JPS6153411B2 - - Google Patents
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- JPS6153411B2 JPS6153411B2 JP58039441A JP3944183A JPS6153411B2 JP S6153411 B2 JPS6153411 B2 JP S6153411B2 JP 58039441 A JP58039441 A JP 58039441A JP 3944183 A JP3944183 A JP 3944183A JP S6153411 B2 JPS6153411 B2 JP S6153411B2
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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
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-
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-
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明はFe−極低Ｃ−低Ｎ−Ｏ成分系を低温
焼鈍を行なうことによつて得られる安価な良加工
性冷延鋼板の製造方法に関するものである。 良加工性冷延鋼板としては箱焼鈍法による低Ｃ
−Alキルド鋼とIF鋼（In′terstitial Free鋼）と
がある。また、これらより若干加工性の劣るもの
としてリムド、キヤツプド鋼がある。 低Ｃ−Alキルド鋼の場合は熱延段階でAlNを溶
体化し、析出が生じないようにクエンチする。そ
して箱焼鈍の徐加熱時にAlNを析出させ加工性に
好ましい結晶方位を持つ粒を発達させる。その結
果1.5〜1.8の高いランクフオード値（値）を付
与することができる。しかしこのようなAlNは再
結晶を遅らせるので通常700℃、12時間程度の高
温、長時間焼鈍が行われる。また連続焼鈍のよう
な急速加熱による焼鈍ではAlNの析出が十分生ぜ
ず、かえつて有害となるので連続焼鈍では熱延段
階で高温巻取により徹底的なAlNの析出処理が行
われるのが普通である。しかし高温巻取するとス
ケールが厚くなり酸洗不良を起こす。また熱延コ
イルの内、外周では巻取後の冷速が早いためAlN
の析出が十分でなく焼鈍後の材質が悪い。 このように低Ｃ−Alキルド鋼は箱焼鈍では高
温、長時間焼鈍という経済的デメリツトを、連続
焼鈍では高温巻取に基づく品質上の欠陥を有して
いた。 次にIF鋼は溶鋼の真空脱ガスによりＣを低
め、さらにＣ、Ｎと強い親和力を持つTi等の元
素を加えて固溶Ｃ、Ｎを実質的にゼロとした鋼
で、焼鈍時の昇温速度に依らずに高い値が得ら
れ、さらに固溶Ｃ、Ｎに起因する歪時効劣化が生
じないため高級冷延鋼板素材として箱焼鈍、連続
焼鈍を問わず広く使われている。しかしながら
IF鋼は高価なTi等の元素を用いる上に、Tiを有
効に生かすためAlを添加して強脱酸を行う必要
がある。さらにまたチタン炭窒化物等は鋼の再結
晶温度を著しく高めるためやはり高温焼鈍が必要
となりコスト的にも非常に高級な鋼となつてい
る。 また、リムド鋼、キヤツプド鋼は大型の酸化物
系介在物が多量に存在するため冷延鋼板としての
伸び値が低く、またこれらの介在物は良好な集合
組織を発達を阻害するため値もそれほど高くな
い。 このような状況のもとに種々検討した結果、極
低Ｃ−Ｏ成分系による安価な冷延鋼板の製造方法
を発明するに至つた。 すなわち、本発明の要旨とするところは下記の
とおりである。 (1) Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
を連続鋳造法にてスラブとし、熱延、冷延した
のち、550〜680℃で箱焼鈍を行なうか、または
600〜770℃で連続焼鈍を行なうことを特徴とす
る低温焼鈍による良加工性冷延鋼板の製造方
法。 (2) Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、さらにＢ：0.0001〜0.0050％、Nb：0.003
〜0.080％およびＶ：0.005〜0.1％のうち１種も
しくは２種以上を含み、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼を連続鋳造法にてスラブと
し、熱延、冷延したのち、550〜680℃で箱焼鈍
を行なうか、または600〜770℃で連続焼鈍を行
なうことを特徴とする低温焼鈍による良加工性
冷延鋼板の製造方法。 本発明は冷延鋼板にとつて有害なことが多いＣ
量を徹底的に下げ、従来有害と考えられていたＯ
を逆に積極的に特定範囲内で利用しようとするも
ので、酸化物の適度の分散状態で再結晶挙動をコ
ントロールするとともに全体としての加工性も維
持するものである。 次に本発明の出発鋼の化学成分組成の数値限定
理由について述べる。 Ｃは加工性に有害であり、徹底的に下げる必要
がある。特に本発明においては酸化物を有効に利
用するためＣの有害度は大きく、そのためＣは
0.0050％以下としなければならない。また、Ｃを
0.0020％以下とするとNbを添加しなくてもＣ時
効が生じないので容易に脱炭できる場合はＣは
0.0020％以下とすることが好ましい。Ｃの下限値
は現在の製鋼技術からして約0.0010％である。 Mnは鋼中不純物であるＳとMnSという形で化
合し熱間脆性を防止するために必要であるが0.5
％を超えると鋼の延性劣化が大きい。Ｓを0.005
％以下とし、Mnを0.25％以下とすることは加工
性をさらによくするために好ましい条件である。 次にＰは引張強度35〜40Kgf/mm2級の高強度冷延
鋼板を製造するときに必要である。Ｐは加工性を
それ程劣化させずに鋼を強化する。0.1％を超え
る添加は鋼を脆化させ点溶接性を劣化させる。軟
質冷延鋼板とするときはＰは0.020％以下とすべ
きである。特に加工性向上や脆化防止を狙う場合
はＰは0.01％未満とするのが好ましい。 ＮはＮ時効の原因となつて鋼の材質を劣化さ
せ、基本的に有害元素であるので0.0025％以下と
する必要がある。またＢやＶでＮを固定する場合
もＮが多いとＢやＶを多量に必要とし経済的に不
利であるばかりかこれらの窒化物が多過ぎること
により加工性を劣化させるので0.0025％以下とし
なければならない。 Ｏは微細なMn等との酸化物となり再結晶焼鈍
過程で再結晶を促進し、加工性に有用な方位の発
達に有効に働く。そのために0.016％は必要であ
る。しかしＯ量が0.035％を超えると大型の酸化
物系介在物が多くなり加工性を劣化させる。この
大型介在物はＯ量が0.030％を超えると散見され
るようになるため加工性を重視する場合はＯ量は
0.030％以下とすることが好ましい。 次に固溶Ｃ、Ｎによる時効劣化が問題となる場
合にはＢ、Nb、Ｖのうち１種もしくは２種以上
を添加する。Ｂの添加は固溶Ｎを固定するためで
0.0001％未満では効果がなく0.0050％を超えると
スラブ割れ等の不良が生ずる。Nbは固溶Ｃを固
定するために0.003％ないし0.080％添加する。
0.003％未満では添加の効果なく0.08％を超える
添加は効果が飽和するばかりでなく経済的にも不
利である。またＶはＣ、Ｎを固定するために
0.005％ないし0.1％添加する。0.005％未満では効
果なく、0.1％を超えるとかえつて析出物のため
に加工性が劣化する。 以上が本発明の出発鋼の化学成分組成の限定理
由であるが、本発明の出発鋼のＣ、Ｏ範囲では溶
鋼の気泡が生じないため、スラブ表面肌が美麗で
生産性の高い連続鋳造法でスラブとすることが本
成分系を生かす上で必要である。また溶鋼の脱ガ
ス法はRH、DH等の何れの方法でもかまわない。
スラブは通常の方法で加熱、熱延してもよく、ま
た温片スラブから加熱しても熱片スラブを直接熱
延してもよい。加熱する場合、加熱温度は問うと
ころではないが省エネルギーで経済性を追求する
場合には1150℃以下の低温加熱が好ましい。仕上
圧延終了温度はAr3変態点以上であることが好ま
しいが多少変態点以下で圧延しても冷延焼鈍後の
材質劣化はそれほど大きくない。次に巻取温度で
あるが巻取温度を特に高温または低温に制限する
必要がないことも本発明の一つの特徴であり、通
常の巻取温度である500〜700℃でよい。高温巻取
では酸洗性不良が、低温巻取では冷却能の観点で
熱延の生産性劣化を生じるため、この特徴も本発
明の大きな効果の一つである。 かくして得られた熱延板は続いて酸洗、冷延さ
れ、その後焼鈍される。冷延率は通常の50〜85％
でよい。焼鈍は経済性を目的とする本発明にあつ
ては低温とする必要があるが箱焼鈍、連続焼鈍を
問わない。その条件は箱焼鈍では550〜680℃、連
続焼鈍では600〜770℃である。これらの下限値未
満では、本発明の対象鋼と雖も再結晶が十分でな
く、冷延鋼板としての延性を付与させることがで
きない。また上限値を超えるとエネルギー費用が
高く、本発明の効果を発揮できない。なお、連続
焼鈍では通常、低Ｃ系の場合過時効処理と称して
焼鈍後の冷却途中または冷却後に300〜500℃に保
定して過飽和Ｃの析出処理を行うが、本発明の対
象鋼の場合この過時効処理を特に必要としないの
で連続焼鈍の設備費用が廉価にできることも特徴
の一つである。 さらに低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍する場合連
続鋳造用鋼として低Al鋼が使われるが低Alにな
ると焼鈍外巻の高温にさらされる部分で肌荒れと
称する異常粒成長が生じる。しかし本発明の対象
鋼においてはこのような異常粒成長が生じないた
め連続鋳造用の低Ｃ−低AlのAlキルド鋼に代る
連続鋳造用鋼としての期待も大きい。 本発明によつて製造された冷延鋼板は焼鈍後調
質圧延され、帯鋼または切板として用途に供され
る。また、この後電気メツキされメツキ鋼板とし
て供してもよい。また、連続焼鈍としては連続溶
融亜鉛メツキラインも当然含まれる。 次に本発明の実施例について説明する。 実施例 １ （連続焼鈍による例） 表１に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼
した。鋼Ａ〜Ｈおよび鋼Ｊは転炉で溶製後、RH
真空脱ガス法により脱Ｃ、Ｏ後、さらにAl投入
により酸素レベルを調整した。その後、Ｂ、
Nb、Ｖ、Tiを添加するものについては適宜添加
し所定の成分の鋼を得た。これらの鋼は連続鋳造
にてスラブとした後、加熱温度1100℃、仕上終了
温度910℃、巻取温度620℃、仕上厚み４mmの条件
で熱延し、酸洗後0.8mmまで冷延した。一方鋼Ｉ
および鋼Ｋは従来の低Ｃ−Alキルドとキヤツプ
ド鋼でインゴツト鋳造した後分塊圧延してスラブ
とした。鋼Ｈのスラブ表面には多数のブローホー
ル欠陥が認められたがその他の鋼スラブの表面は
美麗であつた。これを加熱温度1200℃、仕上終了
温度890℃、巻取温度750℃（鋼Ｉ）および700℃
（鋼Ｋ）、仕上厚み４mm（鋼Ｉ）および３mm（鋼
Ｋ）の条件で熱延し、酸洗後0.8mmまで冷延し
た。これらの鋼を表２に示す連続焼鈍条件で焼鈍
し1.0％の伸び率で調質圧延後、試験に供した。
引張試験片はJIS5号試験片を用いた。
焼鈍を行なうことによつて得られる安価な良加工
性冷延鋼板の製造方法に関するものである。 良加工性冷延鋼板としては箱焼鈍法による低Ｃ
−Alキルド鋼とIF鋼（In′terstitial Free鋼）と
がある。また、これらより若干加工性の劣るもの
としてリムド、キヤツプド鋼がある。 低Ｃ−Alキルド鋼の場合は熱延段階でAlNを溶
体化し、析出が生じないようにクエンチする。そ
して箱焼鈍の徐加熱時にAlNを析出させ加工性に
好ましい結晶方位を持つ粒を発達させる。その結
果1.5〜1.8の高いランクフオード値（値）を付
与することができる。しかしこのようなAlNは再
結晶を遅らせるので通常700℃、12時間程度の高
温、長時間焼鈍が行われる。また連続焼鈍のよう
な急速加熱による焼鈍ではAlNの析出が十分生ぜ
ず、かえつて有害となるので連続焼鈍では熱延段
階で高温巻取により徹底的なAlNの析出処理が行
われるのが普通である。しかし高温巻取するとス
ケールが厚くなり酸洗不良を起こす。また熱延コ
イルの内、外周では巻取後の冷速が早いためAlN
の析出が十分でなく焼鈍後の材質が悪い。 このように低Ｃ−Alキルド鋼は箱焼鈍では高
温、長時間焼鈍という経済的デメリツトを、連続
焼鈍では高温巻取に基づく品質上の欠陥を有して
いた。 次にIF鋼は溶鋼の真空脱ガスによりＣを低
め、さらにＣ、Ｎと強い親和力を持つTi等の元
素を加えて固溶Ｃ、Ｎを実質的にゼロとした鋼
で、焼鈍時の昇温速度に依らずに高い値が得ら
れ、さらに固溶Ｃ、Ｎに起因する歪時効劣化が生
じないため高級冷延鋼板素材として箱焼鈍、連続
焼鈍を問わず広く使われている。しかしながら
IF鋼は高価なTi等の元素を用いる上に、Tiを有
効に生かすためAlを添加して強脱酸を行う必要
がある。さらにまたチタン炭窒化物等は鋼の再結
晶温度を著しく高めるためやはり高温焼鈍が必要
となりコスト的にも非常に高級な鋼となつてい
る。 また、リムド鋼、キヤツプド鋼は大型の酸化物
系介在物が多量に存在するため冷延鋼板としての
伸び値が低く、またこれらの介在物は良好な集合
組織を発達を阻害するため値もそれほど高くな
い。 このような状況のもとに種々検討した結果、極
低Ｃ−Ｏ成分系による安価な冷延鋼板の製造方法
を発明するに至つた。 すなわち、本発明の要旨とするところは下記の
とおりである。 (1) Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
を連続鋳造法にてスラブとし、熱延、冷延した
のち、550〜680℃で箱焼鈍を行なうか、または
600〜770℃で連続焼鈍を行なうことを特徴とす
る低温焼鈍による良加工性冷延鋼板の製造方
法。 (2) Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、さらにＢ：0.0001〜0.0050％、Nb：0.003
〜0.080％およびＶ：0.005〜0.1％のうち１種も
しくは２種以上を含み、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼を連続鋳造法にてスラブと
し、熱延、冷延したのち、550〜680℃で箱焼鈍
を行なうか、または600〜770℃で連続焼鈍を行
なうことを特徴とする低温焼鈍による良加工性
冷延鋼板の製造方法。 本発明は冷延鋼板にとつて有害なことが多いＣ
量を徹底的に下げ、従来有害と考えられていたＯ
を逆に積極的に特定範囲内で利用しようとするも
ので、酸化物の適度の分散状態で再結晶挙動をコ
ントロールするとともに全体としての加工性も維
持するものである。 次に本発明の出発鋼の化学成分組成の数値限定
理由について述べる。 Ｃは加工性に有害であり、徹底的に下げる必要
がある。特に本発明においては酸化物を有効に利
用するためＣの有害度は大きく、そのためＣは
0.0050％以下としなければならない。また、Ｃを
0.0020％以下とするとNbを添加しなくてもＣ時
効が生じないので容易に脱炭できる場合はＣは
0.0020％以下とすることが好ましい。Ｃの下限値
は現在の製鋼技術からして約0.0010％である。 Mnは鋼中不純物であるＳとMnSという形で化
合し熱間脆性を防止するために必要であるが0.5
％を超えると鋼の延性劣化が大きい。Ｓを0.005
％以下とし、Mnを0.25％以下とすることは加工
性をさらによくするために好ましい条件である。 次にＰは引張強度35〜40Kgf/mm2級の高強度冷延
鋼板を製造するときに必要である。Ｐは加工性を
それ程劣化させずに鋼を強化する。0.1％を超え
る添加は鋼を脆化させ点溶接性を劣化させる。軟
質冷延鋼板とするときはＰは0.020％以下とすべ
きである。特に加工性向上や脆化防止を狙う場合
はＰは0.01％未満とするのが好ましい。 ＮはＮ時効の原因となつて鋼の材質を劣化さ
せ、基本的に有害元素であるので0.0025％以下と
する必要がある。またＢやＶでＮを固定する場合
もＮが多いとＢやＶを多量に必要とし経済的に不
利であるばかりかこれらの窒化物が多過ぎること
により加工性を劣化させるので0.0025％以下とし
なければならない。 Ｏは微細なMn等との酸化物となり再結晶焼鈍
過程で再結晶を促進し、加工性に有用な方位の発
達に有効に働く。そのために0.016％は必要であ
る。しかしＯ量が0.035％を超えると大型の酸化
物系介在物が多くなり加工性を劣化させる。この
大型介在物はＯ量が0.030％を超えると散見され
るようになるため加工性を重視する場合はＯ量は
0.030％以下とすることが好ましい。 次に固溶Ｃ、Ｎによる時効劣化が問題となる場
合にはＢ、Nb、Ｖのうち１種もしくは２種以上
を添加する。Ｂの添加は固溶Ｎを固定するためで
0.0001％未満では効果がなく0.0050％を超えると
スラブ割れ等の不良が生ずる。Nbは固溶Ｃを固
定するために0.003％ないし0.080％添加する。
0.003％未満では添加の効果なく0.08％を超える
添加は効果が飽和するばかりでなく経済的にも不
利である。またＶはＣ、Ｎを固定するために
0.005％ないし0.1％添加する。0.005％未満では効
果なく、0.1％を超えるとかえつて析出物のため
に加工性が劣化する。 以上が本発明の出発鋼の化学成分組成の限定理
由であるが、本発明の出発鋼のＣ、Ｏ範囲では溶
鋼の気泡が生じないため、スラブ表面肌が美麗で
生産性の高い連続鋳造法でスラブとすることが本
成分系を生かす上で必要である。また溶鋼の脱ガ
ス法はRH、DH等の何れの方法でもかまわない。
スラブは通常の方法で加熱、熱延してもよく、ま
た温片スラブから加熱しても熱片スラブを直接熱
延してもよい。加熱する場合、加熱温度は問うと
ころではないが省エネルギーで経済性を追求する
場合には1150℃以下の低温加熱が好ましい。仕上
圧延終了温度はAr3変態点以上であることが好ま
しいが多少変態点以下で圧延しても冷延焼鈍後の
材質劣化はそれほど大きくない。次に巻取温度で
あるが巻取温度を特に高温または低温に制限する
必要がないことも本発明の一つの特徴であり、通
常の巻取温度である500〜700℃でよい。高温巻取
では酸洗性不良が、低温巻取では冷却能の観点で
熱延の生産性劣化を生じるため、この特徴も本発
明の大きな効果の一つである。 かくして得られた熱延板は続いて酸洗、冷延さ
れ、その後焼鈍される。冷延率は通常の50〜85％
でよい。焼鈍は経済性を目的とする本発明にあつ
ては低温とする必要があるが箱焼鈍、連続焼鈍を
問わない。その条件は箱焼鈍では550〜680℃、連
続焼鈍では600〜770℃である。これらの下限値未
満では、本発明の対象鋼と雖も再結晶が十分でな
く、冷延鋼板としての延性を付与させることがで
きない。また上限値を超えるとエネルギー費用が
高く、本発明の効果を発揮できない。なお、連続
焼鈍では通常、低Ｃ系の場合過時効処理と称して
焼鈍後の冷却途中または冷却後に300〜500℃に保
定して過飽和Ｃの析出処理を行うが、本発明の対
象鋼の場合この過時効処理を特に必要としないの
で連続焼鈍の設備費用が廉価にできることも特徴
の一つである。 さらに低Ｃ−Alキルド鋼を箱焼鈍する場合連
続鋳造用鋼として低Al鋼が使われるが低Alにな
ると焼鈍外巻の高温にさらされる部分で肌荒れと
称する異常粒成長が生じる。しかし本発明の対象
鋼においてはこのような異常粒成長が生じないた
め連続鋳造用の低Ｃ−低AlのAlキルド鋼に代る
連続鋳造用鋼としての期待も大きい。 本発明によつて製造された冷延鋼板は焼鈍後調
質圧延され、帯鋼または切板として用途に供され
る。また、この後電気メツキされメツキ鋼板とし
て供してもよい。また、連続焼鈍としては連続溶
融亜鉛メツキラインも当然含まれる。 次に本発明の実施例について説明する。 実施例 １ （連続焼鈍による例） 表１に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼
した。鋼Ａ〜Ｈおよび鋼Ｊは転炉で溶製後、RH
真空脱ガス法により脱Ｃ、Ｏ後、さらにAl投入
により酸素レベルを調整した。その後、Ｂ、
Nb、Ｖ、Tiを添加するものについては適宜添加
し所定の成分の鋼を得た。これらの鋼は連続鋳造
にてスラブとした後、加熱温度1100℃、仕上終了
温度910℃、巻取温度620℃、仕上厚み４mmの条件
で熱延し、酸洗後0.8mmまで冷延した。一方鋼Ｉ
および鋼Ｋは従来の低Ｃ−Alキルドとキヤツプ
ド鋼でインゴツト鋳造した後分塊圧延してスラブ
とした。鋼Ｈのスラブ表面には多数のブローホー
ル欠陥が認められたがその他の鋼スラブの表面は
美麗であつた。これを加熱温度1200℃、仕上終了
温度890℃、巻取温度750℃（鋼Ｉ）および700℃
（鋼Ｋ）、仕上厚み４mm（鋼Ｉ）および３mm（鋼
Ｋ）の条件で熱延し、酸洗後0.8mmまで冷延し
た。これらの鋼を表２に示す連続焼鈍条件で焼鈍
し1.0％の伸び率で調質圧延後、試験に供した。
引張試験片はJIS5号試験片を用いた。
【表】
【表】
【表】
表２においてNo.1〜８は本発明の対象鋼であ
る。なお、No.4は35Kgf/mm2級高強度冷延鋼板であ
る。No.13、15、および16は従来法によるもので
それぞれ低Ｃ−Alキルド鋼、Ti−IF鋼およびキ
ヤツプド鋼である。また、No.11、12、14、17は
比較法、No.9、10は比較鋼である。 No.1および２の鋼板は固溶Ｃ、Ｎを固定して
いない鋼であるが750℃焼鈍、調質圧延ままで20
Kgf/mm2未満の降伏点強さ、45％以上の伸びと1.35
程度の値を有し、同じ焼鈍温度の低Ｃ−Alキ
ルド鋼（No.12）：キヤツプド鋼（No.16）より
軟質、良加工性である。No.3の鋼では650℃とい
う連続焼鈍としてはきめわて低い温度にもかかわ
らず良好な特性を有する。またNo.4の鋼板も35
Kgf/mm2級高強度冷延鋼板として良好な延性と値
を有している。また過時効処理有無（No.1と
No.2の鋼板の比較）によつて機械試験値はほと
んど変化しない。低Ｃ−Alキルド鋼の場合
（No.11と12の鋼板）と比較して好対照を示して
いる。 固溶ＣまたはＮをNb、Ｂ等で固定した鋼
（No.5、６）はNo.1〜４よりさらに軟質になり、
特に時効後の軟質化が著しく低Ｃ−Alキルド鋼
の高温焼鈍材（No.13）に匹敵する。 さらにＣ、Ｎともに固定したNo.7および８の
鋼板は極めて軟質、高値でかつ時効劣化もほと
んどなくTi−IF鋼の高温焼鈍材（No.15）に匹敵
する良好な機械試験値を有する。 また、No.9、10の鋼板はＯレベルが本発明範
囲外であり、いずれも同じ焼鈍温度では本発明の
対象鋼に比べかなり劣つた機械的性質を示す上に
No.10の鋼板はスラブのブローホールに基づく鋼
板表面疵が多発した。 実施例 ２ （箱焼鈍による例） 実施例２では実施例１に用いた鋼スラブのうち
表１に示す符号Ａ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ
の鋼を用いた。このうち符号Ａ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、
Ｈ、Ｊの鋼については実施例１と同じ条件で熱延
および冷延した。鋼ＩおよびＫについては加熱温
度1270℃、仕上温度890℃、巻取温度550℃（鋼
Ｉ）および620℃（鋼Ｋ）、仕上厚み４mm（鋼Ｉ）
および３mm（鋼Ｋ）で熱延し、酸洗後0.8mmまで
冷延した。 箱焼鈍条件と結果の機械試験値を表３に示す。
なお焼鈍はタイトコイルで行い冷却後伸び率１％
にて調質圧延を行つた。 本発明の対象鋼によるNo.19、20、21の鋼板は
660℃、６時間という低温短時間焼鈍にもかかわ
らず軟質高伸び、高値を示していることは比較
鋼で同じ焼鈍条件のNo.22、23、24、26および28
の鋼板との対比で明らかである。 以上の実施例から明らかなように本発明の対象
鋼は熱延の巻取温度の制限や連続焼鈍における過
時効処理等の制約を必要とせず、低温焼鈍という
省エネルギー処理で、軟質、高伸び、高値とい
う良加工性を示す。 なお冷延鋼板の用途としてせん断や加工後強度
を出すために滲炭焼入れする場合があるが、本発
明の対象鋼の場合Al等を含まずかつ純度も高い
ため滲炭焼入性にも優れておりこういつた用途に
も適している。このような用途に本発明の対象鋼
を供する場合、Nbは添加しない方が好ましい。
る。なお、No.4は35Kgf/mm2級高強度冷延鋼板であ
る。No.13、15、および16は従来法によるもので
それぞれ低Ｃ−Alキルド鋼、Ti−IF鋼およびキ
ヤツプド鋼である。また、No.11、12、14、17は
比較法、No.9、10は比較鋼である。 No.1および２の鋼板は固溶Ｃ、Ｎを固定して
いない鋼であるが750℃焼鈍、調質圧延ままで20
Kgf/mm2未満の降伏点強さ、45％以上の伸びと1.35
程度の値を有し、同じ焼鈍温度の低Ｃ−Alキ
ルド鋼（No.12）：キヤツプド鋼（No.16）より
軟質、良加工性である。No.3の鋼では650℃とい
う連続焼鈍としてはきめわて低い温度にもかかわ
らず良好な特性を有する。またNo.4の鋼板も35
Kgf/mm2級高強度冷延鋼板として良好な延性と値
を有している。また過時効処理有無（No.1と
No.2の鋼板の比較）によつて機械試験値はほと
んど変化しない。低Ｃ−Alキルド鋼の場合
（No.11と12の鋼板）と比較して好対照を示して
いる。 固溶ＣまたはＮをNb、Ｂ等で固定した鋼
（No.5、６）はNo.1〜４よりさらに軟質になり、
特に時効後の軟質化が著しく低Ｃ−Alキルド鋼
の高温焼鈍材（No.13）に匹敵する。 さらにＣ、Ｎともに固定したNo.7および８の
鋼板は極めて軟質、高値でかつ時効劣化もほと
んどなくTi−IF鋼の高温焼鈍材（No.15）に匹敵
する良好な機械試験値を有する。 また、No.9、10の鋼板はＯレベルが本発明範
囲外であり、いずれも同じ焼鈍温度では本発明の
対象鋼に比べかなり劣つた機械的性質を示す上に
No.10の鋼板はスラブのブローホールに基づく鋼
板表面疵が多発した。 実施例 ２ （箱焼鈍による例） 実施例２では実施例１に用いた鋼スラブのうち
表１に示す符号Ａ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ
の鋼を用いた。このうち符号Ａ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、
Ｈ、Ｊの鋼については実施例１と同じ条件で熱延
および冷延した。鋼ＩおよびＫについては加熱温
度1270℃、仕上温度890℃、巻取温度550℃（鋼
Ｉ）および620℃（鋼Ｋ）、仕上厚み４mm（鋼Ｉ）
および３mm（鋼Ｋ）で熱延し、酸洗後0.8mmまで
冷延した。 箱焼鈍条件と結果の機械試験値を表３に示す。
なお焼鈍はタイトコイルで行い冷却後伸び率１％
にて調質圧延を行つた。 本発明の対象鋼によるNo.19、20、21の鋼板は
660℃、６時間という低温短時間焼鈍にもかかわ
らず軟質高伸び、高値を示していることは比較
鋼で同じ焼鈍条件のNo.22、23、24、26および28
の鋼板との対比で明らかである。 以上の実施例から明らかなように本発明の対象
鋼は熱延の巻取温度の制限や連続焼鈍における過
時効処理等の制約を必要とせず、低温焼鈍という
省エネルギー処理で、軟質、高伸び、高値とい
う良加工性を示す。 なお冷延鋼板の用途としてせん断や加工後強度
を出すために滲炭焼入れする場合があるが、本発
明の対象鋼の場合Al等を含まずかつ純度も高い
ため滲炭焼入性にも優れておりこういつた用途に
も適している。このような用途に本発明の対象鋼
を供する場合、Nbは添加しない方が好ましい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を
連続鋳造法にてスラブとし、熱延、冷延したの
ち、550〜680℃で箱焼鈍を行なうか、または600
〜770℃で連続焼鈍を行なうことを特徴とする低
温焼鈍による良加工性冷延鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下、Ｐ：0.1
％以下、Ｎ：0.0025％以下、Ｏ：0.016〜0.035
％、さらにＢ：0.0001〜0.0050％、Nb：0.003〜
0.080％およびＶ：0.005〜0.1％のうち１種もしく
は２種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼を連続鋳造法にてスラブとし、熱
延、冷延したのち、550〜680℃で箱焼鈍を行なう
か、または600〜770℃で連続焼鈍を行なうことを
特徴とする低温焼鈍による良加工性冷延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944183A JPS59166650A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 良加工性冷延鋼板の製造方法 |
| DE8484301646T DE3460593D1 (en) | 1983-03-10 | 1984-03-12 | Steel for use as material of cold-rolled steel sheet |
| EP19840301646 EP0119088B1 (en) | 1983-03-10 | 1984-03-12 | Steel for use as material of cold-rolled steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3944183A JPS59166650A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 良加工性冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59166650A JPS59166650A (ja) | 1984-09-20 |
| JPS6153411B2 true JPS6153411B2 (ja) | 1986-11-18 |
Family
ID=12553093
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3944183A Granted JPS59166650A (ja) | 1983-03-10 | 1983-03-10 | 良加工性冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0119088B1 (ja) |
| JP (1) | JPS59166650A (ja) |
| DE (1) | DE3460593D1 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0747797B2 (ja) * | 1989-03-10 | 1995-05-24 | 川崎製鉄株式会社 | 耐つまとび性、耐泡・黒点欠陥性及びプレス成形性に優れたほうろう用鋼板並びにその製造方法 |
| FR2689907B1 (fr) * | 1992-04-13 | 1994-11-10 | Toyo Kohan Co Ltd | Procédé de production d'une tôle d'acier formée par recuit continu et tôle produite par ce procédé. |
| GB2341613A (en) * | 1998-09-04 | 2000-03-22 | British Steel Plc | A steel composition for laser welding |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4935218A (ja) * | 1972-08-04 | 1974-04-01 | ||
| JPS49112821A (ja) * | 1973-02-28 | 1974-10-28 | ||
| JPS50125918A (ja) * | 1974-03-23 | 1975-10-03 | ||
| JPS50150621A (ja) * | 1974-05-27 | 1975-12-03 | ||
| JPS5497520A (en) * | 1978-01-19 | 1979-08-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel to be enameled |
| JPS5623231A (en) * | 1979-08-03 | 1981-03-05 | Nippon Steel Corp | Production of mild cold-rolled steel plate of superior formability |
| JPS5641312A (en) * | 1979-09-13 | 1981-04-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of cast steel slab for enamel |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1181926B (de) * | 1956-07-24 | 1964-11-19 | Ford Werke Ag | Verwendung eines siliziumfreien, un- oder halb-beruhigten Stahls zur Herstellung von Tiefzieherzeugnissen |
| DE1758497A1 (de) * | 1968-06-14 | 1971-03-04 | Hoesch Ag | Schweissbarer Walzstahl |
| US3988174A (en) * | 1972-04-03 | 1976-10-26 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet having excellent workability and method thereof |
| US4073643A (en) * | 1973-05-29 | 1978-02-14 | Nippon Steel Corporation | Continuously cast steel slabs for steel sheets having excellent workabilities and method for production thereof |
| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-03-10 JP JP3944183A patent/JPS59166650A/ja active Granted
-
1984
- 1984-03-12 EP EP19840301646 patent/EP0119088B1/en not_active Expired
- 1984-03-12 DE DE8484301646T patent/DE3460593D1/de not_active Expired
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4935218A (ja) * | 1972-08-04 | 1974-04-01 | ||
| JPS49112821A (ja) * | 1973-02-28 | 1974-10-28 | ||
| JPS50125918A (ja) * | 1974-03-23 | 1975-10-03 | ||
| JPS50150621A (ja) * | 1974-05-27 | 1975-12-03 | ||
| JPS5497520A (en) * | 1978-01-19 | 1979-08-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel to be enameled |
| JPS5623231A (en) * | 1979-08-03 | 1981-03-05 | Nippon Steel Corp | Production of mild cold-rolled steel plate of superior formability |
| JPS5641312A (en) * | 1979-09-13 | 1981-04-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of cast steel slab for enamel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0119088B1 (en) | 1986-09-03 |
| JPS59166650A (ja) | 1984-09-20 |
| EP0119088A1 (en) | 1984-09-19 |
| DE3460593D1 (en) | 1986-10-09 |
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