JPH09227955A - 連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH09227955A JPH09227955A JP3493796A JP3493796A JPH09227955A JP H09227955 A JPH09227955 A JP H09227955A JP 3493796 A JP3493796 A JP 3493796A JP 3493796 A JP3493796 A JP 3493796A JP H09227955 A JPH09227955 A JP H09227955A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】連続焼鈍による極低炭素の冷延鋼板に発生す
る、プレス成形後の表面凹凸欠陥を抑止する製造方法。 【解決手段】重量％にて、Ｃ：0.01以下、Ｔｉ： (48/1
4)×Ｎ〜 0.1、Ｎｂ： 0.1以下で、Ｃ* ＞ 0で、Ｃ* ＝
Ｃ− (12/48)×Ｔｉ* − (12/93)×Ｎｂ、ここで、Ｔｉ
− (48/14)×Ｎ− (48/32)×Ｓ≧ 0のとき、Ｔｉ* ＝Ｔ
ｉ− (48/14)×Ｎ− (48/32)×Ｓ、同式が＜ 0のとき、
Ｔｉ* ＝ 0として、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷却過程
で、Ｔ1 （℃）＝ 100×log Ｃ* ＋ ６５０〜Ｔ
2 （℃）＝ 2×（ＹＳ− 120）、ここで、ＹＳは焼鈍後
の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）。の温度範囲を、20℃／ｓ
以下の冷却速度で冷却する、極低炭素鋼の鋳造スラブ
を、熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍により鋼板製
品とする、極低炭素冷延鋼板の製造方法。
る、プレス成形後の表面凹凸欠陥を抑止する製造方法。 【解決手段】重量％にて、Ｃ：0.01以下、Ｔｉ： (48/1
4)×Ｎ〜 0.1、Ｎｂ： 0.1以下で、Ｃ* ＞ 0で、Ｃ* ＝
Ｃ− (12/48)×Ｔｉ* − (12/93)×Ｎｂ、ここで、Ｔｉ
− (48/14)×Ｎ− (48/32)×Ｓ≧ 0のとき、Ｔｉ* ＝Ｔ
ｉ− (48/14)×Ｎ− (48/32)×Ｓ、同式が＜ 0のとき、
Ｔｉ* ＝ 0として、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷却過程
で、Ｔ1 （℃）＝ 100×log Ｃ* ＋ ６５０〜Ｔ
2 （℃）＝ 2×（ＹＳ− 120）、ここで、ＹＳは焼鈍後
の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）。の温度範囲を、20℃／ｓ
以下の冷却速度で冷却する、極低炭素鋼の鋳造スラブ
を、熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍により鋼板製
品とする、極低炭素冷延鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主としてプレス加
工により様々な形状に成形して、自動車の外装部品、事
務機器、家電製品、厨房製品等の外観を重視される部位
に使用される極低炭素冷延鋼板を連続焼鈍法により製造
する方法に関する。
工により様々な形状に成形して、自動車の外装部品、事
務機器、家電製品、厨房製品等の外観を重視される部位
に使用される極低炭素冷延鋼板を連続焼鈍法により製造
する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】冷延鋼板をプレス加工した場合、成形品
の表面に圧延方向と平行に細い帯状のわずかな凹凸が現
われることがある。この凹凸は平板の鋼板の状態では見
出せないが加工後現われるもので、加工度が小さく面積
の大きい部品、たとえば自動車のフード、ルーフ、ドア
などではとくに目立ち、塗装した後にも認められるた
め、このような部品に対しては欠陥として忌避される。
の表面に圧延方向と平行に細い帯状のわずかな凹凸が現
われることがある。この凹凸は平板の鋼板の状態では見
出せないが加工後現われるもので、加工度が小さく面積
の大きい部品、たとえば自動車のフード、ルーフ、ドア
などではとくに目立ち、塗装した後にも認められるた
め、このような部品に対しては欠陥として忌避される。
【０００３】この筋状凹凸表面欠陥は、冷延鋼板の大部
分がインゴットの分塊圧延によるスラブを用いて製造さ
れていた頃に多く発生していた。リムド鋼鋼塊を用いた
場合では、造塊時に生じた微細な介在物の表面近傍への
偏在が原因とされ、ゴーストライン等と呼ばれていた。
また、表面が美麗なＡｌキルド鋼として多用されたコア
キルド鋼でも発生し、やはりリム層とコア層の境界にお
ける酸化物等になったＡｌの偏在が原因とされた。この
ような鋼板表面近くに偏在する介在物などのために、変
形挙動が他の部分と若干異り、加工後わずかな凹凸とな
って表面に現われたものと考えられた。
分がインゴットの分塊圧延によるスラブを用いて製造さ
れていた頃に多く発生していた。リムド鋼鋼塊を用いた
場合では、造塊時に生じた微細な介在物の表面近傍への
偏在が原因とされ、ゴーストライン等と呼ばれていた。
また、表面が美麗なＡｌキルド鋼として多用されたコア
キルド鋼でも発生し、やはりリム層とコア層の境界にお
ける酸化物等になったＡｌの偏在が原因とされた。この
ような鋼板表面近くに偏在する介在物などのために、変
形挙動が他の部分と若干異り、加工後わずかな凹凸とな
って表面に現われたものと考えられた。
【０００４】その後、連続鋳造法が発達し、現在では我
が国では冷延鋼板のほとんどすべてが連続鋳造スラブを
素材として製造されるまでになった。連続鋳造スラブで
は、介在物の鋼塊中の分散状態が鋼塊によるスラブの場
合とはすっかり異っており、介在物に起因すると考えら
れる上記のような凹凸欠陥は、発生しないものと思われ
ていた。
が国では冷延鋼板のほとんどすべてが連続鋳造スラブを
素材として製造されるまでになった。連続鋳造スラブで
は、介在物の鋼塊中の分散状態が鋼塊によるスラブの場
合とはすっかり異っており、介在物に起因すると考えら
れる上記のような凹凸欠陥は、発生しないものと思われ
ていた。
【０００５】しかしながら、プレス成形性を向上させる
ため極低炭素化してＴｉやＮｂを添加した冷延鋼板を連
続焼鈍法により製造した場合、かつてゴーストライン等
と呼ばれていたものと酷似した表面欠陥が発生すること
がある。この欠陥は、鋼板の製造途中では検出できず、
最終製品に仕上げた後、ユーザーで加工する場合と同様
な加工をおこなって始めて見出される。しかも、この欠
陥はプレス直後ではあまり目立たず、塗装した後の方が
よりはっきりするようになり、問題となる場合が多い。
ため極低炭素化してＴｉやＮｂを添加した冷延鋼板を連
続焼鈍法により製造した場合、かつてゴーストライン等
と呼ばれていたものと酷似した表面欠陥が発生すること
がある。この欠陥は、鋼板の製造途中では検出できず、
最終製品に仕上げた後、ユーザーで加工する場合と同様
な加工をおこなって始めて見出される。しかも、この欠
陥はプレス直後ではあまり目立たず、塗装した後の方が
よりはっきりするようになり、問題となる場合が多い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】受注量や納期の定った
鋼板を製造する場合、上記のような表面欠陥は最終製品
になった後でその存在が判明するので、再度始めから作
り直す必要があるなど製造計画を大きく混乱させ、ひい
ては鋼板の製造コストを不必要に押上げる結果となる。
また、ユーザーにて見出されると発生した部品の手直し
や選別等で生産性を低下させ、多大の損失を与えること
もある。したがって、その原因を明確にし、十分な対策
を講ずる必要がある。
鋼板を製造する場合、上記のような表面欠陥は最終製品
になった後でその存在が判明するので、再度始めから作
り直す必要があるなど製造計画を大きく混乱させ、ひい
ては鋼板の製造コストを不必要に押上げる結果となる。
また、ユーザーにて見出されると発生した部品の手直し
や選別等で生産性を低下させ、多大の損失を与えること
もある。したがって、その原因を明確にし、十分な対策
を講ずる必要がある。
【０００７】本発明は、このような連続焼鈍による極低
炭素の冷延鋼板に発生するプレス成形後の表面凹凸欠陥
を抑止する製造方法を提供しようとするものである。
炭素の冷延鋼板に発生するプレス成形後の表面凹凸欠陥
を抑止する製造方法を提供しようとするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記のような表面欠陥
は、やはり鋼板に内在するわずかな硬さの違い、あるい
は機械的性質の違いが、プレス成形時の変形挙動の相違
となり、それが原因となって発生していると考えられ
る。本発明者らは、その発生原因を知るため、鋼の組成
や介在物、微細析出物、特定成分の偏在等を調査した。
その結果、介在物や金属組織など鋼質にかかわるものの
影響は見出せなかったが、微量の固溶Ｃが影響している
のではないかと推定された。ＴｉやＮｂなど固溶Ｃを固
定する元素が十分存在する極低炭素化した鋼、すなわち
ＩＦ鋼（Interstitial Free 鋼）にはほとんど生じない
が、コスト低減のためにこれらの元素を必要最低限に抑
えた鋼板や、ＢＨ（ Bake hardening ：焼付硬化型）鋼
板において現われる場合が多いのである。ことに、ＢＨ
鋼板は自動車のドアの外面など目につきやすい部分に使
用されるのでその発生を極度に抑制する必要があるが、
ＢＨ効果を得るために微量の固溶Ｃを鋼中に残存させる
ようにして製造される。
は、やはり鋼板に内在するわずかな硬さの違い、あるい
は機械的性質の違いが、プレス成形時の変形挙動の相違
となり、それが原因となって発生していると考えられ
る。本発明者らは、その発生原因を知るため、鋼の組成
や介在物、微細析出物、特定成分の偏在等を調査した。
その結果、介在物や金属組織など鋼質にかかわるものの
影響は見出せなかったが、微量の固溶Ｃが影響している
のではないかと推定された。ＴｉやＮｂなど固溶Ｃを固
定する元素が十分存在する極低炭素化した鋼、すなわち
ＩＦ鋼（Interstitial Free 鋼）にはほとんど生じない
が、コスト低減のためにこれらの元素を必要最低限に抑
えた鋼板や、ＢＨ（ Bake hardening ：焼付硬化型）鋼
板において現われる場合が多いのである。ことに、ＢＨ
鋼板は自動車のドアの外面など目につきやすい部分に使
用されるのでその発生を極度に抑制する必要があるが、
ＢＨ効果を得るために微量の固溶Ｃを鋼中に残存させる
ようにして製造される。
【０００９】在来の低炭素冷延鋼板を連続焼鈍で製造す
る場合、均熱後の冷却過程における温度履歴がセメンタ
イトの分散や固溶Ｃ量を支配し、これが製品の性質に大
きな影響をおよぼすため、冷却条件はきびしく管理さ
れ、均熱後の冷却中に固溶Ｃ低減のための過時効帯を必
要とした。これに対して極低炭素鋼の場合、とくにＩＦ
鋼では、連続焼鈍工程で機械的性質に影響をおよぼす要
因は均熱温度だけといってよく、均熱後の冷却条件はほ
とんど留意されない。すなわちＩＦ鋼はＣの存在を配慮
しなくてよいため、冷却速度を上げれば設備の冷却部分
を大幅に短縮できる。
る場合、均熱後の冷却過程における温度履歴がセメンタ
イトの分散や固溶Ｃ量を支配し、これが製品の性質に大
きな影響をおよぼすため、冷却条件はきびしく管理さ
れ、均熱後の冷却中に固溶Ｃ低減のための過時効帯を必
要とした。これに対して極低炭素鋼の場合、とくにＩＦ
鋼では、連続焼鈍工程で機械的性質に影響をおよぼす要
因は均熱温度だけといってよく、均熱後の冷却条件はほ
とんど留意されない。すなわちＩＦ鋼はＣの存在を配慮
しなくてよいため、冷却速度を上げれば設備の冷却部分
を大幅に短縮できる。
【００１０】しかしながら、極低炭素鋼であっても微量
の固溶Ｃが焼鈍後も残存するような場合、冷却条件が機
械的性質に影響し、これが凹凸表面欠陥の原因になって
いるのではないかと考えられた。そこで、鋼中の微量の
固溶Ｃの影響に着目して、とくに均熱後の冷却の条件を
詳細に調査した。その結果、微量の固溶Ｃが析出を始め
るような低温のある特定の温度範囲の冷却速度を遅くす
れば、表面欠陥を抑制できることがわかった。
の固溶Ｃが焼鈍後も残存するような場合、冷却条件が機
械的性質に影響し、これが凹凸表面欠陥の原因になって
いるのではないかと考えられた。そこで、鋼中の微量の
固溶Ｃの影響に着目して、とくに均熱後の冷却の条件を
詳細に調査した。その結果、微量の固溶Ｃが析出を始め
るような低温のある特定の温度範囲の冷却速度を遅くす
れば、表面欠陥を抑制できることがわかった。
【００１１】このような特定の温度範囲の冷却が重要で
ある理由は次のように考えられる。
ある理由は次のように考えられる。
【００１２】まず高温からの冷却により鋼板に熱応力が
発生し、それにより局所的な塑性変形をうける。固溶Ｃ
が存在しないか、温度が高く固溶Ｃの拡散速度が十分大
きい場合、変形による歪みは容易に解放されるが、温度
が低下してくると、変形により生じた歪みの転位部分に
Ｃが拡散してきて転位を固着し変形部を硬くする。これ
は一種の歪み時効であり、動的歪み時効ともいえるもの
で、固溶Ｃ量が多いほど高温から硬化が始まる。このよ
うな観点から上限温度が設定でき、この温度以下になる
と、動的歪み時効が生じやすくなる。
発生し、それにより局所的な塑性変形をうける。固溶Ｃ
が存在しないか、温度が高く固溶Ｃの拡散速度が十分大
きい場合、変形による歪みは容易に解放されるが、温度
が低下してくると、変形により生じた歪みの転位部分に
Ｃが拡散してきて転位を固着し変形部を硬くする。これ
は一種の歪み時効であり、動的歪み時効ともいえるもの
で、固溶Ｃ量が多いほど高温から硬化が始まる。このよ
うな観点から上限温度が設定でき、この温度以下になる
と、動的歪み時効が生じやすくなる。
【００１３】一方、熱応力による塑性変形は、鋼板の降
伏点が発生応力よりも高ければ起こらない。すなわち、
鋼板の降伏点は温度が高ければ低いので、熱応力がそれ
より大きくなれば変形するが、温度が低下してくると降
伏点が上昇し、熱応力では変形しなくなる。高温での降
伏点は、あまり高くない温度範囲であれば、常温での降
伏点にほぼ比例する。そこで、焼鈍後の鋼板の常温での
降伏点、あるいは製造時の製品の予測降伏点に基づき、
発生する熱応力よりも降伏点が低い状態の下限の温度が
設定できる。
伏点が発生応力よりも高ければ起こらない。すなわち、
鋼板の降伏点は温度が高ければ低いので、熱応力がそれ
より大きくなれば変形するが、温度が低下してくると降
伏点が上昇し、熱応力では変形しなくなる。高温での降
伏点は、あまり高くない温度範囲であれば、常温での降
伏点にほぼ比例する。そこで、焼鈍後の鋼板の常温での
降伏点、あるいは製造時の製品の予測降伏点に基づき、
発生する熱応力よりも降伏点が低い状態の下限の温度が
設定できる。
【００１４】このように、冷却過程において最も局所的
な硬化の生じやすいと考えられる温度域、すなわち動的
歪み時効のはじまる温度Ｔ1 （℃）以下で、降伏点が高
くなり変形し難くなってくる温度Ｔ2 （℃）までの範囲
を、ゆっくり冷却することによって熱応力の発生を抑え
変形を低減すれば、プレス成形後の表面の筋状凹凸欠陥
を抑止できる筈である。そこでこの温度範囲の限界を種
々検討し、本発明に至ったのである。
な硬化の生じやすいと考えられる温度域、すなわち動的
歪み時効のはじまる温度Ｔ1 （℃）以下で、降伏点が高
くなり変形し難くなってくる温度Ｔ2 （℃）までの範囲
を、ゆっくり冷却することによって熱応力の発生を抑え
変形を低減すれば、プレス成形後の表面の筋状凹凸欠陥
を抑止できる筈である。そこでこの温度範囲の限界を種
々検討し、本発明に至ったのである。
【００１５】本発明は、重量％にてＣは0.01％以下で、
Ｔｉは (48/14)×Ｎ％以上 0.1％以下、およびＮｂは
0.1％以下を含む、下記式で示されるＣ* が正（Ｃ*
＞0 ）である極低炭素冷延鋼板の製造方法であって、鋳
造スラブを熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍により
鋼板製品とする際、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷却過程
で、下記の式および式で定るＴ1 （℃）以下Ｔ
2 （℃）以上の温度範囲を20℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする。
Ｔｉは (48/14)×Ｎ％以上 0.1％以下、およびＮｂは
0.1％以下を含む、下記式で示されるＣ* が正（Ｃ*
＞0 ）である極低炭素冷延鋼板の製造方法であって、鋳
造スラブを熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍により
鋼板製品とする際、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷却過程
で、下記の式および式で定るＴ1 （℃）以下Ｔ
2 （℃）以上の温度範囲を20℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする。
【００１６】 Ｃ* ＝Ｃ（％）− (12/48)×Ｔｉ* （％）− (12/93)×Ｎｂ（％） ・・・ ここで、Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48/32)×
Ｓ（％）≧ 0 のとき Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48
/32)×Ｓ（％）、 Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48/32)×Ｓ（％）
＜ 0 のときＴｉ* （％）＝ 0 とする。
Ｓ（％）≧ 0 のとき Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48
/32)×Ｓ（％）、 Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48/32)×Ｓ（％）
＜ 0 のときＴｉ* （％）＝ 0 とする。
【００１７】 Ｔ1 （℃）＝ 100×log Ｃ* ＋ 650 ・・・・・・・・・・・・・・・ Ｔ2 （℃）＝ 2×（ＹＳ− 120） ・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、ＹＳは焼鈍後の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）であ
る。
る。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明の方法を適用する鋼は、
Ｃ：0.01％以下の極低炭素鋼であるが固溶Ｃが残存する
鋼である。Ｃと結合するＴｉおよびＮｂが多く存在し、
固溶Ｃが十分固定されていると考えられる鋼、すなわち
ＩＦ鋼では、このような欠陥はほとんど生じない。そこ
で、固溶ＣをＣ* と表示して上記のように式にて定義
し、Ｃ*>0 である鋼をその対象とする。Ｔｉは高温では
ＣよりもＮやＳと優先的に結合するので、式における
Ｔｉ* は、鋼中に存在するＮおよびＳと結合した残りの
Ｃと結合し得る有効なＴｉ量を示している。したがっ
て、Ｔｉ* （％）＜0 の場合はＣと結合できるＴｉが全
く存在しないことになるので、式ではＴｉ* ＝ 0とす
る。
Ｃ：0.01％以下の極低炭素鋼であるが固溶Ｃが残存する
鋼である。Ｃと結合するＴｉおよびＮｂが多く存在し、
固溶Ｃが十分固定されていると考えられる鋼、すなわち
ＩＦ鋼では、このような欠陥はほとんど生じない。そこ
で、固溶ＣをＣ* と表示して上記のように式にて定義
し、Ｃ*>0 である鋼をその対象とする。Ｔｉは高温では
ＣよりもＮやＳと優先的に結合するので、式における
Ｔｉ* は、鋼中に存在するＮおよびＳと結合した残りの
Ｃと結合し得る有効なＴｉ量を示している。したがっ
て、Ｔｉ* （％）＜0 の場合はＣと結合できるＴｉが全
く存在しないことになるので、式ではＴｉ* ＝ 0とす
る。
【００１９】上記のＣ、ＴｉおよびＮｂ以外の化学組成
は、不可避的不純物も含めその各々の量をとくに規制す
るものではないが、本発明を適用するプレス加工用の連
続焼鈍による冷延鋼板としての、各種の化学成分の好ま
しい範囲を示せば次のようになる。
は、不可避的不純物も含めその各々の量をとくに規制す
るものではないが、本発明を適用するプレス加工用の連
続焼鈍による冷延鋼板としての、各種の化学成分の好ま
しい範囲を示せば次のようになる。
【００２０】Ｃ：Ｃ含有量は、連続焼鈍の場合鋼板の加
工性を著しく劣化させるので少ない方が好ましく、多く
ても0.01％までとする。ただし、ＢＨ性をもたせるには
少なくとも0.0015％以上の含有が望ましい。
工性を著しく劣化させるので少ない方が好ましく、多く
ても0.01％までとする。ただし、ＢＨ性をもたせるには
少なくとも0.0015％以上の含有が望ましい。
【００２１】Ｔｉ：Ｔｉは、侵入型固溶元素のＣやＮを
固定する目的で添加される。ことに固溶Ｎが存在すると
歪み時効が必要以上に速くなるので、これを十分固定す
るために、少なくとも (48/14)×Ｎ（％）以上の含有さ
せる。必要な含有量は鋼板に要求される性能により異る
が、多すぎると鋼の加工性を悪くするので、多くても0.
1％以下とする。
固定する目的で添加される。ことに固溶Ｎが存在すると
歪み時効が必要以上に速くなるので、これを十分固定す
るために、少なくとも (48/14)×Ｎ（％）以上の含有さ
せる。必要な含有量は鋼板に要求される性能により異る
が、多すぎると鋼の加工性を悪くするので、多くても0.
1％以下とする。
【００２２】Ｎｂ：とくに含有の必要はないが、熱延板
の状態で結晶粒が微細な状態が得られるので、添加して
もよい。ただし、多く添加しすぎると再結晶温度が上昇
し、焼鈍温度を高くしなければならなくなるので、望ま
しいのは 0.1％までの含有である。
の状態で結晶粒が微細な状態が得られるので、添加して
もよい。ただし、多く添加しすぎると再結晶温度が上昇
し、焼鈍温度を高くしなければならなくなるので、望ま
しいのは 0.1％までの含有である。
【００２３】ＳおよびＮ：これらの元素は不可避的不純
物であり、加工性を悪くするばかりでなく、Ｔｉの添加
量を不必要に増さねばならないので少なければ少ないほ
どよい。その影響が顕著でない限度として、Ｎは 0.005
％以下、Ｓは0.02％以下の含有が望ましい。
物であり、加工性を悪くするばかりでなく、Ｔｉの添加
量を不必要に増さねばならないので少なければ少ないほ
どよい。その影響が顕著でない限度として、Ｎは 0.005
％以下、Ｓは0.02％以下の含有が望ましい。
【００２４】その他、強度が40 kgf／mm2 程度までのプ
レス加工用の冷延鋼板に、強度の上昇や脆化抑止などの
目的で一般に添加されるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＡｌまたはＢ
等は、通常適用される範囲の含有量であれば、本発明の
製造方法は十分な効果を得ることができる。すなわち、
Ｓｉ： 1.5％以下、Ｍｎ： 2.0％以下、Ｐ： 0.1％以
下、Ａｌ： 0.005〜 0.1％、Ｂ： 0.003％以下、等であ
る。
レス加工用の冷延鋼板に、強度の上昇や脆化抑止などの
目的で一般に添加されるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＡｌまたはＢ
等は、通常適用される範囲の含有量であれば、本発明の
製造方法は十分な効果を得ることができる。すなわち、
Ｓｉ： 1.5％以下、Ｍｎ： 2.0％以下、Ｐ： 0.1％以
下、Ａｌ： 0.005〜 0.1％、Ｂ： 0.003％以下、等であ
る。
【００２５】冷却速度を遅くする範囲：上述の組成をも
つ鋼のスラブを用い、常法にしたがって冷間圧延コイル
とし、その後連続焼鈍をおこなう。ここで連続焼鈍とい
うのは、一般の冷延鋼板用の連続焼鈍ラインばかりでな
く、溶融亜鉛めっきライン等による処理も含む、冷間圧
延後の再結晶処理がコイルを展開して連続的におこなわ
れる焼鈍を意味する。連続焼鈍ラインによる処理は、高
温加熱による再結晶焼鈍の後速やかに冷却されるが、そ
の際、下記式で示されるＴ1 （℃）以下、式で示さ
れるＴ2 （℃）以上の温度域を20℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却する。
つ鋼のスラブを用い、常法にしたがって冷間圧延コイル
とし、その後連続焼鈍をおこなう。ここで連続焼鈍とい
うのは、一般の冷延鋼板用の連続焼鈍ラインばかりでな
く、溶融亜鉛めっきライン等による処理も含む、冷間圧
延後の再結晶処理がコイルを展開して連続的におこなわ
れる焼鈍を意味する。連続焼鈍ラインによる処理は、高
温加熱による再結晶焼鈍の後速やかに冷却されるが、そ
