JPH04143228A - 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、プレス加工時に肌荒れ、２次加工割れか発生
せず、とりわけ延性、深絞り性のよい加工性に優れた冷
延鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、自動車産業界ではプレス工程の合理化や寸法精度
の向上などを目的に、従来、複数のプレス部品を溶接組
立していたものを一体部品として一回のプレスで成形し
ようとの動きかあり、プレス時に変形部への材料流入か
制限されやすい一体成形に適した素材として、延性や深
絞り性に優れた冷延鋼板の要望か高まっている。また、
ボディーのデザインや部品レイアウトの自由度を高める
上でも、加工性に優れた鋼板か強く求められている。

こうした要求を満足する超深絞り用鋼板として、鋼中Ｃ
量を５０１）Ｉ）［０以下に低減した極低炭素鋼にＴ１
なとの強力な炭窒化物形成元素を添加した鋼板が知られ
ている。例えば、特公昭４４−１８０６６号、特公昭４
９−３１８４４号なとかある。しかし、これらの鋼板は
、鋼中の固溶Ｃ，Ｎか炭窒化物形成元素によって完全に
析出物として固定されており、固溶Ｃ１Ｎによる粒界強
化作用が期待できず、厳しいプレス加工を受けた後の２
次加工時に縦割れと称される脆性的な割れか発生する場
合がある。

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
効であるか、上記特公昭６０−４６１６６号の方法では
ＴＩＣを溶解するに足る８５０℃以上の高温域で焼鈍す
る必要があり、焼鈍炉内での板破断発生の危険性が極め
て高くなるという問題か生じる。同時に高温焼鈍のため
熱エネルギーコスト的にも不利である。また、冷却速度
についても１０’Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度はミスト冷
却や水冷ロール冷却なとの冷却設備を有する連続焼鈍炉
では１００’Ｃ／ｓｅｃ程度の冷却速度を容易に達成す
るにもかかわらず、極低炭素鋼の２次加工脆性の問題か
起こっていることから有効な解決方法とは考えられない
。

一方、成分的にＢを添加したり、添加する炭窒化物形成
元素の量を調整することにより、２次加工脆性の発生を
防止する方法も提案されている。

特開昭５７−３５６６２号などは、Ｔｉ添加極低炭素鋼
に微量のＢを添加したものであるか、この場合は固溶Ｂ
の効果により２次加工脆性の発生は防止できるものの、
同時に固溶Ｂが深絞り性を劣化させるという問題かある
。

特開昭５９−３１８２７号はＴｉ、　Ｎｂを複合添加し
、その添加量をＣとＮ量に応じて調整し、焼付硬化性を
得るに必要な固溶Ｃ量を鋼中に残すことを特徴とする極
低炭素鋼の製造方法である。しかし、この方法はＮ量に
応じてＴｉ量を、また、Ｃ量に応してＮｂ量を調整する
ため、製鋼での溶製作業か非常に複雑になるだけでなく
、Ｎｂ添加鋼のため結晶粒か細かく、また、鋼中に炭窒
化物か多量に析出することにより、加工性に悪影響を及
ぼす危険性が高いという欠点かある。

（発明か解決しようとする課題） 以上述べたように、従来技術の冷延鋼板では高度な加工
性に問題かあり、また、その製造方法においても溶製時
、焼鈍時等に種々の問題かある。

本発明は、ＢやＮｂなとの加工性に悪影響を及ぼす危険
性の高い元素の添加を避け、耐２次加工脆性に優れた延
性、深絞り性のよい加工性に優れた冷延鋼板の製造方法
を提供することを目的とする。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、耐２次加工脆性に優れた延性、深絞り性
のよい加工性に優れた冷延鋼板を実現するために鋭意研
究を行い、その結果、極低炭素鋼中のＮをＴｉで固定し
、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を速め、
その後、高圧下率て冷開圧延を行い、さらに、昇温速度
を速めた連続焼鈍を行うことによって、加工性に優れた
冷延鋼板を実現し得るという知見を得て本発明に至った
ものである。

その要旨は、 Ｃ：０．００１５％以下、 Ｍｒ＋：０．２０％以下、 Ａｌ：０．０３０〜０．１００　　％、Ｎ：０．００３
％以下、 本含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を
、Ａｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了し、その後５０
℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で冷却し、６５０″Ｃ以上の
温度で巻取り、さらに、脱スケール処理後、６０％以上
の圧下率て冷開圧延を行い、その後再結晶温度以上Ａｒ
３点以上の温度まで５℃／ｓｅｃ〜５０℃／ｓｅｃの昇
温速度で加熱する連続焼鈍を行う加工性に優れた冷延鋼
板の製造方法である。

（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Ｔ１添加量の影響について調査した。

第１図はｒ値とＴｉ添加量との関係を示す図で、同図か
ら明らかなように、Ｔｉ添加量を低減することによりｒ
値は低下するか、Ｃ量か低い場合にはＴｉ添加量か低減
しても、２．０以上のｒ値を確保でき、例えば、Ｃ量か
１０ｐｐｍの場合には、Ｔｉ添加量を０、００６％まで
低減しても２．３のｒ値か得られた。

なお、調査に用いた鋼板は、Ｃ，Ｔｉ以外の成分はＳｉ
　：０．０１％、Ｍｎ：０．１０％、Ｐ：０．００７％
、Ｓ：０．００５％、Ａｌ二０．０４０％、Ｎ：０．０
０２８％であり、通常の熱間圧延、冷間圧延、８３０℃
の連続焼鈍により製造している。

また、第１図でｒ値か２．０以上のものについて、絞り
比２．５で４０ｍｍφ円筒カップを深絞り成形し一６０
℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポンチにて押し拡げ
試験をしたところ、Ｃ量が１０ｐｐｍでＴｉ添加量か０
．００６％、０．００１２％のもの（図中◎印）だけか
脆性破壊を起こさなかった。

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　％、Ａｔ
　：０．０５５％、Ｎ：０．００２５％の極低炭素鋼を
ベースとし、Ｔｉ添加量を種々に変えた鋼を真空溶製し
、通常の熱間圧延、冷間圧延を行い、８３０℃の連続焼
鈍後の材質について調査した。その結果を第２図に示す
。

第２図はＴｉ添加量とｒ値および伸びとの関係を示す図
で、同図から明らかなように、Ｔｉ添加量か多くなると
伸びかわずかではあるが減少することがわかる。これら
の鋼板について鋼中の析出物の観察を行ったところ、Ｔ
ｉ量０．０１０％の鋼板には凝固段階で析出したと考え
られる粗大なＴｉＮの他に、鋼中に微細なＴ１の化合物
が認められ、これが延性に悪影響を及ぼしたと考えられ
る。

一方、低Ｔｉ領域での材質への悪影響はｒ値に対して顕
著であり、熱延巻取り温度が低いために固溶状態で残存
したＮか深絞り性に育利な（１１１）集合組織の発達を
抑制し、また、固溶Ｎは焼鈍時に微細なＡＩＮとして析
出することにより延性にも悪影響を及ぼすと考える。高
温巻取りによりＮを熱延段階でＡＩＮとして析出させて
も、ＡＩＮはＴｉＮより微細であるかため延性は若干低
下したものである。

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か、これに類似の
成分組成の鋼として、 ■日本鉄鋼協会講演論文集　材料とプロセスＶｏ１．１
（１９８８）　Ｎｏ、　６　Ｐ、　１７２５　　微量Ｔ
ｉ添加極低炭素鋼板の性能 ■住友金属技報　Ｖｏｌ、４１（１９８９）　Ｎｏ、２
　Ｐ、４９　　塗装焼付硬化のメカニズム ■特開昭５３−１３７０２１号公報 で明らかになっているか、これらは、Ｃ量およびＮ量と
Ｔｌ量との関係について厳密に検討されておらず、それ
か故に、材料特性か悪く、本発明の目標とする冷延鋼板
としての板厚０．８ｍｌ１１で、ｒ値２゜０以上、伸び
５０％以上を達成していない。すなわち、本発明にした
がいＣＳＮ、Ｔｉ量の厳密な規定の基にはじめて最高級
の深絞り性および延性と２次加工脆性の両立を達成でき
るのである。

また、特公平２−４６５７号にも同様の成分組成の鋼に
ついて明らかにされているが、同公報においては、添加
した合金元素を本発明のごとくＮの完全析出固定による
無害化に用いるのではなく、主として、固溶状態で存在
させることによる組織改善を狙いとしており、技術思想
的に大きな違いかある。さらに、同公報は結晶粒径調整
に対して何ら積極的な手段を講じていない。すなわち、
本発明に関して述へてきたような極低炭素鋼板は、通常
の製造方法ではＣか著しく低いために結晶粒成長速度が
極めて速いため、焼鈍後結晶粒か粗大化し、プレス加工
時に肌荒れを引き起こす場合がある本発明では、この肌
荒れに対して、成分組成ではなく熱延−冷延一連続焼鈍
の一連の製造プロセスを最適に制御することで加工性の
著しい劣化かなく、結晶粒の微細化を達成している。す
なわち、熱間仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度を
速め、熱延鋼板の結晶粒を著しく細かくし、高圧下率の
冷開圧延を行うことにより焼鈍後の製品の深絞り性にと
って好ましい方位をもった再結晶粒が核生成しやすい状
態にしておき、連続焼鈍の昇温速度を速めることで再結
晶核の核生成頻度を高め、微細でかつ深絞り性を損なわ
ない鋼組織を達成するのである。

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か焼鈍後の結晶粒径およ
び深絞り性に及ぼす影響を調査した結果を示したもので
ある。なお、調査した冷延鋼板は、Ｃ：０．００１０％
、Ｓｉ　＋０．０１％、Ｍｎ：０．１１％、Ｐ：０．０
０４％、Ｓ：０．００５％、Ａｔ　：０．０５７％、Ｔ
ｉ　：０．００５％、Ｎ：０．００１７％の成分からな
る鋼片を熱間圧延し、６０℃／ｓｅｅの速度で冷却し、
６８０℃の温度で巻取り、その後、８３％の圧下率で冷
開圧延を実施したものである。同図から明らかなように
、結晶粒径は昇温速度か速くなると細かくなるか、一方
、深絞り性とよく対応する（２２２）／（２００）面強
度比は昇温速度か３０〜ｂ る。また、昇温速度か遅い場合は深絞り性は良好である
が、昇温速度か遅いために高温での滞留時間か長くなり
結晶粒か粗大化する。さらに、生産性の点からち昇温速
度か遅い場合は不利である。

以下に、上記調査結果を基にして本発明の化学成分およ
び製造条件の限定理由について説明するＣは、本発明に
おいては炭窒化物形成元素によって析出固定せず、固溶
状態で鋼中に存在させて粒界強化に寄与させるが、０．
００１５％を超えると深絞り性か著しく劣化する。した
がって、Ｃ添加量は０．００１５％以下とする。

Ｍｎは、深絞り性を劣化させるので極力少ない方かよく
、その上限を０．２０％とする。しかし、本発明におい
てはＴｉをＮの当量以下しか添加しないため、ＳをＴｉ
の硫化物として析出固定できない。このため、Ｓによる
熱間脆性を防止するためにはＭｎによりＳをＭｎＳとし
て析出させ、Ｓの悪影響を無害化する必要がある。した
がって、Ｍｎ添加量としてはＭｎ／Ｓ比で少なくとも１
０以上にしておくことか望ましい。

Ａｔは、脱酸するために必要な元素であり、通常０．０
１０％以上の添加が必要となる。しかし、本発明におい
ては、Ｔｉで析出固定できずに固溶状態で存在するＮを
熱延段階で完全にＡＩＮとして析出させる必要があり、
そのために、通常の添加量より多めの０．０３０％以上
とする。しかし、過剰に添加してもコストが上昇するば
かりか、鋼板が硬化するので上限を０．１００％とする
。したがって、ＡＩ添加量は０．０３０〜０．１００％
の範囲とする。

Ｎは熱延段階でＴｉＮあるいはＡＩＮとして完全に析出
物にして無害化するか、含育量が多いとＴｉ添加量が増
大し、コスト的にも不利になるばかりか窒化物析出量が
増大し加工性を劣化するので、０゜００３％以下とする
。

、ＴＩは、本発明においてはＮを固定するのに必要にし
て十分な量を添加する必要かあり、その範囲をＮ量との
関係て、 とする。

質劣化を最小限にするためＮの大部分をＡＩＮとして析
出させる必要か生じるが、延性、深絞り性の劣化は避け
られない。本発明においては熱延での高温巻取りを実施
するため、熱延段階で少なくともＮをＡＩＮとして析出
させることは可能であるが、溶鋼凝固から鋼片加熱段階
で析出するＴｉＮと異なりＡＩＮは巻取り温度により析
出状態に大きな差か生じ、コイル長手方向あるいは幅方
向での材質のバラツキとなって表れやすい。

一方、Ｔ１添加量がＮの当量以上の場合には、余剰のＴ
ｉが微細な炭化物、硫化物を形成することにより延性に
悪影響を及ぼすので好ましくない。

以上、本発明の成分組成の限定理由について説明したか
、次に、本発明の製造条件の限定理由について説明する
。

まず、製鋼法については、成分組成か上記成分組成の限
定範囲内であれば、転炉、電気炉のいずれによってもよ
く、特に限定を要しない。ただしＣを０．００１５％以
下にまで低減する必要上、溶鋼は真空脱ガス処理を実施
するのか有効である。また、ＰやＳなとの元素を低減す
るために溶銑予備処理や溶鋼処理を実施することは何ら
本発明を損なうものではない。

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Ａｒｚ点以下になると、冷延焼鈍後
の深絞り性に悪影響を及ぼす集合組織か熱延板で形成さ
れてしまうので避けるべきである。

熱間圧延終了後は、５０℃／ｓｅｅ以上の冷却速度で、
速やかに冷却し、結晶粒の粗大化を防止しなけれ］よな
らない。熱延板の結晶粒をできるだけ微細化することに
より冷延焼鈍後の深絞り性の向上、また、プレス加工時
の肌荒れの防止を図ることかできる。冷却は通常ランア
ウトテーブル上でのラミナー冷却によって行われるが、
設備が巨大になりすぎるので、冷却速度の上限としては
２００℃／ｓｅＣ程度である。

巻取り温度は、本発明においては重要である。

すなわち、Ｎ当量以下のＴｉＬか添加してないため、固
溶状態で存在するＮを無害化するために高温巻取りを行
いＡＩでＮを固定してＡＩＮとして析出固定する必要か
あり、このため、巻取り温度は６５０℃以上とする。し
かし、あまり巻取り温度が高すぎるとスケールの生成量
か増大し、脱スケール性か著しく低下するだけでなく、
高温で保持されることにより結晶粒が粗大化する危険性
が高くなるので、巻取り温度は７５０℃を上限とするの
か好ましい。

冷間圧延の圧下率は、冷延焼鈍後の深絞り性に大きく影
響し、高ｒ値を確保するためには、６０％以上の圧下を
必要とする。上限は特に定めないか冷間圧延機の能力な
どから判断して９０％程度である。

冷間圧延後の連続焼鈍は優れた加工性を得るため、再結
晶温度以上で実施するか、ＡＣｚ点を超える温度域に加
熱されると結晶粒か著しく粗大化するので避けるべきで
ある。なお、均熱時間は１ｓｅｃ以上保持するのか好ま
しいか、あまり長時間保持すると結晶粒か粗大化し、ま
た、生産性の観点からも３ｍ１ｎ以内とするのか望まし
い。

焼鈍の昇温速度は重要で、対象か結晶粒か粗大化しゃす
い極低炭素鋼であるため、てきるだけ急速加熱して細粒
化するのかよいか、あまり速すぎると深絞り性の低下か
著しいので、昇温速度の上限は５０℃／ｓｅｅとする。

また、昇温速度の下限は生産性の観点から５℃／ｓｅｅ
とする。したかって、昇温速度は５℃／ｓｅｃ〜５０℃
／ｓｅｃの昇温速度の範囲に限定する。

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、必要に応して調質圧延を施してもよいか
、延性の観点からは極力圧下率を低くすることか好まし
い。

（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
す化学成分を育する鋼片を第２表に示す圧延条件および
焼鈍条件で板厚０．８ｍｍに仕上げたものである。その
後０．５％の調質圧延をおこなった。これらの鋼板から
試験片を採取し、引張試験および耐２次加工性の調査の
ために深絞りカップ押し拡げ試験を行った。耐２次加工
性の調査は絞り比２．５で４０ｍｍφ円笥カップに深絞
り成形し、６０℃の低温槽中てカップロ部を円錐台ポン
チによって押し拡げ、脆性破壊の発生の有無を調べた。

同時にカップ成形後の表面性状を調査し肌荒れの発生に
ついても調査した。その結果を第３表に示す。

（以下余白） 第３表から明らかなように、本発明法によるＮＯ１〜３
は５０％以上の高い伸びと２．０以上の優れたｒ値を有
し、深絞りカップ押し拡げ試験においても脆性破壊を起
こさなかった。

一方、成分は本発明範囲内であっても、熱間圧延仕上が
り後の冷却速度が遅いＮ０１４は深絞りカ・ノブ成形後
に肌荒れか認められ、また、巻取り温度の低いＮ０１５
はｒ値が１．９と低い。成分組成か本発明範囲から外れ
るＮ００６．８．９はｒ値と伸びか低（、Ｔｉ量が過剰
なＮｏ、　７およびＰ量が過剰なＮｏ、　１０では、深
絞りカップ押し拡げ試験において、脆性的に割れが発生
した。

（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１１添加量との関係を、第２図はＴｉ添
加量とｒ値および伸びとの関係を、第３図は連続焼鈍時
の昇温速度と焼鈍後の結晶粒径および深絞り性との関係
を示す図である。 特許出願人　株式会社　神戸製鋼所 代　理　人　弁理士　　金欠　章− 第１図 Ｔｉ量加 量（＋／ｌ） 第２図 ｏ、ｏｏｓ ｏ、ｏｉ。 ０．０１５ ０．０２０ Ｔｉ添 加 量（ｏ／、） 第３図 ７゜ 補正の対象 手続補正書（自発） 平成　２年１１月　６日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００１５％以下、 Ｍｎ：０．２０％以下、 Ａｌ：０．０３０〜０．１００％、 Ｎ：０．００３％以下、 Ｔｉ１／２×４８／１４Ｎ≦Ｔｉ≦４８／１４Ｎを含有
   し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、Ａｒ
   ＿３点以上の温度で熱間圧延を終了し、その後５０℃／
   ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、６５０℃以上の温度で
   巻取り、さらに、脱スケール処理後、６０％以上の圧下
   率で冷間圧延を行い、その後再結晶温度以上Ａｃ＿３点
   以下の温度まで５℃／ｓｅｃ〜５０℃／ｓｅｃの昇温速
   度で加熱する連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性に
   優れた冷延鋼板の製造方法。