JPS5993834A - プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS5993834A JPS5993834A JP57201324A JP20132482A JPS5993834A JP S5993834 A JPS5993834 A JP S5993834A JP 57201324 A JP57201324 A JP 57201324A JP 20132482 A JP20132482 A JP 20132482A JP S5993834 A JPS5993834 A JP S5993834A
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- 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
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of 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】
本発明はプレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法に
係り、特に深絞り性、異方性のすぐれた冷延鋼板の製造
方法に関する。
係り、特に深絞り性、異方性のすぐれた冷延鋼板の製造
方法に関する。
従来、絞り性、延性の良好な冷延鋼板は箱焼鈍法によシ
製造されている。しかし箱焼鈍法は、処理に数日を要す
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・冷却速度が異な一す、コイル全体に
わたって均−彦利質を得ることが困難であった。連続焼
鈍法を用いると、箱焼鈍法の持つこれらの欠点を解消す
ることが可能である。しかし連続焼鈍法では、急速加熱
急速冷却処理を伴うため、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・耐時効性に劣る。連続焼鈍法のこれらの欠点を解消
するために、熱間圧延時高温で巻取ることにより、絞り
性に有利な方位に粒成長を促進させ、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
を行うことにより、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、
時効性を改善する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い、かつこの方法により製造
された鋼板は、絞り性、延性、耐熱性の点で未だ箱焼鈍
材の材質よシ劣る。
製造されている。しかし箱焼鈍法は、処理に数日を要す
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・冷却速度が異な一す、コイル全体に
わたって均−彦利質を得ることが困難であった。連続焼
鈍法を用いると、箱焼鈍法の持つこれらの欠点を解消す
ることが可能である。しかし連続焼鈍法では、急速加熱
急速冷却処理を伴うため、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・耐時効性に劣る。連続焼鈍法のこれらの欠点を解消
するために、熱間圧延時高温で巻取ることにより、絞り
性に有利な方位に粒成長を促進させ、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
を行うことにより、未析出の固溶Ｃの析出を促進させ、
時効性を改善する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い、かつこの方法により製造
された鋼板は、絞り性、延性、耐熱性の点で未だ箱焼鈍
材の材質よシ劣る。
一方、連続焼鈍材の耐時効性を悪化させている主原因が
固溶しているＣということから、Ｃ含有量を０．００５
０％以下に低減した極低炭素鋼の素材を用いて耐時効性
を向上させる方法が提案されている。また極低炭素鋼を
用いて深絞り性の良好な鋼板を製造する代表的技術とし
て特開昭５５−５８３３３がある。同公報の実施例によ
ればＣ：０．００２０％の鋼を１１００℃に加熱し熱延
仕上温度８６５〜８７０℃、巻取温度５５０〜６１０℃
の範囲で圧延し急速加熱で連続焼鈍することによシラン
クツオード値（下値）が１７５〜２．４４の鋼板が得ら
れるとしている。しかしこのような製造条件では下値は
比較的高いものの、異方性が大きくなることは周知の享
実である。
固溶しているＣということから、Ｃ含有量を０．００５
０％以下に低減した極低炭素鋼の素材を用いて耐時効性
を向上させる方法が提案されている。また極低炭素鋼を
用いて深絞り性の良好な鋼板を製造する代表的技術とし
て特開昭５５−５８３３３がある。同公報の実施例によ
ればＣ：０．００２０％の鋼を１１００℃に加熱し熱延
仕上温度８６５〜８７０℃、巻取温度５５０〜６１０℃
の範囲で圧延し急速加熱で連続焼鈍することによシラン
クツオード値（下値）が１７５〜２．４４の鋼板が得ら
れるとしている。しかしこのような製造条件では下値は
比較的高いものの、異方性が大きくなることは周知の享
実である。
そこで、極低炭素鋼の大きな異方性を改善する目的でＮ
ｂ、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素を添加する方法も提案さ
れているが、炭窒化物が表面欠陥の原因となるという重
大な欠点がある。
ｂ、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素を添加する方法も提案さ
れているが、炭窒化物が表面欠陥の原因となるという重
大な欠点がある。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、連続焼
鈍法によるプレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法
を提供するにある２゜ 本発明の要旨とするところは次のとおシである。
鈍法によるプレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法
を提供するにある２゜ 本発明の要旨とするところは次のとおシである。
すなわち、重量比にて、Ｃ：０．００２％以下、Ｍｎ：
０．０５〜０．２０％、５ｏｔＡｔ： ｏ、ｏｌ、０〜
０１００％、（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）： ０．０６〜０．
２０％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物よシ成
る溶鋼を連続鋳造によシスラブとする工程と、前記スラ
ブを仕上圧延の全圧下率が９５％以上もしくは各スタン
ドの平均圧下率が４４％以上とし５８０℃以下で巻取る
熱延工程と、前記熱延銅帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する
工程と、を有して成ることを特徴とするプレス成形性に
すぐれた冷延鋼板の製造方法である。
０．０５〜０．２０％、５ｏｔＡｔ： ｏ、ｏｌ、０〜
０１００％、（Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）： ０．０６〜０．
２０％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物よシ成
る溶鋼を連続鋳造によシスラブとする工程と、前記スラ
ブを仕上圧延の全圧下率が９５％以上もしくは各スタン
ドの平均圧下率が４４％以上とし５８０℃以下で巻取る
熱延工程と、前記熱延銅帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する
工程と、を有して成ることを特徴とするプレス成形性に
すぐれた冷延鋼板の製造方法である。
本発明者らは化学成分と熱間圧延条件を限定することに
よシ深絞シ性の良好な鋼板を容易に製造し得ることを見
い出した。この結果を得るに至った基礎実験について説
明する。すなわち、＠１表に示す化学成分の鋼を底吹転
炉とＲＨ脱ガス装置により溶製し連続鋳造機でスラブと
しだ後１．１００℃に再加熱し、４段の粗圧延機と７段
の仕上圧延機よシなる熱間圧延装置にて第２表に示す熱
間圧延条件にて板Ｊｉｉ ３．２ ｔｒｙｓの熱延鋼帯
とした。すなわち仕上厚み３．２咽、圧延仕上温度７８
０℃、巻取温度５５０℃を一定とし、シートパーの厚み
を変えて仕上圧延の全圧下率を変え、供試材Ａ５におい
ては７段の仕上圧延機のうち後段の２スタンドを使用せ
ず前段の５スタンドのみで仕上圧延を行い、各スタシド
当りの圧下率を高めだ。
よシ深絞シ性の良好な鋼板を容易に製造し得ることを見
い出した。この結果を得るに至った基礎実験について説
明する。すなわち、＠１表に示す化学成分の鋼を底吹転
炉とＲＨ脱ガス装置により溶製し連続鋳造機でスラブと
しだ後１．１００℃に再加熱し、４段の粗圧延機と７段
の仕上圧延機よシなる熱間圧延装置にて第２表に示す熱
間圧延条件にて板Ｊｉｉ ３．２ ｔｒｙｓの熱延鋼帯
とした。すなわち仕上厚み３．２咽、圧延仕上温度７８
０℃、巻取温度５５０℃を一定とし、シートパーの厚み
を変えて仕上圧延の全圧下率を変え、供試材Ａ５におい
ては７段の仕上圧延機のうち後段の２スタンドを使用せ
ず前段の５スタンドのみで仕上圧延を行い、各スタシド
当りの圧下率を高めだ。
次にこれらの熱延鋼帯を酸洗後０．８咽に冷延し、７５
０℃×３０秒の短時間焼鈍後、０，８％の調質圧延を行
い、その材質を調査し、その結果を同じく第２表に示し
た。調査において降伏応力（ＹＳ ）、抗張力（ＴＳ）
、伸び（Ｅｚ）およびランクフォード値（下値）はいず
れも圧延方向（ハ）と圧延方向に４５度（Ｄ）、９０度
（Ｃ）とを測定し、それぞれの平均値バした。
０℃×３０秒の短時間焼鈍後、０，８％の調質圧延を行
い、その材質を調査し、その結果を同じく第２表に示し
た。調査において降伏応力（ＹＳ ）、抗張力（ＴＳ）
、伸び（Ｅｚ）およびランクフォード値（下値）はいず
れも圧延方向（ハ）と圧延方向に４５度（Ｄ）、９０度
（Ｃ）とを測定し、それぞれの平均値バした。
第２表から供試材屋１は極低炭素鋼Ａを通常の−圧下率
で圧延したものであって、この材質はＥｔ２９０ＭＰａ
と比較的良好であったが、Ｅｔ、ｒ値の異方性はΔ
Ｅｔ：６％、△ｒ ＝ ０．８と非常に大きく絞シ用鋼
板としては使用できなかった。
で圧延したものであって、この材質はＥｔ２９０ＭＰａ
と比較的良好であったが、Ｅｔ、ｒ値の異方性はΔ
Ｅｔ：６％、△ｒ ＝ ０．８と非常に大きく絞シ用鋼
板としては使用できなかった。
供試材Ａ２はＡ１と同様にＡ鋼を使用し、シートバーの
厚みを９０ｆＩｒｌｎとし強圧下した以外の条件はすべ
てＡ１と同一の場合であって、＆１に比して下値が若干
改善されたものの、△Ｅｔ、△ｒは全く改善されなかっ
た。
厚みを９０ｆＩｒｌｎとし強圧下した以外の条件はすべ
てＡ１と同一の場合であって、＆１に比して下値が若干
改善されたものの、△Ｅｔ、△ｒは全く改善されなかっ
た。
供試材５３、Ａ４はＣｕ、Ｎｊ、Ｃｒを多く含有するＢ
鋼をＡ３はＡ１と同一の通常圧延、Ａ４は扁２と同一の
高圧下率の条件で圧延した場合である。Ｂ鋼を通常の熱
延条件で圧延した洗３はＡＩ、Ａ２とほぼ同様に△Ｅｔ
、Δｒが非常に犬きがった。
鋼をＡ３はＡ１と同一の通常圧延、Ａ４は扁２と同一の
高圧下率の条件で圧延した場合である。Ｂ鋼を通常の熱
延条件で圧延した洗３はＡＩ、Ａ２とほぼ同様に△Ｅｔ
、Δｒが非常に犬きがった。
しかしＢ鋼を全圧下率９６％の高圧下率で圧延した屋４
は△Ｅｌ、△ｒが非常に小さくなり、Ｅｔも良好であっ
た。
は△Ｅｌ、△ｒが非常に小さくなり、Ｅｔも良好であっ
た。
次に供試材／ｆ６５はＢ鋼をシートバー厚み５８關から
前記の如く前半５スタンドのみで仕上圧延したので各ス
タンドあたシの圧下率は平均４４％と高く、この場合も
異方性△Ｅｔ、△ｒの改善が認められた。
前記の如く前半５スタンドのみで仕上圧延したので各ス
タンドあたシの圧下率は平均４４％と高く、この場合も
異方性△Ｅｔ、△ｒの改善が認められた。
また、Ｃが多（Ｎｉ％Ｃｒ％Ｃｕともに少ないＣ鋼を高
圧下率で圧延した供試材Ａ６は下値が低く異方性も大き
いためプレス用には適さなかった。
圧下率で圧延した供試材Ａ６は下値が低く異方性も大き
いためプレス用には適さなかった。
上記の如く、Ｂ鋼のようにＣが非常に少なくかつＣｕ、
Ｎｉ、Ｃｒ等を適当に含有した極低炭素鋼を高圧下率で
熱延し、冷延後連続焼鈍するとＥｔ、ｒ値が高く、かつ
異方性の非常に小さいプレス用に適した鋼板を製造でき
ることが明らかとなった。
Ｎｉ、Ｃｒ等を適当に含有した極低炭素鋼を高圧下率で
熱延し、冷延後連続焼鈍するとＥｔ、ｒ値が高く、かつ
異方性の非常に小さいプレス用に適した鋼板を製造でき
ることが明らかとなった。
これらの基礎実験に基づき、Ｂ鋼の組成を参考にして多
種類の極低炭素鋼について同様の実験を繰返した結果、
次の如く鋼成分を限定することによシ、熱延高圧下仕上
の効果が顕著になシ、すぐれた深絞り用冷延鋼板が得ら
れることが判明した。
種類の極低炭素鋼について同様の実験を繰返した結果、
次の如く鋼成分を限定することによシ、熱延高圧下仕上
の効果が顕著になシ、すぐれた深絞り用冷延鋼板が得ら
れることが判明した。
次に本発明の冷延鋼板の成分を限定した理由につき説明
する。
する。
Ｃニ
ーＣは前記の基礎実験結果からも分かるように、Ｃが多
いと深絞シ性が劣化し、かつ高圧下仕上の効果が消失す
るので、Ｃは少ない方が好ましく、特にプレス加工に適
した高い下値を得るためには、０．０（１２Ｘ以下に限
定する必要がある。
いと深絞シ性が劣化し、かつ高圧下仕上の効果が消失す
るので、Ｃは少ない方が好ましく、特にプレス加工に適
した高い下値を得るためには、０．０（１２Ｘ以下に限
定する必要がある。
Ｍｎ ：
ＭｎはＳによる熱間脆性を防止するため０．０５％以上
を必要とするが、０．２０Ｘを越える含有は材質を劣化
させるので、０．０５〜０．２０Ｘの範囲に限定した。
を必要とするが、０．２０Ｘを越える含有は材質を劣化
させるので、０．０５〜０．２０Ｘの範囲に限定した。
５ｏｌＡｔ：
５ｏｔｋｔはＮの固定に有用な元素であシ、０．０１０
％未満ではその効果が々く、０．１００％を越える含有
は表面性状を害するので０．０１０〜０、１００％の範
囲に限定した。
％未満ではその効果が々く、０．１００％を越える含有
は表面性状を害するので０．０１０〜０、１００％の範
囲に限定した。
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ：
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは耐候性、耐食性等の表面性状を改善
する目的で添加されることがあっても、深絞シ性には何
ら積極的意味を持たない不純物として考えられてきた。
する目的で添加されることがあっても、深絞シ性には何
ら積極的意味を持たない不純物として考えられてきた。
しかし本発明鋼の如くｃが非常に少なく、かつ炭窒化物
形成元素を含有しない鋼においては、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ
等の炭窒化物を形成しない元素の役割が相対的に重要釦
なってくる。すなわち、材質を向上させるには、Ｃ，Ｎ
、Ｍ、 ｎ等を低減することが有効であることが知られ
ておシ、主要な合金元素であるＭｎも本発明においては
０．２０％以下と非常に低い水準にある。この−場合、
鋼は高温で非常に再結晶し易く、結晶粒は粗大化し、絞
り性に好ましくない（２００）集合組織が発達する。本
発明の如く極低炭素においては非炭窒化物形成元素であ
るＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒの作用はいまだに明確ではないが、
これら元素に共通することは、粒内に均一に固溶しかつ
下値を劣化させないことである。これら元素の添加によ
シ熱間加工時の歪は熱延時に動的に開放されにくくなり
、不均一変形の防止、再結晶の抑制が達成され、極低炭
素鋼の材質を改善するものと考えられる。Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃｒの効果はいずれも同程度であり、従ってこれら元素
の合計量が重要になってくる。通常極低炭素鋼において
はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒはそれぞれ０．０１５％未満であり
、３成分の合計で多くても００５％以下である。しかじ
熱延圧下率を高くすることによる材質特に異方性改善効
果は（Ｃｕ＋Ｎ ｉ＋ｃ ｒ ）で０．０６％程度から
認められ、好ましくは０．０８％以上の含有が必要であ
る。また合計で０．２０％を越えると硬質化するので、
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ ） テ０．０６〜０．０２％の範
囲に限定した。
形成元素を含有しない鋼においては、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ
等の炭窒化物を形成しない元素の役割が相対的に重要釦
なってくる。すなわち、材質を向上させるには、Ｃ，Ｎ
、Ｍ、 ｎ等を低減することが有効であることが知られ
ておシ、主要な合金元素であるＭｎも本発明においては
０．２０％以下と非常に低い水準にある。この−場合、
鋼は高温で非常に再結晶し易く、結晶粒は粗大化し、絞
り性に好ましくない（２００）集合組織が発達する。本
発明の如く極低炭素においては非炭窒化物形成元素であ
るＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒの作用はいまだに明確ではないが、
これら元素に共通することは、粒内に均一に固溶しかつ
下値を劣化させないことである。これら元素の添加によ
シ熱間加工時の歪は熱延時に動的に開放されにくくなり
、不均一変形の防止、再結晶の抑制が達成され、極低炭
素鋼の材質を改善するものと考えられる。Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃｒの効果はいずれも同程度であり、従ってこれら元素
の合計量が重要になってくる。通常極低炭素鋼において
はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒはそれぞれ０．０１５％未満であり
、３成分の合計で多くても００５％以下である。しかじ
熱延圧下率を高くすることによる材質特に異方性改善効
果は（Ｃｕ＋Ｎ ｉ＋ｃ ｒ ）で０．０６％程度から
認められ、好ましくは０．０８％以上の含有が必要であ
る。また合計で０．２０％を越えると硬質化するので、
（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ ） テ０．０６〜０．０２％の範
囲に限定した。
次に上記の本発明の限定成分を有する冷延鋼板の製造条
件について説明する。
件について説明する。
まず、製鋼法については特に限定しないがＣ：０．０’
０２％以下とするには、転炉および脱ガス装置との組合
せが有効である。スラブは均一性を必要とするので連続
鋳造によシ製造する。スラブを連続的に熱間圧延する際
の仕上圧延条件は本発明においてきわめて重要である。
０２％以下とするには、転炉および脱ガス装置との組合
せが有効である。スラブは均一性を必要とするので連続
鋳造によシ製造する。スラブを連続的に熱間圧延する際
の仕上圧延条件は本発明においてきわめて重要である。
すなわち、従来の熱延鋼板あるいは冷延鋼板の素材は脱
ガス処理を行わずに製造できるＣ：０．０２％以上の鋼
が主体であり、当然のことながら、熱間圧延、冷間圧延
の条件はともに低炭素鋼を対象として設計されていた。
ガス処理を行わずに製造できるＣ：０．０２％以上の鋼
が主体であり、当然のことながら、熱間圧延、冷間圧延
の条件はともに低炭素鋼を対象として設計されていた。
しかるに、極低炭素鋼は低炭素鋼と異なる種々の挙動を
示し、特に熱間圧延時に圧延歪が解放され易く、再結晶
し易いため、オーステナイト粒径そしてそれに対応する
フェライト結晶粒径が太き点にあった。
示し、特に熱間圧延時に圧延歪が解放され易く、再結晶
し易いため、オーステナイト粒径そしてそれに対応する
フェライト結晶粒径が太き点にあった。
イタ低炭素鋼において熱延圧下率を高くすることは板厚
中心部まで十分歪みが加わシ、かつその歪みが大きくな
沙細粒化することを意味し、その結果良好な下値と小さ
な異方性が得られるものと考えられる。
中心部まで十分歪みが加わシ、かつその歪みが大きくな
沙細粒化することを意味し、その結果良好な下値と小さ
な異方性が得られるものと考えられる。
この知見に基づき次の基礎実験を行った。すなわち第１
表に示しだＡ鋼とＢ鋼について、シートバーの厚さ以外
は第２表に示す供試材扁２および扁４と同一の熱間圧延
条件で圧延し、０．８ ｔｎｎの冷延鋼板とｊ〜、熱間
圧延の全仕上圧下率とΔｒおよび下値との関係を調査し
その結果を第１図および第２図に示した。
表に示しだＡ鋼とＢ鋼について、シートバーの厚さ以外
は第２表に示す供試材扁２および扁４と同一の熱間圧延
条件で圧延し、０．８ ｔｎｎの冷延鋼板とｊ〜、熱間
圧延の全仕上圧下率とΔｒおよび下値との関係を調査し
その結果を第１図および第２図に示した。
第１図および第２図から△ｒ−と下値の高圧下率による
改善効果はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ等の合金元素が非常に少な
いＡ鋼ではあまり認められず、合金元素をおる程度含ん
だＢ鋼において顕著であることが分かる。ｊた、合金元
素をある程度含有したＢ鋼は仕上全圧下率が９５％以上
でΔｒおよび下値の顕著な改善が認められるので、本発
明においては、仕上圧延における全圧下率を９５％以上
に限定した。
改善効果はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ等の合金元素が非常に少な
いＡ鋼ではあまり認められず、合金元素をおる程度含ん
だＢ鋼において顕著であることが分かる。ｊた、合金元
素をある程度含有したＢ鋼は仕上全圧下率が９５％以上
でΔｒおよび下値の顕著な改善が認められるので、本発
明においては、仕上圧延における全圧下率を９５％以上
に限定した。
なお仕上圧延における高圧下は、各スタンドあたシの圧
下率の平均圧下率を４４％以上にすることによっても全
圧下率を９５％以上に限定したと同様に△ｒおよび下値
の改善効果が認められる。
下率の平均圧下率を４４％以上にすることによっても全
圧下率を９５％以上に限定したと同様に△ｒおよび下値
の改善効果が認められる。
すなわち本発明の限定成分範囲内の鋼を種々溶製し熱間
圧延するにあたって、シートバー厚みまたは仕上圧延機
使用スタンド数を変えて各スタンドの平均圧下率を変え
次に０．８調に冷間圧延してΔｒおよび下値を調査し、
その結果を第３図、第４図に示した。第３図第４図から
平均圧下率を４４％以上にすることによシ異方性が少な
くなり下値圧下率４４％以上に限定した。
圧延するにあたって、シートバー厚みまたは仕上圧延機
使用スタンド数を変えて各スタンドの平均圧下率を変え
次に０．８調に冷間圧延してΔｒおよび下値を調査し、
その結果を第３図、第４図に示した。第３図第４図から
平均圧下率を４４％以上にすることによシ異方性が少な
くなり下値圧下率４４％以上に限定した。
スラブ加熱温度は限定しないが、スラブ、加熱温度が低
い方が材質は良好になり、特に１１５０℃以下では良好
な結果が得られた。極低炭素鋼においては、熱延温度に
よる材質変化が小さいので熱延温度は再結晶温度以上、
９００℃以下であればよく特に限定しない。巻取温度は
高くなると巻取径粒成長が進行し粗大化するので粒成長
が起こらない５８０℃以下に限定した。
い方が材質は良好になり、特に１１５０℃以下では良好
な結果が得られた。極低炭素鋼においては、熱延温度に
よる材質変化が小さいので熱延温度は再結晶温度以上、
９００℃以下であればよく特に限定しない。巻取温度は
高くなると巻取径粒成長が進行し粗大化するので粒成長
が起こらない５８０℃以下に限定した。
これら熱延鋼帯を酸洗した後の冷間圧延については特に
限定しないが、圧下率が高い方が下値が高くなシ良好な
材質が得られる。冷延後の焼鈍は加熱速度の遅い箱焼鈍
では異方性が大きくなるので、本発明の特徴を生かすた
め連続焼鈍を行う。
限定しないが、圧下率が高い方が下値が高くなシ良好な
材質が得られる。冷延後の焼鈍は加熱速度の遅い箱焼鈍
では異方性が大きくなるので、本発明の特徴を生かすた
め連続焼鈍を行う。
連続焼鈍は連続型焼鈍炉のみならず溶融亜鉛めっき法の
ようなライン内焼鈍方式の表面処理工程によっても、す
ぐれた材質のものが得られる。
ようなライン内焼鈍方式の表面処理工程によっても、す
ぐれた材質のものが得られる。
実施例
第３表に示す組成の鋼を転炉およびＲＨ脱ガス装置を用
いて溶製し、連続鋳造にてスラブとしスラブ手入後厚み
４０〜９０調のシートバーに粗圧延し、次に７スタンド
の仕上圧延機にて第４表に示す仕上圧延条件にて３．２
調の熱延鋼帯とした。
いて溶製し、連続鋳造にてスラブとしスラブ手入後厚み
４０〜９０調のシートバーに粗圧延し、次に７スタンド
の仕上圧延機にて第４表に示す仕上圧延条件にて３．２
調の熱延鋼帯とした。
なお第３表、第４表において本発明の限定条件を満足し
ない項目についてはアンダーラインで示した。次に上記
の熱延鋼帯を酸洗後０．８訓に冷間圧延し、８００℃×
４０秒の連続焼鈍を施し、０．６％の調質圧延を行って
冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板について前記の第２
表と同様に材質を調査し、その結果を同じく第４表に示
した。
ない項目についてはアンダーラインで示した。次に上記
の熱延鋼帯を酸洗後０．８訓に冷間圧延し、８００℃×
４０秒の連続焼鈍を施し、０．６％の調質圧延を行って
冷延鋼板とした。これらの冷延鋼板について前記の第２
表と同様に材質を調査し、その結果を同じく第４表に示
した。
第４表から本発明例である供試材屋１１．１２．１４は
いずれも下値が高くΔｒが小さくプレス成形性がすぐれ
ているのに対し、比較例である供試材Ａ １３．１５．
１６はΔｒが大きくプレス用鋼板として使用できないこ
とが分かる。
いずれも下値が高くΔｒが小さくプレス成形性がすぐれ
ているのに対し、比較例である供試材Ａ １３．１５．
１６はΔｒが大きくプレス用鋼板として使用できないこ
とが分かる。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、連続鋳造スラ
ブの成分を限定し、熱間仕上圧延において全圧下率を９
５％以上もしくは各スタンドの平均圧下車を４４％以上
とし５８０℃以下で巻取り、冷延後連続焼鈍することに
よってプレス成形性のすぐれた冷延鋼板を製造すること
ができる。
ブの成分を限定し、熱間仕上圧延において全圧下率を９
５％以上もしくは各スタンドの平均圧下車を４４％以上
とし５８０℃以下で巻取り、冷延後連続焼鈍することに
よってプレス成形性のすぐれた冷延鋼板を製造すること
ができる。
第１図および第２図はそれぞれ熱間仕上圧延の全圧下率
と冷延鋼板の△ｒおよび下値との関係を示す線図、第３
図および第４図はそれぞれ熱間仕上圧延における各スタ
ンドの平均圧下率と冷延鋼板の△ｒおよび下値との関係
を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 第１図 イ士上全ｆ”ｘＴ率 （％） シ（２図 仕上全圧Ｔ牽（％） 第３図 各スタ〉ト干均圧Ｔ圭 （％） 第４図 各スタ〕ノド干埒圧Ｔ亭（％）
と冷延鋼板の△ｒおよび下値との関係を示す線図、第３
図および第４図はそれぞれ熱間仕上圧延における各スタ
ンドの平均圧下率と冷延鋼板の△ｒおよび下値との関係
を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄 第１図 イ士上全ｆ”ｘＴ率 （％） シ（２図 仕上全圧Ｔ牽（％） 第３図 各スタ〉ト干均圧Ｔ圭 （％） 第４図 各スタ〕ノド干埒圧Ｔ亭（％）
Claims (1)
- （１）重量比にて、Ｃ：０．００２％以下、Ｍｎ：０．
０５〜０．２０％、５ｏｔＡＡ：０．０１０〜０．１０
０％、（Ｎｉ−１−Ｃｒ＋Ｃｕ）： ０．０６〜０．２
０％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る
溶鋼を連続鋳造によりスラブとする工程と、前記スラブ
を仕上圧延の全圧下率が９５％以上もしくは各スタンド
の平均圧下率が４４％以上とし５８０℃以下で巻取る熱
延工程と、前記熱延銅帯を酸洗、冷延後連続焼鈍する工
程々、を有して成ることを特徴とするプレス成形性にす
ぐれた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57201324A JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57201324A JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5993834A true JPS5993834A (ja) | 1984-05-30 |
| JPH02416B2 JPH02416B2 (ja) | 1990-01-08 |
Family
ID=16439118
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57201324A Granted JPS5993834A (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5993834A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105002434A (zh) * | 2015-08-13 | 2015-10-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 车辆从动盘对偶钢片用热轧钢材及其制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10135121A (ja) * | 1996-10-29 | 1998-05-22 | Nikon Corp | 投影露光装置 |
| JP2007292829A (ja) * | 2006-04-21 | 2007-11-08 | Canon Inc | 近接場露光用マスク、近接場露光用マスクの作製方法、近接場露光装置及びこのマスクを用いた近接場露光方法 |
| JP2010085867A (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-15 | Hoya Corp | マスクブランク用基板セットおよびマスクブランクセット |
| JP2012220608A (ja) * | 2011-04-06 | 2012-11-12 | Clean Technology Inc | ３ｄ光学フィルターの製造装置 |
| JP2013143560A (ja) * | 2012-01-13 | 2013-07-22 | Canon Inc | 露光装置 |
-
1982
- 1982-11-17 JP JP57201324A patent/JPS5993834A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10135121A (ja) * | 1996-10-29 | 1998-05-22 | Nikon Corp | 投影露光装置 |
| JP2007292829A (ja) * | 2006-04-21 | 2007-11-08 | Canon Inc | 近接場露光用マスク、近接場露光用マスクの作製方法、近接場露光装置及びこのマスクを用いた近接場露光方法 |
| JP2010085867A (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-15 | Hoya Corp | マスクブランク用基板セットおよびマスクブランクセット |
| JP2012220608A (ja) * | 2011-04-06 | 2012-11-12 | Clean Technology Inc | ３ｄ光学フィルターの製造装置 |
| JP2013143560A (ja) * | 2012-01-13 | 2013-07-22 | Canon Inc | 露光装置 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105002434A (zh) * | 2015-08-13 | 2015-10-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 车辆从动盘对偶钢片用热轧钢材及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02416B2 (ja) | 1990-01-08 |
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