JPS63195223A - 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法Info
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- JPS63195223A JPS63195223A JP2702687A JP2702687A JPS63195223A JP S63195223 A JPS63195223 A JP S63195223A JP 2702687 A JP2702687 A JP 2702687A JP 2702687 A JP2702687 A JP 2702687A JP S63195223 A JPS63195223 A JP S63195223A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
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Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、高ｒ値熱延鋼板の製造方法に関し、特に、
深絞り性に優れた極低Ｃ−Ａ１キルド−Ｔ１あるいはＮ
ｂの単独添加鋼又はＴＩ及びＮｂの複合添加鋼における
耐たてわれ性の改善に関するものである。
深絞り性に優れた極低Ｃ−Ａ１キルド−Ｔ１あるいはＮ
ｂの単独添加鋼又はＴＩ及びＮｂの複合添加鋼における
耐たてわれ性の改善に関するものである。
近年、主に自動車部材において、プレス成形用鋼板の深
絞り性（ｒ値）に対する要求は従来にも増して一段と厳
しいものがある。
絞り性（ｒ値）に対する要求は従来にも増して一段と厳
しいものがある。
そしてこの深絞り性向上のための研究開発は精力的に行
われており、その１例として、極低Ｃ−Ａ１キルド鋼を
温間で熱延し、高ｒ値熱延鋼板を得る試みがなされてい
る。この温間圧延による熱延鋼板においても、高い深絞
り性を得るためには、鋼中の固溶Ｃ，Ｍｎを低減させる
必要がある。これに対して今日の製鋼技術の進歩、及び
Ｔｉ、Ｎｂ等のＣ固着原子の鋼中への単独又は複合添加
によって、鋼中の固ｔ’ｓｅｔをほぼ零まで下げること
が可能になっている。
われており、その１例として、極低Ｃ−Ａ１キルド鋼を
温間で熱延し、高ｒ値熱延鋼板を得る試みがなされてい
る。この温間圧延による熱延鋼板においても、高い深絞
り性を得るためには、鋼中の固溶Ｃ，Ｍｎを低減させる
必要がある。これに対して今日の製鋼技術の進歩、及び
Ｔｉ、Ｎｂ等のＣ固着原子の鋼中への単独又は複合添加
によって、鋼中の固ｔ’ｓｅｔをほぼ零まで下げること
が可能になっている。
しかし一方で、固溶ＣＭの低減は結晶粒界における原子
間の結合力を弱め、２次加工時における耐たてわれ性を
劣化させることが知られており、このことはＴｉ、Ｎｂ
を原子当量板」二添加した極低Ｃ−Ａｊ２キルド鋼を温
間域で熱延した熱延鋼板についても同様である。
間の結合力を弱め、２次加工時における耐たてわれ性を
劣化させることが知られており、このことはＴｉ、Ｎｂ
を原子当量板」二添加した極低Ｃ−Ａｊ２キルド鋼を温
間域で熱延した熱延鋼板についても同様である。
この発明はかかる問題点に鑑み、耐たてわれ性を改善し
た高ｒ値熱延鋼板の製造方法を提供せんとするものであ
る。
た高ｒ値熱延鋼板の製造方法を提供せんとするものであ
る。
そして本件発明者は、従来の極低Ｃ−ＡＲキルド−Ｔｉ
−３４あるいはＮｂの単独又はＴｉ及びＮｂの複合添加
鋼の温間域圧延鋼板における耐たてわれ性の改善につい
て鋭意研究し、検討を重ねた結果、鋼中のＳ量を制御し
、又Ｃａを添加することで、耐たてわれ性に優れた高ｒ
