JPS6349726B2 - - Google Patents
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- JPS6349726B2 JPS6349726B2 JP58159579A JP15957983A JPS6349726B2 JP S6349726 B2 JPS6349726 B2 JP S6349726B2 JP 58159579 A JP58159579 A JP 58159579A JP 15957983 A JP15957983 A JP 15957983A JP S6349726 B2 JPS6349726 B2 JP S6349726B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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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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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
産業上の利用分野
(発明の属する技術分野)
本発明は、製鋼での真空脱ガスによる脱炭や、
Ti、Nbなどの元素を使わないで、非時効性の冷
延鋼板を連続焼鈍にて製造する方法に関するもの
である。 従来技術 軟質冷延鋼板は、その良加工性のために自動車
用を中心として厳しい成形加工を経て最終製品と
される鋼板として使用されている。ところが、こ
の加工性は経時劣化する場合があり、この経時劣
化を時効性と称している。軟質冷延鋼板のうちで
も特に厳しい成形を受ける用途に使われるものは
この時効性はあつてはならない。この時効性は、
鋼中に侵入型に固溶したC、Nが最終工程の調質
圧延で導入された可動転位を固着するために生ず
るもので、降伏点の上昇、破断伸びの低下、降伏
点伸びの発生といつた劣化を生ずるからである。 この時効性の原因であるC、NのうちNは微量
故にアルミニウムキルド鋼とすることで窒化アル
ミニウムの形で固定したり、またはB添加により
窒化ほう素として固定することができるのでNに
よる時効は回避できる。 一方、固溶Cは低温でのセメンタイト固溶限が
極めて小さいので箱焼鈍のように時間をかけて冷
却すれば、ほとんど残留しない。しかし連続焼鈍
では短時間で冷却するために固溶Cが残留し、そ
のため大きなC時効が生ずる。この固溶Cを低減
するため、一般に連続焼鈍後急冷して過冷度を高
め、その後過時効と呼ばれる析出処理を施す。こ
れにより固溶Cは5〜10ppmまで低減すると考え
られる。そして、析出を効率よくするために種々
の冷却パターンが提案されている。例えば、Cの
過冷度を極限まで高めるため焼鈍後1000℃/秒以
上の速度で水冷し、そして焼戻し処理を行うとい
う方法が提案されている。この方法によれば、固
溶Cは微細なセメンタイトとなつて析出し相当に
低減するが、この微細セメンタイトによる析出強
化のために、時効前にすでに硬いという欠点があ
る。そして、連続焼鈍処理をしたもので真に軟質
非時効性冷延鋼板と云われるものは、いわゆる
IF鋼(Interstitial Free鋼)と呼ばれるものしか
ない。IF鋼とは製鋼時に真空脱ガスによりCを
50ppm程度以下まで低め、さらにTiやNbなどの
強力な炭窒化物形成元素をC、Nの化学量論的量
以上に加えて製造したもので、この鋼は完全に非
時効であるが、しかしながらこのIF鋼の製造に
は、上述のように特殊な製鋼設備および作業を必
要とする上に高価な合金を使用するため、製造価
格が高いという経済上の欠点がある。 発明の目的 本発明は上記欠点を解消し、特殊な製鋼設備や
作業を必要とせずに、また高価なTi、Nb、Zr、
V、などの元素を使わず、そして鋼中にごく普遍
的に含まれる硫化マンガン(以下MnS)を利用
して、実質箱焼鈍により製造したものと同程度の
軟質、非時効性冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する
方法を提供することを目的とする。 発明の構成 本発明の要旨は、 C:0.01〜0.05wt←、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%を含有し、かつ、Mn(%)
×S(%)=1.0×10-4〜1.5×10-3であるアルミニ
ウムキルド鋼を、熱延加熱温度1050〜1200℃、熱
延巻取温度680〜750℃となるように熱延すること
で、熱延鋼板中の硫化マンガンのうち0.05〜0.2μ
mの直径を有するものを20〜200ppmとし、続い
て冷延し、連続焼鈍を行うにあたり、再結晶焼鈍
後650℃より300℃以下までを50〜400℃/sの平
均冷却速度で冷却し引き続き再加熱し、さらに
370〜250℃で3〜10minの熱処理にて固溶炭素の
過時効析出を行うにあたり最初高く後で低くする
ことを特徴とする連続焼鈍による非時効性冷延鋼
板の製造方法であり、又、 C:0.01〜0.05wt%、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%、B:0.0005〜0.0040wt%
を含有し、Mn(%)×S(%)=1.0×10-4〜1.5×
10-3であるアルミニウムキルド鋼を、熱延加熱温
度1050〜1200℃、熱延巻取温度680〜750℃となる
ように熱延することで、熱延鋼板中の硫化マンガ
ンのうち0.05〜0.2μmの直径を有するものを20〜
200ppmとし、続いて冷延し、連続焼鈍を行うに
あたり、再結晶焼鈍後650℃より300℃以下までを
20〜400℃/sの平均冷却速度で冷延し引き続き
再加熱し、さらに370〜250℃で3〜10minの熱処
理にて固溶炭素の過時効析出を行うにあたり最初
高く後で低くすることを特徴とする連続焼鈍によ
る非時効性冷延鋼板の製造方法である。 すなわち、本発明は鋼中に普遍的に含まれる
MnSのうち、冷延や短時間再結晶焼鈍中にはほ
とんど変化しない適度な大きさのものを適当な
量、熱延板中に確保し、これを連続焼鈍後の冷却
中のC析出における不均一核生成サイトとして利
用しようとするものである。 以下本発明の構成について説明する。 まず基本成分は、Cを0.01〜0.05wt%含有する
アルミニウムキルド鋼である。このC量は軟質冷
延鋼板として通常使われる量であり、0.01wt%ま
でなら脱ガス処理は不要か、もしくはごく軽い処
理で済む。上限値の0.05wt%は軟質であるための
限界から定めた。より安定して軟質を目指すなら
Cは0.01〜0.03wt%とすることが好ましい。軟質
高加工冷延鋼板としてアルミニウムキルド鋼は一
般的な鋼である。 本発明では時効性にかかわるN時効とC時効の
うちC時効を抑える方法を提供することを主目的
としている。しかし軟質非時効性冷延鋼板を得る
にはNの固定処置が必要であり、そのためには窒
化アルミニウムとして固定するかあるいは窒化ボ
ロンとして固定する方法が代表的である。前者で
は熱延で680℃以上の高温巻取が必要である。後
者ではBを5〜40ppm添加する必要がある。これ
らの処置を有効にするためNを15ppm以下に低減
することが好ましい。 次に、MnSは0.05〜0.2μmの直径を有するもの
が20〜200ppm必要である。直径が0.05μm未満の
ものではセメンタイトの不均一核生成サイトとな
りにくく、0.2μmを越えるとサイト数が不足する
か、もしくは多量のMnSが必要となり溶体化が
困難とか、清浄度劣化による延性低下という問題
を生ずる。また量が20ppm未満ではサイト数が不
足し、200ppmを越えると溶体化が困難となりサ
イズ調整が困難となる。また清浄度劣化が生ず
る。MnSはほゞ球状であるが、多少の偏平や角
張ることはサイトとしての効果を損わない。 このようなMnS分布は本発明者らの研究によ
ると、まず鋼成分をMn0.03〜0.20wt%、S0.0010
〜0.010wt%、かつ、Mn(%)×S(%)≒1.0×
10-4〜1.5×10-3とし、熱延加熱温度を1050〜
1200℃、熱延巻取温度を680〜750℃とすることに
よつて得られる。これらの条件をはずすとMnS
は微細になり過ぎたり、あるいは逆に粗大になつ
たり、さらにはMnS−鉄界面を析出サイトとし
て窒化アルミニウムが析出する。このような複合
物はセメントの析出サイトとなりにくいことを確
認している。 続いて冷延を行うが、冷延率は通常行われてい
るように50〜90%とする。高ランクフオード値と
するには80〜85%とすることが好ましい。 連続焼鈍も通常行われている条件でよく、加熱
速度は1〜100℃/s、保定は700〜850℃で20s〜
180sである。 次に、冷却過程は重要で、MnSをセメンタイ
ト析出サイトとして利用する場合も、ある程度の
Cの過冷度は必要であり、650〜300℃以下のC析
出域での析出を抑え、Cの過飽和度を増さねばな
らない。そのためにこの温度を平均冷却速度で50
℃/s以上とする必要がある。ただしこの冷却速
度があまりに大き過ぎるとセメンタイトの均一核
生成により、微細析出が生じ鋼が硬化するので上
限は400℃/sとする。この間でのセメンタイト
析出は主としてフエライト粒界と考えられるの
で、これを抑えるためには結晶粒径を大きくする
方が好ましい。そのためには、800℃以上の高温
焼鈍が望ましい。また焼鈍中のCの溶解量が大き
いほど過飽和度が大きくなるので、焼鈍温度から
A1変態点までは徐冷した方が好ましい。さらに
この過飽和度を確保して次の過時効に移るため、
この冷却の終点を300℃以下として再加熱して次
の過時効処理に移る必要がある。 過時効処理は370〜250℃の比較的低温で3〜
10min行う。この過程でセメンタイトはMnSのと
ころに核生し、そして成長し、固溶Cが急激に減
少する。370℃を越える温度では、核の粗大化が
生じ核数が減じあとの析出が遅れる。250℃未満
では拡散速度が小さく、固溶Cは核まで到達せず
に残留する。また3min未満では拡散時間が不足
で10minで効果は飽和する。過時効処理は最初高
く、後で低くするような2段もしくは傾斜のパタ
ーンとする必要がある。前段で拡散による析出を
促進し、後段で固溶限の温度依存性の関係で低温
にする要がある。 なお、650〜300℃以下までの急冷手段としては
水冷、温水冷、気水冷却、金属接触冷却、ガスジ
エツト冷却、塩浴浸漬等手段は問わない。 また鋼中不純物としてPは、固溶Cと相互作用
を起こし、固溶Cの拡散を減じるので0.008%以
下に低減することが好ましい。 実施例 1 C0.022%、Mn0.11%、P0.004%、S0.0043%
(Mn×S0.73×10-1)、Al0.023%、N0.0012%、 の鋼を転炉にて溶製して連続鋳造にてスラブとし
た。このとき一部の溶鋼にBを0.0007%添加し、
B鋼をも溶製した。このスラブと加熱温度、巻取
温度を種々変えて圧延し熱延コイルとした。また
一部の鋼はこれに熱処理を加えMnSの形態を変
化させた。熱延仕上温度は890℃、厚みは4.0mmと
した。このようにして表1に示すような符号A〜
Eの熱延鋼板を得た。 なお、この鋼のMnS形態を測定するために730
℃、3minのセメンタイト溶体処理した後クエン
クして析出物からセメンタイトを取り除いた。そ
して薄膜の透過電子顕微鏡観察によりMnSの大
きさ、個数を測定した。なお、重量への換算は、
MnSのモル体積を鉄のそれの3倍として計算し
た。測定個数は1試料あたり1000〜5000個であつ
た。結果を表1に示す。
Ti、Nbなどの元素を使わないで、非時効性の冷
延鋼板を連続焼鈍にて製造する方法に関するもの
である。 従来技術 軟質冷延鋼板は、その良加工性のために自動車
用を中心として厳しい成形加工を経て最終製品と
される鋼板として使用されている。ところが、こ
の加工性は経時劣化する場合があり、この経時劣
化を時効性と称している。軟質冷延鋼板のうちで
も特に厳しい成形を受ける用途に使われるものは
この時効性はあつてはならない。この時効性は、
鋼中に侵入型に固溶したC、Nが最終工程の調質
圧延で導入された可動転位を固着するために生ず
るもので、降伏点の上昇、破断伸びの低下、降伏
点伸びの発生といつた劣化を生ずるからである。 この時効性の原因であるC、NのうちNは微量
故にアルミニウムキルド鋼とすることで窒化アル
ミニウムの形で固定したり、またはB添加により
窒化ほう素として固定することができるのでNに
よる時効は回避できる。 一方、固溶Cは低温でのセメンタイト固溶限が
極めて小さいので箱焼鈍のように時間をかけて冷
却すれば、ほとんど残留しない。しかし連続焼鈍
では短時間で冷却するために固溶Cが残留し、そ
のため大きなC時効が生ずる。この固溶Cを低減
するため、一般に連続焼鈍後急冷して過冷度を高
め、その後過時効と呼ばれる析出処理を施す。こ
れにより固溶Cは5〜10ppmまで低減すると考え
られる。そして、析出を効率よくするために種々
の冷却パターンが提案されている。例えば、Cの
過冷度を極限まで高めるため焼鈍後1000℃/秒以
上の速度で水冷し、そして焼戻し処理を行うとい
う方法が提案されている。この方法によれば、固
溶Cは微細なセメンタイトとなつて析出し相当に
低減するが、この微細セメンタイトによる析出強
化のために、時効前にすでに硬いという欠点があ
る。そして、連続焼鈍処理をしたもので真に軟質
非時効性冷延鋼板と云われるものは、いわゆる
IF鋼(Interstitial Free鋼)と呼ばれるものしか
ない。IF鋼とは製鋼時に真空脱ガスによりCを
50ppm程度以下まで低め、さらにTiやNbなどの
強力な炭窒化物形成元素をC、Nの化学量論的量
以上に加えて製造したもので、この鋼は完全に非
時効であるが、しかしながらこのIF鋼の製造に
は、上述のように特殊な製鋼設備および作業を必
要とする上に高価な合金を使用するため、製造価
格が高いという経済上の欠点がある。 発明の目的 本発明は上記欠点を解消し、特殊な製鋼設備や
作業を必要とせずに、また高価なTi、Nb、Zr、
V、などの元素を使わず、そして鋼中にごく普遍
的に含まれる硫化マンガン(以下MnS)を利用
して、実質箱焼鈍により製造したものと同程度の
軟質、非時効性冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する
方法を提供することを目的とする。 発明の構成 本発明の要旨は、 C:0.01〜0.05wt←、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%を含有し、かつ、Mn(%)
×S(%)=1.0×10-4〜1.5×10-3であるアルミニ
ウムキルド鋼を、熱延加熱温度1050〜1200℃、熱
延巻取温度680〜750℃となるように熱延すること
で、熱延鋼板中の硫化マンガンのうち0.05〜0.2μ
mの直径を有するものを20〜200ppmとし、続い
て冷延し、連続焼鈍を行うにあたり、再結晶焼鈍
後650℃より300℃以下までを50〜400℃/sの平
均冷却速度で冷却し引き続き再加熱し、さらに
370〜250℃で3〜10minの熱処理にて固溶炭素の
過時効析出を行うにあたり最初高く後で低くする
ことを特徴とする連続焼鈍による非時効性冷延鋼
板の製造方法であり、又、 C:0.01〜0.05wt%、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%、B:0.0005〜0.0040wt%
を含有し、Mn(%)×S(%)=1.0×10-4〜1.5×
10-3であるアルミニウムキルド鋼を、熱延加熱温
度1050〜1200℃、熱延巻取温度680〜750℃となる
ように熱延することで、熱延鋼板中の硫化マンガ
ンのうち0.05〜0.2μmの直径を有するものを20〜
200ppmとし、続いて冷延し、連続焼鈍を行うに
あたり、再結晶焼鈍後650℃より300℃以下までを
20〜400℃/sの平均冷却速度で冷延し引き続き
再加熱し、さらに370〜250℃で3〜10minの熱処
理にて固溶炭素の過時効析出を行うにあたり最初
高く後で低くすることを特徴とする連続焼鈍によ
る非時効性冷延鋼板の製造方法である。 すなわち、本発明は鋼中に普遍的に含まれる
MnSのうち、冷延や短時間再結晶焼鈍中にはほ
とんど変化しない適度な大きさのものを適当な
量、熱延板中に確保し、これを連続焼鈍後の冷却
中のC析出における不均一核生成サイトとして利
用しようとするものである。 以下本発明の構成について説明する。 まず基本成分は、Cを0.01〜0.05wt%含有する
アルミニウムキルド鋼である。このC量は軟質冷
延鋼板として通常使われる量であり、0.01wt%ま
でなら脱ガス処理は不要か、もしくはごく軽い処
理で済む。上限値の0.05wt%は軟質であるための
限界から定めた。より安定して軟質を目指すなら
Cは0.01〜0.03wt%とすることが好ましい。軟質
高加工冷延鋼板としてアルミニウムキルド鋼は一
般的な鋼である。 本発明では時効性にかかわるN時効とC時効の
うちC時効を抑える方法を提供することを主目的
としている。しかし軟質非時効性冷延鋼板を得る
にはNの固定処置が必要であり、そのためには窒
化アルミニウムとして固定するかあるいは窒化ボ
ロンとして固定する方法が代表的である。前者で
は熱延で680℃以上の高温巻取が必要である。後
者ではBを5〜40ppm添加する必要がある。これ
らの処置を有効にするためNを15ppm以下に低減
することが好ましい。 次に、MnSは0.05〜0.2μmの直径を有するもの
が20〜200ppm必要である。直径が0.05μm未満の
ものではセメンタイトの不均一核生成サイトとな
りにくく、0.2μmを越えるとサイト数が不足する
か、もしくは多量のMnSが必要となり溶体化が
困難とか、清浄度劣化による延性低下という問題
を生ずる。また量が20ppm未満ではサイト数が不
足し、200ppmを越えると溶体化が困難となりサ
イズ調整が困難となる。また清浄度劣化が生ず
る。MnSはほゞ球状であるが、多少の偏平や角
張ることはサイトとしての効果を損わない。 このようなMnS分布は本発明者らの研究によ
ると、まず鋼成分をMn0.03〜0.20wt%、S0.0010
〜0.010wt%、かつ、Mn(%)×S(%)≒1.0×
10-4〜1.5×10-3とし、熱延加熱温度を1050〜
1200℃、熱延巻取温度を680〜750℃とすることに
よつて得られる。これらの条件をはずすとMnS
は微細になり過ぎたり、あるいは逆に粗大になつ
たり、さらにはMnS−鉄界面を析出サイトとし
て窒化アルミニウムが析出する。このような複合
物はセメントの析出サイトとなりにくいことを確
認している。 続いて冷延を行うが、冷延率は通常行われてい
るように50〜90%とする。高ランクフオード値と
するには80〜85%とすることが好ましい。 連続焼鈍も通常行われている条件でよく、加熱
速度は1〜100℃/s、保定は700〜850℃で20s〜
180sである。 次に、冷却過程は重要で、MnSをセメンタイ
ト析出サイトとして利用する場合も、ある程度の
Cの過冷度は必要であり、650〜300℃以下のC析
出域での析出を抑え、Cの過飽和度を増さねばな
らない。そのためにこの温度を平均冷却速度で50
℃/s以上とする必要がある。ただしこの冷却速
度があまりに大き過ぎるとセメンタイトの均一核
生成により、微細析出が生じ鋼が硬化するので上
限は400℃/sとする。この間でのセメンタイト
析出は主としてフエライト粒界と考えられるの
で、これを抑えるためには結晶粒径を大きくする
方が好ましい。そのためには、800℃以上の高温
焼鈍が望ましい。また焼鈍中のCの溶解量が大き
いほど過飽和度が大きくなるので、焼鈍温度から
A1変態点までは徐冷した方が好ましい。さらに
この過飽和度を確保して次の過時効に移るため、
この冷却の終点を300℃以下として再加熱して次
の過時効処理に移る必要がある。 過時効処理は370〜250℃の比較的低温で3〜
10min行う。この過程でセメンタイトはMnSのと
ころに核生し、そして成長し、固溶Cが急激に減
少する。370℃を越える温度では、核の粗大化が
生じ核数が減じあとの析出が遅れる。250℃未満
では拡散速度が小さく、固溶Cは核まで到達せず
に残留する。また3min未満では拡散時間が不足
で10minで効果は飽和する。過時効処理は最初高
く、後で低くするような2段もしくは傾斜のパタ
ーンとする必要がある。前段で拡散による析出を
促進し、後段で固溶限の温度依存性の関係で低温
にする要がある。 なお、650〜300℃以下までの急冷手段としては
水冷、温水冷、気水冷却、金属接触冷却、ガスジ
エツト冷却、塩浴浸漬等手段は問わない。 また鋼中不純物としてPは、固溶Cと相互作用
を起こし、固溶Cの拡散を減じるので0.008%以
下に低減することが好ましい。 実施例 1 C0.022%、Mn0.11%、P0.004%、S0.0043%
(Mn×S0.73×10-1)、Al0.023%、N0.0012%、 の鋼を転炉にて溶製して連続鋳造にてスラブとし
た。このとき一部の溶鋼にBを0.0007%添加し、
B鋼をも溶製した。このスラブと加熱温度、巻取
温度を種々変えて圧延し熱延コイルとした。また
一部の鋼はこれに熱処理を加えMnSの形態を変
化させた。熱延仕上温度は890℃、厚みは4.0mmと
した。このようにして表1に示すような符号A〜
Eの熱延鋼板を得た。 なお、この鋼のMnS形態を測定するために730
℃、3minのセメンタイト溶体処理した後クエン
クして析出物からセメンタイトを取り除いた。そ
して薄膜の透過電子顕微鏡観察によりMnSの大
きさ、個数を測定した。なお、重量への換算は、
MnSのモル体積を鉄のそれの3倍として計算し
た。測定個数は1試料あたり1000〜5000個であつ
た。結果を表1に示す。
【表】
このようにして製造した熱延コイルを通常の工
程で酸洗後0.8mm厚まで冷延した。このコイルを
続いて連続焼鈍した。その条件は、加熱速度10
℃/s、焼鈍は800℃、1min、その後650℃まで
5℃/sの冷却速度で冷却し、続いて種々の冷却
速度で冷却しさらに第1図に示す種々のパターン
で過時効を行つた。第1図aは傾斜パターン、b
は2段パターン、cは等温保持である。最後に
1.2%の調質圧延を行つた。結果を表2に示す。 また、比較のため通常工程で製造された箱焼鈍
アルミニウムキルド鋼の機械試験値も合わせて示
す。 引張試験はJISにのつとり行い、試験片はJIS5
号片である、また、時効指数は10%予歪後100℃、
60minの時効を行い時効前後の降伏点強さの差で
示した。 実質的非時効とされる機械試験値の目安は、時
効指数で2Kgf/mm2以内、100℃、60min人工時
効後の機械試験値で降伏点伸び0.2%以内、降伏
点強さ19Kgf/mm2以下、伸び45%以上である。
程で酸洗後0.8mm厚まで冷延した。このコイルを
続いて連続焼鈍した。その条件は、加熱速度10
℃/s、焼鈍は800℃、1min、その後650℃まで
5℃/sの冷却速度で冷却し、続いて種々の冷却
速度で冷却しさらに第1図に示す種々のパターン
で過時効を行つた。第1図aは傾斜パターン、b
は2段パターン、cは等温保持である。最後に
1.2%の調質圧延を行つた。結果を表2に示す。 また、比較のため通常工程で製造された箱焼鈍
アルミニウムキルド鋼の機械試験値も合わせて示
す。 引張試験はJISにのつとり行い、試験片はJIS5
号片である、また、時効指数は10%予歪後100℃、
60minの時効を行い時効前後の降伏点強さの差で
示した。 実質的非時効とされる機械試験値の目安は、時
効指数で2Kgf/mm2以内、100℃、60min人工時
効後の機械試験値で降伏点伸び0.2%以内、降伏
点強さ19Kgf/mm2以下、伸び45%以上である。
【表】
【表】
(注) ○で囲んだNo.のものは本発明方法により製造
した鋼である。
表2より明らかなように本発明に従つたNo.2、
3、10、11、12の冷延鋼板は軟質非時効性を満た
しているが、MnSの形態が本発明外であるNo.4、
5、6、7の鋼板は人工時効後硬質で、また時効
指数も高い。MnSの形態が十分であつても焼鈍
後の冷却パターンの異なるNo.1、8、9、13、
14、15の鋼板も、また高い時効性を有し、非時効
性軟質冷延鋼板としては不十分である。 発明の効果 本発明によれば以上の実施例から明らかなよう
に製鋼に負担をかけず経済的に軟質非時効性冷延
鋼板を製造することができる。 これにより、従来高級の非時効性鋼板は箱焼鈍
で、低級鋼は連続焼鈍と作り別けられ、連続焼鈍
により高級鋼を製造するには高価なIF鋼を用い
るものと覚悟して作つていたものが、高価なIF
鋼を用いることなしに連続焼鈍で製造可能となつ
た。その結果、連続焼鈍の良い点、すなわち高生
産性、均一な品質、省エネルギー、省力、短期納
期、高強度鋼板が製造しやすいなどの点を享受で
き、IF鋼を用いないことと相俟つて、経済的効
果は極めて大きい。
した鋼である。
表2より明らかなように本発明に従つたNo.2、
3、10、11、12の冷延鋼板は軟質非時効性を満た
しているが、MnSの形態が本発明外であるNo.4、
5、6、7の鋼板は人工時効後硬質で、また時効
指数も高い。MnSの形態が十分であつても焼鈍
後の冷却パターンの異なるNo.1、8、9、13、
14、15の鋼板も、また高い時効性を有し、非時効
性軟質冷延鋼板としては不十分である。 発明の効果 本発明によれば以上の実施例から明らかなよう
に製鋼に負担をかけず経済的に軟質非時効性冷延
鋼板を製造することができる。 これにより、従来高級の非時効性鋼板は箱焼鈍
で、低級鋼は連続焼鈍と作り別けられ、連続焼鈍
により高級鋼を製造するには高価なIF鋼を用い
るものと覚悟して作つていたものが、高価なIF
鋼を用いることなしに連続焼鈍で製造可能となつ
た。その結果、連続焼鈍の良い点、すなわち高生
産性、均一な品質、省エネルギー、省力、短期納
期、高強度鋼板が製造しやすいなどの点を享受で
き、IF鋼を用いないことと相俟つて、経済的効
果は極めて大きい。
第1図は実施例に用いた過時効熱処理パターン
を示す。
を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.01〜0.05wt%、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%を含有し、かつ、Mn(%)
×S(%)=1.0×10-4〜1.5×10-3であるアルミニ
ウムキルド鋼を、熱延加熱温度1050〜1200℃、熱
延巻取温度680〜750℃となるように熱延すること
で、熱延鋼板中の硫化マンガンのうち0.05〜0.2μ
mの直径を有するものを20〜200ppmとし、続い
て冷延し、連続焼鈍を行うにあたり、再結晶焼鈍
後650℃より300℃以下までを50〜400℃/sの平
均冷却速度で冷却し引続き再加熱し、さらに370
〜250℃で3〜10minの熱処理にて固溶炭素の過
時効析出を行うにあたり最初高く後で低くするこ
とを特徴とする連続焼鈍による非時効性冷延鋼板
の製造方法。 2 C:0.01〜0.05wt%、Mn:0.03〜0.2wt%、
S:0.0010〜0.010wt%、B:0.0005〜0.0040wt%
を含有し、Mn(%)×S(%)=1.0×10-4〜1.5×
10-3であるアルミニウムキルド鋼を、熱延加熱温
度1050〜1200℃、熱延巻取温度680〜750℃となる
ように熱延することで、熱延鋼板中の硫化マンガ
ンのうち0.05〜0.2μmの直径を有するものを20〜
200ppmとし、続いて冷延し、連続焼鈍を行うに
あたり、再結晶焼鈍後650℃より300℃以下までを
20〜400℃/sの平均冷却速度で冷延し引き続き
再加熱し、さらに370〜250℃で3〜10minの熱処
理にて固溶炭素の過時効析出を行うにあたり最初
高く後で低くすることを特徴とする連続焼鈍によ
る非時効性冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15957983A JPS6052527A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15957983A JPS6052527A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6052527A JPS6052527A (ja) | 1985-03-25 |
JPS6349726B2 true JPS6349726B2 (ja) | 1988-10-05 |
Family
ID=15696792
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15957983A Granted JPS6052527A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6052527A (ja) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0293051A (ja) * | 1988-09-28 | 1990-04-03 | Nippon Steel Corp | 熱漬型連続亜鉛鍍金法による耐時効性亜鉛鍍金鋼板の製造方法 |
JPH0293025A (ja) * | 1988-09-28 | 1990-04-03 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による耐時効性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
JPH0368026U (ja) * | 1989-11-03 | 1991-07-03 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS50125918A (ja) * | 1974-03-23 | 1975-10-03 | ||
JPS51138516A (en) * | 1975-05-27 | 1976-11-30 | Nippon Steel Corp | Process for producing cold rolled steel sheet having excellent pressforming properties by low temperature heating of slab |
JPS5296920A (en) * | 1976-02-10 | 1977-08-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of non-aging type cold rolled steel sheet for deep drawing by continuous annealing |
JPS5773132A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing |
JPS5811743A (ja) * | 1981-07-14 | 1983-01-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 連続焼鈍による耐時効性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-08-31 JP JP15957983A patent/JPS6052527A/ja active Granted
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS50125918A (ja) * | 1974-03-23 | 1975-10-03 | ||
JPS51138516A (en) * | 1975-05-27 | 1976-11-30 | Nippon Steel Corp | Process for producing cold rolled steel sheet having excellent pressforming properties by low temperature heating of slab |
JPS5296920A (en) * | 1976-02-10 | 1977-08-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of non-aging type cold rolled steel sheet for deep drawing by continuous annealing |
JPS5773132A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing |
JPS5811743A (ja) * | 1981-07-14 | 1983-01-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 連続焼鈍による耐時効性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6052527A (ja) | 1985-03-25 |
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