の際、下記式で示されるＴ1 （℃）以下、式で示さ
れるＴ2 （℃）以上の温度域を20℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却する。
【００２６】 Ｔ1 （℃）＝ 100×log Ｃ* ＋ 650 ・・・・・・・・・・・・・・・ Ｔ2 （℃）＝ 2×（ＹＳ− 120） ・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、Ｃ* は前述の式に示す固溶Ｃであり、ＹＳは
焼鈍後の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）である。
焼鈍後の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）である。
【００２７】Ｔ1 を超える温度域またはＴ2 を下回る温
度域では、冷却速度を遅くできれば好ましいが、速くて
もここで問題とする表面欠陥はほとんど発生しない。
度域では、冷却速度を遅くできれば好ましいが、速くて
もここで問題とする表面欠陥はほとんど発生しない。
【００２８】このＴ1 からＴ2 までの温度域で冷却速度
を20℃／ｓ以下とするのは、これよりも大きくなると発
生する熱応力が増大し、表面欠陥の発生を抑制できなく
なるためである。熱応力発生の点からは冷却速度は遅け
れば遅いほどよいが、ある程度以下であれば十分であ
り、また必要以上の低速は徐冷部の延長等設備面でも対
応が必要になってくるので、下限は 2℃／ｓ程度までと
するのが望ましい。
を20℃／ｓ以下とするのは、これよりも大きくなると発
生する熱応力が増大し、表面欠陥の発生を抑制できなく
なるためである。熱応力発生の点からは冷却速度は遅け
れば遅いほどよいが、ある程度以下であれば十分であ
り、また必要以上の低速は徐冷部の延長等設備面でも対
応が必要になってくるので、下限は 2℃／ｓ程度までと
するのが望ましい。
【００２９】なお、焼鈍後の調質圧延については、常法
どおりおこなえばよい。
どおりおこなえばよい。
【００３０】
〔実施例１〕表１のＡ、ＢおよびＣに示す鋼の冷間圧延
状態の板厚 0.8mmの鋼板を用い、凹凸欠陥におよぼす焼
鈍時の高温からの冷却条件の影響を実験室的に調査し
た。平行部の幅60mm、長さ 150mmの試験片を上記冷間圧
延板より切出し、赤外線により800℃に加熱して再結晶
させ、 650℃まで放冷後、10Ｎ／mm2 の張力を付与した
状態で、徐冷開始温度（ＴS ）まで水スプレイにより冷
却し、ＴS から徐冷終了温度（ＴE ）までを窒素ガスを
吹き付けて徐冷し、ＴE から室温まではふたたび水スプ
レイにより冷却した。水スプレイによる冷却速度は平均
100℃／ｓ、窒素ガスの吹き付けによる冷却速度は平均
10℃／ｓになるようにした。
状態の板厚 0.8mmの鋼板を用い、凹凸欠陥におよぼす焼
鈍時の高温からの冷却条件の影響を実験室的に調査し
た。平行部の幅60mm、長さ 150mmの試験片を上記冷間圧
延板より切出し、赤外線により800℃に加熱して再結晶
させ、 650℃まで放冷後、10Ｎ／mm2 の張力を付与した
状態で、徐冷開始温度（ＴS ）まで水スプレイにより冷
却し、ＴS から徐冷終了温度（ＴE ）までを窒素ガスを
吹き付けて徐冷し、ＴE から室温まではふたたび水スプ
レイにより冷却した。水スプレイによる冷却速度は平均
100℃／ｓ、窒素ガスの吹き付けによる冷却速度は平均
10℃／ｓになるようにした。
【００３１】
【表１】
【００３２】ＴS とＴE の組み合わせを種々変えて焼鈍
し、伸び率 1.0％の調質圧延を施した後、試験片を引張
って 5％の歪みを加えた。この試験片表面を油砥石で軽
く擦り、表面の凹凸欠陥の有無を観察し、発生している
場合は少ないものと多いものとに区分した。
し、伸び率 1.0％の調質圧延を施した後、試験片を引張
って 5％の歪みを加えた。この試験片表面を油砥石で軽
く擦り、表面の凹凸欠陥の有無を観察し、発生している
場合は少ないものと多いものとに区分した。
【００３３】図１にＴS およびＴE と、表面の凹凸欠陥
の発生状況をまとめた結果を示す。
の発生状況をまとめた結果を示す。
【００３４】これから明らかなように、ＴS が鋼組成に
より定る式のＴ1 よりも高い温度であり、かつＴE が
焼鈍後の降伏点から推定される式のＴ2 よりも低い温
度である場合、表面欠陥の発生がないことがわかる。
より定る式のＴ1 よりも高い温度であり、かつＴE が
焼鈍後の降伏点から推定される式のＴ2 よりも低い温
度である場合、表面欠陥の発生がないことがわかる。
【００３５】〔実施例２〕表１に示した鋼Ｄの幅1200m
m、厚さ 0.8mmの冷間圧延鋼板コイルにより、過時効処
理帯を備えた連続焼鈍設備にて、再結晶焼鈍の均熱温度
を 820℃とし、 650℃までを 5℃／ｓで冷却した後、 1
00℃／ｓの冷却速度にて過時効処理帯入り口まで冷却し
た。過時効処理帯は入り口が 400℃、出口側が 350℃に
設定しされており、その間の冷却速度は平均20℃／min
であった。過時効処理帯を出てから 4〜12℃／ｓ程度の
速度で徐冷し、温度ＴE まで低下させてから水冷して室
温とした後、伸び率 1.2％の調質圧延をおこなった。得
られた鋼板から、圧延に対し直角方向に長さ1200mm、幅
500mmの試験片を切出し、実施例１と同様 5％の引張り
歪みを加えた後、油砥石で擦って表面の凹凸欠陥を観察
した。
m、厚さ 0.8mmの冷間圧延鋼板コイルにより、過時効処
理帯を備えた連続焼鈍設備にて、再結晶焼鈍の均熱温度
を 820℃とし、 650℃までを 5℃／ｓで冷却した後、 1
00℃／ｓの冷却速度にて過時効処理帯入り口まで冷却し
た。過時効処理帯は入り口が 400℃、出口側が 350℃に
設定しされており、その間の冷却速度は平均20℃／min
であった。過時効処理帯を出てから 4〜12℃／ｓ程度の
速度で徐冷し、温度ＴE まで低下させてから水冷して室
温とした後、伸び率 1.2％の調質圧延をおこなった。得
られた鋼板から、圧延に対し直角方向に長さ1200mm、幅
500mmの試験片を切出し、実施例１と同様 5％の引張り
歪みを加えた後、油砥石で擦って表面の凹凸欠陥を観察
した。
【００３６】ここで、過時効帯出口から水冷開始までの
距離は大きくは変えられないため、徐冷の冷却速度を変
えることによって、徐冷の終了温度ＴE を変化させた。
ＴEを過ぎると水冷により 100℃／ｓ以上の速度で冷却
される。鋼ＤのＴ1 またはＴ2 は、表１に示したように
それぞれ 360℃または 170℃である。したがって、過時
効帯内でＴ1 を通過することになるが、ここでの冷却速
度は 0.3℃／ｓ程度である。
距離は大きくは変えられないため、徐冷の冷却速度を変
えることによって、徐冷の終了温度ＴE を変化させた。
ＴEを過ぎると水冷により 100℃／ｓ以上の速度で冷却
される。鋼ＤのＴ1 またはＴ2 は、表１に示したように
それぞれ 360℃または 170℃である。したがって、過時
効帯内でＴ1 を通過することになるが、ここでの冷却速
度は 0.3℃／ｓ程度である。
【００３７】図２に徐冷終了温度ＴE を 100℃から 250
℃程度に変化させた場合の、ＴE と鋼板の凹凸欠陥発生
との関係を示す。これから明らかなように、ＴE が高く
なり鋼板のＴ2 を超えるようになると表面欠陥の発生が
顕著になっている。これはＴ2 以上の温度域において、
20℃／ｓを超える速度の冷却がなされたためである。
℃程度に変化させた場合の、ＴE と鋼板の凹凸欠陥発生
との関係を示す。これから明らかなように、ＴE が高く
なり鋼板のＴ2 を超えるようになると表面欠陥の発生が
顕著になっている。これはＴ2 以上の温度域において、
20℃／ｓを超える速度の冷却がなされたためである。
【００３８】このように、ＴE を鋼板のＴ2 以下となる
ようにして、Ｔ1 からＴ2 までの温度範囲における冷却
速度を低く抑えれば、表面欠陥を低減できることがわか
る。
ようにして、Ｔ1 からＴ2 までの温度範囲における冷却
速度を低く抑えれば、表面欠陥を低減できることがわか
る。
【００３９】
【発明の効果】本発明の製造方法によれば、極低炭素冷
延鋼板を連続焼鈍法で製造する場合にプレス成形後表面
に現われる凹凸欠陥を防止することができる。この欠陥
の発生は、鋼板の製造者側も使用者側も被る損害は大き
い。本発明は、連続焼鈍の設備を変更することなく冷却
条件を補正するだけで、このような欠陥を防止できる工
業上有用な技術である。
延鋼板を連続焼鈍法で製造する場合にプレス成形後表面
に現われる凹凸欠陥を防止することができる。この欠陥
の発生は、鋼板の製造者側も使用者側も被る損害は大き
い。本発明は、連続焼鈍の設備を変更することなく冷却
条件を補正するだけで、このような欠陥を防止できる工
業上有用な技術である。
【図１】極低炭素冷延鋼板の連続焼鈍における冷却過程
の徐冷開始温度および徐冷終了温度と、鋼板のプレス成
形後見出される表面凹凸欠陥の発生状況との関係を示す
図である。
の徐冷開始温度および徐冷終了温度と、鋼板のプレス成
形後見出される表面凹凸欠陥の発生状況との関係を示す
図である。
【図２】極低炭素冷延鋼板の連続焼鈍における冷却過程
の徐冷終了温度と、鋼板のプレス成形後見出される表面
凹凸欠陥の発生状況との関係を示す図である。
の徐冷終了温度と、鋼板のプレス成形後見出される表面
凹凸欠陥の発生状況との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％にてＣは0.01％以下、Ｔｉは (48/1
4)×Ｎ％以上 0.1％以下、およびＮｂは 0.1％以下で、
下記式で示されるＣ* が正（Ｃ* ＞0 ）である極低炭
素鋼のスラブを、熱間圧延、冷間圧延、および連続焼鈍
により鋼板製品とする際、再結晶焼鈍の均熱加熱後の冷
却過程で、下記の式および式で定まるＴ1 （℃）か
らＴ2 （℃）までの温度範囲を20℃／ｓ以下の冷却速度
で冷却することを特徴とする連続焼鈍による極低炭素冷
延鋼板の製造方法。 Ｃ* ＝Ｃ（％）− (12/48)×Ｔｉ* （％）− (12/93)×Ｎｂ（％） ・・ ここで、Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48/32)×
Ｓ（％）≧ 0 のとき Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48
/32)×Ｓ（％）、 Ｔｉ（％）− (48/14)×Ｎ（％）− (48/32)×Ｓ（％）
＜ 0 のときＴｉ* （％）＝ 0 とする。 Ｔ1 （℃）＝ 100×log Ｃ* ＋ 650 ・・・・・・・・・・・・・・・ Ｔ2 （℃）＝ 2×（ＹＳ− 120） ・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、ＹＳは焼鈍後の鋼板の降伏点（Ｎ／mm2 ）。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3493796A JPH09227955A (ja) | 1996-02-22 | 1996-02-22 | 連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3493796A JPH09227955A (ja) | 1996-02-22 | 1996-02-22 | 連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09227955A true JPH09227955A (ja) | 1997-09-02 |
Family
ID=12428108
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3493796A Pending JPH09227955A (ja) | 1996-02-22 | 1996-02-22 | 連続焼鈍による極低炭素冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09227955A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NL1013776C2 (nl) * | 1999-06-04 | 2000-12-06 | Corus Staal Bv | Ultra Low Carbon staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan. |
| JP2013518185A (ja) * | 2010-01-29 | 2013-05-20 | タタ、スティール、ネダーランド、テクノロジー、ベスローテン、フェンノートシャップ | 金属ストリップ材料の熱処理方法、およびその方法で製造されたストリップ材料 |
| US8828153B2 (en) | 2005-07-04 | 2014-09-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet and high-strength plated steel sheet |
| JP2018168462A (ja) * | 2017-03-30 | 2018-11-01 | 株式会社コベルコ マテリアル銅管 | 耐食性銅合金管 |
-
1996
- 1996-02-22 JP JP3493796A patent/JPH09227955A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NL1013776C2 (nl) * | 1999-06-04 | 2000-12-06 | Corus Staal Bv | Ultra Low Carbon staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan. |
| WO2000075382A1 (en) * | 1999-06-04 | 2000-12-14 | Corus Staal Bv | Ultra-low carbon steel and process for its production |
| US8828153B2 (en) | 2005-07-04 | 2014-09-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet and high-strength plated steel sheet |
| JP2013518185A (ja) * | 2010-01-29 | 2013-05-20 | タタ、スティール、ネダーランド、テクノロジー、ベスローテン、フェンノートシャップ | 金属ストリップ材料の熱処理方法、およびその方法で製造されたストリップ材料 |
| JP2018168462A (ja) * | 2017-03-30 | 2018-11-01 | 株式会社コベルコ マテリアル銅管 | 耐食性銅合金管 |
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