（ａ熱延鋼板が得られることを見出し本発明をなした
ものである。
−３４あるいはＮｂの単独又はＴｉ及びＮｂの複合添加
鋼の温間域圧延鋼板における耐たてわれ性の改善につい
て鋭意研究し、検討を重ねた結果、鋼中のＳ量を制御し
、又Ｃａを添加することで、耐たてわれ性に優れた高ｒ
（ａ熱延鋼板が得られることを見出し本発明をなした
ものである。
即ち、本願の第１の発明は、 Ｃ： ０．０１３重量％
以下、Ｍ ｎ ： ０．０５〜０．３５重景気、Ｓ ：
０．００５重量％以下、Ｐ：ｏ、ｏ２重量％以下、ｓ
ｏｊ！、 ＡＩ ：０゜００５〜０．０８０重量％を含
有し、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎｂ：ｏ、３重量％以
下で、かつＣ／１２＜（Ｔ ｉ ＊／＊＝Ｔｉ−４８＋
Ｎ ｂ／９３） ＜ ３ Ｘ Ｃ／１２ （但し、Ｔｉ
＊ −Ｔ １−４８／１４・Ｎ−４８／３２・Ｓ）と
なるような重量％のＴｉあるいはＮｂを単独添加又は複
合添加した残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に対
し、５００℃〜８００℃で潤滑を施しつつ６０〜９５％
の合計圧下率で圧延し、焼鈍処理又は７００℃〜７５０
℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたものである。
以下、Ｍ ｎ ： ０．０５〜０．３５重景気、Ｓ ：
０．００５重量％以下、Ｐ：ｏ、ｏ２重量％以下、ｓ
ｏｊ！、 ＡＩ ：０゜００５〜０．０８０重量％を含
有し、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎｂ：ｏ、３重量％以
下で、かつＣ／１２＜（Ｔ ｉ ＊／＊＝Ｔｉ−４８＋
Ｎ ｂ／９３） ＜ ３ Ｘ Ｃ／１２ （但し、Ｔｉ
＊ −Ｔ １−４８／１４・Ｎ−４８／３２・Ｓ）と
なるような重量％のＴｉあるいはＮｂを単独添加又は複
合添加した残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に対
し、５００℃〜８００℃で潤滑を施しつつ６０〜９５％
の合計圧下率で圧延し、焼鈍処理又は７００℃〜７５０
℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたものである。
また本願の第２の発明は、Ｃ： ０．０１３重世％以下
、Ｍ ｎ ： ０．０５〜０．３５重量％、Ｓ ： ０
．００５重量％以下、Ｐ：０．０２重量％以下、５ａｌ
ｔ、 Ａ１：０．００５〜０．０８０重量％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．０１重量％を含有し、Ｔｉ：０．
２重量％以下、Ｎｂ：０．３重量％以下で、かつＣ／１
２ （Ｔ ｉ ＊／＊＝Ｔｉ−４８＋Ｎ ｂ／９３）
＜３ Ｘ Ｃ／１２（但し、Ｔｉ率−４８／１４・Ｎ−
４８／３２（Ｓ −３２／４０ ・Ｃａ ） ）となる
ような重量％のＴｉあるいはＮｂを単独又は複合添加し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、５０
０℃〜８００℃で潤滑を施しつつ６０〜９５％の合計圧
下率で圧延し、焼鈍処理又は７００℃〜７５０℃の高温
巻取を行うようにしたものである。
、Ｍ ｎ ： ０．０５〜０．３５重量％、Ｓ ： ０
．００５重量％以下、Ｐ：０．０２重量％以下、５ａｌ
ｔ、 Ａ１：０．００５〜０．０８０重量％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．０１重量％を含有し、Ｔｉ：０．
２重量％以下、Ｎｂ：０．３重量％以下で、かつＣ／１
２ （Ｔ ｉ ＊／＊＝Ｔｉ−４８＋Ｎ ｂ／９３）
＜３ Ｘ Ｃ／１２（但し、Ｔｉ率−４８／１４・Ｎ−
４８／３２（Ｓ −３２／４０ ・Ｃａ ） ）となる
ような重量％のＴｉあるいはＮｂを単独又は複合添加し
、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、５０
０℃〜８００℃で潤滑を施しつつ６０〜９５％の合計圧
下率で圧延し、焼鈍処理又は７００℃〜７５０℃の高温
巻取を行うようにしたものである。
ここで本願発明におｋＪる含有成分及び含有割合の限定
理由について説明する。まず第１の発明について説明す
る。
理由について説明する。まず第１の発明について説明す
る。
ＣＴＣは深絞り性に大きな影響を有する元素であり、含
有量が低いほど高い深絞り性が得られる。
有量が低いほど高い深絞り性が得られる。
従って所望の高深絞り性を得るためにはＣ含有量は０．
０１３重世％以下にする必要がある。一方、下限は製鋼
技術によって決定されるが、現在のところは０．００１
重量％程度である。
０１３重世％以下にする必要がある。一方、下限は製鋼
技術によって決定されるが、現在のところは０．００１
重量％程度である。
Ｍｎ：ＭｎはＣと同様に、深絞り性に影響する元素で、
これも低いほど好ましい。しかし含有量が０．０５重量
％未満では熱間脆性が防止できず、又０．３５重景気を
越えると深絞り性が劣化する。そのためＭｎ含有量は０
．０５〜０．３５重景気とする。
これも低いほど好ましい。しかし含有量が０．０５重量
％未満では熱間脆性が防止できず、又０．３５重景気を
越えると深絞り性が劣化する。そのためＭｎ含有量は０
．０５〜０．３５重景気とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：Ｔｉ、Ｎｂは深絞り性を向上させる添加元
素としては特に重要である。’ｌ’ｉ、ＮｂはＴｉＣ，
ＮｂＣを析出させて鋼中の固溶Ｃを固着し、固溶Ｃ景を
製鋼技術で低減した限界量よりさらに低くすることがで
きる。しかし多量のＴｉ。
素としては特に重要である。’ｌ’ｉ、ＮｂはＴｉＣ，
ＮｂＣを析出させて鋼中の固溶Ｃを固着し、固溶Ｃ景を
製鋼技術で低減した限界量よりさらに低くすることがで
きる。しかし多量のＴｉ。
Ｎｂ添加は極端に固溶ｃｌを低減させるために、粒界が
脆弱化し、２次加工脆性を起こす危険性があり、また、
経済性を考慮して上限は、Ｔｉは０゜２重量％、Ｎｂは
０．３重世％とする。ＴｉＣの析出については後述のＳ
量についての説明で示す通り、ｓｌによって制御するこ
とが可能であり、このＴｉＣ析出の制御が可能なＴｉ量
の範囲は、炭化物生成元素であるＮｂｌも考慮すれば、
（Ｔｉ＊十Ｎｂ）／Ｃ（イ旦し、Ｔ ｉ ＊ −Ｔ ｉ
−４８／１４・Ｎ −４８／３２ Ｓ ）の原子量比
が１〜３の間である。
脆弱化し、２次加工脆性を起こす危険性があり、また、
経済性を考慮して上限は、Ｔｉは０゜２重量％、Ｎｂは
０．３重世％とする。ＴｉＣの析出については後述のＳ
量についての説明で示す通り、ｓｌによって制御するこ
とが可能であり、このＴｉＣ析出の制御が可能なＴｉ量
の範囲は、炭化物生成元素であるＮｂｌも考慮すれば、
（Ｔｉ＊十Ｎｂ）／Ｃ（イ旦し、Ｔ ｉ ＊ −Ｔ ｉ
−４８／１４・Ｎ −４８／３２ Ｓ ）の原子量比
が１〜３の間である。
従ってＴｉ、Ｎｂの一方又は両方の添加ｉｆ（重量％）
は、Ｃ／ １２＜ （Ｔ ｉ ＊ ／４８＋ Ｎ ｂ
／９３） ＜ ３ＸＣ／１２を満足する量とする。
は、Ｃ／ １２＜ （Ｔ ｉ ＊ ／４８＋ Ｎ ｂ
／９３） ＜ ３ＸＣ／１２を満足する量とする。
Ｐ：Ｐを添加すると、脆性破壊の危険性及びスポット溶
接不良の危険性があり、低減させる必要があるが、現在
の！ｌ！綱技術の限界から、０．０２重量％以下とする
。
接不良の危険性があり、低減させる必要があるが、現在
の！ｌ！綱技術の限界から、０．０２重量％以下とする
。
Ｓ：Ｓは従来より、成形時に割れを生じさせるＭ ｎ
Ｓ介在物の生成元素として知られており、Ｓの低減が必
要である。特にＳを０．００５重量％以下にすると、Ｔ
ｉＳやＭｎＳの分散を疎にすることになり、これらを優
先析出場所とするＴ ｉ ＣやＮｂｃの生成が遅滞し、
固溶Ｃが残存する。この固溶Ｃが結晶粒界の強化に寄与
することとなり、本願の第１．第２発明はこの点を利用
している。
Ｓ介在物の生成元素として知られており、Ｓの低減が必
要である。特にＳを０．００５重量％以下にすると、Ｔ
ｉＳやＭｎＳの分散を疎にすることになり、これらを優
先析出場所とするＴ ｉ ＣやＮｂｃの生成が遅滞し、
固溶Ｃが残存する。この固溶Ｃが結晶粒界の強化に寄与
することとなり、本願の第１．第２発明はこの点を利用
している。
Ａ１：Ａ１は鋼の脱酸、及び／１７１Ｎの生成による自
由なＮを固定させるために添加される。Ｎの固定が不十
分であると歪時効性が現れるようになる。この人１によ
るＮの固定効果を有効に得るには、Ｑ、００５重世％の
添加が必要である。一方、Ａｉを過多に含有させるとＡ
ｌｚ Ｏｓ系介在物を析出させて濶絞り性を劣化させ
、又経済性の低下も招くので、０．０８０重量％以下と
する。
由なＮを固定させるために添加される。Ｎの固定が不十
分であると歪時効性が現れるようになる。この人１によ
るＮの固定効果を有効に得るには、Ｑ、００５重世％の
添加が必要である。一方、Ａｉを過多に含有させるとＡ
ｌｚ Ｏｓ系介在物を析出させて濶絞り性を劣化させ
、又経済性の低下も招くので、０．０８０重量％以下と
する。
次に本願の第２の発明における含有成分及び含有割合の
限定理由について説明する。なお、Ｃ９Ｐ、Ｍｎ、Ｓ、
ＡＩについては第１の発明の限定理由と同様であるので
、その説明は省略する。
限定理由について説明する。なお、Ｃ９Ｐ、Ｍｎ、Ｓ、
ＡＩについては第１の発明の限定理由と同様であるので
、その説明は省略する。
Ｃａ：Ｃａについては詳細な４１１１ｔ１は不明である
が、粒界結合力を増加させる効果がある。またＣａを添
加することにより、ＳはＭｎＳの代わりにＣａＳを形成
する。ＭｎＳは熱間圧延中に変形し、後々この介在物を
基点として割れを生じやすいのに対し、ＣａＳは熱間圧
延中に変形しに＜＜、割れを発生しにくい、この点を利
用するため第２発明では上記第１発明にざらにＣａを加
えたのである。そしてＣａ量は０ 、０００５重世％未
満では十分なＣａＳの析出が得られず、又０．０１重量
％を越えるとＣａＳの量が多くなり、かえって延性を低
下させる。そのためＣａ量はｏ、ｏｏｏｓ〜０．０１重
量％とする。
が、粒界結合力を増加させる効果がある。またＣａを添
加することにより、ＳはＭｎＳの代わりにＣａＳを形成
する。ＭｎＳは熱間圧延中に変形し、後々この介在物を
基点として割れを生じやすいのに対し、ＣａＳは熱間圧
延中に変形しに＜＜、割れを発生しにくい、この点を利
用するため第２発明では上記第１発明にざらにＣａを加
えたのである。そしてＣａ量は０ 、０００５重世％未
満では十分なＣａＳの析出が得られず、又０．０１重量
％を越えるとＣａＳの量が多くなり、かえって延性を低
下させる。そのためＣａ量はｏ、ｏｏｏｓ〜０．０１重
量％とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：Ｃａの添加によってＴｉＣ析出の制御に寄
与するｓｌが変動することから、Ｔｉ。
与するｓｌが変動することから、Ｔｉ。
Ｎｂ含を量は、（Ｔｉ ＊＋Ｎｂ＞／Ｃ（但し、Ｔｉ
＊＝Ｔ ｉ −４８／１４ Ｎ−４８／３２・ （Ｓ
−３２／４０・Ｃａ））の原子量比が１〜３の範囲と
なるような量とする。
＊＝Ｔ ｉ −４８／１４ Ｎ−４８／３２・ （Ｓ
−３２／４０・Ｃａ））の原子量比が１〜３の範囲と
なるような量とする。
次に本願の第１．第２発明における製造条件について説
明する。
明する。
鋼板の深絞り性を良好にするためには、鋼板の結晶方位
を板面に対して（Ｉｌｌ）面が平行になるように制御す
ることが必要である。そして５００℃〜８００℃の温度
範囲で合計圧下率が６０〜９５％の圧延を行うようにし
たのは次の理由による。即ち、この条件で圧延すると、
ＮＤ／／＜ １１１ ＞及びＲＤ／／＜ １１．０ ＞
方位群に属する圧延集合Ｕ織が発達し、その後の焼鈍処
理又は高温巻取により、Ｎｏ／／＜ １１１． ＞方位
群の発達した再結晶集合組織が得られる。この（１１１
）方位を多く有するフェライト粒は熱間圧延におけるｒ
（直（深絞り性）を高くする原因となる。一方、５００
℃より低い温度での圧延ではＴｉ又はＮｂのＣやＮとの
結合が不完全であるため、ｒ値が低下し、又８００℃を
越える温度では動的再結晶が生じ、集合＆ｌ織がランダ
ム化し、ｒ値は５００℃〜８００°Ｃでの圧延より低下
する。
を板面に対して（Ｉｌｌ）面が平行になるように制御す
ることが必要である。そして５００℃〜８００℃の温度
範囲で合計圧下率が６０〜９５％の圧延を行うようにし
たのは次の理由による。即ち、この条件で圧延すると、
ＮＤ／／＜ １１１ ＞及びＲＤ／／＜ １１．０ ＞
方位群に属する圧延集合Ｕ織が発達し、その後の焼鈍処
理又は高温巻取により、Ｎｏ／／＜ １１１． ＞方位
群の発達した再結晶集合組織が得られる。この（１１１
）方位を多く有するフェライト粒は熱間圧延におけるｒ
（直（深絞り性）を高くする原因となる。一方、５００
℃より低い温度での圧延ではＴｉ又はＮｂのＣやＮとの
結合が不完全であるため、ｒ値が低下し、又８００℃を
越える温度では動的再結晶が生じ、集合＆ｌ織がランダ
ム化し、ｒ値は５００℃〜８００°Ｃでの圧延より低下
する。
また、潤滑を行うようにした理由は、鋼板表面部の摩擦
力による板厚方向の圧延不均一性を除くためである。
力による板厚方向の圧延不均一性を除くためである。
さらに、潤滑中における熱延の後に、焼鈍処理又は７０
０℃〜７５０℃の高温巻取を施すようにした理由は１
これらの熱処理によって、結晶中の（１１１）方位の発
達した再結晶粒が得られ、深絞り性に優れた熱延鋼板を
得ることができるからである。ここで焼鈍処理には連続
焼鈍、バッチ焼鈍だけでなく、溶融亜鉛メツキラインに
おける浸漬工程前の熱処理等が含まれる。なお、この溶
融亜鉛メツキラインにおいては、例えば溶融亜鉛の均質
付着及び亜鉛付着時の温度＃御の観点から一旦５００℃
〜８５０℃に昇温し、ｌＯ〜３０ｓｅｃ均熱保持した後
、４〜１０℃／ｓｅ（で３００℃−５００℃に冷却して
溶融亜鉛浴に浸漬することが行われる。さらに６００℃
に１０秒程度再加熱処理を行う合金化処理を行い、耐食
性向上を図る場合もある。
０℃〜７５０℃の高温巻取を施すようにした理由は１
これらの熱処理によって、結晶中の（１１１）方位の発
達した再結晶粒が得られ、深絞り性に優れた熱延鋼板を
得ることができるからである。ここで焼鈍処理には連続
焼鈍、バッチ焼鈍だけでなく、溶融亜鉛メツキラインに
おける浸漬工程前の熱処理等が含まれる。なお、この溶
融亜鉛メツキラインにおいては、例えば溶融亜鉛の均質
付着及び亜鉛付着時の温度＃御の観点から一旦５００℃
〜８５０℃に昇温し、ｌＯ〜３０ｓｅｃ均熱保持した後
、４〜１０℃／ｓｅ（で３００℃−５００℃に冷却して
溶融亜鉛浴に浸漬することが行われる。さらに６００℃
に１０秒程度再加熱処理を行う合金化処理を行い、耐食
性向上を図る場合もある。
本願の第１．第２の発明においては、Ｔ！、 Ｎｂの添
加によって固溶Ｃを低減し、温間域圧延の際の熱処理条
件を制御して結晶方位の制御を行って延性を増加させる
ようにしたことから、優れた深絞り性が得られ、又Ｓ量
を低減して割れの原因となるＭｎＳ生成量を低減すると
ともに、Ｓ量に対応してＴ１．Ｎｂの添加量を制御し、
これによってＴｉｅ、ＮｂＣの析出を遅滞させて所望の
固溶Ｃを残存させ、結晶粒界の結合力を確保するように
したことから、優れた耐たてわれ性が得られる。
加によって固溶Ｃを低減し、温間域圧延の際の熱処理条
件を制御して結晶方位の制御を行って延性を増加させる
ようにしたことから、優れた深絞り性が得られ、又Ｓ量
を低減して割れの原因となるＭｎＳ生成量を低減すると
ともに、Ｓ量に対応してＴ１．Ｎｂの添加量を制御し、
これによってＴｉｅ、ＮｂＣの析出を遅滞させて所望の
固溶Ｃを残存させ、結晶粒界の結合力を確保するように
したことから、優れた耐たてわれ性が得られる。
又本願の第２の発明においては、Ｃａを添加するように
したことから、粒界の結合力が増加し、又ＭｎＳに代え
て、熱間時に変形しにくいＣａＳが生成され、より一層
の耐たてわれ性が確保される。
したことから、粒界の結合力が増加し、又ＭｎＳに代え
て、熱間時に変形しにくいＣａＳが生成され、より一層
の耐たてわれ性が確保される。
以下、本発明の実施例を図について説明する。
第１表は本願発明鋼及び比較鋼の化学成分を示し、表に
おいて、発明＠１〜６は第１の発明、発明鋼１０−１５
は第２の発明に各々従った鋼種を示す。
おいて、発明＠１〜６は第１の発明、発明鋼１０−１５
は第２の発明に各々従った鋼種を示す。
本実施例においては第１表に示す含有成分及び含有割合
の鋼を溶製した後、４００〜８５０℃で均熱し、合計圧
下率９０％（１０ｔ→５ｔ→ｉｔ）の圧延を行った。そ
のあとバッチ処理を想定した７５０℃Ｘ１ｈｒの真空焼
鈍炉処理（第２表の符号Ａ参照）、ＣＡＬ処理を想定し
た８５０℃×１．５分のソルトバス処理（第２表の符号
Ｂ参照）、及び７５０℃×３０分Ｆ。
の鋼を溶製した後、４００〜８５０℃で均熱し、合計圧
下率９０％（１０ｔ→５ｔ→ｉｔ）の圧延を行った。そ
のあとバッチ処理を想定した７５０℃Ｘ１ｈｒの真空焼
鈍炉処理（第２表の符号Ａ参照）、ＣＡＬ処理を想定し
た８５０℃×１．５分のソルトバス処理（第２表の符号
Ｂ参照）、及び７５０℃×３０分Ｆ。
Ｃの高温巻取相当の熱処理（第２表の符号Ｃ参照）を行
い、引張り強さ、伸び、ｒ値、ＡＩ（時効指数）及び脆
性遷移温度について調べた。その結果を第２表に示す。
い、引張り強さ、伸び、ｒ値、ＡＩ（時効指数）及び脆
性遷移温度について調べた。その結果を第２表に示す。
第２表によれば、本願発明鋼では比較鋼に比して同等又
はそれ以上の引張り強さ、伸び及びｒ値が得られ、優れ
た深絞り性が得られている。またＡＩは比較鋼のそれに
比して大幅に高く、Ｔ ｉ Ｃ。
はそれ以上の引張り強さ、伸び及びｒ値が得られ、優れ
た深絞り性が得られている。またＡＩは比較鋼のそれに
比して大幅に高く、Ｔ ｉ Ｃ。
ＮｂＣの析出が遅滞して所望の固溶Ｃが残存しているこ
とが理解され、又遷移温度は比較鋼のそれに比して大幅
に低下しており、これにより耐たてわれ性が向上してい
ることがわかる。
とが理解され、又遷移温度は比較鋼のそれに比して大幅
に低下しており、これにより耐たてわれ性が向上してい
ることがわかる。
また上述の発明鋼１４の鋼種についてＣＡＬ。
バッチ及び高温巻取相当の各熱処理を行い、その際の仕
上げ温度とｒ値との関係を求めた。その結果を第３表及
び第２図に示す、これによれば、いずれの熱処理であっ
ても、本願発明の仕上温度範囲（第２図のＡ参照）で良
好なｒ値が得られている。
上げ温度とｒ値との関係を求めた。その結果を第３表及
び第２図に示す、これによれば、いずれの熱処理であっ
ても、本願発明の仕上温度範囲（第２図のＡ参照）で良
好なｒ値が得られている。
さらにバッチ処理相当の熱処理を行って熟延仮を製造し
、ブランク１４５φ、絞り比α：２．０で試験用カップ
を作製し、第１図に示すカップ縦割れ試験を行った。こ
の試験では、液体窒素で冷却したフロン１中において、
円錐ポンチ２に試験用カップ３をかぶせ、液体窒素温度
から常温までの温度範囲でカップ３の底面より荷重４を
加えて穴ふちを拡げ、その時の詭製破壊率から遷移温度
を測定した。結果を第３図に示す０図において、曲線ａ
は第１の発明、曲線すは第２の発明の特性を示す。
、ブランク１４５φ、絞り比α：２．０で試験用カップ
を作製し、第１図に示すカップ縦割れ試験を行った。こ
の試験では、液体窒素で冷却したフロン１中において、
円錐ポンチ２に試験用カップ３をかぶせ、液体窒素温度
から常温までの温度範囲でカップ３の底面より荷重４を
加えて穴ふちを拡げ、その時の詭製破壊率から遷移温度
を測定した。結果を第３図に示す０図において、曲線ａ
は第１の発明、曲線すは第２の発明の特性を示す。
同図によれば、本願発明のｓｌの範囲（図中のＡ部参照
）にて良好なａ移温度が得られ、耐たてわれ性が向上し
ていることが理解される。
）にて良好なａ移温度が得られ、耐たてわれ性が向上し
ていることが理解される。
以上のように本願の第１．第２の発明に係る熱延鋼板の
製造方法によれば、Ｔｉ、Ｎｂ添加によって固溶Ｃ量を
低減し、熱処理条件を制御して結晶方位を制御し、又Ｓ
量を低減するとともに、Ｔｉ、ＮｂｌをＳ置に応じて制
御するようにしたので、優れた深絞り性及び耐たてわれ
性を有する熱延鋼板が得られる効果がある。
製造方法によれば、Ｔｉ、Ｎｂ添加によって固溶Ｃ量を
低減し、熱処理条件を制御して結晶方位を制御し、又Ｓ
量を低減するとともに、Ｔｉ、ＮｂｌをＳ置に応じて制
御するようにしたので、優れた深絞り性及び耐たてわれ
性を有する熱延鋼板が得られる効果がある。
又本願の第２の発明によればさらにＣａを添加するよう
にしたので、粒界結合力を増加させ、又ＭｎＳに代えて
ＣａＳを析出させて、より一層優れた耐たてわれ性を確
保できる効果がある。
にしたので、粒界結合力を増加させ、又ＭｎＳに代えて
ＣａＳを析出させて、より一層優れた耐たてわれ性を確
保できる効果がある。
第１図は本願発明の詳細な説明するためのカップ縦割れ
試験の状態を示す図、第２図及び第３図は本願発明の実
施例における仕上温度とｒ値との関係を示す図、及びＳ
量と遷移温度との関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 下車 努 か１ ｌ： 第２図 イ±」二１７辷ノ昏（’Ｃ） − 第３図 Ｓ量（髪！’／、）
試験の状態を示す図、第２図及び第３図は本願発明の実
施例における仕上温度とｒ値との関係を示す図、及びＳ
量と遷移温度との関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 下車 努 か１ ｌ： 第２図 イ±」二１７辷ノ昏（’Ｃ） − 第３図 Ｓ量（髪！’／、）
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０１３重量％以下、Ｍｎ：０．０５〜０
．３５重量％、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．０
２重量％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０
