JPH07102344A - 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板 - Google Patents
深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板Info
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- JPH07102344A JPH07102344A JP5273126A JP27312693A JPH07102344A JP H07102344 A JPH07102344 A JP H07102344A JP 5273126 A JP5273126 A JP 5273126A JP 27312693 A JP27312693 A JP 27312693A JP H07102344 A JPH07102344 A JP H07102344A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 IF鋼において二律背反する特性である、深絞
り性と耐深絞り脆性とがバランスした冷延鋼板を効率よ
く、安定して量産する。 【構成】 C : 0.0030%未満、Mn:0.05〜0.20 %、Si:
0.05%以下、P :0.02% 以下、S :0.010%以下、sol.A
l:0.025 〜0.06% 、N :0.0030% 以下、Ti:0.02〜0.0
5% 未満、B :0.0003〜0.0010% を含有し、X =−ln
{( C / Ti* ) B }、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32)
S ≧0 で規定されるX が9.2 〜11.2を満足し、残部Feお
よび不可避不純物からなる成分組成を有する、深絞り性
と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼
板。
り性と耐深絞り脆性とがバランスした冷延鋼板を効率よ
く、安定して量産する。 【構成】 C : 0.0030%未満、Mn:0.05〜0.20 %、Si:
0.05%以下、P :0.02% 以下、S :0.010%以下、sol.A
l:0.025 〜0.06% 、N :0.0030% 以下、Ti:0.02〜0.0
5% 未満、B :0.0003〜0.0010% を含有し、X =−ln
{( C / Ti* ) B }、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32)
S ≧0 で規定されるX が9.2 〜11.2を満足し、残部Feお
よび不可避不純物からなる成分組成を有する、深絞り性
と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼
板。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、極低炭素鋼を素材と
し、極めて優れた、深絞り成形性と耐深絞り脆性とのバ
ランスを有する冷延鋼板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等にも応用し得るもの
である。
し、極めて優れた、深絞り成形性と耐深絞り脆性とのバ
ランスを有する冷延鋼板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、鋼中の炭素( 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(Interstitial Free) 鋼が、連続焼鈍
プロセスで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製造するための有力な素材とし
て一般化しつつある。
歩により、鋼中の炭素( 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(Interstitial Free) 鋼が、連続焼鈍
プロセスで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。しかし、Tiは酸化し易いため、連続鋳造時のノズル
閉塞およびTi酸化物によるスラブ表面欠陥発生の問題が
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。
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。しかし、Tiは酸化し易いため、連続鋳造時のノズル
閉塞およびTi酸化物によるスラブ表面欠陥発生の問題が
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。
【0004】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を単独あるいはTiとの複合添加した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。
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を単独あるいはTiとの複合添加した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。
【0005】上述したTi添加IF鋼およびNb添加IF鋼相互
の補完技術として、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と、0.010 〜
0.037wt.% のTiを、Nb>2.33C 、(48/14)(N −0.002)<
Ti<4 C +3.43N の条件にて添加するもので、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。
の補完技術として、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と、0.010 〜
0.037wt.% のTiを、Nb>2.33C 、(48/14)(N −0.002)<
Ti<4 C +3.43N の条件にて添加するもので、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。
【0006】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てい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。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。また、2
次加工性と表面処理性を考慮した鋼板が、特開昭59-140
333 号公報に、そして、絞り用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、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は
ない。
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てい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。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。また、2
次加工性と表面処理性を考慮した鋼板が、特開昭59-140
333 号公報に、そして、絞り用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、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は
ない。
【0007】
【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。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。しかし、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。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連続焼鈍冷延鋼板を提供するこ
とにある。
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。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。しかし、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。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連続焼鈍冷延鋼板を提供するこ
とにある。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明は、C 含有量が0.
0030wt.%未満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、最も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 〜0.05wt.%) 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 量で規定されるX ( =−ln{(C/Ti*) B})の値を適
正範囲に規制することに特徴を有し、このような化学成
分組成によって初めて目的を達成することができあるも
のであり、詳しくは下記のとおりである。
0030wt.%未満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、最も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 〜0.05wt.%) 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 量で規定されるX ( =−ln{(C/Ti*) B})の値を適
正範囲に規制することに特徴を有し、このような化学成
分組成によって初めて目的を達成することができあるも
のであり、詳しくは下記のとおりである。
【0009】この発明の、深絞り性と耐深絞り脆性との
バランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板は、C :0.0030wt.%
未満、Mn:0.05〜0.20wt.%、Si:0.05wt.%以下、P :0.
02wt.%以下、S :0.010 wt.%以下、sol.Al:0.025 〜0.
06wt.%、N :0.0030 wt.% 以下、Ti:0.02〜0.05wt.%未
満、B :0.0003〜0.0010wt.%、を含有し、且つ、下記
(1) 、(2) 式、 X =−ln{( C / Ti* ) B } ─────────(1) 但し、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ──(2) で規定されるX の値が9.2 〜11.2の範囲を満足し、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
することに特徴を有するものである。
バランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板は、C :0.0030wt.%
未満、Mn:0.05〜0.20wt.%、Si:0.05wt.%以下、P :0.
02wt.%以下、S :0.010 wt.%以下、sol.Al:0.025 〜0.
06wt.%、N :0.0030 wt.% 以下、Ti:0.02〜0.05wt.%未
満、B :0.0003〜0.0010wt.%、を含有し、且つ、下記
(1) 、(2) 式、 X =−ln{( C / Ti* ) B } ─────────(1) 但し、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ──(2) で規定されるX の値が9.2 〜11.2の範囲を満足し、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
することに特徴を有するものである。
【0010】
【作用】本発明において最も重要な構成要件は、0.0030
wt.%未満のC 含有量の極低炭素鋼に、0.02〜0.05wt.%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、その化学成分組成について前記
(1) および(2) 式で算出されるX の値を、9.2 〜11.2の
範囲内に限定する点にあり、これによって、深絞り性と
耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板が
得られる。
wt.%未満のC 含有量の極低炭素鋼に、0.02〜0.05wt.%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、その化学成分組成について前記
(1) および(2) 式で算出されるX の値を、9.2 〜11.2の
範囲内に限定する点にあり、これによって、深絞り性と
耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板が
得られる。
【0011】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が、同
時に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が原因となることから、Tiの含有
量を制限する。スラブの表面欠陥は、Tiの添加量の増加
に伴って悪化する。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。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−ル欠陥は
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の欠陥を皆無とする
ことを目標として、Ti含有量の上限を0.05wt.%未満とす
る。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 に関しては、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.
02〜0.05wt.%未満の範囲内に限定すべきである。
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が、同
時に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が原因となることから、Tiの含有
量を制限する。スラブの表面欠陥は、Tiの添加量の増加
に伴って悪化する。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。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−ル欠陥は
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の欠陥を皆無とする
ことを目標として、Ti含有量の上限を0.05wt.%未満とす
る。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 に関しては、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.
02〜0.05wt.%未満の範囲内に限定すべきである。
【0012】(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0.02〜0.05wt.%未満の範
囲内で固定できるC の含有量の上限値を、0.0030wt.%未
満に限定する。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。
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0.02〜0.05wt.%未満の範
囲内で固定できるC の含有量の上限値を、0.0030wt.%未
満に限定する。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。
【0013】(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、0.05〜0.20w
t.%の範囲内に限定すべきである。
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、0.05〜0.20w
t.%の範囲内に限定すべきである。
【0014】(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。
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。
【0015】(6) S :S は、Tiと硫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。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0.010
wt.%以下に限定すべきである。
によってTi*(=Ti−(48/14) 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0.010
wt.%以下に限定すべきである。
【0016】(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。
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。
【0017】(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。
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。
【0018】(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化とのバランスが、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。図3 は、Ti、B 添加IF鋼において、rmin /T
thを、X [ =−ln{(C/Ti*) B] で整理したグラフであ
る。同図から明らかなように、rmin /Tth≧0.015 と
なるのは、X の値が9.2 〜11.2の範囲内のときである。
従って、本発明においては、Ti添加をベ−スとして、B
の含有量を3 〜10ppmの範囲内に限定し、更に、X [ =
−ln{(C/Ti*) B ] が9.2 〜11.2の範囲内になるように
限定すべきである。
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化とのバランスが、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。図3 は、Ti、B 添加IF鋼において、rmin /T
thを、X [ =−ln{(C/Ti*) B] で整理したグラフであ
る。同図から明らかなように、rmin /Tth≧0.015 と
なるのは、X の値が9.2 〜11.2の範囲内のときである。
従って、本発明においては、Ti添加をベ−スとして、B
の含有量を3 〜10ppmの範囲内に限定し、更に、X [ =
−ln{(C/Ti*) B ] が9.2 〜11.2の範囲内になるように
限定すべきである。
【0019】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
る。その場合、焼鈍温度が再結晶温度以上であれば、本
発明鋼の特性を発揮させることができるが、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。なお、本発明で開示した鋼板は、連続焼鈍後に
各種の電気メッキ処理工程、有機被覆工程あるいは冷延
鋼板を連続溶融亜鉛メッキ工程にて防錆性の優れた鋼板
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。
には、連続焼鈍プロセスにて焼鈍することが必須であ
る。その場合、焼鈍温度が再結晶温度以上であれば、本
発明鋼の特性を発揮させることができるが、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。なお、本発明で開示した鋼板は、連続焼鈍後に
各種の電気メッキ処理工程、有機被覆工程あるいは冷延
鋼板を連続溶融亜鉛メッキ工程にて防錆性の優れた鋼板
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。
【0020】
【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
有する本発明鋼No.1〜8 、および、表2 に示す本発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較鋼No.1〜20の連続鋳
造鋳片を、1200℃に加熱した後、粗圧延で厚さ36mmに圧
延し、次いで、仕上げ温度を890 〜920 ℃の範囲内の条
件で熱間圧延を行い、厚さ3.2 mmの鋼板とした。このよ
うにして得られた熱延鋼帯を620 ℃で巻き取った。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帯を製造した。前記連続焼鈍冷延鋼
帯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、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( T
th) を測定すると共に、rmin / Tthを求めて、表3 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。〇は欠陥発生なし、△は軽度の欠陥発生、×は
欠陥発生を表す。
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
有する本発明鋼No.1〜8 、および、表2 に示す本発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較鋼No.1〜20の連続鋳
造鋳片を、1200℃に加熱した後、粗圧延で厚さ36mmに圧
延し、次いで、仕上げ温度を890 〜920 ℃の範囲内の条
件で熱間圧延を行い、厚さ3.2 mmの鋼板とした。このよ
うにして得られた熱延鋼帯を620 ℃で巻き取った。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帯を製造した。前記連続焼鈍冷延鋼
帯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、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( T
th) を測定すると共に、rmin / Tthを求めて、表3 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。〇は欠陥発生なし、△は軽度の欠陥発生、×は
欠陥発生を表す。
【0021】
【表1】
【0022】
【表2】
【0023】
【表3】
【0024】表1 、2 および3 から明らかなように、本
発明の範囲外の化学成分組成を有する比較鋼No.7〜9 、
11、17および18から製造した冷延鋼板は、rmin が2.0
以上と高く深絞り性が優れていたが、Tthが153 〜223K
と高温であって耐深絞り脆性が劣化し、また、比較鋼N
o.1〜6 、12〜16、19および20から製造した冷延鋼板
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1.98以下と低く深絞り性が劣化し、
従って、No.10 を除くすべての比較鋼のrmin / Tthの
値は低く( 0.015 以下) 、深絞り性と耐深絞り脆性との
バランスが劣化した。なお、比較鋼No.10 から製造した
冷延鋼板は、rmin 、Tthおよびrmin / Tth共に優れ
ているが、スラブに軽度の表面欠陥が発生した。
発明の範囲外の化学成分組成を有する比較鋼No.7〜9 、
11、17および18から製造した冷延鋼板は、rmin が2.0
以上と高く深絞り性が優れていたが、Tthが153 〜223K
と高温であって耐深絞り脆性が劣化し、また、比較鋼N
o.1〜6 、12〜16、19および20から製造した冷延鋼板
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1.98以下と低く深絞り性が劣化し、
従って、No.10 を除くすべての比較鋼のrmin / Tthの
値は低く( 0.015 以下) 、深絞り性と耐深絞り脆性との
バランスが劣化した。なお、比較鋼No.10 から製造した
冷延鋼板は、rmin 、Tthおよびrmin / Tth共に優れ
ているが、スラブに軽度の表面欠陥が発生した。
【0025】これに対して、本発明の範囲内の化学成分
組成を有する本発明鋼No.1〜8 から製造した冷延鋼板は
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、133 K 以下と低温であって、耐深絞り脆
性が優れており、しかも、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、スラブの表面には欠陥が発生せず良好であ
った。
組成を有する本発明鋼No.1〜8 から製造した冷延鋼板は
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、133 K 以下と低温であって、耐深絞り脆
性が優れており、しかも、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、スラブの表面には欠陥が発生せず良好であ
った。
【0026】(実施例2)表1 に示した本発明鋼No.1〜3
、5 〜8 、および、表 2に示した比較鋼No.7〜10およ
び17〜20の連続鋳造鋳片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36mmに圧延した後、
実施例1 と同じく、仕上げ厚さを3.2 mm、仕上げ温度を
870 〜910 ℃の範囲内の条件で熱間圧延を行い、このよ
うにして得られた熱延鋼帯を660 ℃で巻き取った。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帯を製造した。前記連続焼鈍冷延鋼
帯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、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( T
th) を測定すると共に、rmin / Tthを求めて、表4 に
示した。なお、スラブ表面のピンホ−ル欠陥の発生密度
( 指標) について表4 に併記した。
、5 〜8 、および、表 2に示した比較鋼No.7〜10およ
び17〜20の連続鋳造鋳片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36mmに圧延した後、
実施例1 と同じく、仕上げ厚さを3.2 mm、仕上げ温度を
870 〜910 ℃の範囲内の条件で熱間圧延を行い、このよ
うにして得られた熱延鋼帯を660 ℃で巻き取った。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帯を製造した。前記連続焼鈍冷延鋼
帯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、絶対温度で表した深絞り脆化臨界温度( T
th) を測定すると共に、rmin / Tthを求めて、表4 に
示した。なお、スラブ表面のピンホ−ル欠陥の発生密度
( 指標) について表4 に併記した。
【0027】
【表4】
【0028】表1 、2 および4 から明らかなように、連
続鋳造鋳片に対して、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、本発明の範囲外
の化学成分を有する鋼から製造した冷延鋼板は、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、本発明の範囲内の化学成分組成を
有する鋼から製造した冷延鋼板は、深絞り性および耐深
絞り脆性がすぐれており、しかも、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−ル欠陥が発生せず、スラブ表面は良好であっ
た。
続鋳造鋳片に対して、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、本発明の範囲外
の化学成分を有する鋼から製造した冷延鋼板は、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、本発明の範囲内の化学成分組成を
有する鋼から製造した冷延鋼板は、深絞り性および耐深
絞り脆性がすぐれており、しかも、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−ル欠陥が発生せず、スラブ表面は良好であっ
た。
【0029】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明において
は、極低C 鋼をベ−スとして、TiおよびB 等を適正量含
有する化学成分組成の鋼を開発し、B およびTiの複合添
加によりIF鋼を改善したので、IF鋼における相反する特
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
連続焼鈍冷延鋼板を、安価に、効率よく、そして、安定
して量産することができる、工業上有用な効果が得られ
る。
は、極低C 鋼をベ−スとして、TiおよびB 等を適正量含
有する化学成分組成の鋼を開発し、B およびTiの複合添
加によりIF鋼を改善したので、IF鋼における相反する特
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
連続焼鈍冷延鋼板を、安価に、効率よく、そして、安定
して量産することができる、工業上有用な効果が得られ
る。
【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。
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(rmin)
と、絶対温度で評価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。
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、絶対温度で評価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。
【図3】Ti、B 添加IF鋼において、rmin /Tthを、鋼
中の化学成分組成によって決まる値X [ =−ln{(C/Ti
*)B、但し、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ]
で整理したグラフである。
中の化学成分組成によって決まる値X [ =−ln{(C/Ti
*)B、但し、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ]
で整理したグラフである。
Claims (1)
- 【請求項1】 炭素(C) : 0.0030wt.% 未満、 マンガン(Mn) : 0.05 〜0.20 wt.% 、 シリコン(Si) : 0.05 wt.% 以下、 燐(P) : 0.02 wt.% 以下、 硫黄(S) : 0.010 wt.% 以下、 可溶アルミ(sol.Al) : 0.025 〜0.06 wt.% 、 窒素(N) : 0.0030 wt.%以下、 チタン(Ti) : 0.02 〜0.05 wt.% 未満、 ボロン(B) : 0.0003 〜0.0010 wt.% 、 を含有し、且つ、下記(1) および(2) 式、 X =−ln{( C / Ti* ) B }─────────(1) 但し、Ti* =Ti−(48/14) N −(48/32) S ≧0 ──(2) で規定されるX の値が9.2 〜11.2の範囲を満足し、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
ランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27312693A JP2864966B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板 |
CN94190734A CN1043905C (zh) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | 连续退火冷轧薄钢板及其制法 |
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 |
PCT/JP1994/001663 WO1995009931A1 (fr) | 1993-10-05 | 1994-10-05 | Tole d'acier laminee a froid et recuite en continu |
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 |
KR1019950702040A KR0165929B1 (en) | 1993-10-05 | 1995-05-19 | Continuously annealed and cold rolled steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27312693A JP2864966B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07102344A true JPH07102344A (ja) | 1995-04-18 |
JP2864966B2 JP2864966B2 (ja) | 1999-03-08 |
Family
ID=17523494
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP27312693A Expired - Lifetime JP2864966B2 (ja) | 1993-10-05 | 1993-10-05 | 深絞り性と耐深絞り脆性とのバランスの優れた連続焼鈍冷延鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2864966B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103706646A (zh) * | 2013-12-18 | 2014-04-09 | 首钢总公司 | 一种无间隙原子钢连退薄板的平整工艺优化方法 |
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 |
CN106282795A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-01-04 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高强无间隙原子钢带及其热轧生产方法 |
CN114525449A (zh) * | 2022-01-28 | 2022-05-24 | 包头钢铁(集团)有限责任公司 | 一种冷轧深冲用dc04汽车钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN106498139B (zh) * | 2016-11-22 | 2018-11-09 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种生产if钢的工艺方法及装置 |
-
1993
- 1993-10-05 JP JP27312693A patent/JP2864966B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103706646A (zh) * | 2013-12-18 | 2014-04-09 | 首钢总公司 | 一种无间隙原子钢连退薄板的平整工艺优化方法 |
CN103706646B (zh) * | 2013-12-18 | 2015-10-28 | 首钢总公司 | 一种无间隙原子钢连退薄板的平整工艺优化方法 |
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 |
CN106282795A (zh) * | 2016-08-30 | 2017-01-04 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高强无间隙原子钢带及其热轧生产方法 |
CN114525449A (zh) * | 2022-01-28 | 2022-05-24 | 包头钢铁(集团)有限责任公司 | 一种冷轧深冲用dc04汽车钢板及其制造方法 |
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---|---|
JP2864966B2 (ja) | 1999-03-08 |
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