JPH04143228A - 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH04143228A JPH04143228A JP26871990A JP26871990A JPH04143228A JP H04143228 A JPH04143228 A JP H04143228A JP 26871990 A JP26871990 A JP 26871990A JP 26871990 A JP26871990 A JP 26871990A JP H04143228 A JPH04143228 A JP H04143228A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cold
- workability
- amount
- steel sheet
- rolling
- 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.)
- Granted
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 31
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 31
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 21
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 13
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 9
- 230000002411 adverse Effects 0.000 abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 abstract 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 12
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 11
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000009931 harmful effect Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 239000003973 paint Substances 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000009877 rendering Methods 0.000 description 1
- 238000007788 roughening Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 1
- 230000002747 voluntary effect Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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、プレス加工時に肌荒れ、2次加工割れか発生
せず、とりわけ延性、深絞り性のよい加工性に優れた冷
延鋼板の製造方法に関するものである。
せず、とりわけ延性、深絞り性のよい加工性に優れた冷
延鋼板の製造方法に関するものである。
(従来の技術)
近年、自動車産業界ではプレス工程の合理化や寸法精度
の向上などを目的に、従来、複数のプレス部品を溶接組
立していたものを一体部品として一回のプレスで成形し
ようとの動きかあり、プレス時に変形部への材料流入か
制限されやすい一体成形に適した素材として、延性や深
絞り性に優れた冷延鋼板の要望か高まっている。また、
ボディーのデザインや部品レイアウトの自由度を高める
上でも、加工性に優れた鋼板か強く求められている。
の向上などを目的に、従来、複数のプレス部品を溶接組
立していたものを一体部品として一回のプレスで成形し
ようとの動きかあり、プレス時に変形部への材料流入か
制限されやすい一体成形に適した素材として、延性や深
絞り性に優れた冷延鋼板の要望か高まっている。また、
ボディーのデザインや部品レイアウトの自由度を高める
上でも、加工性に優れた鋼板か強く求められている。
こうした要求を満足する超深絞り用鋼板として、鋼中C
量を501)I)[0以下に低減した極低炭素鋼にT1
なとの強力な炭窒化物形成元素を添加した鋼板が知られ
ている。例えば、特公昭44−18066号、特公昭4
9−31844号なとかある。しかし、これらの鋼板は
、鋼中の固溶C,Nか炭窒化物形成元素によって完全に
析出物として固定されており、固溶C1Nによる粒界強
化作用が期待できず、厳しいプレス加工を受けた後の2
次加工時に縦割れと称される脆性的な割れか発生する場
合がある。
量を501)I)[0以下に低減した極低炭素鋼にT1
なとの強力な炭窒化物形成元素を添加した鋼板が知られ
ている。例えば、特公昭44−18066号、特公昭4
9−31844号なとかある。しかし、これらの鋼板は
、鋼中の固溶C,Nか炭窒化物形成元素によって完全に
析出物として固定されており、固溶C1Nによる粒界強
化作用が期待できず、厳しいプレス加工を受けた後の2
次加工時に縦割れと称される脆性的な割れか発生する場
合がある。
この2次加工脆性の発生を防止するために、これまで種
々の方法が提案されている。特公昭60−46166号
は鋼を高温に加熱後急速冷却することにより固溶Cを残
し、焼付硬化性を得る方法である。
々の方法が提案されている。特公昭60−46166号
は鋼を高温に加熱後急速冷却することにより固溶Cを残
し、焼付硬化性を得る方法である。
鋼中に固溶Cを残すことは耐2次加工脆性にとっても有
効であるか、上記特公昭60−46166号の方法では
TICを溶解するに足る850℃以上の高温域で焼鈍す
る必要があり、焼鈍炉内での板破断発生の危険性が極め
て高くなるという問題か生じる。同時に高温焼鈍のため
熱エネルギーコスト的にも不利である。また、冷却速度
についても10’C/sec以上の冷却速度はミスト冷
却や水冷ロール冷却なとの冷却設備を有する連続焼鈍炉
では100’C/sec程度の冷却速度を容易に達成す
るにもかかわらず、極低炭素鋼の2次加工脆性の問題か
起こっていることから有効な解決方法とは考えられない
。
効であるか、上記特公昭60−46166号の方法では
TICを溶解するに足る850℃以上の高温域で焼鈍す
る必要があり、焼鈍炉内での板破断発生の危険性が極め
て高くなるという問題か生じる。同時に高温焼鈍のため
熱エネルギーコスト的にも不利である。また、冷却速度
についても10’C/sec以上の冷却速度はミスト冷
却や水冷ロール冷却なとの冷却設備を有する連続焼鈍炉
では100’C/sec程度の冷却速度を容易に達成す
るにもかかわらず、極低炭素鋼の2次加工脆性の問題か
起こっていることから有効な解決方法とは考えられない
。
一方、成分的にBを添加したり、添加する炭窒化物形成
元素の量を調整することにより、2次加工脆性の発生を
防止する方法も提案されている。
元素の量を調整することにより、2次加工脆性の発生を
防止する方法も提案されている。
特開昭57−35662号などは、Ti添加極低炭素鋼
に微量のBを添加したものであるか、この場合は固溶B
の効果により2次加工脆性の発生は防止できるものの、
同時に固溶Bが深絞り性を劣化させるという問題かある
。
に微量のBを添加したものであるか、この場合は固溶B
の効果により2次加工脆性の発生は防止できるものの、
同時に固溶Bが深絞り性を劣化させるという問題かある
。
特開昭59−31827号はTi、 Nbを複合添加し
、その添加量をCとN量に応じて調整し、焼付硬化性を
得るに必要な固溶C量を鋼中に残すことを特徴とする極
低炭素鋼の製造方法である。しかし、この方法はN量に
応じてTi量を、また、C量に応してNb量を調整する
ため、製鋼での溶製作業か非常に複雑になるだけでなく
、Nb添加鋼のため結晶粒か細かく、また、鋼中に炭窒
化物か多量に析出することにより、加工性に悪影響を及
ぼす危険性が高いという欠点かある。
、その添加量をCとN量に応じて調整し、焼付硬化性を
得るに必要な固溶C量を鋼中に残すことを特徴とする極
低炭素鋼の製造方法である。しかし、この方法はN量に
応じてTi量を、また、C量に応してNb量を調整する
ため、製鋼での溶製作業か非常に複雑になるだけでなく
、Nb添加鋼のため結晶粒か細かく、また、鋼中に炭窒
化物か多量に析出することにより、加工性に悪影響を及
ぼす危険性が高いという欠点かある。
(発明か解決しようとする課題)
以上述べたように、従来技術の冷延鋼板では高度な加工
性に問題かあり、また、その製造方法においても溶製時
、焼鈍時等に種々の問題かある。
性に問題かあり、また、その製造方法においても溶製時
、焼鈍時等に種々の問題かある。
本発明は、BやNbなとの加工性に悪影響を及ぼす危険
性の高い元素の添加を避け、耐2次加工脆性に優れた延
性、深絞り性のよい加工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。
性の高い元素の添加を避け、耐2次加工脆性に優れた延
性、深絞り性のよい加工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。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは、耐2次加工脆性に優れた延性、深絞り性
のよい加工性に優れた冷延鋼板を実現するために鋭意研
究を行い、その結果、極低炭素鋼中のNをTiで固定し
、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を速め、
その後、高圧下率て冷開圧延を行い、さらに、昇温速度
を速めた連続焼鈍を行うことによって、加工性に優れた
冷延鋼板を実現し得るという知見を得て本発明に至った
ものである。
のよい加工性に優れた冷延鋼板を実現するために鋭意研
究を行い、その結果、極低炭素鋼中のNをTiで固定し
、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を速め、
その後、高圧下率て冷開圧延を行い、さらに、昇温速度
を速めた連続焼鈍を行うことによって、加工性に優れた
冷延鋼板を実現し得るという知見を得て本発明に至った
ものである。
その要旨は、
C:0.0015%以下、
Mr+:0.20%以下、
Al:0.030〜0.100 %、N:0.003
%以下、 本含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼片を
、Ar3点以上の温度で熱間圧延を終了し、その後50
℃/see以上の冷却速度で冷却し、650″C以上の
温度で巻取り、さらに、脱スケール処理後、60%以上
の圧下率て冷開圧延を行い、その後再結晶温度以上Ar
3点以上の温度まで5℃/sec〜50℃/secの昇
温速度で加熱する連続焼鈍を行う加工性に優れた冷延鋼
板の製造方法である。
%以下、 本含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼片を
、Ar3点以上の温度で熱間圧延を終了し、その後50
℃/see以上の冷却速度で冷却し、650″C以上の
温度で巻取り、さらに、脱スケール処理後、60%以上
の圧下率て冷開圧延を行い、その後再結晶温度以上Ar
3点以上の温度まで5℃/sec〜50℃/secの昇
温速度で加熱する連続焼鈍を行う加工性に優れた冷延鋼
板の製造方法である。
(作用)
以下、本発明者らが行った実験結果に基づいて本発明の
内容を詳しく説明する。
内容を詳しく説明する。
本発明者らは、まず、Ti添加極低炭素鋼の深絞り性に
及ぼすT1添加量の影響について調査した。
及ぼすT1添加量の影響について調査した。
第1図はr値とTi添加量との関係を示す図で、同図か
ら明らかなように、Ti添加量を低減することによりr
値は低下するか、C量か低い場合にはTi添加量か低減
しても、2.0以上のr値を確保でき、例えば、C量か
10ppmの場合には、Ti添加量を0、006%まで
低減しても2.3のr値か得られた。
ら明らかなように、Ti添加量を低減することによりr
値は低下するか、C量か低い場合にはTi添加量か低減
しても、2.0以上のr値を確保でき、例えば、C量か
10ppmの場合には、Ti添加量を0、006%まで
低減しても2.3のr値か得られた。
なお、調査に用いた鋼板は、C,Ti以外の成分はSi
:0.01%、Mn:0.10%、P:0.007%
、S:0.005%、Al二0.040%、N:0.0
028%であり、通常の熱間圧延、冷間圧延、830℃
の連続焼鈍により製造している。
:0.01%、Mn:0.10%、P:0.007%
、S:0.005%、Al二0.040%、N:0.0
028%であり、通常の熱間圧延、冷間圧延、830℃
の連続焼鈍により製造している。
また、第1図でr値か2.0以上のものについて、絞り
比2.5で40mmφ円筒カップを深絞り成形し一60
℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポンチにて押し拡げ
試験をしたところ、C量が10ppmでTi添加量か0
.006%、0.0012%のもの(図中◎印)だけか
脆性破壊を起こさなかった。
比2.5で40mmφ円筒カップを深絞り成形し一60
℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポンチにて押し拡げ
試験をしたところ、C量が10ppmでTi添加量か0
.006%、0.0012%のもの(図中◎印)だけか
脆性破壊を起こさなかった。
上記したように、深絞り性と耐2次加工脆性を両立させ
るためには、20ppm未満へのC量の低減と極微量の
Ti添加が有効である。
るためには、20ppm未満へのC量の低減と極微量の
Ti添加が有効である。
C量とTi量の関係について、さらに詳細に調査するた
め、C:0.0013%、Si:0.01%、Mn:0
.08%P:0.005%、S:0.004 %、At
:0.055%、N:0.0025%の極低炭素鋼を
ベースとし、Ti添加量を種々に変えた鋼を真空溶製し
、通常の熱間圧延、冷間圧延を行い、830℃の連続焼
鈍後の材質について調査した。その結果を第2図に示す
。
め、C:0.0013%、Si:0.01%、Mn:0
.08%P:0.005%、S:0.004 %、At
:0.055%、N:0.0025%の極低炭素鋼を
ベースとし、Ti添加量を種々に変えた鋼を真空溶製し
、通常の熱間圧延、冷間圧延を行い、830℃の連続焼
鈍後の材質について調査した。その結果を第2図に示す
。
第2図はTi添加量とr値および伸びとの関係を示す図
で、同図から明らかなように、Ti添加量か多くなると
伸びかわずかではあるが減少することがわかる。これら
の鋼板について鋼中の析出物の観察を行ったところ、T
i量0.010%の鋼板には凝固段階で析出したと考え
られる粗大なTiNの他に、鋼中に微細なT1の化合物
が認められ、これが延性に悪影響を及ぼしたと考えられ
る。
で、同図から明らかなように、Ti添加量か多くなると
伸びかわずかではあるが減少することがわかる。これら
の鋼板について鋼中の析出物の観察を行ったところ、T
i量0.010%の鋼板には凝固段階で析出したと考え
られる粗大なTiNの他に、鋼中に微細なT1の化合物
が認められ、これが延性に悪影響を及ぼしたと考えられ
る。
一方、低Ti領域での材質への悪影響はr値に対して顕
著であり、熱延巻取り温度が低いために固溶状態で残存
したNか深絞り性に育利な(111)集合組織の発達を
抑制し、また、固溶Nは焼鈍時に微細なAINとして析
出することにより延性にも悪影響を及ぼすと考える。高
温巻取りによりNを熱延段階でAINとして析出させて
も、AINはTiNより微細であるかため延性は若干低
下したものである。
著であり、熱延巻取り温度が低いために固溶状態で残存
したNか深絞り性に育利な(111)集合組織の発達を
抑制し、また、固溶Nは焼鈍時に微細なAINとして析
出することにより延性にも悪影響を及ぼすと考える。高
温巻取りによりNを熱延段階でAINとして析出させて
も、AINはTiNより微細であるかため延性は若干低
下したものである。
上記した結果から、添加するTi量は多すぎても少なす
ぎても材質に対しては好ましくなく、NをTiNとして
析出固定するに必要にして十分な量とするのが最適であ
ると考えられる。
ぎても材質に対しては好ましくなく、NをTiNとして
析出固定するに必要にして十分な量とするのが最適であ
ると考えられる。
これまで、本発明に係わる加工性に優れた冷延鋼板の化
学成分の基本的な考え方を述べてきたか、これに類似の
成分組成の鋼として、 ■日本鉄鋼協会講演論文集 材料とプロセスVo1.1
(1988) No、 6 P、 1725 微量T
i添加極低炭素鋼板の性能 ■住友金属技報 Vol、41(1989) No、2
P、49 塗装焼付硬化のメカニズム ■特開昭53−137021号公報 で明らかになっているか、これらは、C量およびN量と
Tl量との関係について厳密に検討されておらず、それ
か故に、材料特性か悪く、本発明の目標とする冷延鋼板
としての板厚0.8ml11で、r値2゜0以上、伸び
50%以上を達成していない。すなわち、本発明にした
がいCSN、Ti量の厳密な規定の基にはじめて最高級
の深絞り性および延性と2次加工脆性の両立を達成でき
るのである。
学成分の基本的な考え方を述べてきたか、これに類似の
成分組成の鋼として、 ■日本鉄鋼協会講演論文集 材料とプロセスVo1.1
(1988) No、 6 P、 1725 微量T
i添加極低炭素鋼板の性能 ■住友金属技報 Vol、41(1989) No、2
P、49 塗装焼付硬化のメカニズム ■特開昭53−137021号公報 で明らかになっているか、これらは、C量およびN量と
Tl量との関係について厳密に検討されておらず、それ
か故に、材料特性か悪く、本発明の目標とする冷延鋼板
としての板厚0.8ml11で、r値2゜0以上、伸び
50%以上を達成していない。すなわち、本発明にした
がいCSN、Ti量の厳密な規定の基にはじめて最高級
の深絞り性および延性と2次加工脆性の両立を達成でき
るのである。
また、特公平2−4657号にも同様の成分組成の鋼に
ついて明らかにされているが、同公報においては、添加
した合金元素を本発明のごとくNの完全析出固定による
無害化に用いるのではなく、主として、固溶状態で存在
させることによる組織改善を狙いとしており、技術思想
的に大きな違いかある。さらに、同公報は結晶粒径調整
に対して何ら積極的な手段を講じていない。すなわち、
本発明に関して述へてきたような極低炭素鋼板は、通常
の製造方法ではCか著しく低いために結晶粒成長速度が
極めて速いため、焼鈍後結晶粒か粗大化し、プレス加工
時に肌荒れを引き起こす場合がある本発明では、この肌
荒れに対して、成分組成ではなく熱延−冷延一連続焼鈍
の一連の製造プロセスを最適に制御することで加工性の
著しい劣化かなく、結晶粒の微細化を達成している。す
なわち、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を
速め、熱延鋼板の結晶粒を著しく細かくし、高圧下率の
冷開圧延を行うことにより焼鈍後の製品の深絞り性にと
って好ましい方位をもった再結晶粒が核生成しやすい状
態にしておき、連続焼鈍の昇温速度を速めることで再結
晶核の核生成頻度を高め、微細でかつ深絞り性を損なわ
ない鋼組織を達成するのである。
ついて明らかにされているが、同公報においては、添加
した合金元素を本発明のごとくNの完全析出固定による
無害化に用いるのではなく、主として、固溶状態で存在
させることによる組織改善を狙いとしており、技術思想
的に大きな違いかある。さらに、同公報は結晶粒径調整
に対して何ら積極的な手段を講じていない。すなわち、
本発明に関して述へてきたような極低炭素鋼板は、通常
の製造方法ではCか著しく低いために結晶粒成長速度が
極めて速いため、焼鈍後結晶粒か粗大化し、プレス加工
時に肌荒れを引き起こす場合がある本発明では、この肌
荒れに対して、成分組成ではなく熱延−冷延一連続焼鈍
の一連の製造プロセスを最適に制御することで加工性の
著しい劣化かなく、結晶粒の微細化を達成している。す
なわち、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を
速め、熱延鋼板の結晶粒を著しく細かくし、高圧下率の
冷開圧延を行うことにより焼鈍後の製品の深絞り性にと
って好ましい方位をもった再結晶粒が核生成しやすい状
態にしておき、連続焼鈍の昇温速度を速めることで再結
晶核の核生成頻度を高め、微細でかつ深絞り性を損なわ
ない鋼組織を達成するのである。
ここで、本発明者らが行った連続焼鈍する際の昇温速度
が焼鈍後の結晶粒径、深絞り性に及ぼす影響調査の結果
について説明する。
が焼鈍後の結晶粒径、深絞り性に及ぼす影響調査の結果
について説明する。
第3図は連続焼鈍時の昇温速度か焼鈍後の結晶粒径およ
び深絞り性に及ぼす影響を調査した結果を示したもので
ある。なお、調査した冷延鋼板は、C:0.0010%
、Si +0.01%、Mn:0.11%、P:0.0
04%、S:0.005%、At :0.057%、T
i :0.005%、N:0.0017%の成分からな
る鋼片を熱間圧延し、60℃/seeの速度で冷却し、
680℃の温度で巻取り、その後、83%の圧下率で冷
開圧延を実施したものである。同図から明らかなように
、結晶粒径は昇温速度か速くなると細かくなるか、一方
、深絞り性とよく対応する(222)/(200)面強
度比は昇温速度か30〜b る。また、昇温速度か遅い場合は深絞り性は良好である
が、昇温速度か遅いために高温での滞留時間か長くなり
結晶粒か粗大化する。さらに、生産性の点からち昇温速
度か遅い場合は不利である。
び深絞り性に及ぼす影響を調査した結果を示したもので
ある。なお、調査した冷延鋼板は、C:0.0010%
、Si +0.01%、Mn:0.11%、P:0.0
04%、S:0.005%、At :0.057%、T
i :0.005%、N:0.0017%の成分からな
る鋼片を熱間圧延し、60℃/seeの速度で冷却し、
680℃の温度で巻取り、その後、83%の圧下率で冷
開圧延を実施したものである。同図から明らかなように
、結晶粒径は昇温速度か速くなると細かくなるか、一方
、深絞り性とよく対応する(222)/(200)面強
度比は昇温速度か30〜b る。また、昇温速度か遅い場合は深絞り性は良好である
が、昇温速度か遅いために高温での滞留時間か長くなり
結晶粒か粗大化する。さらに、生産性の点からち昇温速
度か遅い場合は不利である。
以下に、上記調査結果を基にして本発明の化学成分およ
び製造条件の限定理由について説明するCは、本発明に
おいては炭窒化物形成元素によって析出固定せず、固溶
状態で鋼中に存在させて粒界強化に寄与させるが、0.
0015%を超えると深絞り性か著しく劣化する。した
がって、C添加量は0.0015%以下とする。
び製造条件の限定理由について説明するCは、本発明に
おいては炭窒化物形成元素によって析出固定せず、固溶
状態で鋼中に存在させて粒界強化に寄与させるが、0.
0015%を超えると深絞り性か著しく劣化する。した
がって、C添加量は0.0015%以下とする。
Mnは、深絞り性を劣化させるので極力少ない方かよく
、その上限を0.20%とする。しかし、本発明におい
てはTiをNの当量以下しか添加しないため、SをTi
の硫化物として析出固定できない。このため、Sによる
熱間脆性を防止するためにはMnによりSをMnSとし
て析出させ、Sの悪影響を無害化する必要がある。した
がって、Mn添加量としてはMn/S比で少なくとも1
0以上にしておくことか望ましい。
、その上限を0.20%とする。しかし、本発明におい
てはTiをNの当量以下しか添加しないため、SをTi
の硫化物として析出固定できない。このため、Sによる
熱間脆性を防止するためにはMnによりSをMnSとし
て析出させ、Sの悪影響を無害化する必要がある。した
がって、Mn添加量としてはMn/S比で少なくとも1
0以上にしておくことか望ましい。
Atは、脱酸するために必要な元素であり、通常0.0
10%以上の添加が必要となる。しかし、本発明におい
ては、Tiで析出固定できずに固溶状態で存在するNを
熱延段階で完全にAINとして析出させる必要があり、
そのために、通常の添加量より多めの0.030%以上
とする。しかし、過剰に添加してもコストが上昇するば
かりか、鋼板が硬化するので上限を0.100%とする
。したがって、AI添加量は0.030〜0.100%
の範囲とする。
10%以上の添加が必要となる。しかし、本発明におい
ては、Tiで析出固定できずに固溶状態で存在するNを
熱延段階で完全にAINとして析出させる必要があり、
そのために、通常の添加量より多めの0.030%以上
とする。しかし、過剰に添加してもコストが上昇するば
かりか、鋼板が硬化するので上限を0.100%とする
。したがって、AI添加量は0.030〜0.100%
の範囲とする。
Nは熱延段階でTiNあるいはAINとして完全に析出
物にして無害化するか、含育量が多いとTi添加量が増
大し、コスト的にも不利になるばかりか窒化物析出量が
増大し加工性を劣化するので、0゜003%以下とする
。
物にして無害化するか、含育量が多いとTi添加量が増
大し、コスト的にも不利になるばかりか窒化物析出量が
増大し加工性を劣化するので、0゜003%以下とする
。
、TIは、本発明においてはNを固定するのに必要にし
て十分な量を添加する必要かあり、その範囲をN量との
関係て、 とする。
て十分な量を添加する必要かあり、その範囲をN量との
関係て、 とする。
質劣化を最小限にするためNの大部分をAINとして析
出させる必要か生じるが、延性、深絞り性の劣化は避け
られない。本発明においては熱延での高温巻取りを実施
するため、熱延段階で少なくともNをAINとして析出
させることは可能であるが、溶鋼凝固から鋼片加熱段階
で析出するTiNと異なりAINは巻取り温度により析
出状態に大きな差か生じ、コイル長手方向あるいは幅方
向での材質のバラツキとなって表れやすい。
出させる必要か生じるが、延性、深絞り性の劣化は避け
られない。本発明においては熱延での高温巻取りを実施
するため、熱延段階で少なくともNをAINとして析出
させることは可能であるが、溶鋼凝固から鋼片加熱段階
で析出するTiNと異なりAINは巻取り温度により析
出状態に大きな差か生じ、コイル長手方向あるいは幅方
向での材質のバラツキとなって表れやすい。
一方、T1添加量がNの当量以上の場合には、余剰のT
iが微細な炭化物、硫化物を形成することにより延性に
悪影響を及ぼすので好ましくない。
iが微細な炭化物、硫化物を形成することにより延性に
悪影響を及ぼすので好ましくない。
以上、本発明の成分組成の限定理由について説明したか
、次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する
。
、次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する
。
まず、製鋼法については、成分組成か上記成分組成の限
定範囲内であれば、転炉、電気炉のいずれによってもよ
く、特に限定を要しない。ただしCを0.0015%以
下にまで低減する必要上、溶鋼は真空脱ガス処理を実施
するのか有効である。また、PやSなとの元素を低減す
るために溶銑予備処理や溶鋼処理を実施することは何ら
本発明を損なうものではない。
定範囲内であれば、転炉、電気炉のいずれによってもよ
く、特に限定を要しない。ただしCを0.0015%以
下にまで低減する必要上、溶鋼は真空脱ガス処理を実施
するのか有効である。また、PやSなとの元素を低減す
るために溶銑予備処理や溶鋼処理を実施することは何ら
本発明を損なうものではない。
溶鋼は連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延によって鋼片
としてもよく、鋼片は一旦室温まで冷却した後加熱炉で
加熱して熱間圧延に供しても、また、鋳造後の鋼片をそ
のまま、あるいは、保温処理を行った後直接熱間圧延に
供してもよい。
としてもよく、鋼片は一旦室温まで冷却した後加熱炉で
加熱して熱間圧延に供しても、また、鋳造後の鋼片をそ
のまま、あるいは、保温処理を行った後直接熱間圧延に
供してもよい。
熱間圧延仕上温度はArz点以下になると、冷延焼鈍後
の深絞り性に悪影響を及ぼす集合組織か熱延板で形成さ
れてしまうので避けるべきである。
の深絞り性に悪影響を及ぼす集合組織か熱延板で形成さ
れてしまうので避けるべきである。
熱間圧延終了後は、50℃/see以上の冷却速度で、
速やかに冷却し、結晶粒の粗大化を防止しなけれ]よな
らない。熱延板の結晶粒をできるだけ微細化することに
より冷延焼鈍後の深絞り性の向上、また、プレス加工時
の肌荒れの防止を図ることかできる。冷却は通常ランア
ウトテーブル上でのラミナー冷却によって行われるが、
設備が巨大になりすぎるので、冷却速度の上限としては
200℃/seC程度である。
速やかに冷却し、結晶粒の粗大化を防止しなけれ]よな
らない。熱延板の結晶粒をできるだけ微細化することに
より冷延焼鈍後の深絞り性の向上、また、プレス加工時
の肌荒れの防止を図ることかできる。冷却は通常ランア
ウトテーブル上でのラミナー冷却によって行われるが、
設備が巨大になりすぎるので、冷却速度の上限としては
200℃/seC程度である。
巻取り温度は、本発明においては重要である。
すなわち、N当量以下のTiLか添加してないため、固
溶状態で存在するNを無害化するために高温巻取りを行
いAIでNを固定してAINとして析出固定する必要か
あり、このため、巻取り温度は650℃以上とする。し
かし、あまり巻取り温度が高すぎるとスケールの生成量
か増大し、脱スケール性か著しく低下するだけでなく、
高温で保持されることにより結晶粒が粗大化する危険性
が高くなるので、巻取り温度は750℃を上限とするの
か好ましい。
溶状態で存在するNを無害化するために高温巻取りを行
いAIでNを固定してAINとして析出固定する必要か
あり、このため、巻取り温度は650℃以上とする。し
かし、あまり巻取り温度が高すぎるとスケールの生成量
か増大し、脱スケール性か著しく低下するだけでなく、
高温で保持されることにより結晶粒が粗大化する危険性
が高くなるので、巻取り温度は750℃を上限とするの
か好ましい。
冷間圧延の圧下率は、冷延焼鈍後の深絞り性に大きく影
響し、高r値を確保するためには、60%以上の圧下を
必要とする。上限は特に定めないか冷間圧延機の能力な
どから判断して90%程度である。
響し、高r値を確保するためには、60%以上の圧下を
必要とする。上限は特に定めないか冷間圧延機の能力な
どから判断して90%程度である。
冷間圧延後の連続焼鈍は優れた加工性を得るため、再結
晶温度以上で実施するか、ACz点を超える温度域に加
熱されると結晶粒か著しく粗大化するので避けるべきで
ある。なお、均熱時間は1sec以上保持するのか好ま
しいか、あまり長時間保持すると結晶粒か粗大化し、ま
た、生産性の観点からも3m1n以内とするのか望まし
い。
晶温度以上で実施するか、ACz点を超える温度域に加
熱されると結晶粒か著しく粗大化するので避けるべきで
ある。なお、均熱時間は1sec以上保持するのか好ま
しいか、あまり長時間保持すると結晶粒か粗大化し、ま
た、生産性の観点からも3m1n以内とするのか望まし
い。
焼鈍の昇温速度は重要で、対象か結晶粒か粗大化しゃす
い極低炭素鋼であるため、てきるだけ急速加熱して細粒
化するのかよいか、あまり速すぎると深絞り性の低下か
著しいので、昇温速度の上限は50℃/seeとする。
い極低炭素鋼であるため、てきるだけ急速加熱して細粒
化するのかよいか、あまり速すぎると深絞り性の低下か
著しいので、昇温速度の上限は50℃/seeとする。
また、昇温速度の下限は生産性の観点から5℃/see
とする。したかって、昇温速度は5℃/sec〜50℃
/secの昇温速度の範囲に限定する。
とする。したかって、昇温速度は5℃/sec〜50℃
/secの昇温速度の範囲に限定する。
均熱後の冷却速度および過時効処理については、特に限
定しない。また、冷却過程において溶融亜鉛浴の中に浸
漬し、溶融めっきを実施しても本発明の効果は何ら失わ
れない。
定しない。また、冷却過程において溶融亜鉛浴の中に浸
漬し、溶融めっきを実施しても本発明の効果は何ら失わ
れない。
連続焼鈍後は、必要に応して調質圧延を施してもよいか
、延性の観点からは極力圧下率を低くすることか好まし
い。
、延性の観点からは極力圧下率を低くすることか好まし
い。
(実施例)
以下に、本発明に係わる加工性に優れた冷延鋼板の製造
方法の実施例について説明する。
方法の実施例について説明する。
本発明法および比較例に用いた供試鋼板は、第1表に示
す化学成分を育する鋼片を第2表に示す圧延条件および
焼鈍条件で板厚0.8mmに仕上げたものである。その
後0.5%の調質圧延をおこなった。これらの鋼板から
試験片を採取し、引張試験および耐2次加工性の調査の
ために深絞りカップ押し拡げ試験を行った。耐2次加工
性の調査は絞り比2.5で40mmφ円笥カップに深絞
り成形し、60℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポン
チによって押し拡げ、脆性破壊の発生の有無を調べた。
す化学成分を育する鋼片を第2表に示す圧延条件および
焼鈍条件で板厚0.8mmに仕上げたものである。その
後0.5%の調質圧延をおこなった。これらの鋼板から
試験片を採取し、引張試験および耐2次加工性の調査の
ために深絞りカップ押し拡げ試験を行った。耐2次加工
性の調査は絞り比2.5で40mmφ円笥カップに深絞
り成形し、60℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポン
チによって押し拡げ、脆性破壊の発生の有無を調べた。
同時にカップ成形後の表面性状を調査し肌荒れの発生に
ついても調査した。その結果を第3表に示す。
ついても調査した。その結果を第3表に示す。
(以下余白)
第3表から明らかなように、本発明法によるNO1〜3
は50%以上の高い伸びと2.0以上の優れたr値を有
し、深絞りカップ押し拡げ試験においても脆性破壊を起
こさなかった。
は50%以上の高い伸びと2.0以上の優れたr値を有
し、深絞りカップ押し拡げ試験においても脆性破壊を起
こさなかった。
一方、成分は本発明範囲内であっても、熱間圧延仕上が
り後の冷却速度が遅いN014は深絞りカ・ノブ成形後
に肌荒れか認められ、また、巻取り温度の低いN015
はr値が1.9と低い。成分組成か本発明範囲から外れ
るN006.8.9はr値と伸びか低(、Ti量が過剰
なNo、 7およびP量が過剰なNo、 10では、深
絞りカップ押し拡げ試験において、脆性的に割れが発生
した。
り後の冷却速度が遅いN014は深絞りカ・ノブ成形後
に肌荒れか認められ、また、巻取り温度の低いN015
はr値が1.9と低い。成分組成か本発明範囲から外れ
るN006.8.9はr値と伸びか低(、Ti量が過剰
なNo、 7およびP量が過剰なNo、 10では、深
絞りカップ押し拡げ試験において、脆性的に割れが発生
した。
(発明の効果)
以上説明したように、本発明は極低炭素鋼中のNをTi
で固定し、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度
を速め、その後、高圧下率で冷間圧延を行い、さらに、
昇温速度を速めた連続焼鈍を行うことによって、加工性
に優れた冷延鋼板を提供するものである。
で固定し、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度
を速め、その後、高圧下率で冷間圧延を行い、さらに、
昇温速度を速めた連続焼鈍を行うことによって、加工性
に優れた冷延鋼板を提供するものである。
したがって、本発明は伸び、r値に優れ、プレス成形に
おいて2次加工脆性および肌荒れを起こさない加工性に
優れた冷延鋼板を製造できるという優れた効果を有する
ものである。
おいて2次加工脆性および肌荒れを起こさない加工性に
優れた冷延鋼板を製造できるという優れた効果を有する
ものである。
第1図はr値と11添加量との関係を、第2図はTi添
加量とr値および伸びとの関係を、第3図は連続焼鈍時
の昇温速度と焼鈍後の結晶粒径および深絞り性との関係
を示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金欠 章− 第1図 Ti量加 量(+/l) 第2図 o、oos o、oi。 0.015 0.020 Ti添 加 量(o/、) 第3図 7゜ 補正の対象 手続補正書(自発) 平成 2年11月 6日
加量とr値および伸びとの関係を、第3図は連続焼鈍時
の昇温速度と焼鈍後の結晶粒径および深絞り性との関係
を示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金欠 章− 第1図 Ti量加 量(+/l) 第2図 o、oos o、oi。 0.015 0.020 Ti添 加 量(o/、) 第3図 7゜ 補正の対象 手続補正書(自発) 平成 2年11月 6日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 C:0.0015%以下、 Mn:0.20%以下、 Al:0.030〜0.100%、 N:0.003%以下、 Ti1/2×48/14N≦Ti≦48/14Nを含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼片を、Ar
_3点以上の温度で熱間圧延を終了し、その後50℃/
sec以上の冷却速度で冷却し、650℃以上の温度で
巻取り、さらに、脱スケール処理後、60%以上の圧下
率で冷間圧延を行い、その後再結晶温度以上Ac_3点
以下の温度まで5℃/sec〜50℃/secの昇温速
度で加熱する連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性に
優れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2268719A JP2790369B2 (ja) | 1990-10-05 | 1990-10-05 | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2268719A JP2790369B2 (ja) | 1990-10-05 | 1990-10-05 | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04143228A true JPH04143228A (ja) | 1992-05-18 |
JP2790369B2 JP2790369B2 (ja) | 1998-08-27 |
Family
ID=17462402
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2268719A Expired - Fee Related JP2790369B2 (ja) | 1990-10-05 | 1990-10-05 | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2790369B2 (ja) |
-
1990
- 1990-10-05 JP JP2268719A patent/JP2790369B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2790369B2 (ja) | 1998-08-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN114686777B (zh) | 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法 | |
JP4650006B2 (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れた高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP2005126733A (ja) | 高温加工性にすぐれた熱間プレス用鋼板及び自動車用部材 | |
JPS59140333A (ja) | 2次加工性と表面処理性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
JP4300793B2 (ja) | 材質均一性に優れた熱延鋼板および溶融めっき鋼板の製造方法 | |
JPH03277741A (ja) | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 | |
JPH03257124A (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
KR20050090458A (ko) | 초고강도 열간 압연 강철 및 띠강의 제조 방법 | |
JP7421650B2 (ja) | クランプ用高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JPH08176735A (ja) | 缶用鋼板とその製造方法 | |
CN114207172B (zh) | 高强度钢板、高强度部件及其制造方法 | |
JPH02163318A (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
WO2016194342A1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP6628018B1 (ja) | 熱延鋼板 | |
JPH0756055B2 (ja) | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 | |
JPH0570836A (ja) | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPS582248B2 (ja) | 加工性のすぐれた溶融メツキ鋼板の製造法 | |
JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
JPH04143228A (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
JPH01184227A (ja) | 絞り用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JPH07103423B2 (ja) | 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 | |
JP3273383B2 (ja) | 深絞り性の優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPH02145747A (ja) | 深絞り用熱延鋼板及びその製造方法 | |
JPH01191748A (ja) | コイル内材質均一性に優れたプレス成形用冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0472017A (ja) | 高加工性焼付硬化型溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080612 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090612 Year of fee payment: 11 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100612 Year of fee payment: 12 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |