JPS62139823A - 深絞り用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、耐常温歪時効性、耐２次加工脆性および耐肌
荒れ性が良好で、かつ、絞り性の指数であるｒ値の面内
異方性が小さい、深絞り用冷延鋼板の安価な製造方法に
関するものである。

（従来の技術） 従来、深絞り用冷延鋼板は、低炭素アルミキルド鋼を箱
焼鈍して製造していた。ところが近年、深絞り用冷延鋼
板にも生産性向上等のために連続焼鈍法が広く用いられ
るようになり、それに伴って、従来材の低炭素アルミキ
ルド鋼では必要な材料特性が容易には得られないと言う
問題が生じてきた。

このような問題に対処すべく、従来にあっても、極低炭
素鋼にＴｉやＺｒのような炭窒化物形成元素を添加した
材料が数多くＲ案されている。

例えば、特公昭４４−１８０６６号公報にはＴｉ添加−
深絞り用冷延鋼板の製造法が開示されている。これは、
Ｃ：　０．００１〜０．０２０％としたうえでＴｉ　０
．２〜０．５、かつＴｉ≧４ｘＣの量のＴｉを添加する
ことにより鋼中の炭素・窒素を全て炭窒化物として固定
した、いわゆるインタースティシャル・フリー（ｒｎｔ
ｅｒｓｔｉｔｉａｌ−Ｆｒｅｅ）鋼に関するもので、下
記のような長所がみられる。

（ｉ）深絞り用冷延鋼板が安定して製造できる。

（１１）固溶炭素・固溶窒素が残留しないので、低炭素
鋼では常に問題になる常温ひずみ時効が生じない。

しかし、その反面、次のような短所もみられる。

（１）鋼中の炭素・窒素を完全に炭窒化物として固定す
るために、常にＴｉが過剰になるように添加しなければ
ならず、製造コストが高い。

（２）固溶炭素による結晶粒界の強化効果がないため、
２次加工脆性を生じやすくなる。

（３）　Ｔｉの添加量が増すのに伴って再結晶温度が高
くなり、焼鈍温度も高くなり、熱エネルギー・コストが
大きくなる。また、高温焼鈍を行うと、ヒート・バック
リングや、焼鈍炉内のハースロールの表面に酸化物等が
付着して生じるロールすり傷の発生が多くなり、生産性
が著しく劣化する。

上記（２）の短所に対しては、Ｂを添加して粒界を強化
する方法が特開昭５７−３５６６２号公報等により開示
されている。また上記（３）の短所に対しては、連続鋳
造の引き抜き速度や熱間圧延条件等を制御することによ
り再結晶温度を低下せしめる方法が特公昭５８−５７４
９０号公報等により開示されている。

しかし、いずれにしろ、上記１１１の短所は解消されて
いない。

このような状況において、Ｔｉの添加量を少なくすると
再結晶温度が低下することに注目し、Ｃ０１０２０％以
下とするとともにＴｉ　Ｏ，００５〜０．０８％であっ
てかつＴｉとＣとの重量％の比が４未満になるようにＴ
ｉ添加量を調整した極低炭素−Ｔｉ添加鋼を素材として
用いた、プレス成形用冷延鋼板の製造法が、特開昭５３
−１３７０２１号公報により開示されている。しかしな
がら、絞り性の指数であるｒ値ならびに全伸びも深絞り
用としては不十分なものしか得られていない。これは、
この製造法が単にＴｉ／Ｃを４未満に限定しただけであ
るため、添加されたＴｉの大部分が酸化物や硫化物にな
ってしまうで、実際には、鋼中に多量の固溶炭素が存在
するため、焼鈍後に良い特性が得られないものと考えら
れる。

また熱間圧延時の粒成長も考慮せず、５５０〜７００℃
と高温巻取りを行っている。

これに対して、特開昭５９−６７３２２号公報は、極低
炭素−Ｔｉ添加鋼のスラブを低温で均熱し熱間圧延する
とＴｉｌとＣ量の関係ではなく　、Ｔｉｆｆ１と（Ｎ＋
５）ｆｆｉの関係で深絞り性が決定されるとの考え方に
もとづいた深絞り用冷延鋼板の製造法が開示している。

