JPS6112009B2 - - Google Patents
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- JPS6112009B2 JPS6112009B2 JP57197766A JP19776682A JPS6112009B2 JP S6112009 B2 JPS6112009 B2 JP S6112009B2 JP 57197766 A JP57197766 A JP 57197766A JP 19776682 A JP19776682 A JP 19776682A JP S6112009 B2 JPS6112009 B2 JP S6112009B2
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Classifications
-
- 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
-
- 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
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- 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
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Description
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り用冷延鋼板の製造方
法に関するものである。 従来の超深絞り用冷延鋼板の製造方法では、特
公昭44−18066号公報に開示されているように、
Ｃ含有量が0.001〜0.02％の極低炭素鋼にTiを添
加し、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、Ｃ含有量が低くな
るとAr3変態点が上昇し、熱延仕上げ温度
（FT）を880℃以上にしなければならず、このFT
を確保するためスラブの加熱温度を従来の低Ｃ鋼
（Ｃ0.02〜0.04％）の場合の1200℃程度から
1250℃〜1350の温度まで上げなければならず、そ
の場合には下記のような問題点があつた。 (a) 加熱炉で消費するエネルギーが著しく大きく
なり経済的でなかつた。 (b) 加熱温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りの
低下、各種ロールの摩耗量の増大などが起こり
経済的でなかつた。 (c) 加熱炉を通さず、直接熱間圧延する製造プロ
セスにおいては、熱間圧延時のスラブ温度が低
くなりやすく、そのため熱延仕上げ温度をAr3
変態点以上に確保することが難しく、良好な材
質が得られにくかつた。 本発明は、従来方法から起こる上記問題点を解
消して、スラブ加熱温度を低くするか、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り、これにより経済的
に有利に超深絞り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 Ｃ≦0.0060％、Mn：0.01〜0.10％未満、Al：
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Ti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1000℃〜
1150℃に加熱してから仕上温度を780℃以下に
して熱間圧延を行い、次いで常法によつて冷間
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た超深絞り用冷延鋼板の製
造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1)
化成処理性に優れた超深絞り用冷延鋼板の製造方
法に関するものである。 従来の超深絞り用冷延鋼板の製造方法では、特
公昭44−18066号公報に開示されているように、
Ｃ含有量が0.001〜0.02％の極低炭素鋼にTiを添
加し、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、Ｃ含有量が低くな
るとAr3変態点が上昇し、熱延仕上げ温度
（FT）を880℃以上にしなければならず、このFT
を確保するためスラブの加熱温度を従来の低Ｃ鋼
（Ｃ0.02〜0.04％）の場合の1200℃程度から
1250℃〜1350の温度まで上げなければならず、そ
の場合には下記のような問題点があつた。 (a) 加熱炉で消費するエネルギーが著しく大きく
なり経済的でなかつた。 (b) 加熱温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りの
低下、各種ロールの摩耗量の増大などが起こり
経済的でなかつた。 (c) 加熱炉を通さず、直接熱間圧延する製造プロ
セスにおいては、熱間圧延時のスラブ温度が低
くなりやすく、そのため熱延仕上げ温度をAr3
変態点以上に確保することが難しく、良好な材
質が得られにくかつた。 本発明は、従来方法から起こる上記問題点を解
消して、スラブ加熱温度を低くするか、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り、これにより経済的
に有利に超深絞り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 Ｃ≦0.0060％、Mn：0.01〜0.10％未満、Al：
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Ti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1000℃〜
1150℃に加熱してから仕上温度を780℃以下に
して熱間圧延を行い、次いで常法によつて冷間
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た超深絞り用冷延鋼板の製
造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1)
【表】
２ Ｃ≦0.0060％、Mn：0.01〜0.10％未満、Al：
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Tiを含み、
更にCu、Ni、Crを単独又は複合して0.05〜
0.20％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1000℃〜1150℃に加熱してから仕上温度を
780℃以下にして熱間圧延を行い、次いで常法
