量は約０．００３５％であるので、その電音
差し引いて、ＮｅＴｉＮとして析出させるのに有効なＴ
ｉ量を下式の値以上少なくとも ＣＴｉ（％） ０．００３５ ）／３．４３Ｎ（％）
≧０．６含有せしめることによって、有害な微細なＭＮ
ｉＴｉＮの粗大な析出物に変えることができ、その結果
、Ｅｌやデが向上する。
て調整し、Ｎｔ”ＴｉＮとして固定するとともに、必要
以上のＴＩ′ｆｒ：添加せず、余剰のＴｉで微細なＴｉ
：’ｉ生成させないことである。Ｔｉ１Ｎ量にみあった
適量、即ち、ＴｉＯ２として存在し、Ｎ全固定するのに
無効なＴｉ量は約０．００３５％であるので、その電音
差し引いて、ＮｅＴｉＮとして析出させるのに有効なＴ
ｉ量を下式の値以上少なくとも ＣＴｉ（％） ０．００３５ ）／３．４３Ｎ（％）
≧０．６含有せしめることによって、有害な微細なＭＮ
ｉＴｉＮの粗大な析出物に変えることができ、その結果
、Ｅｌやデが向上する。
上記の有効Ｔｉ量があまシ多すぎると、即ち、下式の限
界値を超えて、有効Ｔｉが含有されると、余剰のＴｉが
微細なＴｉＣｆ作り、Ｆ、ｌや７が低下する。
界値を超えて、有効Ｔｉが含有されると、余剰のＴｉが
微細なＴｉＣｆ作り、Ｆ、ｌや７が低下する。
ＣＴｉ（％） −０，００３５） ／ ３．４３Ｎ（％
）≦１．５第２図はＣ：０．００１６％、Ｓｉ ：０．
０２％、Ｍｎ：０７２１％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０
．００６％、５ｏｌＡｉ：０．０１６％、Ｎ：０．００
２５％、Ｎｂ：０．００８％のベース成分にＴ１添加量
全変化させた溶鋼を、連続鋳造法で鋳片とし、１１５０
０に再加熱し、９１０Ｃ〜９３０Ｃで熱間圧延を終え、
６８０Ｃで捲取り、ホットコイルとし、０．８０ ａｔ
ｎに冷間圧延し、第３図に示すヒートサイクルで連続焼
鈍し、０４７％の調質圧延を施した冷延鋼板の材質と、
Ｔ１添加量の関係を示したものである。
）≦１．５第２図はＣ：０．００１６％、Ｓｉ ：０．
０２％、Ｍｎ：０７２１％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０
．００６％、５ｏｌＡｉ：０．０１６％、Ｎ：０．００
２５％、Ｎｂ：０．００８％のベース成分にＴ１添加量
全変化させた溶鋼を、連続鋳造法で鋳片とし、１１５０
０に再加熱し、９１０Ｃ〜９３０Ｃで熱間圧延を終え、
６８０Ｃで捲取り、ホットコイルとし、０．８０ ａｔ
ｎに冷間圧延し、第３図に示すヒートサイクルで連続焼
鈍し、０４７％の調質圧延を施した冷延鋼板の材質と、
Ｔ１添加量の関係を示したものである。
有効なＴｉ量が、Ｎ量に対し適性な範囲、即ち〔Ｔ１（
％）−０，００３５）／３．４３Ｎ（％）がＯ７６〜１
．５の範囲内であれば、Ｅｌ≧５０チ。
％）−０，００３５）／３．４３Ｎ（％）がＯ７６〜１
．５の範囲内であれば、Ｅｌ≧５０チ。
ア≧２．０ 、７”４５Ｑ≧１，６の極めて優れた材質
特性の冷延鋼板が得られることが判る。尚、〔Ｔ１（％
）−０，００３５１／ ３．４３Ｎ（％）が０．６以下
の場合、材質が劣下しているが、これは微細ＡＡＮによ
るものであり、〔Ｔｉ（チ） −０，００３５１／ ３
．４３Ｎ（％）が１．５ヲ超えると、材質の劣下が顕著
になるのは、余剰のＴ１が微細なＴｉＣｆ作るためであ
る。
特性の冷延鋼板が得られることが判る。尚、〔Ｔ１（％
）−０，００３５１／ ３．４３Ｎ（％）が０．６以下
の場合、材質が劣下しているが、これは微細ＡＡＮによ
るものであり、〔Ｔｉ（チ） −０，００３５１／ ３
．４３Ｎ（％）が１．５ヲ超えると、材質の劣下が顕著
になるのは、余剰のＴ１が微細なＴｉＣｆ作るためであ
る。
Ｓｉは多く含まれると塗装性が悪くなったり、硬質化す
るので、その上限全０．１チとした。Ｍｎは熱間脆訃の
点より、ｏ、 ０４４以上添加させる必要があるが、多
量に添加すると硬質化するので、その上限２０．５ ％
とした。Ｐ、Ｓは、あまり多く含有すると延性が劣下す
るのでＰ、Ｓともに上限を０．０３％とした。
るので、その上限全０．１チとした。Ｍｎは熱間脆訃の
点より、ｏ、 ０４４以上添加させる必要があるが、多
量に添加すると硬質化するので、その上限２０．５ ％
とした。Ｐ、Ｓは、あまり多く含有すると延性が劣下す
るのでＰ、Ｓともに上限を０．０３％とした。
５ｏｌＡ１．量はあまり少ないとフリー酸素が多くなり
、投入したＴｉがＴｌＯ２として多量に消耗し、Ｎを固
定するＴｉが不足するので、少な（とも０．００２チは
必要である。又５ｏｊｌ Ａｌも多量に含まれると、Ｅ
ｌの劣下が生じるのでその上限’ｔ ０．１ ％とした
。
、投入したＴｉがＴｌＯ２として多量に消耗し、Ｎを固
定するＴｉが不足するので、少な（とも０．００２チは
必要である。又５ｏｊｌ Ａｌも多量に含まれると、Ｅ
ｌの劣下が生じるのでその上限’ｔ ０．１ ％とした
。
ＮはＴｉによって、ＴｉＮの粗大な析出物として固定さ
れるが、それでも多量に含まれると、ＴｉＮとして固定
するのに必要なＴｉ量が増え、Ｔｉの合金コスト化が増
える。又、ＴｉＮの総量も増えると材質も硬質化するの
で、その上限２ｏ、ｏｏｓｏ％とじた。又、二次加工性
が特に要求される用途にはＢ？２〜１０ ｐｐｍ添加す
ると二次加工性が改善される。
れるが、それでも多量に含まれると、ＴｉＮとして固定
するのに必要なＴｉ量が増え、Ｔｉの合金コスト化が増
える。又、ＴｉＮの総量も増えると材質も硬質化するの
で、その上限２ｏ、ｏｏｓｏ％とじた。又、二次加工性
が特に要求される用途にはＢ？２〜１０ ｐｐｍ添加す
ると二次加工性が改善される。
以上、本発明の方法の鋼の成分範囲について詳しく述べ
たが、製造条件について、以下に述べる。 ′）本発
明の範囲の成分に調整しｔ溶鋼は、連続時 １１造よ
り鋳片とし、８７０Ｃ以上の仕上温度で熱間圧延し、８
５００以下の温度で捲取りホットコイルとする。この熱
間圧延に際し鋳片全加熱炉に入れ再加熱しても、又高温
鋳片全直接熱間圧延しても、いずれの工程でも何ら差し
つかえない。又再加熱する工程の場合、加熱温度が低い
方が、熱延板の結晶粒が小さくなるので、よシ好ましい
方法である。熱延の仕上温度ｔ８７０ｃ以上とするのは
、８７００以下で仕上げると、熱延板結晶粒が粗粒とな
る定めそれ全防止するためである。
たが、製造条件について、以下に述べる。 ′）本発
明の範囲の成分に調整しｔ溶鋼は、連続時 １１造よ
り鋳片とし、８７０Ｃ以上の仕上温度で熱間圧延し、８
５００以下の温度で捲取りホットコイルとする。この熱
間圧延に際し鋳片全加熱炉に入れ再加熱しても、又高温
鋳片全直接熱間圧延しても、いずれの工程でも何ら差し
つかえない。又再加熱する工程の場合、加熱温度が低い
方が、熱延板の結晶粒が小さくなるので、よシ好ましい
方法である。熱延の仕上温度ｔ８７０ｃ以上とするのは
、８７００以下で仕上げると、熱延板結晶粒が粗粒とな
る定めそれ全防止するためである。
熱延の捲取り温度は、低温捲取りでも優れた材質特性値
の冷延鋼板を得ることができるが、高温捲取することに
よって更に材質が向上する。しかし８５０Ｃ以上で捲取
ると、熱延板の組織が異常粒成長シ始メ・Ｔ４５０ が
低下し始めるので、捲取り温度の上限ｉ８５０Ｃとした
。
の冷延鋼板を得ることができるが、高温捲取することに
よって更に材質が向上する。しかし８５０Ｃ以上で捲取
ると、熱延板の組織が異常粒成長シ始メ・Ｔ４５０ が
低下し始めるので、捲取り温度の上限ｉ８５０Ｃとした
。
以上の熱延条件で熱間圧延したホットコイルは通常の冷
間圧延全おこない、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍し
、必要に応じて調質圧延を施すことによってプレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板全製造することができるので
ある。尚、連続焼鈍に際し、焼鈍温度の上限１９１０Ｕ
としたのは、９１０Ｃ’に超えて焼鈍するとオーステナ
イトに変態するため、ｒやＴ４５゜が著じるしく劣下す
る之めである。
間圧延全おこない、再結晶温度以上の温度で連続焼鈍し
、必要に応じて調質圧延を施すことによってプレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板全製造することができるので
ある。尚、連続焼鈍に際し、焼鈍温度の上限１９１０Ｕ
としたのは、９１０Ｃ’に超えて焼鈍するとオーステナ
イトに変態するため、ｒやＴ４５゜が著じるしく劣下す
る之めである。
（実施例）
第２表は実施例に用いた本発明鋼及び比較鋼の化学成分
及び熱延条件を示したものである。
及び熱延条件を示したものである。
第２表に示した供試鋼を表に示す熱延条件で熱延し、板
厚４．０龍のホットコイルとし、０．８ Ｑ ｉｓまで
延間圧延した後、第４図に示す焼鈍サイクルで連続焼鈍
し、０，７チの調質圧延を施し、冷延鋼板とした。
厚４．０龍のホットコイルとし、０．８ Ｑ ｉｓまで
延間圧延した後、第４図に示す焼鈍サイクルで連続焼鈍
し、０，７チの調質圧延を施し、冷延鋼板とした。
このようにして得た冷延鋼板の材質を第３表に示す。
本発明鋼である供試鋼１，２，３．９はいずれもＥＪが
５０％以上で、７が２．１以上、Ｔ４５０ が１．７以
上と非常に優れた材質特性を示し、プレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板が、本発明方法で製造できることを明
確に示すものである。
５０％以上で、７が２．１以上、Ｔ４５０ が１．７以
上と非常に優れた材質特性を示し、プレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板が、本発明方法で製造できることを明
確に示すものである。
一方、比較鋼の４．５，６，７．８はいずれも本発明鋼
に比らべて材質が劣下しており、本発明の方法が優れて
いることがわかる。比較鋼４は、Ｃ含有量が０．００３
２％と高＜ＣＮｂ（％）］Ｘ［Ｃ（％）〕も０．０００
０３５と、本発明の範囲を超える例で材質特性もＥｌ＝
４７．３％、ｒ＝１．８９、ｒ４５゜＝ １．５９と全
べての特性値が劣下している。
に比らべて材質が劣下しており、本発明の方法が優れて
いることがわかる。比較鋼４は、Ｃ含有量が０．００３
２％と高＜ＣＮｂ（％）］Ｘ［Ｃ（％）〕も０．０００
０３５と、本発明の範囲を超える例で材質特性もＥｌ＝
４７．３％、ｒ＝１．８９、ｒ４５゜＝ １．５９と全
べての特性値が劣下している。
比較鋼５は、Ｎｂが０．０２５％と過剰に添加された例
で、結晶粒の微細化がおこり、”ｌ ＋ ’ Ｔが劣下
している。比較鋼６は、Ｎｂヲ添加しない例で、ｒ４５
ｏが著じるしく低い、これはＮｂ無添加のため、本発明
の重要なポイントである微量の固溶のＮｂあるいは、微
量のＮｂＣのｒ４５゜改善効果が全ったく無いためであ
る。
で、結晶粒の微細化がおこり、”ｌ ＋ ’ Ｔが劣下
している。比較鋼６は、Ｎｂヲ添加しない例で、ｒ４５
ｏが著じるしく低い、これはＮｂ無添加のため、本発明
の重要なポイントである微量の固溶のＮｂあるいは、微
量のＮｂＣのｒ４５゜改善効果が全ったく無いためであ
る。
比較鋼７はＴＩ全添加しない例で材質が全般的に悪い。
これは微細なＡＥＮのために材質が劣下したものである
。比較鋼８は、Ｔｉが過剰に添加された例で、材質は全
般的に劣下している。これは微細なＴｉＣによる細粒化
のためである。尚本発明鋼２は、高温捲取りの例で、高
温捲取効果によってＥｌ ＝５３．５ 、 ｒ＝２．３
５ 、 ｒ４５゜＝ １．８４と極めて優れた材質にな
っている。
。比較鋼８は、Ｔｉが過剰に添加された例で、材質は全
般的に劣下している。これは微細なＴｉＣによる細粒化
のためである。尚本発明鋼２は、高温捲取りの例で、高
温捲取効果によってＥｌ ＝５３．５ 、 ｒ＝２．３
５ 、 ｒ４５゜＝ １．８４と極めて優れた材質にな
っている。
（発明の効果）
第１図、第２図及び実施例１の結果からＣ含有量全０．
００２５％以下に規制した溶鋼にＴ１とＮｂを複合添加
し、かつＴｉ量及びＮｂ量をＮ量及びＣ量に対し適正量
になるよう成分調整することによって、有害な微細なＡ
ｔＮｉ粗大なＴｉＮとし、かつ余剰のＴｉ ｆ規制する
ことによって有害な微細なＴｉＣの生成を抑制し、微量
のＮｂ及び微量のＮｂＣを生成させることによってＥｌ
の低下金きたさずにＴ４５゜が改善できるという本発明
の方法に従えば、Ｅｌや７及び’４５゜が極めて高いプ
レス成形性の極めて優れた冷延鋼板が製造できて、工業
的価値は極めて大きい。
００２５％以下に規制した溶鋼にＴ１とＮｂを複合添加
し、かつＴｉ量及びＮｂ量をＮ量及びＣ量に対し適正量
になるよう成分調整することによって、有害な微細なＡ
ｔＮｉ粗大なＴｉＮとし、かつ余剰のＴｉ ｆ規制する
ことによって有害な微細なＴｉＣの生成を抑制し、微量
のＮｂ及び微量のＮｂＣを生成させることによってＥｌ
の低下金きたさずにＴ４５゜が改善できるという本発明
の方法に従えば、Ｅｌや７及び’４５゜が極めて高いプ
レス成形性の極めて優れた冷延鋼板が製造できて、工業
的価値は極めて大きい。
第１図は、Ｔｉ ＝ ０．００９〜０．０１１％含有す
る鋼におけるＮｂ含有量とＣ含有量及びＣＮｂ （％）
〕×（Ｃ（％）〕の総量が、ＢＩ Ｊ？１及びｒ４５’
に及ぼす影響及び本発明の方法の範囲を示す説明図、第
２図は、Ｎｂｆｒ、ｏ、００８％含有する鋼におけるＮ
に対するＴ１の添加割合が材質に及ぼす影響及び本発明
の方法の範囲ケ示す説明図、第３図は、第１図及び第２
図の試験の連続焼鈍のヒートサイクル上水す説明図、第
４図は実施例で用いた連続焼鈍のヒートサイクルを示す
説明図であ４゜△々（’Ａ） 第２図 （７’ｉ（％）−０６０３５）／３．ＯＮ（％）第４図 時闇
る鋼におけるＮｂ含有量とＣ含有量及びＣＮｂ （％）
〕×（Ｃ（％）〕の総量が、ＢＩ Ｊ？１及びｒ４５’
に及ぼす影響及び本発明の方法の範囲を示す説明図、第
２図は、Ｎｂｆｒ、ｏ、００８％含有する鋼におけるＮ
に対するＴ１の添加割合が材質に及ぼす影響及び本発明
の方法の範囲ケ示す説明図、第３図は、第１図及び第２
図の試験の連続焼鈍のヒートサイクル上水す説明図、第
４図は実施例で用いた連続焼鈍のヒートサイクルを示す
説明図であ４゜△々（’Ａ） 第２図 （７’ｉ（％）−０６０３５）／３．ＯＮ（％）第４図 時闇
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０００５〜０．００２５％、Ｓｉ：０．１％以
下、Ｍｎ：０．０４〜０．５％、Ｐ：０．０３０％以下
、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌＡｌ：０．００２〜０
．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、 Ｔｉは下式− I を満足する範囲 〔Ｔｉ（％）−０．００３５〕／３．４３Ｎ（％）＝０
．６〜１．５−（ I ）Ｎｂは０．００２５％〜０．０
２０％含有しかつ下式−IIを満足する範囲 〔Ｎｂ（％）〕×〔Ｃ（％）〕≦０．００００３０−（
II）残Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分の鋼を連続
鋳造により鋳片とし、８７０℃以上の温度で連続熱間圧
延を終え、８５０℃以下の捲取り温度で捲取り、酸洗し
、冷間圧延し、再結晶温度以上９１０℃以下の温度で連
続焼鈍することを特徴とするプレス成形性の極めて優れ
た冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23418284A JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23418284A JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61113725A true JPS61113725A (ja) | 1986-05-31 |
| JPH055888B2 JPH055888B2 (ja) | 1993-01-25 |
Family
ID=16966957
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23418284A Granted JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61113725A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109440015A (zh) * | 2018-11-12 | 2019-03-08 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种400MPa级冷轧滑轨钢及其制造方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57104627A (en) * | 1980-12-19 | 1982-06-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled soft steel plate with superior press formability by continuous annealing |
| JPS5848752A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-03-22 | Toyota Motor Corp | 内燃機関のアイドル回転速度制御方法 |
| JPS58107414A (ja) * | 1981-12-22 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPS58144430A (ja) * | 1982-02-19 | 1983-08-27 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5943824A (ja) * | 1982-09-07 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
| JPS5967319A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5976826A (ja) * | 1982-10-22 | 1984-05-02 | Nippon Steel Corp | 超深絞用冷延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-11-08 JP JP23418284A patent/JPS61113725A/ja active Granted
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57104627A (en) * | 1980-12-19 | 1982-06-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled soft steel plate with superior press formability by continuous annealing |
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| JPS5967319A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5976826A (ja) * | 1982-10-22 | 1984-05-02 | Nippon Steel Corp | 超深絞用冷延鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109440015A (zh) * | 2018-11-12 | 2019-03-08 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种400MPa级冷轧滑轨钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH055888B2 (ja) | 1993-01-25 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |