JPH0125381B2 - - Google Patents
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- JPH0125381B2 JPH0125381B2 JP11438984A JP11438984A JPH0125381B2 JP H0125381 B2 JPH0125381 B2 JP H0125381B2 JP 11438984 A JP11438984 A JP 11438984A JP 11438984 A JP11438984 A JP 11438984A JP H0125381 B2 JPH0125381 B2 JP H0125381B2
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- cold
- temperature
- steel
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-
- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は種々の形状に加工して使用される冷延
鋼板を安定して均一にかつ安価に製造する方法に
関する。 従来の技術 従来、冷延鋼板はバツチ（箱）焼鈍法により製
造されていたが、工程の合理化のため近年は連続
焼鈍方法が多用されつつある。しかしながら、連
続焼鈍法により絞り用冷延鋼板を製造する場合に
は、以下の２つの大きな問題があり、その適用の
障害となつていた。 熱間圧延の際、高温巻取を行う必要がある、 連続焼鈍の冷却過程で長時間の過時効処理を
必要とする、 熱延での高温巻取は特公昭50−811号公報に記
載されるように、連続焼鈍材の絞り性、特にｒ値
の改善を目的としてなされるものであるが、高温
巻取を行うとコイル位置による熱履歴の差違から
製品特性に変動が生じたり、スケールが厚くなり
酸洗能率をそこねたりする問題があつた。 一方過時効処理については、特公昭49−1969号
公報に記載の如く、300〜500℃の温度で10秒以
上、実質的には１〜５分間の保持を行い、Ｃを析
出させることが必要である。このＣの析出が不十
分のときは成品中に多量の固溶Ｃが残存し、成品
の歪時効劣化を起こすこととなる。この過時効処
理時間の短縮が可能ならば連続焼鈍炉の炉長が短
くなり、工業上望ましいことは言うまでもない。 発明が解決しようとする問題点 本発明の目的は上記した従来技術の問題を解決
することにあり、より詳細には、低温巻取を行つ
ても短時間の過時効処理で耐時効性の良好な成品
が得られ、且つ良好なｒ値を確保し得る加工用冷
延鋼板の製造方法を提供することにある。 問題点を解決するための手段 上記の問題を解決するため、本発明に従うと、 Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、かつＮとTiの含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法が提供される。 更に本発明に従うと、 Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、更に、Si：0.05〜0.5重量％、Ｐ：0.03
〜0.11重量％とＢ：0.0002〜0.0010重量％のいず
れか１種または２種以上を含有し、かつＮとTi
の含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法が提供される。 作 用 上記した本発明の冷延鋼板の製造法を冶金学的
に説明すると、本発明の方法は、熱延の巻取温度
を著しく低くして特定の温度以下とすることによ
り熱延板中に固溶Ｃを多量に残存させ、その状態
で冷間圧延を行い、その後急速加熱して焼鈍を行
うことにより冷延組織の回復・再結晶時にセメン
タイトを微細に析出させ、ｒ値の向上に望ましい
再結晶集合組織を得る技術思想を基礎とする。上
記微細析出したセメンタイトは冷却時のＣの析出
サイトとして働くため、過時効処理時のＣの析出
が加速され、その結果従来より短い過時効処理時
間でも耐時効性の良好な冷延鋼板が得られること
になる。 従来は熱延巻取を高温度で行つて熱延板でのセ
メンタイトを粗大にすることが連続焼鈍後高ｒ値
を得るための必要条件と考えられていたが、本発
明者らによる基礎研究から従来とまつたく逆の発
想に基づく方法を採用することによりｒ値を高く
できる加工用冷延鋼板の製造方法が見出された。 本発明のもう１つの特徴は、Tiを少量添加し、
極低温巻取材において固溶Ｎを減らし、TiN析
出物とした点である。この技術思想の基本は特開
昭53−13708号に記載しているが、本発明者らは
熱延の巻取温度を従来考えられないような低い温
度にしても上記Tiの効果は得ることができ、か
つ有効に利用できることを確認した。 以上のように本発明は従来から知られている合
金成分の作用を利用し、全く新しい方法により絞
り用冷延鋼板の安価な製造法を開発したものであ
り、本発明により連続焼鈍における上記した問題
は軽減され、その技術的効果は大きい。 以下、本発明の構成要件の限定理由を個別に説
明する。 鋼成分 Ｃ：鋼の中に必然的に含有される元素であり、冷
延鋼板の時効性の原因ともなる元素である。し
たがつて、Ｃ含有量が0.01重量％未満の鋼には
本発明の方法を採用しなくても良好な特性が得
られるが、Ｃが0.01重量％未満の鋼の製造コス
トは著しく高く、経済的でない。一方、Ｃ含有
量が0.10重量％を越えると鋼が硬質化して加工
性が劣化する。 Mn：MnはＳによる熱間脆性を防止するのに有
効な元素であり、0.02重量％以上含有するのが
好ましい。しかしながら、0.40重量％を越える
と、鋼が硬質化し、加工性が劣化する。またｒ
値も低下する。 Sol.Al：Alは脱酸剤として添加され、表面欠陥
のない美麗な鋼表面を与えるのに有効であるの
で0.001重量％以上含有するのが好ましい。し
かしながら、0.08重量％を越えて含有すると、
介在物により表面性状が劣化し、また鋼成品が
硬質化し、加工性が劣化する。 Ｎ：Ｎ含有量を0.001重量％未満にするには真空
脱ガス処理等の特別の処理が必要であり、製造
費の増大となる。本発明はＮ含有量が0.001重
量％以上の経済的に溶製される鋼種に適用が限
定されるものであり、その効果は、Ｎ含有量が
0.001重量％以上で発揮される。しかしながら、
0.007重量％を越えるとTiN量が多くなり硬質
化し、加工性が劣化する。 Ti：延時に低温巻取を行つてもＮを析出物とし
て固着し、成品における固溶Ｎを減らす目的で
添加される。0.002重量％未満では添加効果が
不十分であり、0.02重量％を越えると成品が硬
質化し加工性が劣化する。 Ｎ−14／48Tiの値：理論的にはこの値は零とな
るのが理想的である。この値が零のときは化学
量論的にすべてのTiとＮとが結合する。この
値が負のときは、鋼中に固溶Ti又はTiCが析出
し、成品が硬質化する方向であつて、正のとき
はＮが完全に固着されず、成品の歪時効が生ず
る方向である。第１図に示すように、この値が
±10ppmの範囲ならば上記の劣化が少なく、成
品の特性上問題はない。 Ｐ，Si：これらの元素は強度特性が要求される場
合に必要に応じて添加される。それぞれ、0.05
重量％未満のSi，0.03重量％未満のＰでは強度
上昇効果が顕著でなく、一方Siが0.5重量％を
越えると鋼板表面性状が劣化し、Ｐが0.11重量
％を越えると鋼が脆化する。 Ｂ：Ｂは特性の安定化のために必要に応じて添加
されるが、2ppm未満では効果はなく、10ppm
を越えての添加は製造コストの増大となるだけ
で効果が小さい。 熱延巻取温度：本発明の方法において最も重要な
要件であり、熱延板中に固溶Ｃを残存させるこ
とを目的として低温巻取を行う。270℃を越え
て巻取を行うとＣはFe3Cとして多量に析出し
ｒ値が低下する。270℃以下で巻取を行うと成
品に特に優れた耐時効性を与えるのに有効であ
る。本発明に於いて巻取温度は270℃以下なら
ば室温でもよい。 冷延圧下率：50％未満では加工度が低いので、ｒ
値が低下する。したがつて、50％以上の圧下率
で冷間圧延を行うこととした。 連続焼鈍の条件 加熱速度：連続焼鈍時の加熱速度も本発明の方法
の重要な因子である。１℃／秒未満の加熱速度
では再結晶時におけるセメンタイトの微細析出
が得られないためｒ値が低下する。一方、加熱
速度が100℃／秒を越えると、セメンタイトの
微細析出が間に合わず、その効果が期待でき
ず、ｒ値が低くなり、本発明の目的が達成でき
ない。後述の実施例での実験で示すように、５
〜50℃／秒の範囲の加熱速度が良好なｒ値を得
るのに特に好ましい。 均熱温度：650℃未満の温度での均熱では再結晶
が不十分で伸びが低下し、一方850℃を越える
とγ（オーステナイト）相が析出し、ｒ値が低
下する。 以上詳述の如く、本発明に従い、熱間圧延後急
冷し、270℃以下の温度で鋼帯をコイル状に巻取
り、次いで圧下率50％以上の冷間圧延を行い、更
に加熱速度１〜100℃／秒、均熱温度650〜850℃
で連続焼鈍を行い、次いで、短時間の過時効処理
を行い、室温まで冷却し、調質圧延を行つた後、
成品を出荷する。 以下、本発明を実施例により説明するが、これ
らの実施例は本発明の方法の単なる例示であり、
本発明の技術的範囲を何等制限するものではな
い。 実施例 １ Ｃ：0.03重量％、Mn：0.18重量％、Sol.Al：
0.02重量％、Ｎ：0.0018重量％、Ti：0.006重量
％、Ｐ：0.006重量％、Ｓ：0.004重量％、Si：
0.01重量％を含有し、Ｎ−14／48Ti＝0.0001重量
％であり、残部が実質的にFeからなる鋼を溶製
した。 これを８分割し、実験室にて熱間圧延のシミユ
レーシヨンを行つた。すなわち、上記成分の鋼片
を1200℃で１時間均熱後、850℃以上で熱間圧延
を仕上げ厚３mmで行つた後、直ちに50〜700℃の
各種温度に急冷し、これらの各温度に保持した炉
中に投入し、30分保持後、20℃／時の冷却速度で
冷却した。以上の処理は、実際の熱延工場で熱間
圧延を行い、上記の種々の温度で巻取を行つたコ
イルの温度履歴に相当する。 これらの鋼帯を脱スケールした後0.8mmまで圧
下率73％で冷間圧延し、次いで加熱速度10℃／秒
で700℃まで加熱し、この温度で40秒間保持し、
次いで冷却速度10℃／秒で冷却し、過時効処理を
350℃で２分間の条件で行つた。連続焼鈍に相当
するこれらの処理後、鋼帯を１％の伸び率で調質
圧延し、得られた鋼板についてJIS5号引張試験を
行い、ｒ値と時効指数（A.I）を測定した。 なお、時効指数の測定は、10％の引張を与えた
後、100℃で１時間の熱処理を行つた時の降伏応
力の上昇量であり、この値は鋼板の常温時効性を
示す指標となる。 第２図にこれらの試験結果を示すが、これより
理解されるように巻取温度が270℃以下では時効
指数が低く、270℃を越えると次第に高くなつて
行く。他方、ｒ値は巻取温度が700℃の場合に最
も高いが、巻取温度270℃以下でも1.2以上のｒ値
が得られていてかなりの用途のプレス加工に耐え
られる成形性を有する。 このように本発明にしたがつて、巻取温度およ
び加熱速度等を選択することにより、上記の如く
２分間の短い過時効処理時間でも耐時効性が優
れ、かつ十分な成形性が保証されるレベルのｒ値
の冷延鋼板が製造可能となる。 実施例 ２ Ｃ：0.018重量％、Mn：0.06重量％、Sol.Al：
0.070重量％、Ｎ：0.0033重量％、Ti：0.013重量
％、Ｐ：0.020重量％、Ｓ：0.016重量％、Si：
0.02重量％を含有し、Ｎ−14／48Ti＝−0.0005重
量％であり、残部が実質的にFeからなる鋼を転
炉溶製し、200mm厚のスラブとした。引き続いて
熱間圧延して3.2mmの鋼帯とした。スラブの加熱
温度は1100℃で、熱延仕上温度は840℃で、巻取
温度150℃で熱間圧延終了から巻取までに要した
時間は15秒であつた。 この熱延鋼帯を圧下率75％にて0.8mm厚まで冷
間圧延した。かくして得られた冷延鋼板を実験室
にて種々の加熱速度で680℃又は800℃まで昇温し
て、それらの温度に40秒間保持後、400℃まで約
10℃／秒で冷却し、400℃で２分間保持後、室温
まで冷却した。 次いで１％の調質圧延後、ｒ値を測定した。 焼鈍に於ける加熱速度と対比してｒ値の変化を
第３図に示す。第３図に示すように本発明の方法
に従つて１〜100℃／秒の加熱速度で焼鈍の加熱
を行うと高いｒ値が得られている。 実施例 ３ 鋼成分の成形性および耐時効性に及ぼす影響を
調べるため、第１表に示す成分の鋼を、実験室に
て溶解し、巻取温度のみを変化させて、実施例１
と同様なシミユレーシヨン方法で熱間圧延、冷間
圧延および連続焼鈍、調質圧延を行ないｒ値と時
効指数を測定した。熱間圧延終了から巻取までに
要した時間は10〜20秒であつた。
鋼板を安定して均一にかつ安価に製造する方法に
関する。 従来の技術 従来、冷延鋼板はバツチ（箱）焼鈍法により製
造されていたが、工程の合理化のため近年は連続
焼鈍方法が多用されつつある。しかしながら、連
続焼鈍法により絞り用冷延鋼板を製造する場合に
は、以下の２つの大きな問題があり、その適用の
障害となつていた。 熱間圧延の際、高温巻取を行う必要がある、 連続焼鈍の冷却過程で長時間の過時効処理を
必要とする、 熱延での高温巻取は特公昭50−811号公報に記
載されるように、連続焼鈍材の絞り性、特にｒ値
の改善を目的としてなされるものであるが、高温
巻取を行うとコイル位置による熱履歴の差違から
製品特性に変動が生じたり、スケールが厚くなり
酸洗能率をそこねたりする問題があつた。 一方過時効処理については、特公昭49−1969号
公報に記載の如く、300〜500℃の温度で10秒以
上、実質的には１〜５分間の保持を行い、Ｃを析
出させることが必要である。このＣの析出が不十
分のときは成品中に多量の固溶Ｃが残存し、成品
の歪時効劣化を起こすこととなる。この過時効処
理時間の短縮が可能ならば連続焼鈍炉の炉長が短
くなり、工業上望ましいことは言うまでもない。 発明が解決しようとする問題点 本発明の目的は上記した従来技術の問題を解決
することにあり、より詳細には、低温巻取を行つ
ても短時間の過時効処理で耐時効性の良好な成品
が得られ、且つ良好なｒ値を確保し得る加工用冷
延鋼板の製造方法を提供することにある。 問題点を解決するための手段 上記の問題を解決するため、本発明に従うと、 Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、かつＮとTiの含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法が提供される。 更に本発明に従うと、 Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、更に、Si：0.05〜0.5重量％、Ｐ：0.03
〜0.11重量％とＢ：0.0002〜0.0010重量％のいず
れか１種または２種以上を含有し、かつＮとTi
の含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法が提供される。 作 用 上記した本発明の冷延鋼板の製造法を冶金学的
に説明すると、本発明の方法は、熱延の巻取温度
を著しく低くして特定の温度以下とすることによ
り熱延板中に固溶Ｃを多量に残存させ、その状態
で冷間圧延を行い、その後急速加熱して焼鈍を行
うことにより冷延組織の回復・再結晶時にセメン
タイトを微細に析出させ、ｒ値の向上に望ましい
再結晶集合組織を得る技術思想を基礎とする。上
記微細析出したセメンタイトは冷却時のＣの析出
サイトとして働くため、過時効処理時のＣの析出
が加速され、その結果従来より短い過時効処理時
間でも耐時効性の良好な冷延鋼板が得られること
になる。 従来は熱延巻取を高温度で行つて熱延板でのセ
メンタイトを粗大にすることが連続焼鈍後高ｒ値
を得るための必要条件と考えられていたが、本発
明者らによる基礎研究から従来とまつたく逆の発
想に基づく方法を採用することによりｒ値を高く
できる加工用冷延鋼板の製造方法が見出された。 本発明のもう１つの特徴は、Tiを少量添加し、
極低温巻取材において固溶Ｎを減らし、TiN析
出物とした点である。この技術思想の基本は特開
昭53−13708号に記載しているが、本発明者らは
熱延の巻取温度を従来考えられないような低い温
度にしても上記Tiの効果は得ることができ、か
つ有効に利用できることを確認した。 以上のように本発明は従来から知られている合
金成分の作用を利用し、全く新しい方法により絞
り用冷延鋼板の安価な製造法を開発したものであ
り、本発明により連続焼鈍における上記した問題
は軽減され、その技術的効果は大きい。 以下、本発明の構成要件の限定理由を個別に説
明する。 鋼成分 Ｃ：鋼の中に必然的に含有される元素であり、冷
延鋼板の時効性の原因ともなる元素である。し
たがつて、Ｃ含有量が0.01重量％未満の鋼には
本発明の方法を採用しなくても良好な特性が得
られるが、Ｃが0.01重量％未満の鋼の製造コス
トは著しく高く、経済的でない。一方、Ｃ含有
量が0.10重量％を越えると鋼が硬質化して加工
性が劣化する。 Mn：MnはＳによる熱間脆性を防止するのに有
効な元素であり、0.02重量％以上含有するのが
好ましい。しかしながら、0.40重量％を越える
と、鋼が硬質化し、加工性が劣化する。またｒ
値も低下する。 Sol.Al：Alは脱酸剤として添加され、表面欠陥
のない美麗な鋼表面を与えるのに有効であるの
で0.001重量％以上含有するのが好ましい。し
かしながら、0.08重量％を越えて含有すると、
介在物により表面性状が劣化し、また鋼成品が
硬質化し、加工性が劣化する。 Ｎ：Ｎ含有量を0.001重量％未満にするには真空
脱ガス処理等の特別の処理が必要であり、製造
費の増大となる。本発明はＮ含有量が0.001重
量％以上の経済的に溶製される鋼種に適用が限
定されるものであり、その効果は、Ｎ含有量が
0.001重量％以上で発揮される。しかしながら、
0.007重量％を越えるとTiN量が多くなり硬質
化し、加工性が劣化する。 Ti：延時に低温巻取を行つてもＮを析出物とし
て固着し、成品における固溶Ｎを減らす目的で
添加される。0.002重量％未満では添加効果が
不十分であり、0.02重量％を越えると成品が硬
質化し加工性が劣化する。 Ｎ−14／48Tiの値：理論的にはこの値は零とな
るのが理想的である。この値が零のときは化学
量論的にすべてのTiとＮとが結合する。この
値が負のときは、鋼中に固溶Ti又はTiCが析出
し、成品が硬質化する方向であつて、正のとき
はＮが完全に固着されず、成品の歪時効が生ず
る方向である。第１図に示すように、この値が
±10ppmの範囲ならば上記の劣化が少なく、成
品の特性上問題はない。 Ｐ，Si：これらの元素は強度特性が要求される場
合に必要に応じて添加される。それぞれ、0.05
重量％未満のSi，0.03重量％未満のＰでは強度
上昇効果が顕著でなく、一方Siが0.5重量％を
越えると鋼板表面性状が劣化し、Ｐが0.11重量
％を越えると鋼が脆化する。 Ｂ：Ｂは特性の安定化のために必要に応じて添加
されるが、2ppm未満では効果はなく、10ppm
を越えての添加は製造コストの増大となるだけ
で効果が小さい。 熱延巻取温度：本発明の方法において最も重要な
要件であり、熱延板中に固溶Ｃを残存させるこ
とを目的として低温巻取を行う。270℃を越え
て巻取を行うとＣはFe3Cとして多量に析出し
ｒ値が低下する。270℃以下で巻取を行うと成
品に特に優れた耐時効性を与えるのに有効であ
る。本発明に於いて巻取温度は270℃以下なら
ば室温でもよい。 冷延圧下率：50％未満では加工度が低いので、ｒ
値が低下する。したがつて、50％以上の圧下率
で冷間圧延を行うこととした。 連続焼鈍の条件 加熱速度：連続焼鈍時の加熱速度も本発明の方法
の重要な因子である。１℃／秒未満の加熱速度
では再結晶時におけるセメンタイトの微細析出
が得られないためｒ値が低下する。一方、加熱
速度が100℃／秒を越えると、セメンタイトの
微細析出が間に合わず、その効果が期待でき
ず、ｒ値が低くなり、本発明の目的が達成でき
ない。後述の実施例での実験で示すように、５
〜50℃／秒の範囲の加熱速度が良好なｒ値を得
るのに特に好ましい。 均熱温度：650℃未満の温度での均熱では再結晶
が不十分で伸びが低下し、一方850℃を越える
とγ（オーステナイト）相が析出し、ｒ値が低
下する。 以上詳述の如く、本発明に従い、熱間圧延後急
冷し、270℃以下の温度で鋼帯をコイル状に巻取
り、次いで圧下率50％以上の冷間圧延を行い、更
に加熱速度１〜100℃／秒、均熱温度650〜850℃
で連続焼鈍を行い、次いで、短時間の過時効処理
を行い、室温まで冷却し、調質圧延を行つた後、
成品を出荷する。 以下、本発明を実施例により説明するが、これ
らの実施例は本発明の方法の単なる例示であり、
本発明の技術的範囲を何等制限するものではな
い。 実施例 １ Ｃ：0.03重量％、Mn：0.18重量％、Sol.Al：
0.02重量％、Ｎ：0.0018重量％、Ti：0.006重量
％、Ｐ：0.006重量％、Ｓ：0.004重量％、Si：
0.01重量％を含有し、Ｎ−14／48Ti＝0.0001重量
％であり、残部が実質的にFeからなる鋼を溶製
した。 これを８分割し、実験室にて熱間圧延のシミユ
レーシヨンを行つた。すなわち、上記成分の鋼片
を1200℃で１時間均熱後、850℃以上で熱間圧延
を仕上げ厚３mmで行つた後、直ちに50〜700℃の
各種温度に急冷し、これらの各温度に保持した炉
中に投入し、30分保持後、20℃／時の冷却速度で
冷却した。以上の処理は、実際の熱延工場で熱間
圧延を行い、上記の種々の温度で巻取を行つたコ
イルの温度履歴に相当する。 これらの鋼帯を脱スケールした後0.8mmまで圧
下率73％で冷間圧延し、次いで加熱速度10℃／秒
で700℃まで加熱し、この温度で40秒間保持し、
次いで冷却速度10℃／秒で冷却し、過時効処理を
350℃で２分間の条件で行つた。連続焼鈍に相当
するこれらの処理後、鋼帯を１％の伸び率で調質
圧延し、得られた鋼板についてJIS5号引張試験を
行い、ｒ値と時効指数（A.I）を測定した。 なお、時効指数の測定は、10％の引張を与えた
後、100℃で１時間の熱処理を行つた時の降伏応
力の上昇量であり、この値は鋼板の常温時効性を
示す指標となる。 第２図にこれらの試験結果を示すが、これより
理解されるように巻取温度が270℃以下では時効
指数が低く、270℃を越えると次第に高くなつて
行く。他方、ｒ値は巻取温度が700℃の場合に最
も高いが、巻取温度270℃以下でも1.2以上のｒ値
が得られていてかなりの用途のプレス加工に耐え
られる成形性を有する。 このように本発明にしたがつて、巻取温度およ
び加熱速度等を選択することにより、上記の如く
２分間の短い過時効処理時間でも耐時効性が優
れ、かつ十分な成形性が保証されるレベルのｒ値
の冷延鋼板が製造可能となる。 実施例 ２ Ｃ：0.018重量％、Mn：0.06重量％、Sol.Al：
0.070重量％、Ｎ：0.0033重量％、Ti：0.013重量
％、Ｐ：0.020重量％、Ｓ：0.016重量％、Si：
0.02重量％を含有し、Ｎ−14／48Ti＝−0.0005重
量％であり、残部が実質的にFeからなる鋼を転
炉溶製し、200mm厚のスラブとした。引き続いて
熱間圧延して3.2mmの鋼帯とした。スラブの加熱
温度は1100℃で、熱延仕上温度は840℃で、巻取
温度150℃で熱間圧延終了から巻取までに要した
時間は15秒であつた。 この熱延鋼帯を圧下率75％にて0.8mm厚まで冷
間圧延した。かくして得られた冷延鋼板を実験室
にて種々の加熱速度で680℃又は800℃まで昇温し
て、それらの温度に40秒間保持後、400℃まで約
10℃／秒で冷却し、400℃で２分間保持後、室温
まで冷却した。 次いで１％の調質圧延後、ｒ値を測定した。 焼鈍に於ける加熱速度と対比してｒ値の変化を
第３図に示す。第３図に示すように本発明の方法
に従つて１〜100℃／秒の加熱速度で焼鈍の加熱
を行うと高いｒ値が得られている。 実施例 ３ 鋼成分の成形性および耐時効性に及ぼす影響を
調べるため、第１表に示す成分の鋼を、実験室に
て溶解し、巻取温度のみを変化させて、実施例１
と同様なシミユレーシヨン方法で熱間圧延、冷間
圧延および連続焼鈍、調質圧延を行ないｒ値と時
効指数を測定した。熱間圧延終了から巻取までに
要した時間は10〜20秒であつた。
【表】
第１表に結果を示すように、発明の範囲内の化
学成分の鋼より製造した冷延鋼板の特性は、ｒ≧
1.2、A.I.＜4.0Kg／mm2であり、加工用として十分
であるが、本発明の範囲外の鋼成分のものは、ｒ
＜1.2又はA.I.＞4.0Kg／mm2となり、プレス加工用
冷延鋼板としては不適格である。 すなわち、試料番号12の鋼はＣ含有量が高いた
め、ｒ値が1.03と低くなり、成形性が劣る。試料
13の鋼は（Ｎ−14／48Ti）の値が0.0016重量％と
大きく、Ｎ含有量に比較してTi含有量が低く、
ＮがTiによつて十分に固着されず耐時効性が劣
化している。一方、試料番号14の鋼は（Ｎ−14／
48Ti）の値が−0.0015重量％と負の方向に大きす
ぎ、鋼中に固溶Ti又はTiCが析出し、成形性、す
なわちｒ値が低くなつている。 発明の効果 上述の如く、本発明の方法は、熱延の巻取温度
を著しく低くして、熱延板中に固溶Ｃを多量に残
存させ、その状態で冷間圧延を行い、その後急速
加熱して焼鈍を行うことにより冷延組織の回復・
再結晶時にセメンタイトを微細に析出させ、この
微細析出したセメンタイトを冷却時のＣの析出サ
イトとして過時効処理時にＣを急速に析出せし
め、その結果従来より短い過時効処理時間でも耐
時効性が良好且つ成形性に優れた冷延鋼板を提供
することに成功したものである。 本発明の方法の適用される鋼種はＣ，Ｎが通常
のレベルであり、経済的に溶製でき、過時効処理
時間も短いので処理炉の長さも短縮化することが
でき、工業的に有利である。
学成分の鋼より製造した冷延鋼板の特性は、ｒ≧
1.2、A.I.＜4.0Kg／mm2であり、加工用として十分
であるが、本発明の範囲外の鋼成分のものは、ｒ
＜1.2又はA.I.＞4.0Kg／mm2となり、プレス加工用
冷延鋼板としては不適格である。 すなわち、試料番号12の鋼はＣ含有量が高いた
め、ｒ値が1.03と低くなり、成形性が劣る。試料
13の鋼は（Ｎ−14／48Ti）の値が0.0016重量％と
大きく、Ｎ含有量に比較してTi含有量が低く、
ＮがTiによつて十分に固着されず耐時効性が劣
化している。一方、試料番号14の鋼は（Ｎ−14／
48Ti）の値が−0.0015重量％と負の方向に大きす
ぎ、鋼中に固溶Ti又はTiCが析出し、成形性、す
なわちｒ値が低くなつている。 発明の効果 上述の如く、本発明の方法は、熱延の巻取温度
を著しく低くして、熱延板中に固溶Ｃを多量に残
存させ、その状態で冷間圧延を行い、その後急速
加熱して焼鈍を行うことにより冷延組織の回復・
再結晶時にセメンタイトを微細に析出させ、この
微細析出したセメンタイトを冷却時のＣの析出サ
イトとして過時効処理時にＣを急速に析出せし
め、その結果従来より短い過時効処理時間でも耐
時効性が良好且つ成形性に優れた冷延鋼板を提供
することに成功したものである。 本発明の方法の適用される鋼種はＣ，Ｎが通常
のレベルであり、経済的に溶製でき、過時効処理
時間も短いので処理炉の長さも短縮化することが
でき、工業的に有利である。
第１図は本発明の方法で採用する鋼のＮおよび
Tiの含有範囲を示すグラフである。第２図は、
実施例１の実験結果を示し、連続焼鈍における加
熱速度とｒ値との関係を示すグラフである。第３
図は実施例２の実験結果を示し、熱延巻取温度と
ｒ値との関係を示すグラフである。
Tiの含有範囲を示すグラフである。第２図は、
実施例１の実験結果を示し、連続焼鈍における加
熱速度とｒ値との関係を示すグラフである。第３
図は実施例２の実験結果を示し、熱延巻取温度と
ｒ値との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、かつＮとTiの含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.01〜0.10重量％、 Mn：0.02〜0.40重量％、 Sol.Al：0.001〜0.08重量％、 Ｎ：0.001〜0.007重量％、 Ti：0.002〜0.020重量％、 を含有し、更に、Si：0.05〜0.5重量％、Ｐ：0.03
〜0.11重量％とＢ：0.0002〜0.0010重量％のいず
れか１種または２種以上を含有し、かつＮとTi
の含有量が次の関係、 −0.001重量％＜Ｎ−14／48Ti＜0.001重量％、
を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延後、急冷し、270℃以下の温度
でコイル状に巻取り、次いで圧下率50％以上の冷
間圧延を行い、更に加熱速度１〜100℃／秒、均
熱温度650〜850℃で連続焼鈍を行うこを特徴とす
る加工用冷延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11438984A JPS60258429A (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 加工用冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11438984A JPS60258429A (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 加工用冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60258429A JPS60258429A (ja) | 1985-12-20 |
| JPH0125381B2 true JPH0125381B2 (ja) | 1989-05-17 |
Family
ID=14636449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11438984A Granted JPS60258429A (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 加工用冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60258429A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024136281A1 (ko) * | 2022-12-21 | 2024-06-27 | 주식회사 포스코 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0765115B2 (ja) * | 1987-07-30 | 1995-07-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り用冷間圧延鋼板の製造法 |
| JP3292671B2 (ja) * | 1997-02-10 | 2002-06-17 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯 |
-
1984
- 1984-06-06 JP JP11438984A patent/JPS60258429A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2024136281A1 (ko) * | 2022-12-21 | 2024-06-27 | 주식회사 포스코 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60258429A (ja) | 1985-12-20 |
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