JP3951512B2 - Method for producing a high workability cold-rolled steel sheet that has excellent press formability and little variation in press formability - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の外板などの用途に好適な深絞り性に優れたプレス加工用冷延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
冷延鋼板は自動車等に広く使用されている。自動車用途にはプレス成形される部材が多いため、その部材の形状に応じて様々な加工性が要求される。特に、自動車の外板などの用途に好適な深絞り性に優れたプレス加工用冷延鋼板が求められる。
【０００３】
しかしながら、近年の自動車メーカーからの合理化の要求が厳しく、特に同メーカーから、素材の高加工性と、製品製造時での歩留まりの向上の要求が強くなっている。このような背景より、材質面では、特に、高加工性を、鋼板の長手方向・幅方向で均一性を保証することが重要となっている。
【０００４】
このような背景より、表面性状および深絞り性を向上させようという観点から、連続鋳造−直送圧延プロセスにおいて、例えば、Ｃ：０．０１５％以下の極低炭鋼スラブの幅中央での表面温度が、９００℃未満、６００℃以上の温度範囲で熱間圧延を開始し、さらに熱間圧延工程の途中段階で３０分以内の保持処理を施すことを特徴とする技術が特公昭６０−４５６９２号公報に開示されている。また、優れた深絞り加工性を実現するために、例えば、Ｃ：０．００４％以下の極低炭素鋼スラブを、有効ひずみを４５％以上にとり、かつ、仕上げ圧延終了後の冷却制御などのプロセス面からの制御を行うことを特徴とする技術が特公平７−１０３４２３号公報に開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの技術では、表面性状または深絞り性を優れたレベルまで改善はしているものの、コイル内の機械的性質の長手方向および幅方向の均一性を保証することができないため問題があった。
【０００６】
すなわち、特公昭６０−４５６９２号公報に開示されている技術は、熱延での加熱温度をフェライト域といった低温としているため、エッジおよびその近傍での温度の低下が著しく、圧延中の幅方向での温度のばらつきが大きい。そのため、熱延後の集合組織が異なり、結果として、冷延焼鈍後でもコイルの長手および幅方向で機械的性質がばらつくという問題が生じてしまう。特に、コイルの幅方向で組織がばらつくと、材料内での加工性の面内での均一性が悪くなり、とりわけ、自動車の外板などの用途で優れた深絞り性が求められる場合、プレス成形後の品質に変動（割れ、しわなど）が生じ、結果的に自動車メーカーでは、コイル内での板採りを歩留まりが低い条件、すなわち板取方向を４５度等の不合理な方向としたり、コイルエッジ近傍より製品採取をしない等の条件で行なわざるを得なくなる。
【０００７】
また、特公平７−１０３４２３号公報に開示されている技術においても、プロセス因子を制御することによって、深絞り性を付与するというものであるが、コイル内の機械的性質の幅方向の均一性を確保することはできない。また、長手方向の機械特性の均一性についても、本発明で対象とするような成分系では完全に確保されているわけではない。さらに、最終スタンドでの圧下率を大きくすると、鋼帯の搬送にブレを生じたりする可能性が高いので、最終スタンドの圧下率を５０％以上に設定することはできず、板のバラツキを防止・矯正する程度のことしかできないので、その実施例に見られるような９０〜１１０％の有効ひずみの設定は、通常の熱延ミルでは実質的に不可能である。かつ、本技術に開示されている巻取温度は、実質的には７３０〜７６０℃であり（６８０〜８００℃、好ましい範囲として、７２０〜８００℃）、このような巻取温度では、酸洗性が劣るために、スケール性欠陥が発生し、歩留りの低下が避けられない。
【０００８】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、上記のような自動車の外板などの用途に好適なプレス成形性に優れ、かつプレス成形性のコイル内での変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した課題を解決すべく、鋭意研究を重ねた。その結果、自動車の外板などの用途に好適なプレス成形性に優れ、かつプレス成形性のコイル内での変動が少ないプレス加工用冷延鋼板を得るためには、所定の組成の鋼スラブに対し、
（１）粗圧延機によって２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下に粗圧延し、粗バー圧下率が８５％以上になるような仕上げ圧延パス・スケジュールにすることにより、スラブの組織を均一にするとともに、仕上圧延工程において所望の材質の作り込みを可能にすること
（２）仕上げ温度を鋼帯の先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の狭い範囲となるようにし、かつ以下に説明する有効圧下率を、仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％以上の時には３０％以上、仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％未満の時には３５％以上になるように圧下スケジュールを設定することにより、コイル内の平均ｒ値および延性のレベルを所望の均一な値とすること
（３）ランナウトでの冷却開始時間を仕上げ圧延終了後１．５秒で開始することにより、オーステナイトの結晶粒の粒成長を抑制すること、さらに望ましくは、冷却を仕上げ圧延終了後１．０秒以内に開始すること
（４）仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、オーステナイト−フェライト変態時のフェライトの核生成頻度を増加させること、さらに望ましくは、平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃにすること
（５）熱延後の巻取温度を７２０℃以下とすることにより、フェライトの粒成長による粗粒化を抑制すること
が重要であり、このようにして得られた熱延鋼板に対して、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延によって得られた熱延鋼帯を酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延を施すことにより、初めて本発明で意図するプレス成形性に優れ、かつプレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板が得られることを見出した。
【００１０】
また、仕上げ温度を鋼帯の先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の狭い範囲とするためには、仕上げ圧延機の入り側、または、仕上げ圧延機のスタンド間に設けられた誘導加熱装置によって前記粗バーの仕上げ圧延機により圧延される前記粗バーを加熱することによりその温度を調整することが有効であることを見出した。
【００１１】
さらに、連続熱間仕上げ圧延機のスタンド間または、仕上げ圧延の前工程にて粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱装置により加熱することにより、幅方向の材質をより均一にすることができることを見出した。
【００１２】
さらにまた、仕上げ圧延で圧延される粗バーの圧延速度を、粗バーの先端部が仕上げ圧延機に入ってから加速し、その後一定速、または一定速圧延後加速、または加速圧延することにより、これにより加速による鋼帯の温度低下を抑制することができ、粗バー加熱のための消費電力を節約できることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、以下の（１）〜（５）を提供するものである。
【００１３】
（１）重量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、さらにＴｉを０．０１〜０．２０％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼で形成されたスラブを、連続鋳造まま、または冷却後所定温度に加熱した後、粗圧延機によって２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下に粗圧延し、下記に示す粗バー圧下率が８５％以上になるような仕上げ圧延パス・スケジュールにし、かつ、その粗バーを連続熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際して、仕上げ最終スタンドにおける温度が前記粗バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延し、かつ、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％以上の時には、以下に示す有効圧下率が３０％以上、または、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％未満の時には、以下に示す有効圧下率が３５％以上になるように圧下スケジュールを設定し、引き続くランナウトでの冷却を仕上げ圧延終了後１．５秒以内に開始し、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、７２０℃以下の温度で巻き取り、得られた熱延鋼帯に対して酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延を施すことを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
ただし、
粗バー圧下率＝｛（粗バー厚み−熱延板厚み）／粗バー厚み｝×１００
有効圧下率 ＝最終スタンドの圧下率＋最終１段前スタンドの圧下率＋１／３
×最終２段手前スタンドの圧下率
【００１４】
