JPS61276929A - 成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法 - Google Patents
成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法Info
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- JPS61276929A JPS61276929A JP11666385A JP11666385A JPS61276929A JP S61276929 A JPS61276929 A JP S61276929A JP 11666385 A JP11666385 A JP 11666385A JP 11666385 A JP11666385 A JP 11666385A JP S61276929 A JPS61276929 A JP S61276929A
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- Japan
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- steel
- bending
- steel sheet
- rolled
- hot rolling
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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)
自動車ボディなどのプレス加工、で代表される成形性の
要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の製造に関連
してこの明細書には、連続焼鈍法の有用な適用の下に、
高延性でかつ材質の異方性が少なく、しかも耐時効性に
もすぐれる極低炭素鋼冷延板の適切な製法についての開
発研究の成果を述べる。
要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の製造に関連
してこの明細書には、連続焼鈍法の有用な適用の下に、
高延性でかつ材質の異方性が少なく、しかも耐時効性に
もすぐれる極低炭素鋼冷延板の適切な製法についての開
発研究の成果を述べる。
(従来の技術)
プレス加工用鋼板は、従来、低炭素(C: 0.02〜
0.07wt%:以下単に%であられす)AAキルド鋼
を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、最
近はプレス性の一層の向上と高生産性を得るためC<0
.01%の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製造さ
れるようになっている。
0.07wt%:以下単に%であられす)AAキルド鋼
を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、最
近はプレス性の一層の向上と高生産性を得るためC<0
.01%の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製造さ
れるようになっている。
極低炭素鋼では、鋼中に固溶して鋼板の延性、絞り性や
耐時効性を劣化させているCJPNを固定するため、T
i、Nb、□V、Zr及びTaなどの炭窒化物形成元素
が添加される。従来これらの元素は高価なこともあって
単独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用さ
れているTiとNbの性質を比較すると、次のとおりで
ある。
耐時効性を劣化させているCJPNを固定するため、T
i、Nb、□V、Zr及びTaなどの炭窒化物形成元素
が添加される。従来これらの元素は高価なこともあって
単独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用さ
れているTiとNbの性質を比較すると、次のとおりで
ある。
Ti添加鋼はNb添加鋼に比べ、再結晶温度が低いこと
、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び(E#)、ランクフォード値(
7値)などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び(E#)、ランクフォード値(
7値)などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
一方Nb添加鋼はTi添加鋼に比べ、7値の異方性が少
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
これらTi、Nb両者の利点を同時に発揮することに関
し特公昭58−107414号公報に開示されている。
し特公昭58−107414号公報に開示されている。
この場合Tiの含有量の上限を、の大部分が優先的にT
iNとして消費され、固溶Cについては残りの有効T
i (totalT i −T 1asT i N)と
Nbで固定することにより非時効性と深絞り性を確保す
るところにある。
iNとして消費され、固溶Cについては残りの有効T
i (totalT i −T 1asT i N)と
Nbで固定することにより非時効性と深絞り性を確保す
るところにある。
(発明が解決しようとする問題点)
実際に上記開示に従う有効Tiの範囲で実験すると、鋼
中CがTiで有効に結合されずして、絞り性の著しい劣
化や固溶C残留による時効性の劣化を引起すことが究明
された。
中CがTiで有効に結合されずして、絞り性の著しい劣
化や固溶C残留による時効性の劣化を引起すことが究明
された。
そこでTi、Nbの複合添加の効果をより一層十分に発
揮させて、さらに成形性の良好な、極低炭素鋼冷延板の
製造方法を確立することがこの発明の目的である。
揮させて、さらに成形性の良好な、極低炭素鋼冷延板の
製造方法を確立することがこの発明の目的である。
(問題点を解決するだめの手段)
発明者らは、前述の極低炭素Ti、Nb複合添加鋼の有
利な点を損うことなくして、高延性でなおかつ材質の異
方性も少なくする方法を検討した。
利な点を損うことなくして、高延性でなおかつ材質の異
方性も少なくする方法を検討した。
発明者らは、TiとNbの複合添加効果についてより詳
細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕上圧
延の前段階である、粗圧延時にて、TiSとTiNが優
先的に析出し、固溶Cについては残りの有効TiとNb
で固定されることが判明した。つまり有効Tiとしては
(total T i −T 1asT i N−T
1asT + S)を用いるべきであることがわかった
。
細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕上圧
延の前段階である、粗圧延時にて、TiSとTiNが優
先的に析出し、固溶Cについては残りの有効TiとNb
で固定されることが判明した。つまり有効Tiとしては
(total T i −T 1asT i N−T
1asT + S)を用いるべきであることがわかった
。
次に極低cmについて連続焼鈍法を適用し冷延鋼板の絞
り性を向上するには、上記のNb、Tiなど炭窒化物形
成元素添加により、熱延板での析出促進を図ることが有
用である。
り性を向上するには、上記のNb、Tiなど炭窒化物形
成元素添加により、熱延板での析出促進を図ることが有
用である。
ところで熱間圧延後の巻取り温度に応じて析出形態とα
粒径は次表に示す傾向となる。
粒径は次表に示す傾向となる。
従って絞り性向上に最ものぞましい。粗大析出、微細粒
の組合せは得られ難い。
の組合せは得られ難い。
ここに特開昭58−144430号公報に開示の低スラ
ブ加熱温度は好ましいにしても、現操業条件ではスキッ
ドマークによるスラブ長手方向の温度ムラのため連続焼
鈍での大きな特徴であるコイル長手方向材質均一化が困
難である。
ブ加熱温度は好ましいにしても、現操業条件ではスキッ
ドマークによるスラブ長手方向の温度ムラのため連続焼
鈍での大きな特徴であるコイル長手方向材質均一化が困
難である。
しかるに通常加熱後シートバーの軽加工を施すことによ
りNbやTiの粗大析出が促進され、その結果材質向上
および再結晶温度低下が達成されることを見出した。
りNbやTiの粗大析出が促進され、その結果材質向上
および再結晶温度低下が達成されることを見出した。
なお軽加工の具体法として曲げがあり、シートバーの曲
げはコイルボックス(例Tron and Steal
Engineer 、 1981 No、11 p45
2)法やロールによる3点曲げあるいはルーバーなどが
ある。
げはコイルボックス(例Tron and Steal
Engineer 、 1981 No、11 p45
2)法やロールによる3点曲げあるいはルーバーなどが
ある。
かくして極低C鋼のC,N、S、Ti、Nb量を限定す
るとともにさらに熱間圧延中における曲げ加工の付加に
より、プレス加工用鋼板として有利に満足できるものが
得られたのである。
るとともにさらに熱間圧延中における曲げ加工の付加に
より、プレス加工用鋼板として有利に満足できるものが
得られたのである。
この発明は C: 0.0050%以下、Si:0.5
%以下、Mn:1.0%以下。
%以下、Mn:1.0%以下。
Δff:o、005〜0.10%、p:o、1%以下。
N : 0.0080%以下、 S : 0.01
5%以下。
5%以下。
を含有する組成になる鋼の熱間圧延に際して、1100
”c以下、Ar3点以上の温度域で被圧延材に、曲げ加
工を施し、且つその温度域で3秒間以上の保持を行う工
程を含め、その熱間圧延の後、常法に従う冷間圧延を経
て連続焼鈍を行うことを特徴とする成形性が良好な極低
炭素鋼冷延板の製造方法である。
”c以下、Ar3点以上の温度域で被圧延材に、曲げ加
工を施し、且つその温度域で3秒間以上の保持を行う工
程を含め、その熱間圧延の後、常法に従う冷間圧延を経
て連続焼鈍を行うことを特徴とする成形性が良好な極低
炭素鋼冷延板の製造方法である。
ここに曲げ加工は被圧延材の板厚tと曲げ径りとの比t
/D O,01以上で複数回にわたらせることが望まし
い。
/D O,01以上で複数回にわたらせることが望まし
い。
すでに明らかなようにこの発明では、Ti。
Nbの有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要事
項であり、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作
用につき、説明を進める。
項であり、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作
用につき、説明を進める。
(作 用)
さて発明者らが行ったラボ実験の結果について先ず説明
する。
する。
化学成分としてS i : tr〜0.02%、Mn:
0.10〜0.12%、 P :0.007〜0.0
10%、71.A:0.02〜0.04%は同一レベル
にし、さらに、N : 0.0027%。
0.10〜0.12%、 P :0.007〜0.0
10%、71.A:0.02〜0.04%は同一レベル
にし、さらに、N : 0.0027%。
C: 0,0020%において、S : 0.006%
、 0.0]、3%および0.018%の3水準、また
T i : 0.015%。
、 0.0]、3%および0.018%の3水準、また
T i : 0.015%。
0.025%および0.034%の3水準そしてNb:
o、oos%、0.020%の2水準の都合18鋼種を
実験室的に溶製し、分塊圧延で30mm厚のシートバー
とし、次いで熱間圧延において7パスで2.8 mm厚
とし、900 ±5℃で仕上げた。
o、oos%、0.020%の2水準の都合18鋼種を
実験室的に溶製し、分塊圧延で30mm厚のシートバー
とし、次いで熱間圧延において7パスで2.8 mm厚
とし、900 ±5℃で仕上げた。
この鋼板を圧延終了後水スプレーを用いて35°C/s
で550℃まで冷却した。
で550℃まで冷却した。
次いでただちに550℃の炉中に装入し、5hr保持し
た後炉冷処理を行った。この処理により巻取り温度55
0°Cのシミュレーションを行った。
た後炉冷処理を行った。この処理により巻取り温度55
0°Cのシミュレーションを行った。
次いで酸洗後圧工率75%の冷間圧延を行った。
続いて連続焼鈍処理として抵抗加熱装置により700℃
まで12°C/ sで加熱し以後3°C/ sの加熱速
度で780°Cまで加熱し、780℃に25秒間保持し
た後室温まで5°C/ sで冷却した。
まで12°C/ sで加熱し以後3°C/ sの加熱速
度で780°Cまで加熱し、780℃に25秒間保持し
た後室温まで5°C/ sで冷却した。
次いで該鋼板に0.75%の調質圧延を施した後引張試
験に供した。
験に供した。
試験項目として深絞り性の尺度に7値(ランクフォード
値)を用い、また耐時効性の尺度にはAI(時効指数)
を用いた。
値)を用い、また耐時効性の尺度にはAI(時効指数)
を用いた。
第1図、第2図にその結果を示すように各実験鋼の材質
は、Ti、S、Nb量に対して大きく変化している。
は、Ti、S、Nb量に対して大きく変化している。
プレス加工用鋼板として要求される材質として〒≧1.
6 、 A I≦3.0 kg/mm2を目安とする
と、(但しN =0.0027%)の領域であり1、な
おかつN b =0.008%の場合であることが分る
。
6 、 A I≦3.0 kg/mm2を目安とする
と、(但しN =0.0027%)の領域であり1、な
おかつN b =0.008%の場合であることが分る
。
すなわち同−C量、同−Nb量でもSの増加により絞り
性、耐時効性が劣化しSの増加に見合うだけのTiの増
量が必要であることがわかる。
性、耐時効性が劣化しSの増加に見合うだけのTiの増
量が必要であることがわかる。
一方Nb量の効果についてはNbの増量によりTi量が
少なく、S量が多くとも、AI低下ずなわち耐時効性の
改善は可能であるが、T値については向上効果がほとん
どない。
少なく、S量が多くとも、AI低下ずなわち耐時効性の
改善は可能であるが、T値については向上効果がほとん
どない。
C: 加工用鋼板として最も重要な、全伸び(Eβ)お
よびランクフォード値(7)を向上させるためCは少な
いほどよくC50,0050%より好しくばC≦[1,
0035%がよい。Cが増加すると、これを炭化物とし
て固定するため、多量のTi、Nbを必要とし、生成す
る析出物TiC,NbCなどの析出強化により加工性が
劣化するばかりでなく、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等
の悪影響が現れる。
よびランクフォード値(7)を向上させるためCは少な
いほどよくC50,0050%より好しくばC≦[1,
0035%がよい。Cが増加すると、これを炭化物とし
て固定するため、多量のTi、Nbを必要とし、生成す
る析出物TiC,NbCなどの析出強化により加工性が
劣化するばかりでなく、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等
の悪影響が現れる。
Si: 深絞り用高強度鋼板の強度」二昇のために添加
してもよいが、過度の添加は面42次加工ぜい性、化成
処理性の劣化を起すため好ましくなくその」二限を0.
5%とする。
してもよいが、過度の添加は面42次加工ぜい性、化成
処理性の劣化を起すため好ましくなくその」二限を0.
5%とする。
Mn:MnもSiと全く同様の理由により上限を1.0
%とする。
%とする。
N: Nは、Sと同様に熱延前にTiで固定されるため
N単独では有害ではない。しかし多量の添加により形成
されたTiNは、全伸び、r値を低下させるためその上
限を0.0080%とするが、より好ましい範囲は、0
.0035%以下である。
N単独では有害ではない。しかし多量の添加により形成
されたTiNは、全伸び、r値を低下させるためその上
限を0.0080%とするが、より好ましい範囲は、0
.0035%以下である。
またNを固定しえないほどTiが少量の場合、NばAl
xとして固定される。この場合熱延巻取温度が710℃
以下では、AffNの凝集が進行せずしてその結果連続
焼鈍後便質なものとなりプレス加工性が劣ることとなる
。
xとして固定される。この場合熱延巻取温度が710℃
以下では、AffNの凝集が進行せずしてその結果連続
焼鈍後便質なものとなりプレス加工性が劣ることとなる
。
S: Sはこの発明においてはTi量との関係において
最も重要な元素である。Sは熱間圧延前のたとえばスラ
ブとして加熱中にTiSとして無害化されるが、第1図
、第2図の結果に示す如く過剰のSはそれを固定するた
めのTi量が増加し、材質劣化の原因となるため上限を
0.015%とする。
最も重要な元素である。Sは熱間圧延前のたとえばスラ
ブとして加熱中にTiSとして無害化されるが、第1図
、第2図の結果に示す如く過剰のSはそれを固定するた
めのTi量が増加し、材質劣化の原因となるため上限を
0.015%とする。
Ti: Tiはこの発明の化学成分の中で、最も重要
な元素である。Tiは/11やNbに先立って熱間圧延
前にSやNを固定する。第1図、第2図にてすでに詳し
く説明した如く、Tiの下限はSとNを固定する量すな
わち れる。
な元素である。Tiは/11やNbに先立って熱間圧延
前にSやNを固定する。第1図、第2図にてすでに詳し
く説明した如く、Tiの下限はSとNを固定する量すな
わち れる。
Tiの上限についてば有効Ti (ミto ta I
T i −T 1asT i N−T 1asTi S
)の一部が、”I” i Cを形成することを考慮する
と、析出するTiC及びさらに固溶状態で存在するTi
が、材質低下や合金コストアップ及び生産性、すなわち
再結晶温度上昇による生産性低下を引起さないような範
囲に限定すべきである。これらを考慮するとTjの上限
はとなる。
T i −T 1asT i N−T 1asTi S
)の一部が、”I” i Cを形成することを考慮する
と、析出するTiC及びさらに固溶状態で存在するTi
が、材質低下や合金コストアップ及び生産性、すなわち
再結晶温度上昇による生産性低下を引起さないような範
囲に限定すべきである。これらを考慮するとTjの上限
はとなる。
Nb: NbばT i Iffが少ない場合にCを固
定するために重要でありCとの関連で最低 Nb:QJ・−c (X)必要である。この最低Nb量
は、TiでCを固定できない場合に固溶Cの20%しか
、Nbで固定しえないように思われるが我々の経験では
、残留している80%の固溶Cの大部分も、析出したN
bCの周囲で析出前段階と思われる特殊な雰囲気を形成
し時効性や延性に悪影響を及ぼずことはないことが確め
られた。
定するために重要でありCとの関連で最低 Nb:QJ・−c (X)必要である。この最低Nb量
は、TiでCを固定できない場合に固溶Cの20%しか
、Nbで固定しえないように思われるが我々の経験では
、残留している80%の固溶Cの大部分も、析出したN
bCの周囲で析出前段階と思われる特殊な雰囲気を形成
し時効性や延性に悪影響を及ぼずことはないことが確め
られた。
NbはTiと複合添加することにより、Ti単独添加鋼
の欠点である7値、Effの異方性を小さくする。例え
ばr値の平均値下が1.7程度のTi単独鋼では圧延方
向(ro)、圧延直角方向(rq。)が約2.1あるに
もかかねらず、対角方向(r、5)は1.3程度であり
、異方性 なる。これに対しこの発明に従って、Nbを添加した鋼
では、Δrが0.2〜0.4程度になり、異方性が非常
に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第1図、第2図に示したように
熱延低温巻取での材質劣化を引起すばかりでなく、再結
晶温度の著しい上昇やコストアップを引起ずのでその上
限をCと当量ずなわち AE:、/lは?容鋼中の0を固定しTi、Nbの歩留
りを向上させるため最低0.005%必要である。一方
溶鋼中Nにつき上述のようにTiで大部分が固定される
ため、Aρの多量の添加はコストアンプとなり、このた
め上限を0.10%とする。
の欠点である7値、Effの異方性を小さくする。例え
ばr値の平均値下が1.7程度のTi単独鋼では圧延方
向(ro)、圧延直角方向(rq。)が約2.1あるに
もかかねらず、対角方向(r、5)は1.3程度であり
、異方性 なる。これに対しこの発明に従って、Nbを添加した鋼
では、Δrが0.2〜0.4程度になり、異方性が非常
に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第1図、第2図に示したように
熱延低温巻取での材質劣化を引起すばかりでなく、再結
晶温度の著しい上昇やコストアップを引起ずのでその上
限をCと当量ずなわち AE:、/lは?容鋼中の0を固定しTi、Nbの歩留
りを向上させるため最低0.005%必要である。一方
溶鋼中Nにつき上述のようにTiで大部分が固定される
ため、Aρの多量の添加はコストアンプとなり、このた
め上限を0.10%とする。
P: Pは7値を低下させることなく強度上昇に最も有
効な元素であるが、耐2次加工ぜい性のためには過度の
添加は好しくなくその上限を0.1%とする。
効な元素であるが、耐2次加工ぜい性のためには過度の
添加は好しくなくその上限を0.1%とする。
次に熱間圧延条件に関して、熱間圧延前のスラブ加熱温
度はとくに限定しないが、S、NをTiで固定するため
1280℃以下好しくは1230°C以下さらに好しく
は1150℃以下が望ましい。
度はとくに限定しないが、S、NをTiで固定するため
1280℃以下好しくは1230°C以下さらに好しく
は1150℃以下が望ましい。
なお、いわゆるスラブ直送圧延や、30mmJt程度の
シートパーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を行っても
同様の効果が期待できる。
シートパーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を行っても
同様の効果が期待できる。
熱間圧延の仕上げ温度は通常のAr3点以上が好しいが
、α域である700°C程度まで低下させてもその時の
材質劣化は小さい。
、α域である700°C程度まで低下させてもその時の
材質劣化は小さい。
次にこの発明ではNb、Tiなどの炭窒化物形成元素の
粗大析出、促進のためシートバーに軽加工つまり曲げ加
工を与える。
粗大析出、促進のためシートバーに軽加工つまり曲げ加
工を与える。
曲げbn工の程度はt/Dで定義され、この値が大きい
程相大析出は促進される。この効果が現われる下限のt
/I’lは0.Olである。t/Dの値の大きくなるほ
ど粗大析出は促進されるがそれと同時に1粒も粗大化し
その結果熱延板のα粒径がII大となって冷間圧延を経
た連続焼鈍後の材質が劣化するようになるので0.10
をこえるのは好ましくない。ここにシートバー階段での
曲げによる軽加工を与えると、それを駆動力としてNb
”Tiの粗大析出が促進されるが、粗大化するには時間
的余裕も必要であり、この保温時間はjmmクシ−1バ
ーの曲げ加工から仕上圧延までの数秒で十分補償される
。
程相大析出は促進される。この効果が現われる下限のt
/I’lは0.Olである。t/Dの値の大きくなるほ
ど粗大析出は促進されるがそれと同時に1粒も粗大化し
その結果熱延板のα粒径がII大となって冷間圧延を経
た連続焼鈍後の材質が劣化するようになるので0.10
をこえるのは好ましくない。ここにシートバー階段での
曲げによる軽加工を与えると、それを駆動力としてNb
”Tiの粗大析出が促進されるが、粗大化するには時間
的余裕も必要であり、この保温時間はjmmクシ−1バ
ーの曲げ加工から仕上圧延までの数秒で十分補償される
。
ここに好ましくは、コイルボックスのように曲げ加工と
同時に少なくとも3秒間にわたり保温することによって
この発明で目脂した効果は十分に発揮される。
同時に少なくとも3秒間にわたり保温することによって
この発明で目脂した効果は十分に発揮される。
なお曲げ回数は1回でも本発明の効果は充分に発揮され
得るが、通常の曲げ加工では曲げもどしが伴うため、必
ず複数回以上の曲げ加工となる。
得るが、通常の曲げ加工では曲げもどしが伴うため、必
ず複数回以上の曲げ加工となる。
次に曲げ加工を経た仕上圧延後、巻取りまでの冷却パタ
ーンの変化にまり熱延鋼板のフェライト(α)粒径が大
きく変化し、一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの
冷却速度が遅いとα粒が粗大化し、Ti、Nb複合添加
鋼ではこの傾向が特に顕著となる。
ーンの変化にまり熱延鋼板のフェライト(α)粒径が大
きく変化し、一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの
冷却速度が遅いとα粒が粗大化し、Ti、Nb複合添加
鋼ではこの傾向が特に顕著となる。
α粒が粗大化すると粒界面積が減少し焼鈍後に(111
)集合組織が発達せずT値が劣るばかりでなく、焼鈍後
の結晶粒径も大きくなるため、耐2次加工ぜい性も劣る
ことになるため、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具
体的には2秒以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始か
ら巻取りまでの平均冷却速度を10℃/S以上とするこ
とがのぞましい。
)集合組織が発達せずT値が劣るばかりでなく、焼鈍後
の結晶粒径も大きくなるため、耐2次加工ぜい性も劣る
ことになるため、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具
体的には2秒以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始か
ら巻取りまでの平均冷却速度を10℃/S以上とするこ
とがのぞましい。
巻取り温度は600′C以下の低温で行っても材質は良
好であるが600°C以上の高温巻取りを行うとさらに
材質は向上する。
好であるが600°C以上の高温巻取りを行うとさらに
材質は向上する。
巻取り温度が710℃を越えると材質向上効果が飽和す
るばかりでなくデスケーリング性が著しく劣化する。
るばかりでなくデスケーリング性が著しく劣化する。
次に冷間圧延条件については絞り性を向上させるためデ
スケーリング後の冷間圧延率は50%以上より好ましく
は70%〜90%である。
スケーリング後の冷間圧延率は50%以上より好ましく
は70%〜90%である。
さらに連続焼鈍条件としてはすでに述べたように、C,
N及びSNに応してTi、Nb量を限定することにより
著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性の良好な鋼板が
製造できるが、さらに熱間圧延時の冷却制御とさらにこ
こで説明する連続焼鈍の加熱制御をSi1合せることが
一層のぞましく、具体的には加熱中の400〜600°
Cまでの加熱速度を5℃/S以上、にするを可とする。
N及びSNに応してTi、Nb量を限定することにより
著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性の良好な鋼板が
製造できるが、さらに熱間圧延時の冷却制御とさらにこ
こで説明する連続焼鈍の加熱制御をSi1合せることが
一層のぞましく、具体的には加熱中の400〜600°
Cまでの加熱速度を5℃/S以上、にするを可とする。
なおこれらの温度域は鋼中に固溶しているPが著しく粒
界偏析し易い温度域であり、この温度域を急熱すること
によりPの粒界偏析が抑制されて、粒界強度が上昇し耐
2次加工ぜい性が向上することでも有利である。冷却中
の600〜400°Cの温度域については加熱時の如く
特別な限定をしなくてもit 2次加工ぜい性は良好で
あるが、該温度域を10℃/S以上で急冷すればさらに
向上する。
界偏析し易い温度域であり、この温度域を急熱すること
によりPの粒界偏析が抑制されて、粒界強度が上昇し耐
2次加工ぜい性が向上することでも有利である。冷却中
の600〜400°Cの温度域については加熱時の如く
特別な限定をしなくてもit 2次加工ぜい性は良好で
あるが、該温度域を10℃/S以上で急冷すればさらに
向上する。
連続焼鈍時の最高加熱温度は深絞り性を確保するため、
700℃以上で1秒間以」二の均熱を行うのがよく、と
ころがA c x点(約920〜930℃)を越えると
、深絞り性が急激に低下するので加熱温度は700〜A
C3の範囲でとくに適合する。
700℃以上で1秒間以」二の均熱を行うのがよく、と
ころがA c x点(約920〜930℃)を越えると
、深絞り性が急激に低下するので加熱温度は700〜A
C3の範囲でとくに適合する。
(実施例)
C: 0.0025%、Si:O,旧%、Mn:0.1
6%、P : 0.010%、S:0.005%、A
7!: 0.035%、1日 #O,OL9%)、その他不可避的不純物の鋼を転炉出
鋼し、連続鋳造でスラブとした。次いでスラブを120
0℃に再加熱して30酊厚みのシートバーに圧延した後
、1100°〜1050℃の範囲内の温度Tにてt/D
が0.11に至るまでの曲げ加工を第3図に従って施し
、引続き仕上圧延温度、900℃で熱間圧延を終了し、
3.2鰭厚みの熱延板を550℃で巻取った。
6%、P : 0.010%、S:0.005%、A
7!: 0.035%、1日 #O,OL9%)、その他不可避的不純物の鋼を転炉出
鋼し、連続鋳造でスラブとした。次いでスラブを120
0℃に再加熱して30酊厚みのシートバーに圧延した後
、1100°〜1050℃の範囲内の温度Tにてt/D
が0.11に至るまでの曲げ加工を第3図に従って施し
、引続き仕上圧延温度、900℃で熱間圧延を終了し、
3.2鰭厚みの熱延板を550℃で巻取った。
酸洗後75%の圧下率で冷間圧延を行いQ、8mmの冷
延板とした。
延板とした。
次いで800°Cでの連続焼鈍を経て、0.5%調質圧
延したときの結果を表1に示す。
延したときの結果を表1に示す。
なお、表1では供試鋼(八)の成績はかC,Ti又はN
b量が不適切な、表2に掲げた比較鋼の結果と対比して
示した。
b量が不適切な、表2に掲げた比較鋼の結果と対比して
示した。
ここに鋼(B)はC1または(C)および(D)は′r
iそして鋼(E)および(1’)はNbが外れた比較鋼
で供試ffA (A)について曲げ加工が不適切な場合
とともに材質が劣る。
iそして鋼(E)および(1’)はNbが外れた比較鋼
で供試ffA (A)について曲げ加工が不適切な場合
とともに材質が劣る。
(発明の効果)
この発明により自動車車体などのプレス加工用鋼板が必
要とする、とくに成形性の良好な極度炭素鋼冷延板が安
定に製造でき、その効果は絶大なるものがある。
要とする、とくに成形性の良好な極度炭素鋼冷延板が安
定に製造でき、その効果は絶大なるものがある。
第1図は、鋼板のr値に及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表、 第2図は、鋼板のAIに及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表、 第3図は曲げ加工法説明図である。 (1)唇g (%)番S
を示す図表、 第2図は、鋼板のAIに及ぼすTi、S、Nb量の効果
を示す図表、 第3図は曲げ加工法説明図である。 (1)唇g (%)番S
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.0050wt%以下、Si:0.5wt%
以下、Mn:1.0wt%以下、 Ti:[(48/14)N(%)+(48/32)S(
%)]〜[3・(48/12)C(%)+(48/14
)N(%)+(48/32)S(%)]wt%Nb:[
0.2・(93/12)C(%)]〜[(93/12)
C(%)]wt%Al:0.005〜0.10wt%、
P:0.1wt%以下、N:0.0080wt%以下、
S:0.015wt%以下、を含有する組成になる鋼の
熱間圧延に際して、1100℃以下、Ar_3点以上の
温度域で被圧延材に、曲げ加工を施しかつその温度域で
3秒間以上の保持を行う工程を含め、その熱間圧延のあ
と、常法に従う冷間圧延を経て連続焼鈍を行うことを特
徴とする、成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法
。 2、曲げ加工が、被圧延材の板厚tと曲げ径Dとの比t
/D0.01以上での複数回にわたるものである、1記
載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11666385A JPS61276929A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11666385A JPS61276929A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61276929A true JPS61276929A (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=14692812
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11666385A Pending JPS61276929A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 成形性が良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61276929A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63190141A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製法 |
JPH0649590A (ja) * | 1992-07-31 | 1994-02-22 | Nippon Steel Corp | 常温経時変形のない極低炭素鋼およびその製造方法 |
-
1985
- 1985-05-31 JP JP11666385A patent/JPS61276929A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63190141A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製法 |
JPH0567684B2 (ja) * | 1987-02-02 | 1993-09-27 | Sumitomo Metal Ind | |
JPH0649590A (ja) * | 1992-07-31 | 1994-02-22 | Nippon Steel Corp | 常温経時変形のない極低炭素鋼およびその製造方法 |
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