しかし、この製造法ではスラブを１１００℃以下で均熱
しなければならず、スラブ加熱時の温度むらが顕著にな
り、その後の熱間圧延等の条件がスラブの部位によって
異なり、製品特性のコイル内変動の原因となり、品質管
理上好ましくない。

また、特開昭６０−９８３０号公報より開示された製造
法においては、酸化物や硫化物となってしまうＴｉを考
慮に入れ、鋼中窒素を窒化物として固定するのに足りる
だけのＴｉを添加する。しかし、固溶炭素が多いとｒ値
が高くとも、ｒ値の鋼板面内での異方性が大きく、絞り
加工には好ましくない。

また、熱間圧延の諸条件の重要性について何ら認識して
いない。

Ｚｒを添加したものについても同様のことがあてはまる
。

（発明が解決しようとする問題点） したがって、本発明の目的とするところは、Ｔｉあるい
はＺｒの微量添加にもかかわらず、ｒ値の面内異方性が
小さい深絞り用冷延鋼板の安価な製造方法を提供するこ
とである。

さらに、本発明の別の目的は、耐常温歪時効性、耐２次
加工脆性および耐肌荒れ性が良好である深絞り用冷延鋼
板の安価な製造方法を提供することである。

（問題点を解決するための手段） ところで、ＩＦ系のＴｉ添加鋼を素材に用いると深絞り
性の良好な冷延鋼板を製造できる理由として、従来から
幾多の説が提案されてきている。これらはだいたい次の
２点に集約される。すなわち、深絞り性に好ましい再結
晶集合組織が発達するのは、（１）固溶Ｃ・固溶Ｎがな
い状態で冷間圧延・再結晶させるから、 （２）微細なＴｉの炭窒化物が存在する状態で、冷間圧
延・再加熱させるから の２つである。しかし、上記（１１に対しては、固溶Ｃ
・固溶Ｎのきわめて少ない純鉄では決して深絞り性に好
ましい再結晶集合組織が得られないし、また（２）に対
しては、熱延板に熱処理等を施して、析出物を粗大化さ
せると更に深絞り性が向上すると言う事実があり、これ
ら２つの説がまだまだ不完全なことを示している。

ここに、本発明者らは、いくつかの実験事実から、次の
ような推論に達した。つまり、深絞り性に好ましい再結
晶集合組織を得るには、（ｉ）熱延板すなわち冷間圧延
前の結晶粒径が十分少さいこと （１１）再結晶時の固溶Ｃ・固ｉ８Ｎが十分少ないこと （ｉｉｉ　）再結晶温度が低いこと の３つの条件を満たすことが必要である。ただし、（ｉ
ｉ　）と（ｉｉｉ　）の間には補完的な関係がある。つ
まり、再結晶温度が十分低ければ、固溶Ｃ・固溶Ｎがあ
っても、また逆に、固溶Ｃ・固溶Ｎが十分少なければ、
再結晶温度が高くても、深絞り性に好ましい再結晶集合
組織が得られる。

さて、製造コストを低減させるために、Ｔｉの添加量を
少なくしてゆくと、やがて、固溶Ｃが残存するようにな
る。またＴｉＯ量が減少すると析出物の量も減少し、再
結晶抑制効果が少なくなり、熱間圧延時の動的な再結晶
やその後の冷却の過程での粒成長が容易になり、熱間圧
延後の結晶粒径が大きくなる。また同時に、焼鈍時の再
結晶温度が低くなる。前記のごとく、固溶Ｃが存在する
状態で再結晶させても、再結晶温度が十分低ければ、深
絞り性に好ましい再結晶集合＆＋１織が発達する。

ここに、本発明者らは、この固溶Ｃ量と再結晶温度の低
下のバランスを検討した結果、鋼中の全Ｃ量および全Ｎ
量が各々、ｏ、ｏｏｓｏ重量％以下、０゜００７００７
％以下の範囲ならば、ＴｉあるいはＺｒの添加量の減少
に伴う、炭窒化物の減少による再結晶温度の低下が、固
溶Ｃの増加に見あうことを明らかにし、かつ、熱間圧延
条件および巻取条件を適切に規制することにより、細か
な結晶粒が得られることを見い出した。これにより、安
価でかつ遅時効性で、肌荒れの恐れがなく、ｒ値の面内
異方性の少ない深絞り用冷延鋼板を連続焼鈍法によって
ででも製造できることが判明した。

すなわち、本発明者らは、種々検討を続けたところ、Ｃ
固溶量が０．００１５％未満程度であれば「値、の面内
異方性も小さく、特に支障なく、その場合の結晶粒の粗
粒化も、熱間圧延時に低温大圧下を行うとともに熱間圧
延後も急冷、低温巻取りを行って粗粒化を抑制すること
により防止できることを見い出し、本発明を完成した。

よって、ここに、本発明は、広義には、鋼中に０．００
１５重量％以下の固溶炭素が存在するようにＴｉおよび
Ｚｒを添加し、スキッド・マーク　（スラブ加熱時の温
度むら）が生じないように１１００”Ｃ以上で鋼片を均
熱した後、熱間圧延を７００〜８８０　℃で仕上げると
ともに、仕上げ温度と仕上げ温度＋１ｏ。

℃の間の温度域において、粗熱間圧延後の板厚の３０％
以上を圧下し、熱間圧延完了後５℃／Ｓ以上で急冷し、
３００〜５５０℃で巻取り、結晶粒径の小さな熱延板を
得、次いでこれを素材として用いて冷間圧延を行う、連
続焼鈍法によってでも、遅時効性で、絞り加工時に肌荒
れの恐れがなく、かつｒ値の面内異方性の小さな深絞り
用冷延鋼板の製造方法である。

さらに特定的には、本発明の要旨とするところは、重量
％で、 Ｃ：　０．０００５〜０．００５０％、Ｍｎ：　０．０
１〜０．５０％、Ｓ　：　０．０１％以下、　　　Ｎ　
：　０．０００５〜０．００７０，６、酸可溶性＃　０
．０２％以下、 かつ酸化物および硫化物として含まれるものを除き、３
．４　　Ｘ　Ｎ　＋４（Ｃ−０，００１５）　　≦Ｔ　
ｉ　＋　−Ｚ　ｒ＜３．４　ＸＮ＋４Ｃの範囲でＴｉお
よびＺｒの少なくとも一方を含み、 残部鉄および不可避不純物 よりなる組成を有する鋼を、１１００℃以上の温度に均
熱して仕上げ温度７００〜８８０′Ｃで熱間圧延を行い
、かつ仕上げ温度＋１００℃以下の温度域で、粗熱間圧
延後の板厚の３０％以上を圧下し、熱間圧延完了後５℃
／Ｓ以上で３００〜５５０℃まで急冷し、そのまま３０
０〜５５０℃で巻取り、次いで、圧下率７０〜９５％で
冷間圧延し、６８０〜８５０℃で連続焼鈍することを特
徴とする、遅時効性の深絞り用冷延鋼板の製造方法であ
る。

なお、「粗熱間圧延」とは複数スタンドのタンデム熱間
圧延に先だち、鋼片を予め数十ミリ程度の厚さまで圧延
する熱間圧延を意味する。

また、上記鋼片は一般に連続鋳造により製造されたスラ
ブ鋳片であるが、その他造塊法により分塊圧延を経た鋼
片であってもよく、特に制限はない。

（作用） 次に、本発明における鋼板の成分を前記のように限定し
ている理由について説明する。なお、本明細書において
「％」は特にことわりがない限り、「重量％」である。

Ｃ： 鋼中に必然的に含有されるもので、０．０００５％未満
には、現在の製鋼技術では容易かつ安定してできない、
また、０．００５０％を超えると、ＴｉＣが多くなり再
結晶温度が過度に高くなってしまう。

好ましくは０．００１〜０．００３％である。

Ｍｎ＝ ＭｎはＳによる熱間脆性を防止するのにを効な元素であ
り、０．０１％以上含有させるのが好ましい。

しかし、０．５０％を超えると鋼が硬質化し延性が劣化
し、さらにｒ値も低下する。

Ｎ： Ｃと同様に鋼中に必然的に含有されるもので、ｏ、ｏｏ
ｏｓ％未溝には、現在の製鋼技術では容易かつ安定して
できない。また０、００７０％を超えると、添加するＴ
ｉおよびＺｒＯ量が増大し、製造コストが高くなる。好
ましくは０．００３０％以下におさえる。

酸可溶Ａｌ： 溶鋼を真空脱ガスした後、ＴｉおよびＺｒを添加するの
に際し、ＴｉおよびＺｒの歩留りを向上させるため、予
め脱酸のために添加するもので、微量でも存在すれば脱
酸が充分行われていることを示している。しかし０．０
２％を超えて添加することは、メリットがなく単にコス
トの上昇を意味する。

Ｓ： ＳはＭｎよりＴｉと結合する傾向が強く、Ｓ含有量の増
加はＴｉの添加量の増大を招くので、０．０１％以下と
する。

Ｔｉ５Ｚｒ： これらの元素は、同じような性質を示し、互いに置き換
えが可能なので、どちらか１種だけ添加しても、複合で
添加しても良い。しかし、酸化物、硫化物として鋼中に
含まれるものを除いて、３．４Ｎ　＋　４　（Ｃ−０，
００１５）≦Ｔｉ　＋−Ｚｒ＜３．４Ｎ＋４Ｃの範囲で
、添加されなければならない。なぜな％より少ないと、
鋼中に０．００１５％を超える固溶Ｃおよび固溶Ｎが存
在することになり、鋼板の遅時効性が確保できない。ま
た、（３，４Ｎ　＋４Ｃ）５以上になると、ＩＦ鋼にな
り、実質上すべてのＴｉ、Ｚｒが固定され、炭窒化物の
量が多くなり、それにともなって再結晶温度が高くなる
とともに、２次加工脆性も起こしやすくなる。

なお、Ｔｉ単独添加の場合、好ましくはＴｉ：０．０４
３８％以下、Ｚｒ単独添加のとき、好ましくは０．０８
３％以下である。

ここに、添付図面はＮ含有１０．００２０％のときに上
記関係式で示される領域、つまり本発明に係る組成領域
をグラフで示すものである。図中、斜線領域がそれであ
る。

なお、不純物としてのＰは通常の含存呈であれば害作用
を及ぼさないが、−Ｃには０．０２％以下に抑えるのが
好ましい。

本発明は、前述の通り、深絞り用冷延鋼板を製造するに
当り、前記鋼組成の鋼、例えば、連続鋳造スラブを１１
００℃以上に加熱し、仕上げ温度７００〜８８０℃で熱
間圧延を完了すると共に、この仕上げ温度と、仕上げ温
度＋１００℃との間の温度範囲で、粗熱間圧延後の板厚
の３０％以上を圧下し、更に、熱間圧延後、５℃／Ｓ以
上の冷却速度で３００〜５５０℃にまで急冷し、次いで
３００〜５５０℃の低温度で巻取ることを特徴としてい
る。これは、１１００℃未満で加熱すると、スラブに温
度むらが生じやすいためであり、また仕上げ温度を低く
し、かつ、低温域での圧下量を限定するのは、Ｔｉある
いはＺｒ含を量が少なくなって、熱間圧延中の動的再結
晶抑制効果が弱まったのを補うためで、これをはずれる
と熱間圧延後の結晶粒径が大きくなり。ｒ値の面内異方
性が大きくなる。更に、熱間圧延後の冷却速度を限定し
、巻取温度を低くしたのは、熱延後の冷却中の粒成長を
抑制するためである。このようなプロセスにより結晶粒
の細かな熱延板が得られる。

本発明では、巻取後さらに脱スケールし冷間圧延するが
冷間圧延するに当たって、圧下率は７０〜９５％とする
。これはこの範囲を外れると焼鈍時にｒ値改善に好まし
い再結晶集合Ｍｉ織が発達しないためである。

次に、かかる冷延材について６８０〜８５０℃で焼鈍す
るが、これは６８０℃未満では再結晶が完了するのに時
間がかかりすぎ、十分粒成長しないためであり、一方、
８５０℃を超えると、ヒートバックリングや、ハースロ
ールによるすり傷等の発生頻度が著しく高くなるからで
ある。

鋼板は焼鈍後調質圧延されてから、製品として出荷され
る。

次に本発明の実施例を示すが、これは単に本発明の例示
であって、これにより本発明が不当に制限されるもので
はない。

実施例 第１表に示す組成を有する鋼を、実験用真空溶解炉で溶
製した。これを３分割し、熱間加工により２０ＩＩＩＩ
１１厚のスラブとした。これを１２００℃に１時間加熱
後、仕上げ温度が７００〜８８０℃に入るように５パス
で４１厚に圧延した。ただし、最終２パスは、狙いの仕
上げ温度＋１００℃より冷えてから圧延し、各々の圧下
率をもとのスラブ厚の２０％、１５％とした。この熱間
圧延後ただちに水スプレー冷却により急冷しく連続鋳造
速度はぼ２〜ｂに相当）、種々の温度に保持した炉の中
に挿入し、３０分保持後、２０℃／ｈｒで冷却して巻取
のシュミレーションとした。

このようにして得た巻取材同等材を脱スケール後、０．
８ｍｍまで圧下率７８％で冷間圧延し、次いで加熱速度
１０℃／Ｓで；　７８０℃で１分間均熱してから冷却速
度１０℃／Ｓで連続焼鈍し、伸び率１．２％で調質圧延
を行った。

かかる供試材からＪＩＳ　５号引張試験片を作り、殿械
的性質および焼付硬化１（１１１１）を測定した。結果
を同じく第１表にまとめて示す。同表によれば比較例で
ある１ｋｌｏは、Ｃが多くかつｒｉ、、’ｚｒの添加量
が少ないため、固溶Ｃ呈が多（Ｂ１１が大きいし、降伏
点も高い。同じく比較例である阻１１〜１４は、熱間圧
延、巻取条件が不適切なため圧延方向に対し４５°方向
のｒ値が悪く、平均ｒ値もまた面内異方性も悪い。

なお、第１表中、「＊」印は本発明の範囲外であること
を示す。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、熱延板の結晶粒
径を十分小さくでき、固溶Ｃ量を０．００１５％未満に
まで許容できるため、Ｔｉ添加量を極力少なくできると
ともに、耐常温歪時効性および耐２次加工脆性のみられ
ない、かつｒ値面異方性の小さい安価な深絞り用冷延鋼
板が製造できるのである。

【図面の簡単な説明】

添付図面第１図は、酸化物、硫化物として含まれるもの
は除き、鋼中Ｎ含有量を０．００２０％としたときの 本発明の範囲内の（’ｒｉ＋　　　　Ｚｒ）ｆｆｉおよ
び（Ｊ７の許容範囲を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｎ：０．０１〜
   ０．５０％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜
   ０．００７０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２％以下、 かつ酸化物および硫化物として含まれるものを除き、３
   ．４×Ｎ＋４（Ｃ−０．００１５）≦Ｔｉ＋（４８／９
   ３）Ｚｒ＜３．４×Ｎ＋４Ｃの範囲でＴｉおよびＺｒの
   少なくとも一種を含み、 残部鉄および不可避不純物 よりなる組成を有する鋼を、１１００℃以上の温度に均
   熱して仕上げ温度７００〜８８０℃で熱間圧延を行い、
   かつ仕上げ温度＋１００℃以下の温度域で、粗熱間圧延
   後の板厚の３０％以上を圧下し、熱間圧延完了後５℃／
   Ｓ以上で３００〜５５０℃まで急冷し、そのまま３００
   〜５５０℃で巻取り、次いで、圧下率７０〜９５％で冷
   間圧延し、６８０〜８５０℃で連続焼鈍することを特徴
   とする、遅時効性の深絞り用冷延鋼板の製造方法。