JP2938147B2 - 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法Info
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- JP2938147B2 JP2938147B2 JP14724090A JP14724090A JP2938147B2 JP 2938147 B2 JP2938147 B2 JP 2938147B2 JP 14724090 A JP14724090 A JP 14724090A JP 14724090 A JP14724090 A JP 14724090A JP 2938147 B2 JP2938147 B2 JP 2938147B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造した後、熱間圧
延工程を省略もしくは簡略化し、冷延・焼鈍して製造さ
れる延性あるいは深絞り性の優れた冷延鋼板で、しかも
成形加工時に肌荒れの生じない冷延鋼板の製造方法に関
するものである。
延工程を省略もしくは簡略化し、冷延・焼鈍して製造さ
れる延性あるいは深絞り性の優れた冷延鋼板で、しかも
成形加工時に肌荒れの生じない冷延鋼板の製造方法に関
するものである。
（従来の技術） 近年、薄板製造工程の大幅な短縮化を図るため、新し
い薄板製造プロセスとして溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造
し、熱延における粗圧延、あるいは熱延そのものを省略
して冷延鋼板を製造するといった方法が提案されてい
る。しかし、これらの方法には、従来の製造工程では問
題にならなかった、冷延前における析出物の析出不足及
び粗大な結晶粒に起因して、冷延・焼鈍後の延性を従来
工程のものに比べて劣化させるという欠点がある。中で
も、熱延工程を省略する工程では薄鋳帯の組織が粗大な
ため、この工程で得られた冷延鋼板は成形加工すると肌
荒れが生ずる。この肌荒れを防止しかつ、延性あるいは
深絞り性を改善するためには鋳造後の組織を微細化する
必要があるが、その方法としてすでに（１）特開昭62−
207828、（２）特開昭61−99630及び（３）特開昭63−6
2822号公報に開示されている。（１）は、Caを添加して
形成されるCaOやCaSをδフェライトの晶出核として利用
し、凝固組織を細かくしようとするものである。しか
し、こうした凝固組織の制御は鋼中ＯやＳ量、溶鋼温度
あるいは添加元素の添加時期など制約条件が多いため鋳
造が困難である。また、鋳片の組織が不均一となりやす
く、その結果、冷延・焼鈍後の組織を不均一として延性
を劣化させる。一方、（２）及び（３）はインラインで
の再熱処理により鋳片の組織微細化を図るものである
が、いずれも凝固後の冷却条件については何ら規制され
たものではない。つまり凝固後の冷却条件を規制するこ
とでさらに鋳片の組織を微細化し、冷延・焼鈍後の優れ
た延性あるいは深絞り性を得る方法を開示した本発明と
は異なるものである。
い薄板製造プロセスとして溶鋼から直接薄鋳帯を鋳造
し、熱延における粗圧延、あるいは熱延そのものを省略
して冷延鋼板を製造するといった方法が提案されてい
る。しかし、これらの方法には、従来の製造工程では問
題にならなかった、冷延前における析出物の析出不足及
び粗大な結晶粒に起因して、冷延・焼鈍後の延性を従来
工程のものに比べて劣化させるという欠点がある。中で
も、熱延工程を省略する工程では薄鋳帯の組織が粗大な
ため、この工程で得られた冷延鋼板は成形加工すると肌
荒れが生ずる。この肌荒れを防止しかつ、延性あるいは
深絞り性を改善するためには鋳造後の組織を微細化する
必要があるが、その方法としてすでに（１）特開昭62−
207828、（２）特開昭61−99630及び（３）特開昭63−6
2822号公報に開示されている。（１）は、Caを添加して
形成されるCaOやCaSをδフェライトの晶出核として利用
し、凝固組織を細かくしようとするものである。しか
し、こうした凝固組織の制御は鋼中ＯやＳ量、溶鋼温度
あるいは添加元素の添加時期など制約条件が多いため鋳
造が困難である。また、鋳片の組織が不均一となりやす
く、その結果、冷延・焼鈍後の組織を不均一として延性
を劣化させる。一方、（２）及び（３）はインラインで
の再熱処理により鋳片の組織微細化を図るものである
が、いずれも凝固後の冷却条件については何ら規制され
たものではない。つまり凝固後の冷却条件を規制するこ
とでさらに鋳片の組織を微細化し、冷延・焼鈍後の優れ
た延性あるいは深絞り性を得る方法を開示した本発明と
は異なるものである。
（発明が解決しようとする課題） 成形加工後の肌荒れを防止しかつ、延性あるいは深絞
り性を改善するために直接薄鋳帯に鋳造された鋳片につ
いて、熱延工程を省略あるいは簡略した工程でも、冷延
前の組織が微細均一であり、また、冷延・焼鈍後の組織
も均一な冷延鋼板の製造工程を確立することが、本発明
の目的である。
り性を改善するために直接薄鋳帯に鋳造された鋳片につ
いて、熱延工程を省略あるいは簡略した工程でも、冷延
前の組織が微細均一であり、また、冷延・焼鈍後の組織
も均一な冷延鋼板の製造工程を確立することが、本発明
の目的である。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、
溶鋼から薄鋳帯に鋳造後、第１図に示すような熱履歴で
凝固からフェライト域まで冷却し、再び加熱することで
フェライトからオーステナイトへの逆変態を伴う一回の
繰り返し熱処理と、その初期組織として粒内フェライト
を活用することで、冷延前の組織を微細均一化すること
を見いだしたのである。すなわち本発明は、鋳造後オー
ステナイト域からフェライト変態温度域までの冷却速度
を適切にとることで、粗大オーステナイトを粒内変態フ
ェライトにより不均一ながらも一度微細組織としてお
き、その後、再度オーステナイト化することで、短時間
でかつ従来熱延材と同等の微細なオーステナイト組織を
得ることを特徴としている。また本発明によれば、逆変
態を付加することにより、従来の粒内フェライト組織の
形成で問題点となっていた組織の不均一化を解消すると
ともに、従来この不均一化を軽減するために製造上限定
されていた成分条件・圧下条件等の緩和を図ることがで
きる。つまり、冷延前の組織を微細均一化することによ
り冷延・焼鈍後の組織を均一化し、その結果、延性ある
いは深絞り性を改善しかつ、成形加工後の肌荒れの発生
を防止するものである。
溶鋼から薄鋳帯に鋳造後、第１図に示すような熱履歴で
凝固からフェライト域まで冷却し、再び加熱することで
フェライトからオーステナイトへの逆変態を伴う一回の
繰り返し熱処理と、その初期組織として粒内フェライト
を活用することで、冷延前の組織を微細均一化すること
を見いだしたのである。すなわち本発明は、鋳造後オー
ステナイト域からフェライト変態温度域までの冷却速度
を適切にとることで、粗大オーステナイトを粒内変態フ
ェライトにより不均一ながらも一度微細組織としてお
き、その後、再度オーステナイト化することで、短時間
でかつ従来熱延材と同等の微細なオーステナイト組織を
得ることを特徴としている。また本発明によれば、逆変
態を付加することにより、従来の粒内フェライト組織の
形成で問題点となっていた組織の不均一化を解消すると
ともに、従来この不均一化を軽減するために製造上限定
されていた成分条件・圧下条件等の緩和を図ることがで
きる。つまり、冷延前の組織を微細均一化することによ
り冷延・焼鈍後の組織を均一化し、その結果、延性ある
いは深絞り性を改善しかつ、成形加工後の肌荒れの発生
を防止するものである。
つまり、本発明は次のように構成したものである。
C:0.02〜0.2wt％以下、Si:2.0wt％以下、Mn:0.1〜3.0
wt％,P:0.15wt％以下、S:0.02wt.％以下、Al:0.01〜0.1
wt％を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる溶鋼を
連続鋳造にて薄鋼帯に鋳造後、凝固からオーステナイト
域までを平均冷却速度:30℃/s以下で、さらにオーステ
ナイト域から平均冷却速度:5℃/s以上で（１）式を満た
す温度T1以下まで冷却してフェライト変態を終了させウ
ィッドマンシュテンフェライト組織とし、続いて平均昇
温速度５℃/s以上の昇温速度で再びAe3変態点以上の温
度域まで加熱して再び完全にオーステナイトへ変態さ
せ、再度冷却した後、通常の方法で冷間圧延を施し、連
続焼鈍さらに調質圧延を行なって得られる冷延鋼板の製
造方法。
wt％,P:0.15wt％以下、S:0.02wt.％以下、Al:0.01〜0.1
wt％を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる溶鋼を
連続鋳造にて薄鋼帯に鋳造後、凝固からオーステナイト
域までを平均冷却速度:30℃/s以下で、さらにオーステ
ナイト域から平均冷却速度:5℃/s以上で（１）式を満た
す温度T1以下まで冷却してフェライト変態を終了させウ
ィッドマンシュテンフェライト組織とし、続いて平均昇
温速度５℃/s以上の昇温速度で再びAe3変態点以上の温
度域まで加熱して再び完全にオーステナイトへ変態さ
せ、再度冷却した後、通常の方法で冷間圧延を施し、連
続焼鈍さらに調質圧延を行なって得られる冷延鋼板の製
造方法。
T1（℃）＝Ae3−2000×（Cwt％） （１） まず、本発明における化学成分の限定理由について述
べる。
べる。
Ｃは、鋼の強度を決める重要な元素であるとともにオ
ーステナイトからフェライトへの変態において、その組
織形態を決定する最も重要な元素である。過度の添加は
溶接性を劣化させるため上限を0.2wt％とする。また、
本発明のような初期の変態組織としてウイッドマンシュ
テッテンフェライトとするためには0.02％以上の添加が
必要である。
ーステナイトからフェライトへの変態において、その組
織形態を決定する最も重要な元素である。過度の添加は
溶接性を劣化させるため上限を0.2wt％とする。また、
本発明のような初期の変態組織としてウイッドマンシュ
テッテンフェライトとするためには0.02％以上の添加が
必要である。
Siは、鋼の強度−延性バランスをくずさずに高強度化
する場合に添加するとともに、変態点をあげてフェライ
トの析出を促進させるために添加する。しかし、過度の
添加は延性及び表面性状の劣化をきたすため、上限を2.
0wt％とする。
する場合に添加するとともに、変態点をあげてフェライ
トの析出を促進させるために添加する。しかし、過度の
添加は延性及び表面性状の劣化をきたすため、上限を2.
0wt％とする。
MnはＣと同様、鋼の高強度化を目的に添加される元素
であるとともに、粒内フェライト組織形成のために必要
不可欠な元素である。すなわちこれは後述するＳと鋼中
でMnSを形成し、鋼中の不可避的成分により形成される
酸化物上に析出することでフェライトの変態核となる。
このため添加量としてはこの効果が明瞭に現われる0.1
％以上とし、また上限については製鋼工程における組成
制御のコストが低く抑えられ、また、加工性を劣化させ
ないように3.0％以下と限定する。
であるとともに、粒内フェライト組織形成のために必要
不可欠な元素である。すなわちこれは後述するＳと鋼中
でMnSを形成し、鋼中の不可避的成分により形成される
酸化物上に析出することでフェライトの変態核となる。
このため添加量としてはこの効果が明瞭に現われる0.1
％以上とし、また上限については製鋼工程における組成
制御のコストが低く抑えられ、また、加工性を劣化させ
ないように3.0％以下と限定する。
Ｐも鋼を高強度化するために添加する元素であるが、
過度の添加は延性及び溶接性を劣化させるため、上限を
0.15wt％とする。
過度の添加は延性及び溶接性を劣化させるため、上限を
0.15wt％とする。
ＳはMnと同様、本発明において重要な役割を果たすMn
Sの構成元素である。しかし過剰の添加は熱間割れの原
因となるため0.02wt％以下とするが、脱硫コストの上昇
などの問題から0.003wt％以上が好ましい。
Sの構成元素である。しかし過剰の添加は熱間割れの原
因となるため0.02wt％以下とするが、脱硫コストの上昇
などの問題から0.003wt％以上が好ましい。
Alは鋼の脱酸のために必要であり、0.01wt％以上必要
である。一方、過剰の添加はコストアップとなるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は0.1wt％
とする。
である。一方、過剰の添加はコストアップとなるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は0.1wt％
とする。
なお本発明においては、前記した以外の成分は原則と
して低く抑えられるべきであるが、他方、製品の強度を
高める等を目的として、必要に応じて適宜量のTi,V,Nb,
Mo,B等を添加してもよく、特にTi,Vなどは粒内フェライ
ト変態を促進させる元素として添加されることがある
が、本発明はこれによって何ら制限を受けるものではな
い。
して低く抑えられるべきであるが、他方、製品の強度を
高める等を目的として、必要に応じて適宜量のTi,V,Nb,
Mo,B等を添加してもよく、特にTi,Vなどは粒内フェライ
ト変態を促進させる元素として添加されることがある
が、本発明はこれによって何ら制限を受けるものではな
い。
次に製造方法について述べる。
本発明においては、以上述べたような成分の鋼を鋳造
後、オーステナイト域で全圧下量で80％以下の加工を施
してから最初のフェライト変態を行なわせてもよい。こ
こで加工量に上限を設けたのは、これ以上の圧下を行な
うことは、従来の熱延工程と冶金組織学的にもまた製造
コスト上からも何ら差異はなくなるためである。一方、
鋳片の表面性状を整える等の目的で行なわれる15％以下
の軽圧下もこの中に含まれる。
後、オーステナイト域で全圧下量で80％以下の加工を施
してから最初のフェライト変態を行なわせてもよい。こ
こで加工量に上限を設けたのは、これ以上の圧下を行な
うことは、従来の熱延工程と冶金組織学的にもまた製造
コスト上からも何ら差異はなくなるためである。一方、
鋳片の表面性状を整える等の目的で行なわれる15％以下
の軽圧下もこの中に含まれる。
次に本発明で最も重要な薄鋼帯の冷却及び加熱条件に
ついてであるが、凝固後オーステナイト域、好ましくは
Ar3変態点直上までの温度域は比較的緩やかに冷却し、
粒内ウイツドマンシュテッテンフェライトの変態核とな
るMnSを十分に析出させる必要がある。そのためこの範
囲の冷却速度を30℃/s以下とする。これ以上の冷却速度
をとるとMnSの析出が不十分となるため、次の冷却過程
においてオーステナイト粒界からフェライトが析出する
ようになり、粒内ウイッドマンシュテッテンフェライト
の析出が少なく不均一な組織となる。そのため、冷延・
焼鈍後の組織も不均一なものとなり、成形加工時の肌荒
れや延性の劣化を招く。続いてオーステナイト域、好ま
しくはAr3変態点直上から平均冷却速度:5℃/s以上で
（１）式を満たす温度T1以下まで冷却する必要がある。
T1以下の温度まで冷却されない場合は、後述するように
Ae3点以上の温度域まで再加熱し冷却してもポリゴナル
フェライトが得られない。（１）式によって限定された
T1という温度からAe3までの温度範囲は、通常の熱延工
程においてオーステナイト粒界からフェライトが析出す
る温度であるが、この温度範囲を５℃/s以下の冷却速度
で徐冷するとこの間にオーステナイト粒界から粗大なフ
ェライトが析出し、後の逆変態においても微細なオース
テナイト組織とすることが困難となる。そのため、前述
したように冷延・焼鈍後、成形加工時の肌荒れ発生の原
因となるとともに、やはり延性の劣化を招く。なお、粒
内ウイッドマンシュテッテンフェライトの効率的な形成
はT1温度以下に冷却後数分間保持することで容易に達成
される。
ついてであるが、凝固後オーステナイト域、好ましくは
Ar3変態点直上までの温度域は比較的緩やかに冷却し、
粒内ウイツドマンシュテッテンフェライトの変態核とな
るMnSを十分に析出させる必要がある。そのためこの範
囲の冷却速度を30℃/s以下とする。これ以上の冷却速度
をとるとMnSの析出が不十分となるため、次の冷却過程
においてオーステナイト粒界からフェライトが析出する
ようになり、粒内ウイッドマンシュテッテンフェライト
の析出が少なく不均一な組織となる。そのため、冷延・
焼鈍後の組織も不均一なものとなり、成形加工時の肌荒
れや延性の劣化を招く。続いてオーステナイト域、好ま
しくはAr3変態点直上から平均冷却速度:5℃/s以上で
（１）式を満たす温度T1以下まで冷却する必要がある。
T1以下の温度まで冷却されない場合は、後述するように
Ae3点以上の温度域まで再加熱し冷却してもポリゴナル
フェライトが得られない。（１）式によって限定された
T1という温度からAe3までの温度範囲は、通常の熱延工
程においてオーステナイト粒界からフェライトが析出す
る温度であるが、この温度範囲を５℃/s以下の冷却速度
で徐冷するとこの間にオーステナイト粒界から粗大なフ
ェライトが析出し、後の逆変態においても微細なオース
テナイト組織とすることが困難となる。そのため、前述
したように冷延・焼鈍後、成形加工時の肌荒れ発生の原
因となるとともに、やはり延性の劣化を招く。なお、粒
内ウイッドマンシュテッテンフェライトの効率的な形成
はT1温度以下に冷却後数分間保持することで容易に達成
される。
次に本発明においては、このようにして形成されたフ
ェライト組織を再度オーステナイト化する際、その昇温
速度を５℃/s以上としなければならない。なぜならばこ
の加熱速度が遅いと生成したオーステナイトが粗大化す
るためである。また限定はしないが、これと同等の理由
により加熱温度やその温度での保定は、組織が完全にオ
ーステナイト化する範囲でできるだけ低くかつ短くする
ことが望ましい。また、このオーステナイトの状態で圧
延を加えることは細粒化により好ましいので、本発明の
趣旨を損ねるものではない。
ェライト組織を再度オーステナイト化する際、その昇温
速度を５℃/s以上としなければならない。なぜならばこ
の加熱速度が遅いと生成したオーステナイトが粗大化す
るためである。また限定はしないが、これと同等の理由
により加熱温度やその温度での保定は、組織が完全にオ
ーステナイト化する範囲でできるだけ低くかつ短くする
ことが望ましい。また、このオーステナイトの状態で圧
延を加えることは細粒化により好ましいので、本発明の
趣旨を損ねるものではない。
なおこの状態でオーステナイト粒径は、従来熱延工程
における圧延終了時の粒径と同等であり、この後の冷却
条件は特に従来工程と異なるものではない。すなわちこ
こでの冷却条件を適宜選ぶことにより、微細なポリゴナ
ルフェライト組織とすることはもちろん、必要に応じて
フェライトとベイナイトやマルテンサイトやパーライト
などの混合組織を形成することも可能である。
における圧延終了時の粒径と同等であり、この後の冷却
条件は特に従来工程と異なるものではない。すなわちこ
こでの冷却条件を適宜選ぶことにより、微細なポリゴナ
ルフェライト組織とすることはもちろん、必要に応じて
フェライトとベイナイトやマルテンサイトやパーライト
などの混合組織を形成することも可能である。
冷間圧延及び焼鈍工程は通常行なわれる方法で良く、
とくに焼鈍は箱焼鈍あるいは連続焼鈍で過時効処理を行
なっても何らさしつかえない。
とくに焼鈍は箱焼鈍あるいは連続焼鈍で過時効処理を行
なっても何らさしつかえない。
このように本発明法によれば、薄鋳帯からでも従来材
と同等の組織の作り分けができる。さらに薄鋳帯を出発
とするため偏析が少なく、しばしば従来の熱延材に生じ
るバンド状の不均一組織が全く形成されず、完全に等方
向な組織を得ることができる。
と同等の組織の作り分けができる。さらに薄鋳帯を出発
とするため偏析が少なく、しばしば従来の熱延材に生じ
るバンド状の不均一組織が全く形成されず、完全に等方
向な組織を得ることができる。
（実施例） C:0.10wt％,Si:0.1wt％,Mn:1.2wt％,P:0.011wt％,S:
0.009wt％,Al:0.025wt％，残部Fe及び不可避的不純物か
らなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造にて薄鋳帯とした。次
いで第１図に示すような熱履歴で、第１表に示すような
圧下、冷却及び加熱を行ない、鋳片の板厚を4mmとし、
最終冷却終了後、600℃で巻取った。酸洗後80％の冷間
圧延を施した後、750℃で１分の連続焼鈍を行ない、続
いて１％の調質圧延をした。その後JIS Z 2201,5号試験
片に加工し、同2241記載の試験方法にしたがって引張試
験を行なった。第２表にその結果を示す。
0.009wt％,Al:0.025wt％，残部Fe及び不可避的不純物か
らなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造にて薄鋳帯とした。次
いで第１図に示すような熱履歴で、第１表に示すような
圧下、冷却及び加熱を行ない、鋳片の板厚を4mmとし、
最終冷却終了後、600℃で巻取った。酸洗後80％の冷間
圧延を施した後、750℃で１分の連続焼鈍を行ない、続
いて１％の調質圧延をした。その後JIS Z 2201,5号試験
片に加工し、同2241記載の試験方法にしたがって引張試
験を行なった。第２表にその結果を示す。
鋳造後の圧下及び熱履歴が本発明の範囲にしたがった
No.1,2,3,8,9及び10では、冷延前（鋳片）の組織が均一
なポリゴナルフェライト組織となり、それに伴って冷延
・焼鈍後の組織も均一である。そのため、引張試験を行
なっても肌荒れが発生せず、延性が優れている。一方、
冷却終了温度（Tf）がT1よりも高くはずれたNo.4では、
冷却途中でウイッドマンシュテッテンフェライトとなら
ないため、最終冷却後の冷延前組織がウイッドマンシュ
テッテンフェライトとなり冷却焼鈍後の組織が不均一で
材質が硬質化し、延性が低い。また、鋳造後の冷却ある
いは再加熱速度が本発明の範囲からはずれたNo.5,6及び
７でも冷延前の組織は不均一あるいは粗大なポリゴナル
フェライト組織であるため、冷延・焼鈍後の組織が不均
一で延性の劣化を招いている。とくに冷延前の組織が粗
大なポリゴナルフェライトであったNo.6及び７では肌荒
れが生じている。
No.1,2,3,8,9及び10では、冷延前（鋳片）の組織が均一
なポリゴナルフェライト組織となり、それに伴って冷延
・焼鈍後の組織も均一である。そのため、引張試験を行
なっても肌荒れが発生せず、延性が優れている。一方、
冷却終了温度（Tf）がT1よりも高くはずれたNo.4では、
冷却途中でウイッドマンシュテッテンフェライトとなら
ないため、最終冷却後の冷延前組織がウイッドマンシュ
テッテンフェライトとなり冷却焼鈍後の組織が不均一で
材質が硬質化し、延性が低い。また、鋳造後の冷却ある
いは再加熱速度が本発明の範囲からはずれたNo.5,6及び
７でも冷延前の組織は不均一あるいは粗大なポリゴナル
フェライト組織であるため、冷延・焼鈍後の組織が不均
一で延性の劣化を招いている。とくに冷延前の組織が粗
大なポリゴナルフェライトであったNo.6及び７では肌荒
れが生じている。
実施例２ 第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造
にて3mmの薄鋳帯に鋳造後した。次いで10℃/sで900℃ま
で冷却し、続いて10℃/sで500℃まで冷却後ただちに10
℃/sで1000℃に加熱した。さらに50℃/sで600℃まで冷
却しその温度で巻取った。酸洗後73％の圧下率で冷間圧
延を施した後、第３表に示した条件で１分の連続焼鈍を
行ない、１％の調質圧延をし、実施例１と同じ方法にて
引張試験を行なった。第４表にその結果を示す。
にて3mmの薄鋳帯に鋳造後した。次いで10℃/sで900℃ま
で冷却し、続いて10℃/sで500℃まで冷却後ただちに10
℃/sで1000℃に加熱した。さらに50℃/sで600℃まで冷
却しその温度で巻取った。酸洗後73％の圧下率で冷間圧
延を施した後、第３表に示した条件で１分の連続焼鈍を
行ない、１％の調質圧延をし、実施例１と同じ方法にて
引張試験を行なった。第４表にその結果を示す。
本発明の方法にしたがったA,B,C,D,E,F及びＧ鋼は、
例延・焼鈍後に肌荒れが生じることなく優れた延性ある
いは深絞り性を示している。ＣあるいはMn量が低くはず
れたＨ及びＩ鋼では鋳片での組織が冷却途中でウイッド
マンシュテッテンフェライト組織とならないことに起因
し不均一なため、冷延・焼鈍後の組織も不均一となる。
そのため、延性及び深絞り性が悪い。
例延・焼鈍後に肌荒れが生じることなく優れた延性ある
いは深絞り性を示している。ＣあるいはMn量が低くはず
れたＨ及びＩ鋼では鋳片での組織が冷却途中でウイッド
マンシュテッテンフェライト組織とならないことに起因
し不均一なため、冷延・焼鈍後の組織も不均一となる。
そのため、延性及び深絞り性が悪い。
（発明の効果） 本発明によれば、薄鋳帯に鋳造しても冷延前の組織が
微細均一化し、その結果、冷延・焼鈍後の組織も均一な
ものとなり、成形加工時の肌荒れを防止できると同時
に、延性あるいは深絞り性を確保るすることができる。
つまり、熱延工程を省略した工程においても従来工程で
の材質と同等以上の冷延鋼板を製造することが可能とな
り、従来工程に比べて大幅なコストダウンが図れる。
微細均一化し、その結果、冷延・焼鈍後の組織も均一な
ものとなり、成形加工時の肌荒れを防止できると同時
に、延性あるいは深絞り性を確保るすることができる。
つまり、熱延工程を省略した工程においても従来工程で
の材質と同等以上の冷延鋼板を製造することが可能とな
り、従来工程に比べて大幅なコストダウンが図れる。
第１図は鋳造後の熱履歴を示したものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 (56)参考文献 特開 昭63−115654（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−62822（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 11/00 - 11/22 C21D 9/48 C22C 38/00
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.20〜0.2wt％、Si:2.0wt％以下、Mn:0.
1〜3.0wt％、P:0.15wt％以下、S:0.02wt％以下、Al:0.0
1〜0.1wt％を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
溶鋼を連続鋳造にて薄鋼帯に鋳造後、凝固からオーステ
ナイト域までを平均冷却速度:30℃/s以下で、さらにオ
ーステナイト域から平均冷却速度:5℃/s以上で（１）式
を満たす温度T1以下まで冷却してフェライト変態を終了
させウィッドマンシュテンフェライト組織とし、続いて
平均昇温速度５℃/s以上の昇温速度で再びAe3変態点以
上の温度域まで加熱して再び完全にオーステナイトへ変
態させ、再度冷却した後、通常の方法で冷間圧延を施
し、連続焼鈍さらに調質圧延を行なって得られる冷延鋼
板の製造方法。 T1（℃）＝Ae3−2000×（Cwt％） （１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14724090A JP2938147B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-06-07 | 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2-96250 | 1990-04-13 | ||
| JP9625090 | 1990-04-13 | ||
| JP14724090A JP2938147B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-06-07 | 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0421723A JPH0421723A (ja) | 1992-01-24 |
| JP2938147B2 true JP2938147B2 (ja) | 1999-08-23 |
Family
ID=26437457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14724090A Expired - Lifetime JP2938147B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-06-07 | 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2938147B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1994025635A1 (en) | 1993-04-26 | 1994-11-10 | Nippon Steel Corporation | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
| AUPR047900A0 (en) * | 2000-09-29 | 2000-10-26 | Bhp Steel (Jla) Pty Limited | A method of producing steel |
-
1990
- 1990-06-07 JP JP14724090A patent/JP2938147B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0421723A (ja) | 1992-01-24 |
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