JPH0699759B2 - 深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0699759B2 JPH0699759B2 JP14611287A JP14611287A JPH0699759B2 JP H0699759 B2 JPH0699759 B2 JP H0699759B2 JP 14611287 A JP14611287 A JP 14611287A JP 14611287 A JP14611287 A JP 14611287A JP H0699759 B2 JPH0699759 B2 JP H0699759B2
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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、耐２次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
（従来の技術） 従来、深絞り用冷延鋼板は、熱延工程において低温巻取
りされた低炭素Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されてい
た。ところが近年、深絞り用冷延鋼板の製造にも生産性
向上のために、連続焼鈍が広く用いられるようになり、
それに伴って、従来材の低炭素Alキルド鋼では、必要な
材料特性が容易には得られないという問題が生じてき
た。このような問題に対処すべく、これまでにも、極低
炭素鋼にTiやNbのような炭窒化物形成元素を添加した材
料がいくつか提案されている。
りされた低炭素Alキルド鋼を箱焼鈍して製造されてい
た。ところが近年、深絞り用冷延鋼板の製造にも生産性
向上のために、連続焼鈍が広く用いられるようになり、
それに伴って、従来材の低炭素Alキルド鋼では、必要な
材料特性が容易には得られないという問題が生じてき
た。このような問題に対処すべく、これまでにも、極低
炭素鋼にTiやNbのような炭窒化物形成元素を添加した材
料がいくつか提案されている。
例えば、特公昭44−18066号公報にはTi添加深絞り用冷
延鋼板の製造法が開示されている。これは、C:0.001〜
0.020％としたうえでTi:0.2〜0.5％、且つTi≧４×Ｃの
量のTiを添加することにより鋼中の炭素及び窒素を全て
炭窒化物として固定した、いわゆるインタースティシャ
ル・フリー（Interstitial-free）鋼に関するもので、
常温での歪非時効性の深絞り用冷延鋼板が安定して製造
できる。その反面、炭素及び窒素を全て炭窒化物として
固定してしまうため固溶炭素による結晶粒界の強化効果
がなく、２次加工脆性を生じ易くなるという難点があ
る。
延鋼板の製造法が開示されている。これは、C:0.001〜
0.020％としたうえでTi:0.2〜0.5％、且つTi≧４×Ｃの
量のTiを添加することにより鋼中の炭素及び窒素を全て
炭窒化物として固定した、いわゆるインタースティシャ
ル・フリー（Interstitial-free）鋼に関するもので、
常温での歪非時効性の深絞り用冷延鋼板が安定して製造
できる。その反面、炭素及び窒素を全て炭窒化物として
固定してしまうため固溶炭素による結晶粒界の強化効果
がなく、２次加工脆性を生じ易くなるという難点があ
る。
尚、２次加工脆性とは、プレス加工後、再び塑性加工を
加えた際に材料が結晶粒界で脆性破壊する現象をいう。
加えた際に材料が結晶粒界で脆性破壊する現象をいう。
このような２次加工脆性を改善するものとして、特開昭
61−246344号公報では、鋼中のＳを0.003重量％以下と
することによりインタースティシャル・フリー系のTi添
加鋼においも、固溶炭素を残存させることができ、耐２
次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板を製造できること
が開示されている。しかし、上記のような低Ｓ鋼を製造
するには、製鋼工程で強力な脱硫処理を行う必要があ
り、製造コストの上昇を招く。
61−246344号公報では、鋼中のＳを0.003重量％以下と
することによりインタースティシャル・フリー系のTi添
加鋼においも、固溶炭素を残存させることができ、耐２
次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板を製造できること
が開示されている。しかし、上記のような低Ｓ鋼を製造
するには、製鋼工程で強力な脱硫処理を行う必要があ
り、製造コストの上昇を招く。
（発明が解決しようとする問題点） 従って、本発明の目的とするところは、極低炭素のイン
タースティシャル・フリー鋼を用いて、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用冷延鋼板を安価に製造する方法を提供
することにある。
タースティシャル・フリー鋼を用いて、耐２次加工脆性
に優れた深絞り用冷延鋼板を安価に製造する方法を提供
することにある。
（問題点を解決するための手段） 発明者らは、極低炭素鋼の連続焼鈍後の機械的性質に及
ぼす鋼の組成および製造条件について詳細に調査を行っ
た結果、以下の知見を得た。
ぼす鋼の組成および製造条件について詳細に調査を行っ
た結果、以下の知見を得た。
極低炭素鋼にTiとZrを複合添加すると、Zrの方がＮ、
Ｓ、Ｃとの結合力が強いため、まずZrの窒化物、硫化
物、炭化物の順で析出する。Zrが全て析出物として固定
された後、Tiの窒化物、硫化物、炭化物の順で析出す
る。
Ｓ、Ｃとの結合力が強いため、まずZrの窒化物、硫化
物、炭化物の順で析出する。Zrが全て析出物として固定
された後、Tiの窒化物、硫化物、炭化物の順で析出す
る。
ZrCはZrSを、またTiCはTiSを核として析出し易く、硫
化物が多くなるとZrCおよびTiCの見かけの溶解度積は小
さくなる。
化物が多くなるとZrCおよびTiCの見かけの溶解度積は小
さくなる。
しかしTiCがTiS以外の硫化物を核に析出することは少
ない。
ない。
本発明者らは、このような知見をもとに種々検討を続け
たところ、極低炭素鋼に窒化物および硫化物を形成する
に必要なだけの微量のZrを添加してＳを固定し、更にＣ
を炭化物として固定するに十分なTiを添加すると、TiC
の見かけの溶解度積はZrを添加しない場合に比較して大
きく、そのため、このようにZrとTiの添加量を調整した
鋼を素材とすると、鋼板中に固溶Ｃが残存する深絞り用
Ti添加冷延鋼板を連続焼鈍法によってでも製造できるこ
とを見出し、本発明を完成した。
たところ、極低炭素鋼に窒化物および硫化物を形成する
に必要なだけの微量のZrを添加してＳを固定し、更にＣ
を炭化物として固定するに十分なTiを添加すると、TiC
の見かけの溶解度積はZrを添加しない場合に比較して大
きく、そのため、このようにZrとTiの添加量を調整した
鋼を素材とすると、鋼板中に固溶Ｃが残存する深絞り用
Ti添加冷延鋼板を連続焼鈍法によってでも製造できるこ
とを見出し、本発明を完成した。
よってここに、本発明は、鋼中にＮ、Ｓを窒化物および
硫化物として固定するのに必要なだけの微量なZrと、Ｃ
を炭化物として固定するに十分なTiを添加した極低炭素
鋼を鋳片となした後、熱間圧延・冷間圧延・連続焼鈍を
行うことにより、耐２次加工脆性に優れた深絞り用冷延
鋼板を製造する方法を提供するものである。
硫化物として固定するのに必要なだけの微量なZrと、Ｃ
を炭化物として固定するに十分なTiを添加した極低炭素
鋼を鋳片となした後、熱間圧延・冷間圧延・連続焼鈍を
行うことにより、耐２次加工脆性に優れた深絞り用冷延
鋼板を製造する方法を提供するものである。
具体的には、本発明の要旨は下記の深絞り用冷延鋼板の
製造方法にある。
製造方法にある。
重量％で、 C:0.0050％以下、Mn:0.001〜0.5％、 S:0.02％以下、N:0.0070％以下、 酸可溶Al:0.1％以下、 および酸化物として含まれるものを除いて、Zr:0.005〜
0.07％、Ti:0.002〜0.1％を含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 から成り、且つ、 91×（N/14＋S/32）−0.01≦Zr≦91 ×（N/14＋S/32）＋0.01、 ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋0.08 の両式を満足する鋼を、1000℃以上の温度で均熱して、
仕上温度Ar3変態点以上で熱間圧延を行い、次いで720℃
以下の温度で巻取り、その後圧下率60〜95％で冷間圧延
し、さらに再結晶温度以上Ac3変態点以下の温度域に加
熱して連続焼鈍することを特徴とする深絞り用冷延鋼板
の製造方法。
0.07％、Ti:0.002〜0.1％を含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 から成り、且つ、 91×（N/14＋S/32）−0.01≦Zr≦91 ×（N/14＋S/32）＋0.01、 ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋0.08 の両式を満足する鋼を、1000℃以上の温度で均熱して、
仕上温度Ar3変態点以上で熱間圧延を行い、次いで720℃
以下の温度で巻取り、その後圧下率60〜95％で冷間圧延
し、さらに再結晶温度以上Ac3変態点以下の温度域に加
熱して連続焼鈍することを特徴とする深絞り用冷延鋼板
の製造方法。
尚、上記式中の元素記号はその元素の含有量（重量％）
を示す。
を示す。
本発明の対象鋼としては、上記成分の外に更に0.02％を
超え0.20％までのＰを含むものもある。Ｐを含む鋼を対
象とすれば、耐２次加工性に優れ、かつ高強度の深絞り
用冷延鋼板が得られる。
超え0.20％までのＰを含むものもある。Ｐを含む鋼を対
象とすれば、耐２次加工性に優れ、かつ高強度の深絞り
用冷延鋼板が得られる。
熱間圧延に供する鋼は、一般的には連続鋳造により製造
されたスラブであるが、造塊法により製造されたインゴ
ットを分塊圧延した鋼片でも良く、特に制限はない。
されたスラブであるが、造塊法により製造されたインゴ
ットを分塊圧延した鋼片でも良く、特に制限はない。
熱間圧延後の巻取から冷間圧延工程の間には、酸洗など
の脱スケールの如き通常の付加的工程が当然含まれる。
の脱スケールの如き通常の付加的工程が当然含まれる。
連続焼鈍は、専用の連続焼鈍設備によるものだけではな
く、連続溶融Znめっき等の焼鈍ラインも使用できる。
く、連続溶融Znめっき等の焼鈍ラインも使用できる。
（作用） 次に本発明における鋼板の成分を前記のように限定する
理由を説明する。なお、本明細書において「％」は特に
断りがない限り、「重量％」である。
理由を説明する。なお、本明細書において「％」は特に
断りがない限り、「重量％」である。
C:C含有量を適正範囲に抑えることは極めて重要であ
る。その含有量が0.0050％を超えると、Tiの添加量を多
くしなければならず、製造コストの上昇を招くだけでな
く、再結晶温度を著しく高める。又このような鋼を低温
で焼鈍すると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発
達しない。好ましくは、0.0020％以下である。
る。その含有量が0.0050％を超えると、Tiの添加量を多
くしなければならず、製造コストの上昇を招くだけでな
く、再結晶温度を著しく高める。又このような鋼を低温
で焼鈍すると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発
達しない。好ましくは、0.0020％以下である。
Mn:MnはＳと結合してMnSを形成し、Ti又はZrにより固定
できなかったＳを、MnSとして固定するために添加する
もので、ZrやTi添加量が少ない場合に有効に作用し、鋼
の熱間脆性を防止するに有効な元素であり、0.001％以
上含有させるのが好ましい。しかし、0.5％を超えて含
有すると、固溶Mnによる強化が生じ鋼が硬質化する。
できなかったＳを、MnSとして固定するために添加する
もので、ZrやTi添加量が少ない場合に有効に作用し、鋼
の熱間脆性を防止するに有効な元素であり、0.001％以
上含有させるのが好ましい。しかし、0.5％を超えて含
有すると、固溶Mnによる強化が生じ鋼が硬質化する。
P:Pは鋼中に不可避不純物として含まれる場合と、強化
元素として積極的に添加される場合がある。その含有量
は所望の鋼板の強度に応じて適正範囲に調整する。不可
避不純物としてのＰは、通常の冷延鋼板と同レベルの0.
020％以下である。強化元素として積極的に添加する場
合は、その含有量は0.02％を超え0.20％以下とする。0.
02％以下では強度向上効果は小さく、0.20％を超えて含
有すると鋼が脆くなる。
元素として積極的に添加される場合がある。その含有量
は所望の鋼板の強度に応じて適正範囲に調整する。不可
避不純物としてのＰは、通常の冷延鋼板と同レベルの0.
020％以下である。強化元素として積極的に添加する場
合は、その含有量は0.02％を超え0.20％以下とする。0.
02％以下では強度向上効果は小さく、0.20％を超えて含
有すると鋼が脆くなる。
第１図は、Ｐ含有量と引張強度及び脆性遷移温度との関
係を示したものである。図中の符号は、後述する実施例
１で得られた鋼板の鋼種No.である。同図に明らかなよ
うにＰを0.02％を超えて含有させても、遷移温度をさほ
ど上げることなく30Kgf/mm2以上の高強度とすることが
できる。
係を示したものである。図中の符号は、後述する実施例
１で得られた鋼板の鋼種No.である。同図に明らかなよ
うにＰを0.02％を超えて含有させても、遷移温度をさほ
ど上げることなく30Kgf/mm2以上の高強度とすることが
できる。
S:少なければ少ないほど好ましい。Ｓ含有量の増加はZr
の添加量の増大を招くので、0.02％以下とする。好まし
くは0.005％以下である。
の添加量の増大を招くので、0.02％以下とする。好まし
くは0.005％以下である。
N:Sと同じく少ないほど好ましい。Ｎ含有量の増加はZr
の添加量の増大を招くので、0.0070％以下とする。好ま
しくは0.0020％以下である。
の添加量の増大を招くので、0.0070％以下とする。好ま
しくは0.0020％以下である。
酸可溶Al:溶鋼にZrおよびTiを添加するのに先だって、
脱酸調整のために鋼に添加されるものである。よって、
少しでも鋼中に含まれていれば、脱酸が十分に行われた
ことを示している。しかし、0.1％を超えて含有される
と鋼が硬質化し、延性が劣化する。
脱酸調整のために鋼に添加されるものである。よって、
少しでも鋼中に含まれていれば、脱酸が十分に行われた
ことを示している。しかし、0.1％を超えて含有される
と鋼が硬質化し、延性が劣化する。
Zr:Zrは後述するTiとともに適正範囲で複合添加する必
要がある。Zrは酸化物として鋼中に含まれるものを除い
て、0.005〜0.07％で且つ91×（N/14＋S/32）−0.01≦Z
r≦91×（N/14＋S/32）＋0.01の範囲で添加させなけれ
ばならない。なぜならば、0.005％未満又は91×（N/14
＋S/32）−0.01％未満ではＳがZrSとして十分固定され
ない。一方、0.07％を超えるか又は91×（N/14＋S/32）
＋0.01超えではZrCが形成され、これがTiCの析出核とな
るため、TiCの析出が容易になり、冷延鋼板中に固溶炭
素が残らなくなり、耐２次加工脆性が確保できない。
要がある。Zrは酸化物として鋼中に含まれるものを除い
て、0.005〜0.07％で且つ91×（N/14＋S/32）−0.01≦Z
r≦91×（N/14＋S/32）＋0.01の範囲で添加させなけれ
ばならない。なぜならば、0.005％未満又は91×（N/14
＋S/32）−0.01％未満ではＳがZrSとして十分固定され
ない。一方、0.07％を超えるか又は91×（N/14＋S/32）
＋0.01超えではZrCが形成され、これがTiCの析出核とな
るため、TiCの析出が容易になり、冷延鋼板中に固溶炭
素が残らなくなり、耐２次加工脆性が確保できない。
Ti:Zrと同様酸化物として鋼中に含まれるものを除い
て、0.002〜0.1％で且つ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋
0.08の範囲で添加させなければならない。なぜならば、
0.002％未満又は４×Ｃ−0.005未満では、鋼中に固溶炭
素が多く残りすぎ、常温歪時効を生じ易くする。一方、
0.1％を超えるか又は４×Ｃ＋0.08％超えでは、TiCの析
出が促進され、冷延鋼板中に固溶炭素が残らなくなり、
耐２次加工脆性が確保できなくなる。
て、0.002〜0.1％で且つ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋
0.08の範囲で添加させなければならない。なぜならば、
0.002％未満又は４×Ｃ−0.005未満では、鋼中に固溶炭
素が多く残りすぎ、常温歪時効を生じ易くする。一方、
0.1％を超えるか又は４×Ｃ＋0.08％超えでは、TiCの析
出が促進され、冷延鋼板中に固溶炭素が残らなくなり、
耐２次加工脆性が確保できなくなる。
第２図は前記Zr含有量とその関係式におけるＮ含有量及
びＳ含有量から決まるZr含有量の領域をグラフで示すも
のである。図中破線はS:0.004％の場合、実線はS:0.008
％の場合を示している。第３図は前記Ti含有量とその関
係式におけるＣ含有量から決まるTi含有量の領域をグラ
フで示すものである。第４図はC:0.0025％、N:0.0020
％、S:0.0040％のときに前記関係式で決まるZr及びTi含
有量の領域をグラフで示すものである。
びＳ含有量から決まるZr含有量の領域をグラフで示すも
のである。図中破線はS:0.004％の場合、実線はS:0.008
％の場合を示している。第３図は前記Ti含有量とその関
係式におけるＣ含有量から決まるTi含有量の領域をグラ
フで示すものである。第４図はC:0.0025％、N:0.0020
％、S:0.0040％のときに前記関係式で決まるZr及びTi含
有量の領域をグラフで示すものである。
尚、第２図〜第４図において斜線領域が本発明に係る組
成領域である。
成領域である。
本発明は、前述の通り深絞り用冷延鋼板を製造するのに
あたり、前記組成の鋼の例えば連続鋳造スラブを、1000
℃以上の温度で均熱して、仕上温度Ar3変態点以上で熱
間圧延を行い、次いで、720℃以下の温度で巻取り、そ
の後圧下率60〜95％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以
上Ac3変態点の温度域に加熱して連続焼鈍することを特
徴としている。
あたり、前記組成の鋼の例えば連続鋳造スラブを、1000
℃以上の温度で均熱して、仕上温度Ar3変態点以上で熱
間圧延を行い、次いで、720℃以下の温度で巻取り、そ
の後圧下率60〜95％で冷間圧延し、さらに再結晶温度以
上Ac3変態点の温度域に加熱して連続焼鈍することを特
徴としている。
これらの製造条件範囲は、以下の理由により限定される
ものである。
ものである。
スラブの加熱温度： 1000℃未満ではスラブに温度むらが生じやすくなり、か
つAr3変態点以上で熱間圧延を完了することが困難とな
る。好ましいスラブ加熱温度は、1050〜1150℃である。
つAr3変態点以上で熱間圧延を完了することが困難とな
る。好ましいスラブ加熱温度は、1050〜1150℃である。
熱間圧延の仕上げ温度： Ar3変態点未満では、鋼はα＋γ域あるいはα域で熱間
圧延されることになり、通常はγ→α変態に伴って消失
していた熱間圧延集合組織が熱延板中に残存することに
なり、絞り性に好ましい再結晶集合組織の発達を妨げ
る。
圧延されることになり、通常はγ→α変態に伴って消失
していた熱間圧延集合組織が熱延板中に残存することに
なり、絞り性に好ましい再結晶集合組織の発達を妨げ
る。
巻取り温度： 720℃より高温では、巻取り時にスケールが厚くなり脱
スケール性が悪くなるとともに、異常粒成長が生じ粗大
粒が発生する。好ましくは500〜600℃である。
スケール性が悪くなるとともに、異常粒成長が生じ粗大
粒が発生する。好ましくは500〜600℃である。
冷間圧延の圧下率： 60％未満では、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発
達しない。圧下率は高い方が好ましい。しかし、95％超
えでは逆に深絞り性が劣化する。
達しない。圧下率は高い方が好ましい。しかし、95％超
えでは逆に深絞り性が劣化する。
焼鈍温度： 再結晶焼鈍であるから再結晶温度以上に加熱する必要が
あることは言うまでもないが、Ac3変態点を超えて加熱
すると、α→γ→αと変態することにより、再結晶過程
で形成させた深絞り性に好ましい再結晶集合組織を消し
てしまうことになるので、Ac3変態点以下に抑える必要
がある。
あることは言うまでもないが、Ac3変態点を超えて加熱
すると、α→γ→αと変態することにより、再結晶過程
で形成させた深絞り性に好ましい再結晶集合組織を消し
てしまうことになるので、Ac3変態点以下に抑える必要
がある。
焼鈍後の鋼板は、調質圧延その他必要な工程を経て最終
製品となる。
製品となる。
次に、本発明の実施例を示すが、これは単に本発明の例
示であって、これにより本発明が制限されるものではな
い。
示であって、これにより本発明が制限されるものではな
い。
（実施例１） 実験用真空溶解炉を用いて、第１表に示す組成を有する
鋼を溶解した。これらを、熱間鍛造により25mm厚の実験
用スラブとした。次に電気炉で1200℃に１時間加熱した
後、1150℃から930℃の温度範囲で、実験用熱間圧延機
により３パス圧延し、4.0mm厚の熱延板を得た。巻取り
のシュミレーションとして、熱間圧延後直ちに強制空冷
あるいは水スプレー冷却により、700〜500℃の温度まで
冷却し、次にその温度に保持した電気炉の中に装入して
１時間保持した後に20℃/Hrで炉冷した。次に酸洗後、
冷間圧延して0.8mm厚の冷延鋼板とした。次いで、赤外
線加熱炉にて、10℃／秒で850℃まで加熱し、その温度
で40秒保持したのち750℃まで３℃／秒で徐冷し、10℃
／秒で室温まで冷却する連続焼鈍を施し、連続焼鈍後、
伸び率1.2％で調質圧延を行った。かかる供試材からJIS
5号試験片を作り引張試験および延性−脆性遷移温度の
測定を行った。遷移温度の測定は、60mmφに打抜いた試
料を30mmφの円筒に絞り、これを開三角60゜の円錐コー
ンの上に伏せ28kgの錘を高さ2Mから落し、円筒の側壁に
入った亀裂の破面を観察し決定した。これら試験結果を
第２表に示す。
鋼を溶解した。これらを、熱間鍛造により25mm厚の実験
用スラブとした。次に電気炉で1200℃に１時間加熱した
後、1150℃から930℃の温度範囲で、実験用熱間圧延機
により３パス圧延し、4.0mm厚の熱延板を得た。巻取り
のシュミレーションとして、熱間圧延後直ちに強制空冷
あるいは水スプレー冷却により、700〜500℃の温度まで
冷却し、次にその温度に保持した電気炉の中に装入して
１時間保持した後に20℃/Hrで炉冷した。次に酸洗後、
冷間圧延して0.8mm厚の冷延鋼板とした。次いで、赤外
線加熱炉にて、10℃／秒で850℃まで加熱し、その温度
で40秒保持したのち750℃まで３℃／秒で徐冷し、10℃
／秒で室温まで冷却する連続焼鈍を施し、連続焼鈍後、
伸び率1.2％で調質圧延を行った。かかる供試材からJIS
5号試験片を作り引張試験および延性−脆性遷移温度の
測定を行った。遷移温度の測定は、60mmφに打抜いた試
料を30mmφの円筒に絞り、これを開三角60゜の円錐コー
ンの上に伏せ28kgの錘を高さ2Mから落し、円筒の側壁に
入った亀裂の破面を観察し決定した。これら試験結果を
第２表に示す。
第２表によれば、ZnおよびTiの含有量が本発明の範囲よ
り多い比較例である鋼種No.A6、A10、A11及びA12は、延
性−脆性遷移温度が−20℃以上になり、耐２次加工脆性
に劣る。また、Zr含有量或いはTi含有量が本発明の範囲
より少ない比較例である鋼種No.A1、A2、A3及びA7は
値が２以下で、且つΔｒ値も１以上と面内異方性が大き
く、深絞り性に劣る。又、鋼中のＣ含有量が本発明で定
める範囲を超えて多い比較例である鋼種No.A15は値が
低く深絞り性は悪い。
り多い比較例である鋼種No.A6、A10、A11及びA12は、延
性−脆性遷移温度が−20℃以上になり、耐２次加工脆性
に劣る。また、Zr含有量或いはTi含有量が本発明の範囲
より少ない比較例である鋼種No.A1、A2、A3及びA7は
値が２以下で、且つΔｒ値も１以上と面内異方性が大き
く、深絞り性に劣る。又、鋼中のＣ含有量が本発明で定
める範囲を超えて多い比較例である鋼種No.A15は値が
低く深絞り性は悪い。
これに対して本発明の実施例に相当するものは、いずれ
の特性においても優れるものである。特に鋼種No.A16〜
A18は強化元素のＰを多量に含有しているにもかかわら
ず延性−脆性遷移温度は十分に低い。
の特性においても優れるものである。特に鋼種No.A16〜
A18は強化元素のＰを多量に含有しているにもかかわら
ず延性−脆性遷移温度は十分に低い。
（実施例２） 第３表に示す組成を有する鋼を転炉において溶製し、一
部に真空脱ガス処理を施し、連続鋳造によりスラブを製
造した。これらを1200℃の温度に加熱して熱間圧延し65
0℃で巻取った後、酸洗して圧下率75％で冷間圧延し、
板厚0.8mmの冷延鋼板とした。その後760℃の温度で40秒
の保持と400℃の温度で3.5分過時効処理する連続焼鈍を
行った後、伸び率1.0％の調質圧延を施した。かかる供
試材から試験片を採取し、実施例１と同様の試験を行っ
た。これらの結果を第４表に示す。
部に真空脱ガス処理を施し、連続鋳造によりスラブを製
造した。これらを1200℃の温度に加熱して熱間圧延し65
0℃で巻取った後、酸洗して圧下率75％で冷間圧延し、
板厚0.8mmの冷延鋼板とした。その後760℃の温度で40秒
の保持と400℃の温度で3.5分過時効処理する連続焼鈍を
行った後、伸び率1.0％の調質圧延を施した。かかる供
試材から試験片を採取し、実施例１と同様の試験を行っ
た。これらの結果を第４表に示す。
本発明の実施例に相当する鋼種No.B1及びB2は、値は
高く且つ延性−脆性遷移温度も低い。これに対してTi無
添加の比較例である鋼種No.B3は、延性−脆性遷移温度
が−10℃と高く、本発明の目的を達成していない。
高く且つ延性−脆性遷移温度も低い。これに対してTi無
添加の比較例である鋼種No.B3は、延性−脆性遷移温度
が−10℃と高く、本発明の目的を達成していない。
第１図は、Ｐ含有量と引張強度及び遷移温度との関係を
示すグラフ、 第２図は、鋼中のＮ及びＳ含有量から決まるZr含有量の
適正範囲の例を示すグラフ、 第３図は、鋼中のＣ含有量から決まるTi含有量の適正範
囲を示すグラフ、および、 第４図は、鋼中のＣ含有量が0.0025％、Ｎ含有量が0.00
20％、Ｓ含有量が0.0040％のときのZr含有量とTi含有量
の適正範囲を示すグラフである。
示すグラフ、 第２図は、鋼中のＮ及びＳ含有量から決まるZr含有量の
適正範囲の例を示すグラフ、 第３図は、鋼中のＣ含有量から決まるTi含有量の適正範
囲を示すグラフ、および、 第４図は、鋼中のＣ含有量が0.0025％、Ｎ含有量が0.00
20％、Ｓ含有量が0.0040％のときのZr含有量とTi含有量
の適正範囲を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.0050％以下、Mn:0.001〜0.5％、 S:0.02％以下、N:0.0070％以下、 酸可溶Al:0.1％以下、 および酸化物として含まれるものを除いて、Zr:0.005〜
0.07％、Ti:0.002〜0.1％を含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 から成り、且つ、 91×（N/14＋S/32）−0.01≦Zr≦91 ×（N/14＋S/32）＋0.01、 ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋0.08 の両式を満足する鋼を、1000℃以上の温度で均熱して、
仕上温度Ar3変態点以上で熱間圧延を行い、次いで720℃
以下の温度で巻取り、その後圧下率60〜95％で冷間圧延
し、さらに再結晶温度以上Ac3変態点以下の温度域に加
熱して連続焼鈍することを特徴とする深絞り用冷延鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、 C:0.0050％以下、Mn:0.001〜0.5％、 P:0.02％越え0.20％以下、 S:0.02％以下、N:0.0070％以下、 酸可溶Al:0.1％以下、 および酸化物として含まれるものを除いて、Zr:0.005〜
0.07％、Ti:0.002〜0.1％を含有し、 残部Feおよび不可避的不純物 から成り、且つ、 91×（N/14＋S/32）−0.01≦Zr≦91 ×（N/14＋S/32）＋0.01、 ４×Ｃ−0.005≦Ti≦４×Ｃ＋0.08 の両式を満足する鋼を、1000℃以上の温度で均熱して、
仕上温度Ar3変態点以上で熱間圧延を行い、次いで720℃
以下の温度で巻取り、その後圧下率60〜95％で冷間圧延
し、さらに再結晶温度以上Ac3変態点以下の温度域に加
熱して連続焼鈍することを特徴とする深絞り用冷延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14611287A JPH0699759B2 (ja) | 1987-06-11 | 1987-06-11 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14611287A JPH0699759B2 (ja) | 1987-06-11 | 1987-06-11 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63310923A JPS63310923A (ja) | 1988-12-19 |
| JPH0699759B2 true JPH0699759B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=15400424
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14611287A Expired - Lifetime JPH0699759B2 (ja) | 1987-06-11 | 1987-06-11 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699759B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19628714C1 (de) * | 1996-07-08 | 1997-12-04 | Mannesmann Ag | Verfahren zur Herstellung von Präzisionsstahlrohren |
| CN110218946B (zh) * | 2019-07-17 | 2021-10-01 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种机油滤清器超薄外壳用超低碳钢卷板及其制造方法 |
-
1987
- 1987-06-11 JP JP14611287A patent/JPH0699759B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63310923A (ja) | 1988-12-19 |
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