JPH0317233A - ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0317233A JPH0317233A JP1151278A JP15127889A JPH0317233A JP H0317233 A JPH0317233 A JP H0317233A JP 1151278 A JP1151278 A JP 1151278A JP 15127889 A JP15127889 A JP 15127889A JP H0317233 A JPH0317233 A JP H0317233A
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Landscapes
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
Ｌ又±史剋貝分立
本発明は、ストリップキャスティングによる深絞り成形
用冷延洞板の製造方法に関する。
用冷延洞板の製造方法に関する。
藍米食技亙
自動車のドア、オイルバン等の成形に用いられる鋼板に
は、深絞り戒形性に極めてすぐれることが要求される。
は、深絞り戒形性に極めてすぐれることが要求される。
従来、かかる鋼板は、完全凝固した連続鋳造鋳片を切断
し、冷却した後に、１２００℃程度の温度に加熱保持し
た均熱炉に装入して均熱し、熱間圧延して熱延コイルと
し、更に、酸洗後、冷間圧延を施し、焼鈍することによ
って、製造されている。
し、冷却した後に、１２００℃程度の温度に加熱保持し
た均熱炉に装入して均熱し、熱間圧延して熱延コイルと
し、更に、酸洗後、冷間圧延を施し、焼鈍することによ
って、製造されている。
しかし、最近、鋳片の表面性状の改良が進展するにつれ
て、工程の省略による省エネルギーが検討され、鋳造ま
まスラブを再加熱することなく、連続的に熱間圧延する
技術や、更には、鋳造ままで熱延鋼板と同等の板厚の鋳
片を製造する技術が開発されるに至っている。特に、後
者の技術は、ストリップキャスティングと呼ばれており
、冷延鋼板の製造プロセスにおいて、格段の省工程を可
能とするものであるので、今後、一層の技術発展が期待
されている。しかしながら、この技術には、冷間圧延、
焼鈍後、鋼板の深絞り戒形性が従来の方法による鋼板に
比べて、著しく劣る問題がある．ところで、極低Ｃｆｉ
ｌにＴｉを添加してなる鋼を従来の方式に従って冷延鋼
板とする場合に、綱中のＣをＴｔやＮｂ等にて固定した
熱延コイルを得、これを冷間圧延し、再結晶焼鈍するこ
とによって、極めてすぐれた深絞り性を付与することが
できることは、既によく知られている．また、鋼中のＣ
をＴｉやＮｂ等にて固定させて後、フエライト域圧延を
施し、更に、再結晶焼鈍を施すことによって、熱延鋼板
の深絞り成形性を向上させることができることも、既に
知られている． 通常、熱延コイルの状態にて綱中のＣを固定するには、
コイルをある程度高温、例えば、７００℃程度で巻取る
方法が採用されており、フエライト圧延前の状態にて鋼
中のＣを固定するには、ラフバー鋼片を８００〜９００
℃の温度に長時間保持する方法が採用されている。従っ
て、ストリップキャスティングによる薄肉鋳片を冷間圧
延し、焼鈍して、冷延ＩｉＩｖｉを製造すれば、それが
深絞り戒形性に非常に劣るのは、薄肉鋳片の状態で鋼中
に固溶しているＣが比較的多量に存在することが一つの
原因であるとみられる。
て、工程の省略による省エネルギーが検討され、鋳造ま
まスラブを再加熱することなく、連続的に熱間圧延する
技術や、更には、鋳造ままで熱延鋼板と同等の板厚の鋳
片を製造する技術が開発されるに至っている。特に、後
者の技術は、ストリップキャスティングと呼ばれており
、冷延鋼板の製造プロセスにおいて、格段の省工程を可
能とするものであるので、今後、一層の技術発展が期待
されている。しかしながら、この技術には、冷間圧延、
焼鈍後、鋼板の深絞り戒形性が従来の方法による鋼板に
比べて、著しく劣る問題がある．ところで、極低Ｃｆｉ
ｌにＴｉを添加してなる鋼を従来の方式に従って冷延鋼
板とする場合に、綱中のＣをＴｔやＮｂ等にて固定した
熱延コイルを得、これを冷間圧延し、再結晶焼鈍するこ
とによって、極めてすぐれた深絞り性を付与することが
できることは、既によく知られている．また、鋼中のＣ
をＴｉやＮｂ等にて固定させて後、フエライト域圧延を
施し、更に、再結晶焼鈍を施すことによって、熱延鋼板
の深絞り成形性を向上させることができることも、既に
知られている． 通常、熱延コイルの状態にて綱中のＣを固定するには、
コイルをある程度高温、例えば、７００℃程度で巻取る
方法が採用されており、フエライト圧延前の状態にて鋼
中のＣを固定するには、ラフバー鋼片を８００〜９００
℃の温度に長時間保持する方法が採用されている。従っ
て、ストリップキャスティングによる薄肉鋳片を冷間圧
延し、焼鈍して、冷延ＩｉＩｖｉを製造すれば、それが
深絞り戒形性に非常に劣るのは、薄肉鋳片の状態で鋼中
に固溶しているＣが比較的多量に存在することが一つの
原因であるとみられる。
上記は、以下に示す従来の技術からも理解される。例え
ば、特開昭６１−９６０３１号公報には、薄鋳帯を用い
るプレス加工冷延鋼板の製造において、急冷鋳帯では、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定が不可能であるため、それらの合計
量を規制して、ｒ値の向上を図っており、また、特開昭
６１−１３３３２４号公報には、薄鋳片によって威形性
にすぐれる薄鋼板を製造する方法において、鋳造後の巻
取温度を高め、又は鋳造後の鋳片を加熱して、析出物の
凝集度を高めることによって、鋼板を延性を高めること
を記載している． 他方、特開昭５９−４３８２３号公報や特開昭５９−４
３８２５号公報には、急冷した薄鋳片の鋼中のＣをＮｂ
ＳＴｉ等にて固定することなく、冷間圧延し、焼鈍して
も、高いｒ値を得ることができることが記載されている
。
ば、特開昭６１−９６０３１号公報には、薄鋳帯を用い
るプレス加工冷延鋼板の製造において、急冷鋳帯では、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定が不可能であるため、それらの合計
量を規制して、ｒ値の向上を図っており、また、特開昭
６１−１３３３２４号公報には、薄鋳片によって威形性
にすぐれる薄鋼板を製造する方法において、鋳造後の巻
取温度を高め、又は鋳造後の鋳片を加熱して、析出物の
凝集度を高めることによって、鋼板を延性を高めること
を記載している． 他方、特開昭５９−４３８２３号公報や特開昭５９−４
３８２５号公報には、急冷した薄鋳片の鋼中のＣをＮｂ
ＳＴｉ等にて固定することなく、冷間圧延し、焼鈍して
も、高いｒ値を得ることができることが記載されている
。
日が７しようとする１
しかし、上述したように、鋳片の固溶Ｃの固定を目的と
する加熱や、鋳片の冷却過程における所定温度での一定
時間の保持は、近年の製造工程の簡略化や省エネルギー
化に逆行するものであり、延いては、製造費用の上昇を
もたらすから、薄鋳片をその製造ままにて、固溶Ｃを十
分固定する方が望ましい。
する加熱や、鋳片の冷却過程における所定温度での一定
時間の保持は、近年の製造工程の簡略化や省エネルギー
化に逆行するものであり、延いては、製造費用の上昇を
もたらすから、薄鋳片をその製造ままにて、固溶Ｃを十
分固定する方が望ましい。
本発明者らは、上述したような技術的背景の下に、薄鋳
片の化学戒分及び鋳造後の冷却を適正に制御することに
よって、鋳片が常温まで冷却される過程で鋼の固？８Ｃ
をＴｔにて十分に固定し得ることを見出して、本発明に
至ったものである。
片の化学戒分及び鋳造後の冷却を適正に制御することに
よって、鋳片が常温まで冷却される過程で鋼の固？８Ｃ
をＴｔにて十分に固定し得ることを見出して、本発明に
至ったものである。
即ち、本発明は、薄鋳片を製造ままにて固溶Ｃを固定し
、これを冷間圧延して、深絞り成形用冷延鋼板を製造す
る方法を提供することを目的とする。
、これを冷間圧延して、深絞り成形用冷延鋼板を製造す
る方法を提供することを目的とする。
ゴ朶哩ｊ勤Ｌｔ４大！■標Ｌ反
本発明によるストリップキャスティングによる深絞り成
形用冷延鋼板の製造方法は、重量％にて（ａｒｃ
０．０ ０ １〜０．０ １％、Ｍｎ ０．１０−０
．３０％、及び Ｎ ０．００５％以下 を含有すると共に、 （ｂ）Ｔｉ ０．０２〜０．１０％、及びＮｂ Ｏ
。０２〜０．０５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を重量比
Ｔ ｉ ” ／ Ｃ ”≧４．０（式中、Ｔｉ”＝Ｔｉ
’＋（４８／９３）Ｎｂ （重量％＞ 、ｃ”＝ｃ＋
（ｔ２／１ ４） Ｎ （重量％））を満足するように
含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる薄肉の鋳鋼帯を連続
鋳造し、Ａｒ＋〜Ａｒ，間の平均冷却速度１５℃／秒以
下であって、且つ、Ａｒ．点が８３０℃以下となるよう
に冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする。
形用冷延鋼板の製造方法は、重量％にて（ａｒｃ
０．０ ０ １〜０．０ １％、Ｍｎ ０．１０−０
．３０％、及び Ｎ ０．００５％以下 を含有すると共に、 （ｂ）Ｔｉ ０．０２〜０．１０％、及びＮｂ Ｏ
。０２〜０．０５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を重量比
Ｔ ｉ ” ／ Ｃ ”≧４．０（式中、Ｔｉ”＝Ｔｉ
’＋（４８／９３）Ｎｂ （重量％＞ 、ｃ”＝ｃ＋
（ｔ２／１ ４） Ｎ （重量％））を満足するように
含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる薄肉の鋳鋼帯を連続
鋳造し、Ａｒ＋〜Ａｒ，間の平均冷却速度１５℃／秒以
下であって、且つ、Ａｒ．点が８３０℃以下となるよう
に冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すことを特
徴とする。
先ず、本発明を実験事実に基づいて説明する。
Ｃ ０．００３０％、
Ｓｉ０．０１％、
Ｍｎ０．２２％、
Ｐ ０．０１７％、
ｓ ｏ．ｏｏｓ％、
Ａｌ ０．０２７％、
Ｔｉ ０．０８８％、
Ｎ ０．００２５％
なる化学或分を有し、化学量論的に鋼中のＣを十分に固
定し得る量のＴｉを添加してなる極低Ｃ−Ｔｉ系鋼を真
空溶製し、隙間８ｆｌの鋼製鋳型の間に鋳造し、これを
約１０００℃まで急冷して凝固させた後、種々の冷却速
度にて常温まで冷却した。
定し得る量のＴｉを添加してなる極低Ｃ−Ｔｉ系鋼を真
空溶製し、隙間８ｆｌの鋼製鋳型の間に鋳造し、これを
約１０００℃まで急冷して凝固させた後、種々の冷却速
度にて常温まで冷却した。
その後、表裏面の研削によって、４ｆｌ厚の引張試験片
とし、この鋳片に１０％の冷間加工を付与し、更に、１
７０℃でＩＯ分間加熱する歪時効処理を施した。そして
、このようにして得られた試験片の降伏点と、前記冷延
ままの試験片の降伏点との差（ΔＹ Ｐ （ｋｇｆ／ｍ
ｍ”） ）の程度を鋳片まま鋳片に固溶しているＣｌの
尺度として評価した。従って、ΔＹＰが大きいほど、薄
肉鋳片に固溶しているＣ量が多いことを示す。一般に、
ΔＹＰがＩ ｋｇｆ／ｍｍ”であるときは、固溶Ｃｆｉ
ｔは、２〜５ ｐｐｍ存在するといわれる。ΔＹＰの測
定結果を第１図に示す。
とし、この鋳片に１０％の冷間加工を付与し、更に、１
７０℃でＩＯ分間加熱する歪時効処理を施した。そして
、このようにして得られた試験片の降伏点と、前記冷延
ままの試験片の降伏点との差（ΔＹ Ｐ （ｋｇｆ／ｍ
ｍ”） ）の程度を鋳片まま鋳片に固溶しているＣｌの
尺度として評価した。従って、ΔＹＰが大きいほど、薄
肉鋳片に固溶しているＣ量が多いことを示す。一般に、
ΔＹＰがＩ ｋｇｆ／ｍｍ”であるときは、固溶Ｃｆｉ
ｔは、２〜５ ｐｐｍ存在するといわれる。ΔＹＰの測
定結果を第１図に示す。
第ｌ図にみられるように、ΔＹＰは、約１０００℃から
の連続冷却速度に大きく依存しており、連続冷却速度が
約２０℃／秒以下のとき、ΔＹＰは極めて小さい。鋳造
後、約１０００℃に急冷した時点では、ＴｉとＣとの溶
解度積から、ＴｉＣは未析出状態であることが推測され
るから、約２０℃／秒以下の冷却速度による冷却によっ
て得られる極めて小さいΔＹＰは、約１０００℃からの
連続冷却過程において、驚くべきことに、ＴｉＣの析出
が活発に起こることを示すものである。
の連続冷却速度に大きく依存しており、連続冷却速度が
約２０℃／秒以下のとき、ΔＹＰは極めて小さい。鋳造
後、約１０００℃に急冷した時点では、ＴｉとＣとの溶
解度積から、ＴｉＣは未析出状態であることが推測され
るから、約２０℃／秒以下の冷却速度による冷却によっ
て得られる極めて小さいΔＹＰは、約１０００℃からの
連続冷却過程において、驚くべきことに、ＴｉＣの析出
が活発に起こることを示すものである。
即ち、従来、ＴｉとＣとの析出反応は、オーステナイト
中よりもフエライト中で促進されることは知られていた
ものの、オーステナイト又はフエライトの高温域で圧下
を加えること等によって、材料中に転位や変形帯を導入
しないときは、連続冷却過程において、ＴｉとＣが析出
することはないと理解されていたからである。
中よりもフエライト中で促進されることは知られていた
ものの、オーステナイト又はフエライトの高温域で圧下
を加えること等によって、材料中に転位や変形帯を導入
しないときは、連続冷却過程において、ＴｉとＣが析出
することはないと理解されていたからである。
このようにして、本発明者らは、従来、鋳造後の薄鋳片
を常温近傍まで急冷するときは、ＴｉＣの析出が全く認
められなかったのに対して、鋳造後、約１０００℃の温
度から比較的遅い連続冷却速度にて冷却することによっ
て、ＴｉＣの析出が起こり得ることを見出した。約２０
℃／秒よりも大きい冷却速度の場合に、ΔＹＰが大きい
のは、Ｔｉｅの析出に必要な高温域において、析出のた
めの十分な時間が確保されなかったためであるとみられ
る。
を常温近傍まで急冷するときは、ＴｉＣの析出が全く認
められなかったのに対して、鋳造後、約１０００℃の温
度から比較的遅い連続冷却速度にて冷却することによっ
て、ＴｉＣの析出が起こり得ることを見出した。約２０
℃／秒よりも大きい冷却速度の場合に、ΔＹＰが大きい
のは、Ｔｉｅの析出に必要な高温域において、析出のた
めの十分な時間が確保されなかったためであるとみられ
る。
次に、本発明者らは、上述したような約１ｏｏＯ℃から
の連続冷却過程におけるＴｉｃの析出機構を調べた。即
ち、鋳造後、約１０００’Ｃがら１０℃／秒にて連続冷
却した場合、種々異なる温度において、ＴｉＣの析出状
況をΔＹＰによって調べた。結果を第２図に示す。
の連続冷却過程におけるＴｉｃの析出機構を調べた。即
ち、鋳造後、約１０００’Ｃがら１０℃／秒にて連続冷
却した場合、種々異なる温度において、ＴｉＣの析出状
況をΔＹＰによって調べた。結果を第２図に示す。
第２図において、ＴｉＣの析出は、８２０℃付近から活
発となり、７５０℃付近では、析出が殆ど終了して、Δ
ＹＰが１ ｋｇｆ／ｍｍ”程度となる。このような温度
範囲にてＴｉＣの析出が急激に進行する理由は、必ずし
も明らかではないが、Ａｒ．，点とＡｒ，点とが重要な
役割を果たしているとみられる。即ち、析出現象の大半
は、Ａｒ３〜Ａｒ，点の間での挙動であること、及びＡ
ｒ．点が比較的高温であって、ＴｉＣの析出反応が進行
しやすい温度であることが影響しているものとみられる
。しかし、Ａｒ，点が高温であるほど、Ｔｉｃの析出が
進行するものでもなく、後述するように、Ａｒ，点が８
００℃以下であることがＴｉＣの析出を促進するために
重要である。
発となり、７５０℃付近では、析出が殆ど終了して、Δ
ＹＰが１ ｋｇｆ／ｍｍ”程度となる。このような温度
範囲にてＴｉＣの析出が急激に進行する理由は、必ずし
も明らかではないが、Ａｒ．，点とＡｒ，点とが重要な
役割を果たしているとみられる。即ち、析出現象の大半
は、Ａｒ３〜Ａｒ，点の間での挙動であること、及びＡ
ｒ．点が比較的高温であって、ＴｉＣの析出反応が進行
しやすい温度であることが影響しているものとみられる
。しかし、Ａｒ，点が高温であるほど、Ｔｉｃの析出が
進行するものでもなく、後述するように、Ａｒ，点が８
００℃以下であることがＴｉＣの析出を促進するために
重要である。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであ
る。
る。
次に、本発明において用いる鋳片の化学成分について説
明する． Ｃは、その添加量が少ないほど、得られる冷延鋼板の深
絞り戊形性が向上するが、０．００１％よりも少ないと
きは、調の溶製が極めて困難であり、一方、０．０１％
を越えて添加するときは、多量のＴｉやＮｂを゛添加し
て、Ｃを固定する必要を生じ、製造費用の上昇をもたら
す。従って、本発明においては、ｃｌは、０．００１〜
０．０１％の範囲とする。
明する． Ｃは、その添加量が少ないほど、得られる冷延鋼板の深
絞り戊形性が向上するが、０．００１％よりも少ないと
きは、調の溶製が極めて困難であり、一方、０．０１％
を越えて添加するときは、多量のＴｉやＮｂを゛添加し
て、Ｃを固定する必要を生じ、製造費用の上昇をもたら
す。従って、本発明においては、ｃｌは、０．００１〜
０．０１％の範囲とする。
Ｍｎは、鋼の熱間脆性の防止及びＡｒ．点の適正化のた
めに、０．１０％以上添加されるが、過多に添加すると
きは、Ａｒ３点及びＡｒ，点が極端に低くなって、Ｔｉ
Ｃの析出が抑制され、鋼の深絞りせい劣化するほか、鋼
強度の上昇が過度となり、延性の劣化を招来するので、
０．３０％を上限とする．Ｎは、少ないほど、Ｔｉ又は
Ｎｂが有効にＣの固定に利用されることとなり、他方、
０．００５％を越えるときは、深絞り戊形性が劣化する
。従って、Ｎ量の上限を０． ０ ０ ５％とする。
めに、０．１０％以上添加されるが、過多に添加すると
きは、Ａｒ３点及びＡｒ，点が極端に低くなって、Ｔｉ
Ｃの析出が抑制され、鋼の深絞りせい劣化するほか、鋼
強度の上昇が過度となり、延性の劣化を招来するので、
０．３０％を上限とする．Ｎは、少ないほど、Ｔｉ又は
Ｎｂが有効にＣの固定に利用されることとなり、他方、
０．００５％を越えるときは、深絞り戊形性が劣化する
。従って、Ｎ量の上限を０． ０ ０ ５％とする。
Ｔｉ及びＮｂは、鋼の固溶Ｃとの親和力が強く、炭窒化
物の析出のために不可欠の元素である。しかし、いずれ
の元素についても、添加量が０、０２％よりも少ないと
きは、Ｃの固定に不十分であり、他方、Ｔｉが０．１０
％を越えるとき、また、Ｎｂが０．０５％を越えるとき
は、それぞれその効果が飽和し、製造費用の上昇を招く
。
物の析出のために不可欠の元素である。しかし、いずれ
の元素についても、添加量が０、０２％よりも少ないと
きは、Ｃの固定に不十分であり、他方、Ｔｉが０．１０
％を越えるとき、また、Ｎｂが０．０５％を越えるとき
は、それぞれその効果が飽和し、製造費用の上昇を招く
。
特に、本発明によれば、Ｔｉ”−Ｔｉ＋（４８／９３）
Ｎｂ （重量％）及びＣ”＝Ｃ＋ （１ ２／１４）Ｎ
（重量％）とするとき、 Ｔｉゝ／Ｃ”≧４．０ を満足させることによって、実操業上、鋼中のＣを一層
確実に固定することができる。
Ｎｂ （重量％）及びＣ”＝Ｃ＋ （１ ２／１４）Ｎ
（重量％）とするとき、 Ｔｉゝ／Ｃ”≧４．０ を満足させることによって、実操業上、鋼中のＣを一層
確実に固定することができる。
一般に、鋳片は、必ずしも不純物とはいえない程度のＰ
やＳを含有している。そこで、本発明においては、上記
水準の量のＰ及びＳを含むことは許容されるものとし、
更に、Ｓ Ｌ Ｃｒ，Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕについては、
それぞれ０６１％以下、Ｖ０．０２％以下、８０．００
１％以下、Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｃａ及びＣｅについては、そ
れぞれ０．０２％以下を含むことも許容される。
やＳを含有している。そこで、本発明においては、上記
水準の量のＰ及びＳを含むことは許容されるものとし、
更に、Ｓ Ｌ Ｃｒ，Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕについては、
それぞれ０６１％以下、Ｖ０．０２％以下、８０．００
１％以下、Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｃａ及びＣｅについては、そ
れぞれ０．０２％以下を含むことも許容される。
本発明によれば、かかる化学戊分を有する薄肉の鋳調帯
を連続鋳造し、Ａｒ３〜Ａｒ，間の平均冷却速度１５℃
／秒以下であって、且つ、Ａｒ，点が８３０℃以下とな
るように冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すこ
とによって、ストリップキャスティングにて深絞り戒形
性にすぐれる冷延鋼板を得ることができる。
を連続鋳造し、Ａｒ３〜Ａｒ，間の平均冷却速度１５℃
／秒以下であって、且つ、Ａｒ，点が８３０℃以下とな
るように冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すこ
とによって、ストリップキャスティングにて深絞り戒形
性にすぐれる冷延鋼板を得ることができる。
本発明においては、薄肉鋳鋼帯の製造後の平均冷却速度
は、前述したように、Ａｒ３〜Ａｒ１間にて、ＴｉＣの
析出を活発に行なわせるために、ｌ５℃／秒以下とし、
更に、Ａｒ．点は、前述したように、８３０℃以下する
ことが必要である。Ａｒ，点が８３０℃を越えるときは
、ＴｉＣの析出が著しく遅れるとみられるからである，
Ａｒ，点は、冷却速度のほか、化学或分、オーステナ
イト組織の状態等によって影響される。特に、オーステ
ナイト粒径は、Ａｒ．点に大きく影響し、オーステナイ
ト状態での強圧延による再結晶オーステナイトの微細化
は、Ａｒ＋点を８３０℃以上に高めることがあるので、
冷却中、鋳片への加工は、全圧下率にて概ね、５０％以
下とするのがよい。変態直前のオーステナイト粒径は、
厳密に示すことは困難であるが、実験結果を考慮すれば
、約｛ＯＯμｍ以上であることが好ましい。
は、前述したように、Ａｒ３〜Ａｒ１間にて、ＴｉＣの
析出を活発に行なわせるために、ｌ５℃／秒以下とし、
更に、Ａｒ．点は、前述したように、８３０℃以下する
ことが必要である。Ａｒ，点が８３０℃を越えるときは
、ＴｉＣの析出が著しく遅れるとみられるからである，
Ａｒ，点は、冷却速度のほか、化学或分、オーステナ
イト組織の状態等によって影響される。特に、オーステ
ナイト粒径は、Ａｒ．点に大きく影響し、オーステナイ
ト状態での強圧延による再結晶オーステナイトの微細化
は、Ａｒ＋点を８３０℃以上に高めることがあるので、
冷却中、鋳片への加工は、全圧下率にて概ね、５０％以
下とするのがよい。変態直前のオーステナイト粒径は、
厳密に示すことは困難であるが、実験結果を考慮すれば
、約｛ＯＯμｍ以上であることが好ましい。
次いで、鋳片は、これをＡｒ．点以下の温度まで冷却し
た後、常温まで放冷してもよく、或いはコイル状に巻取
ってもよい。ＴｉＣの析出をできるだけ多くする目的か
らは、７００℃以上でコイル巻取するのが望ましいが、
反面、このような高温巻取は、後工程である酸洗でのス
ケール除去を困難にするので、通常、６００〜７００℃
の範囲が好ましい。
た後、常温まで放冷してもよく、或いはコイル状に巻取
ってもよい。ＴｉＣの析出をできるだけ多くする目的か
らは、７００℃以上でコイル巻取するのが望ましいが、
反面、このような高温巻取は、後工程である酸洗でのス
ケール除去を困難にするので、通常、６００〜７００℃
の範囲が好ましい。
この後、常法に従って冷間圧延し、再結晶焼鈍すればよ
い。冷間圧延率は、望ましくは、５０〜８５％である。
い。冷間圧延率は、望ましくは、５０〜８５％である。
再結晶焼鈍は、バッチ焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよい
が、バッチ焼鈍では６００〜７５０℃、連続焼鈍では７
００〜９００℃の範囲の温度に加熱するのが望ましい。
が、バッチ焼鈍では６００〜７５０℃、連続焼鈍では７
００〜９００℃の範囲の温度に加熱するのが望ましい。
本発明による鋼板は、冷延鋼板のほか、ＣＧ、ＢＧめっ
き用銅板の原板としても用いることができる。
き用銅板の原板としても用いることができる。
ゑ』目畳九里
以上のように、本発明の方法によれば、極低Ｃ−Ｔｉ及
び／又ばＮｂからなる薄肉の鋳鋼帯を連続鋳造し、これ
を所定の平均冷却速度にて、且つ、Ａｒ，点が８３０℃
以下となるように冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍
を施すことによって、ストリップキャスティングによっ
て、深絞り戒形性にすぐれる冷延鋼板を得ることができ
る。
び／又ばＮｂからなる薄肉の鋳鋼帯を連続鋳造し、これ
を所定の平均冷却速度にて、且つ、Ａｒ，点が８３０℃
以下となるように冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍
を施すことによって、ストリップキャスティングによっ
て、深絞り戒形性にすぐれる冷延鋼板を得ることができ
る。
大施拠
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
第１表に示すように、種々の化学戒分を有する鋼を前述
した方法にて溶解し、８ｗｍＭの鋳片に鋳造した。約１
０００℃からｌＯ℃／秒の平均冷却速度にて常温まで冷
却した。その後、表裏面の研削によって、４ｕ厚鋼板と
し、冷間圧延によって１）１厚鋼板とした。引き続いて
、８５０℃で９０秒間、連続焼鈍に付し、機械的性質を
調べた。結果を第１表に示す。
した方法にて溶解し、８ｗｍＭの鋳片に鋳造した。約１
０００℃からｌＯ℃／秒の平均冷却速度にて常温まで冷
却した。その後、表裏面の研削によって、４ｕ厚鋼板と
し、冷間圧延によって１）１厚鋼板とした。引き続いて
、８５０℃で９０秒間、連続焼鈍に付し、機械的性質を
調べた。結果を第１表に示す。
比較鋼２は、鋳造後、９００〜７００℃の間を平均冷却
速度７０″Ｃ／秒にて常温まで冷却したものであり、比
較鋼３は、鋳造後、９００〜７００℃の間を平均冷却速
度７０℃／秒にて常温まで冷却し、この後、７００℃で
３時間、再加熱したものである。
速度７０″Ｃ／秒にて常温まで冷却したものであり、比
較鋼３は、鋳造後、９００〜７００℃の間を平均冷却速
度７０℃／秒にて常温まで冷却し、この後、７００℃で
３時間、再加熱したものである。
第１表において、本発明で規定する条件を満足する発明
鋼１、４及び５は、すぐれた伸び及びｒ値を示す。これ
に対して、比較鋼２は、上述したように、鋳片を常温ま
で急冷したために、冷間圧延時点で鋼中に固溶Ｃが多量
に残存する結果、ｒ値が極めて低い。しかし、比較ｆｉ
ｌ３に示されているように、鋳片を常温まで急冷しても
、７００℃で再加熱処理を行なえば、高いｒ値が得られ
ている。
鋼１、４及び５は、すぐれた伸び及びｒ値を示す。これ
に対して、比較鋼２は、上述したように、鋳片を常温ま
で急冷したために、冷間圧延時点で鋼中に固溶Ｃが多量
に残存する結果、ｒ値が極めて低い。しかし、比較ｆｉ
ｌ３に示されているように、鋳片を常温まで急冷しても
、７００℃で再加熱処理を行なえば、高いｒ値が得られ
ている。
第１図は、鋳片を鋳造後、約１０００℃からの連続冷却
速度とΔＹＰとの関係を示すグラフ、第２図は、約１０
００℃から連続冷却速度ＩＯ℃／秒にて冷却したときの
温度とΔＹＰとの関係を示すグラフである。
速度とΔＹＰとの関係を示すグラフ、第２図は、約１０
００℃から連続冷却速度ＩＯ℃／秒にて冷却したときの
温度とΔＹＰとの関係を示すグラフである。
Claims (1)
- （１）重量％にて （ａ）Ｃ０．００１〜０．０１％、 Ｍｎ０．１０〜０．３０％、及び Ｎ０．００５％以下 を含有すると共に、 （ｂ）Ｔｉ０．０２〜０．１０％、及び Ｎｂ０．０２〜０．０５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を重量比
Ｔｉ＾＊／Ｃ＾＊≧４．０（式中、Ｔｉ＾＊＝Ｔ１＋（
４８／９３）Ｎｂ（重量％）、Ｃ＾＊＝Ｃ＋（１２／１
４）Ｎ（重量％））を満足するように含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる薄肉の鋳鋼帯を連続
鋳造し、Ａｒ＿３〜Ａｒ＿１間の平均冷却速度１５℃／
秒以下であつて、且つ、Ａｒ＿１点が８３０℃以下とな
るように冷却した後、冷間圧延及び再結晶焼鈍を施すこ
とを特徴とするストリップキャスティングによる深絞り
成形用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1151278A JP2526122B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1151278A JP2526122B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0317233A true JPH0317233A (ja) | 1991-01-25 |
| JP2526122B2 JP2526122B2 (ja) | 1996-08-21 |
Family
ID=15515186
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1151278A Expired - Lifetime JP2526122B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | ストリツプキヤステイングによる深絞り成形用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2526122B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004195522A (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2008274338A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れた鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびに鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法 |
-
1989
- 1989-06-14 JP JP1151278A patent/JP2526122B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004195522A (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2008274338A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面性状に優れた鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板ならびに鋼板製造用鋳片の連続鋳造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2526122B2 (ja) | 1996-08-21 |
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