JPS62253733A - 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法Info
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- JPS62253733A JPS62253733A JP9743586A JP9743586A JPS62253733A JP S62253733 A JPS62253733 A JP S62253733A JP 9743586 A JP9743586 A JP 9743586A JP 9743586 A JP9743586 A JP 9743586A JP S62253733 A JPS62253733 A JP S62253733A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は温間圧延法による深絞り性に優れた、熱延薄鋼
板の製造方法に関する。
板の製造方法に関する。
薄鋼板の深絞シ性はランクフォード値（ｒ値〕で評価さ
れ、Ｔ値の向上は焼鈍再結晶集合組織で（２２２１／１
２００１の板面成分比の増大により達成される。熱延鋼
板の７値は通常１ないしそれ以下と低く、Ｔ値でみた深
絞シ性は良好とは云えない。
れ、Ｔ値の向上は焼鈍再結晶集合組織で（２２２１／１
２００１の板面成分比の増大により達成される。熱延鋼
板の７値は通常１ないしそれ以下と低く、Ｔ値でみた深
絞シ性は良好とは云えない。
このＴ値を向上させる試みの中で、最近温間圧延を活用
する技術が注目され、いくつかの温間圧延材焼鈍による
深絞シ性の良好な薄鋼板の製造法が提示されている。
する技術が注目され、いくつかの温間圧延材焼鈍による
深絞シ性の良好な薄鋼板の製造法が提示されている。
たとえば特開昭５６−２５９３０では通常の低炭素アル
ミキルド鋼をＡｒ４点以下から５０℃７１以下で冷却し
、１５０〜４５０℃の範囲で温間圧延、焼鈍することを
特徴としている。又特公昭５０−２８０５６では低炭素
鋼の熱間圧延において、圧延温度を低下させ、２００℃
以上５５０℃未満の範囲で仕上圧延を終了し、その後脱
炭焼鈍あるいは普通焼鈍を行うことを特徴にしている。
ミキルド鋼をＡｒ４点以下から５０℃７１以下で冷却し
、１５０〜４５０℃の範囲で温間圧延、焼鈍することを
特徴としている。又特公昭５０−２８０５６では低炭素
鋼の熱間圧延において、圧延温度を低下させ、２００℃
以上５５０℃未満の範囲で仕上圧延を終了し、その後脱
炭焼鈍あるいは普通焼鈍を行うことを特徴にしている。
又、特公昭５３−１８９６７では薄鋼板の冷間圧延を１
５０〜３５０℃で行い、直ちに焼鈍することを特徴にし
ている。
５０〜３５０℃で行い、直ちに焼鈍することを特徴にし
ている。
上記の温間圧延による深絞シ性の良好な薄鋼板の製造法
では、■固溶Ｃ、ＮＫよる温間圧延時の動的歪時効に基
づく圧延負荷と集合組織への悪影響、■圧延潤滑に関連
した集合組織の板厚内不均−性、■経済性といった問題
を持っている。
では、■固溶Ｃ、ＮＫよる温間圧延時の動的歪時効に基
づく圧延負荷と集合組織への悪影響、■圧延潤滑に関連
した集合組織の板厚内不均−性、■経済性といった問題
を持っている。
たとえば特開昭５６−２５９３０では１５０〜４５０℃
での圧延時に動的歪時効が生じ圧延負荷が著しく上昇し
、冷間圧延よシもむしろ圧延が困難となフ実用的でない
、また圧延及び再結晶集合組織で［１１０１成分が増大
し、深絞り性に好ましくない。また圧延潤滑によシ生じ
る集合組織の板厚内不均−性も解決されていない。特公
昭５０−２８０５６ではリムド鋼が対象であり、連続錆
性によるＵキルド鋼が基本である現在では事情が異なっ
ており、また圧延負荷や圧延潤滑問題をかかえているの
でその深絞シ性は十分ではない。また特公紹５３−１８
９６７は実質的に冷嬌に係るもので、本発明とは技術基
盤を異にするものであるが、仮に温間圧延の内に入れた
として鴫、室温の素材を加熱するためエネルギー的に経
済的でない。
での圧延時に動的歪時効が生じ圧延負荷が著しく上昇し
、冷間圧延よシもむしろ圧延が困難となフ実用的でない
、また圧延及び再結晶集合組織で［１１０１成分が増大
し、深絞り性に好ましくない。また圧延潤滑によシ生じ
る集合組織の板厚内不均−性も解決されていない。特公
昭５０−２８０５６ではリムド鋼が対象であり、連続錆
性によるＵキルド鋼が基本である現在では事情が異なっ
