JPH02415B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH02415B2 JPH02415B2 JP18877582A JP18877582A JPH02415B2 JP H02415 B2 JPH02415 B2 JP H02415B2 JP 18877582 A JP18877582 A JP 18877582A JP 18877582 A JP18877582 A JP 18877582A JP H02415 B2 JPH02415 B2 JP H02415B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- hot rolling
- drawability
- steel
- rolled
- 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
Links
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 26
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 22
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 8
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 7
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 6
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 27
- 239000000463 material Substances 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 14
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 6
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 5
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000655 Killed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000010079 rubber tapping Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は連続焼鈍による絞り性の良好な冷延
鋼板の製造方法に関するものである。 絞り性の良好な冷延鋼板は、従来低炭素アルミ
キルド鋼を素材とし、箱焼鈍法により主として製
造されて来た。しかし箱焼鈍法は、処理に日数を
要するばかりでなく、コイル状態で熱処理される
ためコイルの半径方向で加熱および冷却速度に差
異を生じその結果コイル全体にわたつて均質な材
質を得ることが困難であつた。 これに対して連続焼鈍法を用いると箱焼鈍法に
よる上掲の欠点を解消することが可能である。 しかし連続焼鈍では、急速加熱、急速冷却処理
を伴なうため結晶粒の成長性が悪く、また鋼中に
固溶しているＣの析出が進まないため硬質で絞り
性、耐時効性が劣る。 連続焼鈍法のこれらの欠点を解消するため特公
昭50−1341号公報に開示されているように熱間圧
延時、高温で巻取ることにより絞り性に有利な方
位の粒成長を促進させ、かつ連続焼鈍中急速冷却
後に300℃〜500℃で数秒〜数分の過時効処理を行
なつて、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、耐時
効性の改善を行なう方法が提案されているが、熱
延時の高温巻取は酸洗性の低下を伴なうばかりで
なくこのような方法により製造された冷延鋼板の
絞り性は末だ箱焼鈍材の材質よりも劣つている。 一方連続焼鈍材の耐時効性を悪化させている主
原因が固溶Ｃに依存することからＣ含有量を
0.0050％以下に低減した極低炭素鋼の素材を用い
て耐時効性を向上させる方法も提案されている。 ところで一般に絞り用鋼板を製造するに際し、
高いランクフオード値（値＝（r0＋2r45＋
r90）／４）を得るためには、熱延仕上げをAr3変
態点以上で終了することが必須とされている。 それというのは、箱焼鈍法、連続焼鈍法の何れ
を問わずAr3変態点以下、すなわちα（フエライ
ト）＋γ（オーステナイト）の２相域又はα域で熱
延を終了したときには、絞り性に不利な（110）、
（100）方位が板面に平行に発達し、そのため焼鈍
時に絞り性に有利な（111）方位を板面に平行に
発達させるのを阻害するとされていたことによ
る。 ここで上記のように、Ｃ量を極端に低くするこ
とは、耐時効性の面では有利であるが、それによ
るAr3変態点の上昇を伴うので熱延仕上時、γ
（オーステナイト）域で仕上げ圧延を終了させる
ためには、スラブ加熱温度の上昇や熱延の圧下ス
ケジユールの変更などが余儀なくされ、省エネル
ギーの面から大きなマイナスとなる。 しかも上掲のように固溶Ｃ低減による耐時効性
の改善ならびに絞り性、延性の向上を目的とし
て、熱延コイルを高温で巻取ることや、Ｃ量を
0.01％以下の極低Ｃ域に低減すること、さらには
冷間圧延後の焼鈍条件などの適当な組合せに関し
て従来数多くの提案がなされたが、これらの方法
でｒ値の異方性（Δr＝（r0−2r45＋r90）／２）が
大きくなり、絞り性の良好な鋼を製造する方法と
してはいずれもなお不充分であつた。 発明者らは、研究を重ねた結果Al含有量を多
くした鋼では、熱延仕上げ温度がAr3変態点未満
であつても、絞り性がAr3変態点以上の熱延仕上
げで製造されている鋼板と同程度又はそれ以上の
材質となる鋼板が有利に製造できる方法を確立し
た。 すなわち、Alを多量に添加した極低炭素鋼を
素材とした場合には、ある特定範囲のスラブ加熱
温度と熱延条件の時、Ar3変態点よりも低い熱延
仕上げでも絞り性の良好な鋼板が得られることを
見出したのである。 この発明は、重量百分率にてＣ：0.0030％以
下、Ｎ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下を、Sol.
Al：0.10〜0.20％とともに含み、残部が実質的に
鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを
1150℃以下の温度に加熱した後、仕上げ温度700
〜850℃、巻取り温度600℃以下の条件で熱間圧延
を行ない、次いで常法に従う冷間圧延をしたのち
連続焼鈍を行なうことにより上掲特定組成とその
鋼板素材における焼鈍時の粒成長性、さらに絞り
性に影響を及ぼす（111）集合組織を発達させる
のに有効な熱延条件の適合を図つたものである。 以下この発明の開発経緯をその実験結果に従つ
て、詳細に説明する。 実験（） Ｃ：0.0024％、Ｎ：0.0039％、Mn：0.15％、
Sol.Al：0.12％を含有し、Ｐ：0.003％、Ｓ：
0.005％の小型鋼塊を用いスラブ加熱温度1000〜
1300℃以下にて熱延仕上げ温度を580〜960℃の範
囲で変化させ、巻取相当温度700℃以下で処理し
た後実験室で冷延、連続型の焼鈍をして、その材
質を調べた。連続型焼鈍というのは、連続焼鈍シ
ユミレーターで焼鈍し、そのヒートサイクルは30
℃／ｓで急速加熱後800℃で40秒保持ししかる後
30℃／ｓで急速冷却するものである。 絞り性の尺度として値、Δr値を用いた。第
１図、第２図および第３図にその結果を示す。 まずスラブ加熱温度1150℃以下において熱延仕
上温度がAr3変態点以下の850℃よりも低いとき
第１図、第３図の○、△印のように最も値が高
くかつΔr値は非常に小さくなり、特性が良く、
かつ異方性が小さい材料が得られた。 次に第３図によれば熱延仕上を、600℃〜850℃
の温度域で終了した場合、、Δr値とも良好と
なり、とくに熱延仕上温度が700〜850℃の場合に
材質が著しく良好となることが分る。 この理由については、明らかではないが、熱延
仕上げ時にAr3変態点よりも低い温度による熱間
仕上げにより導入された加工歪のみ一部とAlN
の析出とが何らかの作用をもち、材質が良好とな
つたと考えられる。熱延仕上げ温度が、600〜850
℃とくに700〜850℃の範囲であつても700℃程度
の高温で巻き取つた場合の材質は低温で巻取つた
場合よりむしろ悪くなり、高温巻取りによる材質
の改善は見られない。 かくして高温巻取材は、酸洗時の脱スケールコ
ストの上昇を伴なつたのに対し、この発明では
Ar3変態点以下の低温の熱延仕上げを行なうこと
により、低温で巻取つても高温巻取り材をはるか
に凌駕する材質を得ることができるので酸洗コス
トの低減の面でもとくに有利である。 この発明での熱延時の巻取温度としては酸洗時
のコストアツプを防ぐ目的でその上限を600℃と
する。 実験（） Ｃ：0.0021％、Ｎ：0.0037％、Mn：0.16％を含
み、Ｐ：0.003％、Ｓ：0.005％である成分組成を
基準としてSol.Alを0.025〜0.24％の範囲で変化さ
せた鋼を実験室的に製作し、実験（）の結果を
踏まえてスラブ加熱温度1100℃、熱延仕上げ温度
800℃、巻取り相当温度520℃の条件で熱延を終了
し、板厚を3.2mmとした。その後冷延を行い、板
厚を0.8mmとし連続焼鈍して値に及ぼすAlの影
響を調べた結果を第４図に示す。図によればSol.
Al0.10〜0.20％の範囲内で深絞り性に良好な材料
が得られている。 次にこの発明の方法において鋼の成分組成を限
定した理由を説明する。 Ｃの成分範囲は、0.0030％をこえると、粒成
長、深絞り性を低下させるとともに時効性も劣化
するので上限を0.0030％とする。 Ｎの上限を0.0050％としたのは、これをこえる
添加は焼鈍時の結晶粒の成長を著しく抑制し、絞
り性を低下させるからであり、絞り性の一層の向
上をはかるためには0.0050％以下の制限を要す
る。 Mnは熱間圧延時、赤熱脆性の原因となるＳを
介在物にするため有効であるが0.5％をこえる存
在は硬度が上昇して深絞り性に悪影響を及ぼすた
め、この発明でその上限を0.5％とした。 Sol.Alの限定については鋼スラブの加熱温度が
低く、また熱延仕上げ温度および巻取り温度も低
い条件の下では、Al量が多くなるに従い、AlN
が粗大化する効果と固溶Alが増加する相乗効果
により焼鈍板の粒径は大きくなり材質は軟質とな
ることが判明した。 しかしSol.Al量が多くなりすぎると添加コスト
が増すのみならず材質が硬質化してくるので上限
を0.20％とする。一方0.10％未満になるとAlNが
微細に析出し、粒成長が悪くなるとともにこの発
明で所期したようなスラブ低温加熱と低温仕上げ
圧延による絞り性に有利な集合組織｛111｝が発
達しなくなる。よつてSol.Al範囲を0.10〜0.20％
とする。 また不可避的不純物として含有されるＰ、Ｓは
絞り性を悪化させる理由から極力減少させなけれ
ばならないが、特に規定するものではない。 以上述べたようにこの発明では上記組成の鋼ス
ラブを低温加熱、熱延低温仕上げおよび低温巻取
りにより熱延板としその後は常法に従い酸洗後冷
間圧延してから連続焼鈍を行い、冷延鋼板を得
る。 なお連続焼鈍条件としては、とくに規定する必
要はなく、鋼板の最高到達温度が再結晶温度以上
であれば、加熱速度、冷却速度また過時効の有無
などについては、とくに制限を要しない。 以下この発明の実施例を掲げ、比較例と対比し
て効果を験証する。 転炉出鋼後20分間RH脱ガスを施すことにより
成分の異なる14種の鋼を出鋼し、連続鋳造により
板厚200mmのスラブとした。 これらのスラブを加熱炉で1010゜〜1240℃に加
熱し、60分保持した後、熱間圧延で700℃〜930℃
の温度域にて仕上げ圧延を終了し520℃で巻取り、
3.2mmの熱延コイルとした。 表１に鋼成分、スラブ加熱温度、熱延仕上温度
を示す。
鋼板の製造方法に関するものである。 絞り性の良好な冷延鋼板は、従来低炭素アルミ
キルド鋼を素材とし、箱焼鈍法により主として製
造されて来た。しかし箱焼鈍法は、処理に日数を
要するばかりでなく、コイル状態で熱処理される
ためコイルの半径方向で加熱および冷却速度に差
異を生じその結果コイル全体にわたつて均質な材
質を得ることが困難であつた。 これに対して連続焼鈍法を用いると箱焼鈍法に
よる上掲の欠点を解消することが可能である。 しかし連続焼鈍では、急速加熱、急速冷却処理
を伴なうため結晶粒の成長性が悪く、また鋼中に
固溶しているＣの析出が進まないため硬質で絞り
性、耐時効性が劣る。 連続焼鈍法のこれらの欠点を解消するため特公
昭50−1341号公報に開示されているように熱間圧
延時、高温で巻取ることにより絞り性に有利な方
位の粒成長を促進させ、かつ連続焼鈍中急速冷却
後に300℃〜500℃で数秒〜数分の過時効処理を行
なつて、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、耐時
効性の改善を行なう方法が提案されているが、熱
延時の高温巻取は酸洗性の低下を伴なうばかりで
なくこのような方法により製造された冷延鋼板の
絞り性は末だ箱焼鈍材の材質よりも劣つている。 一方連続焼鈍材の耐時効性を悪化させている主
原因が固溶Ｃに依存することからＣ含有量を
0.0050％以下に低減した極低炭素鋼の素材を用い
て耐時効性を向上させる方法も提案されている。 ところで一般に絞り用鋼板を製造するに際し、
高いランクフオード値（値＝（r0＋2r45＋
r90）／４）を得るためには、熱延仕上げをAr3変
態点以上で終了することが必須とされている。 それというのは、箱焼鈍法、連続焼鈍法の何れ
を問わずAr3変態点以下、すなわちα（フエライ
ト）＋γ（オーステナイト）の２相域又はα域で熱
延を終了したときには、絞り性に不利な（110）、
（100）方位が板面に平行に発達し、そのため焼鈍
時に絞り性に有利な（111）方位を板面に平行に
発達させるのを阻害するとされていたことによ
る。 ここで上記のように、Ｃ量を極端に低くするこ
とは、耐時効性の面では有利であるが、それによ
るAr3変態点の上昇を伴うので熱延仕上時、γ
（オーステナイト）域で仕上げ圧延を終了させる
ためには、スラブ加熱温度の上昇や熱延の圧下ス
ケジユールの変更などが余儀なくされ、省エネル
ギーの面から大きなマイナスとなる。 しかも上掲のように固溶Ｃ低減による耐時効性
の改善ならびに絞り性、延性の向上を目的とし
て、熱延コイルを高温で巻取ることや、Ｃ量を
0.01％以下の極低Ｃ域に低減すること、さらには
冷間圧延後の焼鈍条件などの適当な組合せに関し
て従来数多くの提案がなされたが、これらの方法
でｒ値の異方性（Δr＝（r0−2r45＋r90）／２）が
大きくなり、絞り性の良好な鋼を製造する方法と
してはいずれもなお不充分であつた。 発明者らは、研究を重ねた結果Al含有量を多
くした鋼では、熱延仕上げ温度がAr3変態点未満
であつても、絞り性がAr3変態点以上の熱延仕上
げで製造されている鋼板と同程度又はそれ以上の
材質となる鋼板が有利に製造できる方法を確立し
た。 すなわち、Alを多量に添加した極低炭素鋼を
素材とした場合には、ある特定範囲のスラブ加熱
温度と熱延条件の時、Ar3変態点よりも低い熱延
仕上げでも絞り性の良好な鋼板が得られることを
見出したのである。 この発明は、重量百分率にてＣ：0.0030％以
下、Ｎ：0.0050％以下、Mn：0.5％以下を、Sol.
Al：0.10〜0.20％とともに含み、残部が実質的に
鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを
1150℃以下の温度に加熱した後、仕上げ温度700
〜850℃、巻取り温度600℃以下の条件で熱間圧延
を行ない、次いで常法に従う冷間圧延をしたのち
連続焼鈍を行なうことにより上掲特定組成とその
鋼板素材における焼鈍時の粒成長性、さらに絞り
性に影響を及ぼす（111）集合組織を発達させる
のに有効な熱延条件の適合を図つたものである。 以下この発明の開発経緯をその実験結果に従つ
て、詳細に説明する。 実験（） Ｃ：0.0024％、Ｎ：0.0039％、Mn：0.15％、
Sol.Al：0.12％を含有し、Ｐ：0.003％、Ｓ：
0.005％の小型鋼塊を用いスラブ加熱温度1000〜
1300℃以下にて熱延仕上げ温度を580〜960℃の範
囲で変化させ、巻取相当温度700℃以下で処理し
た後実験室で冷延、連続型の焼鈍をして、その材
質を調べた。連続型焼鈍というのは、連続焼鈍シ
ユミレーターで焼鈍し、そのヒートサイクルは30
℃／ｓで急速加熱後800℃で40秒保持ししかる後
30℃／ｓで急速冷却するものである。 絞り性の尺度として値、Δr値を用いた。第
１図、第２図および第３図にその結果を示す。 まずスラブ加熱温度1150℃以下において熱延仕
上温度がAr3変態点以下の850℃よりも低いとき
第１図、第３図の○、△印のように最も値が高
くかつΔr値は非常に小さくなり、特性が良く、
かつ異方性が小さい材料が得られた。 次に第３図によれば熱延仕上を、600℃〜850℃
の温度域で終了した場合、、Δr値とも良好と
なり、とくに熱延仕上温度が700〜850℃の場合に
材質が著しく良好となることが分る。 この理由については、明らかではないが、熱延
仕上げ時にAr3変態点よりも低い温度による熱間
仕上げにより導入された加工歪のみ一部とAlN
の析出とが何らかの作用をもち、材質が良好とな
つたと考えられる。熱延仕上げ温度が、600〜850
℃とくに700〜850℃の範囲であつても700℃程度
の高温で巻き取つた場合の材質は低温で巻取つた
場合よりむしろ悪くなり、高温巻取りによる材質
の改善は見られない。 かくして高温巻取材は、酸洗時の脱スケールコ
ストの上昇を伴なつたのに対し、この発明では
Ar3変態点以下の低温の熱延仕上げを行なうこと
により、低温で巻取つても高温巻取り材をはるか
に凌駕する材質を得ることができるので酸洗コス
トの低減の面でもとくに有利である。 この発明での熱延時の巻取温度としては酸洗時
のコストアツプを防ぐ目的でその上限を600℃と
する。 実験（） Ｃ：0.0021％、Ｎ：0.0037％、Mn：0.16％を含
み、Ｐ：0.003％、Ｓ：0.005％である成分組成を
基準としてSol.Alを0.025〜0.24％の範囲で変化さ
せた鋼を実験室的に製作し、実験（）の結果を
踏まえてスラブ加熱温度1100℃、熱延仕上げ温度
800℃、巻取り相当温度520℃の条件で熱延を終了
し、板厚を3.2mmとした。その後冷延を行い、板
厚を0.8mmとし連続焼鈍して値に及ぼすAlの影
響を調べた結果を第４図に示す。図によればSol.
Al0.10〜0.20％の範囲内で深絞り性に良好な材料
が得られている。 次にこの発明の方法において鋼の成分組成を限
定した理由を説明する。 Ｃの成分範囲は、0.0030％をこえると、粒成
長、深絞り性を低下させるとともに時効性も劣化
するので上限を0.0030％とする。 Ｎの上限を0.0050％としたのは、これをこえる
添加は焼鈍時の結晶粒の成長を著しく抑制し、絞
り性を低下させるからであり、絞り性の一層の向
上をはかるためには0.0050％以下の制限を要す
る。 Mnは熱間圧延時、赤熱脆性の原因となるＳを
介在物にするため有効であるが0.5％をこえる存
在は硬度が上昇して深絞り性に悪影響を及ぼすた
め、この発明でその上限を0.5％とした。 Sol.Alの限定については鋼スラブの加熱温度が
低く、また熱延仕上げ温度および巻取り温度も低
い条件の下では、Al量が多くなるに従い、AlN
が粗大化する効果と固溶Alが増加する相乗効果
により焼鈍板の粒径は大きくなり材質は軟質とな
ることが判明した。 しかしSol.Al量が多くなりすぎると添加コスト
が増すのみならず材質が硬質化してくるので上限
を0.20％とする。一方0.10％未満になるとAlNが
微細に析出し、粒成長が悪くなるとともにこの発
明で所期したようなスラブ低温加熱と低温仕上げ
圧延による絞り性に有利な集合組織｛111｝が発
達しなくなる。よつてSol.Al範囲を0.10〜0.20％
とする。 また不可避的不純物として含有されるＰ、Ｓは
絞り性を悪化させる理由から極力減少させなけれ
ばならないが、特に規定するものではない。 以上述べたようにこの発明では上記組成の鋼ス
ラブを低温加熱、熱延低温仕上げおよび低温巻取
りにより熱延板としその後は常法に従い酸洗後冷
間圧延してから連続焼鈍を行い、冷延鋼板を得
る。 なお連続焼鈍条件としては、とくに規定する必
要はなく、鋼板の最高到達温度が再結晶温度以上
であれば、加熱速度、冷却速度また過時効の有無
などについては、とくに制限を要しない。 以下この発明の実施例を掲げ、比較例と対比し
て効果を験証する。 転炉出鋼後20分間RH脱ガスを施すことにより
成分の異なる14種の鋼を出鋼し、連続鋳造により
板厚200mmのスラブとした。 これらのスラブを加熱炉で1010゜〜1240℃に加
熱し、60分保持した後、熱間圧延で700℃〜930℃
の温度域にて仕上げ圧延を終了し520℃で巻取り、
3.2mmの熱延コイルとした。 表１に鋼成分、スラブ加熱温度、熱延仕上温度
を示す。
【表】
【表】
該コイルを酸洗後0.8mmに冷間圧延し、引続き
連続焼鈍を施した。連続焼鈍の条件としては加熱
速度が約15℃／秒、均熱は800℃で25秒保持、冷
却速度は約45℃／秒である。その後、約0.8％の
調質圧延を施した。 このようにして製造された鋼板の材質を表２に
示す。
連続焼鈍を施した。連続焼鈍の条件としては加熱
速度が約15℃／秒、均熱は800℃で25秒保持、冷
却速度は約45℃／秒である。その後、約0.8％の
調質圧延を施した。 このようにして製造された鋼板の材質を表２に
示す。
【表】
この表から明らかなようにこの発明により製造
された冷延鋼板は、その絞り性（、Δr値）が
いづれも優れている。 以上詳細に述べてきたとおりこの発明は、Ｃ、
ＮおよびAlの特定組成の鋼スラブを用い、とく
に熱延前の加熱を1150℃以下とし、仕上圧延温度
700〜850℃、巻取温度600℃以下とする熱間圧延
を行ない、続いて冷間圧延した後急速加熱、急速
冷却の連続焼鈍を行なうことから成る冷延鋼板の
製造方法であり、この方法により絞り性の優れた
冷延鋼板を製造することができるのである。
された冷延鋼板は、その絞り性（、Δr値）が
いづれも優れている。 以上詳細に述べてきたとおりこの発明は、Ｃ、
ＮおよびAlの特定組成の鋼スラブを用い、とく
に熱延前の加熱を1150℃以下とし、仕上圧延温度
700〜850℃、巻取温度600℃以下とする熱間圧延
を行ない、続いて冷間圧延した後急速加熱、急速
冷却の連続焼鈍を行なうことから成る冷延鋼板の
製造方法であり、この方法により絞り性の優れた
冷延鋼板を製造することができるのである。
第１図は、降伏応力と値に及ぼすスラブ加熱
温度の影響を示す図表、第２図は、降伏応力と全
伸びに及ぼす熱延仕上げ温度の影響を示す図表、
第３図は値とΔr値に及ぼす熱延仕上げ温度の
影響を示す図表、第４図は値に及ぼすSol.Al量
の影響を示す図表である。
温度の影響を示す図表、第２図は、降伏応力と全
伸びに及ぼす熱延仕上げ温度の影響を示す図表、
第３図は値とΔr値に及ぼす熱延仕上げ温度の
影響を示す図表、第４図は値に及ぼすSol.Al量
の影響を示す図表である。
Claims (1)
- １ 重量百分率にて、Ｃ：0.0030％以下、Ｎ：
0.0050％以下、Mn：0.5％以下を、Sol.Al：0.10
〜0.20％とともに含み、残部実質的に鉄及び不可
避的不純物からなる組成の鋼スラブを1150℃以下
の温度に加熱した後、仕上げ温度700〜850℃、巻
取り温度600℃以下の条件で熱間圧延を行ない、
次いで常法に従う冷間圧延をしたのち連続焼鈍を
行なうことを特徴とする連続焼鈍による絞り性の
良好な冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18877582A JPS5980727A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18877582A JPS5980727A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5980727A JPS5980727A (ja) | 1984-05-10 |
| JPH02415B2 true JPH02415B2 (ja) | 1990-01-08 |
Family
ID=16229562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18877582A Granted JPS5980727A (ja) | 1982-10-27 | 1982-10-27 | 連続焼鈍による絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5980727A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119615A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Nippon Steel Corp | 金属表面溶融加工法 |
| JPS61238919A (ja) * | 1985-04-15 | 1986-10-24 | Kawasaki Steel Corp | 面内異方性の小さい絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JP4848311B2 (ja) * | 2007-05-16 | 2011-12-28 | 新日本製鐵株式会社 | 温度測定装置 |
-
1982
- 1982-10-27 JP JP18877582A patent/JPS5980727A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5980727A (ja) | 1984-05-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS6116323B2 (ja) | ||
| JP3160281B2 (ja) | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS6114213B2 (ja) | ||
| JPH02415B2 (ja) | ||
| JPS5980726A (ja) | 深絞り性に優れた面内異方性の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS5842249B2 (ja) | 連続焼鈍によるプレス用軟質冷延鋼板の製造法 | |
| JP2612452B2 (ja) | 高延性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0532443B2 (ja) | ||
| JPH02141536A (ja) | 耳発生の小さい絞り缶用鋼板の製造方法 | |
| JPS6114216B2 (ja) | ||
| JP3818025B2 (ja) | 異方性の小さい冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH0797628A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3194120B2 (ja) | 連続焼鈍によるコイル内材質均一性に優れた非時効深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH075984B2 (ja) | 薄肉鋳造法を用いたＣｒ系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| JPS6242968B2 (ja) | ||
| JPH06240358A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3737558B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JPS638165B2 (ja) | ||
| JPS6044377B2 (ja) | 連続焼鈍による耐時効性の優れた絞り用軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS6043432A (ja) | アルミキルド冷延鋼板の製造法 | |
| JPH08157963A (ja) | 一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPS60190521A (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4332960B2 (ja) | 高加工性軟質冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH07113128B2 (ja) | けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH0369967B2 (ja) |