によつて冷間圧延を行い、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
れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1)
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Tiを含み、
更にCu、Ni、Crを単独又は複合して0.05〜
0.20％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1000℃〜1150℃に加熱してから仕上温度を
780℃以下にして熱間圧延を行い、次いで常法
によつて冷間圧延を行い、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
れた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1)
【表】
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つて
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≦0.0060％の極低炭素
化と、Mn：0.01〜0.10％未満の低Mn化、かつTi
の少量添加を行うことにより熱延仕上げ温度が
780℃以下であつても、超深絞り性に優れた冷延
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。 Ti及びＣ； Ti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。 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TiCとして全量固定するに必要な
Tiを添加する必要がある。チタン添加鋼におけ
るTi析出物生成の順序は、まず1400℃以上の高
温で、TiN、TiSができ、残りのTiがＣと化合
し、TiC析出物となる。そこでTi添加量が少なく
て溶鋼中にあつた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
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Tiを添加しな
ければらない。 しかしてTi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)式で定義されるように、添加
すべきTiの全量〔(1)式中のTi〕からTiN、TiS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（Ti*として示される。）を算出する。得
られたTi*が(2)式の右辺、すなわちＣ量の４倍
に等しいときにおける(1)式のTi量が添加すべき
Ti量の下限であるが、Ti*が0.015％以下になる
とTiの材質改善効果が小さくなり、異方性も大
きくなるため好ましくない。従つて材質安定化の
ためTi*の下限を0.015％を超えるように添加す
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。 上記のようにTi及びＣ量を規定する理由につ
いて以下詳しく述べる。 第１図は、Ti*／Ｃ≧4.0の場合について、ス
ラブのＣ量が製品鋼板の値に及ぼす影響を示し
た図表である。すなわち、第１図はＣ：0.0010〜
0.0080％、Mn：0.05〜0.09％、Ｓ：0.010〜0.012
％、Ｎ：0.0020〜0.0040％、Al：0.030〜0.050
％、Ti：0.055〜0.080％を含み、かつTi*／Ｃ：
4.0〜19.5とした成分の鋼を溶製してスラブを造
り、スラブ加熱温度1000℃、熱延仕上げ温度750
〜775℃で熱間圧延し、次いで78％の冷間圧下率
で冷間圧延した後、820℃×60秒の連続焼鈍を施
した場合における、スラブのＣ量と製品鋼板値
の関係を示した図表である。この図表から
Ti*／Ｃ≧4.0の場合には、Ｃ量を0.0060％以下
にすれば、熱延仕上げ温度を780℃以下にして
も、1.8〜2.4の非常に高い値が得られることが
分かる。 また第２図には、優れたプレス成形性を得るの
に適正な、Ｃ量を有効Ti量（Ti*）との関係が
示されている。第２図中、斜線を施した領域が
Ti*量とＣ量の適正範囲である。 なお、Ti*量は0.10％を越えても更に効果の向
上は少なく、またTiの増量は製造コストを上昇
させることになるので0.10％を上限とする。 以上の理由から、Ｃ量は0.0060％以下に、Ti量
はTi*として（4.0×Ｃ）％以上で、かつ0.015％
越え0.10％以下に限定する。 Mn； Mnは一般に鋼板の値を低下せしめる元素で
ある。特に熱延仕上温度がAr3点以下となる場
合、Mnの影響による値の劣化が著しい。そこ
で、熱延仕上温度をAr3点以下としたときの値
の劣化を防ぐためには、前述のようにＣ量を
0.006％以下とし、有効Ti（Ti*）がＣの４倍以
上となるようTiを添加すると同時にMnを0.10％
未満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、TiSとして固定されるため熱間脆性割れが起
こらないのでMn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780℃以下としても、優れたプレス成形性に必
要な値を有する鋼板を製造し得ることは、鋼中
のＣ量を低くしたうえ、Tiを添加してＣをTiC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Mnを低く押え
ることによつて初めて達成されるのである。 Mnの下限を0.01％とした根拠は、不純物元素
として含まれるMnを0.01％より低くすることが
工業的に困難であるからである。 以上によりMnは0.01〜0.10％未満に限定す
る。 Al； Al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0.10％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0.005％程の残留は必要である。 Cu、Ni、Cr； 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つては問題になる場合が
ある。 この問題を解決するため添加成分としてCu、
Ni、Crを添加する。これにより鋼板表面にリン
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。Cu、Ni、Crは単独又は複合で
添加するが、その単独又は合計が0.05％より少な
いと化成処理性向上効果がなく、0.20％より多く
すると材質が劣化するので、0.05％〜0.20％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
の値に与える影響を示す図表である。すなわち
Ｃ：0.0015〜0.0040％、Mn：0.08％、Al：．040
％〜0.060％、Ti：0.055〜0.065％、ただし
Ti*／Ｃ：4.0〜19.5のスラブを、加熱炉で1000
〜1200℃の間で温度を変えて加熱し、熱間仕上げ
温度FTを775℃と870℃の２水準に、巻取り温度
を550〜650℃にして熱間圧延を行つた場合におけ
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870℃と
高い場合には、加熱温度を1200℃から1000℃まで
下げても値の向上は認められないが、FTが775
℃と低い場合には、1150℃以下の低温加熱にする
と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1000℃より低温になるとスラブ幅
方向の温度差が大きくなり、この結果、材質の不
均一及び形状不良を引き起しやすくなるので好ま
しくなく、また熱間圧延時の変形抵抗が高くな
り、熱間圧延や難しくなる。 以上の理由により、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、1000℃〜1150
℃の低温で加熱し、780℃以下のFTで熱間圧延を
行う。 他方、加熱炉を通さずに、連鋳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とする場合には、熱間圧
延の際のスラブの温度は低いので、FTが低くな
りやすい。これに対し、本発明によれば、既に述
べたようにFTが780℃以下であつても高いｒ値が
得られるため、本発明はCC−DR法に最適であ
る。よつて加熱炉を通さずにCC−DR法を適用す
る場合においても同様にFTを780℃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つ
て行えばよい。 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値が劣化す
る。したがつて焼鈍は再結晶温度以上で1000℃以
下の温度に15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 下記表−１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、本発明の上記範囲を外れる成分組成の
ものをそれぞれ溶製し、連続鋳造によつてスラブ
を造つた。これらのスラブを同表の各例に示すよ
うな熱間圧延温度で、それぞれ3.2mm厚に熱間圧
延し、巻取温度600℃で巻取つた。その熱延板を
その後0.7mmに冷間圧延し、次いで連続焼鈍を行
い、その後0.4％のスキンパス圧延を施して製品
鋼板とした。 各例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つた。 すなわち、圧延方向に対して０゜（Ｌ）、45°
（Ｄ）、90゜（Ｃ）の３方向からJIS5号試験片を作
成し、これら試験片を用いて引張試験を行つて、
降伏強さ、引張強さ、伸び、値共にＬ、Ｃ、Ｄ
方向について測定してＬ＋Ｃ＋２Ｄ／４を平均値として 算出し、この値を以つて材質を評価した。 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−２に以上の結果を示す。
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≦0.0060％の極低炭素
化と、Mn：0.01〜0.10％未満の低Mn化、かつTi
の少量添加を行うことにより熱延仕上げ温度が
780℃以下であつても、超深絞り性に優れた冷延
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。 Ti及びＣ； Ti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。 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TiCとして全量固定するに必要な
Tiを添加する必要がある。チタン添加鋼におけ
るTi析出物生成の順序は、まず1400℃以上の高
温で、TiN、TiSができ、残りのTiがＣと化合
し、TiC析出物となる。そこでTi添加量が少なく
て溶鋼中にあつた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
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Tiを添加しな
ければらない。 しかしてTi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)式で定義されるように、添加
すべきTiの全量〔(1)式中のTi〕からTiN、TiS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（Ti*として示される。）を算出する。得
られたTi*が(2)式の右辺、すなわちＣ量の４倍
に等しいときにおける(1)式のTi量が添加すべき
Ti量の下限であるが、Ti*が0.015％以下になる
とTiの材質改善効果が小さくなり、異方性も大
きくなるため好ましくない。従つて材質安定化の
ためTi*の下限を0.015％を超えるように添加す
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。 上記のようにTi及びＣ量を規定する理由につ
いて以下詳しく述べる。 第１図は、Ti*／Ｃ≧4.0の場合について、ス
ラブのＣ量が製品鋼板の値に及ぼす影響を示し
た図表である。すなわち、第１図はＣ：0.0010〜
0.0080％、Mn：0.05〜0.09％、Ｓ：0.010〜0.012
％、Ｎ：0.0020〜0.0040％、Al：0.030〜0.050
％、Ti：0.055〜0.080％を含み、かつTi*／Ｃ：
4.0〜19.5とした成分の鋼を溶製してスラブを造
り、スラブ加熱温度1000℃、熱延仕上げ温度750
〜775℃で熱間圧延し、次いで78％の冷間圧下率
で冷間圧延した後、820℃×60秒の連続焼鈍を施
した場合における、スラブのＣ量と製品鋼板値
の関係を示した図表である。この図表から
Ti*／Ｃ≧4.0の場合には、Ｃ量を0.0060％以下
にすれば、熱延仕上げ温度を780℃以下にして
も、1.8〜2.4の非常に高い値が得られることが
分かる。 また第２図には、優れたプレス成形性を得るの
に適正な、Ｃ量を有効Ti量（Ti*）との関係が
示されている。第２図中、斜線を施した領域が
Ti*量とＣ量の適正範囲である。 なお、Ti*量は0.10％を越えても更に効果の向
