JPS61525A - 連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS61525A JPS61525A JP11992584A JP11992584A JPS61525A JP S61525 A JPS61525 A JP S61525A JP 11992584 A JP11992584 A JP 11992584A JP 11992584 A JP11992584 A JP 11992584A JP S61525 A JPS61525 A JP S61525A
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- 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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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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〕
本発明は、連続焼鈍によシ耐時効性の優れた深絞り用冷
延鋼板を製造する方法に関する。
延鋼板を製造する方法に関する。
従来、連続焼鈍によって軟質高延性の絞シ用冷延鋼板を
製造する目的から、鋼成分、熱サイクル等に関する数多
くの提案がなされておシ、これらはいずれも急速加熱・
急速冷却という連続焼鈍熱サイクル上の制約の中で、如
何にして従来の箱焼鈍に匹敵する材質を得るかという点
をその技術上の課題としている。
製造する目的から、鋼成分、熱サイクル等に関する数多
くの提案がなされておシ、これらはいずれも急速加熱・
急速冷却という連続焼鈍熱サイクル上の制約の中で、如
何にして従来の箱焼鈍に匹敵する材質を得るかという点
をその技術上の課題としている。
そしてこのような研究の結果、急速加熱焼鈍による再結
晶集合組織形成上の不利に対しては熱延高温巻き取り法
が、急速冷却によって鋼中に残留する固溶Ｃに起因する
歪時効性の劣化に対しては急冷過時効処理法が提示され
、今日の連続焼鈍プロセスの根幹が確立された。
晶集合組織形成上の不利に対しては熱延高温巻き取り法
が、急速冷却によって鋼中に残留する固溶Ｃに起因する
歪時効性の劣化に対しては急冷過時効処理法が提示され
、今日の連続焼鈍プロセスの根幹が確立された。
一方、プロセスに関しては、上記した過時効処理前の急
冷方法について、水焼き入れ法、ガスジェット冷却法、
ロール冷却法、気水冷却法、温水冷却法等が提案され、
各々の冷却プローセスに対するプロセス上の得失および
冶金的意味について詳細なる検討が行われてきた。他方
において、上記した連続焼鈍プロセスの進歩と共に、今
日の製鋼技術、と）わけ脱ガス技術の進展による鋼中Ｃ
，Ｎ等の低減によって鋼の高純化が一段と進んできた。
冷方法について、水焼き入れ法、ガスジェット冷却法、
ロール冷却法、気水冷却法、温水冷却法等が提案され、
各々の冷却プローセスに対するプロセス上の得失および
冶金的意味について詳細なる検討が行われてきた。他方
において、上記した連続焼鈍プロセスの進歩と共に、今
日の製鋼技術、と）わけ脱ガス技術の進展による鋼中Ｃ
，Ｎ等の低減によって鋼の高純化が一段と進んできた。
こうした傾向は鉄鋼製品全般に亘ってその品質向上を可
能にすると共に、過去における先端的製鋼技術の汎用化
によル高清浄鋼を低廉に溶製することを可能にしたもの
であシ、成形性と共に低廉、汎用性が強く要求される冷
延薄鋼板にとって望ましいことと言える。
能にすると共に、過去における先端的製鋼技術の汎用化
によル高清浄鋼を低廉に溶製することを可能にしたもの
であシ、成形性と共に低廉、汎用性が強く要求される冷
延薄鋼板にとって望ましいことと言える。
ところで、鋼の耐時効性は鋼中に存在する固溶Ｃ，Ｎ量
に支配される。今日の連続焼鈍では、連鋳素材の使用拡
大に伴い絞シ用鋼板はその大半かＡＬキルド鋼であル、
このためＮは熱地高温巻き取シ時にＡＬＮとして析出し
、時効性には関与しない。したがってＣについ４
てＯみ過時効処理でセメンタイトとして析出させ
る必要がある。こうした観点から考えると、Ｃを含まな
い鋼あるいは予−めＣを炭化物として析出させた鋼にお
いては、焼鈍熱サイクルにかがわらず歪時効性は問題と
はならなくなる。しかし、このうち前者に関しては、従
来の製鋼技術では必ずしも十分な極低Ｃレベルが得られ
ないという問題があシ、このためＴｉ、Ｎｂ、Ｂ等を添
加して微量の固溶Ｃを予め炭化物として析出させる後者
の方法が一般的である。また、こうした微量添加元素は
再結晶集合組織の形成に対しても好影響を及ぼす。しか
し、このような鋼はその微量元素添加による成分コスト
が高くなるという最大の欠点がある。
に支配される。今日の連続焼鈍では、連鋳素材の使用拡
大に伴い絞シ用鋼板はその大半かＡＬキルド鋼であル、
このためＮは熱地高温巻き取シ時にＡＬＮとして析出し
、時効性には関与しない。したがってＣについ４
てＯみ過時効処理でセメンタイトとして析出させ
る必要がある。こうした観点から考えると、Ｃを含まな
い鋼あるいは予−めＣを炭化物として析出させた鋼にお
いては、焼鈍熱サイクルにかがわらず歪時効性は問題と
はならなくなる。しかし、このうち前者に関しては、従
来の製鋼技術では必ずしも十分な極低Ｃレベルが得られ
ないという問題があシ、このためＴｉ、Ｎｂ、Ｂ等を添
加して微量の固溶Ｃを予め炭化物として析出させる後者
の方法が一般的である。また、こうした微量添加元素は
再結晶集合組織の形成に対しても好影響を及ぼす。しか
し、このような鋼はその微量元素添加による成分コスト
が高くなるという最大の欠点がある。
本発明はこのような従来の事情に鑑み、特殊元素の添加
なしに、溶製可能レベルの極低Ｃ化と熱処理条件の最適
化という組合せによシ、実質的に過時効処理を必要とし
ない程度の耐時効性を有する絞シ用冷延鋼板を製造し得
る方法を提供せんとするものである。
なしに、溶製可能レベルの極低Ｃ化と熱処理条件の最適
化という組合せによシ、実質的に過時効処理を必要とし
ない程度の耐時効性を有する絞シ用冷延鋼板を製造し得
る方法を提供せんとするものである。
このため本発明は、Ｃ：０．００３０ｗｔ％以下。
Ｍｎ： ０．０２〜０．１０ｗｔ％、 ８ ： ０．０
１０ｗｔ４以下。
１０ｗｔ４以下。
Ｐ ： ０．０２０ｗｔ ｑｂ以下、Ｎ：０．００４０
ｗｔ％以下。
ｗｔ％以下。
Ｓｏｔ、Ａｔ： ０．０２〜０．０６ｗｔ％、残部鉄及
び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、これを仕上温度
：８８０〜９２０’Ｏ，巻取温度：６００〜７００°０
で熱間圧延した後、冷延率６０チ以上で冷間圧延し、さ
らに前記冷延率Ｒ（％）に対し下式を満足するような焼
鈍温度ＴＡ（’０）で連続焼鈍することをその基本的％
徴とする。
び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、これを仕上温度
：８８０〜９２０’Ｏ，巻取温度：６００〜７００°０
で熱間圧延した後、冷延率６０チ以上で冷間圧延し、さ
らに前記冷延率Ｒ（％）に対し下式を満足するような焼
鈍温度ＴＡ（’０）で連続焼鈍することをその基本的％
徴とする。
ＴＡ≧−７，５Ｒ＋１３００
２．０Ｒ＋ ５４０ ＜ ＴＡ≦ ２．０Ｒ＋ ７
３０以下本発明の詳細な説明する。
３０以下本発明の詳細な説明する。
極低Ｃレベルの鋼を連続焼鈍する場合、極微量鋼中Ｃの
析出サイトはフェライト粒界になる。しかし、このよう
にフェライト粒界のみが析出サイトとなる場合、固溶Ｃ
析出に要する平均自由行程が長いため、従来の通常の連
続焼鈍熱サイクルでは、−次冷却・過時効処理の一連の
過程で固溶Ｃを時効が問題とならないレベルまで析出さ
せるのＬａしいと考えられていた。
析出サイトはフェライト粒界になる。しかし、このよう
にフェライト粒界のみが析出サイトとなる場合、固溶Ｃ
析出に要する平均自由行程が長いため、従来の通常の連
続焼鈍熱サイクルでは、−次冷却・過時効処理の一連の
過程で固溶Ｃを時効が問題とならないレベルまで析出さ
せるのＬａしいと考えられていた。
しかし、本発明者等が冷間圧延以降の一連のプロセスの
冶金的意味を考慮し、これらを最適化することによって
積極的にフェライト粒界へのＣ析出を行うことができる
との観点に立って種々の検討を重ねた結果、極低Ｃ鋼で
は以下の３点を適切に制御することによって、短時間の
連続焼鈍でも時効が問題とならないレベルまで鋼中残留
固溶Ｃを低減できることを見出した。
冶金的意味を考慮し、これらを最適化することによって
積極的にフェライト粒界へのＣ析出を行うことができる
との観点に立って種々の検討を重ねた結果、極低Ｃ鋼で
は以下の３点を適切に制御することによって、短時間の
連続焼鈍でも時効が問題とならないレベルまで鋼中残留
固溶Ｃを低減できることを見出した。
（１）フェライト粒界面積
（２）フェライト粒界構造
（３）フェライト粒界への鋼中Ｃの高温平衡偏析
もちろん、上記組織因子が有効に作用するためには、鋼
の成分が適切に制御される必要があシ、本発明ではこの
点に関しても明確な指針を得た。
の成分が適切に制御される必要があシ、本発明ではこの
点に関しても明確な指針を得た。
まず、上記した３つの組織因子を制御する上で重要とな
るプロセス因子の制約榮件について説明する。第１図は
下記第１表中の鋼０について、通常の方法によシ板厚４
．０Ｗｍまで熱間圧延（仕上温度；９０θ′０）して６
８００で巻き取った後、冷延率６０〜９０％ の範囲で
冷間圧延し、さらに７００〜９００’Ｏの温度範囲にお
いて均熱時間１分で速読焼鈍を行った際の時効指数（Ａ
Ｉ値：１０乃引張変形彼、１００ ’ＯＸ １時間時効
したときの応力上昇量）とｉ値の変化を示す。なお、連
続焼鈍後の冷却は、ライン長の制約から４００ ’Ｏ付
近までをガスジェット冷却で行い、それ以下は空冷状態
とし、基本的には過時効処理を行わない条件とした□ 同図によれに１深絞シ用鋼板として必須の条件である′
深絞夛成形性に関し、実用上の要請からｉ≧１．６を臨
界条件とした場合、これを満足させるためには焼鈍温度
Ｔ＾（°０）と冷延シ 率Ｒ（％）とが次のよ
うな条件を満たすことが必要であることが判る。
るプロセス因子の制約榮件について説明する。第１図は
下記第１表中の鋼０について、通常の方法によシ板厚４
．０Ｗｍまで熱間圧延（仕上温度；９０θ′０）して６
８００で巻き取った後、冷延率６０〜９０％ の範囲で
冷間圧延し、さらに７００〜９００’Ｏの温度範囲にお
いて均熱時間１分で速読焼鈍を行った際の時効指数（Ａ
Ｉ値：１０乃引張変形彼、１００ ’ＯＸ １時間時効
したときの応力上昇量）とｉ値の変化を示す。なお、連
続焼鈍後の冷却は、ライン長の制約から４００ ’Ｏ付
近までをガスジェット冷却で行い、それ以下は空冷状態
とし、基本的には過時効処理を行わない条件とした□ 同図によれに１深絞シ用鋼板として必須の条件である′
深絞夛成形性に関し、実用上の要請からｉ≧１．６を臨
界条件とした場合、これを満足させるためには焼鈍温度
Ｔ＾（°０）と冷延シ 率Ｒ（％）とが次のよ
うな条件を満たすことが必要であることが判る。
ＴＡ≧−２，５Ｒ＋９００
２．０Ｒ＋５４０＜ＴＡ＜’ ２．０Ｒ＋７３０Ｒ＞６
０ 一方、耐時効性に関し、実用上の非時効レベルとしてＡ
Ｉ≦１． Ｏｌｌａ ｆ ／＋−を臨界条件とした場合
、これを満足させるためには焼鈍温度ＴＡが、 ＴＡ ＞−７，５Ｒ＋ １３００ の条件を満たすことが必要であることが判る。
０ 一方、耐時効性に関し、実用上の非時効レベルとしてＡ
Ｉ≦１． Ｏｌｌａ ｆ ／＋−を臨界条件とした場合
、これを満足させるためには焼鈍温度ＴＡが、 ＴＡ ＞−７，５Ｒ＋ １３００ の条件を満たすことが必要であることが判る。
さて、上記したＡＩ値に対する冷延率と焼鈍温度の影響
を考察すると、まず冷延率については、その増大に伴っ
てフェライト粒径が小さくなる（概ね３０チを超える冷
延率の場合）ことから、Ｃの析出サイトとしての粒界の
面積が増大することを反映したものと考えられる。しか
し焼鈍温度については、Ｆｅ−Ｃ状態図上はフェライト
単相領域であるために、焼鈍温度を高めることは粒成長
によって粒界面積が減少するものであシ、このことを考
慮すると粒界面積だけでとの現象を解釈することは離し
い。そこでこのメカニズノ・に関し、焼鈍温度での均熱
過程におけるフェライト粒界へのＣの平衡偏析がＡＩ低
下の賛因であるとの仮定に基づき種々検討を重ねた結果
、以下のような事実が判明した。
を考察すると、まず冷延率については、その増大に伴っ
てフェライト粒径が小さくなる（概ね３０チを超える冷
延率の場合）ことから、Ｃの析出サイトとしての粒界の
面積が増大することを反映したものと考えられる。しか
し焼鈍温度については、Ｆｅ−Ｃ状態図上はフェライト
単相領域であるために、焼鈍温度を高めることは粒成長
によって粒界面積が減少するものであシ、このことを考
慮すると粒界面積だけでとの現象を解釈することは離し
い。そこでこのメカニズノ・に関し、焼鈍温度での均熱
過程におけるフェライト粒界へのＣの平衡偏析がＡＩ低
下の賛因であるとの仮定に基づき種々検討を重ねた結果
、以下のような事実が判明した。
（１）Ｉｉｌｌｉ中Ｃは焼鈍均熱過程でフェライト粒界
に偏析する。
に偏析する。
（２）偏析の進行は高温はど顕著となる。
（３）焼鈍均熱時の粒界へのＣ偏析および焼鈍後の冷却
過程における粒界へＯＣ析 出のいずれに対しても、鋼中Ｍｎの低 減が有効に作用する。これ嫁前者に関 しては極低Ｍｎ化による再結晶集合組 織の変化が、粒界構造の変化を介して 偏析率を増大させることを、また後者 に関しては鋼中Ｍｎ量の減少によって Ｃの拡散が促進されることをそれぞれ 示唆している。
過程における粒界へＯＣ析 出のいずれに対しても、鋼中Ｍｎの低 減が有効に作用する。これ嫁前者に関 しては極低Ｍｎ化による再結晶集合組 織の変化が、粒界構造の変化を介して 偏析率を増大させることを、また後者 に関しては鋼中Ｍｎ量の減少によって Ｃの拡散が促進されることをそれぞれ 示唆している。
上記した点に関しては、鋼中におけるＰ等の平衡偏析の
概念（粒界偏析率は低温はど顕著となる）と必ずしも一
致するものではない。
概念（粒界偏析率は低温はど顕著となる）と必ずしも一
致するものではない。
但し、Ｃに関しては、従来その偏析に対する粒界構造依
存性等が明確に把握されておらず、特に７００ ’Ｏ以
上の高温域での粒界への偏析に関する報告は全くと言っ
てよい程なされていない。この点に関し本発明者等は、
Ｆｅ−Ｃ状態図において、Ｃ（０，０２ｗｔ％ の領域
では７０θ′０以上での温度の上昇に伴ってα固溶体領
域が縮小するという事実に着目し、ａ→ｒ変急の前駆段
階として、α単相領域においてもα＋ｒ二相温度領域に
近づくにつれてフェライト粒界へＣが偏析するためであ
ると考えた。つまシ、こうした実験事実は焼鈍熱サイク
ルを最適化することで、上記した粒界へのＣの偏析を耐
時効性向上の手段として有利に展開し得ることを示唆す
るものである。
存性等が明確に把握されておらず、特に７００ ’Ｏ以
上の高温域での粒界への偏析に関する報告は全くと言っ
てよい程なされていない。この点に関し本発明者等は、
Ｆｅ−Ｃ状態図において、Ｃ（０，０２ｗｔ％ の領域
では７０θ′０以上での温度の上昇に伴ってα固溶体領
域が縮小するという事実に着目し、ａ→ｒ変急の前駆段
階として、α単相領域においてもα＋ｒ二相温度領域に
近づくにつれてフェライト粒界へＣが偏析するためであ
ると考えた。つまシ、こうした実験事実は焼鈍熱サイク
ルを最適化することで、上記した粒界へのＣの偏析を耐
時効性向上の手段として有利に展開し得ることを示唆す
るものである。
以上の観点から本発明においては、冷間圧延を圧延皐６
０チ以上で行うと共に、連続焼鈍温度ＴＡ（０）を冷延
率Ｒ（％） Ｋ対して以下のように規制する Ｔ人≧−７，５Ｒ＋１３００ ２．０Ｒ＋ ５４０ ＜、Ｔ人≦ ２．０Ｒ＋
７３０さらに、上記した本発明の効果を得るためには
、鋼成分、特にＣ、Ｍｎの量を厳密に管理することが必
要であり、この点も本発明における重要な要件の１つと
なる。
０チ以上で行うと共に、連続焼鈍温度ＴＡ（０）を冷延
率Ｒ（％） Ｋ対して以下のように規制する Ｔ人≧−７，５Ｒ＋１３００ ２．０Ｒ＋ ５４０ ＜、Ｔ人≦ ２．０Ｒ＋
７３０さらに、上記した本発明の効果を得るためには
、鋼成分、特にＣ、Ｍｎの量を厳密に管理することが必
要であり、この点も本発明における重要な要件の１つと
なる。
第２図及び第３図は、第１表中のｍ［有］をベース成分
としてＣとＭｎを単独でそれぞれ変化させた鋼について
、通常の方法で板厚４．０ ｍｓに熱間圧延（仕上げ温
度：９００°０）して６８０℃で巻き取シ、さらに板厚
０．８刺まで冷間圧延した後、８００°０×１分の条件
で連続焼鈍を行い、その際の時効指数に及はすＣとＭｎ
の影響を示したものである。
としてＣとＭｎを単独でそれぞれ変化させた鋼について
、通常の方法で板厚４．０ ｍｓに熱間圧延（仕上げ温
度：９００°０）して６８０℃で巻き取シ、さらに板厚
０．８刺まで冷間圧延した後、８００°０×１分の条件
で連続焼鈍を行い、その際の時効指数に及はすＣとＭｎ
の影響を示したものである。
第２図に示されるように、Ｃ≦０．００２０ ｗｔ ％
以下の領域においてＡＩ≦ｔｗｆ／＋♂ が安定して得
られており、特にＭｎ≦０．００３０ｗｔ％ の４
領域では、後述する極低Ｍｎ化に伴うＡＩ低
下が顕著に現われている。一方、Ｍｎに関しては、第３
図に示されるようＩ／ＣＭｎが０．１０ｗｔ％以下の領
域で急激にＡＩが低下している。
以下の領域においてＡＩ≦ｔｗｆ／＋♂ が安定して得
られており、特にＭｎ≦０．００３０ｗｔ％ の４
領域では、後述する極低Ｍｎ化に伴うＡＩ低
下が顕著に現われている。一方、Ｍｎに関しては、第３
図に示されるようＩ／ＣＭｎが０．１０ｗｔ％以下の領
域で急激にＡＩが低下している。
この傾向はＣ≦０．００３ｗｔ％の領域の鋼においての
み認められる。以上の結果から、本発明において安定し
た低ＡＩ レベルを得るためには、Ｃ≦０．００３ｗｔ
％で且つＭｎ≦０．１０ ｗｔ％であることが必須の構
成要件となる。また下記するＳの規制による熱間脆性防
止の見地から、Ｍｎ ｔｊ： ０．０２ｗｔ％ をその
下限とする。
み認められる。以上の結果から、本発明において安定し
た低ＡＩ レベルを得るためには、Ｃ≦０．００３ｗｔ
％で且つＭｎ≦０．１０ ｗｔ％であることが必須の構
成要件となる。また下記するＳの規制による熱間脆性防
止の見地から、Ｍｎ ｔｊ： ０．０２ｗｔ％ をその
下限とする。
他の成分元素については、連続焼鈍過程における鋼中固
溶Ｃ量制御という観点での規制は行わないが、Ｓｏｔ、
ＡＡ については、熱延高温巻き取り段階でＮをＡＡＮ
として析出させるため０．０２ ｗｔ％〜０．０６ ｗ
ｔ％の範囲とし、またＮ１−ｊ：、ＡｔＮの絶対量を低
減させることによって延性向上を図るため０．００４０
ｗｔ％以下とする。またＳ及びＰについては、鋼を清
浄化して延性を向上させるためそれぞれｏ、ｏｉ。
溶Ｃ量制御という観点での規制は行わないが、Ｓｏｔ、
ＡＡ については、熱延高温巻き取り段階でＮをＡＡＮ
として析出させるため０．０２ ｗｔ％〜０．０６ ｗ
ｔ％の範囲とし、またＮ１−ｊ：、ＡｔＮの絶対量を低
減させることによって延性向上を図るため０．００４０
ｗｔ％以下とする。またＳ及びＰについては、鋼を清
浄化して延性を向上させるためそれぞれｏ、ｏｉ。
ｗｔ％以下、０．０２０ ｗｔ％以下に規制される。
さらに、他の製造条件に関して説明すると、熱間圧延段
階では８８０〜９２０°Ｃで仕上げ圧延された後、６０
０〜７００“０で巻き取られる。
階では８８０〜９２０°Ｃで仕上げ圧延された後、６０
０〜７００“０で巻き取られる。
仕上げ温度に関しては、極低Ｃ化に伴ってＡｒ。
変態温度が上昇するため、Ａｒ、変態点以下での圧下に
よる熱延板組織の不均一化を避ける目的から８８０ ’
Ｏ以上で仕上げる必要がある〇一方、本発明鋼では著し
く粒成長性が良いため、仕上げ温度が高過ぎると粗大フ
ェライト粒組織となシ、焼鈍後のＡｒ（ｒ値の板面方向
異方性）が大きくなる。したがって仕上げ温度は９２０
°０をその上限とする。また巻取温度に関し本発明では
、急速加熱焼鈍下での再結晶集合組織制御、並びにＮを
歪時効回避の目的から熱延巻き取シ時にＡｔＮとして予
め全量前析出させておくことのために高温巻き取シを行
う。この高温巻き取シは、材質上許容される程度にＡｔ
Ｎの析出を図るようにするため６００℃以上で行う必要
があるが、温度が高過ぎるとフェライト粒が異常に粗大
化して焼鈍板の成形時における表面欠陥（肌荒れ等）の
原因となシ、このため巻゛取温度の上限は７００°０と
する。
よる熱延板組織の不均一化を避ける目的から８８０ ’
Ｏ以上で仕上げる必要がある〇一方、本発明鋼では著し
く粒成長性が良いため、仕上げ温度が高過ぎると粗大フ
ェライト粒組織となシ、焼鈍後のＡｒ（ｒ値の板面方向
異方性）が大きくなる。したがって仕上げ温度は９２０
°０をその上限とする。また巻取温度に関し本発明では
、急速加熱焼鈍下での再結晶集合組織制御、並びにＮを
歪時効回避の目的から熱延巻き取シ時にＡｔＮとして予
め全量前析出させておくことのために高温巻き取シを行
う。この高温巻き取シは、材質上許容される程度にＡｔ
Ｎの析出を図るようにするため６００℃以上で行う必要
があるが、温度が高過ぎるとフェライト粒が異常に粗大
化して焼鈍板の成形時における表面欠陥（肌荒れ等）の
原因となシ、このため巻゛取温度の上限は７００°０と
する。
以１本発明の実施例について説明する。
実施例（１）
転炉溶製後、ＲＨ脱ガス処理によシ成分調整した第１表
中の鋼■及び■（いずれも本発明成分）について、１２
５０°０加熱後、本発明条件及び比較条件によシ熱間圧
延以降の一連の処理を行った。その製造条件及び製造さ
扛た鋼板の機械的性質（焼鈍後のｒ、Δｒ、ＡＩ）を第
２表に示す。
中の鋼■及び■（いずれも本発明成分）について、１２
５０°０加熱後、本発明条件及び比較条件によシ熱間圧
延以降の一連の処理を行った。その製造条件及び製造さ
扛た鋼板の機械的性質（焼鈍後のｒ、Δｒ、ＡＩ）を第
２表に示す。
同表から判るように、成分系が本発明の条件を満足して
も、仕上げ圧延条件が本発明外である場合には、ｒ値の
低下と共にＡｒ値の上昇を招いてしまう。また巻き取シ
茶件に関しては、巻き取９温度が高過ぎるとＡｒ値の上
昇を、また逆に低過ぎるとｒ値の低下とＡＩ値の増大と
を招いてしまう◇さらに冷延率と焼鈍温度との相対関係
が本発明の範囲から外扛るとＡＩ ） １． ＯＮ ｆ
／ｗｍ”となつてしまう。
も、仕上げ圧延条件が本発明外である場合には、ｒ値の
低下と共にＡｒ値の上昇を招いてしまう。また巻き取シ
茶件に関しては、巻き取９温度が高過ぎるとＡｒ値の上
昇を、また逆に低過ぎるとｒ値の低下とＡＩ値の増大と
を招いてしまう◇さらに冷延率と焼鈍温度との相対関係
が本発明の範囲から外扛るとＡＩ ） １． ＯＮ ｆ
／ｗｍ”となつてしまう。
実施例（ｎ）
転炉溶製後、ＲＨ脱ガス処理によシ成分調整した第１表
中の鋼■、■及び■（いずれも比較成分）について、１
２５０°０加熱後、本発明範囲に含まれる条件で熱間圧
延以降の一連の処理を行った。その製造条件及び製造さ
れた鋼板の機械的性質（焼鈍後のｒ。
中の鋼■、■及び■（いずれも比較成分）について、１
２５０°０加熱後、本発明範囲に含まれる条件で熱間圧
延以降の一連の処理を行った。その製造条件及び製造さ
れた鋼板の機械的性質（焼鈍後のｒ。
Δｒ、ＡＩ）を第３表に示す。
同表から判るように、本発明の成分範囲を逸脱した鋼に
おいては、本発明と同じ条件で熱延以降の処理を行った
としても、ｉ値。
おいては、本発明と同じ条件で熱延以降の処理を行った
としても、ｉ値。
ＡＩ値及びＡＩ値のいずれかにおいて所望のレベルが得
られていない。
られていない。
第 ３ 表
〔発明の効果〕
以上述べたように本発明によれば、高価な特殊元素を添
加することなく極低Ｃ＠な素材とした連続焼鈍深絞り用
冷延鋼板の製造を可能にするものであシ、工業的価値が
極めて高いものであるということができる０
加することなく極低Ｃ＠な素材とした連続焼鈍深絞り用
冷延鋼板の製造を可能にするものであシ、工業的価値が
極めて高いものであるということができる０
第１図は本発明における冷延率及び焼鈍温度の範囲をｉ
値及びＡＩ値の面から示すものである。第２図り時効指
数に及はすＣ度 特許出願人 日本鋼管株式会社 （’Ｃ 発 明 者 西 本 昭 珍問
鈴 木 ｆ４ リ」同
細 谷 佳 弘代理人弁
理士 吉 原 省 三同 同
高 橋 消量 弁誦士
吉 原 弘 子弟 １ 図 冷延手（％）
値及びＡＩ値の面から示すものである。第２図り時効指
数に及はすＣ度 特許出願人 日本鋼管株式会社 （’Ｃ 発 明 者 西 本 昭 珍問
鈴 木 ｆ４ リ」同
細 谷 佳 弘代理人弁
理士 吉 原 省 三同 同
高 橋 消量 弁誦士
吉 原 弘 子弟 １ 図 冷延手（％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０２〜０．１
０ｗｔ％、Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、Ｐ：０．０２０
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００４０ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０２〜０．０６ｗｔ％、残部鉄及び不可避的不
純物からなる鋼を溶製し、これを仕上温度 ：８８０〜９２０℃、巻取温度：６００〜７００℃で熱
間圧延した後、冷延率６０％以上で冷間圧延し、さらに
前記冷延率Ｒ（％）に対し下式を満足するような焼鈍温
度ＴＡ（℃）で連続焼鈍することを特徴とする連続焼鈍
による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ＴＡ≧−７．５Ｒ＋１３００ ２．０Ｒ＋５４０≦ＴＡ≦２．０Ｒ＋７３０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11992584A JPS61525A (ja) | 1984-06-13 | 1984-06-13 | 連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11992584A JPS61525A (ja) | 1984-06-13 | 1984-06-13 | 連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61525A true JPS61525A (ja) | 1986-01-06 |
| JPH0553846B2 JPH0553846B2 (ja) | 1993-08-11 |
Family
ID=14773566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11992584A Granted JPS61525A (ja) | 1984-06-13 | 1984-06-13 | 連続焼鈍による耐時効性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61525A (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115948A (en) * | 1979-02-27 | 1980-09-06 | Kawasaki Steel Corp | Delayed aging cold rolled steel sheet |
| JPS58141335A (ja) * | 1982-02-15 | 1983-08-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐時効性および深絞り性の優れた冷延鋼板 |
-
1984
- 1984-06-13 JP JP11992584A patent/JPS61525A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115948A (en) * | 1979-02-27 | 1980-09-06 | Kawasaki Steel Corp | Delayed aging cold rolled steel sheet |
| JPS58141335A (ja) * | 1982-02-15 | 1983-08-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐時効性および深絞り性の優れた冷延鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0553846B2 (ja) | 1993-08-11 |
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