ており、また圧延負荷や圧延潤滑問題をかかえているの
でその深絞シ性は十分ではない。また特公紹５３−１８
９６７は実質的に冷嬌に係るもので、本発明とは技術基
盤を異にするものであるが、仮に温間圧延の内に入れた
として鴫、室温の素材を加熱するためエネルギー的に経
済的でない。
〔問題点を解決するための手段・作用〕発明者は従来の
熱延の延長において温間圧延を加え、これによシ深絞り
性の良好な薄鋼板を経済的に製造する方法を、人混な研
究により考案するに散った。
熱延の延長において温間圧延を加え、これによシ深絞り
性の良好な薄鋼板を経済的に製造する方法を、人混な研
究により考案するに散った。
つまり本発明の要旨は、Ｃ：０．０２チ以下、Ｍｎ：０
．５％以下、ｉ：ｏ、ｏｏｓｏ％以下でＴｉが、４ （
（％ Ｃ）＋−Ｃ％Ｎ））≦（：％Ｔｉ〕≦０．０５＋
４（〔％ｃ ）＋ １４１−％Ｎ））残部が実質的にＦ
・及び不純物元素よシなるＡノキルド鋼をＡｒ５点以上
で熱延した後、５℃／ｓ以上７０℃／ｓ以下で冷却し続
いて３００〜６５０℃の温度域で合計圧下率４０チ以上
の温間圧延を摩擦係数０．１２以下で行い、直ちに再結
晶焼鈍するか、もしくはいったん３００℃以下で巻取り
、その後再結晶焼鈍することを特徴とする薄鋼板の人造
方法にある。
．５％以下、ｉ：ｏ、ｏｏｓｏ％以下でＴｉが、４ （
（％ Ｃ）＋−Ｃ％Ｎ））≦（：％Ｔｉ〕≦０．０５＋
４（〔％ｃ ）＋ １４１−％Ｎ））残部が実質的にＦ
・及び不純物元素よシなるＡノキルド鋼をＡｒ５点以上
で熱延した後、５℃／ｓ以上７０℃／ｓ以下で冷却し続
いて３００〜６５０℃の温度域で合計圧下率４０チ以上
の温間圧延を摩擦係数０．１２以下で行い、直ちに再結
晶焼鈍するか、もしくはいったん３００℃以下で巻取り
、その後再結晶焼鈍することを特徴とする薄鋼板の人造
方法にある。
本発明の基礎研究に於いて、温間圧延で深絞り性すなわ
ち下値を上げ、つまシは焼鈍後の集合組織で１２２２
］／［２００１成分強度比を高めるための重要かつ基本
的事項は以下の点であることが明らかになった。すなわ
ち、（１）圧延集合組織を発達させるためには冷間圧延
と同様に一定値以上の合計圧下率が必要、（２）好まし
い圧延集合組織を板厚方向で均一化するＫａ十分な圧延
潤滑を行い、ある値以下の摩擦係数が必要、（３）焼鈍
時に［２２２１成分を発達させるには温間圧延時に、動
的及び静的な回復が進まず、焼鈍再結晶のための十分な
エネルギーが蓄積されること、（４）温間圧延時に固溶
のＣやＮによる動的歪時効が起らず、不均一変形が起こ
らないこと。
ち下値を上げ、つまシは焼鈍後の集合組織で１２２２
］／［２００１成分強度比を高めるための重要かつ基本
的事項は以下の点であることが明らかになった。すなわ
ち、（１）圧延集合組織を発達させるためには冷間圧延
と同様に一定値以上の合計圧下率が必要、（２）好まし
い圧延集合組織を板厚方向で均一化するＫａ十分な圧延
潤滑を行い、ある値以下の摩擦係数が必要、（３）焼鈍
時に［２２２１成分を発達させるには温間圧延時に、動
的及び静的な回復が進まず、焼鈍再結晶のための十分な
エネルギーが蓄積されること、（４）温間圧延時に固溶
のＣやＮによる動的歪時効が起らず、不均一変形が起こ
らないこと。
本発明の各条件の限定理由は以上のような要点に基づい
ており、以下その詳細を述べる。まず成分について Ｃは鋼の深絞り性を害し、また後述するようにＴｉ添加
により Ｔｉｃとして固定しまうことの意図から少ない
方が良い。しかしいたずらな低Ｃ化はそれだけコスト高
になることから、製鋼面での経済性が問題にならない範
囲で上限を０．０１％とした。
ており、以下その詳細を述べる。まず成分について Ｃは鋼の深絞り性を害し、また後述するようにＴｉ添加
により Ｔｉｃとして固定しまうことの意図から少ない
方が良い。しかしいたずらな低Ｃ化はそれだけコスト高
になることから、製鋼面での経済性が問題にならない範
囲で上限を０．０１％とした。
Ｍｎも深絞り性に有害であることから上限を０．５チと
した。その下限についてはとくに規定しないが、いたず
らな低Ｍｎ化は、製鋼技術的に経済的でなく、またＳと
の関連で熱間加工性の問題が生じるので０．０５％以上
が望ましい。
した。その下限についてはとくに規定しないが、いたず
らな低Ｍｎ化は、製鋼技術的に経済的でなく、またＳと
の関連で熱間加工性の問題が生じるので０．０５％以上
が望ましい。
ＮはＣと同様深絞り性に有害で、しかもＴｉとＴＩＮと
して固定されるため少ない方が良いが、いたずらな低Ｎ
化はコストア、ｆｔ−まねくため、その上限をｏ、 ｏ
６ ｓ ｏ％とした。
して固定されるため少ない方が良いが、いたずらな低Ｎ
化はコストア、ｆｔ−まねくため、その上限をｏ、 ｏ
６ ｓ ｏ％とした。
本発明の成分的な特徴の１つはＴｉ添加にあシ、ＴＩは
ＣとＮをそれぞれ熱延中及び温間圧延温度域までの冷却
中にＴｉＣ及びＴＩＮとして析出固定し、固溶Ｃ−？Ｎ
による温間圧延中の動的歪時効による不均一変形とそれ
による（１１０１成分の発達など、深絞り性に好ましく
ない集合組織形成を抑制する上で、Ｔｉは不可欠である
。したがってＴｉ愈の下限としてＣとＮとの化学当量比
、つまシ ４ （（％ ｃ ）＋”−ＣＡＮ ））が必要である。
ＣとＮをそれぞれ熱延中及び温間圧延温度域までの冷却
中にＴｉＣ及びＴＩＮとして析出固定し、固溶Ｃ−？Ｎ
による温間圧延中の動的歪時効による不均一変形とそれ
による（１１０１成分の発達など、深絞り性に好ましく
ない集合組織形成を抑制する上で、Ｔｉは不可欠である
。したがってＴｉ愈の下限としてＣとＮとの化学当量比
、つまシ ４ （（％ ｃ ）＋”−ＣＡＮ ））が必要である。
Ｔｉ Ｏ上限に関して、 当量以上の固溶Ｔｉは温間圧
延時の動的、静的な回復を抑制するためそれなシに有効
であるが、この回復抑制作用は析出したＴＩＮ及びＴｉ
ｅによシ十分発揮できる。逆に固溶Ｔｉが過剰になると
焼鈍時の再結晶温度を上昇させることになる。本発明で
はＴｉ添加の材質向上と焼鈍での熱経済性の観点からＴ
Ｉの上限をＣ及びＮとの当量以上の過剰量として０．０
５ ％とした。
延時の動的、静的な回復を抑制するためそれなシに有効
であるが、この回復抑制作用は析出したＴＩＮ及びＴｉ
ｅによシ十分発揮できる。逆に固溶Ｔｉが過剰になると
焼鈍時の再結晶温度を上昇させることになる。本発明で
はＴｉ添加の材質向上と焼鈍での熱経済性の観点からＴ
Ｉの上限をＣ及びＮとの当量以上の過剰量として０．０
５ ％とした。
次に熱延条件、温間圧延巻取条件について説明する。本
発明ではまず温間圧延に先立ち、温間圧延率を差引いた
シート厚までＡｒ５変態点以上で熱延する。これは通常
の熱延と同様であ）、細粒オーステナイトを形成させ、
変態後温間圧延直前のフェライト組織を微細化し、温間
圧延焼鈍での集合組織を深絞り性に好ましい方向に発達
させるためでアシ、Ａｒ５点以下の７エライト高温で圧
下されると集合組織的に（２００１成分が発達し深絞シ
性に好ましくないからである。
発明ではまず温間圧延に先立ち、温間圧延率を差引いた
シート厚までＡｒ５変態点以上で熱延する。これは通常
の熱延と同様であ）、細粒オーステナイトを形成させ、
変態後温間圧延直前のフェライト組織を微細化し、温間
圧延焼鈍での集合組織を深絞り性に好ましい方向に発達
させるためでアシ、Ａｒ５点以下の７エライト高温で圧
下されると集合組織的に（２００１成分が発達し深絞シ
性に好ましくないからである。
熱間圧延後温間圧延までの冷却速度はこの冷却の際のＴ
ｉＣの析出を制御することから規定される。
ｉＣの析出を制御することから規定される。
すなわち温間圧延前にＣ及びＮはＴｉｃあるいはＴＩＮ
として析出し、これら成分の固溶量をほぼ零にすること
が肝要であシ、本発明の冷却速度範囲はとくにＣをＴｉ
ｃとして析出させるに必要な条件に基づいている。第１
図は約０．０２％の過剰Ｔ１添加鋼（後述衣１のＡ鋼ン
を用い、８８０ｔｌ：で熱延後、５００℃までの冷却速
度を種々変化させ、５００℃で７０−の温間圧延後（仕
上厚２Ｂ）室温まで冷却し、続いて７５０Ｃで短時間焼
鈍した時のＴ値に及ばず熱間圧延後の冷却速度の影響を
示している。冷却速度が７０１：／ｓを超えるとＴ値が
著しく低下する。これはこのような高冷却速度になると
熱間圧延後の冷却中にＴＩＣの析出が起こりにくくなシ
、このため温間圧延中及びその後の焼鈍再結晶初期に固
溶Ｃが残存するために好ましい集合組織が形成されない
ことに基づくと考えられる。また析出ＴｌＣ０量が少な
いことＫよシ動的回復抑制による再結晶のための十分な
駆動エネルギーの蓄積作用が起こらないことも考えられ
、これもやはりＴ値低下の原因になっていると思われる
。いずれにしても本冷却中にＴｉＣを十分析出させるこ
とが重要であ夛、冷却速度の上限を７０”Ｃｙ’ｓとし
たのは上記理由による。一方その下限にりいては冷却ゾ
ーンの設備長さや通板速度に関連して実機での実用的見
地から５℃／ｌとした。すなわちＴ値の面から低冷却速
度が好ましいがこのＴ直向上は飽和傾向にあシ、一方い
たずらな低冷却速度を実現するためには、冷却長を長く
とり、あるいはまた通板速度を遅くする必要があるが、
これは生産性を阻害することになる。
として析出し、これら成分の固溶量をほぼ零にすること
が肝要であシ、本発明の冷却速度範囲はとくにＣをＴｉ
ｃとして析出させるに必要な条件に基づいている。第１
図は約０．０２％の過剰Ｔ１添加鋼（後述衣１のＡ鋼ン
を用い、８８０ｔｌ：で熱延後、５００℃までの冷却速
度を種々変化させ、５００℃で７０−の温間圧延後（仕
上厚２Ｂ）室温まで冷却し、続いて７５０Ｃで短時間焼
鈍した時のＴ値に及ばず熱間圧延後の冷却速度の影響を
示している。冷却速度が７０１：／ｓを超えるとＴ値が
著しく低下する。これはこのような高冷却速度になると
熱間圧延後の冷却中にＴＩＣの析出が起こりにくくなシ
、このため温間圧延中及びその後の焼鈍再結晶初期に固
溶Ｃが残存するために好ましい集合組織が形成されない
ことに基づくと考えられる。また析出ＴｌＣ０量が少な
いことＫよシ動的回復抑制による再結晶のための十分な
駆動エネルギーの蓄積作用が起こらないことも考えられ
、これもやはりＴ値低下の原因になっていると思われる
。いずれにしても本冷却中にＴｉＣを十分析出させるこ
とが重要であ夛、冷却速度の上限を７０”Ｃｙ’ｓとし
たのは上記理由による。一方その下限にりいては冷却ゾ
ーンの設備長さや通板速度に関連して実機での実用的見
地から５℃／ｌとした。すなわちＴ値の面から低冷却速
度が好ましいがこのＴ直向上は飽和傾向にあシ、一方い
たずらな低冷却速度を実現するためには、冷却長を長く
とり、あるいはまた通板速度を遅くする必要があるが、
これは生産性を阻害することになる。
なおＮに関しては、ＴＩと極めて親和力が強く、Ｎの大
部分は熱延中高温で析出してし塘うため、温間圧延中の
固溶ＮはＴＩ添加鋼であれば問題とならない。
部分は熱延中高温で析出してし塘うため、温間圧延中の
固溶ＮはＴＩ添加鋼であれば問題とならない。
つぎに温間圧延温度を３００℃〜６５０℃としたのは以
下の理由による。第２図は第１図と同じ鋼を用い、また
同様の熱間圧延後５０℃／ｌで種々の温度まで冷却、そ
の温度から２０℃の温度降下の中で７０９ｂの温間圧延
を実施（仕上２寵）、室温まで冷却後７５０℃の短時間
焼鈍した時のＴ値と温間圧延温度の関係を示す。圧延温
度が６５０℃を超えるとＴ値は急激に低下する。これは
Ｔ１添加鋼といえどもこのような高温になると動的回復
量が大きく、静的回復も急速に進むため、焼鈍再結晶で
深絞シ性に好ましい［１１１１成分が発達しないためと
思われる。一方低温での圧延はどＴ値は飽和傾向を持ち
ながらも向上するが、圧延負荷の観点からみると、低温
はど鋼材の変形抵抗は増大するため、Ｔ直向上作用と圧
延負荷のパランヌからいたずらな低温圧延は工業的に得
策でない。以上が温間圧延源ｉの上限及び下限を規定し
た理由である。
下の理由による。第２図は第１図と同じ鋼を用い、また
同様の熱間圧延後５０℃／ｌで種々の温度まで冷却、そ
の温度から２０℃の温度降下の中で７０９ｂの温間圧延
を実施（仕上２寵）、室温まで冷却後７５０℃の短時間
焼鈍した時のＴ値と温間圧延温度の関係を示す。圧延温
度が６５０℃を超えるとＴ値は急激に低下する。これは
Ｔ１添加鋼といえどもこのような高温になると動的回復
量が大きく、静的回復も急速に進むため、焼鈍再結晶で
深絞シ性に好ましい［１１１１成分が発達しないためと
思われる。一方低温での圧延はどＴ値は飽和傾向を持ち
ながらも向上するが、圧延負荷の観点からみると、低温
はど鋼材の変形抵抗は増大するため、Ｔ直向上作用と圧
延負荷のパランヌからいたずらな低温圧延は工業的に得
策でない。以上が温間圧延源ｉの上限及び下限を規定し
た理由である。
温間圧延後のストリップは直ちに再結晶焼鈍されるか、
もしくはいりたん３００℃以下で巻取られ、その後再結
晶焼鈍される。これらの方法の選択は設備配置により決
定されるが、この熱履歴の規定要因は温度圧延材の静的
回復を抑制する必要性から生じている。すなわち、温間
圧延後直ちに焼鈍に入れば静的回復は無視出来るもので
ある。
もしくはいりたん３００℃以下で巻取られ、その後再結
晶焼鈍される。これらの方法の選択は設備配置により決
定されるが、この熱履歴の規定要因は温度圧延材の静的
回復を抑制する必要性から生じている。すなわち、温間
圧延後直ちに焼鈍に入れば静的回復は無視出来るもので
ある。
巻取や後焼鈍では３００℃を超えて巻取ると、巻取９後
の復熱、徐冷過程で静的回復が進むため、再結晶の駆動
力が小さくなシ、１１１１１成分が発達せず、高ｒ［が
期待できない。温間圧延後焼鈍までの本発明条件の規定
理由である。
の復熱、徐冷過程で静的回復が進むため、再結晶の駆動
力が小さくなシ、１１１１１成分が発達せず、高ｒ［が
期待できない。温間圧延後焼鈍までの本発明条件の規定
理由である。
再結晶焼鈍は急速短時間の連続焼鈍又は箱焼鈍のどちら
でも良く、７００℃前後以上ＡｅＩ点以下の温度で所要
の下値に対応して再結晶させる。
でも良く、７００℃前後以上ＡｅＩ点以下の温度で所要
の下値に対応して再結晶させる。
深絞シ性に好ましい圧延集合組織、そして焼鈍再結晶集
合組織を発達させるための基本的条件にさらに温間圧延
率と圧延での摩擦係数がある。深絞り用冷延材で下値向
上のため所要の冷延率が必要なことは周知であり、全く
同じ理由で温間圧延効果を発揮させ、本発明で目標とす
る下値約１．２をクリアーするためには温間圧延での合
計圧下率を４０ｑ６以上とする必要からこれを合計圧下
率の下限とした。圧下率が増大すると実用的な圧下率の
範囲において下値は向上するため、とくにその上限は規
定しなかった。
合組織を発達させるための基本的条件にさらに温間圧延
率と圧延での摩擦係数がある。深絞り用冷延材で下値向
上のため所要の冷延率が必要なことは周知であり、全く
同じ理由で温間圧延効果を発揮させ、本発明で目標とす
る下値約１．２をクリアーするためには温間圧延での合
計圧下率を４０ｑ６以上とする必要からこれを合計圧下
率の下限とした。圧下率が増大すると実用的な圧下率の
範囲において下値は向上するため、とくにその上限は規
定しなかった。
温間圧延での潤滑は圧延集合組織（ひいては再結晶集合
組織）の板厚内での均一な発達による材質面と圧延操業
面で極めて重要な要素でおるが、本発明の摩擦係数の規
定はとくに材質面から規定した。すなわち第３図は第１
図と同−鋼の５００℃、７０チ圧延、室温巻取後の７５
０℃焼鈍材について、５００℃の温間圧延時に無潤滑、
ガラス、黒鉛、鉱油系など潤滑の種類と量をかえること
により摩擦係数を変えて、下値の変化をみたものである
。下値は摩擦係数が増した場合、０．１２程度までは高
下値が維持されるがそれ以上になると急激に低下してく
ることがわかる。この下値低下の原因は温度圧延蒔に摩
擦係数が大きい場合、圧延材の表面近傍は剪断変形し、
圧延集合組織さらに焼鈍再結晶集合組織で１ｌｌｌ ｌ
成分が減少するためである。またこの場合（ｉｌＯ）成
分も増大し、面内異方性Δｒの増大する不利もある。以
上が温間圧延時の摩擦係数ｆ、０．１２以下とした理由
である。
組織）の板厚内での均一な発達による材質面と圧延操業
面で極めて重要な要素でおるが、本発明の摩擦係数の規
定はとくに材質面から規定した。すなわち第３図は第１
図と同−鋼の５００℃、７０チ圧延、室温巻取後の７５
０℃焼鈍材について、５００℃の温間圧延時に無潤滑、
ガラス、黒鉛、鉱油系など潤滑の種類と量をかえること
により摩擦係数を変えて、下値の変化をみたものである
。下値は摩擦係数が増した場合、０．１２程度までは高
下値が維持されるがそれ以上になると急激に低下してく
ることがわかる。この下値低下の原因は温度圧延蒔に摩
擦係数が大きい場合、圧延材の表面近傍は剪断変形し、
圧延集合組織さらに焼鈍再結晶集合組織で１ｌｌｌ ｌ
成分が減少するためである。またこの場合（ｉｌＯ）成
分も増大し、面内異方性Δｒの増大する不利もある。以
上が温間圧延時の摩擦係数ｆ、０．１２以下とした理由
である。
かくして温間圧延されたストリップは再結晶焼鈍される
が、この際直ちに焼鈍しても良いし、いったんコイルに
巻取り、その後焼鈍しても良い。
が、この際直ちに焼鈍しても良いし、いったんコイルに
巻取り、その後焼鈍しても良い。
直ちに焼鈍する場合は連続的な急速加熱焼鈍後再度冷却
して巻取ることもできるし、急速加熱後巻取り、その後
の徐冷過程を含めて焼鈍することも可能である。要点は
要求される特性を満足するように再結晶粒成長させるべ
く、熱サイクルをストリ、７ａ内で均一に与えることに
ある。ところで、以上の如く温間圧延後に直ちに急速加
熱するときは温間圧延の際に蓄積された歪エネルギーの
焼鈍に至る過程における解放が無視できるが、いったん
巻取シ後焼鈍する工程における高温巻取の場合、巻取後
の徐冷過程で上述の歪エネルギーが解放され、その後の
再結晶焼鈍において好ましい集合組織の形成が期待でき
なくなる。本発明において巻取温度を３００℃以下とし
たのは、上述の温間圧延による歪エネルギー解放を少な
くシ、焼鈍において深絞り性に好ましい再結晶集合組織
を形成させるためであり、３００℃以下の巻取でおれば
歪エネルギー解放抑制効果が十分期待できるからでおる
。
して巻取ることもできるし、急速加熱後巻取り、その後
の徐冷過程を含めて焼鈍することも可能である。要点は
要求される特性を満足するように再結晶粒成長させるべ
く、熱サイクルをストリ、７ａ内で均一に与えることに
ある。ところで、以上の如く温間圧延後に直ちに急速加
熱するときは温間圧延の際に蓄積された歪エネルギーの
焼鈍に至る過程における解放が無視できるが、いったん
巻取シ後焼鈍する工程における高温巻取の場合、巻取後
の徐冷過程で上述の歪エネルギーが解放され、その後の
再結晶焼鈍において好ましい集合組織の形成が期待でき
なくなる。本発明において巻取温度を３００℃以下とし
たのは、上述の温間圧延による歪エネルギー解放を少な
くシ、焼鈍において深絞り性に好ましい再結晶集合組織
を形成させるためであり、３００℃以下の巻取でおれば
歪エネルギー解放抑制効果が十分期待できるからでおる
。
実施例１
我１に成分を示す各鋼種を用い、８８０℃で７Ｉ１１ま
で熱延した後、５０ ℃／ｓで５００℃まで冷却上の泪
麿で会針フ０域の遣聞座ｈｆ９行−９へＯｒで巻取った
。なお温間圧延の際の摩擦係数は鉱油系を用いて約０．
０９でありた。この巻取材を７５０℃で急速加熱焼鈍し
、その下値を調べた。結果をあわせて表１に示した。
で熱延した後、５０ ℃／ｓで５００℃まで冷却上の泪
麿で会針フ０域の遣聞座ｈｆ９行−９へＯｒで巻取った
。なお温間圧延の際の摩擦係数は鉱油系を用いて約０．
０９でありた。この巻取材を７５０℃で急速加熱焼鈍し
、その下値を調べた。結果をあわせて表１に示した。
Ａ−Ｃの鋼材はいずれも本発明の成分規定を満足する微
量Ｔｉ添加のΩキルド鋼であシ、最終焼鈍材の下値は１
．４前後と十分な深絞フ性を有することがわかる。これ
らに対しＤ鋼はＴｉ７１Ｊ−材でらシ、その下値は１．
１以下と低い、またＥ鋼はＴｉ添加鋼であるが、添加Ｔ
ｉ量がＣ及びＮとの当量以下のため焼鈍後の７値はやは
９１．１程度と低く、本発明による深絞シ性を確保する
に十分な効果が現れていない。
量Ｔｉ添加のΩキルド鋼であシ、最終焼鈍材の下値は１
．４前後と十分な深絞フ性を有することがわかる。これ
らに対しＤ鋼はＴｉ７１Ｊ−材でらシ、その下値は１．
１以下と低い、またＥ鋼はＴｉ添加鋼であるが、添加Ｔ
ｉ量がＣ及びＮとの当量以下のため焼鈍後の７値はやは
９１．１程度と低く、本発明による深絞シ性を確保する
に十分な効果が現れていない。
実施例２
表１のＣ鋼を用いて８８０℃で中間厚に熱延し、その後
の冷却速度、温間圧延条件をかえて２１！ｌまで圧延、
２５０℃で巻取った。温間圧延の際の摩擦係数は約０，
０９であっ″た。その後７５０℃で急速加熱焼鈍して下
値を調べた。巻取シまでの製造条件と下値測定結果を表
２に示した。
の冷却速度、温間圧延条件をかえて２１！ｌまで圧延、
２５０℃で巻取った。温間圧延の際の摩擦係数は約０，
０９であっ″た。その後７５０℃で急速加熱焼鈍して下
値を調べた。巻取シまでの製造条件と下値測定結果を表
２に示した。
Ａ２．３及び４５鋼材はいずれも温間圧延条件及び温間
圧延温度までの冷却速度が本発明規定内のもので、それ
らの急速加熱焼鈍後の下値は１．４前後と十分な深絞り
性を示している。これらに対し、４１材は温間圧延が高
温すぎる場合で動的回復量が大きいため深絞り性に好ま
しい再結晶集合組織が得られず、１．１程度の７値しか
示していない。扁４材は電量圧延での圧下率が小さすぎ
る場合であり、十分な圧延集合組織が発達しないため、
最終焼鈍後の下値もやはシ低い。またＡ６材は熱延後温
間圧延に至る過程の冷却速度が本発明規定よりも大きす
ぎる場合であシ、深絞り性を確保するに足る下値は得ら
れていない。
圧延温度までの冷却速度が本発明規定内のもので、それ
らの急速加熱焼鈍後の下値は１．４前後と十分な深絞り
性を示している。これらに対し、４１材は温間圧延が高
温すぎる場合で動的回復量が大きいため深絞り性に好ま
しい再結晶集合組織が得られず、１．１程度の７値しか
示していない。扁４材は電量圧延での圧下率が小さすぎ
る場合であり、十分な圧延集合組織が発達しないため、
最終焼鈍後の下値もやはシ低い。またＡ６材は熱延後温
間圧延に至る過程の冷却速度が本発明規定よりも大きす
ぎる場合であシ、深絞り性を確保するに足る下値は得ら
れていない。
実施例３
宍１のＡ鋼を用い８８０℃で７１１の中間厚に熱延し、
５０℃／Ｉで５００℃まで冷却、ここで７０チの温間圧
延した。その際の摩擦は約０．０９であった。この温間
圧延材を直ちに７５０℃の急速加熱焼鈍したり、温度を
かえて巻取り、７５０℃の急速加熱焼鈍及び徐加熱焼鈍
を行った。各焼鈍材の下値を調べ、結果を製造条件とと
もに表３に示した。
５０℃／Ｉで５００℃まで冷却、ここで７０チの温間圧
延した。その際の摩擦は約０．０９であった。この温間
圧延材を直ちに７５０℃の急速加熱焼鈍したり、温度を
かえて巻取り、７５０℃の急速加熱焼鈍及び徐加熱焼鈍
を行った。各焼鈍材の下値を調べ、結果を製造条件とと
もに表３に示した。
表 ３
ＪＩ＆７材は温間圧延後直ちに急速加熱焼鈍しそのまま
巻取り徐冷したもので、この方法でも十分な下値が得ら
れることがわかる。ＡＩＯ及びＡｌｌ材は３００℃以下
で巻取った後、それぞれ急速加熱焼鈍及び徐加熱焼鈍を
行ったものであり、いずれもすぐれた深絞り性を示して
いる。これらに対し、Ａ８材及びＡ９材は本発明規定以
上の高温で巻取った後急速加熱や徐加熱焼鈍を行ったも
のであシ、いずれも巻取径徐冷中に歪回復が進行するた
め深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発達せず高７値
が得られていない。
巻取り徐冷したもので、この方法でも十分な下値が得ら
れることがわかる。ＡＩＯ及びＡｌｌ材は３００℃以下
で巻取った後、それぞれ急速加熱焼鈍及び徐加熱焼鈍を
行ったものであり、いずれもすぐれた深絞り性を示して
いる。これらに対し、Ａ８材及びＡ９材は本発明規定以
上の高温で巻取った後急速加熱や徐加熱焼鈍を行ったも
のであシ、いずれも巻取径徐冷中に歪回復が進行するた
め深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発達せず高７値
が得られていない。
以上の如く本発明によれば、熱延材で従来１．０以下で
あった下値を１．２ないしそれ以上とし、優れた深絞シ
性を達成することが可能である。これまで熱延−冷延−
焼鈍により製造せざるを得なかった比較的厚肉でしかも
高度の深絞り性が要求される薄鋼板の多くが、末法によ
り冷延の省略が期待でき、その経済的効果も計り知れな
い。なお本発明の温間圧延−巻取後に軽度の形状、板厚
調整を考えた冷圧を付与することも本発明の効果を何ら
損うものでなく、むしろ冷延集合組成、したがって焼鈍
再結晶集合組織が深絞り性に好ましい方向に発達するこ
とも明らかである。
あった下値を１．２ないしそれ以上とし、優れた深絞シ
性を達成することが可能である。これまで熱延−冷延−
焼鈍により製造せざるを得なかった比較的厚肉でしかも
高度の深絞り性が要求される薄鋼板の多くが、末法によ
り冷延の省略が期待でき、その経済的効果も計り知れな
い。なお本発明の温間圧延−巻取後に軽度の形状、板厚
調整を考えた冷圧を付与することも本発明の効果を何ら
損うものでなく、むしろ冷延集合組成、したがって焼鈍
再結晶集合組織が深絞り性に好ましい方向に発達するこ
とも明らかである。
第１図は熱延後温間圧延までの冷却速度と下値との関係
を示す説明図、第２図は温間圧延温度と下値との関係を
示す説明図、第３図は温間圧延時の摩擦係数と７値との
関係を示す説明図である。 ８５０”ｃ−５００”ｃ聞のノド即区炙（”ｃ／ｓ）第
１図 オー４刈（イ系４じ（ 第３図
を示す説明図、第２図は温間圧延温度と下値との関係を
示す説明図、第３図は温間圧延時の摩擦係数と７値との
関係を示す説明図である。 ８５０”ｃ−５００”ｃ聞のノド即区炙（”ｃ／ｓ）第
１図 オー４刈（イ系４じ（ 第３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ０．０１％以下、Ｍｎ０．５％以下、Ｎ０．００５０
％以下、Ｔｉ：４（〔％Ｃ〕＋１２／１４〔％Ｎ〕≦〔
％Ｔｉ〕≦０．０５＋４（〔％Ｃ〕＋１２／１４〔％Ｎ
〕）、残部が実質的にＦｅ及び不純物元素よりなるＡｌ
キルド鋼をＡｒ＿３点以上で熱延した後、５℃／ｓ以上
７０℃／ｓ以下で冷却し、続いて３００〜６５０℃の温
度域で合計圧下率４０％以上の温間圧延を摩擦係数０．
１２以下で行い、直ちに再結晶焼鈍するかもしくはいっ
たん３００℃以下で巻取りその後再結晶焼鈍することを
特徴とする深絞り性の優れた薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9743586A JPS62253733A (ja) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9743586A JPS62253733A (ja) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62253733A true JPS62253733A (ja) | 1987-11-05 |
| JPH0411607B2 JPH0411607B2 (ja) | 1992-03-02 |
Family
ID=14192292
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9743586A Granted JPS62253733A (ja) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62253733A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0665641A (ja) * | 1992-08-18 | 1994-03-08 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる薄鋼板の製造方法 |
| CN111321351A (zh) * | 2020-04-23 | 2020-06-23 | 东北大学 | 一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625930A (en) * | 1979-08-10 | 1981-03-12 | Nippon Steel Corp | Manufacture of cold rolled steel sheet excellent in deep drawing property by hot rolling |
| JPS589932A (ja) * | 1981-07-08 | 1983-01-20 | Nippon Steel Corp | 集合組織の主方位成分が（１１０）〔００１〕である薄鋼板の製造法 |
| JPS59226149A (ja) * | 1983-06-03 | 1984-12-19 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-04-26 JP JP9743586A patent/JPS62253733A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625930A (en) * | 1979-08-10 | 1981-03-12 | Nippon Steel Corp | Manufacture of cold rolled steel sheet excellent in deep drawing property by hot rolling |
| JPS589932A (ja) * | 1981-07-08 | 1983-01-20 | Nippon Steel Corp | 集合組織の主方位成分が（１１０）〔００１〕である薄鋼板の製造法 |
| JPS59226149A (ja) * | 1983-06-03 | 1984-12-19 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0665641A (ja) * | 1992-08-18 | 1994-03-08 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる薄鋼板の製造方法 |
| CN111321351A (zh) * | 2020-04-23 | 2020-06-23 | 东北大学 | 一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0411607B2 (ja) | 1992-03-02 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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