上は少なく、またTiの増量は製造コストを上昇
させることになるので0.10％を上限とする。 以上の理由から、Ｃ量は0.0060％以下に、Ti量
はTi*として（4.0×Ｃ）％以上で、かつ0.015％
越え0.10％以下に限定する。 Mn； Mnは一般に鋼板の値を低下せしめる元素で
ある。特に熱延仕上温度がAr3点以下となる場
合、Mnの影響による値の劣化が著しい。そこ
で、熱延仕上温度をAr3点以下としたときの値
の劣化を防ぐためには、前述のようにＣ量を
0.006％以下とし、有効Ti（Ti*）がＣの４倍以
上となるようTiを添加すると同時にMnを0.10％
未満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、TiSとして固定されるため熱間脆性割れが起
こらないのでMn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780℃以下としても、優れたプレス成形性に必
要な値を有する鋼板を製造し得ることは、鋼中
のＣ量を低くしたうえ、Tiを添加してＣをTiC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Mnを低く押え
ることによつて初めて達成されるのである。 Mnの下限を0.01％とした根拠は、不純物元素
として含まれるMnを0.01％より低くすることが
工業的に困難であるからである。 以上によりMnは0.01〜0.10％未満に限定す
る。 Al； Al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0.10％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0.005％程の残留は必要である。 Cu、Ni、Cr； 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つては問題になる場合が
ある。 この問題を解決するため添加成分としてCu、
Ni、Crを添加する。これにより鋼板表面にリン
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。Cu、Ni、Crは単独又は複合で
添加するが、その単独又は合計が0.05％より少な
いと化成処理性向上効果がなく、0.20％より多く
すると材質が劣化するので、0.05％〜0.20％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
の値に与える影響を示す図表である。すなわち
Ｃ：0.0015〜0.0040％、Mn：0.08％、Al：．040
％〜0.060％、Ti：0.055〜0.065％、ただし
Ti*／Ｃ：4.0〜19.5のスラブを、加熱炉で1000
〜1200℃の間で温度を変えて加熱し、熱間仕上げ
温度FTを775℃と870℃の２水準に、巻取り温度
を550〜650℃にして熱間圧延を行つた場合におけ
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870℃と
高い場合には、加熱温度を1200℃から1000℃まで
下げても値の向上は認められないが、FTが775
℃と低い場合には、1150℃以下の低温加熱にする
と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1000℃より低温になるとスラブ幅
方向の温度差が大きくなり、この結果、材質の不
均一及び形状不良を引き起しやすくなるので好ま
しくなく、また熱間圧延時の変形抵抗が高くな
り、熱間圧延や難しくなる。 以上の理由により、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、1000℃〜1150
℃の低温で加熱し、780℃以下のFTで熱間圧延を
行う。 他方、加熱炉を通さずに、連鋳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とする場合には、熱間圧
延の際のスラブの温度は低いので、FTが低くな
りやすい。これに対し、本発明によれば、既に述
べたようにFTが780℃以下であつても高いｒ値が
得られるため、本発明はCC−DR法に最適であ
る。よつて加熱炉を通さずにCC−DR法を適用す
る場合においても同様にFTを780℃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つ
て行えばよい。 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値が劣化す
る。したがつて焼鈍は再結晶温度以上で1000℃以
下の温度に15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 下記表−１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、本発明の上記範囲を外れる成分組成の
ものをそれぞれ溶製し、連続鋳造によつてスラブ
を造つた。これらのスラブを同表の各例に示すよ
うな熱間圧延温度で、それぞれ3.2mm厚に熱間圧
延し、巻取温度600℃で巻取つた。その熱延板を
その後0.7mmに冷間圧延し、次いで連続焼鈍を行
い、その後0.4％のスキンパス圧延を施して製品
鋼板とした。 各例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つた。 すなわち、圧延方向に対して０゜（Ｌ）、45°
（Ｄ）、90゜（Ｃ）の３方向からJIS5号試験片を作
成し、これら試験片を用いて引張試験を行つて、
降伏強さ、引張強さ、伸び、値共にＬ、Ｃ、Ｄ
方向について測定してＬ＋Ｃ＋２Ｄ／４を平均値として 算出し、この値を以つて材質を評価した。 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−２に以上の結果を示す。
【表】
【表】
【表】
実施例
表−１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725℃、巻取温度675℃
として3.2mm厚に仕上げた。その熱延板を0.7mmに
冷間圧延し、830℃×40秒の連続焼鈍を行い、そ
の後0.4％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と同様に材質試験を
行つた。その結果を表−３に示す。
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725℃、巻取温度675℃
として3.2mm厚に仕上げた。その熱延板を0.7mmに
冷間圧延し、830℃×40秒の連続焼鈍を行い、そ
の後0.4％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と同様に材質試験を
行つた。その結果を表−３に示す。
【表】
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つ
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 表−４に示すようなCu、Ni、Crを含む成分組
成の溶鋼と、これらの添加しない溶鋼をそれぞれ
連鋳スラブとし、表−４に示すような熱間圧延温
度で3.2mm厚に熱間圧延し、巻取温度600℃で巻取
つた。両熱延板を0.7mmに冷間圧延し、次いで連
続焼鈍を行い、その後0.4％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例
と同様に材質試験を行つた。その結果を表−５に
示す。 更に両鋼板にスプレー法によつてリン酸亜鉛の
化成処理を施して、その化成処理性について比較
試験を行つた。その結果を併せて示す。
熱間圧延する方式を採用することも可能であつ
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 表−４に示すようなCu、Ni、Crを含む成分組
成の溶鋼と、これらの添加しない溶鋼をそれぞれ
連鋳スラブとし、表−４に示すような熱間圧延温
度で3.2mm厚に熱間圧延し、巻取温度600℃で巻取
つた。両熱延板を0.7mmに冷間圧延し、次いで連
続焼鈍を行い、その後0.4％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例
と同様に材質試験を行つた。その結果を表−５に
示す。 更に両鋼板にスプレー法によつてリン酸亜鉛の
化成処理を施して、その化成処理性について比較
試験を行つた。その結果を併せて示す。
【表】
【表】
【表】
◎：従来の箱焼鈍材より優れた化成処理性
○： 〃 と同等の化成処理性
表−５によればCu、Ni、Cr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。
○： 〃 と同等の化成処理性
表−５によればCu、Ni、Cr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。
第１図はTi*／Ｃ≧4.0の場合についてスラブ
のＣ量と製品鋼板の値との関係を示す図表、第
２図はスラブＣ量とTi*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値
との関係を示す図表である。
のＣ量と製品鋼板の値との関係を示す図表、第
２図はスラブＣ量とTi*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値
との関係を示す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ≦0.0060％、Mn：0.01〜0.10％未満、Al：
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Ti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1000℃〜1150℃に加
熱してから仕上温度を780℃以下にして熱間圧延
を行い、次いで常法によつて冷間圧延を行い、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
た超深絞り用冷延鋼板の製造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1) 【表】 ２ Ｃ≦0.0060％、Mn：0.01〜0.10％未満、Al：
0.005〜0.10％を含み、かつ下記(1)式でTi*
（％）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Tiを含み、更に
Cu、Ni、Crを単独又は複合して0.05〜0.20％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1000℃〜
1150℃に加熱してから仕上温度を780℃以下にし
て熱間圧延を行い、次いで常法によつて冷間圧延
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り用冷延鋼板
の製造方法。 Ti*（％）＝Ti（％）−４８／１４Ｎ（％）−４８／３２Ｓ（％） ………(1) 【表】
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. |
| 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 |
| 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 |
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 JPS5989727A (ja) | 1984-05-24 |
| JPS6112009B2 true 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) | DE3366856D1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005113222A (ja) * | 2003-10-08 | 2005-04-28 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 |
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| JPS60262918A (ja) * | 1984-06-08 | 1985-12-26 | Kawasaki Steel Corp | ストレツチヤ−ストレインの発生しない表面処理原板の製造方法 |
| CA1259827A (en) * | 1984-07-17 | 1989-09-26 | Mitsumasa Kurosawa | Cold-rolled steel sheets and a method of manufacturing the same |
| 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 |
| BE905254A (fr) * | 1985-08-13 | 1986-12-01 | Kawasaki Steel Co | Procede et appareil pour recuit en continu d'aciers au carbone. |
| 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 |
| JPH0711058B2 (ja) * | 1986-04-17 | 1995-02-08 | 新日本製鐵株式会社 | 高耐食性鋼材 |
| NL8702050A (nl) * | 1987-09-01 | 1989-04-03 | Hoogovens Groep Bv | Werkwijze en inrichting voor de vervaardiging van bandvormig vervormingsstaal met goede mechanische en oppervlakte-eigenschappen. |
| DE3803064C2 (de) * | 1988-01-29 | 1995-04-20 | Preussag Stahl Ag | Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung |
| NL8802892A (nl) * | 1988-11-24 | 1990-06-18 | Hoogovens Groep Bv | Werkwijze voor het vervaardigen van vervormingsstaal en band vervaardigd daarmee. |
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| DE69323441T2 (de) * | 1992-03-06 | 1999-06-24 | Kawasaki Steel Co | Herstellung von hoch zugfestem Stahlblech mit ausgezeichneter Streckbördel-Verformfähigkeit |
| US5356493A (en) * | 1992-07-08 | 1994-10-18 | Nkk Corporation | Blister-resistant steel sheet and method for producing thereof |
| BE1007790A6 (fr) * | 1993-12-20 | 1995-10-24 | Centre Rech Metallurgique | Procede pour fabriquer une bande mince en acier doux laminee a froid pour l'emboutissage. |
| EP0685562A1 (de) * | 1994-06-04 | 1995-12-06 | Rasselstein Ag | Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlbleches für die Fertigung von tiefgezogenen und abstreckgezogenen Dosen |
| JP3709003B2 (ja) * | 1996-01-26 | 2005-10-19 | 新日本製鐵株式会社 | 薄板連続鋳造方法 |
| US6110296A (en) * | 1998-04-28 | 2000-08-29 | Usx Corporation | Thin strip casting of carbon steels |
| 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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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS5573825A (en) * | 1978-11-24 | 1980-06-03 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of hot-dipped steel plate for ultra-deep drawing |
| 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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| JPS5669358A (en) * | 1979-10-18 | 1981-06-10 | Kobe Steel Ltd | Ultra low carbon cold rolled steel sheet with superior press formability |
| JPS5942742B2 (ja) * | 1980-04-09 | 1984-10-17 | 新日本製鐵株式会社 | 降伏比の低い深絞り用高強度冷延鋼板 |
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| 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 US US06/549,781 patent/US4517031A/en not_active Expired - Lifetime
- 1983-11-08 CA CA000440636A patent/CA1202551A/en not_active Expired
- 1983-11-09 DE DE8383306822T patent/DE3366856D1/de not_active Expired
- 1983-11-09 EP EP83306822A patent/EP0112027B1/en not_active Expired
- 1983-11-09 DE DE198383306822T patent/DE112027T1/de active Pending
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|---|---|---|---|---|
| JP2005113222A (ja) * | 2003-10-08 | 2005-04-28 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材と、磁気特性に優れた軟磁性鋼部品およびその製造方法 |
Also Published As
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| CA1202551A (en) | 1986-04-01 |
| EP0112027B1 (en) | 1986-10-15 |
| EP0112027A1 (en) | 1984-06-27 |
| DE3366856D1 (en) | 1986-11-20 |
| US4517031A (en) | 1985-05-14 |
| DE112027T1 (de) | 1985-02-14 |
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