JPH0349967B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0349967B2 JPH0349967B2 JP58099004A JP9900483A JPH0349967B2 JP H0349967 B2 JPH0349967 B2 JP H0349967B2 JP 58099004 A JP58099004 A JP 58099004A JP 9900483 A JP9900483 A JP 9900483A JP H0349967 B2 JPH0349967 B2 JP H0349967B2
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- Japan
- Prior art keywords
- rolled steel
- hot
- rolling
- steel sheets
- steel sheet
- Prior art date
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は成形性のすぐれた加工用熱延鋼板の製
造方法に関するものである。 従来、加工用鋼板としては成形性がすぐれてい
る冷延鋼板が一般に使用されているが、最近コス
ト低減などの理由により成形性のすぐれた加工用
熱延鋼板が要望されるようになつた。 冷延鋼板と比較して最も問題となる従来の熱延
鋼板の成形特性は深絞り性が劣ることである。こ
の深絞り性は鋼板の板面に平行に結晶学的な
｛111｝面が多い程、また一方｛100｝面が少ない
程良好であり、そして、深絞り性の良否はランク
フオード値（値）により判定される。 従来の熱延鋼板の製造方法では、Ar3点以上で
圧延するのが常識であるが、この場合、γ→αの
変態時に集合組織がランダム化し、そこで該従来
方法により製造した熱延鋼板の深絞り性は冷延鋼
板に比較して著しく劣る。又最近Ar3点以下の温
度域での温間圧延によつて熱延鋼板を製造する試
みもなされているが、この方法により製造した熱
延鋼板は一般に板面に平行な｛100｝軸密度が高
く従つて深絞り特性はよくない。 一方、鋼中の炭素当量に等しいかそれ以上の
Ti、NbあるいはZrを添加した鋼を750℃以下の
仕上温度で熱延するという方法で製造した熱延鋼
板は、その板厚中心部で｛111｝／｛100｝の軸密
度比がが７前後となり、従来の熱延鋼板と比較す
るとすぐれた深絞り性を示すことが明らかにされ
ているが、上記方法でも、尚値が1.1以上の深
絞り性の良好な熱延鋼板を得るのは難しい。その
主な理由として従来の熱延鋼板の製造方法では何
れも集合組織が板厚方向で大きく異なり、中心部
で｛111｝／｛100｝の軸密度比が７前後と高い前
記方法による熱延鋼板でも表面近傍ではその軸密
度比がかなり低く、深絞り性のすぐれた冷延鋼板
のように表面近傍でも軸密度比が高くて板厚方向
にほぼ同等の集合組織になつていないことが挙げ
られる。 本発明は従来方法により製造した熱延鋼板が、
冷延鋼板よりも深絞り性が劣るという問題を有利
に解決したものであり、その要旨とするところは
Ｃ：0.05重量％以下、Ｎ：0.01重量％以下で、か
つ、該Ｃ及びＮの添加量がTi及びNbの一方或い
は両方の添加量とＣ／12＋Ｎ／14＜1.2（Ti／48＋
Nb／93）の関係のある鋼を、500℃以上Ar3変態
点以下の温度範囲で、潤滑を施しつゝ合計圧下率
が50％以上の圧延を行い、その後の冷却、捲取あ
るいは焼鈍過程において再結晶させることを特徴
とする成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法であ
る。 以下本発明の製造方法を詳細に説明する。尚以
下の説明中の％は重量％である。 本発明方法において、Ｃ／12＋Ｎ／14＜1.2（Ti／48
＋ Nb／93）の条件式により鋼の成分を限定した理由 は、この条件を満足することにより再結晶後に
｛111｝／｛100｝の軸密度比が高くなるためであ
る。金属学的には、該条件を満足する鋼はTi、
Nbにより炭・窒化物が形成され、該形成によつ
て固溶Ｃ及びＮが減少し、これが深絞り性に有利
な集合組織の形成を助長したと考えられる。 又Ｃ量を0.05％以下、Ｎ量を0.01％以下に限定
したのは、これ以上Ｃ、Ｎが添加されると加工性
が悪くなるばかりでなく、上記の条件式を満すた
めのTi、Nbの必要量が多くなり高価になるため
である。 なお、本発明鋼の他の成分としては、加工性熱
延鋼板として通常含まれる成分、すなわちMn＜
0.5％、Si＜0.5％、Ｐ＜0.03％、Ｓ＜0.02％、Al
＜0.1％などが添加される。 次に圧延条件の限定は次の理由による。 前述したように従来の熱延鋼板の集合組織の特
徴は板厚方向で大きく異なることである。本発明
者たちの行つた最近の実験結果よりAr3変態点以
下（ここでAr3点はAr3（℃）＝916−509C（％）＋
27Si（％）−64Mn（％）で求めた値を用いる）で圧
延する際、熱延鋼板の板厚方向のひずみ分布を均
一化することにより再結晶処理後の熱延鋼板の板
厚中心部の集合組織と表面近傍部の集合組織との
相違が小さくなり深絞り性が向上することが確め
られた。そして板厚方向のひずみ分布を均一にす
るには摩擦係数を小さくする潤滑圧延が最も効果