（２） 上記（１）の方法において、前記粗バーを連続熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際して、仕上げ圧延機の入り側、または、仕上げ圧延機のスタンド間に誘導加熱装置を設け、その誘導加熱装置によって前記仕上げ圧延機により圧延される前記粗バーを加熱することによりその温度を調整し、前記仕上げ最終スタンドにおける温度が前記粗バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延することを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
（３） 上記（１）または（２）の方法において、前記連続熱間仕上げ圧延機のスタンド間または、仕上げ圧延の前工程にて前記粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱装置により加熱することを特徴とする請求項２に前記のプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
【００１６】
（４） 上記（１）から（３）の方法において、前記仕上げ圧延で圧延される前記粗バーの圧延速度を、前記粗バーの先端部が前記仕上げ圧延機に入ってから加速し、その後一定速、または一定速圧延後加速、または加速圧延することを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
【００１７】
（５） 上記（１）から（４）の方法において、ランナウトでの冷却を仕上げ圧延終了後１．０秒以内に開始し、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
上述したように、自動車の外板などの用途に好適な、プレス成形性に優れ、かつプレス成形性のコイル内での変動も少ない高加工性冷延鋼板を得るためには、まず鋼組成を最適化することが必要である。
【００１９】
このため、本発明では、鋼組成を、重量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、さらにＴｉを０．０１〜０．２０％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなると規定している。
以下、これらの限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃ：０．０２％以下
Ｃは鋼板の深絞り性に悪影響を及ぼす元素であるため、その含有量は少ない方が好ましい。Ｃ量が０．０２％を超えると、本発明で要求する深絞り性は得られないため、その含有量は０．０２％以下とした。深絞り性の向上のためのより好ましいＣ量は０．００２０％未満である。加工性をさらに高いレベルとするためには０．００１０％以下であることが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉには鋼板を固溶強化する作用を有するが、深絞り性に悪影響を及ぼす元素であるため少ないほうが好ましい。Ｓｉ量が０．６％を超えると、めっき性および深絞り性が劣化するため、その含有量は０．６％以下とした。めっき性の向上のためのより好ましいＳｉ量は０．１％以下である。加工性をさらに高いレベルとするためには０．０３％以下であることが好ましい。
【００２２】
Ｍｎ：２．５％以下
Ｍｎには鋼板の靱性を改善し、鋼板を固溶強化する作用を有するが、加工性に悪影響を及ぼす元素である。Ｍｎ量が２．５％を超えると、強度が上昇し、深絞り性の劣化が著しくなることから、その含有量は２．５％以下とした。深絞り性の向上のためのより好ましいＭｎ量は２．０％以下である。加工性をさらに高いレベルとするためには０．５％以下であることが好ましい。
【００２３】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐには鋼板を固溶強化する作用を有するが、その含有量が０．１０％を超えると粒界偏析による粒界脆化が生じやすくなり、延性も劣化する。よって、Ｐの含有量は０．１０％以下とした。延性の向上のためのより好ましいＰ量は０．０５％以下である。延性をさらに高いレベルとするためには０．０２％以下であることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓが０．０５％を超えると硫化物の析出量が多くなり、深絞り性および延性が劣化する。よって、Ｓの含有量は０．０５％以下とした。加工性の向上のためのより好ましいＳ量は０．０２％以下である。加工性をさらに高いレベルとするためには０．０１０％以下であることが好ましい。
【００２５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％
ｓｏｌ．Ａｌは鋼の脱酸材として使用され、更には後述するＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖの添加歩留まりをあげるために必須な添加元素である。０．０１％未満では上記した効果が得られず、一方、０．１０％を超えると効果が飽和して不経済となる。よって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１〜０．１０％とした。
【００２６】
Ｏ：０．０１％以下
Ｏはその含有量が少ないほど加工性に対しては好ましい。Ｏ量が０．０１％を超えると鋼板の加工性の低下が避けられない。よって、Ｏ含有量は０．０１％以下とした。このような、Ｏ含有量は前記ｓｏｌ．Ａｌ量の制御により達成される。
【００２７】
素材鋼としては、上記した成分に加えて、更にＴｉを０．０１〜０．２０％含有する。Ｔｉは炭窒化物や硫化物を形成し、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓを減少させ、加工性をより優れたものとすることができる。しかし、Ｔｉの含有量が０．０１％未満では所望の効果が得られず、一方、０．２０％を越えると強度が上昇し過ぎて加工性が劣化するため、添加量の範囲は０．０１〜０．２０％とした。
【００２８】
次に、本発明の製造条件について説明する。
プレス成形性に優れ、かつプレス成形性のコイル内での変動も少ない冷延鋼板を得るためには、まず、上記組成の鋼スラブを、連続鋳造まま、または、冷却後所定温度に加熱した後、熱間圧延するに際し、粗圧延機によって２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下に粗圧延し、下記に示す粗バー圧下率が８５％以上になるような仕上げ圧延パス・スケジュールにし、かつ、その粗バーを連続熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際して、前記仕上げ最終スタンドにおける温度が前記粗バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延し、かつ、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％以上の時には、以下に示す有効圧下率が３０％以上、または、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％未満の時には、以下に示す有効圧下率が３５％以上になるように圧下スケジュールを設定し、引き続くランナウトでの冷却を仕上げ圧延終了後１．５秒以内（さらに望ましくは１．０秒以内）に開始し、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上（さらに望ましくは１００℃／ｓｅｃ以上）で冷却し、その後、７２０℃以下の温度で巻き取り、そして、得られた熱延鋼帯に対してを酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延を施す。
以下、製造条件の限定理由について説明する。
【００２９】
（ａ）粗バー厚み：２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下
スラブを連続鋳造まま、または冷却後所定温度に加熱した後、粗圧延機によって粗圧延する際に、粗バー厚みを、２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下の範囲に設定することが必要である。２５ｍｍ未満であると、仕上圧延工程での材質の作り込みが困難になり、また、８５ｍｍを超えると、現状の仕上圧延機では、高加工性冷延鋼板を製造するための熱延板を作ることができない。望ましい範囲は、２５ｍｍ以上５５ｍｍ未満である。
【００３０】
（ｂ）粗バー圧下率：８５％以上
上述のような粗バー厚みを達成する際に、以下に示す粗バー圧下率を８５％以上にする必要がある。８５％未満の場合には、スラブの組織不均一性が、粗圧延以降の工程にも残存してしまうためである。
粗バー圧下率＝｛（粗バー厚み−熱延板厚み）／粗バー厚み｝×１００
【００３１】
（ｃ）仕上げ温度：Ａｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃
以上の条件で得られた粗バーを、前記仕上げ圧延機により圧延される前記粗バーの仕上げ最終スタンドにおける温度（仕上げ温度）がその先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延することによりコイル内（コイル幅方向および長手方向の変動も含めた）の平均ｒ値および延性（破断伸び）のレベルを本発明で意図するものとすることができる。図１に本発明材および比較材のコイル内（長手方向・幅方向）の機械的性質の変動と熱延仕上げ温度の関係を示す。この図から仕上げ温度が上記範囲であれば平均ｒ値および延性が優れた値となることがわかる。
【００３２】
この場合に、仕上げ温度を上述の範囲となるように制御するためには、仕上げ圧延機の入り側、または、仕上げ圧延機のスタンド間に誘導加熱装置を設け、その誘導加熱装置により前記粗バーを加熱することにより温度を調整することが有効である。
【００３３】
なお、本発明で特徴とする粗圧延バーの加熱はコイルＢＯＸ等を用いた連続熱延プロセスに対しても効果的に使用することができる。この際、粗圧延バーの加熱は、上記以外に、コイルＢＯＸの前後や、粗圧延機の間または後に行ってもよい。また、コイルＢＯＸの後で、溶接機の前後で粗圧延バーの加熱を行っても、本発明の効果は十分に発揮される。
【００３４】
より好ましくは、仕上げ圧延機の最終スタンドにおける温度（仕上げ温度）のみの制御に加え、仕上げ圧延機の最終スタンドより前の各スタンドにおける圧延温度の単独または２個以上複数をその先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延する。これにより、より優れた深絞り性を有し、コイル内（長手方向及び幅手方向）での機械的性質の変動のより少ない鋼板を製造し得る。
【００３５】

また、仕上圧延の際に、以下に示す有効圧下率を、最終スタンド圧下率が１０％以上の時には３０％以上、最終スタンド圧下率が１０％未満の時には３５％以上にすることによって、本発明で意図する変動が少ない良好なプレス成形性を有する鋼板を製造することができる。
有効圧下率 ＝最終スタンドの圧下率＋最終１段前スタンドの圧下率＋１／３×最終２段手前スタンドの圧下率
【００３７】
（ｅ）ランナウトでの冷却開始時間：仕上げ圧延終了後１．５秒以内、さらに望ましくは１．０秒以内
仕上げ圧延終了後、１．５秒以内に開始することにより、仕上げ圧延後の変態前のオーステナイトの結晶粒の粒成長を抑制することができ、プレス成形性の変動が少ない鋼板を得ることができる。１．５秒を超えると、オーステナイト結晶粒が粒成長し、機械的性質の変動を少なくすることが困難である。さらにプレス成形性の変動が少ない鋼板を得るためには、仕上げ圧延終了後、１．０秒以内に冷却を開始することが望ましい。これにより、仕上げ圧延後の変態前のオーステナイト結晶粒の粒成長を、より一層抑制することができるためである。
【００３８】
（ｆ）仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上、さらに望ましくは１００℃／ｓｅｃ以上
以上のようにして製造された鋼帯を、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上で冷却することにより、オーステナイト−フェライト変態時のフェライトの核生成頻度が増加し、本発明で意図するプレス加工性の変動の少ない鋼板を得ることができる。また、平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上にすると、さらに優れたプレス加工性の変動の少ない鋼板を得ることができる。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、事実上の上限は、現在の工業的に可能な限界である１５００℃／ｓｅｃである。
【００３９】
（ｇ）熱延後の巻取温度：７２０℃以下
以上のようにして製造された熱延鋼板の巻取温度を７２０℃以下とすることにより、フェライトの粒成長による粗粒化を抑制することができる。巻取温度が７２０℃を超える場合、フェライト粒径を制御することができないので、本発明で意図するプレス加工性に優れ、プレス加工性の変動の少ない鋼板を得ることができない。巻取温度のより好ましい範囲は６８５℃以下である。
【００４０】
なお、本発明には、連続鋳造されたスラブを直送または再加熱する方法も含まれる。特に、スラブを室温まで冷却せずに再加熱する方法は、省エネルギーの観点からより好ましい。
【００４１】
以上のようにして得られた熱延鋼帯を酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延を施すことによりプレス成形性に優れ、かつプレス成形性のコイル内での変動も少ない冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延は所定の板厚にするとともに、圧延集合組織を発達させて、再結晶焼鈍工程で加工性を向上のために好ましい集合組織を発達させるために施される。そのためには、５０％以上、より好ましくは７５％以上の圧下率で最終板厚に加工することが望ましい。
【００４２】
また、再結晶焼鈍は５５０〜９００℃の温度範囲で焼鈍を行ない、フェライトを再結晶焼鈍させる。５５０℃未満の温度では、長時間の箱焼鈍でも再結晶が十分に生じない。一方、９００℃を越える温度では連続焼鈍でもオーステナイト化が進行して加工性が劣化する。
【００４３】
再結晶焼鈍を行なう方法としては、連続焼鈍、箱焼鈍、または溶融亜鉛めっき処理に先行する連続熱処理のいずれでもよい。
【００４４】
なお、本発明においては、プレス成形性の変動を一層少なくする観点から、連続熱間仕上げ圧延機のスタンド間、または、仕上げ圧延の前工程にて粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱装置により加熱する工程を付加することは好ましい。このような、エッジヒーターの使用により粗バーの幅方向の温度のばらつきが小さくなり、幅方向の材質が特に均一な鋼板を得ることができる。
【００４５】
また、本発明においては、仕上げ圧延で圧延される粗バーの圧延速度を、粗バーの先端部が前記仕上げ圧延機に入ってから加速し、その後一定速、または一定速圧延後加速、または加速圧延することが望ましい。このような熱延条件とすることにより、加速による鋼帯の温度の低下を抑えることができ、結果として、仕上げ圧延機の入り側または、仕上げ圧延機のスタンド間に設けられた誘導加熱装置による粗バーの加熱のための消費電力を節約することができる。
【００４６】
上述した組成の素材鋼は、たとえば転炉、電気炉等により溶製される。鋼片の製造は造塊−分塊圧延法または連続鋳造、薄スラブ鋳造法、ストリップ鋳造法のいずれでも構わない。なお、本発明において、連続鋳造または造塊、分塊圧延により得られたスラブ加熱する製造方法においては、スラブを室温以上の温度まで冷却したのち、熱延加熱炉に挿入する。その場合、熱延加熱炉への挿入温度はＡｒ_３点以下であることが組織を制御する上で好ましい。
【００４７】
なお、本発明においては粗圧延鋼帯を加熱する前工程、もしくは後工程でレベラー等の矯正装置によって形状矯正をしても良い。矯正を粗圧延鋼帯を加熱する前工程で行なう場合、粗圧延鋼帯の形状が良くなることにより粗圧延鋼帯の加熱時の均一性が良くなり、粗圧延鋼帯内の組織の均一性が高くなり、さらには仕上げ圧延機に挿入される粗圧延鋼帯の形状が良いため、仕上げ圧延時の塑性変形時の均一性が高くなり、結果として、得られる鋼板の組織も均一になる。また、矯正を粗圧延鋼帯を加熱する後工程で行なう場合、少なくとも仕上げ圧延機に挿入される粗圧延鋼帯の形状が良いため、仕上げ圧延時の塑性変形時の均一性が高くなり、結果として、組織が均一となる。
【００４８】
本発明方法によって得られた冷延鋼板は、適宜、表面処理（溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっき、有機被覆コーテングなど）やプレス加工を施した後、例えば、自動車、家電製品、鋼構造物などに使用されるが、特にこれらの用途において要求される高加工性と強度を有するものである。
【００４９】
【実施例】
次に、本発明による具体的な実施例について、比較例と比較しながら以下に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼（材料Ｎｏ．１〜３）を表２に示す条件で熱間圧延し、冷却して巻取処理を行ない、熱延板を酸洗後、圧下率７５％にて冷間圧延と焼鈍（８００℃×４０秒）を行ない、コイル長手方向およびコイル幅方向における機械的性質を調べた。表３にコイルの長手方向での平均ｒ値および破断伸びの値のばらつき、およびコイル幅方向での平均ｒ値および破断伸びの値のばらつきを示す。なお、コイルの長手方向のばらつきは、コイルのトップ、ミドル、ボトムから採取したサンプルにおけるばらつきを示し、コイル幅方向のばらつきはコイルのトップ、ミドル、ボトムのうち最大の幅方向のばらつきをもつ位置での平均ｒ値および破断伸びの値のばらつきを示す。
【００５０】
また、表４に示す条件で熱間圧延し、冷却して巻取処理を行ない、熱延板の長手方向および幅方向の機械的性質を調べた。表５に熱延板の長手方向および幅方向の平均ｒ値および破断伸びのばらつきを示す。表記の仕方は表３と同様である。
【００５１】
表３および表５から明らかなように、本発明によって製造された鋼板は平均ｒ値、破断伸びのレベルは高く、かつコイル内での機械的性質の変動が小さく、コイル内でのプレス成形性が優れ、かつその均一性にも優れていることが確認された。
【００５２】
【表１】

【００５３】
【表２】

【００５４】
【表３】

【００５５】
【表４】

【００５６】
【表５】

【００５７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車の外板などの用途に好適な、深絞り性等のプレス成形性に優れ、かつプレス成形性の変動も少ないプレス加工用冷延鋼板の製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。本発明による鋼板は自動車用に限らず、産業機器用、家電用（テレビ用のフレーム材など、各種容器材など）、ほうろう用等の深絞り性が要求される用途に供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 コイル長手・幅方向の機械的性質の変動と熱延仕上げ温度の関係を示す図。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a cold-rolled steel sheet for press working excellent in deep drawability suitable for uses such as an outer plate of an automobile.
[0002]
[Prior art]
Cold rolled steel sheets are widely used in automobiles and the like. Since there are many press-molded members for automobile applications, various workability is required depending on the shape of the members. In particular, a cold-rolled steel sheet for press working excellent in deep drawability suitable for uses such as an outer plate of an automobile is required.
[0003]
However, the demand for rationalization from automobile manufacturers in recent years is severe, and the demand for high processability of materials and improvement in yield at the time of product manufacture is particularly strong. From such a background, it is important to ensure high workability, particularly in the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet, in terms of material.
[0004]
From such a background, from the viewpoint of improving the surface properties and deep drawability, in the continuous casting-direct feed rolling process, for example, the surface temperature at the center of the width of the ultra-low carbon steel slab of C: 0.015% or less However, Japanese Patent Publication No. 60-45692 discloses a technique characterized in that hot rolling is started in a temperature range of less than 900 ° C. and 600 ° C. or higher, and holding treatment is performed within 30 minutes in the middle of the hot rolling process. It is disclosed in the publication. In order to realize excellent deep drawing workability, for example, C: 0.004% or less of ultra-low carbon steel slab, effective strain of 45% or more, and cooling control after finishing rolling, etc. Japanese Patent Publication No. 7-103423 discloses a technique characterized by performing control from the process side.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, although these techniques improve the surface texture or deep drawability to an excellent level, there is a problem because the mechanical properties in the coil cannot be ensured in the longitudinal and width directions. It was.
[0006]
That is, in the technique disclosed in Japanese Patent Publication No. 60-45692, since the heating temperature in hot rolling is set to a low temperature such as a ferrite region, the temperature drop at the edge and the vicinity thereof is remarkable, and in the width direction during rolling. There are large variations in temperature. Therefore, the texture after hot rolling is different, and as a result, there arises a problem that mechanical properties vary in the longitudinal and width directions of the coil even after cold rolling annealing. In particular, if the structure varies in the width direction of the coil, the uniformity in the surface of the workability within the material will deteriorate, especially when excellent deep drawability is required in applications such as the outer plate of an automobile. Variations in the quality after molding (cracking, wrinkles, etc.) occur, and as a result, automobile manufacturers use low-yield conditions for picking plates in the coil, that is, the boarding direction is an unreasonable direction such as 45 degrees, There is no choice but to collect the product from the vicinity of the edge.
[0007]
In the technique disclosed in Japanese Patent Publication No. 7-103423, the process factor is controlled to provide deep drawability. However, the mechanical properties in the coil in the width direction are uniform. Cannot be secured. In addition, the uniformity of the mechanical properties in the longitudinal direction is not completely ensured in the component system as targeted in the present invention. In addition, if the rolling reduction rate at the final stand is increased, there is a high possibility that the steel strip will be shaken. Therefore, the rolling reduction rate at the final stand cannot be set to 50% or more, and variations in the plate are prevented. -Since only correction is possible, setting of an effective strain of 90-110% as seen in the examples is virtually impossible with a normal hot rolling mill. And the coiling temperature currently indicated by this art is substantially 730-760 ° C (680-800 ° C, as a preferred range, 720-800 ° C), and at such coiling temperature, pickling Since the inferiority is inferior, a scale defect occurs, and a decrease in yield is inevitable.
[0008]
The present invention has been made in view of such circumstances, and is excellent in press formability suitable for applications such as the above-described automobile outer plate, and has high fluctuation in the press formability within a coil. It aims at providing the manufacturing method of a heat-resistant cold-rolled steel sheet.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above-described problems. As a result, in order to obtain a cold-rolled steel sheet for press working that is excellent in press formability suitable for applications such as an outer plate of an automobile and has little fluctuation in the coil of press formability, a steel slab having a predetermined composition is used In contrast,
(1) By rough rolling to 25 mm or more and 85 mm or less by a rough rolling mill and making a final rolling pass / schedule such that the rough bar reduction ratio is 85% or more, the slab structure is made uniform and the finish rolling process (2) The finishing temperature is set to a narrow range of Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. from the front end to the rear end of the steel strip, and will be described below. Set the rolling reduction schedule so that the effective rolling reduction is 30% or more when the rolling reduction at the final stand of finish rolling is 10% or more, and 35% or more when the rolling reduction at the final stand of finishing rolling is less than 10%. The average r value and ductility level in the coil should be set to the desired uniform value. (3) The cooling start time in the run-out is opened 1.5 seconds after finishing rolling. To suppress the grain growth of austenite crystal grains, and more preferably to start cooling within 1.0 seconds after finishing rolling (4) average cooling rate from finishing temperature to 750 ° C. Increasing the frequency of ferrite nucleation during austenite-ferrite transformation by setting the temperature to 20 ° C./sec or more, more preferably, setting the average cooling rate to 100 ° C./sec. (5) Winding after hot rolling By controlling the temperature to 720 ° C. or lower, it is important to suppress the coarsening due to ferrite grain growth, and cold rolling, final annealing, tempering of the hot-rolled steel sheet thus obtained. By subjecting the hot-rolled steel strip obtained by rolling to pickling, cold rolling, final annealing, and temper rolling, it is excellent in press formability intended by the present invention for the first time, and fluctuations in press formability. Small, found that high formability cold-rolled steel sheet is obtained.
[0010]
Further, in order to narrow range of _Ar 3 ~Ar 3 + ₅₀ ℃ the finishing temperature up to the rear end from the front end portion of the steel strip enters the side of the finishing mill, or, provided between the stand of the finishing mill It has been found that it is effective to adjust the temperature by heating the rough bar that is rolled by the rough bar finish rolling mill using the induction heating apparatus.
[0011]
Furthermore, the material in the width direction can be made more uniform by heating the width direction edge portion of the rough bar between the stands of the continuous hot finish rolling mill or in the pre-process of finish rolling with the induction heating device. I found it.
[0012]
Furthermore, the rolling speed of the rough bar rolled by finish rolling is accelerated after the end of the rough bar enters the finish rolling mill, and then accelerated at a constant speed, or after a constant speed rolling, or accelerated rolling, As a result, it was found that the temperature drop of the steel strip due to acceleration can be suppressed and the power consumption for heating the coarse bar can be saved.
The present invention has been made based on such findings, and provides the following (1) to (5).
[0013]
(1) In wt%, C: 0.02% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, O: 0.01% or less, sol. Al: 0.01 to 0.10% contained, and further Ti containing 0.01 to 0.20% , and the slab formed of steel composed of the balance Fe and inevitable impurities is continuously cast or cooled. Then, after heating to a predetermined temperature, rough rolling is performed to 25 mm or more and 85 mm or less by a roughing mill, and a final rolling pass / schedule is set so that the rough bar rolling reduction shown below is 85% or more, and the rough bar is continuously formed. When performing finish rolling with a hot finish rolling mill, rolling is performed so that the temperature in the finishing final stand is in the range of Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. from the front end portion to the rear end portion of the rough bar, and the finishing is performed. When the rolling reduction at the final stand of rolling is 10% or more, the effective rolling reduction shown below is 30% or more, or the rolling reduction at the final stand of finish rolling is less than 10%. Occasionally, the rolling reduction schedule is set so that the effective rolling reduction shown below is 35% or more, and the subsequent run-out cooling is started within 1.5 seconds after finishing rolling, and the average cooling from the finishing temperature to 750 ° C. Cooling at a rate of 20 ° C./sec or more, then winding at a temperature of 720 ° C. or less, and subjecting the obtained hot-rolled steel strip to pickling, cold rolling, final annealing, and temper rolling A method for producing a high workability cold-rolled steel sheet having excellent press formability and little fluctuation in press formability.
However,
Coarse bar rolling ratio = {(coarse bar thickness−hot rolled plate thickness) / coarse bar thickness} × 100
Effective reduction ratio = reduction ratio of the last stand + reduction ratio of the stand one stage before the last + 1/3
× Rolling ratio of the last two-stage stand [0014]
(2) In the method of (1) above, when the rough bar is finish-rolled by a continuous hot finish rolling mill, an induction heating device is provided on the entrance side of the finish rolling mill or between the stands of the finish rolling mill, The temperature is adjusted by heating the rough bar that is rolled by the finish rolling mill with an induction heating device, and Ar ₃ to Ar until the temperature in the finishing final stand reaches from the front end to the rear end of the rough bar. _{3. A} method for producing a high workability cold-rolled steel sheet, which is excellent in press formability and has little variation in press formability, characterized by rolling in a range of ₃ + 50 ° C.
[0015]
(3) In the method of (1) or (2) above, the widthwise edge of the rough bar is heated by an induction heating device between the stands of the continuous hot finish rolling mill or in a pre-process of finish rolling. The method for producing a high workability cold-rolled steel sheet according to claim 2, wherein the press-formability is excellent and the fluctuation of the press-formability is small.
[0016]
(4) In the above methods (1) to (3), the rolling speed of the rough bar rolled in the finish rolling is accelerated after the end of the rough bar enters the finish rolling mill, and then constant. A method for producing a high workability cold-rolled steel sheet having excellent press formability and little variation in press formability, characterized by acceleration after high speed or constant speed rolling, or accelerated rolling.
[0017]
(5) In the above methods (1) to (4), the runout cooling is started within 1.0 seconds after the finish rolling, and the average cooling rate from the finish temperature to 750 ° C. is 100 ° C./sec or more. A method for producing a high workability cold-rolled steel sheet, characterized by cooling, having excellent press formability and little variation in press formability.
[0018]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, in order to obtain a highly workable cold-rolled steel sheet that is suitable for applications such as an automobile outer plate, has excellent press formability, and has little fluctuation in the coil of press formability, first, the steel composition is set. It is necessary to optimize.
[0019]
Therefore, in the present invention, the steel composition is C: 0.02% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, O: 0.01% or less, sol. Al: 0.01 to 0.10% is contained , 0.01 to 0.20% of Ti is further contained, and the remainder is defined as Fe and inevitable impurities .
Hereinafter, these reasons for limitation will be described.
[0020]
C: 0.02% or less Since C is an element that adversely affects the deep drawability of the steel sheet, it is preferable that the content thereof is small. If the C content exceeds 0.02%, the deep drawability required in the present invention cannot be obtained, so the content is set to 0.02% or less. A more preferable amount of C for improving deep drawability is less than 0.0020%. In order to make the workability even higher, it is preferably 0.0010% or less.
[0021]
Si: 0.6% or less Si has an effect of strengthening the steel sheet by solid solution strengthening, but it is preferable that the amount is less because it is an element that adversely affects deep drawability. If the Si content exceeds 0.6%, the plating property and the deep drawability deteriorate, so the content is set to 0.6% or less. A more preferable amount of Si for improving the plating property is 0.1% or less. In order to make the workability even higher, it is preferably 0.03% or less.
[0022]
Mn: 2.5% or less Mn has an effect of improving the toughness of the steel sheet and strengthening the steel sheet by solid solution strengthening, but is an element that adversely affects workability. When the amount of Mn exceeds 2.5%, the strength increases and the deep drawability deteriorates remarkably, so the content is set to 2.5% or less. A more preferable amount of Mn for improving deep drawability is 2.0% or less. In order to make the workability even higher, it is preferably 0.5% or less.
[0023]
P: 0.10% or less P has an effect of solid solution strengthening, but if its content exceeds 0.10%, grain boundary embrittlement easily occurs due to grain boundary segregation, and ductility deteriorates. Therefore, the content of P is set to 0.10% or less. A more preferable amount of P for improving ductility is 0.05% or less. In order to make the ductility higher, it is preferably 0.02% or less.
[0024]
S: 0.05% or less When S exceeds 0.05%, the amount of sulfide deposited increases, and the deep drawability and ductility deteriorate. Therefore, the content of S is set to 0.05% or less. A more preferable amount of S for improving workability is 0.02% or less. In order to make the workability even higher, it is preferably 0.010% or less.
[0025]
sol. Al: 0.01-0.10%
sol. Al is used as a deoxidizing material for steel, and is an additional element essential for increasing the yield of addition of Ti, Nb, Zr, and V, which will be described later. If it is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the effect is saturated and uneconomical. Therefore, sol. The Al content was 0.01 to 0.10%.
[0026]
O: 0.01% or less O is preferable for workability as its content is small. When the amount of O exceeds 0.01%, the workability of the steel sheet is inevitably lowered. Therefore, the O content is set to 0.01% or less. Such an O content is determined by the sol. This is achieved by controlling the amount of Al.
[0027]
In addition to the above-described components, the raw steel further contains 0.01 to 0.20 % Ti. Ti forms carbonitrides and sulfides, reduces C, N, and S in the steel, and can improve workability . However, the content of Ti can not be obtained the desired effect is less than 0.01%, whereas, since the strength exceeds 0.20% deteriorates the workability too increased, the amount ranges 0.01 to 0.20 %.
[0028]
Next, the manufacturing conditions of the present invention will be described.
In order to obtain a cold-rolled steel sheet having excellent press formability and less fluctuation in the coil of press formability, first, a steel slab having the above composition is continuously cast or heated to a predetermined temperature after cooling. When performing hot rolling, rough rolling is performed to 25 mm or more and 85 mm or less by a roughing mill, and the finish rolling pass schedule is set so that the rough bar rolling reduction shown below is 85% or more, and the rough bar is continuously heated. When the finish rolling is performed by an intermediate finish rolling mill, rolling is performed so that the temperature in the finishing final stand is in the range of Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. from the front end portion to the rear end portion of the rough bar, and the finishing is performed. When the rolling reduction at the final stand of rolling is 10% or more, the effective rolling reduction shown below is 30% or more, or the rolling reduction at the final stand of finish rolling is not 10%. When full, set the reduction schedule so that the effective reduction ratio shown below is 35% or more, and then cool down the run-out within 1.5 seconds (more preferably within 1.0 second) after finishing rolling. Start, cool at an average cooling rate from the finishing temperature to 750 ° C. at 20 ° C./sec or higher (more preferably 100 ° C./sec or higher), then wind up at a temperature of 720 ° C. or lower and the resulting heat The steel strip is subjected to pickling, cold rolling, final annealing, and temper rolling.
Hereinafter, the reasons for limiting the manufacturing conditions will be described.
[0029]
(A) Coarse bar thickness: 25 mm or more and 85 mm or less A slab is continuously cast or after cooling and heated to a predetermined temperature, and then rough rolled by a roughing mill, the coarse bar thickness is set in a range of 25 mm or more and 85 mm or less. It is necessary to. If it is less than 25 mm, it becomes difficult to make a material in the finish rolling process. If it exceeds 85 mm, the current finish rolling mill produces a hot-rolled sheet for producing a high workability cold-rolled steel sheet. I can't. A desirable range is 25 mm or more and less than 55 mm.
[0030]
(B) Coarse bar reduction ratio: 85% or more When the above-mentioned coarse bar thickness is achieved, the following coarse bar reduction ratio needs to be 85% or more. If it is less than 85%, the slab structure non-uniformity remains in the steps after rough rolling.
Coarse bar rolling ratio = {(coarse bar thickness−hot rolled plate thickness) / coarse bar thickness} × 100
[0031]
(C) Finishing temperature: Ar _{3 to} Ar ₃ + 50 ° C.
Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. until the temperature (finishing temperature) in the final finishing stand of the rough bar rolled by the finish rolling machine reaches the rear end of the rough bar obtained under the above conditions. The average r value and the ductility (breaking elongation) level in the coil (including fluctuations in the coil width direction and the longitudinal direction) can be intended in the present invention by rolling to be in the range of. FIG. 1 shows the relationship between changes in mechanical properties in the coils (longitudinal direction and width direction) of the present invention material and the comparative material and the hot rolling finishing temperature. From this figure, it can be seen that if the finishing temperature is in the above range, the average r value and the ductility are excellent.
[0032]
In this case, in order to control the finishing temperature so as to be in the above range, an induction heating device is provided on the entrance side of the finishing mill or between the stands of the finishing mill, and the coarse bar is provided by the induction heating device. It is effective to adjust the temperature by heating.
[0033]
In addition, the heating of the rough rolling bar characterized by the present invention can be effectively used for a continuous hot rolling process using a coil BOX or the like. At this time, the heating of the rough rolling bar may be performed before or after the coil BOX, or between or after the rough rolling mill, in addition to the above. Moreover, even if it heats a rough rolling bar before and after a welding machine after coil BOX, the effect of this invention is fully exhibited.
[0034]
More preferably, in addition to controlling only the temperature (finishing temperature) at the final stand of the finish rolling mill, a single or a plurality of rolling temperatures at each stand before the final stand of the finish rolling mill are controlled from the leading end to the trailing end. until the part is rolled to be in the range of _Ar 3 _~Ar 3 + 50 ℃. Thereby, it is possible to manufacture a steel plate having better deep drawability and less variation in mechanical properties in the coil (longitudinal direction and width direction).
[0035]

Further, in the finish rolling, the effective rolling reduction shown below is set to 30% or more when the final stand rolling reduction is 10% or more, and 35% or more when the final stand rolling reduction is less than 10%. Thus, it is possible to produce a steel sheet having good press formability with little intended fluctuation.
Effective rolling reduction rate = rolling reduction rate of the last stand + rolling reduction rate of the stand before the last 1 stage + 1/3 x rolling reduction rate of the stand before the last 2 stages [0037]
(E) Cooling start time in runout: within 1.5 seconds after finishing rolling, more preferably within 1.0 seconds Before finishing after transformation after finishing rolling by starting within 1.5 seconds after finishing rolling It is possible to suppress the grain growth of the austenite crystal grains and to obtain a steel sheet with little variation in press formability. If it exceeds 1.5 seconds, austenite crystal grains grow and it is difficult to reduce the fluctuation of mechanical properties. Furthermore, in order to obtain a steel sheet with less variation in press formability, it is desirable to start cooling within 1.0 seconds after finishing rolling. This is because grain growth of the austenite crystal grains before transformation after finish rolling can be further suppressed.
[0038]
(F) Average cooling rate from finishing temperature to 750 ° C .: 20 ° C./sec or more, more preferably 100 ° C./sec or more, an average cooling rate from finishing temperature to 750 ° C. Is cooled at 20 ° C./sec or more, the frequency of ferrite nucleation during the austenite-ferrite transformation is increased, and a steel sheet with little variation in press workability intended in the present invention can be obtained. Further, when the average cooling rate is set to 100 ° C./sec or more, it is possible to obtain a steel sheet with further excellent press workability variation. Although the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, the practical upper limit is 1500 ° C./sec, which is the present industrially possible limit.
[0039]
(G) Winding temperature after hot rolling: Suppressing coarsening due to ferrite grain growth by setting the winding temperature of a hot-rolled steel sheet manufactured as described above at 720 ° C. or lower to 720 ° C. or lower. Can do. When the coiling temperature exceeds 720 ° C., the ferrite grain size cannot be controlled, so that it is not possible to obtain a steel sheet that is excellent in press workability intended by the present invention and has little fluctuation in press workability. A more preferable range of the coiling temperature is 685 ° C. or less.
[0040]
The present invention also includes a method of directly feeding or reheating a continuously cast slab. In particular, a method of reheating the slab without cooling to room temperature is more preferable from the viewpoint of energy saving.
[0041]
The hot-rolled steel strip obtained as described above is subjected to pickling, cold rolling, final annealing, and temper rolling, so that it is excellent in press formability and has little fluctuation in the press formability in the coil. A steel plate can be obtained. Cold rolling is performed to develop a preferred texture for improving the workability in the recrystallization annealing process by developing a rolled texture to a predetermined thickness. For that purpose, it is desirable to process the final plate thickness at a rolling reduction of 50% or more, more preferably 75% or more.
[0042]
Further, the recrystallization annealing is performed in a temperature range of 550 to 900 ° C. to recrystallize the ferrite. When the temperature is lower than 550 ° C., recrystallization does not occur sufficiently even during long-time box annealing. On the other hand, at temperatures exceeding 900 ° C., austenitization progresses even during continuous annealing, and workability deteriorates.
[0043]
The method for performing recrystallization annealing may be any of continuous annealing, box annealing, or continuous heat treatment preceding hot dip galvanizing.
[0044]
In the present invention, from the viewpoint of further reducing the variation in press formability, the widthwise edge portion of the rough bar is introduced by an induction heating device between the stands of the continuous hot finish rolling mill or in the pre-process of finish rolling. It is preferable to add a heating step. By using such an edge heater, the variation in the temperature in the width direction of the coarse bar is reduced, and a steel sheet having a particularly uniform material in the width direction can be obtained.
[0045]
In the present invention, the rolling speed of the rough bar rolled by finish rolling is accelerated after the end of the rough bar enters the finish rolling mill, and then accelerated at a constant speed, or after a constant speed rolling, or accelerated. It is desirable to roll. By setting it as such a hot rolling condition, the fall of the temperature of the steel strip by acceleration can be suppressed, and, as a result, by the induction heating apparatus provided between the entrance side of the finish rolling mill or the stands of the finish rolling mill Power consumption for heating the coarse bar can be saved.
[0046]
The material steel having the above composition is melted by, for example, a converter, an electric furnace or the like. The steel slab may be manufactured by ingot-bundling rolling, continuous casting, thin slab casting, or strip casting. In the present invention, in the manufacturing method for heating the slab obtained by continuous casting, ingot forming, or ingot rolling, the slab is cooled to a temperature equal to or higher than room temperature and then inserted into a hot rolling furnace. In that case, it is preferable for controlling the structure that the insertion temperature into the hot-rolling heating furnace is Ar ₃ or less.
[0047]
In the present invention, shape correction may be performed by a correction device such as a leveler in a pre-process or a post-process for heating the rough rolled steel strip. When straightening is performed in the previous process of heating the rough rolled steel strip, the shape of the rough rolled steel strip is improved to improve the uniformity during heating of the rough rolled steel strip, and the uniformity of the structure within the rough rolled steel strip. Furthermore, since the shape of the rough rolled steel strip inserted into the finish rolling mill is good, the uniformity during plastic deformation during finish rolling becomes high, and as a result, the structure of the obtained steel sheet becomes uniform. In addition, when straightening is performed in the subsequent process of heating the rough rolled steel strip, the shape of the rough rolled steel strip inserted into the finish rolling mill is good, so the uniformity during plastic deformation during finish rolling is increased, resulting in As a result, the structure becomes uniform.
[0048]
The cold-rolled steel sheet obtained by the method of the present invention is appropriately subjected to surface treatment (hot galvanizing, alloying hot dip galvanizing, electroplating, organic coating, etc.) and press working, for example, automobiles, home appliances, Although used for steel structures, it has high workability and strength required especially in these applications.
[0049]
【Example】
Next, specific examples according to the present invention will be described below in comparison with comparative examples.
Steel having the chemical composition shown in Table 1 (material Nos. 1 to 3 ) is hot-rolled under the conditions shown in Table 2, cooled and wound up, and after pickling the hot-rolled sheet, the rolling reduction is 75%. Then, cold rolling and annealing (800 ° C. × 40 seconds) were performed, and the mechanical properties in the coil longitudinal direction and the coil width direction were examined. Table 3 shows variations in the average r value and elongation at break in the longitudinal direction of the coil and variations in the average r value and elongation at break in the coil width direction. The variation in the longitudinal direction of the coil indicates the variation in the sample taken from the top, middle, and bottom of the coil, and the variation in the coil width direction indicates the position having the largest variation in the width direction among the top, middle, and bottom of the coil. Shows the variation of the average r value and the elongation at break.
[0050]
Moreover, it hot-rolled on the conditions shown in Table 4, it cooled, the winding process was performed, and the mechanical property of the longitudinal direction and the width direction of a hot rolled sheet was investigated. Table 5 shows the average r value in the longitudinal direction and the width direction of the hot-rolled sheet and the variation in elongation at break. The notation is the same as in Table 3.
[0051]
As is apparent from Tables 3 and 5, the steel sheet produced according to the present invention has an average r value, a high level of elongation at break, a small variation in mechanical properties in the coil, and press formability in the coil. And excellent uniformity.
[0052]
[Table 1]

[0053]
[Table 2]

[0054]
[Table 3]

[0055]
[Table 4]

[0056]
[Table 5]

[0057]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, manufacturing of cold-rolled steel sheets for press working, which is suitable for uses such as an outer plate of an automobile, is excellent in press formability such as deep drawability and has little fluctuation in press formability. A method can be provided, which provides industrially useful effects. The steel plate according to the present invention is not limited to automobiles, but can be used for applications requiring deep drawability such as industrial equipment, household appliances (such as various frame materials for televisions) and enamels.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between fluctuations in mechanical properties in the coil longitudinal and width directions and hot rolling finishing temperature.

Claims (5)

重量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、さらにＴｉを０．０１〜０．２０％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼で形成されたスラブを、連続鋳造まま、または冷却後所定温度に加熱した後、粗圧延機によって２５ｍｍ以上８５ｍｍ以下に粗圧延し、下記に示す粗バー圧下率が８５％以上になるような仕上げ圧延パス・スケジュールにし、かつ、その粗バーを連続熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際して、仕上げ最終スタンドにおける温度が前記粗バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延し、かつ、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％以上の時には、以下に示す有効圧下率が３０％以上、または、前記仕上げ圧延の最終スタンドでの圧下率が１０％未満の時には、以下に示す有効圧下率が３５％以上になるように圧下スケジュールを設定し、引き続くランナウトでの冷却を仕上げ圧延終了後１．５秒以内に開始し、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、７２０℃以下の温度で巻き取り、得られた熱延鋼帯に対して酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、調質圧延を施すことを特徴とするプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。
ただし、
粗バー圧下率＝｛（粗バー厚み−熱延板厚み）／粗バー厚み｝×１００
有効圧下率 ＝最終スタンドの圧下率＋最終１段前スタンドの圧下率＋１／３
×最終２段手前スタンドの圧下率In weight%, C: 0.02% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 2.5% or less, P: 0.10% or less, S: 0.05% or less, O: 0.01 % Or less, sol. Al: 0.01 to 0.10% contained, and further Ti containing 0.01 to 0.20% , and the slab formed of steel composed of the balance Fe and inevitable impurities is continuously cast or cooled. Then, after heating to a predetermined temperature, rough rolling is performed to 25 mm or more and 85 mm or less by a roughing mill, and a final rolling pass / schedule is set so that the rough bar rolling reduction shown below is 85% or more, and the rough bar is continuously formed. When performing finish rolling with a hot finish rolling mill, rolling is performed so that the temperature in the finishing final stand is in the range of Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. from the front end portion to the rear end portion of the rough bar, and the finishing is performed. When the rolling reduction at the final stand of rolling is 10% or more, the effective rolling reduction shown below is 30% or more, or the rolling reduction at the final stand of finish rolling is less than 10%. Occasionally, the rolling reduction schedule is set so that the effective rolling reduction shown below is 35% or more, and the subsequent run-out cooling is started within 1.5 seconds after finishing rolling, and the average cooling from the finishing temperature to 750 ° C. Cooling at a rate of 20 ° C./sec or more, then winding at a temperature of 720 ° C. or less, and subjecting the obtained hot-rolled steel strip to pickling, cold rolling, final annealing, and temper rolling A method for producing a high workability cold-rolled steel sheet having excellent press formability and little fluctuation in press formability.
However,
Coarse bar rolling ratio = {(coarse bar thickness−hot rolled plate thickness) / coarse bar thickness} × 100
Effective reduction ratio = reduction ratio of the last stand + reduction ratio of the stand one stage before the last + 1/3
× Rolling ratio of the last two-stage stand 前記粗バーを連続熱間仕上げ圧延機によって仕上げ圧延するに際して、仕上げ圧延機の入り側、または、仕上げ圧延機のスタンド間に誘導加熱装置を設け、その誘導加熱装置によって前記仕上げ圧延機により圧延される前記粗バーを加熱することによりその温度を調整し、前記仕上げ最終スタンドにおける温度が前記粗バーの先端部から後端部に至るまでＡｒ_３〜Ａｒ_３＋５０℃の範囲となるように圧延することを特徴とする請求項１に記載のプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。When the rough bar is finish-rolled by a continuous hot finish rolling mill, an induction heating device is provided on the entrance side of the finish rolling mill or between the stands of the finish rolling mill, and is rolled by the finish rolling mill by the induction heating device. The temperature is adjusted by heating the rough bar, and rolling is performed so that the temperature in the finishing final stand is in the range of Ar ₃ to Ar ₃ + 50 ° C. from the front end to the rear end of the rough bar. The method for producing a high workability cold-rolled steel sheet according to claim 1, which is excellent in press formability and has little fluctuation in press formability. 前記連続熱間仕上げ圧延機のスタンド間または、仕上げ圧延の前工程にて前記粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱装置により加熱することを特徴とする請求項１または請求項２に前記のプレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。  The press according to claim 1 or 2, wherein the width direction edge portion of the rough bar is heated by an induction heating device between the stands of the continuous hot finish rolling mill or in a pre-process of finish rolling. A method for producing a high workability cold-rolled steel sheet having excellent formability and little fluctuation in press formability. 前記仕上げ圧延で圧延される前記粗バーの圧延速度を、前記粗バーの先端部が前記仕上げ圧延機に入ってから加速し、その後一定速、または一定速圧延後加速、または加速圧延することを特徴とする、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。  The rolling speed of the rough bar rolled in the finish rolling is accelerated after the end of the rough bar enters the finish rolling mill, and then accelerated at a constant speed, or after a constant speed rolling, or accelerated rolling. The method for producing a high workability cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, which is characterized by being excellent in press formability and having little variation in press formability. ランナウトでの冷却を仕上げ圧延終了後１．０秒以内に開始し、仕上げ温度〜７５０℃までの平均冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形性の変動が少ない、高加工性冷延鋼板の製造方法。  5. The runout cooling is started within 1.0 seconds after finishing rolling and cooling is performed at an average cooling rate from the finishing temperature to 750 ° C. at 100 ° C./sec or more. The manufacturing method of the high workability cold-rolled steel plate of any one of these which is excellent in press-formability, and there are few fluctuations in press-formability.

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