JPH0517285B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0517285B2 JPH0517285B2 JP59231256A JP23125684A JPH0517285B2 JP H0517285 B2 JPH0517285 B2 JP H0517285B2 JP 59231256 A JP59231256 A JP 59231256A JP 23125684 A JP23125684 A JP 23125684A JP H0517285 B2 JPH0517285 B2 JP H0517285B2
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- Japan
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- less
- low
- steel
- temperature
- hot
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
＜産業上の利用分野＞
この発明は加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造
方法に関する。 ＜従来の技術＞ 軟質でかつ延性の優れた熱延鋼板は、従来より
低Ｃ−Alキルド鋼を仕上温度Ar3点以上で圧延
し、600〜650℃の温度で高温巻取することにより
一般に製造されている。 しかし、上記方法で得られた鋼板は必ずしも十
分な成形性を発揮しないこと、或いは高温巻取に
起因したコイル内での材質変動や肌荒れ、脱スケ
ール性等の問題があつた。 このような問題点を改善するために、従来より
種々の方法が研究、開発されており、Ｂを添加す
るもの（特開昭48−100313号）、Ｃ、Mnを低下
させ軟質・高延性化を図つたもの（特開昭49−
89621号）、極低Ｃ鋼にTi、Nb、Ｖ、Ｂ、Zr、
REM等を添加するもの等が提案されている。 しかし、これらの技術も、単にＢを添加した
り、あるいはＣ、Mnの低下を図るだけであり、
著しい加工性の向上が望めず、またTi、Nb等の
特殊元素を添加する場合はコスト等の面で問題が
あるなど、その適用は限定されている。 ＜発明の概要＞ 本発明は上記した従来技術の欠点を改善するた
めになされたもので、極低Ｃ−低Mn−低Ｎを基
調とし、これにNbを微量添加したことを基本的
な特徴とするものである。即ち、本発明による熱
延鋼板は、Ｃ：0.0050％以下、Si：0.03％以下、
Mn：0.15％以下、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0025
％以下、SolAl：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜
0.015％で、かつNb／Ｃ＜7.75を含有し、残部鉄
および不可避的不純物からなる鋼を仕上温度Ar3
点〜Ar3点＋50℃、巻取温度600〜650℃の条件で
熱間圧延したことを基本的な特徴とするものであ
る。 以下成分の限定理由を説明する。 Ｃ；Ｃは固溶状態で存在しても、炭化物として
存在しても加工性を劣化させるので、特に
低下させることが好ましく、そのため上限
を0.0050％とする。 なお、近年真空脱ガス法等により、Ｃを
極めて低くすることが可能であり、下限は
特に限定しない。 Mn；Mnは含有量が高くなるほど延性が低下す
るため、できるだけ低い方が好ましく、
0.15％を上限とした。 Si；Siは鋼を硬化し、また、Ａ系介在物を増加さ
せるので低い方が好ましく、0.03％を上限
とした。 Ｓ；Ｓは硫化物系介在物を形成し、加工性を劣化
するので、低い方が好ましく、また、熱間
脆性防止の点から、通常言われている
Mn／Ｓ10を満たす0.015％以下とした。 Ｎ；Ｎの上限を0.0025％以下としたのは、これを
超えると固溶Ｎの増大、もしくは微細析出
物量の増大などの影響により鋼が硬化し、
延性が劣化するためである。なおＮはその
含有量が低下するほど材質が著しく向上す
ることから、特に延性の優れた材質を得る
ためにはＮ0.0015％又はＮ0.0010％の
いわゆる極低Ｎ化を行なうのが極めて有効
である。 SolAl：SolAlは材質とコストの両面から、その
上限を0.03％とする。即ちこれを超えると
Alの固溶硬化により鋼が硬化し、また加
熱温度を低下させた場合に異常粗大粒が発
生しやすいためである。また0.03％を超え
ると通常のAlキルド鋼と大差なく、コス
ト的なメリツトがなくなる。 一方、下限は鋼の清浄性及び表面性状、
歪時効性の低下防止等から0.005％とした。 以上のように、本発明においては、極低Ｃ−低
Mn−低Ｎとすることにより、粒成長性を向上さ
せ、軟質、高延性化を図つている。しかし、反面
極低Ｃ−低Mn−低Ｎ化は組織的には著しい結晶
粒の粗大化を生じ、成形性、肌荒れなどに悪影響
を及ぼす。これが従来極低Ｃ−低Mn−低Ｎの提
案がなかつた理由であるが、本発明者らは種々検
討を重ねた結果、上記元素に加えて微量のNbを
添加することにより極めて有効に細粒化が行な
え、成形性への悪影響を排除できることを知得し
た。 第１図に本発明鋼の代表的成分である0.0020C
−0.13Mn−0.0020N鋼をベースにして、これに
Nbを添加した場合の材質、組織への影響を示す。
なおこの場合の熱延条件はスラブ加熱が1170℃、
仕上温度890℃（Ar3点〜Ar3点＋50℃の範囲内）、
巻取温度650℃と本発明条件内である。 Nb量の増加とともに硬質、低延性化するが、
0.015％程度までの微量添加ではその影響度合も
小さく、むしろ組織的に好ましい細粒化の方向に
むかうことがわかる。一方、Nbの添加は従来の
知見の如く、Ｃの固定を通して耐たて割れ性には
逆に不利になる面があるが、その影響もNb／Ｃ
＜7.75では小さいことが知られている。 上記理由から本発明においては上述の元素に加
えてNbを0.015％を上限として添加する。また
0.005％未満では添加効果がないためこれを下限
とする。 更に耐たて割れ性を考慮して固溶Ｃを残存させ
る目的からNb／Ｃ＜7.75とする。 本発明においては、熱延条件は仕上温度をAr3
点〜Ar3点＋50℃、巻取温度を600〜650℃とす
る。 仕上温度の下限をAr3点とするのは、Ar3点未
満の仕上温度でフエライトが圧下されると、Nb
の再結晶抑制効果のため、加工組織が最終組織と
して残り、加工性を劣化させるためである。又
Ar3点＋50℃を仕上温度の上限とするのは、オー
ステナイトを低温度域で圧延を行ない、熱延板の
オーステナイト粒の細粒化を図るためである。こ
の低温仕上とNb添加により細粒のオーステナイ
トが得られ、最終の熱延板のフエライト粒も細粒
となる。 巻取温度は、材質面から含有Nbが粗大化炭窒
化物として析出し、強化能の少ない状態となる必
要性から、600℃以上の比較的高温側に制限され
る。しかし、巻取温度が高過ぎるとスケール性欠
陥の問題が顕在化するため、その上限を650℃と
した。 なお、本発明鋼板は、連鋳スラブを再加熱して
製造することはもちろん、温片から再加熱する所
謂温片挿入法や、連鋳スラブを基本的には再加熱
することなく熱延する所謂直接圧延でも十分製造
することができる。 ＜実施例＞ 鋼を転炉出鋼し、真空脱ガス処理を行ない、し
かる後に通常の連続鋳造法でスラブとすると共
に、1130℃〜1220℃でスラブを再加熱し、次に仕
上温度880℃〜900℃、巻取温度600〜650℃の熱延
条件で圧延を行ない、最終板厚3.2mmの熱延板を
得た。第１表にその鋼成分、熱延条件、各種機械
試験値を示す。 鋼Ｅ、ＦはNbを添加しておらず、粒径が大き
く成形性が劣つている。 鋼Ｈ、ＩはNb添加鋼であるが、添加量が多い
ため延性が悪い。またNb／Ｃも大きいため耐た
て割れ性も劣つている。 以上のように本発明鋼は従来鋼に較べ延性、成
形性などの面で特に優れている。
方法に関する。 ＜従来の技術＞ 軟質でかつ延性の優れた熱延鋼板は、従来より
低Ｃ−Alキルド鋼を仕上温度Ar3点以上で圧延
し、600〜650℃の温度で高温巻取することにより
一般に製造されている。 しかし、上記方法で得られた鋼板は必ずしも十
分な成形性を発揮しないこと、或いは高温巻取に
起因したコイル内での材質変動や肌荒れ、脱スケ
ール性等の問題があつた。 このような問題点を改善するために、従来より
種々の方法が研究、開発されており、Ｂを添加す
るもの（特開昭48−100313号）、Ｃ、Mnを低下
させ軟質・高延性化を図つたもの（特開昭49−
89621号）、極低Ｃ鋼にTi、Nb、Ｖ、Ｂ、Zr、
REM等を添加するもの等が提案されている。 しかし、これらの技術も、単にＢを添加した
り、あるいはＣ、Mnの低下を図るだけであり、
著しい加工性の向上が望めず、またTi、Nb等の
特殊元素を添加する場合はコスト等の面で問題が
あるなど、その適用は限定されている。 ＜発明の概要＞ 本発明は上記した従来技術の欠点を改善するた
めになされたもので、極低Ｃ−低Mn−低Ｎを基
調とし、これにNbを微量添加したことを基本的
な特徴とするものである。即ち、本発明による熱
延鋼板は、Ｃ：0.0050％以下、Si：0.03％以下、
Mn：0.15％以下、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0025
％以下、SolAl：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜
0.015％で、かつNb／Ｃ＜7.75を含有し、残部鉄
および不可避的不純物からなる鋼を仕上温度Ar3
点〜Ar3点＋50℃、巻取温度600〜650℃の条件で
熱間圧延したことを基本的な特徴とするものであ
る。 以下成分の限定理由を説明する。 Ｃ；Ｃは固溶状態で存在しても、炭化物として
存在しても加工性を劣化させるので、特に
低下させることが好ましく、そのため上限
を0.0050％とする。 なお、近年真空脱ガス法等により、Ｃを
極めて低くすることが可能であり、下限は
特に限定しない。 Mn；Mnは含有量が高くなるほど延性が低下す
るため、できるだけ低い方が好ましく、
0.15％を上限とした。 Si；Siは鋼を硬化し、また、Ａ系介在物を増加さ
せるので低い方が好ましく、0.03％を上限
とした。 Ｓ；Ｓは硫化物系介在物を形成し、加工性を劣化
するので、低い方が好ましく、また、熱間
脆性防止の点から、通常言われている
Mn／Ｓ10を満たす0.015％以下とした。 Ｎ；Ｎの上限を0.0025％以下としたのは、これを
超えると固溶Ｎの増大、もしくは微細析出
物量の増大などの影響により鋼が硬化し、
延性が劣化するためである。なおＮはその
含有量が低下するほど材質が著しく向上す
ることから、特に延性の優れた材質を得る
ためにはＮ0.0015％又はＮ0.0010％の
いわゆる極低Ｎ化を行なうのが極めて有効
である。 SolAl：SolAlは材質とコストの両面から、その
上限を0.03％とする。即ちこれを超えると
Alの固溶硬化により鋼が硬化し、また加
熱温度を低下させた場合に異常粗大粒が発
生しやすいためである。また0.03％を超え
ると通常のAlキルド鋼と大差なく、コス
ト的なメリツトがなくなる。 一方、下限は鋼の清浄性及び表面性状、
歪時効性の低下防止等から0.005％とした。 以上のように、本発明においては、極低Ｃ−低
Mn−低Ｎとすることにより、粒成長性を向上さ
せ、軟質、高延性化を図つている。しかし、反面
極低Ｃ−低Mn−低Ｎ化は組織的には著しい結晶
粒の粗大化を生じ、成形性、肌荒れなどに悪影響
を及ぼす。これが従来極低Ｃ−低Mn−低Ｎの提
案がなかつた理由であるが、本発明者らは種々検
討を重ねた結果、上記元素に加えて微量のNbを
添加することにより極めて有効に細粒化が行な
え、成形性への悪影響を排除できることを知得し
た。 第１図に本発明鋼の代表的成分である0.0020C
−0.13Mn−0.0020N鋼をベースにして、これに
Nbを添加した場合の材質、組織への影響を示す。
なおこの場合の熱延条件はスラブ加熱が1170℃、
仕上温度890℃（Ar3点〜Ar3点＋50℃の範囲内）、
巻取温度650℃と本発明条件内である。 Nb量の増加とともに硬質、低延性化するが、
0.015％程度までの微量添加ではその影響度合も
小さく、むしろ組織的に好ましい細粒化の方向に
むかうことがわかる。一方、Nbの添加は従来の
知見の如く、Ｃの固定を通して耐たて割れ性には
逆に不利になる面があるが、その影響もNb／Ｃ
＜7.75では小さいことが知られている。 上記理由から本発明においては上述の元素に加
えてNbを0.015％を上限として添加する。また
0.005％未満では添加効果がないためこれを下限
とする。 更に耐たて割れ性を考慮して固溶Ｃを残存させ
る目的からNb／Ｃ＜7.75とする。 本発明においては、熱延条件は仕上温度をAr3
点〜Ar3点＋50℃、巻取温度を600〜650℃とす
る。 仕上温度の下限をAr3点とするのは、Ar3点未
満の仕上温度でフエライトが圧下されると、Nb
の再結晶抑制効果のため、加工組織が最終組織と
して残り、加工性を劣化させるためである。又
Ar3点＋50℃を仕上温度の上限とするのは、オー
ステナイトを低温度域で圧延を行ない、熱延板の
オーステナイト粒の細粒化を図るためである。こ
の低温仕上とNb添加により細粒のオーステナイ
トが得られ、最終の熱延板のフエライト粒も細粒
となる。 巻取温度は、材質面から含有Nbが粗大化炭窒
化物として析出し、強化能の少ない状態となる必
要性から、600℃以上の比較的高温側に制限され
る。しかし、巻取温度が高過ぎるとスケール性欠
陥の問題が顕在化するため、その上限を650℃と
した。 なお、本発明鋼板は、連鋳スラブを再加熱して
製造することはもちろん、温片から再加熱する所
謂温片挿入法や、連鋳スラブを基本的には再加熱
することなく熱延する所謂直接圧延でも十分製造
することができる。 ＜実施例＞ 鋼を転炉出鋼し、真空脱ガス処理を行ない、し
かる後に通常の連続鋳造法でスラブとすると共
に、1130℃〜1220℃でスラブを再加熱し、次に仕
上温度880℃〜900℃、巻取温度600〜650℃の熱延
条件で圧延を行ない、最終板厚3.2mmの熱延板を
得た。第１表にその鋼成分、熱延条件、各種機械
試験値を示す。 鋼Ｅ、ＦはNbを添加しておらず、粒径が大き
く成形性が劣つている。 鋼Ｈ、ＩはNb添加鋼であるが、添加量が多い
ため延性が悪い。またNb／Ｃも大きいため耐た
て割れ性も劣つている。 以上のように本発明鋼は従来鋼に較べ延性、成
形性などの面で特に優れている。
【表】
第１図は材質に及ぼすNb量の影響を示すグラ
フである。
フである。
Claims (1)
- １ Ｃ：0.0050％以下、Si：0.03％以下、Mn：
0.15％以下、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0025％以
下、SolAl：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.015％
で、かつNb／Ｃ＜7.75を含有し、残部鉄および
不可避的不純物からなる鋼を仕上温度Ar3点〜
Ar3点＋50℃、巻取温度600〜650℃の条件で熱間
圧延したことを特徴とする加工性の優れた軟質熱
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23125684A JPS61110749A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23125684A JPS61110749A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61110749A JPS61110749A (ja) | 1986-05-29 |
| JPH0517285B2 true JPH0517285B2 (ja) | 1993-03-08 |
Family
ID=16920762
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23125684A Granted JPS61110749A (ja) | 1984-11-05 | 1984-11-05 | 加工性の優れた軟質熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61110749A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01149924A (ja) * | 1987-12-07 | 1989-06-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 延性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5943976B2 (ja) * | 1980-05-31 | 1984-10-25 | 川崎製鉄株式会社 | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5729555A (en) * | 1980-07-30 | 1982-02-17 | Kawasaki Steel Corp | Nonageing molten zinc plated steel plate with excellent moldability and preparation thereof |
| JPS5881952A (ja) * | 1982-10-18 | 1983-05-17 | Kawasaki Steel Corp | 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板 |
| JPS59123721A (ja) * | 1982-12-29 | 1984-07-17 | Kawasaki Steel Corp | 加工性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59129733A (ja) * | 1983-01-17 | 1984-07-26 | Kawasaki Steel Corp | ストレツチヤ−ストレインの発生しない硬質ぶりき用めつき原板の製造方法 |
| JPS59226149A (ja) * | 1983-06-03 | 1984-12-19 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1984
- 1984-11-05 JP JP23125684A patent/JPS61110749A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61110749A (ja) | 1986-05-29 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |