JPH0625753A - 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0625753A JPH0625753A JP17726292A JP17726292A JPH0625753A JP H0625753 A JPH0625753 A JP H0625753A JP 17726292 A JP17726292 A JP 17726292A JP 17726292 A JP17726292 A JP 17726292A JP H0625753 A JPH0625753 A JP H0625753A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、再結晶温度の上昇を招くことな
く、また、極めて短時間の連続焼鈍で優れた深絞り性を
有する冷延鋼板の製造を可能にするものである。 【構成】 極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以
上を添加し、さらに必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ及びＷのうち１種以上を添加し、Ａｒ3変態点以上の
温度で仕上熱延を行なった後巻取り、酸洗、冷間圧延
後、３００℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、保定するこ
となく冷却する連続焼鈍を行なうことで、従来の連続焼
鈍工程を大幅に短縮化し、しかも優れた深絞り性を有す
る冷延鋼板を製造することができる。
く、また、極めて短時間の連続焼鈍で優れた深絞り性を
有する冷延鋼板の製造を可能にするものである。 【構成】 極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ及びＶのうち１種以
上を添加し、さらに必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ及びＷのうち１種以上を添加し、Ａｒ3変態点以上の
温度で仕上熱延を行なった後巻取り、酸洗、冷間圧延
後、３００℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、保定するこ
となく冷却する連続焼鈍を行なうことで、従来の連続焼
鈍工程を大幅に短縮化し、しかも優れた深絞り性を有す
る冷延鋼板を製造することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】自動車パネル用鋼板には、市場で
の高級化嗜好による車体デザインの多様化とプラスチッ
ク材料の自動車部品への台頭により、プレス成形性とし
てますます厳しい形状への加工特性、とくに優れた深絞
り性が要求されている。したがって、この加工特性を満
足することが必須条件となるが、こうした特性を満足さ
せるには極低炭素鋼、いわゆる１Ｆ鋼での対応が余儀な
くされる。一方、設備的には、連続焼鈍工程の大幅な短
縮化が推進される趨勢にある。これを実現するために
は、急速加熱技術が有力な手段となる。本発明は、急速
加熱技術を利用した、優れた深絞り性を有する冷延鋼板
の製造方法に関するものである。
の高級化嗜好による車体デザインの多様化とプラスチッ
ク材料の自動車部品への台頭により、プレス成形性とし
てますます厳しい形状への加工特性、とくに優れた深絞
り性が要求されている。したがって、この加工特性を満
足することが必須条件となるが、こうした特性を満足さ
せるには極低炭素鋼、いわゆる１Ｆ鋼での対応が余儀な
くされる。一方、設備的には、連続焼鈍工程の大幅な短
縮化が推進される趨勢にある。これを実現するために
は、急速加熱技術が有力な手段となる。本発明は、急速
加熱技術を利用した、優れた深絞り性を有する冷延鋼板
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、１Ｆ鋼でＣ及びＮの固定のた
めに添加されるＴｉ、Ｎｂ及びＶ、あるいは固溶強化を
目的に添加される元素は、連続焼鈍における再結晶温度
を上昇させ、コストの上昇が余儀なくされる。本発明
は、ＴｉやＮｂ等の元素や固溶強化元素を添加しても再
結晶温度を上昇させることがなく、優れた深絞り性を有
する冷延鋼板の製造方法に関するものである。また、こ
れまでに添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、しかも極めて短時間で連続焼鈍を実施する方法を開
示したものは見あたらない。
めに添加されるＴｉ、Ｎｂ及びＶ、あるいは固溶強化を
目的に添加される元素は、連続焼鈍における再結晶温度
を上昇させ、コストの上昇が余儀なくされる。本発明
は、ＴｉやＮｂ等の元素や固溶強化元素を添加しても再
結晶温度を上昇させることがなく、優れた深絞り性を有
する冷延鋼板の製造方法に関するものである。また、こ
れまでに添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、しかも極めて短時間で連続焼鈍を実施する方法を開
示したものは見あたらない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、添加元素に
よる再結晶温度の上昇を招くことなく、しかも短時間の
連続焼鈍において深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法
を提供することを目的としてなされた。
よる再結晶温度の上昇を招くことなく、しかも短時間の
連続焼鈍において深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法
を提供することを目的としてなされた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記実情
に鑑み鋭意検討した結果、連続焼鈍における加熱速度を
急速化することにより、添加元素による再結晶温度の上
昇を招くことなく深絞り性の優れた冷延鋼板を製造する
方法を見いだしたのである。図１及び図２に、本発明の
確立に至った実験結果を示す。本実験では、表１に示す
ような成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３鋼
種（Ａ、Ｂ、Ｃ）と、Ａ鋼をベースとしてＮｂ量を種々
変化させた鋼（Ｄ〜Ｈ）を用いた。これらの成分を有す
るスラブを９１０℃で仕上圧延を行い、４ｍｍの熱延板
とし、酸洗後、８０％の冷間圧延を施した。連続焼鈍は
図３に示すようなヒートサイクルで加熱速度及び焼鈍温
度を種々変化させ、再結晶挙動を調査した。
に鑑み鋭意検討した結果、連続焼鈍における加熱速度を
急速化することにより、添加元素による再結晶温度の上
昇を招くことなく深絞り性の優れた冷延鋼板を製造する
方法を見いだしたのである。図１及び図２に、本発明の
確立に至った実験結果を示す。本実験では、表１に示す
ような成分と残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３鋼
種（Ａ、Ｂ、Ｃ）と、Ａ鋼をベースとしてＮｂ量を種々
変化させた鋼（Ｄ〜Ｈ）を用いた。これらの成分を有す
るスラブを９１０℃で仕上圧延を行い、４ｍｍの熱延板
とし、酸洗後、８０％の冷間圧延を施した。連続焼鈍は
図３に示すようなヒートサイクルで加熱速度及び焼鈍温
度を種々変化させ、再結晶挙動を調査した。
【０００５】すなわち、連続焼鈍において加熱速度を３
００℃／ｓ以上とした場合には、図１に示すようにＢ及
びＣ鋼ともＡ鋼とほぼ同じような再結晶挙動を示すと同
時に、添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、また、いずれの成分においても極めて短時間で再結
晶が完了することを見いだしたのである。こうした現象
が生じる原因は明確ではないが、転位と溶質元素との相
互作用に起因するものと考えられる。つまり、緩やかに
加熱する場合には、回復過程で転位が溶質元素に固着さ
れるのに十分な時間があるため、一般的には、溶質元素
の添加量が増加するにつれ再結晶が遅れて再結晶温度が
上昇するとされているが、３００℃／ｓ以上の加熱速度
で加熱した場合には、非常に短時間で高温域まで加熱さ
れるため、前述したような転位と溶質元素と溶質元素と
の固着現象が起こらずに再結晶が開始し、再結晶温度の
上昇が認められなくなったものと推察される。つまり、
加熱速度を３００℃／ｓ以上とした場合に特有の現象を
見いだしたのである。しかし、こうした現象も図２に示
すようにＮｂ等の添加量が０．１％以上になると現れな
くなる。
００℃／ｓ以上とした場合には、図１に示すようにＢ及
びＣ鋼ともＡ鋼とほぼ同じような再結晶挙動を示すと同
時に、添加元素による再結晶温度の上昇を招くことな
く、また、いずれの成分においても極めて短時間で再結
晶が完了することを見いだしたのである。こうした現象
が生じる原因は明確ではないが、転位と溶質元素との相
互作用に起因するものと考えられる。つまり、緩やかに
加熱する場合には、回復過程で転位が溶質元素に固着さ
れるのに十分な時間があるため、一般的には、溶質元素
の添加量が増加するにつれ再結晶が遅れて再結晶温度が
上昇するとされているが、３００℃／ｓ以上の加熱速度
で加熱した場合には、非常に短時間で高温域まで加熱さ
れるため、前述したような転位と溶質元素と溶質元素と
の固着現象が起こらずに再結晶が開始し、再結晶温度の
上昇が認められなくなったものと推察される。つまり、
加熱速度を３００℃／ｓ以上とした場合に特有の現象を
見いだしたのである。しかし、こうした現象も図２に示
すようにＮｂ等の添加量が０．１％以上になると現れな
くなる。
【０００６】つまり、本発明は次のように構成したもの
である。 （１） 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１
５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
のうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１
４）％以上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとし
た後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点以上の
温度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で
冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度で３００℃／
ｓ以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定
することなく冷却し、さらに調質圧延を行うことを特徴
とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。
である。 （１） 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１
５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
のうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１
４）％以上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとし
た後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点以上の
温度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で
冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度で３００℃／
ｓ以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定
することなく冷却し、さらに調質圧延を行うことを特徴
とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００７】（２） 重量％で、Ｃ：０．００５０％以
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下の範囲で含み、Ｂ：
０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラ
ブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点
以上の温度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の
方法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度で３０
０℃／ｓ以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱
後保定することなく冷却し、さらに調質圧延を行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下の範囲で含み、Ｂ：
０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラ
ブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点
以上の温度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の
方法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度で３０
０℃／ｓ以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱
後保定することなく冷却し、さらに調質圧延を行うこと
を特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００８】（３） 重量％で、Ｃ：０．００５０％以
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜
１％の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素か
らなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるい
は鋳造後直ちにＡｒ3変態点以上の温度で仕上圧延を終
了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した
後、連続焼鈍で加熱速度で３００℃／ｓ以上とし、７５
０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷却
し、さらに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の
優れた冷延鋼板の製造方法。
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜
１％の範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素か
らなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるい
は鋳造後直ちにＡｒ3変態点以上の温度で仕上圧延を終
了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した
後、連続焼鈍で加熱速度で３００℃／ｓ以上とし、７５
０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷却
し、さらに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の
優れた冷延鋼板の製造方法。
【０００９】（４） 重量％で、Ｃ：０．００５０％以
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜
１％の範囲で含み、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からな
る鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにＡｒ3変態点以上の温度で仕上圧延を終了し
て巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連
続焼鈍で加熱速度で３００℃／ｓ以上とし、７５０〜９
５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷却し、さ
らに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の優れた
冷延鋼板の製造方法。
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１
２＋Ｎ／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜
１％の範囲で含み、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からな
る鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにＡｒ3変態点以上の温度で仕上圧延を終了し
て巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連
続焼鈍で加熱速度で３００℃／ｓ以上とし、７５０〜９
５０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷却し、さ
らに調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の優れた
冷延鋼板の製造方法。
【００１０】まず、本発明における化学成分の限定理由
について述べる。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。Ｓｉは、鋼を高強度化す
る場合に添加されるが、過度の添加は溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにもその添
加量は少ない方が良く、上限を１．０％とした。Ｍｎも
鋼の高強度化に有効であるが、過剰の添加は鋼の硬質化
によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念される。そのため２．
０％を上限とした。しかし、無添加では熱延時に熱間脆
性割れを招くため、０．０１％以上とした方が良い。
について述べる。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。Ｓｉは、鋼を高強度化す
る場合に添加されるが、過度の添加は溶接性を劣化させ
る。また、メッキの密着性を良好とするためにもその添
加量は少ない方が良く、上限を１．０％とした。Ｍｎも
鋼の高強度化に有効であるが、過剰の添加は鋼の硬質化
によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念される。そのため２．
０％を上限とした。しかし、無添加では熱延時に熱間脆
性割れを招くため、０．０１％以上とした方が良い。
【００１１】Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎに比べて固溶強化能の大
きな元素であるとともに、添加による延性及び深絞り性
の劣化が少ない元素であるために、成形性を確保しつつ
強度を上昇させるのに重要な元素である。本発明におい
ても高強度化を目的とする場合には添加されるが、過度
の添加はＰの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くた
め、上限を０．１５％とした。Ｓは、過剰に添加される
と熱間割れを招くため、０．０１５％以下とするが、脱
硫コストの問題から０．００３％以上が好ましい。Ａｌ
は、鋼の脱酸のために必要であり、０．０１％以上必要
である。一方、過剰の添加はコストアップになるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は０．１％
とする。
きな元素であるとともに、添加による延性及び深絞り性
の劣化が少ない元素であるために、成形性を確保しつつ
強度を上昇させるのに重要な元素である。本発明におい
ても高強度化を目的とする場合には添加されるが、過度
の添加はＰの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くた
め、上限を０．１５％とした。Ｓは、過剰に添加される
と熱間割れを招くため、０．０１５％以下とするが、脱
硫コストの問題から０．００３％以上が好ましい。Ａｌ
は、鋼の脱酸のために必要であり、０．０１％以上必要
である。一方、過剰の添加はコストアップになるととも
に鋼中に介在物を残すことになるため、上限は０．１％
とする。
【００１２】Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、時効性を確保するため
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ、Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるとともに、前述したように再結晶温度に及ぼす加熱
速度の効果がなくなるので、０．１％を上限とする。Ｂ
は、二次加工性向上のために添加する。本発明の場合、
粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、二次加工性をさ
らに向上させるためには添加するが、０．０００１％未
満ではその効果がなく、また、過剰の添加は鋼を硬質化
し、加工性が劣化するとともに二次加工性向上効果が飽
和するため、上限を０．００５０％とする。
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ、Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるとともに、前述したように再結晶温度に及ぼす加熱
速度の効果がなくなるので、０．１％を上限とする。Ｂ
は、二次加工性向上のために添加する。本発明の場合、
粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、二次加工性をさ
らに向上させるためには添加するが、０．０００１％未
満ではその効果がなく、また、過剰の添加は鋼を硬質化
し、加工性が劣化するとともに二次加工性向上効果が飽
和するため、上限を０．００５０％とする。
【００１３】Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗは、耐食性の
向上及び高強度化を目的に添加するが、これらの１種以
上の合計が０．０５％未満では充分な効果が得られず、
過度の添加は耐食性向上効果が飽和するばかりでなく、
加熱速度の再結晶温度上昇抑制効果がなくなるので、１
％を上限とする。なお、本発明ではとくに規定しない
が、Ｃａ、Ｚｒ、Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさし
つかえない。
向上及び高強度化を目的に添加するが、これらの１種以
上の合計が０．０５％未満では充分な効果が得られず、
過度の添加は耐食性向上効果が飽和するばかりでなく、
加熱速度の再結晶温度上昇抑制効果がなくなるので、１
％を上限とする。なお、本発明ではとくに規定しない
が、Ｃａ、Ｚｒ、Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさし
つかえない。
【００１４】
【表１】
【００１５】次に、本発明に従う製造方法について説明
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱あるいは再加熱
なしに熱延を行なうが、Ａｒ3変態点より低い温度で仕
上熱延されると熱延板段階で集合組織が発進し、冷延・
焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ／／〈１１１〉方位の
発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3変態点以上と
する。その後通常の方法で巻取るが、とくに巻取温度は
規定されるものではなく、熱延板での固溶Ｃ及びＮ量の
低減と酸洗性を考慮して６００℃以上８００℃未満が好
ましい。連続焼鈍における加熱速度は、本発明において
最も重要な因子の１つである。すなわち、３００℃／ｓ
未満の加熱速度では添加元素による再結晶温度の上昇を
招くことがあるため好ましくない。
する。上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造に
てスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱あるいは再加熱
なしに熱延を行なうが、Ａｒ3変態点より低い温度で仕
上熱延されると熱延板段階で集合組織が発進し、冷延・
焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ／／〈１１１〉方位の
発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3変態点以上と
する。その後通常の方法で巻取るが、とくに巻取温度は
規定されるものではなく、熱延板での固溶Ｃ及びＮ量の
低減と酸洗性を考慮して６００℃以上８００℃未満が好
ましい。連続焼鈍における加熱速度は、本発明において
最も重要な因子の１つである。すなわち、３００℃／ｓ
未満の加熱速度では添加元素による再結晶温度の上昇を
招くことがあるため好ましくない。
【００１６】また、焼鈍温度としては短時間で再結晶が
完了する温度以上が必要となる。つまり、７５０℃未満
では深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が
達成されない。また、９５０℃を超えて焼鈍を行うと製
品板の結晶粒径が粗大化して肌あれの原因となったり、
成分によってはγ（オーステナイト）域での焼鈍とな
り、集合組織がランダム化するため好ましくない。な
お、焼鈍温度での保定は本発明における効果を損なうも
のではなく、また、連続焼鈍における冷却速度はとくに
規定されるものではないが、短時間で焼鈍を実施するた
めには保定を行わず、かつ冷却速度も速い方が好まし
い。また、加熱及び冷却方法についてはとくに規定しな
いが、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法としては
気水冷却及びガス冷却等で行なうのが有効となる。
完了する温度以上が必要となる。つまり、７５０℃未満
では深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が
達成されない。また、９５０℃を超えて焼鈍を行うと製
品板の結晶粒径が粗大化して肌あれの原因となったり、
成分によってはγ（オーステナイト）域での焼鈍とな
り、集合組織がランダム化するため好ましくない。な
お、焼鈍温度での保定は本発明における効果を損なうも
のではなく、また、連続焼鈍における冷却速度はとくに
規定されるものではないが、短時間で焼鈍を実施するた
めには保定を行わず、かつ冷却速度も速い方が好まし
い。また、加熱及び冷却方法についてはとくに規定しな
いが、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法としては
気水冷却及びガス冷却等で行なうのが有効となる。
【００１７】
実施例１ Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：
０．０２８％、Ｎｂ：０．０２１％、Ｎ：０．００３０
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、６５
０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧延
を施した後、表２に示すような条件で図３に示すヒート
サイクルで通電加熱及び気水冷却により連続焼鈍を行
い、さらに１％の調質圧延を施した。その後材質調査と
してＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験片に加工し、同２
２４１記載の試験方法にしたがって、引張試験を行っ
た。表３に結果をまとめて示す。本発明の範囲に従った
Ｎｏ．４、５、６、７では、２．０以上の高いｒ値を有
し、深絞り性に優れる。Ｎｏ．１、２、３は、加熱速度
が本発明の範囲から低くはずれたため、急速加熱による
再結晶温度の低下がなく、再結晶及び粒成長が不十分で
ｒ値が低い。また、Ｎｏ．８は、焼鈍温度が本発明の範
囲から高くはずれたため、成分系から推定するとオース
テナイト域での焼鈍と考えられ、集合組織がランダムと
なりｒ値が低い。
５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：
０．０２８％、Ｎｂ：０．０２１％、Ｎ：０．００３０
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、６５
０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧延
を施した後、表２に示すような条件で図３に示すヒート
サイクルで通電加熱及び気水冷却により連続焼鈍を行
い、さらに１％の調質圧延を施した。その後材質調査と
してＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験片に加工し、同２
２４１記載の試験方法にしたがって、引張試験を行っ
た。表３に結果をまとめて示す。本発明の範囲に従った
Ｎｏ．４、５、６、７では、２．０以上の高いｒ値を有
し、深絞り性に優れる。Ｎｏ．１、２、３は、加熱速度
が本発明の範囲から低くはずれたため、急速加熱による
再結晶温度の低下がなく、再結晶及び粒成長が不十分で
ｒ値が低い。また、Ｎｏ．８は、焼鈍温度が本発明の範
囲から高くはずれたため、成分系から推定するとオース
テナイト域での焼鈍と考えられ、集合組織がランダムと
なりｒ値が低い。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】実施例２ 表４に示す種々の組成の鋼を、それぞれ転炉にして溶製
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ３点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、続いて酸洗後、８５％の冷間圧延を施し、続く連
続焼鈍は通電加熱及び気水冷却により図３に示すヒート
サイクルで、焼鈍条件は本発明の範囲とし、加熱速度：
１０００℃／ｓ、焼鈍温度：８５０℃、冷却速度：５０
０℃／ｓとした。さらに、１％の調質圧延を施した。そ
の後材質調査として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験
片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって、
引張試験を行った。また、二次加工性については図４に
示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比２．０
で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール中に浸
し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡げ脆性
破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とした。
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ３点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、続いて酸洗後、８５％の冷間圧延を施し、続く連
続焼鈍は通電加熱及び気水冷却により図３に示すヒート
サイクルで、焼鈍条件は本発明の範囲とし、加熱速度：
１０００℃／ｓ、焼鈍温度：８５０℃、冷却速度：５０
０℃／ｓとした。さらに、１％の調質圧延を施した。そ
の後材質調査として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１，５号試験
片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって、
引張試験を行った。また、二次加工性については図４に
示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比２．０
で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール中に浸
し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡げ脆性
破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とした。
【００２１】
【表４】
【００２２】表５に結果をまとめて示す。本発明方法に
従ったＡ〜Ｈ鋼では１．９以上の優れた深絞り性が得ら
れている。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＩ鋼では、炭窒化
物が多く形成されるため冷延・焼鈍後の粒成長性が悪
く、ＮＤ／／〈１１１〉方位が発達せずｒ値が低いと同
時に、Ｅｌも低い。また、Ｍｎ及びＰ量が高くはずれた
Ｋ及びＬ鋼では、硬質化しＹＰが高いばかりでなく、ｒ
値及びＥｌとも低い。また、Ｌ鋼はＰ量が高すぎるため
Ｂが添加されているにもかかわらず、二次加工性が劣化
する。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの添加量が高くはずれたＪ鋼で
は、固溶状態で残存するものが多いばかりでなく、急速
加熱焼鈍による再結晶温度の低下効果がないため粒成長
性が悪く、ｒ値が低い。
従ったＡ〜Ｈ鋼では１．９以上の優れた深絞り性が得ら
れている。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＩ鋼では、炭窒化
物が多く形成されるため冷延・焼鈍後の粒成長性が悪
く、ＮＤ／／〈１１１〉方位が発達せずｒ値が低いと同
時に、Ｅｌも低い。また、Ｍｎ及びＰ量が高くはずれた
Ｋ及びＬ鋼では、硬質化しＹＰが高いばかりでなく、ｒ
値及びＥｌとも低い。また、Ｌ鋼はＰ量が高すぎるため
Ｂが添加されているにもかかわらず、二次加工性が劣化
する。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの添加量が高くはずれたＪ鋼で
は、固溶状態で残存するものが多いばかりでなく、急速
加熱焼鈍による再結晶温度の低下効果がないため粒成長
性が悪く、ｒ値が低い。
【００２３】
【表５】
【００２４】
【発明の効果】本発明は、従来にみられたような合金元
素添加による再結晶温度の上昇がなく、かつ、深絞り性
の優れた冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものであ
る。この発明により従来工程に比べて製造コストを大幅
に削減して深絞り性の優れた冷延鋼板を提供することが
できる。
素添加による再結晶温度の上昇がなく、かつ、深絞り性
の優れた冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものであ
る。この発明により従来工程に比べて製造コストを大幅
に削減して深絞り性の優れた冷延鋼板を提供することが
できる。
【図１】加熱速度の本発明の範囲を示す図、
【図２】Ｎｂの本発明の範囲を示す図、
【図３】連続焼鈍におけるヒートサイクルを示す図、
【図４】本発明で用いた二次加工性を調査するための試
験方法を示す図である。
験方法を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）％以上０．１％以下の範囲で含み、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブ
とした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点以
上の温度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の方
法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度を３００
℃／ｓ以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱後
保定することなく冷却し、さらに調質圧延を行うことを
特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）％以上０．１％以下の範囲で含み、Ｂ：０．０
００１〜０．００５０以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした
後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡｒ3変態点以上の温
度で仕上圧延を終了して巻取り、酸洗後通常の方法で冷
間圧延を施した後、連続焼鈍で加熱速度で３００℃／ｓ
以上とし、７５０〜９５０℃の温度域まで加熱後保定す
ることなく冷却し、さらに調質圧延を行うことを特徴と
する深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜１％の
範囲で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる
鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造
後直ちにＡｒ3変態点以上の温度で仕上圧延を終了して
巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連続
焼鈍で加熱速度を３００℃／ｓ以上とし、７５０〜９５
０℃の温度域まで加熱後保定することなく冷却し、さら
に調質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の優れた冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：
０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０
１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖのうち１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ
／１４）％以上０．１％以下、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を合計で０．０５〜１％の
範囲で含み、Ｂ：０．０００１〜０．００５０以下を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連
続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ち
にＡｒ 3変態点以上の温度で仕上圧延を終了して巻取
り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍
で加熱速度で３００℃／ｓ以上とし、７５０〜９５０℃
の温度域まで加熱後保定することなく冷却し、さらに調
質圧延を行うことを特徴とする深絞り性の優れた冷延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17726292A JP2608508B2 (ja) | 1992-07-06 | 1992-07-06 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17726292A JP2608508B2 (ja) | 1992-07-06 | 1992-07-06 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0625753A true JPH0625753A (ja) | 1994-02-01 |
| JP2608508B2 JP2608508B2 (ja) | 1997-05-07 |
Family
ID=16027993
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17726292A Expired - Fee Related JP2608508B2 (ja) | 1992-07-06 | 1992-07-06 | 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2608508B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100372731B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-04-23 | 주식회사 포스코 | 열간직송압연법에의한고강도구조용박강판및그제조방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101775557B (zh) * | 2010-02-03 | 2014-06-25 | 江苏沙钢集团有限公司 | 低碳含硼软钢及其制备方法 |
-
1992
- 1992-07-06 JP JP17726292A patent/JP2608508B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100372731B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-04-23 | 주식회사 포스코 | 열간직송압연법에의한고강도구조용박강판및그제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2608508B2 (ja) | 1997-05-07 |
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