重量％を含有し、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎｂ：０．
３重量％以下で、かつＣ／１２＜（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ
／９３）＜３×Ｃ／１２（但し、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−４８／
１４・Ｎ−４８／３２・Ｓ）となるような重量％のＴｉ
あるいはＮｂを単独添加又は複合添加した残部Ｆｅ及び
不可避的不純物よりなる鋼に対し、５００℃〜８００℃
の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が６０〜９５％
の圧延を行った後、焼鈍処理又は７００℃〜７５０℃の
温度範囲で高温巻取を行うようにしたことを特徴とする
耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０１３重量％以下、Ｍｎ：０．０５〜０
．３５重量％、Ｓ：０．００５重量％以下、Ｐ：０．０
２重量％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０
重量％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％を含有し
、Ｔｉ：０．２重量％以下、Ｎｂ：０．３重量％以下で
、かつＣ／１２＜（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）＜３×
Ｃ／１２（但し、Ｔｉ＊＝Ｔｉ−４８／１４・Ｎ−４８
／３２（Ｓ−３２／４０・Ｃａ））となるような重量％
のＴｉあるいはＮｂを単独添加又は複合添加した残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に対し、５００℃〜８
００℃の温度範囲で潤滑を施しつつ合計圧下率が６０〜
９５％の圧延を行った後、焼鈍処理又は７００℃〜７５
０℃の温度範囲で高温巻取を行うようにしたことを特徴
とする耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2702687A JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2702687A JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63195223A true JPS63195223A (ja) | 1988-08-12 |
Family
ID=12209564
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2702687A Pending JPS63195223A (ja) | 1987-02-06 | 1987-02-06 | 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63195223A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
-
1987
- 1987-02-06 JP JP2702687A patent/JPS63195223A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0372032A (ja) * | 1989-08-09 | 1991-03-27 | Kobe Steel Ltd | 薄鋼板の製造方法 |
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