的であり、従つて潤滑油を施しつつ圧延すること
とした。尚先進率の測定値より逆算した結果では
摩擦係数がおおむね0.2以下になると上記の深絞
り性の効果が顕著に現われることも判つた。 次に圧延の仕上温度の下限を500℃に限定した
のは、圧延時の変形抵抗が大きくなつて圧延力を
大きくしなければならず実用的でないからであ
る。 一方500℃以上Ar3変態点以下の温度範囲での
合計圧下率を50％以上に限定したのは圧延直後に
十分な圧延集合組織が形成されていないと再結晶
処理後に｛100｝の軸密度が比較的高く、良深絞
り性が得られないためである。尚、上記の温度範
囲の圧延はAr3点以上に加熱し、Ar3点以上での
圧延の延長として行われてもよいし、500℃以上
Ar3変態以下の温度範囲に加熱して、それからの
圧延でもよい。 再結晶処理については上記の圧延後のランアウ
トテーブルにおける冷却過程を含めた捲取工程で
再結晶をさせてもよいし、また、捲取り後再結晶
温度以上に加熱して再結晶を起させてもよい。後
者の場合、必要に応じ加熱に先立ち多少の冷間圧
延を行うことは、本発明の要旨を損うものではな
く、特性向上に寄与することがある。 次に本発明の実施例を説明する。 表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶製し、通常
行われている工程により製造されたスラブを約
1200℃に加熱し、次に連続熱間圧延により表２の
条件により圧延した後、同じく表２に示した条件
で捲取つた。その中の１部の材料はその後700℃
×４時間あるいは850℃×３分の連続焼鈍を行つ
た。そしてこれらの材料の値を表２に、又表面
と中心の｛111｝及び｛100｝の軸密度を表３に示
す。 本発明方法による熱延鋼板、No.５、９、12、13
は表２より分るように値が1.1以上であり、そ
して表３より明らかなように板厚表面及び中心で
高い｛111｝／｛100｝の軸密度比を示している。
造方法に関するものである。 従来、加工用鋼板としては成形性がすぐれてい
る冷延鋼板が一般に使用されているが、最近コス
ト低減などの理由により成形性のすぐれた加工用
熱延鋼板が要望されるようになつた。 冷延鋼板と比較して最も問題となる従来の熱延
鋼板の成形特性は深絞り性が劣ることである。こ
の深絞り性は鋼板の板面に平行に結晶学的な
｛111｝面が多い程、また一方｛100｝面が少ない
程良好であり、そして、深絞り性の良否はランク
フオード値（値）により判定される。 従来の熱延鋼板の製造方法では、Ar3点以上で
圧延するのが常識であるが、この場合、γ→αの
変態時に集合組織がランダム化し、そこで該従来
方法により製造した熱延鋼板の深絞り性は冷延鋼
板に比較して著しく劣る。又最近Ar3点以下の温
度域での温間圧延によつて熱延鋼板を製造する試
みもなされているが、この方法により製造した熱
延鋼板は一般に板面に平行な｛100｝軸密度が高
く従つて深絞り特性はよくない。 一方、鋼中の炭素当量に等しいかそれ以上の
Ti、NbあるいはZrを添加した鋼を750℃以下の
仕上温度で熱延するという方法で製造した熱延鋼
板は、その板厚中心部で｛111｝／｛100｝の軸密
度比がが７前後となり、従来の熱延鋼板と比較す
るとすぐれた深絞り性を示すことが明らかにされ
ているが、上記方法でも、尚値が1.1以上の深
絞り性の良好な熱延鋼板を得るのは難しい。その
主な理由として従来の熱延鋼板の製造方法では何
れも集合組織が板厚方向で大きく異なり、中心部
で｛111｝／｛100｝の軸密度比が７前後と高い前
記方法による熱延鋼板でも表面近傍ではその軸密
度比がかなり低く、深絞り性のすぐれた冷延鋼板
のように表面近傍でも軸密度比が高くて板厚方向
にほぼ同等の集合組織になつていないことが挙げ
られる。 本発明は従来方法により製造した熱延鋼板が、
冷延鋼板よりも深絞り性が劣るという問題を有利
に解決したものであり、その要旨とするところは
Ｃ：0.05重量％以下、Ｎ：0.01重量％以下で、か
つ、該Ｃ及びＮの添加量がTi及びNbの一方或い
は両方の添加量とＣ／12＋Ｎ／14＜1.2（Ti／48＋
Nb／93）の関係のある鋼を、500℃以上Ar3変態
点以下の温度範囲で、潤滑を施しつゝ合計圧下率
が50％以上の圧延を行い、その後の冷却、捲取あ
るいは焼鈍過程において再結晶させることを特徴
とする成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法であ
る。 以下本発明の製造方法を詳細に説明する。尚以
下の説明中の％は重量％である。 本発明方法において、Ｃ／12＋Ｎ／14＜1.2（Ti／48
＋ Nb／93）の条件式により鋼の成分を限定した理由 は、この条件を満足することにより再結晶後に
｛111｝／｛100｝の軸密度比が高くなるためであ
る。金属学的には、該条件を満足する鋼はTi、
Nbにより炭・窒化物が形成され、該形成によつ
て固溶Ｃ及びＮが減少し、これが深絞り性に有利
な集合組織の形成を助長したと考えられる。 又Ｃ量を0.05％以下、Ｎ量を0.01％以下に限定
したのは、これ以上Ｃ、Ｎが添加されると加工性
が悪くなるばかりでなく、上記の条件式を満すた
めのTi、Nbの必要量が多くなり高価になるため
である。 なお、本発明鋼の他の成分としては、加工性熱
延鋼板として通常含まれる成分、すなわちMn＜
0.5％、Si＜0.5％、Ｐ＜0.03％、Ｓ＜0.02％、Al
＜0.1％などが添加される。 次に圧延条件の限定は次の理由による。 前述したように従来の熱延鋼板の集合組織の特
徴は板厚方向で大きく異なることである。本発明
者たちの行つた最近の実験結果よりAr3変態点以
下（ここでAr3点はAr3（℃）＝916−509C（％）＋
27Si（％）−64Mn（％）で求めた値を用いる）で圧
延する際、熱延鋼板の板厚方向のひずみ分布を均
一化することにより再結晶処理後の熱延鋼板の板
厚中心部の集合組織と表面近傍部の集合組織との
相違が小さくなり深絞り性が向上することが確め
られた。そして板厚方向のひずみ分布を均一にす
るには摩擦係数を小さくする潤滑圧延が最も効果
的であり、従つて潤滑油を施しつつ圧延すること
とした。尚先進率の測定値より逆算した結果では
摩擦係数がおおむね0.2以下になると上記の深絞
り性の効果が顕著に現われることも判つた。 次に圧延の仕上温度の下限を500℃に限定した
のは、圧延時の変形抵抗が大きくなつて圧延力を
大きくしなければならず実用的でないからであ
る。 一方500℃以上Ar3変態点以下の温度範囲での
合計圧下率を50％以上に限定したのは圧延直後に
十分な圧延集合組織が形成されていないと再結晶
処理後に｛100｝の軸密度が比較的高く、良深絞
り性が得られないためである。尚、上記の温度範
囲の圧延はAr3点以上に加熱し、Ar3点以上での
圧延の延長として行われてもよいし、500℃以上
Ar3変態以下の温度範囲に加熱して、それからの
圧延でもよい。 再結晶処理については上記の圧延後のランアウ
トテーブルにおける冷却過程を含めた捲取工程で
再結晶をさせてもよいし、また、捲取り後再結晶
温度以上に加熱して再結晶を起させてもよい。後
者の場合、必要に応じ加熱に先立ち多少の冷間圧
延を行うことは、本発明の要旨を損うものではな
く、特性向上に寄与することがある。 次に本発明の実施例を説明する。 表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶製し、通常
行われている工程により製造されたスラブを約
1200℃に加熱し、次に連続熱間圧延により表２の
条件により圧延した後、同じく表２に示した条件
で捲取つた。その中の１部の材料はその後700℃
×４時間あるいは850℃×３分の連続焼鈍を行つ
た。そしてこれらの材料の値を表２に、又表面
と中心の｛111｝及び｛100｝の軸密度を表３に示
す。 本発明方法による熱延鋼板、No.５、９、12、13
は表２より分るように値が1.1以上であり、そ
して表３より明らかなように板厚表面及び中心で
高い｛111｝／｛100｝の軸密度比を示している。
【表】
【表】
【表】
(注) ○印は本発明鋼を示す。
本発明方法によれば、従来方法による熱延鋼板
に比べて板厚中心ばかりでなく板の表面近傍にお
いても板面に平行な｛111｝／｛100｝の軸密度比
が極めて高い集合組織を有し、かつ値も1.1以
上と高く、深絞り用冷延鋼板に匹敵する特性をも
つ鋼板の製造が可能である。その上潤滑圧延の効
果で本発明方法により製造した熱延鋼板は表面品
質が冷延鋼板に近く、冷延材の代替材として使用
できるという利点もある。
本発明方法によれば、従来方法による熱延鋼板
に比べて板厚中心ばかりでなく板の表面近傍にお
いても板面に平行な｛111｝／｛100｝の軸密度比
が極めて高い集合組織を有し、かつ値も1.1以
上と高く、深絞り用冷延鋼板に匹敵する特性をも
つ鋼板の製造が可能である。その上潤滑圧延の効
果で本発明方法により製造した熱延鋼板は表面品
質が冷延鋼板に近く、冷延材の代替材として使用
できるという利点もある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.05重量％以下、 Ｎ：0.01重量％以下 で、かつ、該Ｃ及びＮの添加量がTi及びNbの一
方或いは両方の添加量と Ｃ／12＋Ｎ／14＜1.2（Ti／48＋Nb／93） の関係のある鋼を、500℃以上Ar3変態点以下の
温度範囲で、、潤滑を施しつつ合計圧下率が50％
以上の圧延を行い、その後の冷却、捲取あるいは
焼鈍過程において再結晶させることを特徴とする
成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法。 ２ 500℃以上Ar3変態点以下の温度範囲で、摩
擦係数が0.2以下の状態で潤滑圧延する特許請求
の範囲第１項記載の成形性のすぐれた熱延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9900483A JPS59226149A (ja) | 1983-06-03 | 1983-06-03 | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9900483A JPS59226149A (ja) | 1983-06-03 | 1983-06-03 | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59226149A JPS59226149A (ja) | 1984-12-19 |
| JPH0349967B2 true JPH0349967B2 (ja) | 1991-07-31 |
Family
ID=14234864
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9900483A Granted JPS59226149A (ja) | 1983-06-03 | 1983-06-03 | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59226149A (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60106920A (ja) * | 1983-11-16 | 1985-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用薄鋼板の製造方法 |
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
| JPS61110749A (ja) * | 1984-11-05 | 1986-05-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
| JPH07812B2 (ja) * | 1984-11-16 | 1995-01-11 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS61270341A (ja) * | 1985-05-23 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性と化成処理性に優れる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6210220A (ja) * | 1985-07-05 | 1987-01-19 | Nippon Steel Corp | 化成処理性に優れた成形用熱延鋼板の製造方法 |
| JPS6210217A (ja) * | 1985-07-09 | 1987-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPS6210218A (ja) * | 1985-07-09 | 1987-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れるフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPS6210219A (ja) * | 1985-07-09 | 1987-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 耐リジング性に優れるアズロ−ルドフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JPS62192539A (ja) * | 1986-02-18 | 1987-08-24 | Nippon Steel Corp | 高ｆ値熱延鋼板の製造方法 |
| JPS62253733A (ja) * | 1986-04-26 | 1987-11-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS63195228A (ja) * | 1987-02-06 | 1988-08-12 | Kobe Steel Ltd | 耐たてわれ性に優れた高ｒ値熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0699761B2 (ja) * | 1987-03-19 | 1994-12-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 深絞り性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JPH01208418A (ja) * | 1988-02-16 | 1989-08-22 | Kobe Steel Ltd | 深絞り性にすぐれる熱延薄鋼板の製造方法 |
| DE69225395T2 (de) * | 1991-02-20 | 1998-09-10 | Nippon Steel Corp | Kaltgewalztes stahlblech und galvanisiertes kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender formbarkeit und einbrennhärtbarkeit und verfahren zu deren herstellung |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS543131B2 (ja) * | 1972-12-23 | 1979-02-19 |
-
1983
- 1983-06-03 JP JP9900483A patent/JPS59226149A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59226149A (ja) | 1984-12-19 |
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