JPS6237095B2 - - Google Patents
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- JPS6237095B2 JPS6237095B2 JP21224183A JP21224183A JPS6237095B2 JP S6237095 B2 JPS6237095 B2 JP S6237095B2 JP 21224183 A JP21224183 A JP 21224183A JP 21224183 A JP21224183 A JP 21224183A JP S6237095 B2 JPS6237095 B2 JP S6237095B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/04—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
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は、鋼中の炭素量および窒素量を低減
した鋼素材を用いて、連続焼鈍法にて面内異方性
の小さい深絞り用冷延鋼板を製造する方法に関す
るものである。 従来一般にAlキルド鋼を素材として連続焼鈍
法を適用して深絞り用冷延鋼板を製造する場合、
先ず第１には、熱間圧延後に700℃以上の高温で
巻取ることによつてAlNの析出およびカーバイド
の凝集を図り、これにより連続焼鈍工程での急速
加熱・短時間焼鈍にて良好な結晶粒成長を可能に
し、また第２に、連続焼鈍工程中において急速冷
却後に300〜500℃において数秒から数分間程度の
過時効処理を行なうことによつて固溶Ｃの析出を
促進し、これらによつて絞り性、延性、耐時効性
の改善を行なうことが必要とされている。 しかしながら熱間圧延後に700℃以上の高温で
巻取る場合、その巻取つたコイルの中央部分と
内・外巻きの部分との冷却速度の差が大きくな
り、そのため連続焼鈍後の鋼板において長手方向
に材質のばらつきが生じ、良品歩留りの低下を招
く問題があり、また上述のように高温で巻取つた
熱延鋼板では酸洗性が劣り、酸洗工程時間の延長
や薬液消費量の増大を招く問題もある。さらに、
低炭素鋼であつてもＣ量が0.02％を越えるような
場合、前述のように連続焼鈍工程において急冷過
時効処理を行なつても固溶Ｃ量を充分に低減する
ことが困難であり、そのため絞り性、延性、耐時
効性が箱焼鈍材よりも劣る欠点がある。 上述のような問題を解決するべく、極低炭素
Alキルド鋼を用い、Ti、Nb等の炭窒化物形成元
素を添加することによつて鋼中の固溶Ｃ、固溶Ｎ
を固定し、優れた絞り性、延性、耐時効性を得る
製造方法が特公昭44−18066号や特公昭54−1245
号等において提案されている。しかしながらこの
ような方法ではTi、Nb等の添加によりコストが
上昇する問題がある。 一方、最近の製鋼技術の進歩によつて、鋼中の
Ｃ量、Ｎ量をともに10ppm以下とした鋼素材の
製造が可能となり、その結果TiやNb等の高価な
添加元素を用いなくても固溶Ｃ量、固溶Ｎ量の充
分に小さい冷延鋼板を得ることができるようにな
つた。しかしながら極低炭素、極低窒素の鋼素材
として通常の製造条件で冷延鋼板を製造した場
合、機械的性質の面内異方性、特にランクフオー
ド値の面内異方性が大きくなり、深絞り成形にお
ける良品歩留りの低下を招く問題がある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、製品の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減することが
可能な極低炭素・極低窒素鋼を素材として、連続
焼鈍後の冷延板の面内異方性を小さくし得る連続
焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。 本発明者等は上述の目的を達成するべく種々実
験検討を重ねた結果、極低炭素・極低窒素鋼を素
材とした場合でも、熱間圧延における仕上圧延温
度と、仕上圧延後の熱延板の冷却速度とを適切に
制御することによつて、連続焼鈍後の冷延板の面
内異方性を小さくし得ることを見出し、この発明
をなすに至つた。 すなわちこの発明は、C0.0020％以下、酸可溶
性Al（以下sol Alと記す）0.010〜0.080％、
N0.0015％以下を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物よりなる鋼のスラブを熱間圧延して巻取
り、さらに酸洗および冷間圧延して連続焼鈍を施
す深絞り用冷延鋼板の製造方法において、 前記熱間圧延工程における仕上圧延終了時の温
度を600〜800℃とし、仕上圧延終了直後の熱延板
の冷却速度を40℃／秒以上、100℃／秒以下とし
て、500℃以下の温度で巻取ることを特徴とする
ものである。 以下にこの発明の深絞り用冷延鋼板の製造方法
についてさらに詳細に説明する。 先ずこの発明の基礎となつた本発明者等の実験
について記す。すなわち本発明者等は、C0.0007
％、Si0.010％、Mn0.15％、P0.01％、S0.005％、
sol Al0.03％、N0.0005〜0.0021％を含有する小
型鋼塊を実験室的に作成し、分塊圧延により30mm
のシートバーとし、1000℃に再加熱後、熱間圧延
して3.5mm厚の熱延板とした。この熱間圧延工程
においては、仕上圧延終了時の温度を600〜900℃
の間で変化させ、また仕上圧延終了直後の冷却速
度を１〜50℃／秒の範囲で変化させて400℃まで
冷却した。次いで酸洗後、0.8mm厚まで冷間圧延
し、さらに830℃の流動層式熱処理炉に試験片を
投入し、830℃で30秒間均熱処理するという方法
で連続焼鈍のシミユレートを行ない、その後0.8
％の調質圧延を行なつて冷延鋼板試料とした。各
冷延板試料について平均ランクフオード値（
値）およびランクフオード値の面内異方性（Δｒ
＝ｒＬ＋ｒＣ−２ｒＤ／２）を調べた。なおここでｒL
は圧延 方向のランクフオード値、ｒCは圧延方向に直角
な方向のランクフオード値、ｒDは圧延方向に45
゜をなす方向のランクフオード値を示す。 第１図に、仕上圧延終了温度を900℃、800℃、
もしくは700℃とし、仕上圧延終了直後から350℃
の巻取温度までの平均冷却速度を５℃／秒とした
場合の鋼中Ｎ量とΔｒ値との関係を示す。また第
２図には、同じく仕上圧延終了温度を900℃、800
℃もしくは700℃とし、仕上圧延終了直後から350
℃の巻取温度までの平均冷却速度を50℃／秒とし
た場合の鋼中Ｎ量とΔｒ値との関係を示す。 第１図から明らかなように仕上圧延終了直後の
平均冷却速度が５℃／秒の場合には、Ｎ量の変化
に対してΔｒ値はほぼ一定であり、また仕上圧延
終了温度が低下すればそれに伴つてΔｒ値も減少
するが、そのΔｒ値の減少量は比較的小さい。こ
れに対し仕上圧延終了直後の平均冷却速度が50
℃／秒の場合には、Ｎ量および仕上圧延終了温度
に対するΔｒ値の依存性が強く、仕上圧延終了温
度が低い程Δｒ値が小さくなるばかりでなく、仕
上圧延終了温度によつてＮ量の変化に対するΔｒ
値の変化が異なつた挙動を示す。すなわち、仕上
圧延終了温度が900℃と高い場合にはＮ量が減少
するに従つてΔｒ値が増大するが、逆に仕上圧延
終了温度が700℃と低い場合にはＮ量が減少する
に従いΔｒ値が減少する。そして仕上圧延終了温
度が800℃の場合にはΔｒ値のＮ量依存性が小さ
く、Ｎ量の減少に伴つてΔｒ値がわずかに減少す
るだけである。したがつて第１図、第２図に示す
結果から、仕上圧延温度800℃附近を境として、
その上下でＮ量とΔｒ値との関係が逆転すること
がわかる。 さらにＮ量が10ppmの場合における仕上圧延
終了直後の熱延板冷却速度とΔｒ値および値と
の関係を、仕上圧延終了温度が900℃、800℃、
700℃の場合について第３図に示す。第３図か
ら、仕上圧延終了温度が900℃と高い場合には冷
却速度が40℃／秒以上でΔｒ値が著しく大きくな
るのに対し、仕上圧延終了温度が700℃の場合に
は冷却速度が40℃／秒上で逆にΔｒ値が著しく小
さくなり、この冷却速度をΔｒ値との関係は800
℃付近で逆転していることが判る。また値は仕
上圧延終了温度が700℃でも約1.8と高く、しかも
熱延板冷却速度に対する依存性は著しく小さい。 以上のような実験結果から、本発明者等は極低
炭素・極低窒素鋼を素材とした場合でも、熱間圧
延の仕上圧延終了温度を800℃以下とし、かつそ
の仕上圧延終了直後の冷却速度を40℃／秒以上と
することによつて、面内異方性（Δｒ値）の小さ
い冷延鋼板が得られることを見出し、この発明を
なしたのである。 なお極低炭素・極低窒素鋼を素材とした場合に
熱延仕上圧延終了温度が800℃以下では仕上圧延
直後の冷却速度が速くなるほどΔｒ値が小さくな
る原因は、詳細は明確ではないが、極低窒素化に
よりAlNの析出物サイズが小さくかつ量的にも少
なくなることが再結晶挙動になんらかの影響を与
えて異方性を改善しているものと推測される。 次にこの発明の方法で使用される鋼素材の成分
限定理由について説明する。 Ｃ：この発明の方法では低コスト化のためTi、
Nb等の炭窒化物形成元素を添加しないから、
良好な絞り性、延性を得るためには素材中のＣ
量を極力抑えて冷延鋼板中の固溶Ｃ量を極小量
とする必要がある。さらに、第２図に示すよう
な低窒素化による効果は、Ｃ量が0.0020％以下
ではじめて現われ、Ｃ量が0.0020％を越える場
合には熱延の仕上圧延温度が800℃以下でその
直後の冷却速度が40℃／秒以上でも低窒素化に
よる面内異方性改善効果が生じないことから、
Ｃ量を0.0020％以下に規制した。 Ｎ：鋼の極低窒素化はこの発明における最も重要
な構成要素の一つである。すなわちＣの場合と
同様に良好な絞り性を得るためには素材中のＮ
量を極力抑えて固溶Ｎ量を少なくする必要があ
るが、単にそればかりでなく、第２図に示した
実験結果から理解されるように、Ｎ量を0.0015
％以下とすることと、適切な熱延条件とを組合
せることによつてはじめて絞り性に優れしかも
面内異方性が小さい冷延鋼板が得られるのであ
る。Ｎ量が0.0015％を越えれば充分な面内異方
性改善効果が得られず、従つてＮ量は0.0015％
以下に規制した。 Al：Alは脱酸およびAlNによるＮの固定のために
添加されるが、sol Al量が0.080％を越えれば
絞り性が劣化するから、sol Al量の上限を
0.080％とし、またsol Al量で0.010％未満では
Ｎの固定が不充分となるから、下限を0.010％
とした。 この発明の方法では上述のような鋼成分のスラ
ブに対して特定の条件下で熱間圧延−熱延板巻取
を行なうのであるが、その熱間圧延前のスラブの
熱履歴については特に規制しない。すなわち熱間
圧延に供せられるスラブは、連続鋳造あるいは分
塊圧延によりスラブとした後に一旦冷片となつた
ものを加熱炉に装入して所要の熱間圧延温度まで
加熱したものであつても、また熱片の状態で加熱
炉で再加熱したものであつても良い。さらには、
連続鋳造機で鋳込んだスラブを加熱炉に装入する
ことなく直接、あるいは均熱処理した後に、熱間
圧延しても良い。その理由は、鋼成分が極低炭
素・極低窒素鋼であり、Nb、Ti等の炭窒化物形
成元素の添加もないことから、スラブ加熱条件が
冷延板の材質に及ぼす影響が小さいからである。 熱間圧延工程における仕上圧延終了温度は、
800〜600℃の範囲内とする。上限の800℃以下
は、前述のように極低窒素鋼で面内異方性が減少
する条件として必要であり、仕上圧延終了温度が
800℃を越えれば、仕上圧延終了直後の冷却過程
を急速冷却としても面内異方性を充分に小さくす
ることができない。一方600℃未満では大きな圧
下力を必要とすることとなつて圧延が困難とな
る。 仕上圧延終了直後は500℃以下の温度まで40
℃／秒以上の冷却速度で急冷することが極低炭
素・極低窒素鋼で良好な材質を得るために必要で
ある。冷却速度が40℃／秒未満では前述のように
冷延鋼板の面内異方性を充分に小さくすることが
できない。なお40℃／秒以上の冷却速度による急
冷は500℃以下の温度まで行なう必要があり、500
℃を越える温度までにとどめた場合には急冷によ
る前述の効果が得られない。また仕上圧延終了直
後から500℃以下の温度までの冷却速度が100℃／
秒を越えても、第３図から明らかなようにそれ以
上Δｒ値の低下は望めず、さらにホツトランテー
ブルの冷却能力の関係から100℃／秒以上の冷却
速度を得ることは著しく困難となつてコスト的に
不利となり、したがつて仕上圧延終了直後の冷却
速度の上限は100℃／秒とした。 上述のようにして熱間圧延後急冷して500℃以
下の温度で巻取つた熱延板は、常法に従つて酸洗
して所要厚さまで冷間圧延し、再結晶のための連
続焼鈍を行なう。連続焼鈍条件は特に規定する必
要はなく、鋼板の最高到達温度が再結晶温度以上
であれば良い。なお場合によつては連続焼鈍後、
軽圧下で調質圧延を行なうこともある。 以下にこの発明の実施例および比較例を記す。 転炉精錬後、RH脱ガス処理を施して第１表の
試料No.１〜13に示す化学成分の鋼を溶製し、連続
鋳造法により板厚230mmのスラブとし、第１表中
に示す条件で熱間圧延して巻取つた。なお試料No.
８は、連続鋳造機から搬出したスラブを加熱炉に
装入することなく直接圧延したものである。また
熱延板の仕上り厚さはいずれも3.2mmとした。 次いで各熱延板コイルを酸洗後、0.8mmに冷間
圧延し、引続いて連続焼鈍を施した。連続焼鈍の
条件は、加熱昇温速度が約20℃／秒であり、均熱
が830℃で30秒、冷却速度が約50℃／秒である。
連続焼鈍後、0.8％の調質圧延を施した。 以上のようにして製造された各冷延鋼板の平均
ランクフオード値（）およびランクフオード値
の面内異方性（Δｒ）を調べたところ、第２表に
示す結果が得られた。
した鋼素材を用いて、連続焼鈍法にて面内異方性
の小さい深絞り用冷延鋼板を製造する方法に関す
るものである。 従来一般にAlキルド鋼を素材として連続焼鈍
法を適用して深絞り用冷延鋼板を製造する場合、
先ず第１には、熱間圧延後に700℃以上の高温で
巻取ることによつてAlNの析出およびカーバイド
の凝集を図り、これにより連続焼鈍工程での急速
加熱・短時間焼鈍にて良好な結晶粒成長を可能に
し、また第２に、連続焼鈍工程中において急速冷
却後に300〜500℃において数秒から数分間程度の
過時効処理を行なうことによつて固溶Ｃの析出を
促進し、これらによつて絞り性、延性、耐時効性
の改善を行なうことが必要とされている。 しかしながら熱間圧延後に700℃以上の高温で
巻取る場合、その巻取つたコイルの中央部分と
内・外巻きの部分との冷却速度の差が大きくな
り、そのため連続焼鈍後の鋼板において長手方向
に材質のばらつきが生じ、良品歩留りの低下を招
く問題があり、また上述のように高温で巻取つた
熱延鋼板では酸洗性が劣り、酸洗工程時間の延長
や薬液消費量の増大を招く問題もある。さらに、
低炭素鋼であつてもＣ量が0.02％を越えるような
場合、前述のように連続焼鈍工程において急冷過
時効処理を行なつても固溶Ｃ量を充分に低減する
ことが困難であり、そのため絞り性、延性、耐時
効性が箱焼鈍材よりも劣る欠点がある。 上述のような問題を解決するべく、極低炭素
Alキルド鋼を用い、Ti、Nb等の炭窒化物形成元
素を添加することによつて鋼中の固溶Ｃ、固溶Ｎ
を固定し、優れた絞り性、延性、耐時効性を得る
製造方法が特公昭44−18066号や特公昭54−1245
号等において提案されている。しかしながらこの
ような方法ではTi、Nb等の添加によりコストが
上昇する問題がある。 一方、最近の製鋼技術の進歩によつて、鋼中の
Ｃ量、Ｎ量をともに10ppm以下とした鋼素材の
製造が可能となり、その結果TiやNb等の高価な
添加元素を用いなくても固溶Ｃ量、固溶Ｎ量の充
分に小さい冷延鋼板を得ることができるようにな
つた。しかしながら極低炭素、極低窒素の鋼素材
として通常の製造条件で冷延鋼板を製造した場
合、機械的性質の面内異方性、特にランクフオー
ド値の面内異方性が大きくなり、深絞り成形にお
ける良品歩留りの低下を招く問題がある。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、製品の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減することが
可能な極低炭素・極低窒素鋼を素材として、連続
焼鈍後の冷延板の面内異方性を小さくし得る連続
焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。 本発明者等は上述の目的を達成するべく種々実
験検討を重ねた結果、極低炭素・極低窒素鋼を素
材とした場合でも、熱間圧延における仕上圧延温
度と、仕上圧延後の熱延板の冷却速度とを適切に
制御することによつて、連続焼鈍後の冷延板の面
内異方性を小さくし得ることを見出し、この発明
をなすに至つた。 すなわちこの発明は、C0.0020％以下、酸可溶
性Al（以下sol Alと記す）0.010〜0.080％、
N0.0015％以下を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物よりなる鋼のスラブを熱間圧延して巻取
り、さらに酸洗および冷間圧延して連続焼鈍を施
す深絞り用冷延鋼板の製造方法において、 前記熱間圧延工程における仕上圧延終了時の温
度を600〜800℃とし、仕上圧延終了直後の熱延板
の冷却速度を40℃／秒以上、100℃／秒以下とし
て、500℃以下の温度で巻取ることを特徴とする
ものである。 以下にこの発明の深絞り用冷延鋼板の製造方法
についてさらに詳細に説明する。 先ずこの発明の基礎となつた本発明者等の実験
について記す。すなわち本発明者等は、C0.0007
％、Si0.010％、Mn0.15％、P0.01％、S0.005％、
sol Al0.03％、N0.0005〜0.0021％を含有する小
型鋼塊を実験室的に作成し、分塊圧延により30mm
のシートバーとし、1000℃に再加熱後、熱間圧延
して3.5mm厚の熱延板とした。この熱間圧延工程
においては、仕上圧延終了時の温度を600〜900℃
の間で変化させ、また仕上圧延終了直後の冷却速
度を１〜50℃／秒の範囲で変化させて400℃まで
冷却した。次いで酸洗後、0.8mm厚まで冷間圧延
し、さらに830℃の流動層式熱処理炉に試験片を
投入し、830℃で30秒間均熱処理するという方法
で連続焼鈍のシミユレートを行ない、その後0.8
％の調質圧延を行なつて冷延鋼板試料とした。各
冷延板試料について平均ランクフオード値（
値）およびランクフオード値の面内異方性（Δｒ
＝ｒＬ＋ｒＣ−２ｒＤ／２）を調べた。なおここでｒL
は圧延 方向のランクフオード値、ｒCは圧延方向に直角
な方向のランクフオード値、ｒDは圧延方向に45
゜をなす方向のランクフオード値を示す。 第１図に、仕上圧延終了温度を900℃、800℃、
もしくは700℃とし、仕上圧延終了直後から350℃
の巻取温度までの平均冷却速度を５℃／秒とした
場合の鋼中Ｎ量とΔｒ値との関係を示す。また第
２図には、同じく仕上圧延終了温度を900℃、800
℃もしくは700℃とし、仕上圧延終了直後から350
℃の巻取温度までの平均冷却速度を50℃／秒とし
た場合の鋼中Ｎ量とΔｒ値との関係を示す。 第１図から明らかなように仕上圧延終了直後の
平均冷却速度が５℃／秒の場合には、Ｎ量の変化
に対してΔｒ値はほぼ一定であり、また仕上圧延
終了温度が低下すればそれに伴つてΔｒ値も減少
するが、そのΔｒ値の減少量は比較的小さい。こ
れに対し仕上圧延終了直後の平均冷却速度が50
℃／秒の場合には、Ｎ量および仕上圧延終了温度
に対するΔｒ値の依存性が強く、仕上圧延終了温
度が低い程Δｒ値が小さくなるばかりでなく、仕
上圧延終了温度によつてＮ量の変化に対するΔｒ
値の変化が異なつた挙動を示す。すなわち、仕上
圧延終了温度が900℃と高い場合にはＮ量が減少
するに従つてΔｒ値が増大するが、逆に仕上圧延
終了温度が700℃と低い場合にはＮ量が減少する
に従いΔｒ値が減少する。そして仕上圧延終了温
度が800℃の場合にはΔｒ値のＮ量依存性が小さ
く、Ｎ量の減少に伴つてΔｒ値がわずかに減少す
るだけである。したがつて第１図、第２図に示す
結果から、仕上圧延温度800℃附近を境として、
その上下でＮ量とΔｒ値との関係が逆転すること
がわかる。 さらにＮ量が10ppmの場合における仕上圧延
終了直後の熱延板冷却速度とΔｒ値および値と
の関係を、仕上圧延終了温度が900℃、800℃、
700℃の場合について第３図に示す。第３図か
ら、仕上圧延終了温度が900℃と高い場合には冷
却速度が40℃／秒以上でΔｒ値が著しく大きくな
るのに対し、仕上圧延終了温度が700℃の場合に
は冷却速度が40℃／秒上で逆にΔｒ値が著しく小
さくなり、この冷却速度をΔｒ値との関係は800
℃付近で逆転していることが判る。また値は仕
上圧延終了温度が700℃でも約1.8と高く、しかも
熱延板冷却速度に対する依存性は著しく小さい。 以上のような実験結果から、本発明者等は極低
炭素・極低窒素鋼を素材とした場合でも、熱間圧
延の仕上圧延終了温度を800℃以下とし、かつそ
の仕上圧延終了直後の冷却速度を40℃／秒以上と
することによつて、面内異方性（Δｒ値）の小さ
い冷延鋼板が得られることを見出し、この発明を
なしたのである。 なお極低炭素・極低窒素鋼を素材とした場合に
熱延仕上圧延終了温度が800℃以下では仕上圧延
直後の冷却速度が速くなるほどΔｒ値が小さくな
る原因は、詳細は明確ではないが、極低窒素化に
よりAlNの析出物サイズが小さくかつ量的にも少
なくなることが再結晶挙動になんらかの影響を与
えて異方性を改善しているものと推測される。 次にこの発明の方法で使用される鋼素材の成分
限定理由について説明する。 Ｃ：この発明の方法では低コスト化のためTi、
Nb等の炭窒化物形成元素を添加しないから、
良好な絞り性、延性を得るためには素材中のＣ
量を極力抑えて冷延鋼板中の固溶Ｃ量を極小量
とする必要がある。さらに、第２図に示すよう
な低窒素化による効果は、Ｃ量が0.0020％以下
ではじめて現われ、Ｃ量が0.0020％を越える場
合には熱延の仕上圧延温度が800℃以下でその
直後の冷却速度が40℃／秒以上でも低窒素化に
よる面内異方性改善効果が生じないことから、
Ｃ量を0.0020％以下に規制した。 Ｎ：鋼の極低窒素化はこの発明における最も重要
な構成要素の一つである。すなわちＣの場合と
同様に良好な絞り性を得るためには素材中のＮ
量を極力抑えて固溶Ｎ量を少なくする必要があ
るが、単にそればかりでなく、第２図に示した
実験結果から理解されるように、Ｎ量を0.0015
％以下とすることと、適切な熱延条件とを組合
せることによつてはじめて絞り性に優れしかも
面内異方性が小さい冷延鋼板が得られるのであ
る。Ｎ量が0.0015％を越えれば充分な面内異方
性改善効果が得られず、従つてＮ量は0.0015％
以下に規制した。 Al：Alは脱酸およびAlNによるＮの固定のために
添加されるが、sol Al量が0.080％を越えれば
絞り性が劣化するから、sol Al量の上限を
0.080％とし、またsol Al量で0.010％未満では
Ｎの固定が不充分となるから、下限を0.010％
とした。 この発明の方法では上述のような鋼成分のスラ
ブに対して特定の条件下で熱間圧延−熱延板巻取
を行なうのであるが、その熱間圧延前のスラブの
熱履歴については特に規制しない。すなわち熱間
圧延に供せられるスラブは、連続鋳造あるいは分
塊圧延によりスラブとした後に一旦冷片となつた
ものを加熱炉に装入して所要の熱間圧延温度まで
加熱したものであつても、また熱片の状態で加熱
炉で再加熱したものであつても良い。さらには、
連続鋳造機で鋳込んだスラブを加熱炉に装入する
ことなく直接、あるいは均熱処理した後に、熱間
圧延しても良い。その理由は、鋼成分が極低炭
素・極低窒素鋼であり、Nb、Ti等の炭窒化物形
成元素の添加もないことから、スラブ加熱条件が
冷延板の材質に及ぼす影響が小さいからである。 熱間圧延工程における仕上圧延終了温度は、
800〜600℃の範囲内とする。上限の800℃以下
は、前述のように極低窒素鋼で面内異方性が減少
する条件として必要であり、仕上圧延終了温度が
800℃を越えれば、仕上圧延終了直後の冷却過程
を急速冷却としても面内異方性を充分に小さくす
ることができない。一方600℃未満では大きな圧
下力を必要とすることとなつて圧延が困難とな
る。 仕上圧延終了直後は500℃以下の温度まで40
℃／秒以上の冷却速度で急冷することが極低炭
素・極低窒素鋼で良好な材質を得るために必要で
ある。冷却速度が40℃／秒未満では前述のように
冷延鋼板の面内異方性を充分に小さくすることが
できない。なお40℃／秒以上の冷却速度による急
冷は500℃以下の温度まで行なう必要があり、500
℃を越える温度までにとどめた場合には急冷によ
る前述の効果が得られない。また仕上圧延終了直
後から500℃以下の温度までの冷却速度が100℃／
秒を越えても、第３図から明らかなようにそれ以
上Δｒ値の低下は望めず、さらにホツトランテー
ブルの冷却能力の関係から100℃／秒以上の冷却
速度を得ることは著しく困難となつてコスト的に
不利となり、したがつて仕上圧延終了直後の冷却
速度の上限は100℃／秒とした。 上述のようにして熱間圧延後急冷して500℃以
下の温度で巻取つた熱延板は、常法に従つて酸洗
して所要厚さまで冷間圧延し、再結晶のための連
続焼鈍を行なう。連続焼鈍条件は特に規定する必
要はなく、鋼板の最高到達温度が再結晶温度以上
であれば良い。なお場合によつては連続焼鈍後、
軽圧下で調質圧延を行なうこともある。 以下にこの発明の実施例および比較例を記す。 転炉精錬後、RH脱ガス処理を施して第１表の
試料No.１〜13に示す化学成分の鋼を溶製し、連続
鋳造法により板厚230mmのスラブとし、第１表中
に示す条件で熱間圧延して巻取つた。なお試料No.
８は、連続鋳造機から搬出したスラブを加熱炉に
装入することなく直接圧延したものである。また
熱延板の仕上り厚さはいずれも3.2mmとした。 次いで各熱延板コイルを酸洗後、0.8mmに冷間
圧延し、引続いて連続焼鈍を施した。連続焼鈍の
条件は、加熱昇温速度が約20℃／秒であり、均熱
が830℃で30秒、冷却速度が約50℃／秒である。
連続焼鈍後、0.8％の調質圧延を施した。 以上のようにして製造された各冷延鋼板の平均
ランクフオード値（）およびランクフオード値
の面内異方性（Δｒ）を調べたところ、第２表に
示す結果が得られた。
【表】
【表】
【表】
第２表から明らかなようにこの発明の実施例の
方法により得られた冷延鋼板は、いずれもΔｒ値
が小さく、値も1.7以上の高い値が得られてい
る。これに対して鋼中Ｃ量が多い比較例のNo.９、
鋼中Ｎ量が多い比較例のNo.10はいずれも値が低
くなつている。また熱間圧延工程における仕上圧
延終了温度が900℃と高い比較例のNo.11、仕上圧
延終了直後の冷却速度が15℃／秒と遅い比較例の
No.12、仕上圧延終了温度が550℃と低い試料No.13
では、いずれもΔｒ値が1.0以上と大きくなつて
おり、面内異方性が大きいことが明らかである。 以上のようにこの発明の方法によれば、極低炭
素・極低窒素鋼を素材とし、熱間圧延工程におけ
る仕上圧延終了温度を600〜800℃、仕上圧延終了
直後の冷却速度を40℃／秒以上100℃／秒以下と
して500℃以下まで冷却することによつて、特殊
元素の添加によるコスト上昇を招くことなく、面
内異方性の小さい深絞り用冷延鋼板を安価に製造
することができる。
方法により得られた冷延鋼板は、いずれもΔｒ値
が小さく、値も1.7以上の高い値が得られてい
る。これに対して鋼中Ｃ量が多い比較例のNo.９、
鋼中Ｎ量が多い比較例のNo.10はいずれも値が低
くなつている。また熱間圧延工程における仕上圧
延終了温度が900℃と高い比較例のNo.11、仕上圧
延終了直後の冷却速度が15℃／秒と遅い比較例の
No.12、仕上圧延終了温度が550℃と低い試料No.13
では、いずれもΔｒ値が1.0以上と大きくなつて
おり、面内異方性が大きいことが明らかである。 以上のようにこの発明の方法によれば、極低炭
素・極低窒素鋼を素材とし、熱間圧延工程におけ
る仕上圧延終了温度を600〜800℃、仕上圧延終了
直後の冷却速度を40℃／秒以上100℃／秒以下と
して500℃以下まで冷却することによつて、特殊
元素の添加によるコスト上昇を招くことなく、面
内異方性の小さい深絞り用冷延鋼板を安価に製造
することができる。
第１図は熱間圧延工程における仕上圧延終了直
後の冷却速度が５℃／秒の場合において冷延鋼板
のΔｒ値に及ぼす鋼中Ｎ量と仕上圧延終了温度の
影響を示す相関図、第２図は熱間圧延工程におけ
る仕上圧延終了直後の冷却速度が50℃／秒の場合
において冷延鋼板のΔｒ値に及ぼす鋼中Ｎ量と仕
上圧延終了温度の影響を示す相関図、第３図は鋼
中Ｎ量が0.0010％の場合において熱間圧延工程の
仕上圧延終了直後の熱延板冷却速度が値および
Δｒ値に及ぼす影響を示す相関図である。
後の冷却速度が５℃／秒の場合において冷延鋼板
のΔｒ値に及ぼす鋼中Ｎ量と仕上圧延終了温度の
影響を示す相関図、第２図は熱間圧延工程におけ
る仕上圧延終了直後の冷却速度が50℃／秒の場合
において冷延鋼板のΔｒ値に及ぼす鋼中Ｎ量と仕
上圧延終了温度の影響を示す相関図、第３図は鋼
中Ｎ量が0.0010％の場合において熱間圧延工程の
仕上圧延終了直後の熱延板冷却速度が値および
Δｒ値に及ぼす影響を示す相関図である。
Claims (1)
- １ C0.0020％（重量％、以下同じ）以下、酸可
溶性Al0.010〜0.080％、N0.0015％以下を含有し
かつ残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
のスラブを熱間圧延して巻取り、さらに酸洗およ
び冷間圧延後、連続焼鈍する深絞り用冷延鋼板の
製造方法において、熱間圧延工程における仕上圧
延終了温度を600〜800℃の範囲内とし、かつその
仕上圧延終了直後の熱延板の冷却速度を40℃／秒
以上、100℃／秒以下として500℃以下の温度で巻
取ることを特徴とする連続焼鈍による深絞り用冷
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224183A JPS60103129A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 連続焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224183A JPS60103129A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 連続焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60103129A JPS60103129A (ja) | 1985-06-07 |
| JPS6237095B2 true JPS6237095B2 (ja) | 1987-08-11 |
Family
ID=16619305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21224183A Granted JPS60103129A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 連続焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60103129A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5053194A (en) * | 1988-12-19 | 1991-10-01 | Kawasaki Steel Corporation | Formable thin steel sheets |
| US5855696A (en) * | 1995-03-27 | 1999-01-05 | Nippon Steel Corporation | Ultra low carbon, cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved fatigue properties and processes for producing the same |
-
1983
- 1983-11-11 JP JP21224183A patent/JPS60103129A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60103129A (ja) | 1985-06-07 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |