JPH07157844A - 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH07157844A JPH07157844A JP33938493A JP33938493A JPH07157844A JP H07157844 A JPH07157844 A JP H07157844A JP 33938493 A JP33938493 A JP 33938493A JP 33938493 A JP33938493 A JP 33938493A JP H07157844 A JPH07157844 A JP H07157844A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- hot
- steel sheet
- slab
- rolled 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 鋼成分中にトランプエレメントを含有した鋼
片を用いた場合でも、その加工性が劣化しない熱延鋼板
およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，Ｃｕ，
Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａを特定した
鋼において、連続鋳造法によってスラブを鋳造し、次い
で前記スラブを１１００℃以上の温度に加熱した後、Ａ
ｒ３変態点−１００〜Ａｒ３変態点＋１００℃の温度範
囲内で仕上げ熱間圧延を行ない、５００〜７００℃の温
度範囲内で巻き取ることによって、加工性に優れた軟質
熱延鋼板を製造する。
片を用いた場合でも、その加工性が劣化しない熱延鋼板
およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，Ｃｕ，
Ｓｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａを特定した
鋼において、連続鋳造法によってスラブを鋳造し、次い
で前記スラブを１１００℃以上の温度に加熱した後、Ａ
ｒ３変態点−１００〜Ａｒ３変態点＋１００℃の温度範
囲内で仕上げ熱間圧延を行ない、５００〜７００℃の温
度範囲内で巻き取ることによって、加工性に優れた軟質
熱延鋼板を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、加工性に優れた引張
強さが50kgf/mm2 以下の熱延鋼板およびその製造方法に
関するものである。
強さが50kgf/mm2 以下の熱延鋼板およびその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、廃棄された食缶および自動車など
の鉄スクラップの量が増加し、製鉄業においては環境問
題対策上、鉄源としてこのような鉄スクラップを使用す
る必要性が高まりつつある。しかしながら、鉄スクラッ
プ中に含有されるCu、Sn、Mo、NiおよびCrなどの所謂ト
ランプエレメントは、Feよりの酸化され難いため、現在
の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず鋼中に残存
し、鋼材の製造性や材質、あるいは表面品質特性に悪影
響を及ぼすことが、例えば、特開平4-162943号公報およ
び特開平4-371528号公報において指摘されている。
の鉄スクラップの量が増加し、製鉄業においては環境問
題対策上、鉄源としてこのような鉄スクラップを使用す
る必要性が高まりつつある。しかしながら、鉄スクラッ
プ中に含有されるCu、Sn、Mo、NiおよびCrなどの所謂ト
ランプエレメントは、Feよりの酸化され難いため、現在
の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず鋼中に残存
し、鋼材の製造性や材質、あるいは表面品質特性に悪影
響を及ぼすことが、例えば、特開平4-162943号公報およ
び特開平4-371528号公報において指摘されている。
【０００３】従って、従来技術においては、耐食性、強
度および表面特性の改善を目的として意識的にCu、Crお
よびNi等の元素を有用な元素として添加する技術、例え
ば、特開平4-325657号公報および特開平4-365813号公報
に記載された技術（以下、先行技術という）の場合を除
けば、本来トランプエレメントは一般的には鋼中に含有
されておらず、また添加しないものであるので、鉄スク
ラップの使用には種々の制約を伴っていた。
度および表面特性の改善を目的として意識的にCu、Crお
よびNi等の元素を有用な元素として添加する技術、例え
ば、特開平4-325657号公報および特開平4-365813号公報
に記載された技術（以下、先行技術という）の場合を除
けば、本来トランプエレメントは一般的には鋼中に含有
されておらず、また添加しないものであるので、鉄スク
ラップの使用には種々の制約を伴っていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
たような環境問題対策上から、食缶および自動車などか
ら発生する、トランプエレメントを含有した鉄スクラッ
プを鉄鋼原料として鉄鋼製品を製造する場合、それによ
って品質が劣化しないようにすることが重要な課題とな
った。
たような環境問題対策上から、食缶および自動車などか
ら発生する、トランプエレメントを含有した鉄スクラッ
プを鉄鋼原料として鉄鋼製品を製造する場合、それによ
って品質が劣化しないようにすることが重要な課題とな
った。
【０００５】従って、この発明の目的は、鋼成分中にCu
およびSn等のトランプエレメントを含有した鋼を用いた
場合でも、その加工性に優れた熱延鋼板およびその製造
方法を提供することにある。
およびSn等のトランプエレメントを含有した鋼を用いた
場合でも、その加工性に優れた熱延鋼板およびその製造
方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】この発明は、トランプエ
レメントが含有された鋼材にみられる上記問題点を解決
し、加工性に優れた引張強さが50kgf/mm2 以下の熱延鋼
板を開発したものであり、その要旨は以下のとおりであ
る。
レメントが含有された鋼材にみられる上記問題点を解決
し、加工性に優れた引張強さが50kgf/mm2 以下の熱延鋼
板を開発したものであり、その要旨は以下のとおりであ
る。
【０００７】第１の発明の加工性に優れた熱延鋼板は、
重量% で、C ： 0.01 〜0.15% 、Si： 0.2% 以下、Mn：
0.1〜0.8%、P ： 0.04%以下、S ： 0.015% 以下、so
l.Al: 0.01〜0.07% 、N: 0.012% 以下、Cu： 0.040% 以
下、Sn： 0.040% 以下、Ni：0.10% 以下、Cr： 0.10%
以下、および、Mo： 0.10% 以下、を含有し、かつ、
下記(1) 式、 Cu＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とするものである。
重量% で、C ： 0.01 〜0.15% 、Si： 0.2% 以下、Mn：
0.1〜0.8%、P ： 0.04%以下、S ： 0.015% 以下、so
l.Al: 0.01〜0.07% 、N: 0.012% 以下、Cu： 0.040% 以
下、Sn： 0.040% 以下、Ni：0.10% 以下、Cr： 0.10%
以下、および、Mo： 0.10% 以下、を含有し、かつ、
下記(1) 式、 Cu＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とするものである。
【０００８】第２の発明の加工性に優れた熱延鋼板は、
重量% で、C ： 0.01 〜0.15% 、Si： 0.2% 以下、Mn：
0.1〜0.8%、P ： 0.04%以下、S ： 0.015% 以下、so
l.Al: 0.01〜0.07% 、N: 0.012% 以下、Cu： 0.40%以
下、Sn： 0.040% 以下、Ni：0.10% 以下、Cr： 0.10
% 以下、および、Mo： 0.10% 以下、を含有し、更
に、Ti： 0.01 〜0.10% 、Zr： 0.01 〜0.10% 、Ca：
0.001〜0.010%およびＲＥＭ： 0.001〜0.010%のうち少
なくとも１種を含有し、かつ、下記(1) 式、 Cu ＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とするものである。
重量% で、C ： 0.01 〜0.15% 、Si： 0.2% 以下、Mn：
0.1〜0.8%、P ： 0.04%以下、S ： 0.015% 以下、so
l.Al: 0.01〜0.07% 、N: 0.012% 以下、Cu： 0.40%以
下、Sn： 0.040% 以下、Ni：0.10% 以下、Cr： 0.10
% 以下、および、Mo： 0.10% 以下、を含有し、更
に、Ti： 0.01 〜0.10% 、Zr： 0.01 〜0.10% 、Ca：
0.001〜0.010%およびＲＥＭ： 0.001〜0.010%のうち少
なくとも１種を含有し、かつ、下記(1) 式、 Cu ＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とするものである。
【０００９】第３および第４の発明の加工性に優れた熱
延鋼板の製造方法は、それぞれ、第１および第２の発明
の化学成分組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造によ
ってスラブを鋳造し、次いで前記連続鋳造によって鋳造
されたスラブを1100℃以上の温度に加熱した後、前記ス
ラブに対して、Ａr3変態点−100 〜Ａr3変態点＋100℃
の温度範囲内の仕上温度で熱間圧延を行ない、このよう
にして得られた鋼帯を500 〜700 ℃の温度範囲内で巻き
取ることに特徴を有するものである。
延鋼板の製造方法は、それぞれ、第１および第２の発明
の化学成分組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造によ
ってスラブを鋳造し、次いで前記連続鋳造によって鋳造
されたスラブを1100℃以上の温度に加熱した後、前記ス
ラブに対して、Ａr3変態点−100 〜Ａr3変態点＋100℃
の温度範囲内の仕上温度で熱間圧延を行ない、このよう
にして得られた鋼帯を500 〜700 ℃の温度範囲内で巻き
取ることに特徴を有するものである。
【００１０】
【作用】この発明の鋼板の化学成分組成を上述した範囲
内に限定した理由について述べる。 (1) C 、Si、Mn :C 、Si、Mnは鋼の強度を上げる基本的
な元素である。しかしながら、C は含有量が0.01% 未
満、Mnは含有量が0.1%未満ではその効果が不十分であ
り、一方、Cは含有量が0.15% 超、Siは含有量が0.2%
超、Mnは含有量が0.8%超では、引張強さを50kgf/mm2 以
下にすることができない。また、Mnは含有量が0.1%未満
だと鋼板の表面に疵が発生し易くなる。従って、C の含
有量は0.01〜0.15% 、Siの含有量は0.2%以下、Mnの含有
量は0.1 〜0.8%の範囲内に限定すべきである。
内に限定した理由について述べる。 (1) C 、Si、Mn :C 、Si、Mnは鋼の強度を上げる基本的
な元素である。しかしながら、C は含有量が0.01% 未
満、Mnは含有量が0.1%未満ではその効果が不十分であ
り、一方、Cは含有量が0.15% 超、Siは含有量が0.2%
超、Mnは含有量が0.8%超では、引張強さを50kgf/mm2 以
下にすることができない。また、Mnは含有量が0.1%未満
だと鋼板の表面に疵が発生し易くなる。従って、C の含
有量は0.01〜0.15% 、Siの含有量は0.2%以下、Mnの含有
量は0.1 〜0.8%の範囲内に限定すべきである。
【００１１】(2) S :S は、鋼板の曲げ加工性および伸
びフランジ性等の加工性を高めるためには、その含有量
が少ない方が望ましい。図１は、鋼板の伸びフランジ性
を示す穴拡げ率とS 含有量との関係を示すグラフであ
る。同図から明らかなように、S 含有量が0.015%以下の
領域において穴拡げ率は高い値が得られる。その理由
は、S 含有量が0.015%超となると、鋼中のMnS 等の硫化
物系介在物の量が多くなり、鋼板を加工した時の亀裂発
生点となるためと考えられる。また、溶接性を確保する
ためにも、S 含有量は0.015%以下とすることが重要であ
る。従って、S の含有量は0.015%以下に限定すべきであ
る。また、トランプエレメントを多量に含有する鋼にお
いても低硫化は、加工性の向上に極めて有効である。
びフランジ性等の加工性を高めるためには、その含有量
が少ない方が望ましい。図１は、鋼板の伸びフランジ性
を示す穴拡げ率とS 含有量との関係を示すグラフであ
る。同図から明らかなように、S 含有量が0.015%以下の
領域において穴拡げ率は高い値が得られる。その理由
は、S 含有量が0.015%超となると、鋼中のMnS 等の硫化
物系介在物の量が多くなり、鋼板を加工した時の亀裂発
生点となるためと考えられる。また、溶接性を確保する
ためにも、S 含有量は0.015%以下とすることが重要であ
る。従って、S の含有量は0.015%以下に限定すべきであ
る。また、トランプエレメントを多量に含有する鋼にお
いても低硫化は、加工性の向上に極めて有効である。
【００１２】(3) P :P は、鋼板のプレス成形後に2 次
加工割れと呼ばれる粒界脆性破壊を生じさせる元素であ
り、その含有量が少ない方が望ましく、P の含有量は0.
04% 以下に限定すべきである。
加工割れと呼ばれる粒界脆性破壊を生じさせる元素であ
り、その含有量が少ない方が望ましく、P の含有量は0.
04% 以下に限定すべきである。
【００１３】(4) N :N は、加工性を高めるためにその
含有量が少ない方が望ましく、その含有量は0.012%以下
に限定すべきである。
含有量が少ない方が望ましく、その含有量は0.012%以下
に限定すべきである。
【００１４】(5) Al :Alは、鋼の脱酸のために有効な元
素であるが、sol.Alの含有量が0.01% 未満ではその効果
が不十分である。一方、その含有量が0.07% 超では脱酸
生成物である介在物の量が増加し、加工性が劣化する。
従って、sol.Alの含有量は0.01〜0.07% の範囲内に限定
すべきである。
素であるが、sol.Alの含有量が0.01% 未満ではその効果
が不十分である。一方、その含有量が0.07% 超では脱酸
生成物である介在物の量が増加し、加工性が劣化する。
従って、sol.Alの含有量は0.01〜0.07% の範囲内に限定
すべきである。
【００１５】(6) Cu :Cuは、トランプエレメントとして
含有される元素である。その含有量が多いとCu疵と呼ば
れる表面疵が発生し、表面品質が劣化する。その含有量
が0.40% 超ではCu疵が発生し易くなる。更に、Cuに加う
るにSnが含有される鋼板においては、Cu富化相にSnが濃
化しそのCu富化相の融点が低下するため、Cuを含有しSn
を含有しない鋼板よりもCu疵が発生し易くなり、大幅に
表面品質が劣化する。従って、Cuの含有量は0.40% 以下
に限定し、しかも、Cu＋10×Sn≦0.40% が満たされるよ
うにCuの含有量を限定すべきである。
含有される元素である。その含有量が多いとCu疵と呼ば
れる表面疵が発生し、表面品質が劣化する。その含有量
が0.40% 超ではCu疵が発生し易くなる。更に、Cuに加う
るにSnが含有される鋼板においては、Cu富化相にSnが濃
化しそのCu富化相の融点が低下するため、Cuを含有しSn
を含有しない鋼板よりもCu疵が発生し易くなり、大幅に
表面品質が劣化する。従って、Cuの含有量は0.40% 以下
に限定し、しかも、Cu＋10×Sn≦0.40% が満たされるよ
うにCuの含有量を限定すべきである。
【００１６】(7) Sn :Snは、トランプエレメントとして
含有される元素である。Snの含有量が0.040%超では表面
品質および加工性が劣化する。更に、Snに加うるにCuが
含有される鋼板においては、上述した現象と同様、Cu富
化相にSnが濃化しそのCu富化相の融点が低下するため、
Snを含有しCuを含有しない鋼板よりもCu疵が発生し易く
なり、大幅に表面品質が劣化する。従って、Snの含有量
は0.040%以下に限定し、しかも、Cu＋10×Sn≦0.40% が
満たされるようにSnの含有量を限定すべきである。
含有される元素である。Snの含有量が0.040%超では表面
品質および加工性が劣化する。更に、Snに加うるにCuが
含有される鋼板においては、上述した現象と同様、Cu富
化相にSnが濃化しそのCu富化相の融点が低下するため、
Snを含有しCuを含有しない鋼板よりもCu疵が発生し易く
なり、大幅に表面品質が劣化する。従って、Snの含有量
は0.040%以下に限定し、しかも、Cu＋10×Sn≦0.40% が
満たされるようにSnの含有量を限定すべきである。
【００１７】(8) Ni :Niは、トランプエレメントとして
含有される元素である。しかしながら、Cu疵発生の防止
に有効なので適正量以内含有すべきである。更に、Niは
焼入性の向上に有効である。しかしながら、その含有量
が0.10% 超では強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Niの含有量は0.10% 以下に限定すべきである。
含有される元素である。しかしながら、Cu疵発生の防止
に有効なので適正量以内含有すべきである。更に、Niは
焼入性の向上に有効である。しかしながら、その含有量
が0.10% 超では強度が増加し加工性が劣化する。従っ
て、Niの含有量は0.10% 以下に限定すべきである。
【００１８】(9) Cr、Mo :CrおよびMoは、トランプエレ
メントである。いずれもその含有量が0.10% 超では強度
上昇により加工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含
有量はいずれも、0.10% 以下に限定すべきである。
メントである。いずれもその含有量が0.10% 超では強度
上昇により加工性が劣化する。従って、CrおよびMoの含
有量はいずれも、0.10% 以下に限定すべきである。
【００１９】(10) Ti 、Zr、Ca、REM :Ti、Zr、Caおよ
びREM(希土類元素) は、いずれも硫化物形態制御のため
に有効な元素であり、トランプエレメントを多量に含有
する鋼板においても硫化物形態制御の作用によって、伸
びフランジ性および曲げ性の改善に著しい効果を発揮す
る。しかしながら、TiおよびZrにあってはそれぞれその
含有量が0.01% 未満、CaおよびREM にあってはそれぞれ
その含有量が0.001%未満では、その効果が不十分であ
る。ところが、TiおよびZrにあってはそれぞれその含有
量が0.10% 超、CaおよびREM にあってはそれぞれその含
有量が0.010%超であってもその効果は飽和に達し、一方
コストの上昇および鋼の清浄性の劣化をきたす。従っ
て、TiおよびZrの含有量はいずれも0.01〜0.10% の範囲
内に、また、CaおよびREM の含有量はいずれも0.001 〜
0.010%の範囲内に限定すべきである。
びREM(希土類元素) は、いずれも硫化物形態制御のため
に有効な元素であり、トランプエレメントを多量に含有
する鋼板においても硫化物形態制御の作用によって、伸
びフランジ性および曲げ性の改善に著しい効果を発揮す
る。しかしながら、TiおよびZrにあってはそれぞれその
含有量が0.01% 未満、CaおよびREM にあってはそれぞれ
その含有量が0.001%未満では、その効果が不十分であ
る。ところが、TiおよびZrにあってはそれぞれその含有
量が0.10% 超、CaおよびREM にあってはそれぞれその含
有量が0.010%超であってもその効果は飽和に達し、一方
コストの上昇および鋼の清浄性の劣化をきたす。従っ
て、TiおよびZrの含有量はいずれも0.01〜0.10% の範囲
内に、また、CaおよびREM の含有量はいずれも0.001 〜
0.010%の範囲内に限定すべきである。
【００２０】次に、この発明の鋼板の製造方法を上述し
た条件の範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によってもよく、また、スラブの製造について
は、その品質上、歩留上および生産能率上等の有利性か
ら連続鋳造法によってスラブを鋳造する。
た条件の範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によってもよく、また、スラブの製造について
は、その品質上、歩留上および生産能率上等の有利性か
ら連続鋳造法によってスラブを鋳造する。
【００２１】スラブの加熱温度については、常法の1100
℃以上であればよい。熱間圧延の仕上温度については、
仕上温度がＡr3変態点−100 ℃未満の温度では、鋼板の
フェライト粒に歪みが加わり、混粒組織となり延性が劣
化する。一方、仕上温度がＡr3変態点＋100 ℃超では、
設備能力上圧延することが困難となり、また、熱間圧延
過程で生成するスケ−ルにより鋼板表面の品質が劣化す
る。従って、熱間圧延の仕上温度は、Ａr3変態点−100
〜Ａr3変態点＋100 ℃の範囲内に限定すべきである。巻
取温度は常法の500 〜700 ℃の温度範囲内に限定すべき
である。
℃以上であればよい。熱間圧延の仕上温度については、
仕上温度がＡr3変態点−100 ℃未満の温度では、鋼板の
フェライト粒に歪みが加わり、混粒組織となり延性が劣
化する。一方、仕上温度がＡr3変態点＋100 ℃超では、
設備能力上圧延することが困難となり、また、熱間圧延
過程で生成するスケ−ルにより鋼板表面の品質が劣化す
る。従って、熱間圧延の仕上温度は、Ａr3変態点−100
〜Ａr3変態点＋100 ℃の範囲内に限定すべきである。巻
取温度は常法の500 〜700 ℃の温度範囲内に限定すべき
である。
【００２２】
【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。表1 に示した、この発明の範囲内
の化学成分組成を有する本発明例No.1〜12、および、比
較例No.2、並びに、少なくとも1 つの元素がこの発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較例No.1および3 〜7
の鋼を電気炉にて溶製し、次いで連続鋳造法によってス
ラブを鋳造した。次いで、表2 に示したように、本発明
例No.1〜12、および、比較例No.3〜7 のスラブに対して
はこの発明の範囲内の製造条件で、また、比較例No.1お
よび2 のスラブに対してはこの発明の範囲外の製造条件
で熱間圧延を施し、板厚3.2 mmの熱延鋼帯を調製し、こ
のようにして得られた熱延鋼帯に対して1%の調質圧延を
施すことによって熱延鋼板を製造した。
比しながら説明する。表1 に示した、この発明の範囲内
の化学成分組成を有する本発明例No.1〜12、および、比
較例No.2、並びに、少なくとも1 つの元素がこの発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較例No.1および3 〜7
の鋼を電気炉にて溶製し、次いで連続鋳造法によってス
ラブを鋳造した。次いで、表2 に示したように、本発明
例No.1〜12、および、比較例No.3〜7 のスラブに対して
はこの発明の範囲内の製造条件で、また、比較例No.1お
よび2 のスラブに対してはこの発明の範囲外の製造条件
で熱間圧延を施し、板厚3.2 mmの熱延鋼帯を調製し、こ
のようにして得られた熱延鋼帯に対して1%の調質圧延を
施すことによって熱延鋼板を製造した。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】上記のようにして製造された熱延鋼板から
試験材を採取し、引張試験片（JIS5号試験片) 、穴拡げ
試験片および曲げ試験片を調製し、これらの試験を行な
い、その結果を表２に併記した。
試験材を採取し、引張試験片（JIS5号試験片) 、穴拡げ
試験片および曲げ試験片を調製し、これらの試験を行な
い、その結果を表２に併記した。
【００２６】曲げ試験については180 度密着曲げを行な
った。穴拡げ試験については試験前後の穴径を測定し、
穴拡げ率を下記(2) 式によって求めた。なお、試験前の
穴径設定値は10mmとした。 穴拡げ率（λ）,(%)＝｛（試験後穴径−試験前穴径）／試験前穴径｝×100 ──(2) また、表面品質については熱延鋼板の表面疵発生の有無
により、○( 発生無し)および×( 発生有り) で評価し
た。
った。穴拡げ試験については試験前後の穴径を測定し、
穴拡げ率を下記(2) 式によって求めた。なお、試験前の
穴径設定値は10mmとした。 穴拡げ率（λ）,(%)＝｛（試験後穴径−試験前穴径）／試験前穴径｝×100 ──(2) また、表面品質については熱延鋼板の表面疵発生の有無
により、○( 発生無し)および×( 発生有り) で評価し
た。
【００２７】表１および２から下記事項が明らかとなっ
た。比較例No.1および2 では、仕上圧延温度がこの発明
の範囲外の低い温度であったため、ミクロ組織がフェラ
イト混粒組織となり延性が大幅に劣化した。比較例No.
1、3 、4 、6 および7 では、S 含有量がこの発明の範
囲外の高い値であったため、穴拡げ率が低く、また、曲
げ試験において割れが発生した。一方、比較例No.2で
は、S 含有量が低かったため穴拡げ率は高かったにもか
かわらず、全伸びが低かったので曲げ試験において肌荒
れが発生した。比較例No.3、4 、6 および7 は、Cuおよ
びSnそれぞれ単味の含有量はこの発明の範囲内である
が、Cu＋10×Snが過多であったため熱延鋼板に表面疵が
発生し、表面品質が劣化した。また、比較例No.5はMn含
有量が、そして、比較例No.7はC 含有量がそれぞれこの
発明の範囲を超えて多かったため、引張強さが50kgf/mm
2 超となり、この発明の目標範囲を外れた。
た。比較例No.1および2 では、仕上圧延温度がこの発明
の範囲外の低い温度であったため、ミクロ組織がフェラ
イト混粒組織となり延性が大幅に劣化した。比較例No.
1、3 、4 、6 および7 では、S 含有量がこの発明の範
囲外の高い値であったため、穴拡げ率が低く、また、曲
げ試験において割れが発生した。一方、比較例No.2で
は、S 含有量が低かったため穴拡げ率は高かったにもか
かわらず、全伸びが低かったので曲げ試験において肌荒
れが発生した。比較例No.3、4 、6 および7 は、Cuおよ
びSnそれぞれ単味の含有量はこの発明の範囲内である
が、Cu＋10×Snが過多であったため熱延鋼板に表面疵が
発生し、表面品質が劣化した。また、比較例No.5はMn含
有量が、そして、比較例No.7はC 含有量がそれぞれこの
発明の範囲を超えて多かったため、引張強さが50kgf/mm
2 超となり、この発明の目標範囲を外れた。
【００２８】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件がこの発明の範囲内である本発明例No.1から12は
いずれも、伸び、穴拡げ率、曲げ試験結果および鋼板表
面品質について優れた熱延鋼板が得られ、また、その引
張強さも50kgf/mm2 以下であった。
造条件がこの発明の範囲内である本発明例No.1から12は
いずれも、伸び、穴拡げ率、曲げ試験結果および鋼板表
面品質について優れた熱延鋼板が得られ、また、その引
張強さも50kgf/mm2 以下であった。
【００２９】以上のように、鋼の化学成分組成および製
造条件について、そのうち1 つでもこの発明の範囲外で
ある熱延鋼板は、加工性または表面品質において劣化し
たのに対し、すべての条件がこの発明の範囲内である熱
延鋼板は、加工性および表面品質のいずれにおいても優
れていた。
造条件について、そのうち1 つでもこの発明の範囲外で
ある熱延鋼板は、加工性または表面品質において劣化し
たのに対し、すべての条件がこの発明の範囲内である熱
延鋼板は、加工性および表面品質のいずれにおいても優
れていた。
【００３０】
【発明の効果】従来トランプエレメントを含有した鉄ス
クラップを鉄鋼原料として製造する場合、鋼中に残存し
て含有されるトランプエレメントのために鋼材の加工性
あるいは表面性状が劣化した。そのため、鉄スクラップ
の使用には種々の制約を伴っていた。しかしながら、こ
の発明は、上述したように構成されているので、トラン
プエレメントを含有した鋼片を用いた場合でも、製品の
品質を損なうことなく、引張強さが50kgf/mm2 以下であ
って加工性に優れ、かつ表面品質に優れた軟質熱延鋼板
およびその製造方法を提供することができる、工業上有
益な効果をもたらすことができる。
クラップを鉄鋼原料として製造する場合、鋼中に残存し
て含有されるトランプエレメントのために鋼材の加工性
あるいは表面性状が劣化した。そのため、鉄スクラップ
の使用には種々の制約を伴っていた。しかしながら、こ
の発明は、上述したように構成されているので、トラン
プエレメントを含有した鋼片を用いた場合でも、製品の
品質を損なうことなく、引張強さが50kgf/mm2 以下であ
って加工性に優れ、かつ表面品質に優れた軟質熱延鋼板
およびその製造方法を提供することができる、工業上有
益な効果をもたらすことができる。
【図１】鋼板の伸びフランジ性を示す穴拡げ率とS 含有
量との関係を示すグラフである。
量との関係を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量% で、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15% 、 シリコン(Si) ： 0.2% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1〜0.8%、 燐(P) ： 0.04% 以下、 硫黄(S) ： 0.015% 以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07% 、 窒素(N) : 0.012% 以下、 銅(Cu) ： 0.40% 以下、 錫(Sn) ： 0.040% 以下、 ニッケル(Ni) ： 0.10% 以下、 クロム(Cr) ： 0.10% 以下、および、 モリブデン(Mo)： 0.10% 以下、 を含有し、かつ下記(1) 式、 Cu＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とする、加工性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量% で、 炭素(C) ： 0.01 〜0.15% 、 シリコン(Si) ： 0.2% 以下、 マンガン(Mn) ： 0.1〜0.8%、 燐(P) ： 0.04% 以下、 硫黄(S) ： 0.015% 以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07% 、 窒素(N) : 0.012% 以下、 銅(Cu) ： 0.40% 以下、 錫(Sn) ： 0.040% 以下、 ニッケル(Ni) ： 0.10% 以下、 クロム(Cr) ： 0.10% 以下、および、 モリブデン(Mo)： 0.10% 以下、 を含有し、更に、 チタン（Ti） ： 0.01 〜0.10% 、 ジルコニウム(Zr) ： 0.01 〜0.10% 、 カルシウム (Ca) ： 0.001〜0.010%、および、 ＲＥＭ ： 0.001〜0.010%、 のうち少なくとも１種を含有し、かつ、下記(1) 式、 Cu ＋10×Sn ≦ 0.40% ───(1) の関係を満たし、残部が鉄および上記元素以外の不可避
的な不純物元素からなる化学成分組成を有することを特
徴とする、加工性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１に記載の化学成分組成を有する
鋼を溶製した後、連続鋳造によってスラブを鋳造し、次
いで前記連続鋳造によって鋳造されたスラブを1100℃以
上の温度に加熱した後、前記スラブに対して、Ａr3変態
点−100 〜Ａr3変態点＋100 ℃の温度範囲内の仕上温度
で熱間圧延を行ない、このようにして得られた鋼帯を50
0 〜700 ℃の温度範囲内で巻き取ることを特徴とする、
加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項２に記載の化学成分組成を有する
鋼を溶製した後、連続鋳造によってスラブを鋳造し、次
いで前記連続鋳造によって鋳造されたスラブを1100℃以
上の温度に加熱した後、前記スラブに対して、Ａr3変態
点−100 〜Ａr3変態点＋100 ℃の温度範囲内の仕上温度
で熱間圧延を行ない、このようにして得られた鋼帯を50
0 〜700 ℃の温度範囲内で巻き取ることを特徴とする、
加工性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33938493A JPH07157844A (ja) | 1993-12-03 | 1993-12-03 | 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33938493A JPH07157844A (ja) | 1993-12-03 | 1993-12-03 | 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07157844A true JPH07157844A (ja) | 1995-06-20 |
Family
ID=18326962
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33938493A Pending JPH07157844A (ja) | 1993-12-03 | 1993-12-03 | 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07157844A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100241001B1 (ko) * | 1995-12-21 | 2000-03-02 | 이구택 | 내 수소유기균열 특성이 우수한 후판강재의 제조방법 |
| KR101035767B1 (ko) * | 2008-10-28 | 2011-05-20 | 현대제철 주식회사 | 연질 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101042454B1 (ko) * | 2008-09-29 | 2011-06-16 | 현대제철 주식회사 | 딥드로잉성이 우수한 연질열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101310795B1 (ko) * | 2011-06-29 | 2013-09-25 | 현대제철 주식회사 | 열연강판 및 그 제조방법 |
| JP2023141895A (ja) * | 2022-03-24 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法 |
| JP2023141899A (ja) * | 2022-03-24 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法 |
-
1993
- 1993-12-03 JP JP33938493A patent/JPH07157844A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100241001B1 (ko) * | 1995-12-21 | 2000-03-02 | 이구택 | 내 수소유기균열 특성이 우수한 후판강재의 제조방법 |
| KR101042454B1 (ko) * | 2008-09-29 | 2011-06-16 | 현대제철 주식회사 | 딥드로잉성이 우수한 연질열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101035767B1 (ko) * | 2008-10-28 | 2011-05-20 | 현대제철 주식회사 | 연질 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101310795B1 (ko) * | 2011-06-29 | 2013-09-25 | 현대제철 주식회사 | 열연강판 및 그 제조방법 |
| JP2023141895A (ja) * | 2022-03-24 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法 |
| JP2023141899A (ja) * | 2022-03-24 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｕ含有鋼の連続鋳造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR20040075981A (ko) | 가공성이 우수한 Ｃｒ 함유 내열 강판 및 그 제조 방법 | |
| JPH0768583B2 (ja) | 高張力冷延鋼板の製造法 | |
| JP4471688B2 (ja) | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07118797A (ja) | 表面性状の良好なＳｎおよびＮｂ含有極低炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07157844A (ja) | 加工性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3094807B2 (ja) | 溶融亜鉛メッキ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3180575B2 (ja) | 割れおよび表面疵のない熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3003495B2 (ja) | 加工性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0368104B2 (ja) | ||
| JP2971192B2 (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2882269B2 (ja) | 溶接性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2906965B2 (ja) | 耐食性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07157845A (ja) | 耐時効性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07310142A (ja) | 低品位スクラップ高配合型軟質冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3558745B2 (ja) | 耐二次加工性および表面品質に優れたプレス成形用熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08143969A (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH08283863A (ja) | 材質均一性に優れた硬質缶用鋼板の製造方法 | |
| JPH07197195A (ja) | 耐時効性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3577383B2 (ja) | 欠陥が少なく焼付硬化性に優れた缶用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2932924B2 (ja) | 溶接性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2024541928A (ja) | フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPH08120348A (ja) | 面内異方性の小さい硬質缶用鋼板の製造方法 | |
| JPH0920959A (ja) | 耐二次加工性および表面品質に優れたプレス成形用熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0860298A (ja) | ネック加工性と耐圧強度に優れたｄｉ缶用鋼板 | |
| JPH0920958A (ja) | 耐二次加工性に優れたプレス成形用熱延鋼板及びその製造方法 |