JPH055888B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH055888B2 JPH055888B2 JP59234182A JP23418284A JPH055888B2 JP H055888 B2 JPH055888 B2 JP H055888B2 JP 59234182 A JP59234182 A JP 59234182A JP 23418284 A JP23418284 A JP 23418284A JP H055888 B2 JPH055888 B2 JP H055888B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- amount
- rolled
- hot
- cold
- steel
- 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 - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、プレス成形性の極めて優れた冷延鋼
板の製造方法に関するものである。 （従来の技術） これまでプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
を、連続焼鈍で製造する方法としては、特開昭58
−81952号公報（以下公知例１という）や特開昭
59−67319号公報（以下公知例２という）等があ
る。これらは極低炭素Alキルト鋼に特殊合金と
して、Nbを単独添加した公知例１の方法及びTi
とNbを複合添加する公知例２の方法とに分かれ
る。 公知例１の方法は、ＮをAlNとして固定し、
Nbを３×Ｃ（％）以上かつ0.01％以上含有せし
め、NbCとしてＣを固定し、非時効性を確保せ
しめる方法であるため、低温捲取りではAlNが
連続焼鈍中に微細析出し材質が劣下する。 又高温捲取りでは、熱延コイルの内・外周に相
当する位置では同様に材質が劣下し、更に非時効
化のために、多量のNbを添加するため、再結晶
温度が著じるしく上昇し、焼鈍温度を極めて高く
する必要が生じ、材質も劣下する等、この方法で
は本発明の方法が、目的とするようなプレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板を製造するには材質上
又生産上の問題がある。 公知例２の方法は、上記の公知例１の問題点
を、TiとNbを複合添加することにより、軟質化
と再結晶温度の低下等を改良しようとしているも
のである。この方法は、ＮをAlNとしてではな
くTiNとして固定し、Ｃは、〔Ti、Nb〕Ｃの複
合炭化物として析出させることを特徴としてお
り、それによつてNbの単独添加時の問題点を改
善し、超深絞り用鋼板を製造しようとする方法で
ある。 しかしこの公知例２の方法で得られる冷延鋼板
は、実施例に記載されているように、El47％、
ｒ1.9と従来の箱焼鈍法によるAlキルド鋼によ
り、若干材質が向上した程度であり、本発明の方
法が目標としているようなプレス成形能が極めて
優れた冷延鋼板の製造は困難である。 一般に自動車外板等の用途に使用されるプレス
加工用冷延鋼板には、耐時効性はもちろん、深絞
り性や張り出し成形性が要求される。最近では、
生産性向上のため部品の一体成形化がますます進
み、深絞り成形性と厳しい張り出し成形性が、同
時に要求されることが多くなつてきている。これ
らの厳しい要求を満たすには、鋼煩のやr45゜の
向上と同時に伸び値の顕著な向上が必要となる。 従来、自動車外板等の厳しい成形性が要求され
る用途には、Alキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板
や脱炭焼鈍したAlキルド脱炭鋼板等が使用され
てきたが、最近では上記に記したような用途に
は、従来これらの冷延鋼板では満足な結果が得が
たくなりつつあり、自動車メーカ等から極めて高
いやr45゜及びElの材質特性を持つた鋼板の供給
が望まれるようになつた。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、これら自動車メーカ等の要求に答え
るためにおこなつたもので、プレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板の製造方法を提供するものであ
る。 （問題点を解決するための手段及び作用） 本発明者らは、Nb添加鋼やNb、Tiの複合添
加鋼のもつこれらの長所、短所をＣ含有量を変
え、詳細に検討した結果、 (1) Tiの添加量は〔Ti（％）−0.0035％）〕／
3.43N（％）＝0.6〜1.5の範囲内に厳しく規制す
ること。 (2) Nbの添加量は0.0025〜0.20％含有し、かつ
〔Nb（％）〕×〔（％）〕0.000030の範囲内に厳し
く規制すること。 (3) Ｃ含有量は0.0025％以上であること。以上の
ようにTi、Nb、Ｃ含有量を厳しく規制するこ
とによつて、Nbの単独添加量や、Nb、Tiの
複合添加鋼のもつr45゜の顕著な改善効果を助長
させ、かつ伸び値（以下Elという）の低下や再
結晶温度の上昇という欠点を回避できることが
判つた。 本発明者らは、Nbを単独添加する公知例１の
方法及びNb、Tiの複合添加する公知例２の方法
が、Elやが必らずしも十分でないのは、多量の
NbCあるいは多量の〔Nb、Ti〕Ｃの複炭化物を
作るため再結晶温度の上昇や細粒化がおこるため
であることを突き止めた。 即ちNbを添加する鋼においては、Nbを固溶の
Nbとして存在させるか、あるいはNbCあるいは
〔Nb、Ti〕Ｃの複炭化物が生成するとしても、
極く微かになるように厳しく規制すれば、再結晶
温度の著じるしい上昇や伸び値の劣下を極力抑え
ることが可能であることが判つた。 公知例１や公知例２がNbCや〔Nb、Ti〕Ｃの
複炭化物を有益なものとして、積極的に析出させ
利用する技術思想であるのに対し、本発明の方法
が、別量の固溶Nbや極く微量のNbCは有益で必
須であるが、多量のNbCの析出物は極めて有害
であり、多量のNbCを析出せしめてはならない
とする技術思想である点が新しい知見であり、大
きな相違点である。 この本発明の技術思想の極く微量の固溶のNb
や、NbCのみを有効に活用するためには、Ti含
有量やNb含有量及びＣ含量を前記(1)、(2)、(3)に
記載している範囲に厳しく規制せねばならない。
なかでも〔Nb（％）〕×〔Ｃ（％）〕0.000030と総
量を規制することが重要な点である。 以下に本発明の構成を具体的に説明する。 本発明の目的とするように、極めて高いElや
及びr45゜を達成するためには、Ｃ含有量やNb含有
量及びＣとNb含有量の総量を規制する。 第１図は、Si：0.01〜0.03％、Mn：0.12〜0.15
％、Ｐ：0.004〜0.006％、Ｓ：0.003〜0.005％、
solAl：0.015〜0.020％、Ｎ：0.0016〜0.0020％、
Ti：0.0009〜0.011％をベース成分とし、Ｃ：
0.0008〜0.0032％、Nb：0.0020〜0.030％の範囲
で、第１図の成分に変化させた溶鋼から連続鋳造
法で鋳片とし、1150℃に再加熱し、910〜930℃で
熱間圧延を終へ680℃で捲取り、ホツトコイルと
し、0.80mmに冷間圧延し、第３図に示すヒートサ
イクルで連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施した
冷延鋼板の材質レベルをNb量とＣ量との関係を
示したものである。図中のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，
Ａを結ぶ領域は本発明のＣとNbの成分規制領域
である。 第１図から明らかなように、本発明のＣとNb
の成分規制領域では、El50％、2.0、r45゜
1.6が達成できており、本発明の方法がいかに優
れているかが判る。 図中のＡ，Ｂ線よりNb量が少ない領域では、
固溶のNb量が少なすぎるため、r45゜の改善効果が
なく、r45゜が急激に低下する。又逆にＤ，Ｅ線よ
りNb量が多い領域では、固溶のNb量が多すぎる
ため、細粒化や再結晶温度の上昇により、Elが急
激に低下する。 Ｂ，Ｃ線よりＣ量が多い領域では、Nb量に対
しＣ量が多すぎるため、固溶しているＣ量が増え
るため、時効劣化や固溶Ｃによる伸び値の劣化が
生じElが低下する。更に曲線Ｃ，ＤよりＣやNb
量が多い領域ではNbCの析出量が多すぎるため
再結晶温度の上昇や、細粒化がおこり、Elやが
急激に低下する。尚、Ａ，Ｅ線よりＣ量が少ない
領域は工業的に得られる下限のＣ含有量以下であ
るためＣ量の下限を0.0005％とした。 図のランクの区分は、Elととr45゜全べてをク
リアーするランク（第１表）でもつて評価した。
板の製造方法に関するものである。 （従来の技術） これまでプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
を、連続焼鈍で製造する方法としては、特開昭58
−81952号公報（以下公知例１という）や特開昭
59−67319号公報（以下公知例２という）等があ
る。これらは極低炭素Alキルト鋼に特殊合金と
して、Nbを単独添加した公知例１の方法及びTi
とNbを複合添加する公知例２の方法とに分かれ
る。 公知例１の方法は、ＮをAlNとして固定し、
Nbを３×Ｃ（％）以上かつ0.01％以上含有せし
め、NbCとしてＣを固定し、非時効性を確保せ
しめる方法であるため、低温捲取りではAlNが
連続焼鈍中に微細析出し材質が劣下する。 又高温捲取りでは、熱延コイルの内・外周に相
当する位置では同様に材質が劣下し、更に非時効
化のために、多量のNbを添加するため、再結晶
温度が著じるしく上昇し、焼鈍温度を極めて高く
する必要が生じ、材質も劣下する等、この方法で
は本発明の方法が、目的とするようなプレス成形
性の極めて優れた冷延鋼板を製造するには材質上
又生産上の問題がある。 公知例２の方法は、上記の公知例１の問題点
を、TiとNbを複合添加することにより、軟質化
と再結晶温度の低下等を改良しようとしているも
のである。この方法は、ＮをAlNとしてではな
くTiNとして固定し、Ｃは、〔Ti、Nb〕Ｃの複
合炭化物として析出させることを特徴としてお
り、それによつてNbの単独添加時の問題点を改
善し、超深絞り用鋼板を製造しようとする方法で
ある。 しかしこの公知例２の方法で得られる冷延鋼板
は、実施例に記載されているように、El47％、
ｒ1.9と従来の箱焼鈍法によるAlキルド鋼によ
り、若干材質が向上した程度であり、本発明の方
法が目標としているようなプレス成形能が極めて
優れた冷延鋼板の製造は困難である。 一般に自動車外板等の用途に使用されるプレス
加工用冷延鋼板には、耐時効性はもちろん、深絞
り性や張り出し成形性が要求される。最近では、
生産性向上のため部品の一体成形化がますます進
み、深絞り成形性と厳しい張り出し成形性が、同
時に要求されることが多くなつてきている。これ
らの厳しい要求を満たすには、鋼煩のやr45゜の
向上と同時に伸び値の顕著な向上が必要となる。 従来、自動車外板等の厳しい成形性が要求され
る用途には、Alキルド鋼を箱焼鈍した冷延鋼板
や脱炭焼鈍したAlキルド脱炭鋼板等が使用され
てきたが、最近では上記に記したような用途に
は、従来これらの冷延鋼板では満足な結果が得が
たくなりつつあり、自動車メーカ等から極めて高
いやr45゜及びElの材質特性を持つた鋼板の供給
が望まれるようになつた。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、これら自動車メーカ等の要求に答え
るためにおこなつたもので、プレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板の製造方法を提供するものであ
る。 （問題点を解決するための手段及び作用） 本発明者らは、Nb添加鋼やNb、Tiの複合添
加鋼のもつこれらの長所、短所をＣ含有量を変
え、詳細に検討した結果、 (1) Tiの添加量は〔Ti（％）−0.0035％）〕／
3.43N（％）＝0.6〜1.5の範囲内に厳しく規制す
ること。 (2) Nbの添加量は0.0025〜0.20％含有し、かつ
〔Nb（％）〕×〔（％）〕0.000030の範囲内に厳し
く規制すること。 (3) Ｃ含有量は0.0025％以上であること。以上の
ようにTi、Nb、Ｃ含有量を厳しく規制するこ
とによつて、Nbの単独添加量や、Nb、Tiの
複合添加鋼のもつr45゜の顕著な改善効果を助長
させ、かつ伸び値（以下Elという）の低下や再
結晶温度の上昇という欠点を回避できることが
判つた。 本発明者らは、Nbを単独添加する公知例１の
方法及びNb、Tiの複合添加する公知例２の方法
が、Elやが必らずしも十分でないのは、多量の
NbCあるいは多量の〔Nb、Ti〕Ｃの複炭化物を
作るため再結晶温度の上昇や細粒化がおこるため
であることを突き止めた。 即ちNbを添加する鋼においては、Nbを固溶の
Nbとして存在させるか、あるいはNbCあるいは
〔Nb、Ti〕Ｃの複炭化物が生成するとしても、
極く微かになるように厳しく規制すれば、再結晶
温度の著じるしい上昇や伸び値の劣下を極力抑え
ることが可能であることが判つた。 公知例１や公知例２がNbCや〔Nb、Ti〕Ｃの
複炭化物を有益なものとして、積極的に析出させ
利用する技術思想であるのに対し、本発明の方法
が、別量の固溶Nbや極く微量のNbCは有益で必
須であるが、多量のNbCの析出物は極めて有害
であり、多量のNbCを析出せしめてはならない
とする技術思想である点が新しい知見であり、大
きな相違点である。 この本発明の技術思想の極く微量の固溶のNb
や、NbCのみを有効に活用するためには、Ti含
有量やNb含有量及びＣ含量を前記(1)、(2)、(3)に
記載している範囲に厳しく規制せねばならない。
なかでも〔Nb（％）〕×〔Ｃ（％）〕0.000030と総
量を規制することが重要な点である。 以下に本発明の構成を具体的に説明する。 本発明の目的とするように、極めて高いElや
及びr45゜を達成するためには、Ｃ含有量やNb含有
量及びＣとNb含有量の総量を規制する。 第１図は、Si：0.01〜0.03％、Mn：0.12〜0.15
％、Ｐ：0.004〜0.006％、Ｓ：0.003〜0.005％、
solAl：0.015〜0.020％、Ｎ：0.0016〜0.0020％、
Ti：0.0009〜0.011％をベース成分とし、Ｃ：
0.0008〜0.0032％、Nb：0.0020〜0.030％の範囲
で、第１図の成分に変化させた溶鋼から連続鋳造
法で鋳片とし、1150℃に再加熱し、910〜930℃で
熱間圧延を終へ680℃で捲取り、ホツトコイルと
し、0.80mmに冷間圧延し、第３図に示すヒートサ
イクルで連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施した
冷延鋼板の材質レベルをNb量とＣ量との関係を
示したものである。図中のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，
Ａを結ぶ領域は本発明のＣとNbの成分規制領域
である。 第１図から明らかなように、本発明のＣとNb
の成分規制領域では、El50％、2.0、r45゜
1.6が達成できており、本発明の方法がいかに優
れているかが判る。 図中のＡ，Ｂ線よりNb量が少ない領域では、
固溶のNb量が少なすぎるため、r45゜の改善効果が
なく、r45゜が急激に低下する。又逆にＤ，Ｅ線よ
りNb量が多い領域では、固溶のNb量が多すぎる
ため、細粒化や再結晶温度の上昇により、Elが急
激に低下する。 Ｂ，Ｃ線よりＣ量が多い領域では、Nb量に対
しＣ量が多すぎるため、固溶しているＣ量が増え
るため、時効劣化や固溶Ｃによる伸び値の劣化が
生じElが低下する。更に曲線Ｃ，ＤよりＣやNb
量が多い領域ではNbCの析出量が多すぎるため
再結晶温度の上昇や、細粒化がおこり、Elやが
急激に低下する。尚、Ａ，Ｅ線よりＣ量が少ない
領域は工業的に得られる下限のＣ含有量以下であ
るためＣ量の下限を0.0005％とした。 図のランクの区分は、Elととr45゜全べてをク
リアーするランク（第１表）でもつて評価した。
【表】
本発明の第２の点は、Tiの添加量をＮの含有
量に応じて調整し、ＮをTiNとして固定すると
ともに、必要以上のTiを添加せず、余剰のTiで
微細なTiCを生成させないことである。TiをＮ量
にみあつた適量、即ち、TiO2として存在し、Ｎ
を固定するのに無効なTi量は約0.0035％であるの
で、その量を差し引いて、ＮをTiNとして析出
させるのに有効なTi量を下式の値以上少なくと
も 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）0.6 含有せしめることによつて、有害な微細なAlN
をTiNの粗大な析出物に変えることができ、そ
の結果、Elやが向上する。 上記の有効Ti量があまり多すぎると、即ち、
下式の限界値を超えて、有効Tiが含有されると、
余剰のTiが微細TiCを作り、Elやが低下する。 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）1.5 第２図はＣ：0.0016％、Si：0.02％、Mn：0.21
％、Ｐ：0.006％、Ｓ：0.006％、solAl：0.016％、
Ｎ：0.0025％、Nb：0.008％のベース成分にTi添
加量を変化させた溶鋼を、連続鋳造法で鋳片と
し、1150℃に再加熱し、910℃〜930℃で熱間圧延
を終え、680℃で捲取り、ホツトコイルとし、
0.80mmに冷間圧延し、第３図に示すヒートサイク
ルで連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施した冷延
鋼板の材質と、Ti添加量の関係を示したもので
ある。 有効なTi量が、Ｎ量に対し適性な範囲、即ち 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％） が0.6〜1.5の範囲内であれば、El50％、
2.0、r45゜1.6の極めて優れた材質特性の冷延鋼板
が得られることが判る。尚、〔Ti（％）−
0.0035〕／3.43N（％）が0.6以下の場合、材質が
劣下しているが、これは微細AlNによるもので
あり、〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）が1.5を超
えると、材質の劣下が顕著になるのは、余剰の
Tiが微細なTiCを作るためである。 Siは多く含まれると塗装性が悪くなつたり、硬
質化するので、その上限を0.1％とした。Mnは熱
間脆性の点より、0.04％以上添加させる必要があ
るが、多量に添加すると硬質化するので、その上
限を0.5％とした。Ｐ、Ｓは、あまり多く含有す
ると延性が劣下するのでＰ、Ｓともに上限を0.03
％とした。 solAl量はあまり少ないとフリー酸素が多くな
り、投入したTiがTiO2として多量に消耗し、Ｎ
を固定するTiが不足するので、少なくとも0.002
％は必要である。又solAlも多量に含まれると、
Elの劣下が生じるのでその上限を0.1％とした。 ＮはTiによつて、TiNの粗大な析出物として
固定されるが、それでも多量に含まれると、
TiNとして固定するのに必要なTi量が増え、Ti
の合金コスト代が増える。又、TiNの総量も増
えると材質も硬質化するので、その上限を0.0050
％とした。又、二次加工性が特に要求される用途
にはＢを２〜10ppm添加すると二次加工性が改善
される。 以上、本発明の方法の鋼の成分範囲について詳
しく述べたが、製造条件について、以上に述べ
る。 本発明の範囲の成分に調整した溶鋼は、連続鋳
造より鋳片とし、870℃以上の仕上温度で熱間圧
延し、850℃以下の温度で捲取りホツトコイルと
する。この熱間圧延に際し鋳片を加熱炉に入れ再
加熱しても、又高温鋳片を直接熱間圧延しても、
いずれの工程でも何ら差しつかえない。又再加熱
する工程の場合、加熱温度が低い方が、熱延板の
結晶粒が小さくなるので、より好ましい方法であ
る。熱延の仕上温度を870℃以上とするのは、870
℃以下で仕上げると、熱延板結晶粒が粗粒となる
ためそれを防止するためである。 熱延の捲取り温度は、低温捲取りでも優れた材
質特性値の冷延鋼板を得ることができるが、高温
捲取することによつて更に材質が向上する。しか
し850℃以上で捲取ると、熱延板の組織が異常粒
成長し始め、r45゜が低下し始めるので、捲取り温
度の上限を850℃とした。 以上の熱延条件で熱間圧延したホツトコイルは
通常の冷間圧延をおこない、再結晶温度以上の温
度で連続焼鈍し、必要に応じて調質圧延を施すこ
とによつてプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
を製造することができるのである。尚、連続焼鈍
に際し、焼鈍温度の上限を910℃としたのは、910
℃を超えて焼鈍するとオーステナイトに変態する
ため、やr45゜が著じるしく劣下するためである。 （実施例） 第２表は実施例に用いた本発明鋼及び比較鋼の
化学成分及び熱延条件を示したものである。 第２表に示した供試鋼を表に示す熱延条件で熱
延し、板厚4.0mmのホツトコイルとし、0.80mmま
で延間圧延した後、第４図に示す焼鈍サイクルで
連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施し、冷延鋼板
とした。 このようにして得た冷延鋼板の材質を第３表に
示す。 本発明鋼である供試鋼１、２、３、９はいずれ
もElが50％以上で、が2.1以上、r45゜が1.7以上と
非常に優れた材質特性を示し、プレス成形性の極
めて優れた冷延鋼板が、本発明方法で製造できる
ことを明確に示すものである。 一方、比較鋼の４、５、６、７、８はいずれも
本発明鋼に比らべて材質が劣下しており、本発明
の方法が優れていることがわかる。比較鋼４は、
Ｃ含有量が0.0032％と高く〔Nb（％）〕×〔Ｃ（％）〕
も0.000035と、本発明の範囲を超える例で材質特
性もEl＝47.3％、＝1.89、r45゜＝1.59と全べての
特性値が劣下している。 比較鋼５は、Nbが0.025と過剰に添加された例
で、結晶粒の微細化がおこり、El、、が劣下し
ている。比較鋼６は、Nbを添加しない例で、r45゜
が著じるしく低い、これはNb無添加のため、本
発明の重要なポイントである微量の固溶のNbあ
るいは、微量のNbCのr45゜改善効果が全つたく無
いためである。 比較鋼７はTiを添加しない例で材質が全般的
に悪い。これは微細なAlNのために材質が劣下
したものである。比較鋼８は、Tiが過剰に添加
された例で、材質は全般的に劣下している。これ
は微細なTiCによる細粒化のためである。尚本発
明鋼２は、高温捲取りの例で、高温捲取効果によ
つてEl＝53.5、＝2.35、r45゜＝1.84と極めて優れ
た材質になつている。
量に応じて調整し、ＮをTiNとして固定すると
ともに、必要以上のTiを添加せず、余剰のTiで
微細なTiCを生成させないことである。TiをＮ量
にみあつた適量、即ち、TiO2として存在し、Ｎ
を固定するのに無効なTi量は約0.0035％であるの
で、その量を差し引いて、ＮをTiNとして析出
させるのに有効なTi量を下式の値以上少なくと
も 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）0.6 含有せしめることによつて、有害な微細なAlN
をTiNの粗大な析出物に変えることができ、そ
の結果、Elやが向上する。 上記の有効Ti量があまり多すぎると、即ち、
下式の限界値を超えて、有効Tiが含有されると、
余剰のTiが微細TiCを作り、Elやが低下する。 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）1.5 第２図はＣ：0.0016％、Si：0.02％、Mn：0.21
％、Ｐ：0.006％、Ｓ：0.006％、solAl：0.016％、
Ｎ：0.0025％、Nb：0.008％のベース成分にTi添
加量を変化させた溶鋼を、連続鋳造法で鋳片と
し、1150℃に再加熱し、910℃〜930℃で熱間圧延
を終え、680℃で捲取り、ホツトコイルとし、
0.80mmに冷間圧延し、第３図に示すヒートサイク
ルで連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施した冷延
鋼板の材質と、Ti添加量の関係を示したもので
ある。 有効なTi量が、Ｎ量に対し適性な範囲、即ち 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％） が0.6〜1.5の範囲内であれば、El50％、
2.0、r45゜1.6の極めて優れた材質特性の冷延鋼板
が得られることが判る。尚、〔Ti（％）−
0.0035〕／3.43N（％）が0.6以下の場合、材質が
劣下しているが、これは微細AlNによるもので
あり、〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％）が1.5を超
えると、材質の劣下が顕著になるのは、余剰の
Tiが微細なTiCを作るためである。 Siは多く含まれると塗装性が悪くなつたり、硬
質化するので、その上限を0.1％とした。Mnは熱
間脆性の点より、0.04％以上添加させる必要があ
るが、多量に添加すると硬質化するので、その上
限を0.5％とした。Ｐ、Ｓは、あまり多く含有す
ると延性が劣下するのでＰ、Ｓともに上限を0.03
％とした。 solAl量はあまり少ないとフリー酸素が多くな
り、投入したTiがTiO2として多量に消耗し、Ｎ
を固定するTiが不足するので、少なくとも0.002
％は必要である。又solAlも多量に含まれると、
Elの劣下が生じるのでその上限を0.1％とした。 ＮはTiによつて、TiNの粗大な析出物として
固定されるが、それでも多量に含まれると、
TiNとして固定するのに必要なTi量が増え、Ti
の合金コスト代が増える。又、TiNの総量も増
えると材質も硬質化するので、その上限を0.0050
％とした。又、二次加工性が特に要求される用途
にはＢを２〜10ppm添加すると二次加工性が改善
される。 以上、本発明の方法の鋼の成分範囲について詳
しく述べたが、製造条件について、以上に述べ
る。 本発明の範囲の成分に調整した溶鋼は、連続鋳
造より鋳片とし、870℃以上の仕上温度で熱間圧
延し、850℃以下の温度で捲取りホツトコイルと
する。この熱間圧延に際し鋳片を加熱炉に入れ再
加熱しても、又高温鋳片を直接熱間圧延しても、
いずれの工程でも何ら差しつかえない。又再加熱
する工程の場合、加熱温度が低い方が、熱延板の
結晶粒が小さくなるので、より好ましい方法であ
る。熱延の仕上温度を870℃以上とするのは、870
℃以下で仕上げると、熱延板結晶粒が粗粒となる
ためそれを防止するためである。 熱延の捲取り温度は、低温捲取りでも優れた材
質特性値の冷延鋼板を得ることができるが、高温
捲取することによつて更に材質が向上する。しか
し850℃以上で捲取ると、熱延板の組織が異常粒
成長し始め、r45゜が低下し始めるので、捲取り温
度の上限を850℃とした。 以上の熱延条件で熱間圧延したホツトコイルは
通常の冷間圧延をおこない、再結晶温度以上の温
度で連続焼鈍し、必要に応じて調質圧延を施すこ
とによつてプレス成形性の極めて優れた冷延鋼板
を製造することができるのである。尚、連続焼鈍
に際し、焼鈍温度の上限を910℃としたのは、910
℃を超えて焼鈍するとオーステナイトに変態する
ため、やr45゜が著じるしく劣下するためである。 （実施例） 第２表は実施例に用いた本発明鋼及び比較鋼の
化学成分及び熱延条件を示したものである。 第２表に示した供試鋼を表に示す熱延条件で熱
延し、板厚4.0mmのホツトコイルとし、0.80mmま
で延間圧延した後、第４図に示す焼鈍サイクルで
連続焼鈍し、0.7％の調質圧延を施し、冷延鋼板
とした。 このようにして得た冷延鋼板の材質を第３表に
示す。 本発明鋼である供試鋼１、２、３、９はいずれ
もElが50％以上で、が2.1以上、r45゜が1.7以上と
非常に優れた材質特性を示し、プレス成形性の極
めて優れた冷延鋼板が、本発明方法で製造できる
ことを明確に示すものである。 一方、比較鋼の４、５、６、７、８はいずれも
本発明鋼に比らべて材質が劣下しており、本発明
の方法が優れていることがわかる。比較鋼４は、
Ｃ含有量が0.0032％と高く〔Nb（％）〕×〔Ｃ（％）〕
も0.000035と、本発明の範囲を超える例で材質特
性もEl＝47.3％、＝1.89、r45゜＝1.59と全べての
特性値が劣下している。 比較鋼５は、Nbが0.025と過剰に添加された例
で、結晶粒の微細化がおこり、El、、が劣下し
ている。比較鋼６は、Nbを添加しない例で、r45゜
が著じるしく低い、これはNb無添加のため、本
発明の重要なポイントである微量の固溶のNbあ
るいは、微量のNbCのr45゜改善効果が全つたく無
いためである。 比較鋼７はTiを添加しない例で材質が全般的
に悪い。これは微細なAlNのために材質が劣下
したものである。比較鋼８は、Tiが過剰に添加
された例で、材質は全般的に劣下している。これ
は微細なTiCによる細粒化のためである。尚本発
明鋼２は、高温捲取りの例で、高温捲取効果によ
つてEl＝53.5、＝2.35、r45゜＝1.84と極めて優れ
た材質になつている。
【表】
【表】
【表】
【表】
（発明の効果）
第１図、第２図及び実施例１の結果からＣ含有
量を0.0025％以下に規制した溶鋼にTiとNbを複
合添加し、かつTi量及びNb量をＮ量及びＣ量に
対し適正量になるよう成分調整することによつ
て、有害な微細なAlNを粗大なTiNとし、かつ
余剰のTiを規制することによつて有害な微細な
TiCの生成を抑制し、微量のNb及び微量のNbC
を生成させることによつてElの低下をきたさずに
r45゜が改善できるという本発明の方法に従えば、
Elや及びr45゜が極めて高いプレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板が製造できて、工業的価値は極
めて大きい。
量を0.0025％以下に規制した溶鋼にTiとNbを複
合添加し、かつTi量及びNb量をＮ量及びＣ量に
対し適正量になるよう成分調整することによつ
て、有害な微細なAlNを粗大なTiNとし、かつ
余剰のTiを規制することによつて有害な微細な
TiCの生成を抑制し、微量のNb及び微量のNbC
を生成させることによつてElの低下をきたさずに
r45゜が改善できるという本発明の方法に従えば、
Elや及びr45゜が極めて高いプレス成形性の極め
て優れた冷延鋼板が製造できて、工業的価値は極
めて大きい。
第１図は、Ti＝0.009〜0.011％含有する鋼にお
けるNb含有量とＣ含有量及び〔Nb（％）〕×〔Ｃ
（％）〕の総量が、Elや及びr45゜に及ぼす影響及
び本発明の方法の範囲を示す説明図、第２図は、
Nbを0.008％含有する鋼におけるＮに対するTiの
添加割合が材質に及ぼす影響及び本発明の方法の
範囲を示す説明図、第３図は、第１図及び第２図
の試験の連続焼鈍のヒートサイクルを示す説明
図、第４図は実施例で用いた連続焼鈍のヒートサ
イクルを示す説明図である。
けるNb含有量とＣ含有量及び〔Nb（％）〕×〔Ｃ
（％）〕の総量が、Elや及びr45゜に及ぼす影響及
び本発明の方法の範囲を示す説明図、第２図は、
Nbを0.008％含有する鋼におけるＮに対するTiの
添加割合が材質に及ぼす影響及び本発明の方法の
範囲を示す説明図、第３図は、第１図及び第２図
の試験の連続焼鈍のヒートサイクルを示す説明
図、第４図は実施例で用いた連続焼鈍のヒートサ
イクルを示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0005〜0.0025％、Si：0.1％以下、
Mn：0.04〜0.5％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030
％以下、solAl：0.002〜0.1％、Ｎ：0.0005〜
0.0050％、 Tiは下式−を満足する範囲 〔Ti（％）−0.0035〕／3.43N（％） ＝0.6〜1.5 −（） Nbは0.0025％〜0.020％含有しかつ下式−を
満足する範囲 〔Nb（％）〕×〔Ｃ（％）〕0.000030 −（） 残Fe及び不可避的不純物からなる成分の鋼を
連続鋳造により鋳片とし、870℃以上の温度で連
続熱間圧延を終え、850℃以下の捲取り温度で捲
取り、酸洗し、冷間圧延し、再結晶温度以上910
℃以下の温度で連続焼鈍することを特徴とするプ
レス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23418284A JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23418284A JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61113725A JPS61113725A (ja) | 1986-05-31 |
| JPH055888B2 true JPH055888B2 (ja) | 1993-01-25 |
Family
ID=16966957
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23418284A Granted JPS61113725A (ja) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61113725A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109440015A (zh) * | 2018-11-12 | 2019-03-08 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种400MPa级冷轧滑轨钢及其制造方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57104627A (en) * | 1980-12-19 | 1982-06-29 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of cold rolled soft steel plate with superior press formability by continuous annealing |
| JPS5848752A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-03-22 | Toyota Motor Corp | 内燃機関のアイドル回転速度制御方法 |
| JPS58107414A (ja) * | 1981-12-22 | 1983-06-27 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5943824A (ja) * | 1982-09-07 | 1984-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
| JPS5967319A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Nippon Steel Corp | 超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JPS5974233A (ja) * | 1982-10-21 | 1984-04-26 | Nippon Steel Corp | プレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5976826A (ja) * | 1982-10-22 | 1984-05-02 | Nippon Steel Corp | 超深絞用冷延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-11-08 JP JP23418284A patent/JPS61113725A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61113725A (ja) | 1986-05-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS6112009B2 (ja) | ||
| US4496400A (en) | Thin steel sheet having improved baking hardenability and adapted for drawing and a method of producing the same | |
| JP5764498B2 (ja) | 深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びこれらの製造方法 | |
| JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP4177477B2 (ja) | 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH055887B2 (ja) | ||
| JPH055888B2 (ja) | ||
| JP4513434B2 (ja) | コイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH03211228A (ja) | 焼付硬化性鋼板の製造方法 | |
| KR102959091B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| JP2549539B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2002105540A (ja) | 高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3762085B2 (ja) | 加工性に優れた直送圧延による軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06322441A (ja) | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2010530030A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| KR960006024B1 (ko) | 프레스가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법 | |
| JP3551105B2 (ja) | コイル内の材質変動の少ない冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0548283B2 (ja) | ||
| JPH11229085A (ja) | 耐時効性に優れた塗装焼付硬化型冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0524221B2 (ja) | ||
| JPH0356656A (ja) | 耐時効性の優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0525949B2 (ja) | ||
| JPH075989B2 (ja) | 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6115948A (ja) | 深絞り用高張力冷延鋼板 | |
| JPH04293719A (ja) | 低温靱性に優れ、ヤング率の高い高強度構造用鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |