JP3451679B2 - 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、極低炭素鋼を素材と
し、深絞り成形性と耐深絞り脆性とのバランスが極めて
優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板（冷延鋼
帯を含む。以下、同じ）に関するものであり、前記冷延
鋼板から製造された表面処理鋼板（表面処理鋼帯を含
む。以下、同じ）等にも応用し得るものである。 【０００２】 【従来の技術】最近の製鋼工程における脱ガス技術の進
歩により、鋼中炭素( C ) 含有量を30ppm 以下まで低減
した極低炭素鋼が比較的安価で且つ大量に製造されるよ
うになり、前記極低炭素鋼にNb、Ti、B およびZr等を添
加した、所謂IF(InterstitialFree) 鋼が、深絞り性と
非時効性が要求されるEDDQクラスの超深絞り用冷延鋼板
を、連続焼鈍プロセスで製造するための有力な素材とし
て一般化しつつある。 【０００３】連続焼鈍冷延鋼板として一般的に使用され
るIF鋼は、TiおよびNbを、各々単独あるいは複合添加し
た鋼である。Tiは強力な炭・窒化物形成元素であると同
時に、鋼中S をも硫化物として固定する作用を有してい
るため、特に、Ti-IF 鋼は、広い成分範囲で、極めて優
れた深絞り性および延性が安定して得られるのが特徴で
ある。 【０００４】しかし、Tiは酸化し易い元素であるため、
連続鋳造時のノズル閉塞の発生およびTi酸化物によるス
ラブ表面欠陥の発生の問題がある。また、鋼中C をTiC
として完全に固定するに足る量のTiを添加した場合、焼
鈍後の鋼板の粒界強度が低下し、深絞り脆化(2次加工脆
化) の問題が顕在化する。深絞り脆化の問題に対して
は、微量B の添加が有効であることが知られているが、
深絞り性の劣化を伴う点が問題である。 【０００５】これに対し、Nb−IF鋼は、NbC として鋼中
C を固定することによって、Ti−IF鋼と同様に優れた深
絞り性が得られるが、Ti−IF鋼に比べて、Nb含有量の適
正範囲が狭いという問題がある。しかし、酸化物系のス
ラブ表面欠陥が生成しにくいため、スラブ手入れが不要
になり、直送圧延による熱延鋼帯の製造が可能となるメ
リットがある。また、合金化亜鉛メッキ鋼板の原板とし
て、Nbを単独であるいはTiとの複合で添加したIF鋼を使
用した場合、合金層の密着性がTi−IF鋼に比べて改善さ
れることが知られている。 【０００６】上述したIF鋼におけるTiおよびNbの功罪を
互いに補うなう技術として、NbおよびTiの両方を添加す
る複合添加技術（特公昭61-32375号公報) が開示されて
いる。その技術の骨子は、0.003 〜0.025wt.% のNbおよ
び0.010 〜0.037wt.% のTiを、Nb＞2.33C 、および、(4
8/14)(N −0.002)＜Ti＜4 C ＋3.43N の条件を満足する
範囲内で添加するもので、仕上げ熱延前にN をTiN と
し、そして、C を[Nb,Ti]Cとして完全に固定することを
基本技術としている( 以下、先行技術1 という)。 【０００７】さて、IF鋼への微量B 添加は、従来開示さ
れた特許出願においては、第2 請求項以降で付加的に限
定されるケ−スが大半であった。これは、B が、耐2 次
加工脆化に対して極めて有効な元素である反面、鋼板の
必須の特性として要求される深絞り性を劣化させる元素
であるため、積極的な添加は必ずしも得策ではないため
である。 【０００８】これに対して、IF鋼にB を積極的に添加す
る技術として、特開昭63-317625 号公報等が開示されて
いる。これは、IF鋼の不可避的な問題である溶接熱影響
部の粗粒化による疲労限の低下に着目し、B による熱影
響部の組織微細化作用を利用して、B 添加による深絞り
性の劣化を回避しようとするものであるが、ベ−スとな
る成分系は、TiとNbを複合添加したIF鋼である( 以下、
先行技術2 という) 。 【０００９】また、２次加工性と表面処理適性を考慮し
た冷延鋼板が、特開昭59-140333 号公報に、そして、合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特開平1-184227号公報に開
示されているが、いずれもTiとB との複合添加を必須条
件としている( 以下、それぞれ先行技術3 および先行技
術4 という) が、基本的な成分設計思想および作用・効
果の点では、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの向
上を配慮した技術でない。 【００１０】一方、IF鋼の材質制御の観点から、熱間圧
延条件を適正化して、熱延板の組織制御を行なう技術と
して、直送圧延を前提として粗圧延と仕上げ圧延との累
積圧下率を規定する技術が特開昭62-278232 号公報( 以
下、先行技術5 という) に、仕上げ板厚に対して圧延ロ
−ル径を規定した技術が特開平1-294823号公報( 以下、
先行技術6 という) に、仕上げ圧延終了後のランナウト
冷却のタイミングを制御する技術が特開昭61-276927 号
公報( 以下、先行技術7 という) に開示されている。こ
れに対して、B が熱延時のAr3 変態点を低下させ、熱延
板組織の細粒化に有効であることは冶金的には公知であ
るが、仕上げ圧延時の圧下比配分を、鋼中B の含有量と
の関連において適正化した技術は開示されていない。 【００１１】 【発明が解決しようとする課題】近年、自動車の部品形
状の複雑化、大型化および防錆性の重視等に伴い、従来
は成形性の厳しい部位( リアクウオ−タ等) のみに使用
されていたEDDQクラスの超深絞り用冷延鋼板の使用割合
が増大しており、前記EDDQクラスの鋼板が汎用品種とし
て大量に使用されるようになってきた。 【００１２】一方、連続焼鈍プロセスの普及に伴って、
当該プロセスで非時効超深絞り用冷延鋼板を製造する最
も有効な方法として、IF鋼を素材とした製造法が一般的
になりつつある。 【００１３】ところが、先行技術1 および2 では、Nb含
有量の適正範囲を狭く制御しなければならず、先行技術
3 および4 では、深絞り性と深絞り脆性とのバランスの
向上が配慮されていず、先行技術5 、6 および7 には、
鋼中B の含有量と熱間圧延仕上げ圧延時の圧下率配分と
の適正な関係の開示はされていない。従って、IF鋼を汎
用品種として大量に製造すると、前述したように、深絞
り脆化等のIF鋼特有の問題が顕在化する危険性があり、
成分設計上十分な配慮が必要となる。 【００１４】本発明の目的は、このような実態に鑑み、
上述した問題点を解決することによって、ＩＦ鋼におい
て二律背反する特性である、深絞り成形性と、耐深絞り
脆性とをバランスさせる上で最も好ましい成分設計を
し、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全
非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板を提供することにあ
る。 【００１５】 【課題を解決するための手段】本発明は、C 含有量が0.
0030wt.%以下である極低炭素鋼をベ−スとしたIF鋼を改
善して、深絞り性と耐深絞り脆性の両者をバランスよく
向上させた、優れた非時効超深絞り用冷延鋼板に関する
ものであり、Ti(0.02 〜0.10wt.%) および微量のB(3 〜
10ppm)を含有した極低炭素鋼を必須鋼種とし、且つ、Ti
*(＝Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0)、C およびB 含有
量で算出されるX ( ＝−ln｛(C/Ti*) B｝）の値に応じ
て熱間圧延における仕上げ圧延の圧下比配分を適正に制
御することによって上述した目的を達成するものであ
り、詳しくは下記のとおりである。なお、熱間仕上げ圧
延の最終圧延機の前々段の圧延機(Fn-2)への入側および
出側における鋼帯の厚さをそれぞれt n-3 およびt n-2
で、最終圧延機の前段の圧延機(Fn-1)への入側および出
側のそれらをそれぞれt n-2 およびt n-1 で表わす。 【００１６】この発明の、深絞り性と耐深絞り脆性との
バランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼
板の製造方法は、 炭素（Ｃ） ：０.００３０ｗｔ.％以下、 マンガン（Ｍｎ） ：０.０５〜０.２０ｗｔ.％
以下、 シリコン（Ｓｉ） ：０.０５ｗｔ.％以下、 燐（Ｐ） ：０.０２ｗｔ.％以下、 硫黄（Ｓ） ：０.００４〜０.０２０ｗ
ｔ.％ 可溶アルミ（ｓoｌ．Ａｌ）：０.０２５〜０.０６ｗｔ.
％、 窒素（Ｎ） ：０.００３０ｗｔ.％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０.０２〜０.１０ｗｔ.
％、 ボロン（Ｂ） ：０.０００３〜０.００１０
ｗｔ.％、 を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からな
る化学成分組成を有する溶鋼を調製し、前記溶鋼から鋳
片または鋼塊を鋳造し、次いで、前記鋳片または鋼塊に
対して熱間圧延を施し、前記熱間圧延における仕上げ圧
延を、仕上げ圧延時の鋼帯の初期厚さ（ｔ0）と最終仕
上げ厚さ（ｔn）とから求められる全圧下比の自然対数
（ｌｎ（ｔ0／ｔn））に対する、最終圧延機の前々段の
圧延機（Ｆn-2）および前段の圧延機（Ｆn-1）の各々の
圧延機によって施された各圧下比（ｔn-3／ｔn-2および
ｔn-2／ｔn-1）の自然対数の和（Σｌｎ（ｔi-1／
ｔi）、ここで、ｉ＝ｎ−２〜ｎ−１））の比（Ｙ）
が、鋼中Ｔｉ、Ｃ、Ｂ、ＮおよびＳの含有量の関数
（Ｘ）に対して、下記（１）〜（４）式、 ０.０１５Ｘ＋０.０９≦Ｙ≦０.０１Ｘ＋０.２１・・・
（１） Ｙ＝｛Σｌｎ（ｔi-1／ｔi）｝／ｌｎ（ｔ0／ｔn）、ｉ
＝ｎ−２〜ｎ−１・・・（２） Ｘ＝−ｌｎ｛（Ｃ／Ｔｉ*）Ｂ｝・・・（３） Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧
０・・・（４） を満足する範囲内で行ない、８８０〜９２０℃の温度範
囲内で圧延を終了した後、このようにして得られた熱延
鋼帯を巻取り、次いで、前記熱延鋼帯に圧下率７０％以
上の冷間圧延を施した後、７５０℃以上Ａｃ3変態点以
下の温度範囲内で連続焼鈍を施すことを特徴とするもの
である。 【００１７】 【作用】本発明において最も重要な構成要件は、0.0030
wt.%以下のC 含有量の極低炭素鋼に、0.02〜0.10wt.%の
範囲内のTi、および、3 〜10ppm の範囲内のB を複合添
加したIF鋼において、熱間仕上げ圧延における後段3 ス
タンド（F n-2 、F n-1、F n ) によって鋼帯に施され
る圧下比配分(Y) を、鋼中Ti、C 、B 、N およびS の含
有量の関数(X) で規定される適正な範囲内に制御する点
にある。 【００１８】この発明の連続焼鈍冷延鋼板の化学成分組
成を上述した範囲内に限定した理由について述べる。 (1) Ti:本発明では、IF鋼として不可欠な炭・窒化物形
成元素の添加に関して、Tiを必須添加元素とする。一
方、当該成分系の鋼板の表面性状に影響を及ぼす、スラ
ブ段階での表面欠陥は、Tiが原因となり、Tiの添加量の
増加に伴って悪化するので、Ti含有量の上限を規定す
る。特に、直送圧延等を行なう場合は厳密な管理が必要
となる。 【００１９】図1 は、Ti添加極低炭素鋼の連続鋳造スラ
ブ表面に発生するピンホ−ル欠陥に対する、微量のNbお
よびB の効果を示したグラフである。同図から明らかな
ように、Ti添加鋼では、Ti含有量の増加に伴って、連続
鋳造スラブ表面に発生するピンホ−ル欠陥が増加する
が、微量のB を複合添加することによって、ピンホ−ル
欠陥は著しく減少し、その効果はNbを複合添加したもの
より顕著である。このような点から、本発明では、極微
量のB 添加によってスラブ表面欠陥の密度を2 個／m2以
下とすることを目標として、Ti含有量を0.10wt.%以下と
する。 【００２０】一方、Tiは強力な窒化物および硫化物形成
元素である。特に、鋼中のN は、高温域でTiN として粗
大析出するため、熱間圧延後にN をAlN として析出させ
ることにより、コイル長手方向の材質変動が改善され
る。そこで、窒化物および硫化物として析出した残余の
Tiが鋼中のC を析出固定させ得る条件として、Tiの含有
量の下限を0.02wt.%とする。従って、Tiの含有量は、0.
02〜0.10wt.%の範囲内に限定すべきである。 【００２１】(2) C :次に、本発明では、鋼中のC の全
てを、TiC 、または、TiS を核とした炭硫化物として析
出させることを目標とする。これは、IF鋼としての優れ
た成形性および完全非時効性を兼備することを必須条件
にするためである。C はIF鋼として成分設計する上で、
その含有量が少ないほどTiの添加量が少なくてすむ。そ
こで、本発明では、Tiの含有量が0.02〜0.10wt.%の範囲
内で固定できるC の含有量の上限値を、0.0030wt.%以下
に限定する。しかし、熱間圧延時の組織の細粒化に対し
ては、C は有効な元素であり、両者の観点からC 含有量
は、0.0010〜0.0015wt.%程度が望ましい。 【００２２】(3) Si:Siは鋼板の延性を維持する点か
ら、その含有量を0.05wt.%以下に限定する。 (4) Mn:Mn含有量は、TiがS を固定するので、通常レベ
ルよりも低くても問題がない。特に、連続焼鈍過程で残
留固溶C を析出させるためには、Mn含有量は低い方が望
ましいが、0.05wt.%未満では溶銑予備処理コストが上昇
する。一方、残留固溶Cの低減、および、深絞り性に好
ましい集合組織の発達を図るために、0.20wt.%以下にす
ることが必要である。従って、Mnの含有量は、0.05〜0.
20wt.%の範囲内に限定すべきである。 【００２３】(5) P :P は、耐深絞り脆化に対して有害
な元素であるが、B を必須添加元素とする本発明におい
ては、その含有量の上限値が緩和される。しかしなが
ら、成形性を維持するため、延性に対する悪影響が無視
できる範囲内に抑えることが必要である。従って、P 含
有量は、0.02wt.%以下に限定すべきである。 【００２４】(6) S : S は、Tiと硫化物を形成することによってTi*(＝Ti−(4
8/14) N −(48/32) S≧0)を減ずる。S によって、硫化
物として消費されるTiを極力少なくすることが必要であ
る。従って、S の含有量は0．004〜 0.020 wt.%に限定
すべきである。 【００２５】(7) Al:Alは、Tiが添加された本発明の鋼
においては、N を固定するだけの目的であれば、連続鋳
造が可能な範囲内でその含有量を低減することができ
る。しかしながら、本発明では、Alで鋼を脱酸すること
によって、Tiの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずる
ことが必要である。このような作用を発揮させるため
に、Alの含有量は、0.025 〜0.06wt.%の範囲内に限定す
べきである。 【００２６】(8) N :N は、IF鋼の材質特性を発揮させ
るために、その含有量は低い方が望ましい。特に、Tiと
窒化物を形成することによってTi*(＝Ti−(48/14) N −
(48/32) S ≧0)を減ずる。従って、N の含有量は、0.00
30wt.%以下に限定すべきである。 【００２７】(9) B :B は、本発明の必須添加元素であ
る。特に、Ti添加IF鋼をベ−スとしてB を添加すること
により、深絞り性と深絞り脆性とのバランスが、従来の
鋼板と比較して格段に向上する。図2 は、Ti添加IF鋼、
Nb添加IF鋼およびTi、Nb複合添加IF鋼の各々にB を添加
した鋼板の、連続焼鈍後の鋼板の面内3 方向(0°、45
°、90°) のｒ値の最低値（ｒmin ) と、絞り比2.2 で
評価し、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( Ｔth)
との比（ｒmin ／Ｔth）を、鋼中B 含有量で整理したグ
ラフである。同図から明らかなように、B を本発明の範
囲内のTi含有量と共に複合添加した場合にのみ、B 含有
量が3 〜10ppm の範囲内で、ｒmin ／Ｔth≧0.015 とな
る。 【００２８】図3 は、下記(3) および(4) 式、 X ＝−ln｛( C / Ti* ) B ｝ ─────────(3) Ti* ＝Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ─────────(4) によって鋼の化学成分組成から算出されるX 値を、8.5
から11.5までの範囲内で変化させたTi、B の複合添加極
低炭素鋼から製造された連続焼鈍冷延鋼板について、ｒ
min ／Ｔthを測定し、そして、下記(2) 式、 Y ＝｛Σln(t i-1/t i) ｝／ln(t0/t n ) 、i=n-2 〜n-1 ─(2) によって熱間圧延における仕上げ圧延の圧下比から算出
されるY 値と、Ｘ値との組合わせに対して、ｒmin ／Ｔ
thの値を〇印内に示したグラフである。なお、図3 の連
続焼鈍冷延鋼板の熱間圧延の仕上げ温度は、880 〜920
℃の温度範囲で行なったものである。 【００２９】図3 から明らかなように、深絞り性と耐深
絞り脆性とのバランスの指標であるｒmin ／Ｔthの値が
0.015 以上となるためには、X とY との関係は、下記
(1) 式、 0.015X＋0.09 ≦Y ≦0.01X ＋0.21 ─────────(1) で示される関係を満たすことが必要であり、結局、熱間
圧延における仕上げ圧延の圧下比配分は鋼中のTi、C 、
B 、N およびS の含有量によって規定される条件を満た
すことが必要である。 【００３０】Y ＜0.015X＋0.09のY の領域では、TiとB
を複合添加しても熱延板の組織を十分に細粒化すること
が困難であり、十分なｒmin 値が得られないため、ｒ
min 値と、絞り比2.2 で深絞り成形した後縦割れ試験を
行なったときの延性脆性遷移温度(Tth) との比( ｒmin
／Ｔth) が、0.015 未満になる。一方、0.01X ＋0.21＜
Y のY の領域では、熱間加工歪みが後段の圧延機列で集
中的に加えられることによって、組織の細粒化は顕著と
なるが、 <110>／ND集合組織の発達が顕著となり、連続
焼鈍後のｒmin 値が低下するため、同様にｒmin ／Ｔth
が0.015 未満になる。更に、熱延プロセス的には、後段
の圧延機の圧延負荷が著しく増大するため、0.01X ＋0.
21＜Y のY の範囲で圧延することは望ましくない。 【００３１】上述した条件で熱間圧延を行なった後の最
終圧延機（Ｆn ) での仕上げ温度が、920 ℃超では本発
明範囲内の圧下条件下での熱延板組織の細粒化効果が損
なわれ、一方、880 ℃未満では鋼帯の全ての箇所でAr3
変態点以上の仕上げ温度を確保することが難しくなり、
r 値の劣化が問題になる。従って、最終圧延機（Ｆn )
での仕上げ温度は、880 〜920 ℃の範囲内とすべきであ
る。 【００３２】熱間圧延後の巻取温度に関しては、IF鋼を
ベ−スとした本発明の範囲内の成分の場合には材質上の
顕著な不利はないが、鋼板の実用上の観点から、巻取温
度を560 〜660 ℃の範囲内にすることが望ましい。 【００３３】本発明鋼の特性を得るために、健全な冷延
板組織を安定して得ることが必要であり、そのために、
冷間圧延機による圧下率を70% 以上にすべきである。更
に、本発明鋼の特性を最大限に発揮させるためには、連
続焼鈍プロセスにて焼鈍することが必須であり、焼鈍温
度を、再結晶温度以上とするために750 ℃以上とする必
要があり、一方、α−γ変態によるｒ値の低下を回避す
るためＡc3変態点以下の温度範囲とすべきである。な
お、ｒmin は高温で焼鈍するほど増大するため、Ａc3変
態点直下までの温度範囲であって、できる限り高温度で
焼鈍するのが望ましい。 【００３４】本発明で開示した鋼板を、連続焼鈍後に、
各種の電気メッキ処理工程、有機被覆工程、または、冷
延鋼板の連続溶融亜鉛メッキ工程における、防錆性の優
れた鋼板の製造に適用することも可能で、優れた深絞り
性と耐2 次加工脆性のバランスが損なわれることはな
い。 【００３５】 【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。 (実施例1)表1 に示す本発明の範囲内の化学成分組成を
有するNo.I-1〜11、および、表2および3 に示す本発明
の範囲外の化学成分組成を有するNo.C-1〜21の連続鋳造
鋳片( スラブ) から、下記の本発明の範囲内の製造条件
で連続焼鈍冷延鋼板を製造した。即ち、前記スラブを12
00℃に加熱した後、粗圧延で厚さ36mmに圧延し、次い
で、7 スタンドの連続熱間圧延機で、圧下比配分を、Y
＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/t6) ｝／ln(t0/t7) ＝0.28の条
件で圧延した。t i-1 およびt i は、第ｉスタンドの入
側および出側における鋼帯の厚さを表わす( 以下、同
じ) 。最終圧延機( 第7 スタンド) での仕上厚さを3.2
mm、仕上温度を890 〜920 ℃の範囲内で熱間圧延を行な
い、このようにして得られた鋼帯を620 ℃で巻き取り熱
延鋼帯を製造した。前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8 mm
まで冷間圧延を行い、次いで、840〜850 ℃の温度範囲
内で連続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯に
対して0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製造
した。 【００３６】前記連続焼鈍冷延鋼板の各々から試験片を
採取して、鋼板の面内３方向（ 0°、45°、90°) のｒ
値の最低値( ｒmin ) 、絞り比2.2 で評価した深絞り脆
化臨界温度( Ｔth) を測定すると共に、ｒmin / Ｔthを
算出して、表4 に示した。なお、スラブの表面欠陥の発
生状況について併記した。スラブの表面欠陥は、単位表
面積当たりの疵発生個数の指数範囲で示し、◎は0 個/m
2 、〇は0 超2 個/m2未満、△は2 以上4 個/m2 未満、
×は4 個/m2 以上を表わす。 【００３７】 【表１】【００３８】 【表２】 【００３９】 【表３】 【００４０】 【表４】【００４１】表1 、2 、3 および4 から明らかなよう
に、比較法である、本発明の範囲外の化学成分組成を有
するNo.C-5〜8 、13〜14および18のスラブから製造され
た連続焼鈍冷延鋼板は、ｒmin が2.0 以上と高く深絞り
性が優れていたが、Ｔthが143〜223Kと高温であって耐
深絞り脆性が劣化し、また、No.C-1〜4 、9 〜12、15〜
17および19のスラブから製造された連続焼鈍冷延鋼板
は、Ｔthが133K以下と低温であって耐深絞り脆性が優れ
ていたが、ｒmin が1.89以下と低く深絞り性が劣化し
た。即ち、いずれもｒmin / Ｔthの値は低く(0.015未満
)、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが劣化した。
また、C-20および21のスラブから製造された連続焼鈍冷
延鋼板は、ｒmin / Ｔthの値は0.015 近くまで向上した
が、スラブの表面欠陥の成績が不良であった。 【００４２】これに対して、本発明法である、本発明の
範囲内の化学成分組成を有するNo.I-1〜11のスラブから
製造された連続焼鈍冷延鋼板はいずれも、ｒmin は、2.
0 以上と高く深絞り性が優れており、Ｔthは、143 K 以
下と低温であって、耐深絞り脆性が優れており、従っ
て、ｒmin / Ｔthは、0.015 以上であって深絞り性と耐
深絞り脆性とのバランスが優れていた。更に、スラブの
表面欠陥成績は良好であった。 【００４３】(実施例2)表1 に示した本発明の範囲内の
化学成分組成を有するNo.I-1〜3 、5 〜8 および10〜1
1、および、表2 および3 に示した本発明の範囲外の化
学成分組成を有するNo.C-5〜7 および13〜16のスラブか
ら、下記の本発明の範囲内の製造条件で連続焼鈍冷延鋼
板を製造した。即ち、鋳造後の前記スラブを加熱するこ
となく、直送圧延( 熱間圧延) を行なった。粗圧延で厚
さ36mmに圧延した後、7 スタンドの連続熱間圧延機で、
圧下比配分を、Y ＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/t6) ｝／ln(t
0/t7) ＝0.28の条件で圧延し、最終圧延機( 第7 スタン
ド) での仕上厚さを3.2 mm、仕上温度を880 〜900 ℃の
範囲内で熱間圧延を行ない、このようにして得られた鋼
帯を660 ℃で巻き取り熱延鋼帯を製造した。 【００４４】前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8 mmまで冷
間圧延を行い、次いで、840 〜850℃の温度範囲内で連
続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯に対して
0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製造した。
表5 は、スラブに発生したピンホ−ル欠陥密度の指数、
ｒmin 、Ｔth、および、ｒmin / Ｔthを示す。 【００４５】 【表５】【００４６】表1 、2 、3 および5 から明らかなよう
に、連続鋳造鋳片( スラブ) に対して、直送による熱間
圧延を施した場合でも、実施例１で得られた結果と同
様、比較法である、本発明の範囲外の化学成分組成を有
するスラブから製造された連続焼鈍冷延鋼板は、深絞り
性または耐深絞り脆性のいずれかが劣っているために、
深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが劣っていた。更
に、スラブ表面にピンホ−ル欠陥が発生したものが多か
った。これに対して、本発明法である、本発明の範囲内
の化学成分組成を有するスラブから製造された連続焼鈍
冷延鋼板は、深絞り性および耐深絞り脆性が優れてお
り、従って、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが優
れていた。また、スラブ表面にはピンホ−ル欠陥が殆ど
発生せず、スラブ表面成績は良好であった。 【００４７】(実施例3)表1 に示した本発明の範囲内の
化学成分組成を有するNo.I-3〜5 、7 および10のスラブ
から、下記本発明の範囲内および範囲外の製造条件で、
そして、表2 に示した本発明の範囲外の化学成分組成を
有するNo.C-8のスラブから、本発明の範囲内の製造条件
で連続焼鈍冷延鋼板を製造した。 【００４８】即ち、前記製造条件は、前記スラブを1200
℃に加熱した後、表6 および7 に示したように、粗圧延
で厚さ36〜40mmに圧延し、次いで、7 スタンドの連続熱
間圧延機で、圧下比配分を、Y ＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/
t6) ｝／ln(t0/t7) ＝0.20〜0.37の条件で圧延し、最終
圧延機( 第7 スタンド) での仕上厚さを2.8 〜3.2 mm、
仕上温度を860 〜940 ℃の範囲内で熱間圧延を行ない、
このようにして得られた鋼帯を600 〜680 ℃で巻き取り
熱延鋼帯を製造した。前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8
mmまで冷間圧延を行い、次いで、820 〜850 ℃の温度範
囲内で連続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯
に対して0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製
造した。 【００４９】 【表６】【００５０】 【表７】 【００５１】上記連続焼鈍冷延鋼板の各々から試験片を
採取して、鋼板の面内３方向（ 0°、45°、90°) のｒ
値の最低値( ｒmin ) 、および 、絞り比2.2 で評価し
た深絞り脆化臨界温度( Ｔth) の測定結果からｒmin /
Ｔthを算出して、表6 および7 に示した。なお、熱間圧
延の粗圧延による鋼帯厚さ、連続熱間圧延機による仕上
げ厚さ、熱間連続圧延機による圧下比配分(Y) 、およ
び、熱間圧延の仕上温度を同表に併記した。 【００５２】表1 、2 、3 、6 および7 から明らかなよ
うに、比較法により製造された連続焼鈍冷延鋼板はいず
れもｒmin / Ｔthが、0.015 未満であり、深絞り性と耐
深絞り脆性とのバランスが劣っていた。これに対して、
本発明により製造された連続焼鈍冷延鋼板は、いずれも
ｒmin/ Ｔthが、0.015 以上であり、深絞り性と耐深絞
り脆性とのバランスが優れていた。 【００５３】 【発明の効果】以上詳述したように、本発明において
は、ＴｉおよびＢ等を適正量含有する極低Ｃ鋼を基本成
分とする化学成分組成のＩＦ鋼を開発し、熱間仕上げ圧
延機列における圧下比配分を改善したので、ＩＦ鋼にお
ける相反する材質特性である深絞り性と耐深絞り脆性と
のバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延
鋼板を、安価に、効率よく、そして、安定して製造する
ことができる、工業上有用な効果がもたらされる。
し、深絞り成形性と耐深絞り脆性とのバランスが極めて
優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板（冷延鋼
帯を含む。以下、同じ）に関するものであり、前記冷延
鋼板から製造された表面処理鋼板（表面処理鋼帯を含
む。以下、同じ）等にも応用し得るものである。 【０００２】 【従来の技術】最近の製鋼工程における脱ガス技術の進
歩により、鋼中炭素( C ) 含有量を30ppm 以下まで低減
した極低炭素鋼が比較的安価で且つ大量に製造されるよ
うになり、前記極低炭素鋼にNb、Ti、B およびZr等を添
加した、所謂IF(InterstitialFree) 鋼が、深絞り性と
非時効性が要求されるEDDQクラスの超深絞り用冷延鋼板
を、連続焼鈍プロセスで製造するための有力な素材とし
て一般化しつつある。 【０００３】連続焼鈍冷延鋼板として一般的に使用され
るIF鋼は、TiおよびNbを、各々単独あるいは複合添加し
た鋼である。Tiは強力な炭・窒化物形成元素であると同
時に、鋼中S をも硫化物として固定する作用を有してい
るため、特に、Ti-IF 鋼は、広い成分範囲で、極めて優
れた深絞り性および延性が安定して得られるのが特徴で
ある。 【０００４】しかし、Tiは酸化し易い元素であるため、
連続鋳造時のノズル閉塞の発生およびTi酸化物によるス
ラブ表面欠陥の発生の問題がある。また、鋼中C をTiC
として完全に固定するに足る量のTiを添加した場合、焼
鈍後の鋼板の粒界強度が低下し、深絞り脆化(2次加工脆
化) の問題が顕在化する。深絞り脆化の問題に対して
は、微量B の添加が有効であることが知られているが、
深絞り性の劣化を伴う点が問題である。 【０００５】これに対し、Nb−IF鋼は、NbC として鋼中
C を固定することによって、Ti−IF鋼と同様に優れた深
絞り性が得られるが、Ti−IF鋼に比べて、Nb含有量の適
正範囲が狭いという問題がある。しかし、酸化物系のス
ラブ表面欠陥が生成しにくいため、スラブ手入れが不要
になり、直送圧延による熱延鋼帯の製造が可能となるメ
リットがある。また、合金化亜鉛メッキ鋼板の原板とし
て、Nbを単独であるいはTiとの複合で添加したIF鋼を使
用した場合、合金層の密着性がTi−IF鋼に比べて改善さ
れることが知られている。 【０００６】上述したIF鋼におけるTiおよびNbの功罪を
互いに補うなう技術として、NbおよびTiの両方を添加す
る複合添加技術（特公昭61-32375号公報) が開示されて
いる。その技術の骨子は、0.003 〜0.025wt.% のNbおよ
び0.010 〜0.037wt.% のTiを、Nb＞2.33C 、および、(4
8/14)(N −0.002)＜Ti＜4 C ＋3.43N の条件を満足する
範囲内で添加するもので、仕上げ熱延前にN をTiN と
し、そして、C を[Nb,Ti]Cとして完全に固定することを
基本技術としている( 以下、先行技術1 という)。 【０００７】さて、IF鋼への微量B 添加は、従来開示さ
れた特許出願においては、第2 請求項以降で付加的に限
定されるケ−スが大半であった。これは、B が、耐2 次
加工脆化に対して極めて有効な元素である反面、鋼板の
必須の特性として要求される深絞り性を劣化させる元素
であるため、積極的な添加は必ずしも得策ではないため
である。 【０００８】これに対して、IF鋼にB を積極的に添加す
る技術として、特開昭63-317625 号公報等が開示されて
いる。これは、IF鋼の不可避的な問題である溶接熱影響
部の粗粒化による疲労限の低下に着目し、B による熱影
響部の組織微細化作用を利用して、B 添加による深絞り
性の劣化を回避しようとするものであるが、ベ−スとな
る成分系は、TiとNbを複合添加したIF鋼である( 以下、
先行技術2 という) 。 【０００９】また、２次加工性と表面処理適性を考慮し
た冷延鋼板が、特開昭59-140333 号公報に、そして、合
金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特開平1-184227号公報に開
示されているが、いずれもTiとB との複合添加を必須条
件としている( 以下、それぞれ先行技術3 および先行技
術4 という) が、基本的な成分設計思想および作用・効
果の点では、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの向
上を配慮した技術でない。 【００１０】一方、IF鋼の材質制御の観点から、熱間圧
延条件を適正化して、熱延板の組織制御を行なう技術と
して、直送圧延を前提として粗圧延と仕上げ圧延との累
積圧下率を規定する技術が特開昭62-278232 号公報( 以
下、先行技術5 という) に、仕上げ板厚に対して圧延ロ
−ル径を規定した技術が特開平1-294823号公報( 以下、
先行技術6 という) に、仕上げ圧延終了後のランナウト
冷却のタイミングを制御する技術が特開昭61-276927 号
公報( 以下、先行技術7 という) に開示されている。こ
れに対して、B が熱延時のAr3 変態点を低下させ、熱延
板組織の細粒化に有効であることは冶金的には公知であ
るが、仕上げ圧延時の圧下比配分を、鋼中B の含有量と
の関連において適正化した技術は開示されていない。 【００１１】 【発明が解決しようとする課題】近年、自動車の部品形
状の複雑化、大型化および防錆性の重視等に伴い、従来
は成形性の厳しい部位( リアクウオ−タ等) のみに使用
されていたEDDQクラスの超深絞り用冷延鋼板の使用割合
が増大しており、前記EDDQクラスの鋼板が汎用品種とし
て大量に使用されるようになってきた。 【００１２】一方、連続焼鈍プロセスの普及に伴って、
当該プロセスで非時効超深絞り用冷延鋼板を製造する最
も有効な方法として、IF鋼を素材とした製造法が一般的
になりつつある。 【００１３】ところが、先行技術1 および2 では、Nb含
有量の適正範囲を狭く制御しなければならず、先行技術
3 および4 では、深絞り性と深絞り脆性とのバランスの
向上が配慮されていず、先行技術5 、6 および7 には、
鋼中B の含有量と熱間圧延仕上げ圧延時の圧下率配分と
の適正な関係の開示はされていない。従って、IF鋼を汎
用品種として大量に製造すると、前述したように、深絞
り脆化等のIF鋼特有の問題が顕在化する危険性があり、
成分設計上十分な配慮が必要となる。 【００１４】本発明の目的は、このような実態に鑑み、
上述した問題点を解決することによって、ＩＦ鋼におい
て二律背反する特性である、深絞り成形性と、耐深絞り
脆性とをバランスさせる上で最も好ましい成分設計を
し、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全
非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板を提供することにあ
る。 【００１５】 【課題を解決するための手段】本発明は、C 含有量が0.
0030wt.%以下である極低炭素鋼をベ−スとしたIF鋼を改
善して、深絞り性と耐深絞り脆性の両者をバランスよく
向上させた、優れた非時効超深絞り用冷延鋼板に関する
ものであり、Ti(0.02 〜0.10wt.%) および微量のB(3 〜
10ppm)を含有した極低炭素鋼を必須鋼種とし、且つ、Ti
*(＝Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0)、C およびB 含有
量で算出されるX ( ＝−ln｛(C/Ti*) B｝）の値に応じ
て熱間圧延における仕上げ圧延の圧下比配分を適正に制
御することによって上述した目的を達成するものであ
り、詳しくは下記のとおりである。なお、熱間仕上げ圧
延の最終圧延機の前々段の圧延機(Fn-2)への入側および
出側における鋼帯の厚さをそれぞれt n-3 およびt n-2
で、最終圧延機の前段の圧延機(Fn-1)への入側および出
側のそれらをそれぞれt n-2 およびt n-1 で表わす。 【００１６】この発明の、深絞り性と耐深絞り脆性との
バランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼
板の製造方法は、 炭素（Ｃ） ：０.００３０ｗｔ.％以下、 マンガン（Ｍｎ） ：０.０５〜０.２０ｗｔ.％
以下、 シリコン（Ｓｉ） ：０.０５ｗｔ.％以下、 燐（Ｐ） ：０.０２ｗｔ.％以下、 硫黄（Ｓ） ：０.００４〜０.０２０ｗ
ｔ.％ 可溶アルミ（ｓoｌ．Ａｌ）：０.０２５〜０.０６ｗｔ.
％、 窒素（Ｎ） ：０.００３０ｗｔ.％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０.０２〜０.１０ｗｔ.
％、 ボロン（Ｂ） ：０.０００３〜０.００１０
ｗｔ.％、 を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からな
る化学成分組成を有する溶鋼を調製し、前記溶鋼から鋳
片または鋼塊を鋳造し、次いで、前記鋳片または鋼塊に
対して熱間圧延を施し、前記熱間圧延における仕上げ圧
延を、仕上げ圧延時の鋼帯の初期厚さ（ｔ0）と最終仕
上げ厚さ（ｔn）とから求められる全圧下比の自然対数
（ｌｎ（ｔ0／ｔn））に対する、最終圧延機の前々段の
圧延機（Ｆn-2）および前段の圧延機（Ｆn-1）の各々の
圧延機によって施された各圧下比（ｔn-3／ｔn-2および
ｔn-2／ｔn-1）の自然対数の和（Σｌｎ（ｔi-1／
ｔi）、ここで、ｉ＝ｎ−２〜ｎ−１））の比（Ｙ）
が、鋼中Ｔｉ、Ｃ、Ｂ、ＮおよびＳの含有量の関数
（Ｘ）に対して、下記（１）〜（４）式、 ０.０１５Ｘ＋０.０９≦Ｙ≦０.０１Ｘ＋０.２１・・・
（１） Ｙ＝｛Σｌｎ（ｔi-1／ｔi）｝／ｌｎ（ｔ0／ｔn）、ｉ
＝ｎ−２〜ｎ−１・・・（２） Ｘ＝−ｌｎ｛（Ｃ／Ｔｉ*）Ｂ｝・・・（３） Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧
０・・・（４） を満足する範囲内で行ない、８８０〜９２０℃の温度範
囲内で圧延を終了した後、このようにして得られた熱延
鋼帯を巻取り、次いで、前記熱延鋼帯に圧下率７０％以
上の冷間圧延を施した後、７５０℃以上Ａｃ3変態点以
下の温度範囲内で連続焼鈍を施すことを特徴とするもの
である。 【００１７】 【作用】本発明において最も重要な構成要件は、0.0030
wt.%以下のC 含有量の極低炭素鋼に、0.02〜0.10wt.%の
範囲内のTi、および、3 〜10ppm の範囲内のB を複合添
加したIF鋼において、熱間仕上げ圧延における後段3 ス
タンド（F n-2 、F n-1、F n ) によって鋼帯に施され
る圧下比配分(Y) を、鋼中Ti、C 、B 、N およびS の含
有量の関数(X) で規定される適正な範囲内に制御する点
にある。 【００１８】この発明の連続焼鈍冷延鋼板の化学成分組
成を上述した範囲内に限定した理由について述べる。 (1) Ti:本発明では、IF鋼として不可欠な炭・窒化物形
成元素の添加に関して、Tiを必須添加元素とする。一
方、当該成分系の鋼板の表面性状に影響を及ぼす、スラ
ブ段階での表面欠陥は、Tiが原因となり、Tiの添加量の
増加に伴って悪化するので、Ti含有量の上限を規定す
る。特に、直送圧延等を行なう場合は厳密な管理が必要
となる。 【００１９】図1 は、Ti添加極低炭素鋼の連続鋳造スラ
ブ表面に発生するピンホ−ル欠陥に対する、微量のNbお
よびB の効果を示したグラフである。同図から明らかな
ように、Ti添加鋼では、Ti含有量の増加に伴って、連続
鋳造スラブ表面に発生するピンホ−ル欠陥が増加する
が、微量のB を複合添加することによって、ピンホ−ル
欠陥は著しく減少し、その効果はNbを複合添加したもの
より顕著である。このような点から、本発明では、極微
量のB 添加によってスラブ表面欠陥の密度を2 個／m2以
下とすることを目標として、Ti含有量を0.10wt.%以下と
する。 【００２０】一方、Tiは強力な窒化物および硫化物形成
元素である。特に、鋼中のN は、高温域でTiN として粗
大析出するため、熱間圧延後にN をAlN として析出させ
ることにより、コイル長手方向の材質変動が改善され
る。そこで、窒化物および硫化物として析出した残余の
Tiが鋼中のC を析出固定させ得る条件として、Tiの含有
量の下限を0.02wt.%とする。従って、Tiの含有量は、0.
02〜0.10wt.%の範囲内に限定すべきである。 【００２１】(2) C :次に、本発明では、鋼中のC の全
てを、TiC 、または、TiS を核とした炭硫化物として析
出させることを目標とする。これは、IF鋼としての優れ
た成形性および完全非時効性を兼備することを必須条件
にするためである。C はIF鋼として成分設計する上で、
その含有量が少ないほどTiの添加量が少なくてすむ。そ
こで、本発明では、Tiの含有量が0.02〜0.10wt.%の範囲
内で固定できるC の含有量の上限値を、0.0030wt.%以下
に限定する。しかし、熱間圧延時の組織の細粒化に対し
ては、C は有効な元素であり、両者の観点からC 含有量
は、0.0010〜0.0015wt.%程度が望ましい。 【００２２】(3) Si:Siは鋼板の延性を維持する点か
ら、その含有量を0.05wt.%以下に限定する。 (4) Mn:Mn含有量は、TiがS を固定するので、通常レベ
ルよりも低くても問題がない。特に、連続焼鈍過程で残
留固溶C を析出させるためには、Mn含有量は低い方が望
ましいが、0.05wt.%未満では溶銑予備処理コストが上昇
する。一方、残留固溶Cの低減、および、深絞り性に好
ましい集合組織の発達を図るために、0.20wt.%以下にす
ることが必要である。従って、Mnの含有量は、0.05〜0.
20wt.%の範囲内に限定すべきである。 【００２３】(5) P :P は、耐深絞り脆化に対して有害
な元素であるが、B を必須添加元素とする本発明におい
ては、その含有量の上限値が緩和される。しかしなが
ら、成形性を維持するため、延性に対する悪影響が無視
できる範囲内に抑えることが必要である。従って、P 含
有量は、0.02wt.%以下に限定すべきである。 【００２４】(6) S : S は、Tiと硫化物を形成することによってTi*(＝Ti−(4
8/14) N −(48/32) S≧0)を減ずる。S によって、硫化
物として消費されるTiを極力少なくすることが必要であ
る。従って、S の含有量は0．004〜 0.020 wt.%に限定
すべきである。 【００２５】(7) Al:Alは、Tiが添加された本発明の鋼
においては、N を固定するだけの目的であれば、連続鋳
造が可能な範囲内でその含有量を低減することができ
る。しかしながら、本発明では、Alで鋼を脱酸すること
によって、Tiの酸化を抑制し、表面欠陥の発生を減ずる
ことが必要である。このような作用を発揮させるため
に、Alの含有量は、0.025 〜0.06wt.%の範囲内に限定す
べきである。 【００２６】(8) N :N は、IF鋼の材質特性を発揮させ
るために、その含有量は低い方が望ましい。特に、Tiと
窒化物を形成することによってTi*(＝Ti−(48/14) N −
(48/32) S ≧0)を減ずる。従って、N の含有量は、0.00
30wt.%以下に限定すべきである。 【００２７】(9) B :B は、本発明の必須添加元素であ
る。特に、Ti添加IF鋼をベ−スとしてB を添加すること
により、深絞り性と深絞り脆性とのバランスが、従来の
鋼板と比較して格段に向上する。図2 は、Ti添加IF鋼、
Nb添加IF鋼およびTi、Nb複合添加IF鋼の各々にB を添加
した鋼板の、連続焼鈍後の鋼板の面内3 方向(0°、45
°、90°) のｒ値の最低値（ｒmin ) と、絞り比2.2 で
評価し、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( Ｔth)
との比（ｒmin ／Ｔth）を、鋼中B 含有量で整理したグ
ラフである。同図から明らかなように、B を本発明の範
囲内のTi含有量と共に複合添加した場合にのみ、B 含有
量が3 〜10ppm の範囲内で、ｒmin ／Ｔth≧0.015 とな
る。 【００２８】図3 は、下記(3) および(4) 式、 X ＝−ln｛( C / Ti* ) B ｝ ─────────(3) Ti* ＝Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ─────────(4) によって鋼の化学成分組成から算出されるX 値を、8.5
から11.5までの範囲内で変化させたTi、B の複合添加極
低炭素鋼から製造された連続焼鈍冷延鋼板について、ｒ
min ／Ｔthを測定し、そして、下記(2) 式、 Y ＝｛Σln(t i-1/t i) ｝／ln(t0/t n ) 、i=n-2 〜n-1 ─(2) によって熱間圧延における仕上げ圧延の圧下比から算出
されるY 値と、Ｘ値との組合わせに対して、ｒmin ／Ｔ
thの値を〇印内に示したグラフである。なお、図3 の連
続焼鈍冷延鋼板の熱間圧延の仕上げ温度は、880 〜920
℃の温度範囲で行なったものである。 【００２９】図3 から明らかなように、深絞り性と耐深
絞り脆性とのバランスの指標であるｒmin ／Ｔthの値が
0.015 以上となるためには、X とY との関係は、下記
(1) 式、 0.015X＋0.09 ≦Y ≦0.01X ＋0.21 ─────────(1) で示される関係を満たすことが必要であり、結局、熱間
圧延における仕上げ圧延の圧下比配分は鋼中のTi、C 、
B 、N およびS の含有量によって規定される条件を満た
すことが必要である。 【００３０】Y ＜0.015X＋0.09のY の領域では、TiとB
を複合添加しても熱延板の組織を十分に細粒化すること
が困難であり、十分なｒmin 値が得られないため、ｒ
min 値と、絞り比2.2 で深絞り成形した後縦割れ試験を
行なったときの延性脆性遷移温度(Tth) との比( ｒmin
／Ｔth) が、0.015 未満になる。一方、0.01X ＋0.21＜
Y のY の領域では、熱間加工歪みが後段の圧延機列で集
中的に加えられることによって、組織の細粒化は顕著と
なるが、 <110>／ND集合組織の発達が顕著となり、連続
焼鈍後のｒmin 値が低下するため、同様にｒmin ／Ｔth
が0.015 未満になる。更に、熱延プロセス的には、後段
の圧延機の圧延負荷が著しく増大するため、0.01X ＋0.
21＜Y のY の範囲で圧延することは望ましくない。 【００３１】上述した条件で熱間圧延を行なった後の最
終圧延機（Ｆn ) での仕上げ温度が、920 ℃超では本発
明範囲内の圧下条件下での熱延板組織の細粒化効果が損
なわれ、一方、880 ℃未満では鋼帯の全ての箇所でAr3
変態点以上の仕上げ温度を確保することが難しくなり、
r 値の劣化が問題になる。従って、最終圧延機（Ｆn )
での仕上げ温度は、880 〜920 ℃の範囲内とすべきであ
る。 【００３２】熱間圧延後の巻取温度に関しては、IF鋼を
ベ−スとした本発明の範囲内の成分の場合には材質上の
顕著な不利はないが、鋼板の実用上の観点から、巻取温
度を560 〜660 ℃の範囲内にすることが望ましい。 【００３３】本発明鋼の特性を得るために、健全な冷延
板組織を安定して得ることが必要であり、そのために、
冷間圧延機による圧下率を70% 以上にすべきである。更
に、本発明鋼の特性を最大限に発揮させるためには、連
続焼鈍プロセスにて焼鈍することが必須であり、焼鈍温
度を、再結晶温度以上とするために750 ℃以上とする必
要があり、一方、α−γ変態によるｒ値の低下を回避す
るためＡc3変態点以下の温度範囲とすべきである。な
お、ｒmin は高温で焼鈍するほど増大するため、Ａc3変
態点直下までの温度範囲であって、できる限り高温度で
焼鈍するのが望ましい。 【００３４】本発明で開示した鋼板を、連続焼鈍後に、
各種の電気メッキ処理工程、有機被覆工程、または、冷
延鋼板の連続溶融亜鉛メッキ工程における、防錆性の優
れた鋼板の製造に適用することも可能で、優れた深絞り
性と耐2 次加工脆性のバランスが損なわれることはな
い。 【００３５】 【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。 (実施例1)表1 に示す本発明の範囲内の化学成分組成を
有するNo.I-1〜11、および、表2および3 に示す本発明
の範囲外の化学成分組成を有するNo.C-1〜21の連続鋳造
鋳片( スラブ) から、下記の本発明の範囲内の製造条件
で連続焼鈍冷延鋼板を製造した。即ち、前記スラブを12
00℃に加熱した後、粗圧延で厚さ36mmに圧延し、次い
で、7 スタンドの連続熱間圧延機で、圧下比配分を、Y
＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/t6) ｝／ln(t0/t7) ＝0.28の条
件で圧延した。t i-1 およびt i は、第ｉスタンドの入
側および出側における鋼帯の厚さを表わす( 以下、同
じ) 。最終圧延機( 第7 スタンド) での仕上厚さを3.2
mm、仕上温度を890 〜920 ℃の範囲内で熱間圧延を行な
い、このようにして得られた鋼帯を620 ℃で巻き取り熱
延鋼帯を製造した。前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8 mm
まで冷間圧延を行い、次いで、840〜850 ℃の温度範囲
内で連続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯に
対して0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製造
した。 【００３６】前記連続焼鈍冷延鋼板の各々から試験片を
採取して、鋼板の面内３方向（ 0°、45°、90°) のｒ
値の最低値( ｒmin ) 、絞り比2.2 で評価した深絞り脆
化臨界温度( Ｔth) を測定すると共に、ｒmin / Ｔthを
算出して、表4 に示した。なお、スラブの表面欠陥の発
生状況について併記した。スラブの表面欠陥は、単位表
面積当たりの疵発生個数の指数範囲で示し、◎は0 個/m
2 、〇は0 超2 個/m2未満、△は2 以上4 個/m2 未満、
×は4 個/m2 以上を表わす。 【００３７】 【表１】【００３８】 【表２】 【００３９】 【表３】 【００４０】 【表４】【００４１】表1 、2 、3 および4 から明らかなよう
に、比較法である、本発明の範囲外の化学成分組成を有
するNo.C-5〜8 、13〜14および18のスラブから製造され
た連続焼鈍冷延鋼板は、ｒmin が2.0 以上と高く深絞り
性が優れていたが、Ｔthが143〜223Kと高温であって耐
深絞り脆性が劣化し、また、No.C-1〜4 、9 〜12、15〜
17および19のスラブから製造された連続焼鈍冷延鋼板
は、Ｔthが133K以下と低温であって耐深絞り脆性が優れ
ていたが、ｒmin が1.89以下と低く深絞り性が劣化し
た。即ち、いずれもｒmin / Ｔthの値は低く(0.015未満
)、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが劣化した。
また、C-20および21のスラブから製造された連続焼鈍冷
延鋼板は、ｒmin / Ｔthの値は0.015 近くまで向上した
が、スラブの表面欠陥の成績が不良であった。 【００４２】これに対して、本発明法である、本発明の
範囲内の化学成分組成を有するNo.I-1〜11のスラブから
製造された連続焼鈍冷延鋼板はいずれも、ｒmin は、2.
0 以上と高く深絞り性が優れており、Ｔthは、143 K 以
下と低温であって、耐深絞り脆性が優れており、従っ
て、ｒmin / Ｔthは、0.015 以上であって深絞り性と耐
深絞り脆性とのバランスが優れていた。更に、スラブの
表面欠陥成績は良好であった。 【００４３】(実施例2)表1 に示した本発明の範囲内の
化学成分組成を有するNo.I-1〜3 、5 〜8 および10〜1
1、および、表2 および3 に示した本発明の範囲外の化
学成分組成を有するNo.C-5〜7 および13〜16のスラブか
ら、下記の本発明の範囲内の製造条件で連続焼鈍冷延鋼
板を製造した。即ち、鋳造後の前記スラブを加熱するこ
となく、直送圧延( 熱間圧延) を行なった。粗圧延で厚
さ36mmに圧延した後、7 スタンドの連続熱間圧延機で、
圧下比配分を、Y ＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/t6) ｝／ln(t
0/t7) ＝0.28の条件で圧延し、最終圧延機( 第7 スタン
ド) での仕上厚さを3.2 mm、仕上温度を880 〜900 ℃の
範囲内で熱間圧延を行ない、このようにして得られた鋼
帯を660 ℃で巻き取り熱延鋼帯を製造した。 【００４４】前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8 mmまで冷
間圧延を行い、次いで、840 〜850℃の温度範囲内で連
続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯に対して
0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製造した。
表5 は、スラブに発生したピンホ−ル欠陥密度の指数、
ｒmin 、Ｔth、および、ｒmin / Ｔthを示す。 【００４５】 【表５】【００４６】表1 、2 、3 および5 から明らかなよう
に、連続鋳造鋳片( スラブ) に対して、直送による熱間
圧延を施した場合でも、実施例１で得られた結果と同
様、比較法である、本発明の範囲外の化学成分組成を有
するスラブから製造された連続焼鈍冷延鋼板は、深絞り
性または耐深絞り脆性のいずれかが劣っているために、
深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが劣っていた。更
に、スラブ表面にピンホ−ル欠陥が発生したものが多か
った。これに対して、本発明法である、本発明の範囲内
の化学成分組成を有するスラブから製造された連続焼鈍
冷延鋼板は、深絞り性および耐深絞り脆性が優れてお
り、従って、深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスが優
れていた。また、スラブ表面にはピンホ−ル欠陥が殆ど
発生せず、スラブ表面成績は良好であった。 【００４７】(実施例3)表1 に示した本発明の範囲内の
化学成分組成を有するNo.I-3〜5 、7 および10のスラブ
から、下記本発明の範囲内および範囲外の製造条件で、
そして、表2 に示した本発明の範囲外の化学成分組成を
有するNo.C-8のスラブから、本発明の範囲内の製造条件
で連続焼鈍冷延鋼板を製造した。 【００４８】即ち、前記製造条件は、前記スラブを1200
℃に加熱した後、表6 および7 に示したように、粗圧延
で厚さ36〜40mmに圧延し、次いで、7 スタンドの連続熱
間圧延機で、圧下比配分を、Y ＝｛ln(t4/t5) ＋ln(t5/
t6) ｝／ln(t0/t7) ＝0.20〜0.37の条件で圧延し、最終
圧延機( 第7 スタンド) での仕上厚さを2.8 〜3.2 mm、
仕上温度を860 〜940 ℃の範囲内で熱間圧延を行ない、
このようにして得られた鋼帯を600 〜680 ℃で巻き取り
熱延鋼帯を製造した。前記熱延鋼帯を酸洗後、厚さ0.8
mmまで冷間圧延を行い、次いで、820 〜850 ℃の温度範
囲内で連続焼鈍を施した。このようにして得られた鋼帯
に対して0.5%の調質圧延を施して連続焼鈍冷延鋼板を製
造した。 【００４９】 【表６】【００５０】 【表７】 【００５１】上記連続焼鈍冷延鋼板の各々から試験片を
採取して、鋼板の面内３方向（ 0°、45°、90°) のｒ
値の最低値( ｒmin ) 、および 、絞り比2.2 で評価し
た深絞り脆化臨界温度( Ｔth) の測定結果からｒmin /
Ｔthを算出して、表6 および7 に示した。なお、熱間圧
延の粗圧延による鋼帯厚さ、連続熱間圧延機による仕上
げ厚さ、熱間連続圧延機による圧下比配分(Y) 、およ
び、熱間圧延の仕上温度を同表に併記した。 【００５２】表1 、2 、3 、6 および7 から明らかなよ
うに、比較法により製造された連続焼鈍冷延鋼板はいず
れもｒmin / Ｔthが、0.015 未満であり、深絞り性と耐
深絞り脆性とのバランスが劣っていた。これに対して、
本発明により製造された連続焼鈍冷延鋼板は、いずれも
ｒmin/ Ｔthが、0.015 以上であり、深絞り性と耐深絞
り脆性とのバランスが優れていた。 【００５３】 【発明の効果】以上詳述したように、本発明において
は、ＴｉおよびＢ等を適正量含有する極低Ｃ鋼を基本成
分とする化学成分組成のＩＦ鋼を開発し、熱間仕上げ圧
延機列における圧下比配分を改善したので、ＩＦ鋼にお
ける相反する材質特性である深絞り性と耐深絞り脆性と
のバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延
鋼板を、安価に、効率よく、そして、安定して製造する
ことができる、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ti添加極低炭素鋼の連続鋳造スラブ表面に発生
するピンホ−ル欠陥に対する、微量のNbおよびB の効果
を示したグラフである。 【図２】Ti添加IF鋼、Nb添加IF鋼、および、Ti、Nb複合
添加IF鋼の各々にB を添加した鋼板の、連続焼鈍後の鋼
板の面内3 方向(0°、45°、90°) のｒ値の最低値（ｒ
min ) と、絶対温度で評価した深絞り脆化臨界温度( Ｔ
th) との比（ｒmin ／Ｔth）を、鋼中B 含有量で整理し
たグラフである。 【図３】Ti、B の複合添加極低炭素鋼から製造された連
続焼鈍冷延鋼板の、化学成分組成から算出されるX 値
と、熱間圧延条件( 仕上圧延機列における圧下比配分
(Y））との組合わせに対する、深絞り性と耐深絞り脆性
とのバランス（ｒmin ／Ｔth）の関係を示すグラフであ
る。
するピンホ−ル欠陥に対する、微量のNbおよびB の効果
を示したグラフである。 【図２】Ti添加IF鋼、Nb添加IF鋼、および、Ti、Nb複合
添加IF鋼の各々にB を添加した鋼板の、連続焼鈍後の鋼
板の面内3 方向(0°、45°、90°) のｒ値の最低値（ｒ
min ) と、絶対温度で評価した深絞り脆化臨界温度( Ｔ
th) との比（ｒmin ／Ｔth）を、鋼中B 含有量で整理し
たグラフである。 【図３】Ti、B の複合添加極低炭素鋼から製造された連
続焼鈍冷延鋼板の、化学成分組成から算出されるX 値
と、熱間圧延条件( 仕上圧延機列における圧下比配分
(Y））との組合わせに対する、深絞り性と耐深絞り脆性
とのバランス（ｒmin ／Ｔth）の関係を示すグラフであ
る。
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14
(56)参考文献 特開 平４−136123（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−253543（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−150317（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−177321（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 9/48
B21B 3/00
B21D 22/20
C21D 8/04
C22C 38/00 301
C22C 38/14
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】炭素（Ｃ） ：０.００３０
ｗｔ.％以下、 マンガン（Ｍｎ） ：０.０５〜０.２０ｗｔ.％
以下、 シリコン（Ｓｉ） ：０.０５ｗｔ.％以下、 燐（Ｐ） ：０.０２ｗｔ.％以下、 硫黄（Ｓ） ：０.００４〜０.０２０ｗ
ｔ.％、 可溶アルミ（ｓoｌ．Ａｌ）：０.０２５〜０.０６ｗｔ.
％、 窒素（Ｎ） ：０.００３０ｗｔ.％以下、 チタン（Ｔｉ） ：０.０２〜０.１０ｗｔ.
％、 ボロン（Ｂ） ：０.０００３〜０.００１０
ｗｔ.％、 を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避不純物からな
る化学成分組成を有する溶鋼を調製し、前記溶鋼から鋳
片または鋼塊を鋳造し、 次いで、前記鋳片または鋼塊に対して熱間圧延を施し、
前記熱間圧延における仕上げ圧延を、仕上げ圧延時の鋼
帯の初期厚さ（ｔ0）と最終仕上げ厚さ（ｔn）とから求
められる全圧下比の自然対数（ｌｎ（ｔ0／ｔn））に対
する、最終圧延機の前々段の圧延機（Ｆn-2）および前
段の圧延機（Ｆn-1）の各々の圧延機によって施された
各圧下比（ｔn-3／ｔn-2およびｔn-2／ｔn-1）の自然対
数の和（Σｌｎ（ｔi-1／ｔi）、ここで、ｉ＝ｎ−２〜
ｎ−１）の比（Ｙ）が、鋼中Ｔｉ、Ｃ、Ｂ、ＮおよびＳ
の含有量の関数（Ｘ）に対して、下記（１）〜（４）
式、 ０.０１５Ｘ＋０.０９≦Ｙ≦０.０１Ｘ＋０.２１・・・
（１） Ｙ＝｛Σｌｎ（ｔi-1／ｔi）｝／ｌｎ（ｔ0／ｔn）、ｉ
＝ｎ−２〜ｎ−１・・・（２） Ｘ＝−ｌｎ｛（Ｃ／Ｔｉ*）Ｂ｝・・・（３） Ｔｉ*＝Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧
０・・・（４） を満足する範囲内で行ない、８８０〜９２０℃の温度範
囲内で圧延を終了した後、このようにして得られた熱延
鋼帯を巻取り、 次いで、前記熱延鋼帯に圧下率７０％以上の冷間圧延を
施した後、７５０℃以上Ａｃ3変態点以下の温度範囲内
で連続焼鈍を施すことを特徴とする、深絞り性と耐深絞
り脆性とのバランスの優れた完全非時効性を有する連続
焼鈍冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28022493A JP3451679B2 (ja) | 1993-10-13 | 1993-10-13 | 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
| US08/407,011 US5531839A (en) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | Continously annealed cold-rolled steel sheet excellent in balance between deep drawability and resistance to secondary-work embrittlement and method for manufacturing same |
| CA002149522A CA2149522C (en) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | Continuously annealed cold-rolled steel sheet excellent in balance between deep drawability and resistance to secondary-work embrittlement and method for manufacturing same |
| CN94190734A CN1043905C (zh) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | 连续退火冷轧薄钢板及其制法 |
| PCT/JP1994/001663 WO1995009931A1 (fr) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | Tole d'acier laminee a froid et recuite en continu |
| KR1019950702040A KR0165929B1 (en) | 1993-10-05 | 1995-05-19 | Continuously annealed and cold rolled steel sheet |
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|---|---|---|---|
| JP28022493A JP3451679B2 (ja) | 1993-10-13 | 1993-10-13 | 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた完全非時効性を有する連続焼鈍冷延鋼板の製造方法 |
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|---|---|---|---|
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN105603299A (zh) * | 2016-02-03 | 2016-05-25 | 首钢总公司 | 超深冲无间隙原子钢及其生产方法 |
| CN113699342B (zh) * | 2021-08-11 | 2023-03-14 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种深冲钢板隐形橘皮纹缺陷的控制方法 |
-
1993
- 1993-10-13 JP JP28022493A patent/JP3451679B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JPH07113123A (ja) | 1995-05-02 |
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