JPH0639619B2 - 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性の優れた薄鋼板の製造方法Info
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- JPH0639619B2 JPH0639619B2 JP59209923A JP20992384A JPH0639619B2 JP H0639619 B2 JPH0639619 B2 JP H0639619B2 JP 59209923 A JP59209923 A JP 59209923A JP 20992384 A JP20992384 A JP 20992384A JP H0639619 B2 JPH0639619 B2 JP H0639619B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は成形性の優れた薄鋼板の製造方法に関するもの
である。
である。
（従来技術） 現行の薄鋼板製造プロセスは、約250mm厚さの鋼鋳片を
鋳造し、熱間圧延により数mm程度の厚さまで薄くした
後、冷間圧延，再結晶焼鈍を施すことから成っている。
甚大なる省エネルギー化による製造コストの著しい低減
という観点からの、今後の革新的製造プロセスを考えた
場合、鋳造工程とそれに続く二回の圧延工程を大幅に簡
略化するか、もしくは、これら工程の一部を省略するこ
とがそれに応えると言えよう。本発明は、従来の熱間圧
延を省略したかかる革新的薄板製造プロセスにて、プレ
ス成形性の優れた薄鋼板を製造する方法を開示するもの
である。
鋳造し、熱間圧延により数mm程度の厚さまで薄くした
後、冷間圧延，再結晶焼鈍を施すことから成っている。
甚大なる省エネルギー化による製造コストの著しい低減
という観点からの、今後の革新的製造プロセスを考えた
場合、鋳造工程とそれに続く二回の圧延工程を大幅に簡
略化するか、もしくは、これら工程の一部を省略するこ
とがそれに応えると言えよう。本発明は、従来の熱間圧
延を省略したかかる革新的薄板製造プロセスにて、プレ
ス成形性の優れた薄鋼板を製造する方法を開示するもの
である。
将来の薄板製造プロセスとして、従来の熱間圧延後に得
られていた厚さの薄肉鋼鋳片を鋳造し、熱間圧延を省略
して、鋼鋳片を直接冷間圧延した後、再結晶焼鈍するプ
ロセス，あるいは、溶鋼から圧延工程を全く経ずに直接
薄鋼板を鋳造するプロセスが既に報告されている。かか
る圧延工程を省略あるいは簡略化したプロセスの場合に
最も問題になるのは、鋳造組織が十分破壊されず、鋳造
組織の悪影響が最終製品に持ち越され、プレス成形に供
される用途に対しては加工性、特に伸びが極めて不足す
ることである。かかる観点から、上記の圧延工程を全く
経ずに直接薄鋼板を鋳造するプロセスは、良好な加工性
は得られない。従って、従来のプレス成形用鋼板と同等
の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する意味で少なく
とも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を付
与するためには、再結晶温度以下で圧延して圧延集合組
織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効となる。
かかる観点に基づいて、上記の薄肉鋼鋳片を鋳造し、鋼
鋳片を直接冷間圧延した時、再結晶焼鈍するプロセスが
開示されている（例えば、特開昭59-43823号公報、鋳造
後の900〜700℃における鋼鋳片の平均冷却速度，圧延開
始温度，圧延圧下率を制御することによる方法を開示し
ている）。
られていた厚さの薄肉鋼鋳片を鋳造し、熱間圧延を省略
して、鋼鋳片を直接冷間圧延した後、再結晶焼鈍するプ
ロセス，あるいは、溶鋼から圧延工程を全く経ずに直接
薄鋼板を鋳造するプロセスが既に報告されている。かか
る圧延工程を省略あるいは簡略化したプロセスの場合に
最も問題になるのは、鋳造組織が十分破壊されず、鋳造
組織の悪影響が最終製品に持ち越され、プレス成形に供
される用途に対しては加工性、特に伸びが極めて不足す
ることである。かかる観点から、上記の圧延工程を全く
経ずに直接薄鋼板を鋳造するプロセスは、良好な加工性
は得られない。従って、従来のプレス成形用鋼板と同等
の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する意味で少なく
とも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を付
与するためには、再結晶温度以下で圧延して圧延集合組
織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効となる。
かかる観点に基づいて、上記の薄肉鋼鋳片を鋳造し、鋼
鋳片を直接冷間圧延した時、再結晶焼鈍するプロセスが
開示されている（例えば、特開昭59-43823号公報、鋳造
後の900〜700℃における鋼鋳片の平均冷却速度，圧延開
始温度，圧延圧下率を制御することによる方法を開示し
ている）。
（発明の目的） 本発明者らは、実際にこれら従来技術を検討した結果、
その欠点およびその技術レベルの限界を見出した。そこ
で、薄肉鋼鋳片を冷間圧延，再結晶焼鈍して薄鋼板を製
造する際の材質支配要因について基礎研究を重ねた結
果、素材成分，凝固時の冷却速度，鋳片厚さ，冷間圧延
率の各々を複合して制御することが重要であるとの新規
知見を見出し、これら知見に基づいて、かかる製造プロ
セスによってプレス成形性の優れた薄鋼板の製造技術を
確立した。
その欠点およびその技術レベルの限界を見出した。そこ
で、薄肉鋼鋳片を冷間圧延，再結晶焼鈍して薄鋼板を製
造する際の材質支配要因について基礎研究を重ねた結
果、素材成分，凝固時の冷却速度，鋳片厚さ，冷間圧延
率の各々を複合して制御することが重要であるとの新規
知見を見出し、これら知見に基づいて、かかる製造プロ
セスによってプレス成形性の優れた薄鋼板の製造技術を
確立した。
（発明の構成・作用） 本発明は、 (1)Ｃ：0.007%以下（重量％以下同じ） Si：0.8%以下 Mn：1.0%以下 Ｐ：0.10%以下 Ｓ：0.10%以下 sol.Al：0.01〜0.06% Ｎ：0.008%以下 および他の不可避的不純物からなり、さらにNbとTiを複
合して含有し、Tiは(48/14)〔Ｎ(%)-0.002%〕＜Ti(%)
で、かつTi(%)＜(48/14)Ｎ(%)を満たす範囲内、Nbは(93
/12)〔Ｃ(%)-0.001%〕＞Nb(%)＞2.00Ｃ(%)で、かつ0.00
3%以上0.025%未満の範囲内であり、かつ〔Ti(%)+Nb
(%)〕＜0.04%であり、残部Feからなる成分の薄肉鋼鋳片
を連続鋳造し、鋳造時に1550℃から1350℃までの平均冷
却速度を1.0℃/sec以上とし、該鋳片の厚さを50mm以下
とし、再結晶温度以下で圧下率を60%以上とする圧延を
行った後、再結晶焼鈍することを特徴とする成形性の優
れた薄鋼板の製造方法。
合して含有し、Tiは(48/14)〔Ｎ(%)-0.002%〕＜Ti(%)
で、かつTi(%)＜(48/14)Ｎ(%)を満たす範囲内、Nbは(93
/12)〔Ｃ(%)-0.001%〕＞Nb(%)＞2.00Ｃ(%)で、かつ0.00
3%以上0.025%未満の範囲内であり、かつ〔Ti(%)+Nb
(%)〕＜0.04%であり、残部Feからなる成分の薄肉鋼鋳片
を連続鋳造し、鋳造時に1550℃から1350℃までの平均冷
却速度を1.0℃/sec以上とし、該鋳片の厚さを50mm以下
とし、再結晶温度以下で圧下率を60%以上とする圧延を
行った後、再結晶焼鈍することを特徴とする成形性の優
れた薄鋼板の製造方法。
(2)鋳造後の1350℃から900℃までの平均冷速度を３℃/m
in以上とすることを特徴とする上記(1)項記載の成形性
の優れた薄鋼板の製造方法である。
in以上とすることを特徴とする上記(1)項記載の成形性
の優れた薄鋼板の製造方法である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、薄肉の鋼鋳片を熱間圧延を行わずに冷間圧
延，再結晶焼鈍して高加工性の薄鋼板を製造するために
は、薄肉の鋼鋳片を鋳造する際に、凝固組織を微細化
すること、凝固後の冷却時の粒成長を抑制することに
よる組織の微細化、凝固後の冷間圧延による鋳造組織
の破壊、のすべての条件を満足する必要があるとの知見
に基づくものである。本発明を構成する各々の限定理由
は上記〜のいずれかに基づくものであり、これを実
験結果に基づいて説明する。
延，再結晶焼鈍して高加工性の薄鋼板を製造するために
は、薄肉の鋼鋳片を鋳造する際に、凝固組織を微細化
すること、凝固後の冷却時の粒成長を抑制することに
よる組織の微細化、凝固後の冷間圧延による鋳造組織
の破壊、のすべての条件を満足する必要があるとの知見
に基づくものである。本発明を構成する各々の限定理由
は上記〜のいずれかに基づくものであり、これを実
験結果に基づいて説明する。
以下の実験は、Ｃ：0.001〜0.10%，Si：0.01〜0.10%，M
n：0.10〜0.15%，Ｐ：0.010〜0.15%，Ｓ：0.01〜0.20
%，Al：0.001〜0.100%，Ｎ：５〜100ppm，Nb：0.001〜
0.060%，Ti：0.001〜0.050%の範囲の成分の溶鋼を、155
0℃〜1350℃間および1350℃〜900℃間の平均冷却速度、
鋳片厚さを種々変化させて鋳造した後、圧延率20〜90%
の冷間圧延を施し、775℃で40secの再結晶焼鈍、1%の調
質圧延を行ったものである。
n：0.10〜0.15%，Ｐ：0.010〜0.15%，Ｓ：0.01〜0.20
%，Al：0.001〜0.100%，Ｎ：５〜100ppm，Nb：0.001〜
0.060%，Ti：0.001〜0.050%の範囲の成分の溶鋼を、155
0℃〜1350℃間および1350℃〜900℃間の平均冷却速度、
鋳片厚さを種々変化させて鋳造した後、圧延率20〜90%
の冷間圧延を施し、775℃で40secの再結晶焼鈍、1%の調
質圧延を行ったものである。
(1)凝固組織の微細化および凝固後の粒成長の抑制 既に述べた如く、本発明の対象とするような圧延工程を
簡略化したプロセスでは、最終製品の材質におよぼす鋳
造組織の影響が極めて大きくなる。材質特性のなかでも
特に、「伸び」が最も劣る傾向が強い。これは先に述べ
た如く、鋳造組織が十分破壊されないために、割れの起
点となり易いことが根本的な理由である。この鋳造組織
の悪影響は、デンドライト（樹枝状晶）の間隔が大きい
場合ほど著しいものになる。
簡略化したプロセスでは、最終製品の材質におよぼす鋳
造組織の影響が極めて大きくなる。材質特性のなかでも
特に、「伸び」が最も劣る傾向が強い。これは先に述べ
た如く、鋳造組織が十分破壊されないために、割れの起
点となり易いことが根本的な理由である。この鋳造組織
の悪影響は、デンドライト（樹枝状晶）の間隔が大きい
場合ほど著しいものになる。
鋳造組織の微細化のためには、核発生度数を多くする
ことにより凝固核を微細化することと、凝固核の成長を
抑制することが必要である。前者の観点からは、凝固時
の過冷度を大きくする意味で、凝固時の冷却速度を限定
する必要があり、後者についても冷却速度の影響が大き
い。本発明者らは、発明の第１の構成条件として、鋳造
時に1550℃から1350℃までの平均冷却速度を1.0℃/sec
以上とすればよい（他の条件が、すべて本願発明の特許
請求の範囲の要件を満たす場合）との知見を得た。さら
に望ましくは、5.0℃/sec以上であり、最も望ましく
は、20℃/secである。これを実験データによって第１図
に示す。該条件を満足する場合にのみ良好な材質（ｒ
値，El）が得られているのは明らかである。上記1550〜
1350℃の冷却速度のうち高温部が凝固時の冷却速度に相
当し、低温部は凝固組織の成長（δ相域での成長）、お
よびδ相からγ相への変態に際してγ相の大きさを支配
する冷却速度である。
ことにより凝固核を微細化することと、凝固核の成長を
抑制することが必要である。前者の観点からは、凝固時
の過冷度を大きくする意味で、凝固時の冷却速度を限定
する必要があり、後者についても冷却速度の影響が大き
い。本発明者らは、発明の第１の構成条件として、鋳造
時に1550℃から1350℃までの平均冷却速度を1.0℃/sec
以上とすればよい（他の条件が、すべて本願発明の特許
請求の範囲の要件を満たす場合）との知見を得た。さら
に望ましくは、5.0℃/sec以上であり、最も望ましく
は、20℃/secである。これを実験データによって第１図
に示す。該条件を満足する場合にのみ良好な材質（ｒ
値，El）が得られているのは明らかである。上記1550〜
1350℃の冷却速度のうち高温部が凝固時の冷却速度に相
当し、低温部は凝固組織の成長（δ相域での成長）、お
よびδ相からγ相への変態に際してγ相の大きさを支配
する冷却速度である。
溶鋼中の合金成分は、概して凝固温度区間を広げるこ
とから、樹枝状晶が発達して好ましくなく、特に、鋼中
Ｃはかかる傾向が強い。更に、本発明の対象とする製造
プロセスで製造される鋼板は材質特性のうち特に延性が
劣る傾向が強いことから鋼中Ｃ量を低くして延性を高め
る必要がある。
とから、樹枝状晶が発達して好ましくなく、特に、鋼中
Ｃはかかる傾向が強い。更に、本発明の対象とする製造
プロセスで製造される鋼板は材質特性のうち特に延性が
劣る傾向が強いことから鋼中Ｃ量を低くして延性を高め
る必要がある。
ところが、合金元素の低下は凝固後の著しい粒成長を招
き（特に冷却速度の小さい場合）、材質を劣化させる欠
点があり、Ｃ量の減少はかかる傾向が極めて強いため、
上記の凝固温度区間の低減，延性の向上を狙って単にＣ
量を下げることはできない。
き（特に冷却速度の小さい場合）、材質を劣化させる欠
点があり、Ｃ量の減少はかかる傾向が極めて強いため、
上記の凝固温度区間の低減，延性の向上を狙って単にＣ
量を下げることはできない。
本発明者らは、既述の、凝固時、δ相域、δ相からγ相
への変態時およびγ相高温域の冷却速度（前記1550℃〜
1350℃間の冷却速度）を限定することによる組織の微細
化と、TiNによる特にγ相中での粒成長の抑制およびNbC
によるα相中での粒成長の抑制によって、これらの問題
点を解決できることを知見した。これを実験データによ
って第２図に示す。即ち、Ti，Nbを添加しない場合には
極低炭素成分では組織の粗大化によりｒ値，Elが劣る。
これに対しTiとNbを複合して添加した場合は前記γ，α
相の微細化により極低炭素鋼成分とする効果が発揮さ
れ、El，ｒ値の良好な鋼板が得られるのである。Tiの添
加量はTiNを微細に析出させるためにＮ量とのほぼ当量
が望ましい。Ｎを完全に析出させる量Ti(%)＞(48/14)N
(%)ではTiNが高温から析出して粗大化しγ相の粗大化抑
制効果が小さくなる。また、Nb単独ではTiNによる上記
γ相の微細化が得られず材質は劣る。更にこの場合に
は、Ｎが冷却中のα相域あるいは圧延後の焼鈍時に微細
に析出することによる材質劣化もおこることになる。
への変態時およびγ相高温域の冷却速度（前記1550℃〜
1350℃間の冷却速度）を限定することによる組織の微細
化と、TiNによる特にγ相中での粒成長の抑制およびNbC
によるα相中での粒成長の抑制によって、これらの問題
点を解決できることを知見した。これを実験データによ
って第２図に示す。即ち、Ti，Nbを添加しない場合には
極低炭素成分では組織の粗大化によりｒ値，Elが劣る。
これに対しTiとNbを複合して添加した場合は前記γ，α
相の微細化により極低炭素鋼成分とする効果が発揮さ
れ、El，ｒ値の良好な鋼板が得られるのである。Tiの添
加量はTiNを微細に析出させるためにＮ量とのほぼ当量
が望ましい。Ｎを完全に析出させる量Ti(%)＞(48/14)N
(%)ではTiNが高温から析出して粗大化しγ相の粗大化抑
制効果が小さくなる。また、Nb単独ではTiNによる上記
γ相の微細化が得られず材質は劣る。更にこの場合に
は、Ｎが冷却中のα相域あるいは圧延後の焼鈍時に微細
に析出することによる材質劣化もおこることになる。
即ち本発明の第２の構成条件は成分にあり、(1)延性を
高めるとの観点から極低炭素鋼（Ｃ：0.007%以下）とす
る、(2)γ相域での粒成長を抑えるためにTiを添加しTiN
を析出させる、(3)α相域での粒成長を抑えるためにNb
を添加しNbCを析出させるとの技術思想である。第２図
に示す如く、γ相域での組織微細化の観点からは、上記
TiNによる効果に加えて1350℃から900℃までの平均冷却
速度を制限することが有効である。この場合、該温度域
の平均冷却速度は３℃／min以上が必要である。さらに
望ましくは10℃/min以上である。該鋳片の厚さは50mm
以下にする必要がある。第３図に示す如く鋳片厚さが厚
くなると、その厚さ方向中心部は冷却速度が小さくなる
ために組織が粗大化して材質が劣化し、厚さ方向の材質
均一性が劣ることになる。従って鋳片の厚さは50mm以下
が必要である。さらに望ましくは20mm以下であり、最も
望ましくは、10mm以下である。
高めるとの観点から極低炭素鋼（Ｃ：0.007%以下）とす
る、(2)γ相域での粒成長を抑えるためにTiを添加しTiN
を析出させる、(3)α相域での粒成長を抑えるためにNb
を添加しNbCを析出させるとの技術思想である。第２図
に示す如く、γ相域での組織微細化の観点からは、上記
TiNによる効果に加えて1350℃から900℃までの平均冷却
速度を制限することが有効である。この場合、該温度域
の平均冷却速度は３℃／min以上が必要である。さらに
望ましくは10℃/min以上である。該鋳片の厚さは50mm
以下にする必要がある。第３図に示す如く鋳片厚さが厚
くなると、その厚さ方向中心部は冷却速度が小さくなる
ために組織が粗大化して材質が劣化し、厚さ方向の材質
均一性が劣ることになる。従って鋳片の厚さは50mm以下
が必要である。さらに望ましくは20mm以下であり、最も
望ましくは、10mm以下である。
(2)冷間圧延による鋳造組織の破壊と圧延集合組織の付
与 本発明の対象とする如き製造プロセスで最も問題となる
のは既に述べているように、鋳造組織が十分破壊され
ず、鋳造組織の悪影響が最終製品に持ち越され、プレス
成形に供される用途に対しては加工性，特に伸びが極め
て不足することである。従来のプレス成形用鋼板と同等
の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する意味で少なく
とも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を付
与するためには、再結晶温度以下で圧延して圧延集合組
織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効となる。
本発明では凝固時およびその後の冷却時において組織の
微細化を図っていることから低い圧延率によって鋳造組
織の破壊，圧延集合組織の付与が可能である。第４図は
冷間（再結晶温度以下）圧延率と材質の関係を示すもの
であり、60%以上の圧延を行うことにより、従来のプレ
ス成形用鋼板と同等の成形性を得ることができる。最も
望ましくは75%以上である。本発明においては、圧延温
度は再結晶温度以下であれば特に限定する必要はない。
与 本発明の対象とする如き製造プロセスで最も問題となる
のは既に述べているように、鋳造組織が十分破壊され
ず、鋳造組織の悪影響が最終製品に持ち越され、プレス
成形に供される用途に対しては加工性，特に伸びが極め
て不足することである。従来のプレス成形用鋼板と同等
の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する意味で少なく
とも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を付
与するためには、再結晶温度以下で圧延して圧延集合組
織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効となる。
本発明では凝固時およびその後の冷却時において組織の
微細化を図っていることから低い圧延率によって鋳造組
織の破壊，圧延集合組織の付与が可能である。第４図は
冷間（再結晶温度以下）圧延率と材質の関係を示すもの
であり、60%以上の圧延を行うことにより、従来のプレ
ス成形用鋼板と同等の成形性を得ることができる。最も
望ましくは75%以上である。本発明においては、圧延温
度は再結晶温度以下であれば特に限定する必要はない。
次に成分元素の範囲について記す。
Ｃは、先に述べた如く延性を向上させる観点から0.007%
以下とする。
以下とする。
Siは、高強度鋼板を製造する場合添加することがある
が、脆性を助長する元素であり、また化成処理性，亜鉛
めっき性を阻害する元素でもあり、かかる観点から0.8%
以下にすべきである。軟鋼板を製造する場合には0.1%以
下がよい。
が、脆性を助長する元素であり、また化成処理性，亜鉛
めっき性を阻害する元素でもあり、かかる観点から0.8%
以下にすべきである。軟鋼板を製造する場合には0.1%以
下がよい。
Mnも高強度化するに際して使用することができる。しか
しｒ値を劣化させる働きがあることと、合金鉄のコスト
が高いことから1.0%以下にすべきである。軟鋼板を製造
する場合には0.3%以下がよい。
しｒ値を劣化させる働きがあることと、合金鉄のコスト
が高いことから1.0%以下にすべきである。軟鋼板を製造
する場合には0.3%以下がよい。
Ｐは最も強化能の大きな元素であり高強度化する場合添
加されるが、多量に含まれると粒界偏析量が多くなって
脆化、すなわち二次加工脆性をひきおこすので、上限は
0.10%とする。軟鋼板を製造する場合には0.03%以下がよ
い。
加されるが、多量に含まれると粒界偏析量が多くなって
脆化、すなわち二次加工脆性をひきおこすので、上限は
0.10%とする。軟鋼板を製造する場合には0.03%以下がよ
い。
Ｓ量の増加に伴い硫化物を形成する鋼中の合金元素の必
要量は増加する。従ってＳの上限は0.10%とする。
要量は増加する。従ってＳの上限は0.10%とする。
AlはTi，Nb添加前の溶鋼脱酸剤として加えるが、Ti，Nb
の歩留をよくするためには0.01%以上の添加が必要であ
り、加え過ぎはコストアップになることから上限を0.06
%とする。
の歩留をよくするためには0.01%以上の添加が必要であ
り、加え過ぎはコストアップになることから上限を0.06
%とする。
Ｎは、TiNとしてTiに大部分は固定されるがＮ含有量が
多いとTi量の多く必要になり、この場合、TiNは高温か
ら析出して粗大化し、γ相の微細化効果が小さくなる。
従って、上限を0.008%とする。該効果を発揮せしめるた
めのTiN量を得るには10ppm以上のＮ量が望ましい。
多いとTi量の多く必要になり、この場合、TiNは高温か
ら析出して粗大化し、γ相の微細化効果が小さくなる。
従って、上限を0.008%とする。該効果を発揮せしめるた
めのTiN量を得るには10ppm以上のＮ量が望ましい。
TiはTiNを形成してγ相を微細化する効果と、鋼中ＮがA
lNとして析出することによる悪影響を排除する役割を果
たす。かかる効果を発揮するには(48/14)〔N(%)-0.002
%〕＜Ti(%)で、かつ、Ti(%)＜(48/14)N(%)を満たす範囲
内に添加することが必要であある。
lNとして析出することによる悪影響を排除する役割を果
たす。かかる効果を発揮するには(48/14)〔N(%)-0.002
%〕＜Ti(%)で、かつ、Ti(%)＜(48/14)N(%)を満たす範囲
内に添加することが必要であある。
NbはＣの一部をNbCとして析出させることによりα相を
微細化する効果、および実質的にＣによる時効性を無く
す役割を果たす。かかる効果を発揮するには(93/12)
〔Ｃ(%)-0.001%〕＞Nb(%)＞2.00Ｃ(%)で、かつ0.003%以
上0.025%未満の範囲内とすることが必要である。0.025%
以上では再結晶温度が高くなってしまう。さらに塗装下
地処理として行われるリン酸塩処理（ボンデ処理）性を
良好なものにするために〔Ti(%)+Nb(%)〕＜0.04%とする
ことが必要である。
微細化する効果、および実質的にＣによる時効性を無く
す役割を果たす。かかる効果を発揮するには(93/12)
〔Ｃ(%)-0.001%〕＞Nb(%)＞2.00Ｃ(%)で、かつ0.003%以
上0.025%未満の範囲内とすることが必要である。0.025%
以上では再結晶温度が高くなってしまう。さらに塗装下
地処理として行われるリン酸塩処理（ボンデ処理）性を
良好なものにするために〔Ti(%)+Nb(%)〕＜0.04%とする
ことが必要である。
次に製造条件について記す。鋳造条件についてはすでに
述べた。鋳造後、圧延を行うまでの間に脱スケール処理
を行うことは何等本発明の主旨に反するものではなく、
機械的処理，化学的処理を始めとしていかなる方法を適
用することも可能である。圧延条件についてはすでに記
した。圧延温度によっては圧延後にスケールが厚く成長
することがあるが、この場合には脱スケール処理を行う
ことは可能である。焼鈍条件については、次のようであ
る。まず、焼鈍方法は冷間圧延された鋼板の焼鈍方法と
してあるいかなる方法を適用することも可能であり、例
えば、箱型焼鈍方法および連続型亜鉛めっきライン、そ
の他のめっきを行う連続焼鈍型ラインを含む連続焼鈍方
法等である。焼鈍温度については再結晶温度以上であれ
ば特に限定する必要はない。焼鈍後に調質圧延を施すこ
とは何等本発明の主旨に反するものではなく、必要に応
じて実施してよい。
述べた。鋳造後、圧延を行うまでの間に脱スケール処理
を行うことは何等本発明の主旨に反するものではなく、
機械的処理，化学的処理を始めとしていかなる方法を適
用することも可能である。圧延条件についてはすでに記
した。圧延温度によっては圧延後にスケールが厚く成長
することがあるが、この場合には脱スケール処理を行う
ことは可能である。焼鈍条件については、次のようであ
る。まず、焼鈍方法は冷間圧延された鋼板の焼鈍方法と
してあるいかなる方法を適用することも可能であり、例
えば、箱型焼鈍方法および連続型亜鉛めっきライン、そ
の他のめっきを行う連続焼鈍型ラインを含む連続焼鈍方
法等である。焼鈍温度については再結晶温度以上であれ
ば特に限定する必要はない。焼鈍後に調質圧延を施すこ
とは何等本発明の主旨に反するものではなく、必要に応
じて実施してよい。
（実施例） 第１表に示す化学成分を有する薄肉鋼鋳片を、表に示す
種々の鋳造条件にて鋳造し、かかる後、表記の冷間圧
延、焼鈍を行って得た薄鋼板を引張試験に供した。その
機械的性質を第２表に示す。
種々の鋳造条件にて鋳造し、かかる後、表記の冷間圧
延、焼鈍を行って得た薄鋼板を引張試験に供した。その
機械的性質を第２表に示す。
本発明例である供試鋼No.1〜５はいずれも良好な材質特
性を示し、本発明の対象とする如き製造プロセスにおい
ても、従来の「鋳造−熱間圧延−冷間圧延−焼鈍」のプ
ロセスで得られていたのとほぼ同等の材質が得られ、プ
レス成形に供される鋼板として十分な加工性を有するこ
とが実証された。これに対し、比較鋼No.6は鋳造後の15
50〜1350℃の冷却速度が小さく、No.7は鋳片厚さが厚
く、No.8は冷間圧延率が小さいために、既述の理由によ
り良好な材質（特にEl，ｒ値）が得られない。また、供
試鋼No.9〜13はいずれも本発明の成分範囲と異なり、同
様に材質は極めて低いものである。
性を示し、本発明の対象とする如き製造プロセスにおい
ても、従来の「鋳造−熱間圧延−冷間圧延−焼鈍」のプ
ロセスで得られていたのとほぼ同等の材質が得られ、プ
レス成形に供される鋼板として十分な加工性を有するこ
とが実証された。これに対し、比較鋼No.6は鋳造後の15
50〜1350℃の冷却速度が小さく、No.7は鋳片厚さが厚
く、No.8は冷間圧延率が小さいために、既述の理由によ
り良好な材質（特にEl，ｒ値）が得られない。また、供
試鋼No.9〜13はいずれも本発明の成分範囲と異なり、同
様に材質は極めて低いものである。
（発明の効果） 本発明によれば熱間圧延工程を省略して成形性の優れた
薄鋼板を製造することができ、省エネルギー，製造コス
ト等の著しい低減ができ、その効果は極めて大きいもの
である。
薄鋼板を製造することができ、省エネルギー，製造コス
ト等の著しい低減ができ、その効果は極めて大きいもの
である。
第１図は本発明の平均冷却速度と材質との関係を示す
図、第２図は成分と材質の関係を示す図、第３図は鋳片
の厚さと材質の関係を示す図、第４図は冷間圧延率と材
質の関係を示す図である。
図、第２図は成分と材質の関係を示す図、第３図は鋳片
の厚さと材質の関係を示す図、第４図は冷間圧延率と材
質の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｓ 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.007%以下（重量％以下同じ） Si：0.8%以下 Mn：1.0%以下 Ｐ：0.10%以下 Ｓ：0.10%以下 sol.Al:0.01〜0.06% Ｎ：0.008%以下 および他の不可避的不純物からなり、さらにNbとTiを複
合して含有し、Tiは(48/14)［Ｎ(%)-0.002%］＜Ti(%)
で、かつTi(%)＜(48/14)Ｎ(%)を満たす範囲内、Nbは(93
/12)［Ｃ(%)-0.001%］＞Nb(%)＞2.00Ｃ(%)で、かつ0.00
3%以上0.025%未満の範囲内であり、かつ［Ti(%)+Nb
(%)］＜0.04%であり、残部Feからなる成分の薄肉鋼鋳片
を連続鋳造し、鋳造時に1550℃から1350℃までの平均冷
却速度を1.0℃/sec以上とし該鋳片の厚さを50mm以下と
し、再結晶温度以下で圧下率を60%以上とする圧延を行
った後、再結晶焼鈍することを特徴とする成形性の優れ
た薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】鋳造後の1350℃から900℃までの平均冷却
速度を３℃/min以上とすることを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載の成形性の優れた薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59209923A JPH0639619B2 (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59209923A JPH0639619B2 (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6187819A JPS6187819A (ja) | 1986-05-06 |
| JPH0639619B2 true JPH0639619B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=16580902
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59209923A Expired - Lifetime JPH0639619B2 (ja) | 1984-10-08 | 1984-10-08 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0639619B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0639621B2 (ja) * | 1984-11-30 | 1994-05-25 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5725203A (en) * | 1980-07-18 | 1982-02-10 | Nippon Steel Corp | Production of stainless steel plate and wire |
| JPS5943825A (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 |
| JPS59136425A (ja) * | 1983-01-24 | 1984-08-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | プレス成形用冷延鋼板の製造法 |
| JPS6077928A (ja) * | 1983-10-04 | 1985-05-02 | Kawasaki Steel Corp | 絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-10-08 JP JP59209923A patent/JPH0639619B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6187819A (ja) | 1986-05-06 |
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