JPH0153334B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0153334B2 JPH0153334B2 JP58147386A JP14738683A JPH0153334B2 JP H0153334 B2 JPH0153334 B2 JP H0153334B2 JP 58147386 A JP58147386 A JP 58147386A JP 14738683 A JP14738683 A JP 14738683A JP H0153334 B2 JPH0153334 B2 JP H0153334B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- rolling
- slab
- cold
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- 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
本発明はプレス成形性の優れた冷延鋼板の製造
方法に関する。 より詳細には本発明は、連続鋳造熱鋳片を特殊
な熱延加熱方法によつて処理してAlN及びMnS
の析出を制御し、比較的低温度の巻取の熱間圧延
を可能とした連続焼鈍によるプレス成形性に優れ
たアルミキルド冷延鋼板の製造方法に関する。 従来、プレス成形用冷延鋼板は箱焼鈍法により
製造されている。しかしながら箱焼鈍では焼鈍に
要する時間が極めて長く、生産率が低い欠点があ
つた。箱焼鈍でのこれら欠点は連続焼鈍法ではす
べて解消される。しかし連続焼鈍は急速加熱、短
時間均熱、急速冷却と云うプロセス的特徴のた
め、絞り性に好ましい再結晶集合組織が充分発達
しないためプレス成形用冷延鋼板としての絞り性
が確保しにくいこと、および結晶粒が微細になり
やすいこと、鋼中のＣが充分に析出しにくく、鋼
中のＣ固溶量が多いことなどの要因により硬質で
張出し性も悪いなど一般的に箱焼鈍に較べてプレ
ス成形性が劣る問題があつた。 最近連続焼鈍により冷延鋼板の製造が実用化さ
れプレス成形用冷延鋼板の連続焼鈍による製造法
が発表されている。すなわちこの方法によると熱
間圧延時650℃以上の高温巻取を行い、熱延鋼板
中のセメンタイト及びAlNを粗大凝集させ、軟
質化やｒ値の改善を行つている。しかしながら、
高温巻取を行うため酸洗性が低下したり、熱延鋼
板表面層の結晶粒が粗大化し、冷延時または製品
のプレス加工時にリジング現象による表面欠陥を
発生する欠陥がある。そこで本発明者らは高温巻
取によらずしかも低コストでプレス成形用冷延鋼
板の製造法について検討し、熱間圧延の為の特殊
な加熱方法を選ぶことによりこの目的が達成でき
ることを知見した。 即ち、本発明の要旨は、 C0.04％以下、 Mn0.10〜0.35％、 S0.015％以下、 Al0.040％以下、 N0.0030％以下、 を含み、Al／Ｎが５〜20であつて、残部がFe及
び不可避的不純物元素からなるアルミキルド鋼を
連続鋳造し、得られた熱鋳片を２〜10％の断面積
減少率で圧延し、この圧延した鋳片を800℃以上
Ar3点以下の範囲に降温し、次いで1000〜1150℃
に加熱して40〜100分間保持した後、Ar3点以上
の仕上温度及び550〜650℃の巻取温度で熱間圧延
を行い、更に冷間圧延及び連続焼鈍することを特
徴とするプレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方
法である。 まず、本発明の方法を適用する鋼の化学成分の
限定理由について説明する。 Ｃは成品の強度を高める成分であるが、プレス
成形性を阻害する。すなわち、Ｃ含有量が低いほ
ど成品の絞り性、張出し性が向上する。より詳細
には、Ｃ含有量が0.04％を越えると、連続鋳造熱
鋳片をAr3〜800℃の温度に降温してもγ相の一
部が残留し、再加熱後のγ粒は混粒となり熱延板
も混粒となるため絞り性が劣化する。更に、降温
時に末変態のγ相にAl、Ｎの濃化が生じて再加
熱時のAlNの析出が停滞する。 一般に、Ｃ含有量が0.02％以下のときは時効劣
化が大となるが、本発明の方法による成品ではＣ
の析出サイトとして加熱時に微細析出したMnS
が存在するため時効劣化は少ない。従つて、本発
明ではC0.04％以下とする。 MnはＣと同様に鋼を硬化させるので0.35％以
下とした。他方、0.10％未満ではMnSの生成が不
十分となり、熱間脆性を生じるので0.10％以上と
した。 一般に、Ｓ含有量が増大すると介在物が増大し
て加工性が劣化する。特に、0.015％を越えると、
鋳片の凝固中に粗大MnSが生成し、本発明の方
法に於いてＣ析出サイトとして利用する微細
MnSの析出が期待できなくなる。 AlとＮについては、冷延鋼板の焼鈍時に良好
な粒成長性を得るためにAlNは少ない方が好ま
しい。従つて、Al及びＮの含有量をそれぞれ
0.040％以下及び0.0030％以下とした。 他方、AlNを短時間で析出させ、粗大化する
為にはAl量をＮ量より過剰にすることが必要で
あるので、Al／Ｎ比を５以上とした。しかしな
がらAl／Ｎ比が20以上では上記の効果が飽和し、
それ以上のAl添加は単なる製造費の上昇を招く
だけである。従つて、Al／Ｎ比を５〜20の範囲
とした。 次に、本発明の方法の熱延加熱条件について説
明する。 本発明の原理は上述の如く、従来のプレス成形
用冷延鋼板の製造のために行われてきた高温巻取
を回避することを目的とし、特殊な熱延条件によ
りAlNを粗大凝集化して連続焼鈍時の粒成長性
を改善すると同時に、MnSを微細析出せしめて
時効性を改善し、低温巻取を可能とした点にあ
る。 連続鋳造熱鋳片に２〜10％の圧下を与えるの
は、この圧延後にγ／α変態を往復する冷却、再
加熱を行い、再度熱間圧延を行うと組織が微細化
し、冷延鋼板の絞り性が良好となる為である。又
圧延による変態促進効果が作用しAr3点が上昇
し、良好な特性を得るためにスラブを降温する絶
対温度が上昇し省エネルギー化が図れる。２％未
満での圧延ではこの効果を期待できず、10％を越
える圧延ではAr3点以下の圧延となる恐れがあ
り、更に圧延のための設備が大規模となり好まし
くない。 連続鋳造熱鋳片をAr3点以下の温度まで降温す
るのは次の理由による。 まず、本発明ではAlN及びMnSの析出を利用
するものであり、このためγ領域では析出しにく
いAlN及びMnSをα領域まで降温することによ
つてこれらを短時間で析出させんとする。 更に、γ／α変態を往復させることによつて変
態細粒化を図り、再加熱時のγ粒を微細化する。
すなわち、Ar3点以下に降温することなく圧延す
ると、鋳造ままの粗大γ粒子が熱延鋼板にも引継
がれ、成品冷延鋼板のｒ値の劣化となり、冷間圧
延時及び成形加工時にリジングが発生し易い。 他方、連続鋳造熱鋳片の降温を800℃以上とす
るのは、α相に於けるAlNの析出は800〜850℃
で最も早く、800℃未満にまで降温してもAl析出
促進効果は飽和している。更に、低温度に連続鋳
造鋳片を降温することは、圧延再加熱時のエネル
ギー増大に直接つながり、好ましくない。 本発明の方法に於ける圧延加熱温度を1000〜
1150℃とするのは次の理由による。後述する如
く、本発明の方法に従う熱間圧延の仕上温度は
Ar3点以上であることが必要で、このためには圧
延中の温度降下等を考慮すると加熱温度は1000℃
以上にする必要がある。 他方、加熱温度が1150℃を越えると、前段工程
での降温により析出したAlNが再固溶し始め、
本発明の目的である巻取温度の低下を達成するこ
とができない。更に、過度の加熱となり、エネル
ギー損失ともなる。 鋳片の加熱保持時間の制限理由について述べる
と、40分未満の保持時間では鋳片温度の均一化が
得られない。特に鋳片（スラブ）のエツジ部と中
央部とは実質装入温度が相違するため実際のスラ
ブ寸法では40分以上の保持時間が必要である。更
に、本発明の方法では上述の如く鋳片加熱時に
AlNを粗大凝集してこれにより低温度の巻取を
行つても冷延鋼板の連続焼鈍時の粒成長を確実に
することを目的としているが、40分未満の保持時
間ではAlNの粗大凝集化が困難となる。 他方、上記の加熱温度、即ち1000〜1150℃で
100分を越えて保持すると、MnSが粗大化し始め
る。本発明の方法では、微細なMnSを存在させ
ておき、これを連続焼鈍時の過時効中の固溶Ｃの
析出サイトとして有効利用するものであるが、粗
大MnSではこの効果を得ることができない。従
つて、100分を越える加熱保持時間では上記の本
発明の効果が達成できず、更にエネルギーロスも
大きくなる。 本発明の方法に於ける熱間圧延の仕上温度は
Ar3点以下であることが必要である。これはAr3
点以下の温度で仕上圧延を行うとγ−αの２相で
圧延することとなり、成品の張出し性及び絞り性
が劣化するからである。 熱延巻取温度を650℃以下の低温度にするのは
本発明の主な目的であり、650℃を越えて巻取を
行うと鋼板表面のスケール層が増大して酸洗性が
著しく劣化するとともに鋼板表層部の結晶粒が粗
大化し、冷間圧延域或いは成形加工時にリジング
が生ずるからである。他方、本発明では特殊な熱
延加熱を行いAlNを粗大凝集化するので高温巻
取をする必要はない。 更に、本発明の方法を適用する鋼のＣ含有量は
0.04％以下なので低い巻取温度でも特性の劣化は
少ないが、炭化物（セメンタイト）を十分に析出
させるために550℃以上の巻取温度とした。 以下、本発明を実施例により説明する。尚、こ
れらの実施例は本発明の単なる例示であつて本発
明の範囲を何等制限するものでないことは勿論で
ある。 実施例 １ C0.008〜0.032％、Mn0.14〜0.30％、S0.002〜
0.012％、Al0.028％以下、N0.0035％以下、Al／
N8〜18の連続鋳造スラブに５〜８％の圧延を行
つたのちAr3点〜800℃で加熱炉に装入し、種々
の加熱温度で90分間保持し、Ar3点以上での仕上
温度で熱間圧延し、600℃で巻取り、厚さ3.0mmの
熱延鋼板とし、酸洗後厚さ0.8mmまで冷間圧延し
た。更に800℃×１分間の再結晶焼鈍し、連続し
て400℃×３分間の過時効処理を行い、次いで1.5
％の調質圧延を行つた。このようにして得られた
冷延鋼板のｒ値を測定し、スラブ加熱温度のｒ値
に及ぼす影響を第１図に示す。 第１図に示すとおり、スラブ加熱温度が1000℃
未満のときには冷延鋼板成品のｒ値が著しく低下
して加工性が劣化する。これは1000℃未満のスラ
ブ加熱では熱間圧延中の温度降下によりAr3点以
上の温度で圧延を終了するのが困難となり、γ−
αの２相で圧延を行うので冷延鋼板成品の張出し
性及び絞り性が劣化するからである。 他方、第１図から明らかな如く、スラブ加熱温
度が1150℃を越えてもｒ値は著しく劣化する。こ
れは、連続鋳造されたままの高温スラブをAr3〜
800℃の温度まで冷却させることによつて析出せ
しめたAlNが1150℃を越えて加熱すると再固溶
するからである。このため、AlNの粗大粒を利
用して粒成長を行う本発明の効果が達成できず、
加工性が劣化する。 実施例 ２ C0.012〜0.038％、Mn0.15〜0.30％、S0.001〜
0.012％、Al0.025％以下、N0.0028％以下、Al／
N6〜17のスラブに５〜８％の圧延を行つたのち
Ar3点〜800℃で加熱炉に装入し1070℃の温度で
種々の時間に加熱保持した。これらの加熱スラブ
を実施例１と同様の熱間圧延、酸洗処理、冷間圧
延、連続焼鈍及び調質処理を行い、得られた冷延
鋼板成品のｒ値及び時効指数AIを測定し、その
結果を第２図に示す。尚、時効指数AI（Kgｆ／
mm2）とは、調質圧延された冷延鋼板成品に10％の
予歪を与えたときの降伏応力Ａと、100℃で１時
間の時効処理後に再引張したときの降伏応力Ｂと
の差（Ｂ−Ａ）で示される。 第２図に示す通り、スラブ加熱時間が40分未満
のときは、AlN粒を粗大凝集するのに不十分で
あり、冷延鋼板の焼鈍時に十分な粒成長性を確保
できず、ｒ値が著しく低下する。 他方、スラブ加熱保持時間が100分を越えると
時効性が著しく劣化する。これは、長時間の加熱
保持のため微細MnSが粗大化し、焼鈍時の過時
効中の固溶Ｃの析出サイトとしてMnSを利用で
きなくなるためである。 実施例 ３ 第１表に示す鋼成分の連続鋳造スラブを同じく
第１表中に示す条件で加熱及び熱間圧延して3.2
mm厚の熱延鋼板とした、これらを酸洗後、0.8mm
厚にまで冷間圧延し、770℃で１分間の焼鈍及び
400℃で３分の過時効の連続焼鈍を行い、次いで
1.5％で調質圧延した。得られた冷延鋼板の機械
的特性を測定してそれらの結果を第１表に示す。
方法に関する。 より詳細には本発明は、連続鋳造熱鋳片を特殊
な熱延加熱方法によつて処理してAlN及びMnS
の析出を制御し、比較的低温度の巻取の熱間圧延
を可能とした連続焼鈍によるプレス成形性に優れ
たアルミキルド冷延鋼板の製造方法に関する。 従来、プレス成形用冷延鋼板は箱焼鈍法により
製造されている。しかしながら箱焼鈍では焼鈍に
要する時間が極めて長く、生産率が低い欠点があ
つた。箱焼鈍でのこれら欠点は連続焼鈍法ではす
べて解消される。しかし連続焼鈍は急速加熱、短
時間均熱、急速冷却と云うプロセス的特徴のた
め、絞り性に好ましい再結晶集合組織が充分発達
しないためプレス成形用冷延鋼板としての絞り性
が確保しにくいこと、および結晶粒が微細になり
やすいこと、鋼中のＣが充分に析出しにくく、鋼
中のＣ固溶量が多いことなどの要因により硬質で
張出し性も悪いなど一般的に箱焼鈍に較べてプレ
ス成形性が劣る問題があつた。 最近連続焼鈍により冷延鋼板の製造が実用化さ
れプレス成形用冷延鋼板の連続焼鈍による製造法
が発表されている。すなわちこの方法によると熱
間圧延時650℃以上の高温巻取を行い、熱延鋼板
中のセメンタイト及びAlNを粗大凝集させ、軟
質化やｒ値の改善を行つている。しかしながら、
高温巻取を行うため酸洗性が低下したり、熱延鋼
板表面層の結晶粒が粗大化し、冷延時または製品
のプレス加工時にリジング現象による表面欠陥を
発生する欠陥がある。そこで本発明者らは高温巻
取によらずしかも低コストでプレス成形用冷延鋼
板の製造法について検討し、熱間圧延の為の特殊
な加熱方法を選ぶことによりこの目的が達成でき
ることを知見した。 即ち、本発明の要旨は、 C0.04％以下、 Mn0.10〜0.35％、 S0.015％以下、 Al0.040％以下、 N0.0030％以下、 を含み、Al／Ｎが５〜20であつて、残部がFe及
び不可避的不純物元素からなるアルミキルド鋼を
連続鋳造し、得られた熱鋳片を２〜10％の断面積
減少率で圧延し、この圧延した鋳片を800℃以上
Ar3点以下の範囲に降温し、次いで1000〜1150℃
に加熱して40〜100分間保持した後、Ar3点以上
の仕上温度及び550〜650℃の巻取温度で熱間圧延
を行い、更に冷間圧延及び連続焼鈍することを特
徴とするプレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方
法である。 まず、本発明の方法を適用する鋼の化学成分の
限定理由について説明する。 Ｃは成品の強度を高める成分であるが、プレス
成形性を阻害する。すなわち、Ｃ含有量が低いほ
ど成品の絞り性、張出し性が向上する。より詳細
には、Ｃ含有量が0.04％を越えると、連続鋳造熱
鋳片をAr3〜800℃の温度に降温してもγ相の一
部が残留し、再加熱後のγ粒は混粒となり熱延板
も混粒となるため絞り性が劣化する。更に、降温
時に末変態のγ相にAl、Ｎの濃化が生じて再加
熱時のAlNの析出が停滞する。 一般に、Ｃ含有量が0.02％以下のときは時効劣
化が大となるが、本発明の方法による成品ではＣ
の析出サイトとして加熱時に微細析出したMnS
が存在するため時効劣化は少ない。従つて、本発
明ではC0.04％以下とする。 MnはＣと同様に鋼を硬化させるので0.35％以
下とした。他方、0.10％未満ではMnSの生成が不
十分となり、熱間脆性を生じるので0.10％以上と
した。 一般に、Ｓ含有量が増大すると介在物が増大し
て加工性が劣化する。特に、0.015％を越えると、
鋳片の凝固中に粗大MnSが生成し、本発明の方
法に於いてＣ析出サイトとして利用する微細
MnSの析出が期待できなくなる。 AlとＮについては、冷延鋼板の焼鈍時に良好
な粒成長性を得るためにAlNは少ない方が好ま
しい。従つて、Al及びＮの含有量をそれぞれ
0.040％以下及び0.0030％以下とした。 他方、AlNを短時間で析出させ、粗大化する
為にはAl量をＮ量より過剰にすることが必要で
あるので、Al／Ｎ比を５以上とした。しかしな
がらAl／Ｎ比が20以上では上記の効果が飽和し、
それ以上のAl添加は単なる製造費の上昇を招く
だけである。従つて、Al／Ｎ比を５〜20の範囲
とした。 次に、本発明の方法の熱延加熱条件について説
明する。 本発明の原理は上述の如く、従来のプレス成形
用冷延鋼板の製造のために行われてきた高温巻取
を回避することを目的とし、特殊な熱延条件によ
りAlNを粗大凝集化して連続焼鈍時の粒成長性
を改善すると同時に、MnSを微細析出せしめて
時効性を改善し、低温巻取を可能とした点にあ
る。 連続鋳造熱鋳片に２〜10％の圧下を与えるの
は、この圧延後にγ／α変態を往復する冷却、再
加熱を行い、再度熱間圧延を行うと組織が微細化
し、冷延鋼板の絞り性が良好となる為である。又
圧延による変態促進効果が作用しAr3点が上昇
し、良好な特性を得るためにスラブを降温する絶
対温度が上昇し省エネルギー化が図れる。２％未
満での圧延ではこの効果を期待できず、10％を越
える圧延ではAr3点以下の圧延となる恐れがあ
り、更に圧延のための設備が大規模となり好まし
くない。 連続鋳造熱鋳片をAr3点以下の温度まで降温す
るのは次の理由による。 まず、本発明ではAlN及びMnSの析出を利用
するものであり、このためγ領域では析出しにく
いAlN及びMnSをα領域まで降温することによ
つてこれらを短時間で析出させんとする。 更に、γ／α変態を往復させることによつて変
態細粒化を図り、再加熱時のγ粒を微細化する。
すなわち、Ar3点以下に降温することなく圧延す
ると、鋳造ままの粗大γ粒子が熱延鋼板にも引継
がれ、成品冷延鋼板のｒ値の劣化となり、冷間圧
延時及び成形加工時にリジングが発生し易い。 他方、連続鋳造熱鋳片の降温を800℃以上とす
るのは、α相に於けるAlNの析出は800〜850℃
で最も早く、800℃未満にまで降温してもAl析出
促進効果は飽和している。更に、低温度に連続鋳
造鋳片を降温することは、圧延再加熱時のエネル
ギー増大に直接つながり、好ましくない。 本発明の方法に於ける圧延加熱温度を1000〜
1150℃とするのは次の理由による。後述する如
く、本発明の方法に従う熱間圧延の仕上温度は
Ar3点以上であることが必要で、このためには圧
延中の温度降下等を考慮すると加熱温度は1000℃
以上にする必要がある。 他方、加熱温度が1150℃を越えると、前段工程
での降温により析出したAlNが再固溶し始め、
本発明の目的である巻取温度の低下を達成するこ
とができない。更に、過度の加熱となり、エネル
ギー損失ともなる。 鋳片の加熱保持時間の制限理由について述べる
と、40分未満の保持時間では鋳片温度の均一化が
得られない。特に鋳片（スラブ）のエツジ部と中
央部とは実質装入温度が相違するため実際のスラ
ブ寸法では40分以上の保持時間が必要である。更
に、本発明の方法では上述の如く鋳片加熱時に
AlNを粗大凝集してこれにより低温度の巻取を
行つても冷延鋼板の連続焼鈍時の粒成長を確実に
することを目的としているが、40分未満の保持時
間ではAlNの粗大凝集化が困難となる。 他方、上記の加熱温度、即ち1000〜1150℃で
100分を越えて保持すると、MnSが粗大化し始め
る。本発明の方法では、微細なMnSを存在させ
ておき、これを連続焼鈍時の過時効中の固溶Ｃの
析出サイトとして有効利用するものであるが、粗
大MnSではこの効果を得ることができない。従
つて、100分を越える加熱保持時間では上記の本
発明の効果が達成できず、更にエネルギーロスも
大きくなる。 本発明の方法に於ける熱間圧延の仕上温度は
Ar3点以下であることが必要である。これはAr3
点以下の温度で仕上圧延を行うとγ−αの２相で
圧延することとなり、成品の張出し性及び絞り性
が劣化するからである。 熱延巻取温度を650℃以下の低温度にするのは
本発明の主な目的であり、650℃を越えて巻取を
行うと鋼板表面のスケール層が増大して酸洗性が
著しく劣化するとともに鋼板表層部の結晶粒が粗
大化し、冷間圧延域或いは成形加工時にリジング
が生ずるからである。他方、本発明では特殊な熱
延加熱を行いAlNを粗大凝集化するので高温巻
取をする必要はない。 更に、本発明の方法を適用する鋼のＣ含有量は
0.04％以下なので低い巻取温度でも特性の劣化は
少ないが、炭化物（セメンタイト）を十分に析出
させるために550℃以上の巻取温度とした。 以下、本発明を実施例により説明する。尚、こ
れらの実施例は本発明の単なる例示であつて本発
明の範囲を何等制限するものでないことは勿論で
ある。 実施例 １ C0.008〜0.032％、Mn0.14〜0.30％、S0.002〜
0.012％、Al0.028％以下、N0.0035％以下、Al／
N8〜18の連続鋳造スラブに５〜８％の圧延を行
つたのちAr3点〜800℃で加熱炉に装入し、種々
の加熱温度で90分間保持し、Ar3点以上での仕上
温度で熱間圧延し、600℃で巻取り、厚さ3.0mmの
熱延鋼板とし、酸洗後厚さ0.8mmまで冷間圧延し
た。更に800℃×１分間の再結晶焼鈍し、連続し
て400℃×３分間の過時効処理を行い、次いで1.5
％の調質圧延を行つた。このようにして得られた
冷延鋼板のｒ値を測定し、スラブ加熱温度のｒ値
に及ぼす影響を第１図に示す。 第１図に示すとおり、スラブ加熱温度が1000℃
未満のときには冷延鋼板成品のｒ値が著しく低下
して加工性が劣化する。これは1000℃未満のスラ
ブ加熱では熱間圧延中の温度降下によりAr3点以
上の温度で圧延を終了するのが困難となり、γ−
αの２相で圧延を行うので冷延鋼板成品の張出し
性及び絞り性が劣化するからである。 他方、第１図から明らかな如く、スラブ加熱温
度が1150℃を越えてもｒ値は著しく劣化する。こ
れは、連続鋳造されたままの高温スラブをAr3〜
800℃の温度まで冷却させることによつて析出せ
しめたAlNが1150℃を越えて加熱すると再固溶
するからである。このため、AlNの粗大粒を利
用して粒成長を行う本発明の効果が達成できず、
加工性が劣化する。 実施例 ２ C0.012〜0.038％、Mn0.15〜0.30％、S0.001〜
0.012％、Al0.025％以下、N0.0028％以下、Al／
N6〜17のスラブに５〜８％の圧延を行つたのち
Ar3点〜800℃で加熱炉に装入し1070℃の温度で
種々の時間に加熱保持した。これらの加熱スラブ
を実施例１と同様の熱間圧延、酸洗処理、冷間圧
延、連続焼鈍及び調質処理を行い、得られた冷延
鋼板成品のｒ値及び時効指数AIを測定し、その
結果を第２図に示す。尚、時効指数AI（Kgｆ／
mm2）とは、調質圧延された冷延鋼板成品に10％の
予歪を与えたときの降伏応力Ａと、100℃で１時
間の時効処理後に再引張したときの降伏応力Ｂと
の差（Ｂ−Ａ）で示される。 第２図に示す通り、スラブ加熱時間が40分未満
のときは、AlN粒を粗大凝集するのに不十分で
あり、冷延鋼板の焼鈍時に十分な粒成長性を確保
できず、ｒ値が著しく低下する。 他方、スラブ加熱保持時間が100分を越えると
時効性が著しく劣化する。これは、長時間の加熱
保持のため微細MnSが粗大化し、焼鈍時の過時
効中の固溶Ｃの析出サイトとしてMnSを利用で
きなくなるためである。 実施例 ３ 第１表に示す鋼成分の連続鋳造スラブを同じく
第１表中に示す条件で加熱及び熱間圧延して3.2
mm厚の熱延鋼板とした、これらを酸洗後、0.8mm
厚にまで冷間圧延し、770℃で１分間の焼鈍及び
400℃で３分の過時効の連続焼鈍を行い、次いで
1.5％で調質圧延した。得られた冷延鋼板の機械
的特性を測定してそれらの結果を第１表に示す。
【表】
(注) ＊は本発明の範囲外
A：実施例１のスラブを利用、B：実施例２のスラ
ブを利用、C：実施例１のスラブを利用(組成は試料No.
４に同じ)
試料No.１〜４は本発明の方法に従つて製造され
た冷延鋼板成品の特性を示すものであり、いずれ
も良好なプレス成形性を示す。 試料No.５はスラブ装入温度が高く本発明の範囲
外となつたものである。即ち、連続鋳造スラブを
Ar3点以下に降温せず、γ／α変態を生じせしめ
なかつたため、AlN及びMnSが析出せず、連続
焼鈍時の粒成長が十分に起こらず、ｒ値及び時効
指数で示されるプレス成形性か著しく劣化してい
る。 試料No.６の冷延鋼板成品はスラブ均熱温度が低
いため熱延仕上温度がAr3点未満という点で本発
明の範囲から外れた比較例である。上述の如く、
こうした場合にはγ−αの２相で熱間圧延の一部
を行うこととなるためにプレス成形性が著しく劣
化する。 試料No.７及び８はスラブ均熱時間（すなわち加
熱保持時間）が本発明の範囲外である比較例であ
る。これらの場合には上述したように均熱時間が
短くとも（No.７）或いは長くとも（No.８）上述の
理由でプレス成形性が劣化する。 尚、No.５〜８の試料は実施例１のスラブを利用
したものであり、No.９〜10は実施例２のスラブを
利用したものである。 試料No.９の冷延鋼板成品は巻取温度が高いので
本発明の範囲外となつた比較例である。No.９はｒ
値及び時効指数とも良好な範囲であつたが、熱延
鋼板の表層部にスケールが厚く発生し、酸洗性が
悪い。 試料No.10の冷延鋼板成品は巻取温度が低いため
本発明の範囲外となつた比較例である。この場
合、巻取時に十分にセメンタイトが析出しないた
め、成品のプレス成形性が劣化した。 試料No.11は圧下量が不足し、AINの析出が不
十分となりプレス成形性が劣化した。 試料No.12は圧下量が大きく特性は良好である
が、圧延荷重が大幅に上昇した。 以上詳述の如く、本発明はアルミキルド鋼の連
続鋳造熱鋳片を特殊な条件にて加熱圧延すること
により、低温巻取によつてもプレス成形性の良好
な冷延鋼板を提供することに成功したものであ
り、本発明は上述の具体例による記載に何等制限
されるものでなく、特許請求の範囲内で多くの態
様、変更が可能である。
A：実施例１のスラブを利用、B：実施例２のスラ
ブを利用、C：実施例１のスラブを利用(組成は試料No.
４に同じ)
試料No.１〜４は本発明の方法に従つて製造され
た冷延鋼板成品の特性を示すものであり、いずれ
も良好なプレス成形性を示す。 試料No.５はスラブ装入温度が高く本発明の範囲
外となつたものである。即ち、連続鋳造スラブを
Ar3点以下に降温せず、γ／α変態を生じせしめ
なかつたため、AlN及びMnSが析出せず、連続
焼鈍時の粒成長が十分に起こらず、ｒ値及び時効
指数で示されるプレス成形性か著しく劣化してい
る。 試料No.６の冷延鋼板成品はスラブ均熱温度が低
いため熱延仕上温度がAr3点未満という点で本発
明の範囲から外れた比較例である。上述の如く、
こうした場合にはγ−αの２相で熱間圧延の一部
を行うこととなるためにプレス成形性が著しく劣
化する。 試料No.７及び８はスラブ均熱時間（すなわち加
熱保持時間）が本発明の範囲外である比較例であ
る。これらの場合には上述したように均熱時間が
短くとも（No.７）或いは長くとも（No.８）上述の
理由でプレス成形性が劣化する。 尚、No.５〜８の試料は実施例１のスラブを利用
したものであり、No.９〜10は実施例２のスラブを
利用したものである。 試料No.９の冷延鋼板成品は巻取温度が高いので
本発明の範囲外となつた比較例である。No.９はｒ
値及び時効指数とも良好な範囲であつたが、熱延
鋼板の表層部にスケールが厚く発生し、酸洗性が
悪い。 試料No.10の冷延鋼板成品は巻取温度が低いため
本発明の範囲外となつた比較例である。この場
合、巻取時に十分にセメンタイトが析出しないた
め、成品のプレス成形性が劣化した。 試料No.11は圧下量が不足し、AINの析出が不
十分となりプレス成形性が劣化した。 試料No.12は圧下量が大きく特性は良好である
が、圧延荷重が大幅に上昇した。 以上詳述の如く、本発明はアルミキルド鋼の連
続鋳造熱鋳片を特殊な条件にて加熱圧延すること
により、低温巻取によつてもプレス成形性の良好
な冷延鋼板を提供することに成功したものであ
り、本発明は上述の具体例による記載に何等制限
されるものでなく、特許請求の範囲内で多くの態
様、変更が可能である。
第１図はスラブ加熱温度と冷延鋼板成品のｒ値
との関係を示すグラフである。第２図はスラブ加
熱保持時間（均熱時間）と冷延鋼板成品のｒ値及
び時効指数との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。第２図はスラブ加
熱保持時間（均熱時間）と冷延鋼板成品のｒ値及
び時効指数との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.04％以下、 Mn0.10〜0.35％、 S0.015％以下、 Al0.040％以下、 N0.0030％以下、 を含み、Al／Ｎが５〜20であつて、残部がFe及
び不可避的不純物元素からなるアルミキルド鋼を
連続鋳造し、得られた熱鋳片を２〜10％の断面積
減少率で圧延し、この圧延した鋳片を800℃以上
Ar3点以下に降温し、次いで1000〜1150℃に加熱
して40〜100分間保持した後、Ar3点以上の仕上
温度及び550〜650℃の巻取温度で熱間圧延を行
い、更に冷間圧延及び連続焼鈍することを特徴と
するプレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14738683A JPS6039126A (ja) | 1983-08-12 | 1983-08-12 | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14738683A JPS6039126A (ja) | 1983-08-12 | 1983-08-12 | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6039126A JPS6039126A (ja) | 1985-02-28 |
| JPH0153334B2 true JPH0153334B2 (ja) | 1989-11-14 |
Family
ID=15429079
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14738683A Granted JPS6039126A (ja) | 1983-08-12 | 1983-08-12 | プレス成形性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6039126A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6070123A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Kawasaki Steel Corp | 連続鋳造アルミキルド鋼の熱間圧延方法 |
| CN108796381B (zh) * | 2017-04-26 | 2020-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种罐用高轴向承载力及优良成形性的钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5852439A (ja) * | 1981-09-21 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | 非時効性で、かつ深絞り加工性が優れ、ｒ値の板面内の異方性の少ない冷延鋼板を連続焼鈍にて製造する方法 |
| JPS5959831A (ja) * | 1982-09-30 | 1984-04-05 | Nippon Steel Corp | 肌荒の生じない冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59116327A (ja) * | 1982-12-22 | 1984-07-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 深絞り用冷延アルミキルド鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-08-12 JP JP14738683A patent/JPS6039126A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6039126A (ja) | 1985-02-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4116729A (en) | Method for treating continuously cast steel slabs | |
| JPS5849624B2 (ja) | 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0153334B2 (ja) | ||
| JPS6261646B2 (ja) | ||
| JP3737558B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP3818025B2 (ja) | 異方性の小さい冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS593528B2 (ja) | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
| JPS6234803B2 (ja) | ||
| JP2672751B2 (ja) | 打抜き加工性、成形性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5974237A (ja) | 成形性のすぐれた深絞り用亜鉛めつき鋼板の製造法 | |
| JPH01191748A (ja) | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5913030A (ja) | 深絞り性の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造法 | |
| JPS5980727A (ja) | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5858413B2 (ja) | 成形性のすぐれた高張力めつき鋼板の製造法 | |
| JPH0826402B2 (ja) | 連続焼鈍による表面性状の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6326179B2 (ja) | ||
| JPH10265845A (ja) | 冷間加工性に優れた熱延合金鋼板の製造方法 | |
| JPH07100817B2 (ja) | 遅時効性冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS59575B2 (ja) | 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JPH0639622B2 (ja) | 深絞り性と常温非時効性に優れた連続焼鈍による軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6235462B2 (ja) | ||
| JPH09263879A (ja) | 加工性と耐時効性の良好な冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPS63103025A (ja) | 薄鋳帯からの深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH02170921A (ja) | 高成形性高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH045733B2 (ja) |