JPH0639620B2 - 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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- JPH0639620B2 JPH0639620B2 JP59253767A JP25376784A JPH0639620B2 JP H0639620 B2 JPH0639620 B2 JP H0639620B2 JP 59253767 A JP59253767 A JP 59253767A JP 25376784 A JP25376784 A JP 25376784A JP H0639620 B2 JPH0639620 B2 JP H0639620B2
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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。
（従来の技術およびその問題点） 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つている。
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
を省略あるいは極めて大幅に簡略化した革新的薄板製造
プロセスにて、プレス成形性の優れた薄鋼板を製造する
方法を提供するものである。
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つている。
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
を省略あるいは極めて大幅に簡略化した革新的薄板製造
プロセスにて、プレス成形性の優れた薄鋼板を製造する
方法を提供するものである。
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。かかる熱
間または冷間の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。かかる原因により、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で
は良好な加工性は得られない。従つて、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後、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号公報は、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。かかる熱
間または冷間の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。かかる原因により、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で
は良好な加工性は得られない。従つて、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後、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号公報は、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）。
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
造するプロセス，あるいは薄肉鋼鋳片を極めて簡略化し
た熱間圧延，冷間圧延，再結晶焼鈍して薄鋼板を製造す
るプロセスにおける材質支配要因について基礎研究を重
ねた。その結果、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つてプレス成形性の優れた薄鋼板
の製造技術を確立したものである。
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
造するプロセス，あるいは薄肉鋼鋳片を極めて簡略化し
た熱間圧延，冷間圧延，再結晶焼鈍して薄鋼板を製造す
るプロセスにおける材質支配要因について基礎研究を重
ねた。その結果、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つてプレス成形性の優れた薄鋼板
の製造技術を確立したものである。
（問題点を解決するための手段，作用） 本発明の要旨は、 Ｃ：０．００７％以下、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：０．０
０８％以下、および他の不可避的不純物からなり、さら
にＮｂとＴｉとＢを複合して含有し、Ｔｉは（４８／１
４）〔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％］＞Ｎ
ｂ（％）＞２．００Ｃ（％）で、かつ０．００３％以上
０．０２５％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋
Ｎｂ（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３
０ｐｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる薄肉鋼鋳片を連
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
上とする圧延を行つた後、再結晶焼鈍することを特徴と
する成形性に優れた薄鋼板の製造方法である。
１．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．１０％以
下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０
０８％以下、および他の不可避的不純物からなり、さら
にＮｂとＴｉとＢを複合して含有し、Ｔｉは（４８／１
４）〔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％］＞Ｎ
ｂ（％）＞２．００Ｃ（％）で、かつ０．００３％以上
０．０２５％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋
Ｎｂ（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３
０ｐｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる薄肉鋼鋳片を連
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
上とする圧延を行つた後、再結晶焼鈍することを特徴と
する成形性に優れた薄鋼板の製造方法である。
また、上記方法につき、１３５０℃から９００℃までの
平均冷却速度は３℃／ｍｉｎ以上とする製造方法、同じ
く鋳造後に該鋼鋳片を６００℃以上８５０℃以下の温度
で巻き取るか、あるいは、鋳造後に該鋳片を加熱して６
００℃以上８５０℃以下の温度域に５分間以上保持した
後圧延を行う製造方法、また、鋳造後、冷間圧延前、ま
たは巻き取り前あるいは熱処理前に、再結晶温度以上の
温度で２０％以上の圧下率で圧延する製造方法も提供さ
れる。
平均冷却速度は３℃／ｍｉｎ以上とする製造方法、同じ
く鋳造後に該鋼鋳片を６００℃以上８５０℃以下の温度
で巻き取るか、あるいは、鋳造後に該鋳片を加熱して６
００℃以上８５０℃以下の温度域に５分間以上保持した
後圧延を行う製造方法、また、鋳造後、冷間圧延前、ま
たは巻き取り前あるいは熱処理前に、再結晶温度以上の
温度で２０％以上の圧下率で圧延する製造方法も提供さ
れる。
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省略あるいは極め
て簡略化して、冷間圧延，再結晶焼鈍を行い、高加工性
の薄鋼板を製造するためには、（１）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、（２）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，
（３）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主に上記
（１）〜（３）のいずれかに基づくものであり、これを
実施結果に基づいて説明する。
て簡略化して、冷間圧延，再結晶焼鈍を行い、高加工性
の薄鋼板を製造するためには、（１）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、（２）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，
（３）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主に上記
（１）〜（３）のいずれかに基づくものであり、これを
実施結果に基づいて説明する。
以下の実験は、Ｃ：０．００１〜０．１０％，Ｓｉ：
０．１％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．１５％，Ｐ：０．
０１〜０．１５％，Ｓ：０．２以下，Ａｌ：０．０１〜
０．１％，Ｎ：５〜１００ｐｐｍ，Ｎｂ：０．０２５％
未満，Ｔｉ：０．０５未満，Ｂ：１００ｐｐｍ以下の範
囲の成分の溶鋼を、１５５０〜１３５０℃間及び１３５
０〜９００℃間の平均冷却速度，鋳片厚さを変化させて
鋳造した後、一部には熱間圧延を施し、種々の巻き取り
相当又は鋳片の加熱相当処理を行つて、冷間圧延（２０
〜９０％）を施し、７７５℃で４０ｓｅｃの再結晶焼
鈍，１％の調質圧延を行つた。
０．１％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．１５％，Ｐ：０．
０１〜０．１５％，Ｓ：０．２以下，Ａｌ：０．０１〜
０．１％，Ｎ：５〜１００ｐｐｍ，Ｎｂ：０．０２５％
未満，Ｔｉ：０．０５未満，Ｂ：１００ｐｐｍ以下の範
囲の成分の溶鋼を、１５５０〜１３５０℃間及び１３５
０〜９００℃間の平均冷却速度，鋳片厚さを変化させて
鋳造した後、一部には熱間圧延を施し、種々の巻き取り
相当又は鋳片の加熱相当処理を行つて、冷間圧延（２０
〜９０％）を施し、７７５℃で４０ｓｅｃの再結晶焼
鈍，１％の調質圧延を行つた。
（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以上とする必要があるとの知見を得
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以上である。これを実験デ
ータによつて第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がある。
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以上とする必要があるとの知見を得
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以上である。これを実験デ
ータによつて第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がある。
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。
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を狭めることや延性の向上を狙つて
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を狭めることや延性の向上を狙つて
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つてこれ
らの問題点を解決できることを知見した。これを実験デ
ータによつて第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Ｔ
ｉＮ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。
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つてこれ
らの問題点を解決できることを知見した。これを実験デ
ータによつて第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Ｔ
ｉＮ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Ｔ
ｉ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を析出させるので
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
以上が好ましい。さらに望ましくは１０℃／ｍｉｎ以上
である。
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Ｔ
ｉ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を析出させるので
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
以上が好ましい。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。従つ
て鋳片の厚さは５０mm以下とすることが必要である。さ
らに望ましくは２０mm以下であり最も望ましくは、１０
mm以下である。
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。従つ
て鋳片の厚さは５０mm以下とすることが必要である。さ
らに望ましくは２０mm以下であり最も望ましくは、１０
mm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
の微細化を図つていることから低い圧延率によつて鋳造
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。
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
の微細化を図つていることから低い圧延率によつて鋳造
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。
（３）巻き取り温度あるいは鋳造後熱処理の効果 本発明の対象とする如き製造プロセスで良好な成形性の
有する薄鋼板を製造するには、既に述べた如く凝固時を
中心とした冷却速度の制御を必要とする。鋼中のＣ，Ｎ
は既述の如くＮｂＣ，ＴｉＮとして析出し顕著な効果を
発揮するが、上記冷却速度が大きいために析出物の凝集
度は比較的小さい。鋼板の延性を高め、降状強度，再結
晶温度を下げる観点からは析出物の凝集度を上げること
が望ましい。この意味で鋳造後の巻き取り温度を高める
か又は鋳造後の鋳片を加熱することが有効で、具体的に
は、鋳造後に該鋼鋳片を５００℃以上、好ましくは６０
０℃以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるいは、
鋳造後圧延前に該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃
以下の温度域に５ｍｉｎ以上保持した後該圧延を行うこ
とである。後者の場合の加熱後の冷却速度は特に限定す
る必要はない（冷却速度の小さい程若干良好となる傾向
にはある）。巻き取り温度あるいは上記加熱温度は、最
も望ましくは６５０℃以上８５０℃以下の温度がよい。
これを実験データによつて第５図に示す。
有する薄鋼板を製造するには、既に述べた如く凝固時を
中心とした冷却速度の制御を必要とする。鋼中のＣ，Ｎ
は既述の如くＮｂＣ，ＴｉＮとして析出し顕著な効果を
発揮するが、上記冷却速度が大きいために析出物の凝集
度は比較的小さい。鋼板の延性を高め、降状強度，再結
晶温度を下げる観点からは析出物の凝集度を上げること
が望ましい。この意味で鋳造後の巻き取り温度を高める
か又は鋳造後の鋳片を加熱することが有効で、具体的に
は、鋳造後に該鋼鋳片を５００℃以上、好ましくは６０
０℃以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるいは、
鋳造後圧延前に該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃
以下の温度域に５ｍｉｎ以上保持した後該圧延を行うこ
とである。後者の場合の加熱後の冷却速度は特に限定す
る必要はない（冷却速度の小さい程若干良好となる傾向
にはある）。巻き取り温度あるいは上記加熱温度は、最
も望ましくは６５０℃以上８５０℃以下の温度がよい。
これを実験データによつて第５図に示す。
６５０℃以上の巻き取り温度で巻き取る場合には、巻き
取る前でのコイル長さ方向前、後端部の注水を抑えて該
位置の巻き取り温度をコイル長さ方向中心部の巻き取り
温度より高くすることが、コイル前、後端部の材質を向
上できるために、コイル長さ方向の材質均一性の点で有
効である。こういつた類の処理は何等本発明の効果を減
ずるものではなく、本発明と併用することは可能であ
る。
取る前でのコイル長さ方向前、後端部の注水を抑えて該
位置の巻き取り温度をコイル長さ方向中心部の巻き取り
温度より高くすることが、コイル前、後端部の材質を向
上できるために、コイル長さ方向の材質均一性の点で有
効である。こういつた類の処理は何等本発明の効果を減
ずるものではなく、本発明と併用することは可能であ
る。
（４）鋳造後の軽熱間圧延の効果 著しい製造コストの低減という点から今後の革新的製造
プロセスを考えた場合、鋳造工程に続く二回の圧延工程
を大幅に簡略化すること重要であり、本明細書では以上
に熱間圧延を省略したプロセスでの製造方法を示した。
しかしながら、粗圧延，仕上げ圧延より成る従来の熱間
圧延プロセスの粗圧延を省略し、かつ仕上げ圧延を簡略
化するだけでも製造コストの低減は著しい。即ち、鋳造
後に従来の熱間圧延よりは極めて低い圧下率の熱間圧延
を行うプロセスである。この場合には、熱間圧延によつ
て鋳造組織が破壊されるために材質特性は向上する。従
つて、軽度の熱間圧延と以上の技術思想を組み合わせる
ことで、製造コストはわずかに上昇するものの材質特性
は向上した製造方法が可能であり、極めて有効である。
第６図に必要な圧延率（再結晶温度以上）を実験データ
によつて示す。本発明においては２０％以上の圧延によ
つて十分良好な材質が得られているのは明らかで、従来
の熱間圧延（圧下率：約９５％以上）と比較して十分に
熱間圧延を簡略化できることが明白である。熱間圧延時
の仕上げ温度は、γ→α変態前のγ結晶粒度を小さくす
る意味からＡｒ３点直上が最も望ましいが、特に規定す
る必要はない。鋳造後に熱間圧延可能温度以下に鋳片温
度が低下した場合には、加熱した後熱間圧延を施すこと
が可能である。この場合、加熱温度は析出物（主として
炭化物）を溶解させない意味で低いほど好ましいが、特
に限定する必要はない。
プロセスを考えた場合、鋳造工程に続く二回の圧延工程
を大幅に簡略化すること重要であり、本明細書では以上
に熱間圧延を省略したプロセスでの製造方法を示した。
しかしながら、粗圧延，仕上げ圧延より成る従来の熱間
圧延プロセスの粗圧延を省略し、かつ仕上げ圧延を簡略
化するだけでも製造コストの低減は著しい。即ち、鋳造
後に従来の熱間圧延よりは極めて低い圧下率の熱間圧延
を行うプロセスである。この場合には、熱間圧延によつ
て鋳造組織が破壊されるために材質特性は向上する。従
つて、軽度の熱間圧延と以上の技術思想を組み合わせる
ことで、製造コストはわずかに上昇するものの材質特性
は向上した製造方法が可能であり、極めて有効である。
第６図に必要な圧延率（再結晶温度以上）を実験データ
によつて示す。本発明においては２０％以上の圧延によ
つて十分良好な材質が得られているのは明らかで、従来
の熱間圧延（圧下率：約９５％以上）と比較して十分に
熱間圧延を簡略化できることが明白である。熱間圧延時
の仕上げ温度は、γ→α変態前のγ結晶粒度を小さくす
る意味からＡｒ３点直上が最も望ましいが、特に規定す
る必要はない。鋳造後に熱間圧延可能温度以下に鋳片温
度が低下した場合には、加熱した後熱間圧延を施すこと
が可能である。この場合、加熱温度は析出物（主として
炭化物）を溶解させない意味で低いほど好ましいが、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０．０
０７％以下とする。
０７％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
めつ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
めつ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。
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。
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つて
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つて
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。従つてＳの上限は０．１０％とする。
要量は増加する。従つて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ツプになること
から上限を０．０６％とする。
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ツプになること
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量も多く必要になり、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。従つて上限を０．００８％とする。微細化効果を
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。
量が多いとＴｉ量も多く必要になり、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。従つて上限を０．００８％とする。微細化効果を
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ＡｌＮとして析出することによる亜影響を排除する
役割を果たす。かかる効果を発揮するには（４８／１
４）〔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る。
ＮがＡｌＮとして析出することによる亜影響を排除する
役割を果たす。かかる効果を発揮するには（４８／１
４）〔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つてしまう。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。
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つてしまう。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。
Ｂは二次加工性の向上と、ＢＨ性鋼板を製造する場合に
常温時効性を劣化させずにＢＨ量を高める目的で添加す
る。かかるＢ添加の効果は鋼中に固溶状態で存在するＢ
によるものである。一方、Ｂは析出物，固溶状態いずれ
として存在しても鋼板の延性を劣化させ、再結晶温度を
高めてしまう大きな欠点を有する。そこで、微量の添加
量でも上記Ｂの効果を発揮せしめかつ該欠点の生じない
ことが必要である。これを実現するには、鋼中成分とし
てＮｂ，Ｔｉを複合して含有することが必須条件であ
る。即ち、鋼中のＴｉは鋼中Ｎを前述のようにＴｉＮと
して析出せしめているため、添加したＢを固溶状態で存
在させる役割を果たし、極微量のＢ添加量でも上記効果
を発揮できることになる。Ｎｂは鋼中Ｃの一部を析出固
定し、一部のＣを固溶状態で存在させる。かかる状態で
Ｂが共存した場合にのみＢのＢＨ性向上効果が発揮され
ることになる。これに対してＴｉでＣ，Ｎとも析出固定
した場合にはＢのＢＨ性にかんする効果は発揮されず、
また、ＴｉでＣの一部を析出させ残部を固溶Ｃとして存
在させた場合には、常温時効性が大きくなつて好ましく
ない。Ｂの添加量下限はかかる効果を発揮する固溶Ｂ量
で決まり、上限は固溶Ｂ量が増大して該欠点が出現する
量で決まる。具体的には、適正なＢの添加量は２ｐｐｍ
以上３０ｐｐｍ以下である。
常温時効性を劣化させずにＢＨ量を高める目的で添加す
る。かかるＢ添加の効果は鋼中に固溶状態で存在するＢ
によるものである。一方、Ｂは析出物，固溶状態いずれ
として存在しても鋼板の延性を劣化させ、再結晶温度を
高めてしまう大きな欠点を有する。そこで、微量の添加
量でも上記Ｂの効果を発揮せしめかつ該欠点の生じない
ことが必要である。これを実現するには、鋼中成分とし
てＮｂ，Ｔｉを複合して含有することが必須条件であ
る。即ち、鋼中のＴｉは鋼中Ｎを前述のようにＴｉＮと
して析出せしめているため、添加したＢを固溶状態で存
在させる役割を果たし、極微量のＢ添加量でも上記効果
を発揮できることになる。Ｎｂは鋼中Ｃの一部を析出固
定し、一部のＣを固溶状態で存在させる。かかる状態で
Ｂが共存した場合にのみＢのＢＨ性向上効果が発揮され
ることになる。これに対してＴｉでＣ，Ｎとも析出固定
した場合にはＢのＢＨ性にかんする効果は発揮されず、
また、ＴｉでＣの一部を析出させ残部を固溶Ｃとして存
在させた場合には、常温時効性が大きくなつて好ましく
ない。Ｂの添加量下限はかかる効果を発揮する固溶Ｂ量
で決まり、上限は固溶Ｂ量が増大して該欠点が出現する
量で決まる。具体的には、適正なＢの添加量は２ｐｐｍ
以上３０ｐｐｍ以下である。
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。圧延温度によつては圧延後にスケールが厚く成長
することがあるが、この場合にも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つきライン、そ
の他のめつ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。圧延温度によつては圧延後にスケールが厚く成長
することがあるが、この場合にも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つきライン、そ
の他のめつ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。
以下に実施例を示す。
（実施例１） 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，焼鈍を行つ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，焼鈍を行つ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、本発明のの対象とする如き製造プロセス
においても、従来の「鋳造一熱間圧延一冷間圧延一焼
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１５５０〜１３５０℃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．９〜１４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。
質特性を示し、本発明のの対象とする如き製造プロセス
においても、従来の「鋳造一熱間圧延一冷間圧延一焼
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１５５０〜１３５０℃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．９〜１４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。
（実施例２） 第１表に示す供試鋼Ｎｏ．１の化学成分，鋳造条件によ
る薄肉鋼鋳片を鋳造した後、第３図に示す種種の条件の
処理を行つた後、第１表に示す供試鋼Ｎｏ．１と同一条
件の冷間圧延，焼鈍を行つて得た薄鋼板を引張試験に供
した。その機械的性質を第４表に示す。
る薄肉鋼鋳片を鋳造した後、第３図に示す種種の条件の
処理を行つた後、第１表に示す供試鋼Ｎｏ．１と同一条
件の冷間圧延，焼鈍を行つて得た薄鋼板を引張試験に供
した。その機械的性質を第４表に示す。
本発明の方法によつて製造された薄鋼板はいずれも良好
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「鋳造一熱間圧延一冷間圧延一焼
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。
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「鋳造一熱間圧延一冷間圧延一焼
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。
（発明の効果） 本発明によれば熱間圧延工程を省略するかもしくは簡略
化した熱間圧延工程に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
減となり、その効果は極めて大きいものである。
化した熱間圧延工程に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
減となり、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図は本発明の成分と材質の関係を示す図、第３
図は本発明の鋳片の厚さと材質の関係を示す図、第４図
は本発明の冷間圧延率と材質の関係を示す図、第５図は
本発明の鋳造後の巻取り温度及び鋳片を再加熱した際の
材質との関係を示す図、第６図は本発明の熱間圧延率と
材質の関係を示す図である。
図、第２図は本発明の成分と材質の関係を示す図、第３
図は本発明の鋳片の厚さと材質の関係を示す図、第４図
は本発明の冷間圧延率と材質の関係を示す図、第５図は
本発明の鋳造後の巻取り温度及び鋳片を再加熱した際の
材質との関係を示す図、第６図は本発明の熱間圧延率と
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 (8)
- 【請求項１】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ（％）〕
＜０．００４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以
上であり、残部Ｆｅよりなる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
性に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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、１３５０℃から９
００℃までの平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ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に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項３】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ（Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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５
０ｍｍ以下とし、かつ、鋳造後に該鋼鋳片を６００℃以
上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるいは、鋳造後
該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃以下の温度域に
５分間以上保持した後、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
徴とする成形性に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項４】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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、１３５０℃から９
００℃までの平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ以上とし、該
鋳片の厚さを５０ｍｍ以下とし、かつ、鋳造後に該鋼鋳
片を６００℃以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あ
るいは、鋳造後該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃
以下の温度域に５分間以上保持した後、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に優れた薄鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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５
０ｍｍ以下とし、かつ、鋳造後に該鋼鋳片を６００℃以
上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるいは、鋳造後
該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃以下の温度域に
５分間以上保持し、さらに、鋳造後、冷間圧延前に再結
晶温度以上の温度で２０％以上の圧下率で圧延した後、
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に優れた
薄鋼板の製造方法。 - 【請求項６】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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、１３５０℃から９
００℃までの平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ以上とし、該
鋳片の厚さを５０ｍｍ以下とし、かつ、鋳造後に該鋼鋳
片を６００℃以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あ
るいは鋳造後該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃以
下の温度域に５分間以上保持し、さらに、鋳造後、冷間
圧延前に再結晶温度以上の温度で２０％以上の圧下率で
圧延し、かつ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
形性に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項７】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ
（％）〕＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐ
ｐｍ以下であり、残部Ｆｅよりなる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５
０ｍｍ以下とし、かつ鋳造後、再結晶温度以上の温度で
２０％以上の圧下率で圧延した後、該鋼鋳片を６００℃
以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるいは、鋳造
後該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃以下の温度域
に５分間以上保持し、その後、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に優れた薄鋼板の製造方法。 - 【請求項８】Ｃ：０．００７％以下、 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、 及び他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉと
Ｂ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０．００３％以上０．０２５
％未満の範囲内であり、かつ〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ（％）
＜０．０４％であり、Ｂは２ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下
であり、残部Ｆｅよりなる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、１３５０℃から９００℃ま
での平均冷却速度を３℃／ｍｉｎ以上とし、該鋳片の厚
さを５０ｍｍ以下とし、かつ鋳造後、再結晶温度以上の
温度で２０％以上の圧下率で圧延した後、該鋼鋳片を６
００℃以上８５０℃以下の温度で巻き取るか、あるい
は、鋳造後該鋳片を加熱して６００℃以上８５０℃以下
の温度域に５分間以上保持し、その後、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に優れた薄鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59253767A JPH0639620B2 (ja) | 1984-11-30 | 1984-11-30 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP59253767A JPH0639620B2 (ja) | 1984-11-30 | 1984-11-30 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61133323A JPS61133323A (ja) | 1986-06-20 |
| JPH0639620B2 true JPH0639620B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=17255855
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59253767A Expired - Lifetime JPH0639620B2 (ja) | 1984-11-30 | 1984-11-30 | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0639620B2 (ja) |
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| JPH0699779B2 (ja) * | 1987-09-14 | 1994-12-07 | 川崎製鉄株式会社 | 耐２次加工脆性の良好な超深紋り用熱延鋼板 |
| JP4240590B2 (ja) * | 1998-07-27 | 2009-03-18 | 三菱重工業株式会社 | 低炭素鋼冷延板の製造方法 |
Family Cites Families (5)
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| 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 |
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| 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
- 1984-11-30 JP JP59253767A patent/JPH0639620B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61133323A (ja) | 1986-06-20 |
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