JPH0125378B2 - - Google Patents
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- JPH0125378B2 JPH0125378B2 JP58049996A JP4999683A JPH0125378B2 JP H0125378 B2 JPH0125378 B2 JP H0125378B2 JP 58049996 A JP58049996 A JP 58049996A JP 4999683 A JP4999683 A JP 4999683A JP H0125378 B2 JPH0125378 B2 JP H0125378B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/041—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
- C21D8/0415—Rapid solidification; Thin strip casting
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、良好なプレス成形性を備えた冷延
鋼板をコスト安く製造する方法に関するものであ
る。 従来、プレス加工用冷延鋼板を製造するには、
完全凝固した連続鋳造鋳片を切断し冷却してか
ら、表面検査、疵除去の処理を施した後、1100〜
1300℃に保持された加熱炉に装入して30分〜１時
間の均熱の後熱間圧延し、得られた熱延コイルを
さらに冷間圧延して、焼鈍を施すという工程をと
るのが普通であつた。 ところが、近年に至つて、鋳片表面性状の極め
て良好な連続鋳造方法が開発されるようになつて
来たのに相前後して、省エネルギー思想が増々浸
透し定着してきている中で、連続鋳造スラブを一
旦常温まで冷却することなく熱いうちに加熱炉に
装入し、加熱エネルギーを低減しつつ均熱して熱
間圧延した後、冷間圧延、焼鈍を施すという方法
が採用されるようになつてきた。 ところで、この場合、省エネルギーや作業能率
の観点からは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装
入する工程や、さらには熱間圧延までをも完全に
省略し、鋳片をそのまま冷間圧延することが最も
望ましいものではあるが、このような方法を試み
ようとしても、鋳片自体は凝固組織を呈している
ので、冷間圧延時強加工を加えると鋼板表面に肌
荒れを生じて外観を損ねたり、冷延・焼鈍後の冷
延鋼材の絞り性が従来の方法による鋼板よりも劣
つてしまうという問題点があり、実用化されるに
至つていないのが現状であつた。 本発明者等は、上述のような観点から、鋳片の
均熱や熱間圧延を実施することなく、連続鋳造鋳
片をそのまま冷間圧延することによつて、従来法
によるものと同等の良好な表面肌とプレス成形性
を有する冷延鋼板を製造し得る方法を見出すべく
研究を行つた結果、 (a) 冷間圧延された鋼板の表面肌を改善するに
は、その鋼板の変形応力を低くし、かつ結晶粒
径を小さくすることが重要であること、 (b) このためには、鋼のＣ含有量を0.015％（以
下、組成成分量を示す％は重量％とする）以下
とすることによつて、溶鋼から一旦δ相を形成
させ、ついでδ→γ変態をできるだけ低い温度
で起こさせて細いγ粒を生成せしめ、さらにδ
―γ変態時及びγ相に完全に変態してからの粒
成長を抑制するために、適量のTi，Zr、及び
Nbを添加して、鋼中に必然的に存在するＮと、
TiN，ZrN、及びNbNを析出するようにして、
凝固鋳片のγ粒の細粒化を図り、これととも
に、式 Ti当量＝Ti(%)＋48／93Nb(%)＋48／91Zr(%) …… で表わされるTi当量と、式 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …… で表わされるＣ当量との間に、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） …… の関係を満足させ、鋳込組織中に可動転位を形
成させることが重要であり、前記式が満足さ
れないと可動転位密度が小さすぎて鋼の変形が
困難となり、冷間圧延後の鋼板表面には肌荒れ
が発生しやすくなること、 (c) また、一般に、急冷凝固された鋳造組織の鋼
板中には板面の法線方向に＜100＞軸を有した
結晶粒が多いが、従来の冷延鋼板の製造の場合
のように、冷延前に熱間圧延工程があるとこれ
によつてこの｛100｝集合組織が破壊され、熱
延後の鋼板においてはほとんど集合組織を示さ
ないランダムな鋼板となる。従つてこれを冷間
圧延し、板面法線方向に＜111＞軸を有する結
晶を増し、ついで再結晶の際にAlNの析出を
利用してこのような｛111｝集合組織をさらに
増せば、焼鈍板のｒ値で示される深絞り性が良
好となつてプレス成形性が向上するのである
が、熱間圧延工程を省略してしまうと、｛100｝
集合組織を有した鋼を冷間圧延することになる
ため、冷延時における｛111｝集合組織の発達
が不十分で深絞り性に好ましくない｛100｝集
合組織がかなり強く残るために、焼鈍板におい
ても｛111｝集合組織が弱く｛100｝集合組織が
強くなつて、深絞り性の劣つたものしか得られ
なくなる。さらに、熱延工程を省略すると、冷
延前にAlNの適当な溶体化処理ができないた
め、前述した従来法における再結晶の際の
AlNの析出を利用して｛111｝集合組織の発達
を促進することも困難となる。 ところが、鋼材のＣ当量及びTi当量が式
を満足していると、冷延時の塑性変形が極めて
容易となり、例え冷間圧延前の鋼板においても
｛100｝集合組織が強かつたとしても、冷延時に
は｛111｝集合組織が発達し、更に、焼鈍時に
おいてもAlN析出物の助けを借りずに｛111｝
集合組織が十分に発達すること、 (d) また、溶鋼のＣ当量及びTi当量が前記式
を満足していたとしても、凝固後室温まで急冷
されるとTiC，NbC，ZrC等の炭化物の析出及
び成長が不十分で、再結晶焼鈍時の結晶粒の成
長が少なく、｛111｝集合組織の発達が不満足と
なるが、凝固直後の薄鋳片を500〜800℃にてコ
イルに巻取り、徐冷してやると前記炭化物の成
長が進み、その結果、再結晶焼鈍時に｛111｝
集合組織が十分に発達するようになること、 以上(a)〜(d)に示す如き知見を得るに至つたので
ある。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であつて、 Ｃ：0.001〜0.015％、 Mn：0.01〜1.20％、 sol.Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0060％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有するか、或いは更に、 Ｖ：0.01〜0.20％，Ｐ：0.03〜0.10％、 Cr：0.05〜1.00％、 希土類元素：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0040％、 Si：0.10〜2.00％、 のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti(%)＋48／93Nb(%)＋48／91Zr(%) …… Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …… （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） …… 上記式で計算されるTi当量と、上記式で
計算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe＋不可避不純物：残り、 から成る組成の溶鋼を急冷し、連続的に薄鋳片に
した後、500〜800℃にてコイル状に巻取り、次い
で該コイルに冷間圧延と、再結晶焼鈍とを施すこ
とにより、鋳片に再加熱均熱処理や熱間圧延を施
すことなく、プレス成形性に優れた冷延鋼板を能
率良く、かつ低コストで製造することに特徴を有
するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 ａ○ Ｃ Ｃ成分は、少なければ少ないほど冷延鋼板製品
のプレス成形性が向上するので好ましいけれど
も、その含有量が0.001％未満では鋼の溶製が極
めて困難となり、一方0.015％を越えて含有させ
ると多くの炭窒化物形成元素を必要とするばかり
でなく、炭窒化物の析出量が多くなつて、最終製
品のプレス成形性が劣化するようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.015％と定めた。 ｂ○ Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用があ
るが、その含有量が0.01％未満では靭性改善に所
望の効果が得られず、一方1.20％を越えて含有さ
せると溶製が困難となり、かつコストアツプの原
因ともなることから、その含有量を0.01〜1.20％
と定めた。 ｃ○ sol.Al sol.Alは、脱酸を十分に行つて、炭窒化物形成
元素の歩留向上のために必要に応じて含有される
が、sol.Alを0.10％を越えて含有させてもより一
層の脱酸効果は得られず、コスト高ともなること
から、その上限値を0.10％と定めた。 ｄ○ Ｎ Ｎ分は、少なければ少ないほどTi当量、即ち
炭窒化物形成元素の添加含有量が少なくて済むの
で好ましい。Ｎ含有量が0.0060％を越えると、特
に最終製品におけるプレス成形性が低下すること
から、その含有量を0.0060％以下と定めた。 ｅ○ Ti，Nb、及びZr これらの成分には、鋳造板において微細な炭窒
化物を形成して鋳造板における可動転位密度を増
加させ、冷間圧延板の表面性状を改善するととも
に、最終製品における｛111｝集合組織を形成し
てｒ値で代表される深絞り性を改善し、プレス成
形性を向上させる作用があるが、それぞれが0.20
％を越えて含有されてもより一層の向上効果が見
られず、コスト高となることから、その上限値を
それぞれTi：0.20％，Nb：0.20％，及びZr：0.20
％と定めた。 また、上記〜式は、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕の量を
0.0010（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒化物
として析出させるための関係式を示すものであ
る。なお、（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）の上限値を
0.0010（％）としたのは、この上限値を越えると、
固溶〔Ｃ＋Ｎ〕が多くなつて鋳造板の冷間圧延板
の表面性状及び製品冷延鋼板のプレス成形性が劣
化するようになるからである。さらに、上記成分
は均一に分布させる必要があるが、これは偏析の
少ない連続鋳造急速凝固法を適用することによつ
て可能となる。 ｆ○ Ｖ，Ｐ，Cr、希土類元素、Ｂ，及びSi これらの成分には、鋼板の強度或いは材料の均
質性を向上させる作用があるので、必要に応じて
含有されるが、各成分がそれぞれＶ：0.01％未
満，Ｐ：0.03％未満、Cr：0.05％未満，希土類元
素：0.03％未満，Ｂ：0.0003％未満，及びSi：
0.10％未満では所望の向上効果が得られず、一
方、それぞれＶ：0.20％，Ｐ：0.10％，Cr：1.00
％，希土類元素：0.20％，Ｂ：0.0040％，及び
Si：2.00％を越えて含有させると、鋼板の溶接性
及び表面性状が劣化するようになることから、そ
れぞれの含有量を、Ｖ：0.01〜0.20％，Ｐ：0.03
〜0.10％，Cr：0.05〜1.00％，希土類元素：0.03
〜0.25％，Ｂ：0.003〜0.0040％，及びSi：0.10〜
2.00％と定めた。 この発明の方法は、上記のような成分組成に調
整した溶鋼を急冷し、連続的に薄板状に鋳造した
後、500〜800℃の温度にてコイル状に巻取り、徐
冷し、次いで冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すもの
であるが、コイル状に巻取る温度は、冷延後の再
結晶時の｛111｝集合組織の発達を阻害させない
よう、炭化物を十分に成長させるべく選定され
る。 概して、Ti，Nb，Zr量が多いと巻取温度は低
温で良いが、少ないとより高温での巻取りが望ま
しい。そして、Ti，Nb，Zr量が本発明範囲の鋼
の場合、巻取温度が500℃未満では炭化物の成長
が不十分で冷延鋼板のｒ値低下を招き、一方、
800℃を越えた温度で巻取ると冷間圧延前の結晶
粒径が大きくなつてｒ値が低下するため、巻取温
度を500〜800℃と限定したのである。 巻取られた薄鋳片コイルは、美麗な表面肌を有
する冷延鋼板製品が要求される場合には、当然の
ことながら、表面疵の除去或いはスケール除去等
の表面状態の調整を施した後に冷間圧延されるも
のである。 そして、冷間圧延の圧下率は50％以上が好まし
く、圧下率が大きければ大きいほど得られる製品
板のプレス成形性が向上する。 また、引続く再結晶焼鈍は、660℃以上の温度
での連続焼鈍或いは連続溶融メツキなどによつて
行うのが良いが、箱焼鈍でも本発明の効果を失う
ものではない。 ついで、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.006％，Si：0.01％，Mn：0.08％，Ｐ：
0.010％，Ｓ：0.001％，sol.Al：0.05％，Ｎ：
0.004％を含有し、Tiを０〜0.20％の範囲で変化
させ、Fe：残り、から成る種々の鋼を真空溶解
し、厚さ：10mm、幅：110mm、長さ：100mmの薄鋳
片２枚を作成し、１枚は直ちに室温まで急冷し、
もう１枚は700℃の炉中に投入して30分保持し、
次いで室温まで徐冷し、700℃で巻取るというシ
ミユレーシヨンを行つた。 次いで、これらの薄鋳片に酸洗を施した後、圧
下率：92％にて冷間圧延を施して0.8mm厚の冷延
板とし、引続いて、温度：800℃に90秒保持の条
件で連続焼鈍を施した。 焼鈍終了後の冷延鋼板から採取したJIS5号引張
試験片において、ｒ値及び伸びを求め、この結果
を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、即ち上記式として
示したところの、（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）との
関係において第１図に示した。 第１図からも明白なように、前記式の値が
0.0010％以下の場合で、かつ700℃にて30分保持
した場合に、高いｒ値を示すとともに良好な伸び
をも示す冷延鋼板を製造できることがわかる。 実施例 ２ Ｃ：0.0040％，Si：0.010％，Mn：0.28％，
Ｐ：0.012％，Ｓ：0.007％，sol.Al：0.08％，Ｎ：
0.0030％，Nb：0.055％、を含有し、残りがFeか
ら成る鋼を溶解後、厚さ：５mm、幅：220mmの鋳
片に連続的に急冷凝固させて、200〜900℃の間の
温度に達した後コイルに巻取つて室温まで徐冷し
た。 この鋼のTi当量は0.028％、Ｃ当量は0.0066％
であり、前記式を満足するものである。 これら鋳造板の表層を研削した後、1.0mm厚に
まで圧下率：80％にて冷間圧延し、次いで850℃
の温度にて30秒の連続焼鈍を行つた。その後、更
にこれら焼鈍板を伸び率：0.6％にて調質圧延し、
これからJIS5号引張試験片を採取し、その機械的
性質を測定した。 この結果を第１表に示した。 第１表に示される結果からも、本発明方法によ
る巻取条件で製造された冷延鋼板は、本発明の範
囲から外れた条件で製造されたものに比してｒ値
が高く、伸びも良好で、プレス成形性に優れてい
ることが明らかである。また、冷延鋼板の肌はい
ずれも従来の冷延鋼板と大差なく良好なものであ
つた。
鋼板をコスト安く製造する方法に関するものであ
る。 従来、プレス加工用冷延鋼板を製造するには、
完全凝固した連続鋳造鋳片を切断し冷却してか
ら、表面検査、疵除去の処理を施した後、1100〜
1300℃に保持された加熱炉に装入して30分〜１時
間の均熱の後熱間圧延し、得られた熱延コイルを
さらに冷間圧延して、焼鈍を施すという工程をと
るのが普通であつた。 ところが、近年に至つて、鋳片表面性状の極め
て良好な連続鋳造方法が開発されるようになつて
来たのに相前後して、省エネルギー思想が増々浸
透し定着してきている中で、連続鋳造スラブを一
旦常温まで冷却することなく熱いうちに加熱炉に
装入し、加熱エネルギーを低減しつつ均熱して熱
間圧延した後、冷間圧延、焼鈍を施すという方法
が採用されるようになつてきた。 ところで、この場合、省エネルギーや作業能率
の観点からは、再加熱のために鋳片を加熱炉へ装
入する工程や、さらには熱間圧延までをも完全に
省略し、鋳片をそのまま冷間圧延することが最も
望ましいものではあるが、このような方法を試み
ようとしても、鋳片自体は凝固組織を呈している
ので、冷間圧延時強加工を加えると鋼板表面に肌
荒れを生じて外観を損ねたり、冷延・焼鈍後の冷
延鋼材の絞り性が従来の方法による鋼板よりも劣
つてしまうという問題点があり、実用化されるに
至つていないのが現状であつた。 本発明者等は、上述のような観点から、鋳片の
均熱や熱間圧延を実施することなく、連続鋳造鋳
片をそのまま冷間圧延することによつて、従来法
によるものと同等の良好な表面肌とプレス成形性
を有する冷延鋼板を製造し得る方法を見出すべく
研究を行つた結果、 (a) 冷間圧延された鋼板の表面肌を改善するに
は、その鋼板の変形応力を低くし、かつ結晶粒
径を小さくすることが重要であること、 (b) このためには、鋼のＣ含有量を0.015％（以
下、組成成分量を示す％は重量％とする）以下
とすることによつて、溶鋼から一旦δ相を形成
させ、ついでδ→γ変態をできるだけ低い温度
で起こさせて細いγ粒を生成せしめ、さらにδ
―γ変態時及びγ相に完全に変態してからの粒
成長を抑制するために、適量のTi，Zr、及び
Nbを添加して、鋼中に必然的に存在するＮと、
TiN，ZrN、及びNbNを析出するようにして、
凝固鋳片のγ粒の細粒化を図り、これととも
に、式 Ti当量＝Ti(%)＋48／93Nb(%)＋48／91Zr(%) …… で表わされるTi当量と、式 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …… で表わされるＣ当量との間に、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） …… の関係を満足させ、鋳込組織中に可動転位を形
成させることが重要であり、前記式が満足さ
れないと可動転位密度が小さすぎて鋼の変形が
困難となり、冷間圧延後の鋼板表面には肌荒れ
が発生しやすくなること、 (c) また、一般に、急冷凝固された鋳造組織の鋼
板中には板面の法線方向に＜100＞軸を有した
結晶粒が多いが、従来の冷延鋼板の製造の場合
のように、冷延前に熱間圧延工程があるとこれ
によつてこの｛100｝集合組織が破壊され、熱
延後の鋼板においてはほとんど集合組織を示さ
ないランダムな鋼板となる。従つてこれを冷間
圧延し、板面法線方向に＜111＞軸を有する結
晶を増し、ついで再結晶の際にAlNの析出を
利用してこのような｛111｝集合組織をさらに
増せば、焼鈍板のｒ値で示される深絞り性が良
好となつてプレス成形性が向上するのである
が、熱間圧延工程を省略してしまうと、｛100｝
集合組織を有した鋼を冷間圧延することになる
ため、冷延時における｛111｝集合組織の発達
が不十分で深絞り性に好ましくない｛100｝集
合組織がかなり強く残るために、焼鈍板におい
ても｛111｝集合組織が弱く｛100｝集合組織が
強くなつて、深絞り性の劣つたものしか得られ
なくなる。さらに、熱延工程を省略すると、冷
延前にAlNの適当な溶体化処理ができないた
め、前述した従来法における再結晶の際の
AlNの析出を利用して｛111｝集合組織の発達
を促進することも困難となる。 ところが、鋼材のＣ当量及びTi当量が式
を満足していると、冷延時の塑性変形が極めて
容易となり、例え冷間圧延前の鋼板においても
｛100｝集合組織が強かつたとしても、冷延時に
は｛111｝集合組織が発達し、更に、焼鈍時に
おいてもAlN析出物の助けを借りずに｛111｝
集合組織が十分に発達すること、 (d) また、溶鋼のＣ当量及びTi当量が前記式
を満足していたとしても、凝固後室温まで急冷
されるとTiC，NbC，ZrC等の炭化物の析出及
び成長が不十分で、再結晶焼鈍時の結晶粒の成
長が少なく、｛111｝集合組織の発達が不満足と
なるが、凝固直後の薄鋳片を500〜800℃にてコ
イルに巻取り、徐冷してやると前記炭化物の成
長が進み、その結果、再結晶焼鈍時に｛111｝
集合組織が十分に発達するようになること、 以上(a)〜(d)に示す如き知見を得るに至つたので
ある。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であつて、 Ｃ：0.001〜0.015％、 Mn：0.01〜1.20％、 sol.Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0060％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有するか、或いは更に、 Ｖ：0.01〜0.20％，Ｐ：0.03〜0.10％、 Cr：0.05〜1.00％、 希土類元素：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0040％、 Si：0.10〜2.00％、 のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti(%)＋48／93Nb(%)＋48／91Zr(%) …… Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …… （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） …… 上記式で計算されるTi当量と、上記式で
計算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe＋不可避不純物：残り、 から成る組成の溶鋼を急冷し、連続的に薄鋳片に
した後、500〜800℃にてコイル状に巻取り、次い
で該コイルに冷間圧延と、再結晶焼鈍とを施すこ
とにより、鋳片に再加熱均熱処理や熱間圧延を施
すことなく、プレス成形性に優れた冷延鋼板を能
率良く、かつ低コストで製造することに特徴を有
するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 ａ○ Ｃ Ｃ成分は、少なければ少ないほど冷延鋼板製品
のプレス成形性が向上するので好ましいけれど
も、その含有量が0.001％未満では鋼の溶製が極
めて困難となり、一方0.015％を越えて含有させ
ると多くの炭窒化物形成元素を必要とするばかり
でなく、炭窒化物の析出量が多くなつて、最終製
品のプレス成形性が劣化するようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.015％と定めた。 ｂ○ Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用があ
るが、その含有量が0.01％未満では靭性改善に所
望の効果が得られず、一方1.20％を越えて含有さ
せると溶製が困難となり、かつコストアツプの原
因ともなることから、その含有量を0.01〜1.20％
と定めた。 ｃ○ sol.Al sol.Alは、脱酸を十分に行つて、炭窒化物形成
元素の歩留向上のために必要に応じて含有される
が、sol.Alを0.10％を越えて含有させてもより一
層の脱酸効果は得られず、コスト高ともなること
から、その上限値を0.10％と定めた。 ｄ○ Ｎ Ｎ分は、少なければ少ないほどTi当量、即ち
炭窒化物形成元素の添加含有量が少なくて済むの
で好ましい。Ｎ含有量が0.0060％を越えると、特
に最終製品におけるプレス成形性が低下すること
から、その含有量を0.0060％以下と定めた。 ｅ○ Ti，Nb、及びZr これらの成分には、鋳造板において微細な炭窒
化物を形成して鋳造板における可動転位密度を増
加させ、冷間圧延板の表面性状を改善するととも
に、最終製品における｛111｝集合組織を形成し
てｒ値で代表される深絞り性を改善し、プレス成
形性を向上させる作用があるが、それぞれが0.20
％を越えて含有されてもより一層の向上効果が見
られず、コスト高となることから、その上限値を
それぞれTi：0.20％，Nb：0.20％，及びZr：0.20
％と定めた。 また、上記〜式は、固溶〔Ｃ＋Ｎ〕の量を
0.0010（％）以下とし、残りのＣ＋Ｎを炭窒化物
として析出させるための関係式を示すものであ
る。なお、（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）の上限値を
0.0010（％）としたのは、この上限値を越えると、
固溶〔Ｃ＋Ｎ〕が多くなつて鋳造板の冷間圧延板
の表面性状及び製品冷延鋼板のプレス成形性が劣
化するようになるからである。さらに、上記成分
は均一に分布させる必要があるが、これは偏析の
少ない連続鋳造急速凝固法を適用することによつ
て可能となる。 ｆ○ Ｖ，Ｐ，Cr、希土類元素、Ｂ，及びSi これらの成分には、鋼板の強度或いは材料の均
質性を向上させる作用があるので、必要に応じて
含有されるが、各成分がそれぞれＶ：0.01％未
満，Ｐ：0.03％未満、Cr：0.05％未満，希土類元
素：0.03％未満，Ｂ：0.0003％未満，及びSi：
0.10％未満では所望の向上効果が得られず、一
方、それぞれＶ：0.20％，Ｐ：0.10％，Cr：1.00
％，希土類元素：0.20％，Ｂ：0.0040％，及び
Si：2.00％を越えて含有させると、鋼板の溶接性
及び表面性状が劣化するようになることから、そ
れぞれの含有量を、Ｖ：0.01〜0.20％，Ｐ：0.03
〜0.10％，Cr：0.05〜1.00％，希土類元素：0.03
〜0.25％，Ｂ：0.003〜0.0040％，及びSi：0.10〜
2.00％と定めた。 この発明の方法は、上記のような成分組成に調
整した溶鋼を急冷し、連続的に薄板状に鋳造した
後、500〜800℃の温度にてコイル状に巻取り、徐
冷し、次いで冷間圧延と再結晶焼鈍とを施すもの
であるが、コイル状に巻取る温度は、冷延後の再
結晶時の｛111｝集合組織の発達を阻害させない
よう、炭化物を十分に成長させるべく選定され
る。 概して、Ti，Nb，Zr量が多いと巻取温度は低
温で良いが、少ないとより高温での巻取りが望ま
しい。そして、Ti，Nb，Zr量が本発明範囲の鋼
の場合、巻取温度が500℃未満では炭化物の成長
が不十分で冷延鋼板のｒ値低下を招き、一方、
800℃を越えた温度で巻取ると冷間圧延前の結晶
粒径が大きくなつてｒ値が低下するため、巻取温
度を500〜800℃と限定したのである。 巻取られた薄鋳片コイルは、美麗な表面肌を有
する冷延鋼板製品が要求される場合には、当然の
ことながら、表面疵の除去或いはスケール除去等
の表面状態の調整を施した後に冷間圧延されるも
のである。 そして、冷間圧延の圧下率は50％以上が好まし
く、圧下率が大きければ大きいほど得られる製品
板のプレス成形性が向上する。 また、引続く再結晶焼鈍は、660℃以上の温度
での連続焼鈍或いは連続溶融メツキなどによつて
行うのが良いが、箱焼鈍でも本発明の効果を失う
ものではない。 ついで、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.006％，Si：0.01％，Mn：0.08％，Ｐ：
0.010％，Ｓ：0.001％，sol.Al：0.05％，Ｎ：
0.004％を含有し、Tiを０〜0.20％の範囲で変化
させ、Fe：残り、から成る種々の鋼を真空溶解
し、厚さ：10mm、幅：110mm、長さ：100mmの薄鋳
片２枚を作成し、１枚は直ちに室温まで急冷し、
もう１枚は700℃の炉中に投入して30分保持し、
次いで室温まで徐冷し、700℃で巻取るというシ
ミユレーシヨンを行つた。 次いで、これらの薄鋳片に酸洗を施した後、圧
下率：92％にて冷間圧延を施して0.8mm厚の冷延
板とし、引続いて、温度：800℃に90秒保持の条
件で連続焼鈍を施した。 焼鈍終了後の冷延鋼板から採取したJIS5号引張
試験片において、ｒ値及び伸びを求め、この結果
を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、即ち上記式として
示したところの、（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）との
関係において第１図に示した。 第１図からも明白なように、前記式の値が
0.0010％以下の場合で、かつ700℃にて30分保持
した場合に、高いｒ値を示すとともに良好な伸び
をも示す冷延鋼板を製造できることがわかる。 実施例 ２ Ｃ：0.0040％，Si：0.010％，Mn：0.28％，
Ｐ：0.012％，Ｓ：0.007％，sol.Al：0.08％，Ｎ：
0.0030％，Nb：0.055％、を含有し、残りがFeか
ら成る鋼を溶解後、厚さ：５mm、幅：220mmの鋳
片に連続的に急冷凝固させて、200〜900℃の間の
温度に達した後コイルに巻取つて室温まで徐冷し
た。 この鋼のTi当量は0.028％、Ｃ当量は0.0066％
であり、前記式を満足するものである。 これら鋳造板の表層を研削した後、1.0mm厚に
まで圧下率：80％にて冷間圧延し、次いで850℃
の温度にて30秒の連続焼鈍を行つた。その後、更
にこれら焼鈍板を伸び率：0.6％にて調質圧延し、
これからJIS5号引張試験片を採取し、その機械的
性質を測定した。 この結果を第１表に示した。 第１表に示される結果からも、本発明方法によ
る巻取条件で製造された冷延鋼板は、本発明の範
囲から外れた条件で製造されたものに比してｒ値
が高く、伸びも良好で、プレス成形性に優れてい
ることが明らかである。また、冷延鋼板の肌はい
ずれも従来の冷延鋼板と大差なく良好なものであ
つた。
【表】
実施例 ３
まず、第２表に示される如き成分組成の鋼を真
空溶解し、厚さ：40mm，幅：220mm，長さ：440mm
の薄鋳片とした後、700℃に20分間保持し、次い
で徐冷した。 これらの鋳片について、スケールを切削除去し
た後、1.2mm厚にまで圧下率：97％にて冷間圧延
するとともに、温度：800℃にて90秒保持の条件
での連続焼鈍を行うことによつて、本発明冷延鋼
板１〜２３、及び比較冷延鋼板２４〜２８
空溶解し、厚さ：40mm，幅：220mm，長さ：440mm
の薄鋳片とした後、700℃に20分間保持し、次い
で徐冷した。 これらの鋳片について、スケールを切削除去し
た後、1.2mm厚にまで圧下率：97％にて冷間圧延
するとともに、温度：800℃にて90秒保持の条件
での連続焼鈍を行うことによつて、本発明冷延鋼
板１〜２３、及び比較冷延鋼板２４〜２８
【表】
【表】
を製造した。なお、比較冷延鋼板２４〜２８は、
いずれも成分組成が第２表に※印で示した点で本
発明の条件から外れたものである。 次に、このようにして得られた各鋼板につい
て、引張強さ及びｒ値を測定し、その結果も第２
表に併せて示した。 第２表に示される結果からも、本発明冷延鋼板
１〜２３は、いずれも良好なｒ値、即ち良好なプ
レス成形性を有していることが明らかである。 これに対して、比較冷延鋼板２４及び２５は、
（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）の値が本発明の範囲を
越えて高いために、ｒ値が低く、プレス成形性に
劣ることがわかる。 また、比較冷延鋼板２６及び２８は、（Ｃ当量）
−1/4（Ti当量）が本発明範囲内であるけれど
も、比較冷延鋼板２６ではＣ量が、比較鋼板２８
ではＮ量が本発明の範囲よりも高いためにｒ値が
劣つていることが明らかである。 更に、比較冷延鋼板２７は、炭窒化物形成元素
を含有しない通常のＰ添加Alキルド鋼板である
ため、やはり冷間圧延鋼板製品のｒ値が低くなつ
ていることがわかる。 実施例 ４ Ｃ：0.0030％、Mn：1.10％、sol.Al：0.05％、
Ｐ：0.070％、Ｓ：0.007％、Ｎ：0.0021％、Ti：
0.010％、Nb：0.014％、Si：0.30％を含有し、残
りが実質的にFeから成る組成をもつ鋼を溶解後、
厚さ：2.2mm、幅：220mmの鋳片に連続的に急冷凝
固させ、600℃の温度に達した時点でコイルに巻
取つて室温まで徐冷した。 この鋼のTi当量は0.0172％、Ｃ当量は0.0048％
であり、前記式を満足するものである。 ついで、これを酸洗によりスケール除去した
後、0.7mm厚まで圧下率：80％にて冷間圧延し、
引続いて850℃の温度に30秒保持の条件で連続焼
鈍を行なつた。その後、実施例２におけると同様
に機械的性質を測定した。この結果、 降伏応力：22.8Kgｆ／mm2、 引張り強さ：40.5Kgｆ／mm2、 伸び：39.5％、 ｒ値：1.98、 を示した。 以上の結果から、本発明方法による冷延鋼板は
高い強度をもつにもかかわらず、伸びおよびｒ値
が良好で、プレス成形性に優れていることが明ら
かである。 上述のように、この発明によれば、良好なプレ
ス成形性をもつた冷延鋼板を、極めて少ないエネ
ルギー消費量と、熱間圧延設備を省略した状況の
下で、コスト安く、高能率で製造することができ
るなど、工業上有用な効果がもたらされるのであ
る。
いずれも成分組成が第２表に※印で示した点で本
発明の条件から外れたものである。 次に、このようにして得られた各鋼板につい
て、引張強さ及びｒ値を測定し、その結果も第２
表に併せて示した。 第２表に示される結果からも、本発明冷延鋼板
１〜２３は、いずれも良好なｒ値、即ち良好なプ
レス成形性を有していることが明らかである。 これに対して、比較冷延鋼板２４及び２５は、
（Ｃ当量）−1/4（Ti当量）の値が本発明の範囲を
越えて高いために、ｒ値が低く、プレス成形性に
劣ることがわかる。 また、比較冷延鋼板２６及び２８は、（Ｃ当量）
−1/4（Ti当量）が本発明範囲内であるけれど
も、比較冷延鋼板２６ではＣ量が、比較鋼板２８
ではＮ量が本発明の範囲よりも高いためにｒ値が
劣つていることが明らかである。 更に、比較冷延鋼板２７は、炭窒化物形成元素
を含有しない通常のＰ添加Alキルド鋼板である
ため、やはり冷間圧延鋼板製品のｒ値が低くなつ
ていることがわかる。 実施例 ４ Ｃ：0.0030％、Mn：1.10％、sol.Al：0.05％、
Ｐ：0.070％、Ｓ：0.007％、Ｎ：0.0021％、Ti：
0.010％、Nb：0.014％、Si：0.30％を含有し、残
りが実質的にFeから成る組成をもつ鋼を溶解後、
厚さ：2.2mm、幅：220mmの鋳片に連続的に急冷凝
固させ、600℃の温度に達した時点でコイルに巻
取つて室温まで徐冷した。 この鋼のTi当量は0.0172％、Ｃ当量は0.0048％
であり、前記式を満足するものである。 ついで、これを酸洗によりスケール除去した
後、0.7mm厚まで圧下率：80％にて冷間圧延し、
引続いて850℃の温度に30秒保持の条件で連続焼
鈍を行なつた。その後、実施例２におけると同様
に機械的性質を測定した。この結果、 降伏応力：22.8Kgｆ／mm2、 引張り強さ：40.5Kgｆ／mm2、 伸び：39.5％、 ｒ値：1.98、 を示した。 以上の結果から、本発明方法による冷延鋼板は
高い強度をもつにもかかわらず、伸びおよびｒ値
が良好で、プレス成形性に優れていることが明ら
かである。 上述のように、この発明によれば、良好なプレ
ス成形性をもつた冷延鋼板を、極めて少ないエネ
ルギー消費量と、熱間圧延設備を省略した状況の
下で、コスト安く、高能率で製造することができ
るなど、工業上有用な効果がもたらされるのであ
る。
第１図は、冷延鋼板の（Ｃ当量）−1/4（Ti当
量）の値が、該冷延鋼板の伸び並びにｒ値に及ぼ
す影響を示した線図である。
量）の値が、該冷延鋼板の伸び並びにｒ値に及ぼ
す影響を示した線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.001〜0.015％、 Mn：0.01〜1.20％、 sol.Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0060％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、かつ、 Ti当量 ＝Ti（％）＋48／93Nb（％）＋48／91Zr（％） ……、 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） ……、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） ……、 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の溶鋼を急冷
し、連続的に薄鋳片とした後、500〜800℃にてコ
イル状に巻取り、次いで該コイルに冷間圧延と再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とする、プレス加工
用冷延鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.001〜0.015％、 Mn：0.01〜1.20％、 sol.Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0060％以下、 を含むとともに、 Ti：0.20％以下、 Nb：0.20％以下、 Zr：0.20％以下、 のうちの１種以上を含有し、さらに、 Ｖ：0.01〜0.20％、 Ｐ：0.03〜0.10％、 Cr：0.05〜1.00％、 希土類元素：0.03〜0.20％、 Ｂ：0.0003〜0.0040％、 Si：0.10〜2.00％、 のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti(%)＋48／93Nb(%)＋48／91Zr(%) ……、 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） ……、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0010（％） ……、 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の溶鋼を急冷
し、連続的に薄鋳片とした後、500〜800℃にてコ
イル状に巻取り、次いで該コイルに冷間圧延と再
結晶焼鈍とを施すことを特徴とする、プレス加工
用冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58049996A JPS59177327A (ja) | 1983-03-25 | 1983-03-25 | プレス加工用冷延鋼板の製造法 |
| US06/591,815 US4586966A (en) | 1983-03-25 | 1984-03-21 | Method of producing cold-rolled steel sheet exhibiting improved press-formability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58049996A JPS59177327A (ja) | 1983-03-25 | 1983-03-25 | プレス加工用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59177327A JPS59177327A (ja) | 1984-10-08 |
| JPH0125378B2 true JPH0125378B2 (ja) | 1989-05-17 |
Family
ID=12846614
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58049996A Granted JPS59177327A (ja) | 1983-03-25 | 1983-03-25 | プレス加工用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4586966A (ja) |
| JP (1) | JPS59177327A (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4889566A (en) * | 1987-06-18 | 1989-12-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
| NL8800391A (nl) * | 1988-02-17 | 1989-09-18 | Hoogovens Groep Bv | Verouderingsbestendig laaggelegeerd warmgewalst bandvormig vervormingsstaal. |
| AU624992B2 (en) * | 1989-09-11 | 1992-06-25 | Kawasaki Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet for deep drawings and method of producing the same |
| JP3365632B2 (ja) * | 1991-03-15 | 2003-01-14 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
| US5356493A (en) * | 1992-07-08 | 1994-10-18 | Nkk Corporation | Blister-resistant steel sheet and method for producing thereof |
| JP4177478B2 (ja) * | 1998-04-27 | 2008-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| JPH11305987A (ja) * | 1998-04-27 | 1999-11-05 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | テキスト音声変換装置 |
| US6110296A (en) * | 1998-04-28 | 2000-08-29 | Usx Corporation | Thin strip casting of carbon steels |
| KR100448618B1 (ko) * | 1999-05-14 | 2004-09-13 | 주식회사 포스코 | 저항용접성 및 성형성이 우수한 가공용 표면처리원판의 제조방법 |
| JP4686917B2 (ja) * | 2001-07-10 | 2011-05-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 真空脱ガス設備における溶鋼の溶製方法 |
| KR100530057B1 (ko) * | 2001-11-26 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 냉연강판의제조방법 |
| KR100530059B1 (ko) * | 2001-11-26 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 드로잉성, 소부경화성 및 내2차가공취성이 우수한냉연강판의 제조방법 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5573825A (en) * | 1978-11-24 | 1980-06-03 | Nisshin Steel Co Ltd | Production of hot-dipped steel plate for ultra-deep drawing |
| JPS5669358A (en) * | 1979-10-18 | 1981-06-10 | Kobe Steel Ltd | Ultra low carbon cold rolled steel sheet with superior press formability |
| JPS5942742B2 (ja) * | 1980-04-09 | 1984-10-17 | 新日本製鐵株式会社 | 降伏比の低い深絞り用高強度冷延鋼板 |
| JPS6046166B2 (ja) * | 1980-11-26 | 1985-10-15 | 川崎製鉄株式会社 | 焼付硬化性を有する良加工性冷延鋼板の製造方法 |
| US4480373A (en) * | 1980-12-15 | 1984-11-06 | Geskin Ernest S | Steel making method |
| JPS5943825A (ja) * | 1982-09-07 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
| JPS5943824A (ja) * | 1982-09-07 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
-
1983
- 1983-03-25 JP JP58049996A patent/JPS59177327A/ja active Granted
-
1984
- 1984-03-21 US US06/591,815 patent/US4586966A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59177327A (ja) | 1984-10-08 |
| US4586966A (en) | 1986-05-06 |
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