JP2790369B2 - 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

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次加工割れが発
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。

（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
しようとの動きがあり、プレス時に変形部へ材料流入が
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が高まっている。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が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50ppm以下に低減した極低炭素鋼にTiなどの強力
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49−31844号などがあ
る。しかし、これらの鋼板は、鋼中の固溶Ｃ、Ｎが炭窒
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Ｃ、Ｎ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
る脆性的な割れが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。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が、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が生じる。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℃/sec以上の冷却速度
はミスト冷却や水冷ロール冷却などの冷却設備を有する
連続焼鈍炉では100℃/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
が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。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
あるが、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がある。

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量に応じてNb量を調整するため、製鋼での
溶製作業が非常に複雑になるだけでなく、Nb添加鋼のた
め結晶粒が細かく、また、鋼中に炭窒化物が多量に析出
することにより、加工性に悪影響を及ぼす危険性が高い
という欠点がある。

（発明が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
工性に問題があり、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がある。本発明は、ＢやNbな
ど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。

（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、 Mn:0.20％以下、 Al:0.030〜0.100％、 N:0.003％以下、 を含有し、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℃/sec
以上の冷却温度で冷却し、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Ac₃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。

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Ti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値は低下するが、
Ｃ量が低い場合にはTi添加量が低減しても、2.0以上の
ｒ値を確保でき、例えば、Ｃ量が10ppmの場合には、Ti
添加量を0.006％まで低減しても2.3のｒ値が得られた。
なお、調査に用いた鋼板は、Ｃ、Ti以外の成分はSi:0.0
1％、Mn:0.10％、P:0.007％、S:0.005％、Al:0.040％、
N:0.0028％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値が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、−60℃の低
温槽中でカップ口部を円錘台ポンチにて押し拡げ試験を
したところ、Ｃ量が10ppmでTi添加量が0.006％、0.012
％のもの（図中◎印）だけが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。

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％、Al: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添加量が多くなると伸
びが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、Ti≧
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Ti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が深絞り性に有利な（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AlN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AlNとして析出させても、AlN
はTiNより微細であるが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。

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が、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Vol.1（198
8）No.6 P.1725 微量Ti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が、これらは、Ｃ量およびＮ量と
Ti量との関係について厳密に検討されておらず、それが
故に、材料特性が悪く、本発明の目標とする冷延鋼板と
しての板厚0.8mm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Ｃ、Ｎ、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
に大きな違いがある。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
発明に関して述べてきたような極低炭素鋼板は、通常の
製造方法ではＣが著しく低いために結晶粒成長速度が極
めて速いため、焼鈍後結晶粒が粗大化し、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−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がなく、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、高圧下率の冷間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。

第３図は連続焼鈍時の昇温速度が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:0.004％、S:0.005％、Al:0.057
％、Ti:0.005％、N:0.0017％の成分からなる鋼片を熱間
圧延し、60℃/secの速度で冷却し、680℃の温度で巻取
り、その後、83％の圧下率で冷間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が
速くなると細かくなるが、一方、深絞り性とよく対応す
る（222）／（200）面強度比は昇温速度が30〜100℃/se
c間で急激に低下することがわかる。また、昇温速度が
遅い場合は深絞り性は良好であるが、昇温速度が遅いた
めに高温での滞留時間が長くなり結晶粒が粗大化する。
さらに、生産性の点からも昇温速度が遅い場合は不利で
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が著しく劣化
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がよ
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10以上にしておく
ことが望ましい。

Alは、脱酸するために必要な元素であり、通常0.010
％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AlN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、A
l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AlNとして完全に析出物に
して無害化するが、含有量が多いと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があり、その範囲をＮ量との関
係で、 とする。

Ti添加量が より少ない場合には、材質劣化を最小限にするためＮの
大部分をAlNとして析出させる必要が生じるが、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AlN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AlNは巻取り
温度により析出状態に大きな差が生じ、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、Ti添加量がＮの当量以上の場合には、余剰のTi
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
が、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、成分組成が上記成分組成の
限定範囲内であれば、転炉、電気炉のいずれかによって
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
するのが有効である。また、ＰやＳなどの元素を低減す
るために溶鉄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。

熱間圧延仕上温度はAr₃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が熱延板で形成さ
れてしまうので避けるべきである。

熱間圧延終了後は、50℃/sec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ばならな
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ができる。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Tiし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AlでＮ
を固定してAlNとして析出固定する必要があり、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が増大し、脱ス
ケール性が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℃を上限とするのが好ましい。

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が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が、Ac₃点を超える温度域に加
熱されると結晶粒が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以上保持するのが好ましい
が、あまり長時間保持すると結晶粒が粗大化し、また、
生産性の観点からも3min以内とするのが望ましい。

焼鈍の昇温速度は重要で、対象が結晶粒が粗大化しや
すい極低炭素鋼であるため、できるだけ急速加熱して細
粒化するのがよいが、あまり速すぎると深絞り性の低下
が著しいので、昇温速度の上限は50℃/secとする。ま
た、昇温速度の下限は生産性の観点から５℃/secとす
る。したがって、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。

連続焼鈍後は、必要に応じて調質圧延を施してもよい
が、延性の観点からは極力圧下率を低くすることが好ま
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。

本発明法および比較例に用いた供試鋼板は、第１表に
示す化学成分を有する鋼片を第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円筒カップに深絞り成形し、
−60℃の低温槽中でカップ口部を円錘台ポンチによって
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。

第３表から明らかなように、本発明法によるNo.1〜３
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。

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No.4は深絞りカップ成形後に肌
荒れが認められ、また、巻取り温度の低いNo.5はｒ値が
1.9と低い。成分組成が本発明範囲から外れるNo.6、
８、９はｒ値と伸びが低く、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。

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。

【図面の簡単な説明】

第１図はｒ値とTi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。

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.0015％以下、 Mn:0.20％以下、 Al:0.030〜0.100％、 N:0.003％以下、 を含有し、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℃/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Ac₃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。