JPH0765116B2 - 成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0765116B2 JPH0765116B2 JP63192062A JP19206288A JPH0765116B2 JP H0765116 B2 JPH0765116 B2 JP H0765116B2 JP 63192062 A JP63192062 A JP 63192062A JP 19206288 A JP19206288 A JP 19206288A JP H0765116 B2 JPH0765116 B2 JP H0765116B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolled steel
- steel sheet
- amount
- rolling
- cold
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims description 13
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 19
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 17
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 8
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 12
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000000034 method Methods 0.000 description 8
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 6
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 4
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical group [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001327 Rimmed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 230000009931 harmful effect Effects 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 231100000989 no adverse effect Toxicity 0.000 description 1
- 238000011017 operating method Methods 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- -1 that is Substances 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 「発明の目的」 （産業上の利用分野） 本発明は、成形性と加工後の耐縦割れ性の優れた冷延鋼
板の製造法に関するものである。
板の製造法に関するものである。
（従来の技術） 極低炭素鋼にTiもしくはNbを添加して、成形性に優れ、
且つ加工後の縦割れの生じにくい冷延鋼板の製造法とし
ては下記のような技術が知られている。
且つ加工後の縦割れの生じにくい冷延鋼板の製造法とし
ては下記のような技術が知られている。
先ず、TiとNbの何れか１種もしくは双方が添加される
が、特殊な成分系とする必要のあるものに、Ｐ＋5Nを
0.0175％以下に制御する低Ｐ低Ｎを要件とする特公昭58
−48633号、TiをＮの化学当量以下に制限する特公昭6
1−45689号があり、操業方法により規制するものに、
熱延の仕上温度を500〜780℃とする特公昭61−10007
号、800〜1000℃で均熱後熱延を行う特公昭60−45689
号、連続鋳造の際薄鋳片とすることが要件とされるも
にに特公昭60−34804号、熱延開始温度を600〜900℃
とする方法として特公昭60−45692号、鋳造組織に占
める等軸晶の比率を30％以上とすることの要求される特
公昭61−10535号、等があげられる。又、TiとNbの双
方を添加し、Tiを4C＋3.43N以下に制御するものとし
て、特公昭61−32375号がある。
が、特殊な成分系とする必要のあるものに、Ｐ＋5Nを
0.0175％以下に制御する低Ｐ低Ｎを要件とする特公昭58
−48633号、TiをＮの化学当量以下に制限する特公昭6
1−45689号があり、操業方法により規制するものに、
熱延の仕上温度を500〜780℃とする特公昭61−10007
号、800〜1000℃で均熱後熱延を行う特公昭60−45689
号、連続鋳造の際薄鋳片とすることが要件とされるも
にに特公昭60−34804号、熱延開始温度を600〜900℃
とする方法として特公昭60−45692号、鋳造組織に占
める等軸晶の比率を30％以上とすることの要求される特
公昭61−10535号、等があげられる。又、TiとNbの双
方を添加し、Tiを4C＋3.43N以下に制御するものとし
て、特公昭61−32375号がある。
（発明が解決しようとする課題） 然しながら、これ等公知の技術については下記のような
欠陥がある。
欠陥がある。
ａ）溶鋼を低Ｐ低Ｎとすることは経済的には困難であ
る： 通常の溶銑処理ではＰは0.02％前後であり0.01％以下は
殆んど得られないから、の如くＰ＋5Nを0.0175％以下
とするには、例えＰを0.01％まで低減できたとしても、
5Nを0.0075％以下即ちＮを0.0015％以下にまで低下させ
なければならず、リムド鋼ならばともかく連続鋳造では
通常このようなことは困難である。逆にＮの許容量を0.
0020％まで緩めると、Ｐは0.0075％以下とする必要があ
り、特殊な溶銑処理が必要とされる処理コストも増大し
実用的ではない。
る： 通常の溶銑処理ではＰは0.02％前後であり0.01％以下は
殆んど得られないから、の如くＰ＋5Nを0.0175％以下
とするには、例えＰを0.01％まで低減できたとしても、
5Nを0.0075％以下即ちＮを0.0015％以下にまで低下させ
なければならず、リムド鋼ならばともかく連続鋳造では
通常このようなことは困難である。逆にＮの許容量を0.
0020％まで緩めると、Ｐは0.0075％以下とする必要があ
り、特殊な溶銑処理が必要とされる処理コストも増大し
実用的ではない。
ｂ）Ti添加量をＮの当量とすることは好ましくない： Tiの添加量がのようにＮの当量以下の場合には、TiN
として固定されないＮが残留する。通常、当量添加して
も固定されないＮが残留する程であり、やや過剰のTiの
添加量が必要とされる。Ti添加量をＣとＮの当量以下と
する場合には、特に極低炭素領域ではＮに対してTiの過
剰量が低く抑えられるため、通常の熱延工程ではＮが充
分に固定されない。例えば0.0025％Ｃの場合は、Ｎに対
するTiの過剰量は0.01以下となり、後述する過剰Tiの必
要量とする0.015％には足りない。Tiで固定されずに残
ったＮは、低温巻取の場合は固溶Ｎのまま残留し、再結
晶時に微細なAlNとして析出するため粒成長を阻害して
伸びと深絞り性を低下せしめ、一方高温巻取の場合には
巻取の段階で微細なAlNが析出し延性を損う原因とな
る。
として固定されないＮが残留する。通常、当量添加して
も固定されないＮが残留する程であり、やや過剰のTiの
添加量が必要とされる。Ti添加量をＣとＮの当量以下と
する場合には、特に極低炭素領域ではＮに対してTiの過
剰量が低く抑えられるため、通常の熱延工程ではＮが充
分に固定されない。例えば0.0025％Ｃの場合は、Ｎに対
するTiの過剰量は0.01以下となり、後述する過剰Tiの必
要量とする0.015％には足りない。Tiで固定されずに残
ったＮは、低温巻取の場合は固溶Ｎのまま残留し、再結
晶時に微細なAlNとして析出するため粒成長を阻害して
伸びと深絞り性を低下せしめ、一方高温巻取の場合には
巻取の段階で微細なAlNが析出し延性を損う原因とな
る。
ｃ）特殊な鋳造条件を必要とすることは経済的に好まし
くない： 例えばのように薄鋳片を得るためには、現有の鋳造設
備を大幅に改造する必要があり、好ましくない。又、
のような鋳造組織の制御も、通常の連続鋳造では極低炭
素鋼は殆んど柱状晶となっており、又、低炭素鋼で行わ
れている鋳造温度の低下もしくは通常の電磁撹拌程度で
は等軸晶の比率を上昇せしめることは困難である。
くない： 例えばのように薄鋳片を得るためには、現有の鋳造設
備を大幅に改造する必要があり、好ましくない。又、
のような鋳造組織の制御も、通常の連続鋳造では極低炭
素鋼は殆んど柱状晶となっており、又、低炭素鋼で行わ
れている鋳造温度の低下もしくは通常の電磁撹拌程度で
は等軸晶の比率を上昇せしめることは困難である。
ｄ）低温圧延は圧延荷重が増加し、熱延板の組織上も好
ましくない。
ましくない。
のように熱延を1000℃もしくは900℃以下で行うこと
は圧延荷重と圧延トルクが増加するため、通常の圧延設
備では実施困難であり、仕上圧延の温度も変態点（880
℃前後）以下の場合には、熱延板に（100）結晶方位を
主成分とする強い集合組織が生じ、これが冷延板の集合
組織にも残り深絞り損う原因となる。
は圧延荷重と圧延トルクが増加するため、通常の圧延設
備では実施困難であり、仕上圧延の温度も変態点（880
℃前後）以下の場合には、熱延板に（100）結晶方位を
主成分とする強い集合組織が生じ、これが冷延板の集合
組織にも残り深絞り損う原因となる。
本発明は、このような従来方法の欠陥を克服するために
創案されたものであって、溶銑処理、鋳造条件、熱延条
件等については特殊な処理方法、処理設備を一際使用す
ることなく、特定の化学組成範囲の溶鋼を用いて、成形
性と加工後の耐縦割れ性に優れた冷延鋼板の製造方法を
提供することを目的とするものである。
創案されたものであって、溶銑処理、鋳造条件、熱延条
件等については特殊な処理方法、処理設備を一際使用す
ることなく、特定の化学組成範囲の溶鋼を用いて、成形
性と加工後の耐縦割れ性に優れた冷延鋼板の製造方法を
提供することを目的とするものである。
「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 前述の目的を達成するために本発明者等は、重量％で、 C:0.001〜0.0035％,P:0.012〜0.030％， S:0.010〜0.030％,N:0.0012〜0.0040％， Ti:（48/14）Ｎ＋0.015〜（48/14）Ｎ＋0.030％， Nb:（93/12）（Ｃ−0.0010）〜（93/12）Ｃ＋0.015％ を含有し残部実質的にFeからなる溶鋼を、連続鋳造し、
直接又は若干の保熱、加熱或いは一旦冷却後加熱して熱
間圧延を行い、Ａr3変態点以上の温度で最終仕上を行
い、Tiの略全量をTiN＋TiSの析出物となし、その後、通
常の冷間圧延および連続焼鈍を行うことを特徴とする成
形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法を茲に提
案する。
直接又は若干の保熱、加熱或いは一旦冷却後加熱して熱
間圧延を行い、Ａr3変態点以上の温度で最終仕上を行
い、Tiの略全量をTiN＋TiSの析出物となし、その後、通
常の冷間圧延および連続焼鈍を行うことを特徴とする成
形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法を茲に提
案する。
この方法を採用することにより、成形性と耐縦割れ性に
優れた冷延鋼板を、容易に且つ経済的に製造することが
できる。
優れた冷延鋼板を、容易に且つ経済的に製造することが
できる。
（作用） 本発明の方法により得られた鋼が優れた成形性と耐縦割
れ性を有している理由について、特にTiとNbの作用を、
製造工程における鋼中のＣ、Ｓ、Ｎとの冶金的反応につ
いて述べる。先ず、連続鋳造後、TiNの析出が始まる
が、この析出物は高温で生成するため比較的粗大であり
延性への悪影響は殆んどないと考えられる。
れ性を有している理由について、特にTiとNbの作用を、
製造工程における鋼中のＣ、Ｓ、Ｎとの冶金的反応につ
いて述べる。先ず、連続鋳造後、TiNの析出が始まる
が、この析出物は高温で生成するため比較的粗大であり
延性への悪影響は殆んどないと考えられる。
本発明では、Ｎに対してTiが化学当量よりかなり過剰
（0.015％以上）に添加されるため、高温もTiNの析出が
促進されることになる。次いで、TiNの析出と並行してT
iSの析出が始まり、特に低Ｓを要件としていないため、
Tiの略全量は、これらの析出物即ちTiN＋TiSとなり、固
溶Tiは殆んどなくなると考えられる。熱延の仕上圧延で
は、NbCの析出が始まるが、これは巻取後も進行するこ
とになる。
（0.015％以上）に添加されるため、高温もTiNの析出が
促進されることになる。次いで、TiNの析出と並行してT
iSの析出が始まり、特に低Ｓを要件としていないため、
Tiの略全量は、これらの析出物即ちTiN＋TiSとなり、固
溶Tiは殆んどなくなると考えられる。熱延の仕上圧延で
は、NbCの析出が始まるが、これは巻取後も進行するこ
とになる。
従って熱延終了後の状態では、鋼中のＮは略全量がTi
N、TiSとして固定され、固溶Ｎは実質的に０であり、Ｃ
はTiが残っていないので、TiCではなくNbCとしてその全
量もしくは大部分が固定され、固溶Ｃは０もしくは0.00
10％以下となる。
N、TiSとして固定され、固溶Ｎは実質的に０であり、Ｃ
はTiが残っていないので、TiCではなくNbCとしてその全
量もしくは大部分が固定され、固溶Ｃは０もしくは0.00
10％以下となる。
その後の通常の冷延、連続焼鈍工程により、優れた成形
性と成形後特に深絞り加工後の耐縦割れ性が発現される
が、その理由としては次のように考えられる。
性と成形後特に深絞り加工後の耐縦割れ性が発現される
が、その理由としては次のように考えられる。
先ず、熱延中にＮが全て比較的粗大なTiNとなり、微細
なAlNが析出しないため延性が向上する。このため冷延
後の焼鈍においては、再結晶に際して固溶Ｎが存在け
ず、固溶Ｃも０もしくは0.0010％以下のため、深絞り性
に対し好ましい集合組成が形成される。焼鈍後は焼鈍前
から存在している固溶Ｃ、もしくは焼鈍中にNbCが一部
溶解して生じた固溶Ｃが、再結晶粒界に偏析するため粒
界が強化され深絞り加工後も縦割れを起しにくくしてい
る。
なAlNが析出しないため延性が向上する。このため冷延
後の焼鈍においては、再結晶に際して固溶Ｎが存在け
ず、固溶Ｃも０もしくは0.0010％以下のため、深絞り性
に対し好ましい集合組成が形成される。焼鈍後は焼鈍前
から存在している固溶Ｃ、もしくは焼鈍中にNbCが一部
溶解して生じた固溶Ｃが、再結晶粒界に偏析するため粒
界が強化され深絞り加工後も縦割れを起しにくくしてい
る。
次に本発明における化学的組成とその添加量の限定理由
について述べる。
について述べる。
C:0.001〜0.0035％ この下限未満では成形後の縦割れを防止することが困難
であり、上限を超えて存在せしめると延性が低下し、
又、Nbの添加量が増し製鋼コストが上昇することになり
好ましくない。
であり、上限を超えて存在せしめると延性が低下し、
又、Nbの添加量が増し製鋼コストが上昇することになり
好ましくない。
P:0.012〜0.030％ この下限未満とするには、製鋼前に特殊な脱Ｐ処理工程
を必要とし、製造コストが増大することになり、上限を
超えると鋼板は硬化し低延性となる。
を必要とし、製造コストが増大することになり、上限を
超えると鋼板は硬化し低延性となる。
S:0.010〜0.030％ 下限はＮをTiNとして固定した残りのTiをTiSとして固定
するための最低限の必要量であり、上限を超えると熱間
割れを生じ易くする。
するための最低限の必要量であり、上限を超えると熱間
割れを生じ易くする。
N:0.0012〜0.0040％ 下限未満にまで低下させるのは、通常の製鋼条件では困
難であり、上限を超えると延性が低下し、又、TiNとし
て固定するのに必要なTiの添加量を増加せしめることに
なり、製鋼コストの上昇を招き好ましくない。
難であり、上限を超えると延性が低下し、又、TiNとし
て固定するのに必要なTiの添加量を増加せしめることに
なり、製鋼コストの上昇を招き好ましくない。
Ti:（48/14）Ｎ＋0.015〜（48/14）Ｎ＋0.030％ Ｎを充分に固定するために必要なTi添加量は、化学当量
では不足であり後述するように少なくとも0.015％は当
量以上に必要である。しかし、0.030％を超えて添加す
ることは、TiNとして析出した残りのTiが通常のＳ量でT
iSとして固定される量を超えることになり、TiCとして
析出し粒界のＣがなくなり粒界の結合力が弱くなり、深
絞り加工後に縦割れを生じ易くする。
では不足であり後述するように少なくとも0.015％は当
量以上に必要である。しかし、0.030％を超えて添加す
ることは、TiNとして析出した残りのTiが通常のＳ量でT
iSとして固定される量を超えることになり、TiCとして
析出し粒界のＣがなくなり粒界の結合力が弱くなり、深
絞り加工後に縦割れを生じ易くする。
Nb:（93/12）（Ｃ−0.0010）〜（93/12）Ｃ＋0.015％ 下限はＣ過剰量を0.001％以下にするために必要であ
り、上限を超えて添加すると、Nb過剰量が高くなるため
高温焼鈍を行ってもNbCが溶解しにくくなり、深絞り加
工後に縦割れが生じ易くなる。
り、上限を超えて添加すると、Nb過剰量が高くなるため
高温焼鈍を行ってもNbCが溶解しにくくなり、深絞り加
工後に縦割れが生じ易くなる。
第１図はP:0.012〜0.030％， C:0.0023〜0.0032％、Nn:0.14〜0.19％、S:0.013〜0.01
9％， N:0.0026〜0.0047％、Nb:0.017〜0.024％の組成の鋼
で、Ti含有量を変化させた冷延鋼板を800℃で連続焼鈍
した場合のTi過剰量と伸び（El）の関係を示す図表であ
る。Ti過剰量（Ti−48/14N）が0.015％以上且つＮが0.0
040％以下で50％以上の高い伸びが得られている。
9％， N:0.0026〜0.0047％、Nb:0.017〜0.024％の組成の鋼
で、Ti含有量を変化させた冷延鋼板を800℃で連続焼鈍
した場合のTi過剰量と伸び（El）の関係を示す図表であ
る。Ti過剰量（Ti−48/14N）が0.015％以上且つＮが0.0
040％以下で50％以上の高い伸びが得られている。
第２図はp:0.012〜0.030％， C:0.0023〜0.0032％、Mn:0.14〜0.19％、S:0.013〜0.01
9％、 N:0.0026〜0.0034％、Ti:0.027〜0.034％の組成の鋼
で、Nb含有量を変化させた冷延鋼を800℃で連続焼鈍し
た場合のNb過剰量（Nb−93/12C）もしくはＣ過剰量（Ｃ
−12/93Nb）と時効指数および縦割発生の有無の関係に
ついて示す図表である。時効指数は歪量８％、100℃1h
時効の条件で測定し、縦割れ発生の有無は絞り比2.1で5
0mmφのカップに成型後−30℃で円錐ポンチを押込み脆
性割れ発生の有無により判定した。Nb過剰量が0.015％
を超えると縦割れを発生しており、一方Ｃ過剰量が0.00
1％を超えると時効指数（A.I）が3kg/mm2を超え時効性
の点で問題を生ずる。熱延の最終仕上をＡr3変態点以上
としたのは、前述したような低温圧延の弊害を防止する
ためである。
9％、 N:0.0026〜0.0034％、Ti:0.027〜0.034％の組成の鋼
で、Nb含有量を変化させた冷延鋼を800℃で連続焼鈍し
た場合のNb過剰量（Nb−93/12C）もしくはＣ過剰量（Ｃ
−12/93Nb）と時効指数および縦割発生の有無の関係に
ついて示す図表である。時効指数は歪量８％、100℃1h
時効の条件で測定し、縦割れ発生の有無は絞り比2.1で5
0mmφのカップに成型後−30℃で円錐ポンチを押込み脆
性割れ発生の有無により判定した。Nb過剰量が0.015％
を超えると縦割れを発生しており、一方Ｃ過剰量が0.00
1％を超えると時効指数（A.I）が3kg/mm2を超え時効性
の点で問題を生ずる。熱延の最終仕上をＡr3変態点以上
としたのは、前述したような低温圧延の弊害を防止する
ためである。
（実施例） 第１表に示す供試鋼を連続鋳造し、スラブを1150〜1250
℃に加熱して熱延を行った。熱延条件は粗圧延で30mm厚
とした後、仕上圧延は入側温度1020〜1080℃とし最終仕
上温度890〜920℃で板厚3.2mmに圧延し、620〜660℃で
巻取った。次いで、0.8mmに冷延し、780〜820℃で連続
焼鈍を行ない、第２表に示す結果を得た。
℃に加熱して熱延を行った。熱延条件は粗圧延で30mm厚
とした後、仕上圧延は入側温度1020〜1080℃とし最終仕
上温度890〜920℃で板厚3.2mmに圧延し、620〜660℃で
巻取った。次いで、0.8mmに冷延し、780〜820℃で連続
焼鈍を行ない、第２表に示す結果を得た。
鋼No.1〜５は、本発明鋼でありEl:50％以上値:2.0以
上で何れも縦割れはみられない。No.6〜10は比較鋼であ
ってNo.6はＮが高く伸びが悪い。No.7はTiが低く伸びが
悪く、No.8はTiが高過ぎて縦割れを起している。No.9は
Ｃが高いために伸びが悪く、No.10はＳが低いために添
加したTiが残り、ＣがTiCとして固定されるために縦割
れを生じている。
上で何れも縦割れはみられない。No.6〜10は比較鋼であ
ってNo.6はＮが高く伸びが悪い。No.7はTiが低く伸びが
悪く、No.8はTiが高過ぎて縦割れを起している。No.9は
Ｃが高いために伸びが悪く、No.10はＳが低いために添
加したTiが残り、ＣがTiCとして固定されるために縦割
れを生じている。
尚、第３表は、No.3〜５の鋼について連続鋳造後冷却せ
ずに直接圧延を行い、熱延に際しては、スラブエッジの
温度降下部については加熱を行い最終仕上温度を890℃
が確保できるようにしたが、それ以外は全て前述の再加
熱処理の条件と同一にして冷延板を製造した結果を示す
ものである。この直接圧延の結果も通常の熱延条件によ
るものと略同等の材質の冷延板が得られていることが判
る。然し本発明方法で規定する範囲の化学組成であって
も、熱延を低温仕上げとする場合には通常のAr3変態点
以上で仕上圧延を行う場合に比して伸び（El）、深絞り
性（値）とも大きく低下しており、単に組成のみが満
足されていても希望する物理的特性は得られないことを
示している。
ずに直接圧延を行い、熱延に際しては、スラブエッジの
温度降下部については加熱を行い最終仕上温度を890℃
が確保できるようにしたが、それ以外は全て前述の再加
熱処理の条件と同一にして冷延板を製造した結果を示す
ものである。この直接圧延の結果も通常の熱延条件によ
るものと略同等の材質の冷延板が得られていることが判
る。然し本発明方法で規定する範囲の化学組成であって
も、熱延を低温仕上げとする場合には通常のAr3変態点
以上で仕上圧延を行う場合に比して伸び（El）、深絞り
性（値）とも大きく低下しており、単に組成のみが満
足されていても希望する物理的特性は得られないことを
示している。
なお本発明者等は上記以外に前記したような成分組成の
鋼においてMnの量を0.05〜0.50％の範囲内で変え、又上
記以外にMo、Ni、Zn、Ｂ、Snなどの成分の何れか１つ又
は２つ以上を少許含有させたものについても検討した
が、上記したところと同様の結果を得ることができた。
鋼においてMnの量を0.05〜0.50％の範囲内で変え、又上
記以外にMo、Ni、Zn、Ｂ、Snなどの成分の何れか１つ又
は２つ以上を少許含有させたものについても検討した
が、上記したところと同様の結果を得ることができた。
「発明の効果」 以上詳述したように、本発明においては、従来知られて
いなかったTiとNbのＣ、Ｎ、Ｓ、に対する冶金的反応の
メカニズムを解明し、その得られた知見を基にして、夫
々の成分の添加量に関し、従来と異なる比率を持つ組成
の鋼を使用することにしたものであり、そのため、公知
の成型性に優れた冷延鋼板の製造方法とは全く異なり、
特殊な溶銑処理を必要とせず、特殊な鋳造設備を使用す
ることもなく、低温圧延も必要とせず、通常の熱延設
備、熱延条件で、容易に且つ経済的に、成型性と耐縦割
れ性に優れた冷延鋼板を製造することに成功したもので
あり、本発明は実用的な価値の極めて高い発明であると
云うことができる。
いなかったTiとNbのＣ、Ｎ、Ｓ、に対する冶金的反応の
メカニズムを解明し、その得られた知見を基にして、夫
々の成分の添加量に関し、従来と異なる比率を持つ組成
の鋼を使用することにしたものであり、そのため、公知
の成型性に優れた冷延鋼板の製造方法とは全く異なり、
特殊な溶銑処理を必要とせず、特殊な鋳造設備を使用す
ることもなく、低温圧延も必要とせず、通常の熱延設
備、熱延条件で、容易に且つ経済的に、成型性と耐縦割
れ性に優れた冷延鋼板を製造することに成功したもので
あり、本発明は実用的な価値の極めて高い発明であると
云うことができる。
第１図はP:0.012〜0.030％， C:0.0023〜0.0032％、Mn:0.14〜0.19％、S:0.013〜0.01
9％， N:0.0026〜0.0047％、Nb:0.017〜0.024％の組成の鋼
で、Ti含有量を変化させた冷延鋼板を800℃で連続焼鈍
した場合のTi過剰量と伸び（El）の関係を示す図表。 第２図はP:0.012〜0.030％， C:0.0023〜0.0032％、Mn:0.14〜0.19％、S:0.013〜0.01
9％、 N:0.0026〜0.0034％、Ti:0.027〜0.034％の組成の鋼
で、Nb含有量を変化させた冷延鋼を800℃で連続焼鈍し
た場合のNb過剰量（Nb−93/12C）もしくはＣ過剰量（Ｃ
−12/93Nb）と時効指数および縦割発生の有無の関係に
ついて示す図表である。
9％， N:0.0026〜0.0047％、Nb:0.017〜0.024％の組成の鋼
で、Ti含有量を変化させた冷延鋼板を800℃で連続焼鈍
した場合のTi過剰量と伸び（El）の関係を示す図表。 第２図はP:0.012〜0.030％， C:0.0023〜0.0032％、Mn:0.14〜0.19％、S:0.013〜0.01
9％、 N:0.0026〜0.0034％、Ti:0.027〜0.034％の組成の鋼
で、Nb含有量を変化させた冷延鋼を800℃で連続焼鈍し
た場合のNb過剰量（Nb−93/12C）もしくはＣ過剰量（Ｃ
−12/93Nb）と時効指数および縦割発生の有無の関係に
ついて示す図表である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.001〜0.0035％,P:0.012〜0.030％， S:0.010〜0.030％,N:0.0012〜0.0040％， Ti:（48/14）Ｎ＋0.015〜（48/14）Ｎ＋0.030％， Nb:（93/12）（Ｃ−0.0010）〜（93/12）Ｃ＋0.015％ を含有し残部実質的にFeからなる溶鋼を、連続鋳造し、
直接又は若干の保熱、加熱或いは一旦冷却後加熱して熱
間圧延を行い、Ａr3変態点以上の温度で最終仕上を行
い、Tiの略全量をTiN＋TiSの析出物となし、その後、通
常の冷間圧延および連続焼鈍を行うことを特徴とする成
形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63192062A JPH0765116B2 (ja) | 1988-08-02 | 1988-08-02 | 成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63192062A JPH0765116B2 (ja) | 1988-08-02 | 1988-08-02 | 成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0243324A JPH0243324A (ja) | 1990-02-13 |
| JPH0765116B2 true JPH0765116B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=16284989
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63192062A Expired - Fee Related JPH0765116B2 (ja) | 1988-08-02 | 1988-08-02 | 成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0765116B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61113724A (ja) * | 1984-11-08 | 1986-05-31 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-08-02 JP JP63192062A patent/JPH0765116B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0243324A (ja) | 1990-02-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH05306430A (ja) | 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法 | |
| EP0572666B1 (en) | Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof | |
| JP2576894B2 (ja) | プレス成形性に優れた溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2503224B2 (ja) | 深絞り性に優れた厚物冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2800541B2 (ja) | 深絞り用高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法 | |
| JPH09209039A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3404798B2 (ja) | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3466298B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3043901B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0765116B2 (ja) | 成形性と耐縦割れ性の優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0699760B2 (ja) | 超深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 | |
| JP3446001B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3111588B2 (ja) | 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3273383B2 (ja) | 深絞り性の優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3366661B2 (ja) | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3300639B2 (ja) | 加工性に優れる冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3412243B2 (ja) | 成形性の優れた深絞り用薄鋼板の製造法 | |
| KR930002739B1 (ko) | 성형성이 우수한 Al-킬드 냉연강판의 제조방법 | |
| JPH0784618B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH062069A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPS59123721A (ja) | 加工性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2515139B2 (ja) | 超深絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0784622B2 (ja) | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0699761B2 (ja) | 深絞り性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0617517B2 (ja) | プレス加工性に優れた冷延鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080712 Year of fee payment: 13 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |