JPS6318023A - 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS6318023A JPS6318023A JP16094486A JP16094486A JPS6318023A JP S6318023 A JPS6318023 A JP S6318023A JP 16094486 A JP16094486 A JP 16094486A JP 16094486 A JP16094486 A JP 16094486A JP S6318023 A JPS6318023 A JP S6318023A
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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）
本発明は加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法に係
り、特に連続鋳造法により製造される加工性の優れた高
強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
り、特に連続鋳造法により製造される加工性の優れた高
強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
近年自動車の燃費節減のための軽量死命安全性向上のた
め高強度鋼板が使われることが広く行われるようになっ
た。しかし一般的に鋼板を高強度化するときは延性が低
下し、プレス成形が困難になることが自動車用に高強度
鋼板を普及させる妨げとなっていた。これを解決する目
的で加工性を低下させずに、強度を高めて最も安価に高
強度鋼板を得られる方法として、箱焼鈍によるＰ添加ア
ルミキルド冷延鋼板の製造方法が特公昭５０−３１０１
１１０で知られている。また、冷延鋼板製造に際して省
エネルギー、工程時間短縮に効果が大きい連続焼鈍を適
用するときは強度は得られやすいが、加工性・時効性に
乏しいという問題があった。Ｐ添加アルミギルド冷延鋼
板は連続焼鈍においても製造できるが、先に述べたよう
に加工性の低下を免れ得す、また時効性が高くストレッ
チャーストレインが問題とされる外板への適用が制約さ
れるため、あるいは特公昭５４−２７８１９のように二
回冷延焼鈍法によるか、あるいは特公昭５８−５７４９
２のようにＣ含有量を０．０２０Ｘ以下に制限するなど
の方策が考えられてきた。
め高強度鋼板が使われることが広く行われるようになっ
た。しかし一般的に鋼板を高強度化するときは延性が低
下し、プレス成形が困難になることが自動車用に高強度
鋼板を普及させる妨げとなっていた。これを解決する目
的で加工性を低下させずに、強度を高めて最も安価に高
強度鋼板を得られる方法として、箱焼鈍によるＰ添加ア
ルミキルド冷延鋼板の製造方法が特公昭５０−３１０１
１１０で知られている。また、冷延鋼板製造に際して省
エネルギー、工程時間短縮に効果が大きい連続焼鈍を適
用するときは強度は得られやすいが、加工性・時効性に
乏しいという問題があった。Ｐ添加アルミギルド冷延鋼
板は連続焼鈍においても製造できるが、先に述べたよう
に加工性の低下を免れ得す、また時効性が高くストレッ
チャーストレインが問題とされる外板への適用が制約さ
れるため、あるいは特公昭５４−２７８１９のように二
回冷延焼鈍法によるか、あるいは特公昭５８−５７４９
２のようにＣ含有量を０．０２０Ｘ以下に制限するなど
の方策が考えられてきた。
一方、Ｐ添加アルミギルド冷延鋼板の上記の問題の解決
と並んで、現在省工程、省エネルギー面から最も優れた
プロセスである連続鋳造直接圧延法においては、高温状
態に保たれた鋳片から直接圧延が開始されるため、粒界
に濃縮する不純物元素の種類によっては熱間加工性が著
しく劣化する。この熱間加工性を改善する技術は、たと
えば特公昭５８−３０３Ｈに開示されているが、この場
合にはＡＩ量はｏ、ｏｔｓｘ未渦の低炭素鋼である。モ
してＰも０．０２５％以下にすることが規定されている
。したがって、Ｐ添加アルミギルド鋼のようにＰが高い
鋼種に連続鋳造直接圧延を適用する技術はまだ確立され
ていない。
と並んで、現在省工程、省エネルギー面から最も優れた
プロセスである連続鋳造直接圧延法においては、高温状
態に保たれた鋳片から直接圧延が開始されるため、粒界
に濃縮する不純物元素の種類によっては熱間加工性が著
しく劣化する。この熱間加工性を改善する技術は、たと
えば特公昭５８−３０３Ｈに開示されているが、この場
合にはＡＩ量はｏ、ｏｔｓｘ未渦の低炭素鋼である。モ
してＰも０．０２５％以下にすることが規定されている
。したがって、Ｐ添加アルミギルド鋼のようにＰが高い
鋼種に連続鋳造直接圧延を適用する技術はまだ確立され
ていない。
（発明が解決しようとする問題点）
したがって、本発明が解決しようとする問題の第一は、
Ｐ添加アルミキルド冷延鋼板の加工性ならびに連続焼鈍
材の時効性改善を行うことである。第二の問題は第一の
問題達成に効果が認められる連続鋳造直接圧延を、熱間
加工性の低い高Ｐ鋼においても可能にする手段である。
Ｐ添加アルミキルド冷延鋼板の加工性ならびに連続焼鈍
材の時効性改善を行うことである。第二の問題は第一の
問題達成に効果が認められる連続鋳造直接圧延を、熱間
加工性の低い高Ｐ鋼においても可能にする手段である。
（問題点を解決するための手段）
本発明はこれらの問題を同時に解決したもので、省エネ
ルギー面からも優れた効果を有する連鋳スラブの直接圧
延法の金属学的特徴を、Ｐ添加アルミギルド鋼に適用し
て加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造に利用したもの
である。すなわち、高Ｐ鋼の熱間加工性をＣ量を低くす
ることとＳレベルを絶対値とＭｎ量との関係において制
限することを組み合わせて改善できること、Ｐ添加アル
ミキルド鋼連続鋳造直接圧延材冷延鋼板においては、■
箱焼鈍型に関してはＡＩ、Ｎの溶体化が完全に行われ、
ｒ値の高い集合組織を得るのには何ら問題がない。一方
、Ｐの存在形態が連続鋳造後の直接圧延により変化し、
強度−延性バランスが改善されること、■連続焼鈍型に
おいては、鋳片の冷却過程に析出する微細なＮｎＳが連
続焼鈍後の過時効時の炭化物の析出核となり、時効性が
小さくなり成形性が良くなること、また、強度−延性バ
ランスが改善されることを見出した。
ルギー面からも優れた効果を有する連鋳スラブの直接圧
延法の金属学的特徴を、Ｐ添加アルミギルド鋼に適用し
て加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造に利用したもの
である。すなわち、高Ｐ鋼の熱間加工性をＣ量を低くす
ることとＳレベルを絶対値とＭｎ量との関係において制
限することを組み合わせて改善できること、Ｐ添加アル
ミキルド鋼連続鋳造直接圧延材冷延鋼板においては、■
箱焼鈍型に関してはＡＩ、Ｎの溶体化が完全に行われ、
ｒ値の高い集合組織を得るのには何ら問題がない。一方
、Ｐの存在形態が連続鋳造後の直接圧延により変化し、
強度−延性バランスが改善されること、■連続焼鈍型に
おいては、鋳片の冷却過程に析出する微細なＮｎＳが連
続焼鈍後の過時効時の炭化物の析出核となり、時効性が
小さくなり成形性が良くなること、また、強度−延性バ
ランスが改善されることを見出した。
一方、このプロセスは今日省エネルギーや省工程の点で
最も進んだものであり、これによって製造される鋼材は
コスト面からも極めて有利になる０発明者らは連鋳直接
圧延プロセスが従来技術に対して有する上記の改善効果
を利用し、新しい加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造
方法を発明するに至った。すなわち本発明が構成すると
ころは （１） Ｇ ０．０１−０，０７駕Ｓ ｉ ０．５
％以下 Ｍｎ ０．１ 〜１．５％ Ｐ ０．０５〜０．１５％ ｓ ０．０１５ｓ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｇｏｌ ＡＩ ０．０１５〜０．Ｈを含有し、残部
は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連続鋳造して得ら
れる高温鋳片を再加熱することなく直接圧延するか、短
時間の保熱および／または部分的な加熱の後に熱延し、
さらに所定の板厚に冷延後焼鈍することを特徴とする加
工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法あるいは、 （２） Ｇ ０．０１〜０．０７！ Ｓ ｉ ０．５Ｘ以下 Ｍｎ ０．１−１．５％ Ｐ ０．０５ 〜０．１５駕 Ｓ ０．０１５％ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｓｏｌ Ａ１ ０．０１５〜０−１１Ｂ ０．００
０５〜０−００５％ を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連
続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱することなく直接
圧延するか、短時間の保熱および／または部分的な加熱
の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍すること
を特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
あるいは、 （３） Ｃ０．０１〜０−０７％ Ｓ ｉ ０．５％以下 Ｍｎ ０．１〜１．５％ Ｐ ０．０５〜０．１５％ ３ ０．０１２％ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧１０ ｓｏｌ Ａｌ ０．０１５〜０．１％ サラニＢ ０．０００５〜ｏ、ｏｏｓｘＲＥＤ （ｆ！
土類金属）、Ｚｒのそれぞれを０．００５〜０．０５！
およびＣａ ０．０００５〜０．００２Ｘの一種または
二種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりな
る鋼を連続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱すること
なく直接圧延するか、短時間の保熱および／または部分
的な加熱の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍
することを特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の
製造方法である。
最も進んだものであり、これによって製造される鋼材は
コスト面からも極めて有利になる０発明者らは連鋳直接
圧延プロセスが従来技術に対して有する上記の改善効果
を利用し、新しい加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造
方法を発明するに至った。すなわち本発明が構成すると
ころは （１） Ｇ ０．０１−０，０７駕Ｓ ｉ ０．５
％以下 Ｍｎ ０．１ 〜１．５％ Ｐ ０．０５〜０．１５％ ｓ ０．０１５ｓ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｇｏｌ ＡＩ ０．０１５〜０．Ｈを含有し、残部
は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連続鋳造して得ら
れる高温鋳片を再加熱することなく直接圧延するか、短
時間の保熱および／または部分的な加熱の後に熱延し、
さらに所定の板厚に冷延後焼鈍することを特徴とする加
工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法あるいは、 （２） Ｇ ０．０１〜０．０７！ Ｓ ｉ ０．５Ｘ以下 Ｍｎ ０．１−１．５％ Ｐ ０．０５ 〜０．１５駕 Ｓ ０．０１５％ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｓｏｌ Ａ１ ０．０１５〜０−１１Ｂ ０．００
０５〜０−００５％ を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連
続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱することなく直接
圧延するか、短時間の保熱および／または部分的な加熱
の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍すること
を特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
あるいは、 （３） Ｃ０．０１〜０−０７％ Ｓ ｉ ０．５％以下 Ｍｎ ０．１〜１．５％ Ｐ ０．０５〜０．１５％ ３ ０．０１２％ 以下 で且つＭｎ／Ｓ≧１０ ｓｏｌ Ａｌ ０．０１５〜０．１％ サラニＢ ０．０００５〜ｏ、ｏｏｓｘＲＥＤ （ｆ！
土類金属）、Ｚｒのそれぞれを０．００５〜０．０５！
およびＣａ ０．０００５〜０．００２Ｘの一種または
二種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりな
る鋼を連続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱すること
なく直接圧延するか、短時間の保熱および／または部分
的な加熱の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍
することを特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の
製造方法である。
以下本構成要件の限定理由を説明する。
Ｃは０．０１％未満では必要とする強度が得られない上
に室温における時効性を大きくするので０．０１鬼が下
限となる。一方、０．θ７ｚをこえると連続鋳造時に矯
正を受ける過程で内部割れが激しくなり、連続鋳造直接
圧延ができなくなるので避けなければならない。
に室温における時効性を大きくするので０．０１鬼が下
限となる。一方、０．θ７ｚをこえると連続鋳造時に矯
正を受ける過程で内部割れが激しくなり、連続鋳造直接
圧延ができなくなるので避けなければならない。
Ｓｉは脱酸にも有用であり、強化にも効果があるので０
．５ｚ以下の範囲で添加することが望ましい。
．５ｚ以下の範囲で添加することが望ましい。
ＭｎはＳｉ と同じく脱酸に有用で強化にも効果がある
ので添加されるが、下限は後に述べるＭｎ／Ｓの下限と
の関係で決まるが、必要以上に脱硫することはコスト上
昇の原因となり、強度低下の点からも不利なので０．ｔ
Ｘとする。また、１．５ｚをこえると溶接性を害するの
でこれが上限となる。
ので添加されるが、下限は後に述べるＭｎ／Ｓの下限と
の関係で決まるが、必要以上に脱硫することはコスト上
昇の原因となり、強度低下の点からも不利なので０．ｔ
Ｘとする。また、１．５ｚをこえると溶接性を害するの
でこれが上限となる。
Ｐは冷延鋼板の加工性を低下させずに強化を図り得る元
素として添加されるが、下限の０．０５鬼未満では強化
の程度が小さいので本発明の効果が得られない、一方、
０．１５％をこえると、本発明の諸方策を組み合わせて
も熱間加工性が著しく低下するので上限になる。
素として添加されるが、下限の０．０５鬼未満では強化
の程度が小さいので本発明の効果が得られない、一方、
０．１５％をこえると、本発明の諸方策を組み合わせて
も熱間加工性が著しく低下するので上限になる。
Ｓの上限を０．０１５％とするのは連続鋳造直接圧延に
おいて熱間加工性の点で最も問題になるので、従来許容
されていた範囲より厳しくする必要があるからである。
おいて熱間加工性の点で最も問題になるので、従来許容
されていた範囲より厳しくする必要があるからである。
これは、ＰはＳとともに熱間加工性を阻害するが、Ｓの
場合はオーステナイト粒界に低融点の硫化物または酸・
硫化物を形成して脆化原因となるのに対し、Ｐは粒界と
くに以トの粒界介在物の周りに偏析することが脆化を助
長するとみちれるから、Ｓ量の低下は高Ｐ鋼の熱間加工
性向上に効果があると考えられる。
場合はオーステナイト粒界に低融点の硫化物または酸・
硫化物を形成して脆化原因となるのに対し、Ｐは粒界と
くに以トの粒界介在物の周りに偏析することが脆化を助
長するとみちれるから、Ｓ量の低下は高Ｐ鋼の熱間加工
性向上に効果があると考えられる。
Ｍｎ／Ｓを２０以上に制限するのも、連続鋳造直接圧延
時の熱間加工性向上対策に必要な限定である。それはこ
のような組合せにおいてはＭｎＳが高温域で安定な介在
物となって固溶Ｓを減少させ、オーステナイト粒界の低
融点硫化物または酸・硫化物の析出を抑制できるからで
ある。
時の熱間加工性向上対策に必要な限定である。それはこ
のような組合せにおいてはＭｎＳが高温域で安定な介在
物となって固溶Ｓを減少させ、オーステナイト粒界の低
融点硫化物または酸・硫化物の析出を抑制できるからで
ある。
Ａ１は脱酸元素として重要であり、かつＮの固定に必要
である以外にアルミギルド冷延鋼板の特性を得るのに必
要であるので最小限０．０１５％添加される。一方、上
限は効果が飽和しコスト上不利になるので０．１％にな
る。
である以外にアルミギルド冷延鋼板の特性を得るのに必
要であるので最小限０．０１５％添加される。一方、上
限は効果が飽和しコスト上不利になるので０．１％にな
る。
以上の成分範囲に加えて、鋼板の二次加工性を改善する
ため、Ｂを添加することは有用であるので、本発明の第
二の発明としてθ、０００５〜ｏ、ｏｔｘの範囲で含有
させる。下限はこれ以下では改善効果が認められないし
、０．０Ｈ以上では効果が飽和し経済的でないので−Ｅ
限とする。
ため、Ｂを添加することは有用であるので、本発明の第
二の発明としてθ、０００５〜ｏ、ｏｔｘの範囲で含有
させる。下限はこれ以下では改善効果が認められないし
、０．０Ｈ以上では効果が飽和し経済的でないので−Ｅ
限とする。
また鋼板の連続鋳造直接圧延時の熱間加工性および冷延
鋼板の冷間加工性を一層改善する方法として硫化物形状
制御元素添加を行う、この場合はＳ ０．０１２％以下
で且つＭｎ／Ｓ≧ｌＯとするが、これは硫化物量を減少
させて冷間加工性を向上させるとともに、以下の添加元
素の硫化物形成が期待されるのでＭｎ／Ｓの低下が可能
になる。ここでＲＥＭ（稀土類金属）及びＺｒはそれぞ
れ０．００５〜０．０５％、Ｃａは０．０００５〜０．
００２＄＋７）範囲としその中から一種または二種以上
を含有させる。各元素の下限は加工性に有害な延伸した
ＭｎＳの形状をＭｎと置換することにより変化できる量
であり、上限はそれ以上の添加は効果がないばかりか、
硫化物量の増加によりかえって延性を低下させるのでそ
れぞれ定められる。
鋼板の冷間加工性を一層改善する方法として硫化物形状
制御元素添加を行う、この場合はＳ ０．０１２％以下
で且つＭｎ／Ｓ≧ｌＯとするが、これは硫化物量を減少
させて冷間加工性を向上させるとともに、以下の添加元
素の硫化物形成が期待されるのでＭｎ／Ｓの低下が可能
になる。ここでＲＥＭ（稀土類金属）及びＺｒはそれぞ
れ０．００５〜０．０５％、Ｃａは０．０００５〜０．
００２＄＋７）範囲としその中から一種または二種以上
を含有させる。各元素の下限は加工性に有害な延伸した
ＭｎＳの形状をＭｎと置換することにより変化できる量
であり、上限はそれ以上の添加は効果がないばかりか、
硫化物量の増加によりかえって延性を低下させるのでそ
れぞれ定められる。
次に、本発明の特徴は上記の成分からなる鋼を連続鋳造
した鋳片を高温状態から直接圧延することにある。直接
圧延は高温鋳片を再加熱することなくそのまま圧延する
場合はもとより、短時間の保熱および／または部分的な
加熱の後に熱延する場合にも同じ効果が得られる。
した鋳片を高温状態から直接圧延することにある。直接
圧延は高温鋳片を再加熱することなくそのまま圧延する
場合はもとより、短時間の保熱および／または部分的な
加熱の後に熱延する場合にも同じ効果が得られる。
ここで短時間の保熱とは１時間程度以内の鋳片自体の有
する保有熱による温度の均一化を意味し、温度の低下を
防止するため鋳片移送ラインに設けられた保熱カバー等
の保熱手段を用いた保熱などを含むものである。
する保有熱による温度の均一化を意味し、温度の低下を
防止するため鋳片移送ラインに設けられた保熱カバー等
の保熱手段を用いた保熱などを含むものである。
また、この保熱に引続いてまたは単独に鋳片表面もしく
は端部などの温度の低下した部分を、ガスバーナーまた
は誘導加熱などの外部からの入熱による部分的加熱を圧
延前に行ってもよい。ここで、短時間の保熱および／ま
たは部分的な加熱は５℃／分以上の冷却速度で１１００
℃以下まで冷却された部分を均熱する目的で行うもので
ある。
は端部などの温度の低下した部分を、ガスバーナーまた
は誘導加熱などの外部からの入熱による部分的加熱を圧
延前に行ってもよい。ここで、短時間の保熱および／ま
たは部分的な加熱は５℃／分以上の冷却速度で１１００
℃以下まで冷却された部分を均熱する目的で行うもので
ある。
この連続鋳造鋳片の直接圧延がＰ添加アルミギルド冷延
鋼板の材質特性におよぼす効果は次の二点に現れている
。その第一は箱焼鈍条件において連続鋳造直接圧延材は
Ｐが０．０５％以上になると、再加熱圧延材に較べて強
度−延性バランスが明らかに良くなることである。これ
はＣ０．０４〜０．０７％ 、 Ｓ ｉ ０．０１％
、 Ｍｎ ０．３５％ 、 Ｐ ０．０３〜０
．１０％ 、 ｓｏｌ Ａｌ ０．０５％を含む鋼の連
続鋳造直接圧延および再加熱圧延した熱延鋼板を、７５
％冷延後、７００℃で８ｈｒ焼鈍した鋼板（１００℃ｌ
ｈｒ人工時効後）の引張強さおよび降伏点と全伸びの関
係を示した第１図かられかる。このようにＰが高い時に
連続鋳造直接圧延材の強度−延性バランスが改善される
理由は必ずしも明らかでないが、Ｐの粒界偏析状況の変
化に関係していると思われる。
鋼板の材質特性におよぼす効果は次の二点に現れている
。その第一は箱焼鈍条件において連続鋳造直接圧延材は
Ｐが０．０５％以上になると、再加熱圧延材に較べて強
度−延性バランスが明らかに良くなることである。これ
はＣ０．０４〜０．０７％ 、 Ｓ ｉ ０．０１％
、 Ｍｎ ０．３５％ 、 Ｐ ０．０３〜０
．１０％ 、 ｓｏｌ Ａｌ ０．０５％を含む鋼の連
続鋳造直接圧延および再加熱圧延した熱延鋼板を、７５
％冷延後、７００℃で８ｈｒ焼鈍した鋼板（１００℃ｌ
ｈｒ人工時効後）の引張強さおよび降伏点と全伸びの関
係を示した第１図かられかる。このようにＰが高い時に
連続鋳造直接圧延材の強度−延性バランスが改善される
理由は必ずしも明らかでないが、Ｐの粒界偏析状況の変
化に関係していると思われる。
第二の効果は連続焼鈍材の時効性改善である。
第２図はＣ０．０２５Ｘ 、 Ｓ ｉ ０．ＯＩＸ 、
Ｍｎ ０．３５Ｘ 。
Ｍｎ ０．３５Ｘ 。
Ｐ ０．０３オＪ：び０．０８％ 、 ｓｏｌ Ａｌ
０．０４５＄ ｔ：含む鋼の連続鋳造直接圧延および再
加熱圧延した熱延鋼板を、８０％冷延後、７８０℃で１
分焼鈍した後の３５０℃における過時効時間と時効指数
の関係を示す図である。ここで時効指数は１０％引張後
の応力とそれを１００℃１時間時効した後の降伏点の差
で求めた。この図から連続鋳造直接圧延材は同じ時効条
件に対して明らかに低い時効指数を示すことがわかるが
、この原因としては連続鋳造直接圧延材中には再加熱圧
延材よりＭｎＳが密に分散しており、それが過時効過程
において炭化物の析出サイトとして作用することがわか
った。この効果は低Ｐ材において既に明らかにされてい
るが、その効果はＰが０．０５％以上においても見出さ
れる。
０．０４５＄ ｔ：含む鋼の連続鋳造直接圧延および再
加熱圧延した熱延鋼板を、８０％冷延後、７８０℃で１
分焼鈍した後の３５０℃における過時効時間と時効指数
の関係を示す図である。ここで時効指数は１０％引張後
の応力とそれを１００℃１時間時効した後の降伏点の差
で求めた。この図から連続鋳造直接圧延材は同じ時効条
件に対して明らかに低い時効指数を示すことがわかるが
、この原因としては連続鋳造直接圧延材中には再加熱圧
延材よりＭｎＳが密に分散しており、それが過時効過程
において炭化物の析出サイトとして作用することがわか
った。この効果は低Ｐ材において既に明らかにされてい
るが、その効果はＰが０．０５％以上においても見出さ
れる。
（実施例）
以下本発明の効果を実施例により説明する。
実施例１
第１表に本発明の成分範囲の鋼Ｂ、Ｄ−１（と比較の成
分範囲の鋼Ａ、Ｃの化学成分を示す。また、第２表に各
供試鋼のプロセス・焼鈍条件と１００℃ｌｈｒ人工時効
後の引張試験値を示す、どの鋼においてもプロセスの差
は箱焼鈍材においては連続鋳造直接圧延材は強度−延性
バランスが優れていること、連続焼鈍材においては連続
鋳造直接圧延材は時効性が改善されていることがわかる
。
分範囲の鋼Ａ、Ｃの化学成分を示す。また、第２表に各
供試鋼のプロセス・焼鈍条件と１００℃ｌｈｒ人工時効
後の引張試験値を示す、どの鋼においてもプロセスの差
は箱焼鈍材においては連続鋳造直接圧延材は強度−延性
バランスが優れていること、連続焼鈍材においては連続
鋳造直接圧延材は時効性が改善されていることがわかる
。
ｔｊ
（発明の効果）
本発明はＰ添加Ａｌギルド冷延鋼板において連続鋳造直
接圧延プロセスを用いることにより材質改善が計れるこ
とを利用して、加工性に優れた冷延鋼板を経済的に製造
し得る工業的に価値のある発明である。
接圧延プロセスを用いることにより材質改善が計れるこ
とを利用して、加工性に優れた冷延鋼板を経済的に製造
し得る工業的に価値のある発明である。
第１図は箱焼鈍Ａ１ギルド冷延鋼板（１００℃ｌｈｒ人
工時効後）の引張強さおよび降伏点と全伸びの関係を示
す図である。第２図は連続焼鈍Ａｌギルド冷延鋼板の７
１１０℃で１分焼鈍した後の３５０℃における過時効時
間と時効指数の関係を示す図である。
工時効後）の引張強さおよび降伏点と全伸びの関係を示
す図である。第２図は連続焼鈍Ａｌギルド冷延鋼板の７
１１０℃で１分焼鈍した後の３５０℃における過時効時
間と時効指数の関係を示す図である。
Claims (3)
- （１）Ｃ０．０１〜０．０７％ Ｓｉ０．５％以下 Ｍｎ０．１〜１．５％ Ｐ０．０５〜０．１５％ Ｓ０．０１５％以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｓｏｌＡｌ０．０１５〜０．１％ を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連
続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱することなく直接
圧延するか、短時間の保熱および／または部分的な加熱
の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍すること
を特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
。 - （２）Ｃ０．０１〜０．０７％ Ｓｉ０．５％以下 Ｍｎ０．１〜１．５％ Ｐ０．０５〜０．１５％ Ｓ０．０１５％以下 で且つＭｎ／Ｓ≧２０ ｓｏｌＡｌ０．０１５〜０．１％ Ｂ０．０００５〜０．００５％ を含有し、残部は鉄および不可避不純物よりなる鋼を連
続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱することなく直接
圧延するか、短時間の保熱および／または部分的な加熱
の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷延後焼鈍すること
を特徴とする加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
。 - （３）Ｃ０．０１〜０．０７％ Ｓｉ０．５％以下 Ｍｎ０．１〜１．５％ Ｐ０．０５〜０．１５％ Ｓ０．０１２％以下 で且つＭｎ／Ｓ≧１０ ｓｏｌＡｌ０．０１５〜０．１％ さらにＢ０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ（稀土類金属）、Ｚｒのそれぞれを０．００５〜
０．０５％およびＣａ０．０００５〜０．００２％の一
種または二種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純
物よりなる鋼を連続鋳造して得られる高温鋳片を再加熱
することなく直接圧延するか、短時間の保熱および／ま
たは部分的な加熱の後に熱延し、さらに所定の板厚に冷
延後焼鈍することを特徴とする加工性の優れた高強度冷
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16094486A JPS6318023A (ja) | 1986-07-10 | 1986-07-10 | 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16094486A JPS6318023A (ja) | 1986-07-10 | 1986-07-10 | 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6318023A true JPS6318023A (ja) | 1988-01-25 |
| JPH0246653B2 JPH0246653B2 (ja) | 1990-10-16 |
Family
ID=15725592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16094486A Granted JPS6318023A (ja) | 1986-07-10 | 1986-07-10 | 加工性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6318023A (ja) |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52131919A (en) * | 1976-04-28 | 1977-11-05 | Nippon Steel Corp | Production of a1-s# killed steel plate by direct fot rolling of continuous cast slab |
| JPS5427819A (en) * | 1977-08-02 | 1979-03-02 | Shoei Kikai Seisakusho Kk | Method of preventing wrong entry of paper to blade of buckle folding machine |
| JPS5830366A (ja) * | 1981-08-19 | 1983-02-22 | Junichiro Takeda | 液体等の塗布方法および装置 |
| JPS5931829A (ja) * | 1982-08-16 | 1984-02-21 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れたＡｌキルド高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59110722A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | アルミキルド鋼の直接熱間圧延方法 |
| JPS60190525A (ja) * | 1984-03-12 | 1985-09-28 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60228617A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造−連続焼鈍法による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60258430A (ja) * | 1984-06-04 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 非時効性連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-07-10 JP JP16094486A patent/JPS6318023A/ja active Granted
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52131919A (en) * | 1976-04-28 | 1977-11-05 | Nippon Steel Corp | Production of a1-s# killed steel plate by direct fot rolling of continuous cast slab |
| JPS5427819A (en) * | 1977-08-02 | 1979-03-02 | Shoei Kikai Seisakusho Kk | Method of preventing wrong entry of paper to blade of buckle folding machine |
| JPS5830366A (ja) * | 1981-08-19 | 1983-02-22 | Junichiro Takeda | 液体等の塗布方法および装置 |
| JPS5931829A (ja) * | 1982-08-16 | 1984-02-21 | Nippon Steel Corp | 深絞り性の優れたＡｌキルド高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59110722A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | アルミキルド鋼の直接熱間圧延方法 |
| JPS60190525A (ja) * | 1984-03-12 | 1985-09-28 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による非時効性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60228617A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造−連続焼鈍法による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| JPS60258430A (ja) * | 1984-06-04 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 非時効性連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0246653B2 (ja) | 1990-10-16 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |