JPH07103423B2 - 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 - Google Patents
加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法Info
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- JPH07103423B2 JPH07103423B2 JP2158586A JP15858690A JPH07103423B2 JP H07103423 B2 JPH07103423 B2 JP H07103423B2 JP 2158586 A JP2158586 A JP 2158586A JP 15858690 A JP15858690 A JP 15858690A JP H07103423 B2 JPH07103423 B2 JP H07103423B2
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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、自動車外板などで特に超深絞り性が必要とさ
れる用途に適した極めて優れた深絞り加工性を有する極
低炭素冷延鋼板を効率的に製造する方法に係わる。
れる用途に適した極めて優れた深絞り加工性を有する極
低炭素冷延鋼板を効率的に製造する方法に係わる。
（従来の技術） 冷延鋼板の規定であるJIS G 3141SPCE級を超える超深絞
り用冷延鋼板として、極低炭素Ti添加冷延鋼板が発明さ
れ、特公昭44−18066号公報）、冷延鋼板の用途が飛躍
的に広がった。それとともにこの鋼の改善・改良がその
後大いに進められた。現在では、Ti,Nbの複合添加によ
る加工性特に深絞り性の一層の向上やＢ添加による耐二
次加工性向上等が図られている。これらに対する先行技
術としては、例えば特開昭59−140333号、特開昭61−11
3724号、特開昭61−113725号公報等がある。
り用冷延鋼板として、極低炭素Ti添加冷延鋼板が発明さ
れ、特公昭44−18066号公報）、冷延鋼板の用途が飛躍
的に広がった。それとともにこの鋼の改善・改良がその
後大いに進められた。現在では、Ti,Nbの複合添加によ
る加工性特に深絞り性の一層の向上やＢ添加による耐二
次加工性向上等が図られている。これらに対する先行技
術としては、例えば特開昭59−140333号、特開昭61−11
3724号、特開昭61−113725号公報等がある。
（発明が解決しようとする課題） この極低炭素Ti添加鋼の冷延・焼鈍後の特性は、高純化
を主とした成分とともに熱延条件の影響が極めて大き
く、そのためその変動による材質のバラツキが生じ、そ
れが歩留まり落ちとなり経済性を損なうという、自動車
用鋼板のような大量消費材にとっては、致命的な欠点が
あった。これはそもそも製鋼で真空脱ガス等が必要で費
用を要する該鋼にあっては極めて大きな問題点であっ
た。
を主とした成分とともに熱延条件の影響が極めて大き
く、そのためその変動による材質のバラツキが生じ、そ
れが歩留まり落ちとなり経済性を損なうという、自動車
用鋼板のような大量消費材にとっては、致命的な欠点が
あった。これはそもそも製鋼で真空脱ガス等が必要で費
用を要する該鋼にあっては極めて大きな問題点であっ
た。
これら極低炭素冷延鋼板はそもそもかなり加工性に優れ
たものであるが、本発明ではそのうちのランクフォード
値（以下値という）で示される深絞り性がより一層向
上した超深絞り性を付与させるとともに、つぎに示す工
業上の安定性を増す製造方法を提供するものである。
たものであるが、本発明ではそのうちのランクフォード
値（以下値という）で示される深絞り性がより一層向
上した超深絞り性を付与させるとともに、つぎに示す工
業上の安定性を増す製造方法を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明はこのような課題に対して、特定成分の高純度鋼
を特定の熱延、特に仕上圧延条件〜巻取までを従来にな
い条件をとることで解決しようとするもので、その骨子
とすところは、mass％で、C:0.0040％以下、N:0.0040％
以下、Mn:0.05〜0.4％、S:0.015％以下、酸可溶Al（以
下sol.Al）:0.005〜0.100％、Ti:0.04〜0.085％、B:0.0
001〜0.0010％を含有し、残部不可避的不純物元素から
なる鋼を、1200℃以下に加熱後熱延するにあたり、粗仕
上厚みを45mm以上とし、次式で示される有効ひずみをε
effを45％以上とり、880℃以上の温度で仕上圧延を終了
した後、1s以内に冷却を開始し20℃/s以上の平均冷却速
度で830℃以下まで冷却を行い、続いて680〜800℃の温
度で巻取り、引続き75〜90％の冷延率で冷延を行い、78
0〜870℃の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とする加工
性を極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法である。
を特定の熱延、特に仕上圧延条件〜巻取までを従来にな
い条件をとることで解決しようとするもので、その骨子
とすところは、mass％で、C:0.0040％以下、N:0.0040％
以下、Mn:0.05〜0.4％、S:0.015％以下、酸可溶Al（以
下sol.Al）:0.005〜0.100％、Ti:0.04〜0.085％、B:0.0
001〜0.0010％を含有し、残部不可避的不純物元素から
なる鋼を、1200℃以下に加熱後熱延するにあたり、粗仕
上厚みを45mm以上とし、次式で示される有効ひずみをε
effを45％以上とり、880℃以上の温度で仕上圧延を終了
した後、1s以内に冷却を開始し20℃/s以上の平均冷却速
度で830℃以下まで冷却を行い、続いて680〜800℃の温
度で巻取り、引続き75〜90％の冷延率で冷延を行い、78
0〜870℃の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とする加工
性を極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法である。
ここに、 εeff＝最終パス圧下率（％） ＋1/2最終１段前パス圧下率（％） ＋1/4最終２段前パス圧下率（％） とする。
すなわち、成分的には通常使用されるNbは使用せずTiを
炭素および窒素の化学量論的等量よりかなり多めに添加
する。これは固溶Tiをある量確保しようとするものであ
る。さらに、熱延にあたり、比較的低温で加熱した後粗
仕上厚を厚くすることで、全仕上圧下率を大きくし、仕
上後段の最終に近いほど圧延の効果が発揮されるような
特定の後段圧下をとる熱延を行った後、その効果をなる
べく凍結すべく速やかに冷却を開始し、かつ高温で巻取
る。
炭素および窒素の化学量論的等量よりかなり多めに添加
する。これは固溶Tiをある量確保しようとするものであ
る。さらに、熱延にあたり、比較的低温で加熱した後粗
仕上厚を厚くすることで、全仕上圧下率を大きくし、仕
上後段の最終に近いほど圧延の効果が発揮されるような
特定の後段圧下をとる熱延を行った後、その効果をなる
べく凍結すべく速やかに冷却を開始し、かつ高温で巻取
る。
この効果の機構はいまだ定かではないが、このような高
純度鋼の前処理として熱延板に期待される要件は、細粒
でかつ不純物の極度に少ないマトリックスの提供にある
と考えられる。
純度鋼の前処理として熱延板に期待される要件は、細粒
でかつ不純物の極度に少ないマトリックスの提供にある
と考えられる。
この両者はそもそも相反するもので、また、その制御は
極めて微妙である。しかしながら、全仕上圧下率を大き
くすることで、析出物のひずみ誘起析出が促進されγ中
での析出処理は完全となる。そして仕上終段域を高圧下
とすることで、安定して微細な再結晶γ粒が得られる。
極めて微妙である。しかしながら、全仕上圧下率を大き
くすることで、析出物のひずみ誘起析出が促進されγ中
での析出処理は完全となる。そして仕上終段域を高圧下
とすることで、安定して微細な再結晶γ粒が得られる。
そして、γ粒の成長、γ−α変態、α粒の成長を通じて
形成される熱延板結晶粒を、圧延後即急冷することによ
り、圧延ままの状態で凍結する。最後にもはやα粒の成
長がほとんどなくなる温度域で巻取り、α中の溶解度の
低いことを利用した析出物の析出・粗大化の徹底をはか
る。
形成される熱延板結晶粒を、圧延後即急冷することによ
り、圧延ままの状態で凍結する。最後にもはやα粒の成
長がほとんどなくなる温度域で巻取り、α中の溶解度の
低いことを利用した析出物の析出・粗大化の徹底をはか
る。
