JPH0765113B2 - 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法Info
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- JPH0765113B2 JPH0765113B2 JP61181441A JP18144186A JPH0765113B2 JP H0765113 B2 JPH0765113 B2 JP H0765113B2 JP 61181441 A JP61181441 A JP 61181441A JP 18144186 A JP18144186 A JP 18144186A JP H0765113 B2 JPH0765113 B2 JP H0765113B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、連続焼鈍用冷延鋼板母材の製造方法に関す
る。
る。
更に詳細には、本発明は熱間圧延工程で高温巻取を行っ
た場合と同様な良好な深絞り性を有し、かつ、良好な表
面性状を兼備した冷延鋼板製品を製造し得る連続焼鈍用
冷延鋼板の母材の製造方法に関する。
た場合と同様な良好な深絞り性を有し、かつ、良好な表
面性状を兼備した冷延鋼板製品を製造し得る連続焼鈍用
冷延鋼板の母材の製造方法に関する。
［従来技術］ 極低炭素鋼にTi,Nb等の炭窒化物形成元素を添加するこ
とにより冷延鋼板の深絞り性が飛躍的に向上することは
すでに特公昭44−18066号公報あるいは特公昭50−31531
号公報において開示されている。
とにより冷延鋼板の深絞り性が飛躍的に向上することは
すでに特公昭44−18066号公報あるいは特公昭50−31531
号公報において開示されている。
Ti,Nb添加極低炭素冷延鋼板がきわめて優れた深絞り性
を示すのは深絞り性向上に対しもっとも有害なC,NをTi
C,TiN,Nb（C,N）として固着できるためである。
を示すのは深絞り性向上に対しもっとも有害なC,NをTi
C,TiN,Nb（C,N）として固着できるためである。
しかし、析出した形態によっては固溶C,N除去の効果が
十分には発揮できない。たとえば、微細で密に析出した
TiC等は焼鈍時の粒成長を阻止してｒ値向上をさまたげ
る。
十分には発揮できない。たとえば、微細で密に析出した
TiC等は焼鈍時の粒成長を阻止してｒ値向上をさまたげ
る。
ところで、従来、連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法
としては次の技術が知られている。
としては次の技術が知られている。
すなわち、連続鋳造法により作られたスラブ、あるいは
鋳造後に分塊鍛造して得られたスラブを３〜30℃/minの
冷却速度で一旦常温にまで冷却して、その後加熱炉にて
高温長時間の加熱（1200〜1300℃×１時間）を行ってか
ら、熱間圧延し、巻取温度650℃以上の高温で巻取を行
なう方法である。
鋳造後に分塊鍛造して得られたスラブを３〜30℃/minの
冷却速度で一旦常温にまで冷却して、その後加熱炉にて
高温長時間の加熱（1200〜1300℃×１時間）を行ってか
ら、熱間圧延し、巻取温度650℃以上の高温で巻取を行
なう方法である。
上記技術において650℃以上の高温で巻取るのは、連続
焼鈍される冷延鋼板において従来の箱焼鈍による冷延鋼
板に匹敵する深絞り性、すなわちｒ値を得るためであ
る。すなわち、上記方法においては、スラブの冷却中に
TiC等が析出し、この析出したTiC等熱間圧延を行なう際
の加熱ソーキング時に再固溶してしまう。再固溶したTi
C等は熱間圧延後析出するが、この析出物の分布状態は
結晶粒により異なる。すなわち、析出物量の多い結晶粒
と少ない結晶粒とがある。かかる現象は凝固時の冷却速
度が50℃/min以下で徐冷されスラブ冷却中にTiC等が析
出し、再加熱・再固溶する場合に著しい。そこで650℃
という高温巻取によりTiC等を粗大析出せしめる。巻取
温度は高いほどTiC等の粗大析出が行し、連続焼鈍によ
りｒ値の高い冷延鋼板を得るに望ましいからである。
焼鈍される冷延鋼板において従来の箱焼鈍による冷延鋼
板に匹敵する深絞り性、すなわちｒ値を得るためであ
る。すなわち、上記方法においては、スラブの冷却中に
TiC等が析出し、この析出したTiC等熱間圧延を行なう際
の加熱ソーキング時に再固溶してしまう。再固溶したTi
C等は熱間圧延後析出するが、この析出物の分布状態は
結晶粒により異なる。すなわち、析出物量の多い結晶粒
と少ない結晶粒とがある。かかる現象は凝固時の冷却速
度が50℃/min以下で徐冷されスラブ冷却中にTiC等が析
出し、再加熱・再固溶する場合に著しい。そこで650℃
という高温巻取によりTiC等を粗大析出せしめる。巻取
温度は高いほどTiC等の粗大析出が行し、連続焼鈍によ
りｒ値の高い冷延鋼板を得るに望ましいからである。
［発明が解決しようとする問題点］ しかしながら従来の連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方
法には次のような問題点がある。
法には次のような問題点がある。
従来方法においては、連続熱間圧延に先立ち1200〜13
00℃の高温に１時間以上の長時間の加熱をスラブに施し
ているが、この加熱量は莫大なものである。
00℃の高温に１時間以上の長時間の加熱をスラブに施し
ているが、この加熱量は莫大なものである。
また、1200〜1300℃の高温に１時間以上加熱すると冷却
時に析出したTiC等が分解・再固溶してしまい、後の熱
間圧延時に微細に再析出してしまう。この微細に再析出
したTiC等は深絞り性を低下せしめる。それを避けるべ
く加熱温度を下げると、一旦室温まで冷却されたスラブ
では熱間圧延における仕上温度が低くなってしまう。
時に析出したTiC等が分解・再固溶してしまい、後の熱
間圧延時に微細に再析出してしまう。この微細に再析出
したTiC等は深絞り性を低下せしめる。それを避けるべ
く加熱温度を下げると、一旦室温まで冷却されたスラブ
では熱間圧延における仕上温度が低くなってしまう。
上記方法では巻取温度が650℃以上と高温である。こ
のように巻取温度を高くすると、表面スケールが生じ、
脱炭により粒子の粗大化（フェライト結晶の粗大化）が
おこり、冷延鋼板の外観を著しく損ねる。これを防止す
べく巻取温度を650℃以下に押さえると、連続焼鈍では
箱焼鈍で得られる製品に匹敵するｒ値のものは製造でき
ない。
のように巻取温度を高くすると、表面スケールが生じ、
脱炭により粒子の粗大化（フェライト結晶の粗大化）が
おこり、冷延鋼板の外観を著しく損ねる。これを防止す
べく巻取温度を650℃以下に押さえると、連続焼鈍では
箱焼鈍で得られる製品に匹敵するｒ値のものは製造でき
ない。
［問題点を解決するための手段］ 上記問題点は、 重量％で、 C;0.02〜0.015％ Mn;0.05〜0.4％ S;＜0.01％ sol Al;0.01〜0.07％ O;＜0.01％ N;＜0.006％ 及びTi及び／又はNbを sol Ti;0.02〜0.15％ sol Nb;0.02〜0.15％ sol Ti/（Ｃ＋Ｎ）原子濃度＞1.0 sol Nb/（Ｃ＋Ｎ）原子濃度＞1.0 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物から成る連続焼鈍
用冷延鋼板の母材を製造する方法において、溶湯を鋳造
後、該溶湯を凝固せしめることによりスラブを得、凝固
後のスラブが550℃以下とならないように該スラブの温
度を保持し、８℃/min以上の加熱速度で1050〜1180℃に
加熱を行った後に熱間圧延を行うことによりTiCを析出
せしめ、該熱間圧延温度をAr3変態点以上で終了し、650
℃以下で巻取を行うことを特徴とする連続焼鈍用冷延鋼
板の製造方法によって解決される。
用冷延鋼板の母材を製造する方法において、溶湯を鋳造
後、該溶湯を凝固せしめることによりスラブを得、凝固
後のスラブが550℃以下とならないように該スラブの温
度を保持し、８℃/min以上の加熱速度で1050〜1180℃に
加熱を行った後に熱間圧延を行うことによりTiCを析出
せしめ、該熱間圧延温度をAr3変態点以上で終了し、650
℃以下で巻取を行うことを特徴とする連続焼鈍用冷延鋼
板の製造方法によって解決される。
以下に本発明をより詳細に説明する。
（成分限定理由） Ｃ Ｃはその量が多くなると、TiCの析出量が増大し、再結
晶温度が高くなるので、低温度・短時間の連続焼鈍によ
る成形性の付与を可能とするために0.015％を上限とす
る。ただし、あまりＣ量が少なくなると一般の商業規模
での製鋼炉による溶製が困難もしくは不可能となるほ
か、鋼中酸素量の急増を伴い成形性が悪化する。従って
0.002％を下限とする。
晶温度が高くなるので、低温度・短時間の連続焼鈍によ
る成形性の付与を可能とするために0.015％を上限とす
る。ただし、あまりＣ量が少なくなると一般の商業規模
での製鋼炉による溶製が困難もしくは不可能となるほ
か、鋼中酸素量の急増を伴い成形性が悪化する。従って
0.002％を下限とする。
Mn Mnは、Ｓに起因する熱間脆性を防止する効果を有し、こ
のため0.05％以上存在するのが好ましい。しかし、多量
に存在すると、一般に成形性の悪化を招く。本発明鋼の
ように、Ｃ量の少ない鋼種では、その弊害は軽微である
が、再結晶温度を高める点で好ましくない。このため0.
40％を上限とする。
のため0.05％以上存在するのが好ましい。しかし、多量
に存在すると、一般に成形性の悪化を招く。本発明鋼の
ように、Ｃ量の少ない鋼種では、その弊害は軽微である
が、再結晶温度を高める点で好ましくない。このため0.
40％を上限とする。
Ｎ Ｎは、延び特性値を下げ、従ってプレス加工等における
引張り特性を悪くするので少ない程良く、0.006％を上
限とする。
引張り特性を悪くするので少ない程良く、0.006％を上
限とする。
S,〔Ｏ〕 Ｓ及び〔Ｏ〕は、いずれも存在量が少ない程成形性も改
善される。このため、Ｓは0.01％、〔Ｏ〕は0.01％を許
容上限とし、いずれも少ない程、好ましい。
善される。このため、Ｓは0.01％、〔Ｏ〕は0.01％を許
容上限とし、いずれも少ない程、好ましい。
sol Al solAlは、鋼溶製時の脱酸剤としての役割を有するほ
か、前記ＮをAlN等として固定・無害化するのに有効で
ある。このため、0.01％以上加えられる。しかし、あま
り多くなると、効果が飽和するだけでなく、非金属介在
物の増加による表面性状の悪化、あるいは再結晶粒の微
細化を招き好ましくない。このため0.07％を上限とす
る。
か、前記ＮをAlN等として固定・無害化するのに有効で
ある。このため、0.01％以上加えられる。しかし、あま
り多くなると、効果が飽和するだけでなく、非金属介在
物の増加による表面性状の悪化、あるいは再結晶粒の微
細化を招き好ましくない。このため0.07％を上限とす
る。
Ti,Nb Ti,Nbは、添加量の増加とともに深絞り性を高め、特に
鋼中のＣ及びＮを完全に炭窒化物（Ti（C,N））として
固定することにより、深絞り性は極めて良好になること
が知られている。しかし、それとともに製造コストの大
幅な負担増を伴う。そこで本発明では、Ti,Nb添加量を
0.2％以上とする一方、その上限を0.15％とし、かつ添
加Tiのうち酸化チタンを除く全solTi及び／又はsolNb量
と、Ｃ及びＮの合計量との原子濃度比（sol（Ti,Nb）／
（C,N）を1.0以上に規定することにより、Ti,Nbの添加
効果を最大限に発揮させ、深絞り性を十分に高めること
を可能にした。
鋼中のＣ及びＮを完全に炭窒化物（Ti（C,N））として
固定することにより、深絞り性は極めて良好になること
が知られている。しかし、それとともに製造コストの大
幅な負担増を伴う。そこで本発明では、Ti,Nb添加量を
0.2％以上とする一方、その上限を0.15％とし、かつ添
加Tiのうち酸化チタンを除く全solTi及び／又はsolNb量
と、Ｃ及びＮの合計量との原子濃度比（sol（Ti,Nb）／
（C,N）を1.0以上に規定することにより、Ti,Nbの添加
効果を最大限に発揮させ、深絞り性を十分に高めること
を可能にした。
なお、脱酸のためSiを含有せしめるが、この場合上限を
0.05％とする。0.05％を越えると表面酸化スケール状態
の悪化をまねく。
0.05％とする。0.05％を越えると表面酸化スケール状態
の悪化をまねく。
本発明では、凝固後のスラブが550℃以下とならないよ
うにスラブの温度を保持する。
うにスラブの温度を保持する。
スラブ溶製後、該スラブを550℃以上に保持するのは以
下のような理由による。本発明は、熱延後のフェライト
域で析出する有害な微細析出物を防止するため、熱延前
の加熱時にTiC等を析出させようとするものである。550
℃以下に冷却すると、スラブ冷却過程でこれらの析出が
起こってしまい、再加熱ソーキング中には分解、再固溶
が生じ、熱延後、微細に再析出する。これに対して、冷
却温度下限を550℃以上とすることにより、スラブ冷却
中にはTiC等が析出せず、過飽和状態となる。
下のような理由による。本発明は、熱延後のフェライト
域で析出する有害な微細析出物を防止するため、熱延前
の加熱時にTiC等を析出させようとするものである。550
℃以下に冷却すると、スラブ冷却過程でこれらの析出が
起こってしまい、再加熱ソーキング中には分解、再固溶
が生じ、熱延後、微細に再析出する。これに対して、冷
却温度下限を550℃以上とすることにより、スラブ冷却
中にはTiC等が析出せず、過飽和状態となる。
本発明では、この過飽和状態を解除しTiC等を析出する
ため８℃/min以上の加熱速度で加熱する。つまり、この
８℃/min以上の再加熱により熱間圧延時あるいは再加熱
・ソーキング時に過飽和状態は解除されTiC等が析出す
る。
ため８℃/min以上の加熱速度で加熱する。つまり、この
８℃/min以上の再加熱により熱間圧延時あるいは再加熱
・ソーキング時に過飽和状態は解除されTiC等が析出す
る。
ただ、本発明では、1050〜1180℃以上の温度で熱間圧延
を開始するため、この８℃/min以上の再加熱はスラブが
1050℃未満になった場合に行う。
を開始するため、この８℃/min以上の再加熱はスラブが
1050℃未満になった場合に行う。
この８℃/min以上の再加熱により熱間圧延時あるいは再
加熱・ソーキング時に過飽和状態は解除されTiC等が析
出する。
加熱・ソーキング時に過飽和状態は解除されTiC等が析
出する。
スラブを550℃以下には冷却せず、かつ、８℃/min以上
の加熱速度で1050〜1180℃に再加熱して熱間圧延するこ
とによりソーキング中のTiC等の析出がかえって促進さ
れることを本発明者は知見したのである。そのメカニズ
ムは必ずしも明らかではないが、スラブ冷却中にはTiC
等の析出が進行せずに過飽和にC,Nが固溶しており過飽
和に固溶しているC,Nが上記加熱速度により加熱するこ
とによりソーキング過程での析出の駆動力となり、かえ
ってTiC等が析出すると考えられる。
の加熱速度で1050〜1180℃に再加熱して熱間圧延するこ
とによりソーキング中のTiC等の析出がかえって促進さ
れることを本発明者は知見したのである。そのメカニズ
ムは必ずしも明らかではないが、スラブ冷却中にはTiC
等の析出が進行せずに過飽和にC,Nが固溶しており過飽
和に固溶しているC,Nが上記加熱速度により加熱するこ
とによりソーキング過程での析出の駆動力となり、かえ
ってTiC等が析出すると考えられる。
このためフェライト域で析出して冷間圧延−焼鈍時の結
晶粒成長を阻害する微析出が存在せず高ｒ値の連続焼鈍
冷間圧延鋼板が得られる。また、炭窒化物形成元素を添
加した鋼では再結晶温度が高くなるという欠点がある
が、本発明では再結晶温度を大幅に低下せしめることが
できる。
晶粒成長を阻害する微析出が存在せず高ｒ値の連続焼鈍
冷間圧延鋼板が得られる。また、炭窒化物形成元素を添
加した鋼では再結晶温度が高くなるという欠点がある
が、本発明では再結晶温度を大幅に低下せしめることが
できる。
熱間圧延開始温度は、TiC等の析出促進のうえ及び熱量
節約のうえから1050〜1180℃とする。1050℃未満では仕
上圧延時の温度確保が困難となるので1050℃以上とす
る。
節約のうえから1050〜1180℃とする。1050℃未満では仕
上圧延時の温度確保が困難となるので1050℃以上とす
る。
本発明においては650℃以下で巻取を行う。
連続焼鈍冷延鋼板が従来工程で優れた深絞り性を得るた
めには650℃以上で巻取る必要があることは前述したと
おりである。これはかかる高温の巻取過程でTiC等の粗
大析出を起こさせるためであることも前述したとおりで
ある。それに対し本発明では巻取前の工程でこれを成し
ているため、巻取工程で析出させる必要はない。従っ
て、650℃以下という低温で巻取ることが可能である。
その結果スケール量の低減、形状向上をもたらす。逆
に、650℃以上で巻取ると、熱延粒径が異常成長してｒ
値の劣化をもたらす。
めには650℃以上で巻取る必要があることは前述したと
おりである。これはかかる高温の巻取過程でTiC等の粗
大析出を起こさせるためであることも前述したとおりで
ある。それに対し本発明では巻取前の工程でこれを成し
ているため、巻取工程で析出させる必要はない。従っ
て、650℃以下という低温で巻取ることが可能である。
その結果スケール量の低減、形状向上をもたらす。逆
に、650℃以上で巻取ると、熱延粒径が異常成長してｒ
値の劣化をもたらす。
［発明の実施例］ 表に示す組成鋼を溶製した。
A1〜A3,B1,B3,C1〜C3,D1〜D3はそれぞれ同じ組成をもつ
ものである。D1〜D3はTi,Nbを含有しない比較例であ
る。
ものである。D1〜D3はTi,Nbを含有しない比較例であ
る。
A1〜A2,B1,C1〜C2,D1〜D2はいずれも凝固後550℃以上に
保持した。一方、A3,B3,C3,D3は室温まで一旦冷却した
比較例である。
保持した。一方、A3,B3,C3,D3は室温まで一旦冷却した
比較例である。
A1〜A2,B1〜B2,C1〜C2,D1〜D2はいずれも1050℃以下で
あったので1050〜1180℃の範囲に再加熱を行なった。再
加熱の加熱速度はいずれも８℃/min以上である。
あったので1050〜1180℃の範囲に再加熱を行なった。再
加熱の加熱速度はいずれも８℃/min以上である。
巻取温度はB3,D3を除きいずれも650℃以下である。B3,D
3は690℃で行なった。
3は690℃で行なった。
これらの熱間圧延条件は表に併記した。
熱延後、75％の冷間圧延を行った後、800℃×1.5min〜4
00℃×3minの連続焼鈍を行った。さらに、0.6％のスキ
ンパス後、機械的性質を調査した。
00℃×3minの連続焼鈍を行った。さらに、0.6％のスキ
ンパス後、機械的性質を調査した。
表より、本発明の範囲内の条件で製造された冷延鋼板
（A1,A2,B1,C1,C2）はいずれも深絞り成形性、すなわ
ち、ｒ値、伸び（E1）が飛躍的に向上している上、加熱
炉原単位の低減が図られているのが明らかである。従っ
て、この発明によれば深絞り性の優れた冷延鋼板を安価
に製造できる。
（A1,A2,B1,C1,C2）はいずれも深絞り成形性、すなわ
ち、ｒ値、伸び（E1）が飛躍的に向上している上、加熱
炉原単位の低減が図られているのが明らかである。従っ
て、この発明によれば深絞り性の優れた冷延鋼板を安価
に製造できる。
［発明の効果］ 本発明によれば上述の従来技術の問題点を解決し、深絞
り性の優れた冷延鋼板製品を与え得る連続焼鈍用の冷延
母材の製造方法を提供することができる。
り性の優れた冷延鋼板製品を与え得る連続焼鈍用の冷延
母材の製造方法を提供することができる。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 C;0.02〜0.015％ Mn;0.05〜0.4％ S;＜0.01％ sol Al;0.01〜0.07％ O;＜0.01％ N;＜0.006％ 及びTi及び／又はNbを sol Ti;0.02〜0.15％ sol Nb;0.02〜0.15％ sol Ti/（Ｃ＋Ｎ）原子濃度＞1.0 sol Nb/（Ｃ＋Ｎ）原子濃度＞1.0 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物から成る連続焼鈍
用冷延鋼板の母材を製造する方法において、溶湯を鋳造
後、該溶湯を凝固せしめることによりスラブを得、凝固
後のスラブが550℃以下とならないように該スラブの温
度を保持し、８℃/min以上の加熱速度で1050〜1180℃に
加熱を行った後に熱間圧延を行うことによりTiCを析出
せしめ、該熱間圧延温度をAr3変態点以上で終了し、650
℃以下で巻取を行うことを特徴とする連続焼鈍用冷延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181441A JPH0765113B2 (ja) | 1986-07-31 | 1986-07-31 | 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181441A JPH0765113B2 (ja) | 1986-07-31 | 1986-07-31 | 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6338530A JPS6338530A (ja) | 1988-02-19 |
| JPH0765113B2 true JPH0765113B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=16100823
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61181441A Expired - Fee Related JPH0765113B2 (ja) | 1986-07-31 | 1986-07-31 | 連続焼鈍用冷延鋼板の母材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0765113B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS582249A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-07 | 電気化学工業株式会社 | コンクリ−トのワ−カビリテイ改良方法 |
| JPS5943824A (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 |
-
1986
- 1986-07-31 JP JP61181441A patent/JPH0765113B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6338530A (ja) | 1988-02-19 |
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