析出物の粗大化はこのようにγ中およびα中の両方で行
い、熱延細粒化を仕上終段圧下を高め飽和する領域で行
うことで、熱延板での状態を安定して好ましい状態にす
る。
い、熱延細粒化を仕上終段圧下を高め飽和する領域で行
うことで、熱延板での状態を安定して好ましい状態にす
る。
（作用） つぎに各要件の作用および数値限定理由について述べ
る。
る。
C,N:C,Nは侵入型固溶元素で集合組織形成に有害とされ
る。したがって通常の極低炭素鋼よりもさらに極力低下
させる必要がある。そのため各々0.0040％以下とする。
好ましくはC:0.0025％、N:0.0020％である。
る。したがって通常の極低炭素鋼よりもさらに極力低下
させる必要がある。そのため各々0.0040％以下とする。
好ましくはC:0.0025％、N:0.0020％である。
Mn:置換型固溶体元素であり、多すぎると鋼を硬化して
延性を害する。しかし、鋼中のＳとMnSを形成しＳによ
る熱間脆性を避ける役割もあり、そのため0.05〜0.4％
とする。低Mnとしたほうが延性、値ともに向上させる
ので0.15％以下とすることが好ましい。
延性を害する。しかし、鋼中のＳとMnSを形成しＳによ
る熱間脆性を避ける役割もあり、そのため0.05〜0.4％
とする。低Mnとしたほうが延性、値ともに向上させる
ので0.15％以下とすることが好ましい。
S:MnSとなり、有害介在物となるため極力低減した方が
よい。そのため0.015％以下とした。好ましくは、Mnを
0.15％以下、Ｓを0.008％以下とすることである。
よい。そのため0.015％以下とした。好ましくは、Mnを
0.15％以下、Ｓを0.008％以下とすることである。
sol.Al:Alは脱酸に必要でそのため鋼中に0.005〜0.10％
残存する。下限値未満では十分な脱酸ができず、また上
限値超では介在物が増加し鋼の延性を害する。
残存する。下限値未満では十分な脱酸ができず、また上
限値超では介在物が増加し鋼の延性を害する。
Ti:Tiは0.04〜0.085％必要である。まずTiはＮをTiNの
形に固定し固溶Ｎの悪影響をさける。また、大部分のＣ
もTiCの形で固定する。さらに固溶Tiは熱延板の再結晶
に影響し、これを再粒化する作用を有しそのため本発明
では、この固溶Tiを確保するために多量にTiを添加す
る。0.04％未満の添加ではこれらの効果がない。しか
し、0.085％を超える添加では上記作用以上に不純物の
悪影響が出る。そのため加工性が劣化する。
形に固定し固溶Ｎの悪影響をさける。また、大部分のＣ
もTiCの形で固定する。さらに固溶Tiは熱延板の再結晶
に影響し、これを再粒化する作用を有しそのため本発明
では、この固溶Tiを確保するために多量にTiを添加す
る。0.04％未満の添加ではこれらの効果がない。しか
し、0.085％を超える添加では上記作用以上に不純物の
悪影響が出る。そのため加工性が劣化する。
B:Bは二次加工性向上のため添加する。本鋼のような高
純極低炭素鋼にあっては粒界強化元素である固溶炭素が
なくそのため粒界強度が低い。これは本発明鋼主加工形
式である超深絞り加工を受けた後、口広げのような二次
加工を行った場合に縦割れの形態で発生する。Ｂはこの
二次加工脆性を防止するために添加する。1ppm未満では
その効果がなく、10ppmを超える添加では固溶Ｂによる
悪影響が出て、値を劣化させる。
純極低炭素鋼にあっては粒界強化元素である固溶炭素が
なくそのため粒界強度が低い。これは本発明鋼主加工形
式である超深絞り加工を受けた後、口広げのような二次
加工を行った場合に縦割れの形態で発生する。Ｂはこの
二次加工脆性を防止するために添加する。1ppm未満では
その効果がなく、10ppmを超える添加では固溶Ｂによる
悪影響が出て、値を劣化させる。
熱延加熱温度:1200℃以下とする。この温度以上で加熱
すると圧延前γ粒が大きくなりすぎ、本法にしたがって
熱延後でも熱延板粒が混粒となり、所定の組織ならず、
さらにまた種々の析出をむやみに溶解させることで、後
の熱延工程での析出・粗大化処理を困難なものにする。
この意味からは、熱延加熱温度は1100℃以下とすること
が好ましい。
すると圧延前γ粒が大きくなりすぎ、本法にしたがって
熱延後でも熱延板粒が混粒となり、所定の組織ならず、
さらにまた種々の析出をむやみに溶解させることで、後
の熱延工程での析出・粗大化処理を困難なものにする。
この意味からは、熱延加熱温度は1100℃以下とすること
が好ましい。
粗仕上厚:45mm以上の厚みとする。これにより仕上圧延
という比較的低い温度域での圧延率を高め、種々の析出
物のひずみ誘起析出を促進させ粗大化させる。通常の40
mm程度ではこの効果は完全ではなく、ひいては材質劣化
やバラツキをもたらす。好ましくは55mm以上とすべきで
ある。
という比較的低い温度域での圧延率を高め、種々の析出
物のひずみ誘起析出を促進させ粗大化させる。通常の40
mm程度ではこの効果は完全ではなく、ひいては材質劣化
やバラツキをもたらす。好ましくは55mm以上とすべきで
ある。
εeff:本鋼では、上記の効果のため、その粒界および粒
内は不純物の少ない、清浄化されたものである。したが
って通常の圧延では細粒の結晶粒が得られない。これを
克服するのが特定の仕上圧延条件で、特に仕上後段の３
パスの圧延率は非常に重要であることを知見し、この後
段圧下率の効果を工業的に示す指標として種々検討した
結果、次式で示されるεeffを導出するに至った。すな
わち、 εeff＝最終パス圧下率（％） ＋1/2最終１段前パス圧下率（％） ＋1/4最終２段前パス圧下率（％） である。
内は不純物の少ない、清浄化されたものである。したが
って通常の圧延では細粒の結晶粒が得られない。これを
克服するのが特定の仕上圧延条件で、特に仕上後段の３
パスの圧延率は非常に重要であることを知見し、この後
段圧下率の効果を工業的に示す指標として種々検討した
結果、次式で示されるεeffを導出するに至った。すな
わち、 εeff＝最終パス圧下率（％） ＋1/2最終１段前パス圧下率（％） ＋1/4最終２段前パス圧下率（％） である。
第１図は仕上圧延終了温度とεeffの関係において、冷
延・焼鈍後の値をプロットした図である。
延・焼鈍後の値をプロットした図である。
成分は、C:15〜23ppm、N:12〜20ppm、Mn:0.08〜0.14
％、S:0.003〜0.007％、sol.Al:0.02〜0.035％、Ti:0.0
43〜0.083％、B:0.0003〜0.0006％で、熱延加熱温度:11
00〜1130℃、粗仕上厚:55〜60mm、仕上終了後0.3〜0.4s
後に平均30〜40℃/sで約800〜780℃まで急冷し730〜760
℃で巻取った。続いて80％冷延後850℃で連続焼鈍を行
い、0.3％の調圧を施して試験に供した。
％、S:0.003〜0.007％、sol.Al:0.02〜0.035％、Ti:0.0
43〜0.083％、B:0.0003〜0.0006％で、熱延加熱温度:11
00〜1130℃、粗仕上厚:55〜60mm、仕上終了後0.3〜0.4s
後に平均30〜40℃/sで約800〜780℃まで急冷し730〜760
℃で巻取った。続いて80％冷延後850℃で連続焼鈍を行
い、0.3％の調圧を施して試験に供した。
図から明らかなようにεeffが45％以上で仕上圧延終了
温度の広い範囲で安定して値が2.2以上程度の極めて
高い値を示す。より安定して高値を示すにはεeffは6
0％以上が好ましい。
温度の広い範囲で安定して値が2.2以上程度の極めて
高い値を示す。より安定して高値を示すにはεeffは6
0％以上が好ましい。
仕上圧延終了温度:950〜880℃とする。これを超える温
度では第１図からわかるように、いかにεeffを高めよ
うと安定して高加工特性が得られない。また、880℃を
下回る温度では一部α域圧延となる場合があり、材質が
出ないばかりでなく、肌荒れ等の欠陥も発生する。
度では第１図からわかるように、いかにεeffを高めよ
うと安定して高加工特性が得られない。また、880℃を
下回る温度では一部α域圧延となる場合があり、材質が
出ないばかりでなく、肌荒れ等の欠陥も発生する。
圧延後の冷却条件：上述のようにして得られた熱延の組
織を、特に結晶粒度を粗大化させないため、1s以内に冷
却を開始し、平均20℃/s以上で830℃以下まで冷却す
る。この条件をはずすと結晶が粗大化し、一定の材質が
得られない。この場合特に冷却開始までの時間が重要で
1s以内、好ましくは0.5s以内とすべきである。冷却速度
が20℃/s未満では冷却中に粒の粗大化が生じる。830℃
以下ではもはや結晶粒成長は起こりにくいのでこの冷却
の終点は830℃とする。
織を、特に結晶粒度を粗大化させないため、1s以内に冷
却を開始し、平均20℃/s以上で830℃以下まで冷却す
る。この条件をはずすと結晶が粗大化し、一定の材質が
得られない。この場合特に冷却開始までの時間が重要で
1s以内、好ましくは0.5s以内とすべきである。冷却速度
が20℃/s未満では冷却中に粒の粗大化が生じる。830℃
以下ではもはや結晶粒成長は起こりにくいのでこの冷却
の終点は830℃とする。
巻取温度：巻取後の保温効果で析出の促進および析出物
の粗大化を図る。680℃未満ではこの効果が少なく、800
℃を超えると圧延組織の凍結が十分でなく結晶粒の粗大
化が起こる可能性があるので、巻取温度は680〜800℃と
した。析出粗大化を十分に行うには巻取温度は720℃以
上とすることが好ましい。
の粗大化を図る。680℃未満ではこの効果が少なく、800
℃を超えると圧延組織の凍結が十分でなく結晶粒の粗大
化が起こる可能性があるので、巻取温度は680〜800℃と
した。析出粗大化を十分に行うには巻取温度は720℃以
上とすることが好ましい。
冷延率：冷延率は高値とするため75％以上必要であ
る。好ましくは78％以上である。一方、本鋼においては
圧下率は93％程度まで増してもは向上するところであ
るが、工業的に困難な領域であるので上限を90％とし
た。
る。好ましくは78％以上である。一方、本鋼においては
圧下率は93％程度まで増してもは向上するところであ
るが、工業的に困難な領域であるので上限を90％とし
た。
焼鈍温度：連続焼鈍の焼鈍温度は十分軟質で高値集合
組織とするため780℃は必要である。一方、上限は870℃
とする。これを超える高温での焼鈍では、本鋼のように
粒成長しやすい鋼では、製品としての結晶粒が大きくな
り過ぎてプレス成形後に肌荒れを生じる。焼鈍温度とし
ては、連続焼鈍では比較的高い830℃以上の高温焼鈍が
好ましい。
組織とするため780℃は必要である。一方、上限は870℃
とする。これを超える高温での焼鈍では、本鋼のように
粒成長しやすい鋼では、製品としての結晶粒が大きくな
り過ぎてプレス成形後に肌荒れを生じる。焼鈍温度とし
ては、連続焼鈍では比較的高い830℃以上の高温焼鈍が
好ましい。
以上本発明の構成要件と作用について述べたが、本発明
の鋼の溶製は通常転炉で行いRH等の真空脱ガスにて極低
炭素とする。そして通常連続鋳造にて鋼片とされる。熱
延は圧延５台以上のタンデム圧延機で仕上圧延される。
全仕上圧下率を本発明にしたがって高め、かつ仕上終了
温度を本発明にしたがって守るために、仕上圧延前に所
定の温度となるようにディレーを行ってもよい。
の鋼の溶製は通常転炉で行いRH等の真空脱ガスにて極低
炭素とする。そして通常連続鋳造にて鋼片とされる。熱
延は圧延５台以上のタンデム圧延機で仕上圧延される。
全仕上圧下率を本発明にしたがって高め、かつ仕上終了
温度を本発明にしたがって守るために、仕上圧延前に所
定の温度となるようにディレーを行ってもよい。
熱延後高温巻取を行うが、熱延コイル両端部は急冷され
るためこれを補う意味で端部がさらに高温となるような
Ｕ字状の巻取温度パターンをとることは好ましい。熱延
コイルは酸洗後冷延され、続いて連続焼鈍される。連続
焼鈍の均熱温度については上述のごとくであるが、保持
時間については通常とられる40s〜180sでよい。
るためこれを補う意味で端部がさらに高温となるような
Ｕ字状の巻取温度パターンをとることは好ましい。熱延
コイルは酸洗後冷延され、続いて連続焼鈍される。連続
焼鈍の均熱温度については上述のごとくであるが、保持
時間については通常とられる40s〜180sでよい。
焼鈍後の冷却条件についても特に規定するところではな
く、また通常過時効帯が設けられているが、その温度条
件についても特に規定するところではない。焼鈍後の調
圧は形状矯正のためのやむを得ない範囲にとどめるべき
である。材質からは調圧をしないことが好ましいが、形
状矯正の点を考慮して0.2〜0.8％、好ましくは0.2〜0.5
％が適正調圧率である。
く、また通常過時効帯が設けられているが、その温度条
件についても特に規定するところではない。焼鈍後の調
圧は形状矯正のためのやむを得ない範囲にとどめるべき
である。材質からは調圧をしないことが好ましいが、形
状矯正の点を考慮して0.2〜0.8％、好ましくは0.2〜0.5
％が適正調圧率である。
（実 施 例） 第１表に示す成分の鋼を転炉に溶製し連続鋳造にてスラ
ブとした。このさい、RH真空脱ガスを用いた。
ブとした。このさい、RH真空脱ガスを用いた。
続いて第２表に示す熱延および冷延・連続焼鈍条件にて
処理を行い、各コイルの代表部分を材質試験に供した。
処理を行い、各コイルの代表部分を材質試験に供した。
引張試験はJIS Z 2201,5号試験片を用い、同Z 2241記載
の方法にしたがって行った。
の方法にしたがって行った。
また、耐二次加工性は、まず、一次加工として50mm平底
ポンチで絞り比2.2の深絞り加工を行い、続いてこの口
を広げる加工を種々温度をかえて行い、脆性−延性破壊
の遷移温度を求めた。
ポンチで絞り比2.2の深絞り加工を行い、続いてこの口
を広げる加工を種々温度をかえて行い、脆性−延性破壊
の遷移温度を求めた。
第３表にコイル長手中心部位の材質試験結果を示す。
本表においてｎとは加工硬化指数で、10％および20％ひ
ずみの応力からｎ乗則にのっとったとして計算した。ま
たｒaveはで面内平均温度ランクフォード値で、r45は
圧延方向に対し45゜の方向のランクフォード値である。
ずみの応力からｎ乗則にのっとったとして計算した。ま
たｒaveはで面内平均温度ランクフォード値で、r45は
圧延方向に対し45゜の方向のランクフォード値である。
本発明にしたがった処理No.1,7,9,13,14および15の鋼は
55％以上の伸び、0.27以上のｎ値と極めて高い延性を示
すとともに、≧2.45,r45≧2.15というこれまた極めて
高い深絞り性を示すことがわかる。しかも耐二次加工性
を十分低い遷移温度である。
55％以上の伸び、0.27以上のｎ値と極めて高い延性を示
すとともに、≧2.45,r45≧2.15というこれまた極めて
高い深絞り性を示すことがわかる。しかも耐二次加工性
を十分低い遷移温度である。
これに対し、成分、熱延条件あるいは冷延・連続焼鈍条
件が本発明条件と異なるその他の処理No.の鋼では、本
鋼の目的とする高い特性は得られていない。
件が本発明条件と異なるその他の処理No.の鋼では、本
鋼の目的とする高い特性は得られていない。
また、第２図は、第２表、処理No.14（本発明条件）お
よび同表処理No.16（比較条件）のコイル長手方向材質
分布を示す。前者において仕上終了温度は、895〜940
℃、また巻取温度はコイル端部で770〜780℃、それ以外
での部位で740〜755℃であった。また後者においてはそ
れぞれ885〜930℃、760〜785℃および745−760℃であっ
た。
よび同表処理No.16（比較条件）のコイル長手方向材質
分布を示す。前者において仕上終了温度は、895〜940
℃、また巻取温度はコイル端部で770〜780℃、それ以外
での部位で740〜755℃であった。また後者においてはそ
れぞれ885〜930℃、760〜785℃および745−760℃であっ
た。
図から明らかなように、本発明にしたがったNo.14のコ
イルでは、全長にわたり安定して高いと伸びが得られ
ているのに対し、比較コイルではかなり高い水準にある
ものの材質変動が大きい。
イルでは、全長にわたり安定して高いと伸びが得られ
ているのに対し、比較コイルではかなり高い水準にある
ものの材質変動が大きい。
（発明の効果） 本発明鋼は冷延鋼板として用いられてもよいし、連続焼
鈍後電気メッキや電気系複合メッキを施したメッキ鋼板
として用いられてもよい。また、本鋼成分は溶融亜鉛メ
ッキ性あるいはその後のメッキ層の合金化特性を特に阻
害するものではない。したがって、連続焼鈍条件が満た
される限り、連続焼鈍溶融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金
化溶融亜鉛メッキ鋼板としてもよい。
鈍後電気メッキや電気系複合メッキを施したメッキ鋼板
として用いられてもよい。また、本鋼成分は溶融亜鉛メ
ッキ性あるいはその後のメッキ層の合金化特性を特に阻
害するものではない。したがって、連続焼鈍条件が満た
される限り、連続焼鈍溶融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金
化溶融亜鉛メッキ鋼板としてもよい。
第１図は、冷延・連続焼鈍後の値を、仕上圧延終了温
度および仕上圧延有効ひずみεeffとの関係において示
した図表、第２図は実施例に用いたコイルの長手方向の
材質分布を示す図表である。
度および仕上圧延有効ひずみεeffとの関係において示
した図表、第２図は実施例に用いたコイルの長手方向の
材質分布を示す図表である。
Claims (1)
- 【請求項１】mass％で、 C:0.0040％以下、 N:0.0040％以下、 Mn:0.05〜0.4％、 S:0.015％以下、 酸可溶Al:0.005〜0.100％、 Ti:0.04〜0.085％、 B:0.0001〜0.0010％、 残部不可避的不純物元素からなる鋼を、1200℃以下に加
熱後熱延するにあたり、粗仕上厚みを45mm以上とし、次
式で示される有効ひずみεeffを45％以上とり、950℃〜
880℃以上の温度で仕上圧延を終了した後、1s以内に冷
却を開始し20℃/s以上の平均冷却速度で830℃以下まで
冷却を行い続いて680〜800℃の温度で巻取り、引続き75
〜90％の冷延率で冷延を行い、780〜870℃の温度で連続
焼鈍を行うことを特徴とする加工性を極めて優れた冷延
鋼板の高効率な製造方法。 ただし、 εeff＝最終パス圧下率（％） ＋1/2最終１段前パス圧下率（％） ＋1/4最終２段前パス圧下率（％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2158586A JPH07103423B2 (ja) | 1990-06-19 | 1990-06-19 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2158586A JPH07103423B2 (ja) | 1990-06-19 | 1990-06-19 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0452229A JPH0452229A (ja) | 1992-02-20 |
| JPH07103423B2 true JPH07103423B2 (ja) | 1995-11-08 |
Family
ID=15674930
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2158586A Expired - Fee Related JPH07103423B2 (ja) | 1990-06-19 | 1990-06-19 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07103423B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| KR100530059B1 (ko) * | 2001-11-26 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 드로잉성, 소부경화성 및 내2차가공취성이 우수한냉연강판의 제조방법 |
| KR100530057B1 (ko) * | 2001-11-26 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 냉연강판의제조방법 |
| JP4214036B2 (ja) | 2003-11-05 | 2009-01-28 | 新日本製鐵株式会社 | 表面性状、成形性および加工性に優れた薄鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61276930A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 伸びと深絞り性の良好な極低炭素鋼冷延板の製造方法 |
| JPH0753889B2 (ja) * | 1986-10-15 | 1995-06-07 | 川崎製鉄株式会社 | 厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH01191748A (ja) * | 1988-01-26 | 1989-08-01 | Nippon Steel Corp | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用冷延鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-06-19 JP JP2158586A patent/JPH07103423B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0452229A (ja) | 1992-02-20 |
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