JPS6240318A - Manufacture of cold rolled steel sheet having superior deep drawability - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To improve the deep drawability at a low operation cost by directly hot rolling a dead soft steel having a specified composition at a regulated rolling start temp., regulating a true strain produced during the rolling, and carrying out cold rolling and annealing. CONSTITUTION:A dead soft steel consisting of, by weight, <=0.0060%, C, <=1.0% Si, <=1.5% Mn, <=0.100% P, <=0.025% S, <=0.085% Ti and the balance Fe with inevitable impurities is refined. A slab of steel is directly hot rolled at a rolling start temp. represented by formula I, A true strain produced during the rolling is regulated so as to satisfy a formula II. Cold rolling and annealing are then carried out. Thus, a cold rolled steel sheet having a high r-value, high ductility and superior deep drawability can be manufactured in an energy saving manner.

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は極低Ｃ鋼を用い、深絞り性の優れた冷延鋼板の
製造法に関するもので、特に熱鋼片を直接圧延するに際
し、熱延条件を特定することによって安価に高品質の冷
延鋼板を製造する方法を提供するものである。Detailed Description of the Invention (Field of Industrial Application) The present invention relates to a method for producing cold-rolled steel sheets with excellent deep drawability using ultra-low C steel. The present invention provides a method for manufacturing high-quality cold-rolled steel sheets at low cost by specifying hot-rolling conditions.

（従来技術および問題点） 深絞り用冷延鋼板の製造法は従来種々の方法が提案され
、製造されている０例えば極低Ｃ鋼にＴｉ、Ｎｂ等の炭
窒化物形成元素を添加した、いわゆるＩＦ鋼がある。こ
れらは従来、箱焼鈍、オープンコイル焼鈍法あるいは連
続焼鈍法で製造されてきた。連続焼鈍で製造する場合は
、特公昭５８−５７４９０　、特開昭５７−１０２１で
開示されているように熱延加熱温度を低くし、材質の確
保、操業の安定性を得ている。(Prior art and problems) Various methods have been proposed in the past for producing cold-rolled steel sheets for deep drawing. There is a so-called IF steel. These have conventionally been manufactured by box annealing, open coil annealing or continuous annealing. When manufacturing by continuous annealing, as disclosed in Japanese Patent Publication No. 58-57490 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-1021, the hot rolling heating temperature is lowered to ensure material quality and operational stability.

また近年省エネルギーおよび生産性の向上を目的に、連
続鋳造した熱鋼片を直接圧延（以下、ＣＧ−ＯＲという
）する試みがなされている０例えば、低Ｃ−Ａｌギルド
鋼を用いて、深絞り用冷延鋼板を製造するに際し、ＣＧ
−ＯＲの省エネルギー効果を狙った特開昭５２−１０５
５２０　、ＣＧ−ＯＲ時に発生する鋼片の割れを防止す
るものとして、特公昭５８−５２４４１　　、特公昭５
９−１０８ζ６がある。しかしこれ等は連続焼鈍で深絞
り用鋼板を製造するものでない。In recent years, attempts have been made to directly roll continuously cast hot steel billets (hereinafter referred to as CG-OR) with the aim of saving energy and improving productivity. For example, using low C-Al guild steel, deep drawing When manufacturing cold-rolled steel sheets for
-Unexamined Japanese Patent Publication No. 52-105 aiming at the energy saving effect of OR
520, Tokko Sho 58-52441, Tokko Sho 5, as a method for preventing cracking of steel pieces that occurs during CG-OR.
There is 9-108ζ6. However, these methods do not produce steel sheets for deep drawing by continuous annealing.

そのため、Ｃ０−ＤＲと連続焼鈍で深絞り用冷延鋼板を
製造するには、下記の問題点を克服する必要がある。Therefore, in order to produce a cold-rolled steel sheet for deep drawing using CO-DR and continuous annealing, it is necessary to overcome the following problems.

（発明が解決しようとする問題点） 連続焼鈍で深絞り用鋼板を製造するに際し、ＣＣ−ＤＲ
法では同一成分の鋼片を従来工程で製造したものに比較
して、材質特性が劣っている。即ち、従来のＣＧ−ＤＲ
の問題点は、次の通りである。(Problems to be solved by the invention) When manufacturing deep drawing steel sheets by continuous annealing, CC-DR
This method has inferior material properties compared to steel slabs with the same composition manufactured using conventional processes. That is, conventional CG-DR
The problems are as follows.

（１）従来工程に比して材質特性が劣る。(1) Material properties are inferior to conventional processes.

（２）連続焼鈍では従来工程と同一条件で焼鈍すれば未
再結晶部が残り、著しい材質劣化となる。従来工程と同
一の材質水準を確保するためには、焼鈍温度を大幅に高
温とする必要がある。このため生産性の著しい低下とコ
ストの上昇につながる。(2) In continuous annealing, if annealing is performed under the same conditions as in the conventional process, unrecrystallized areas will remain, resulting in significant material deterioration. In order to ensure the same material quality as in the conventional process, the annealing temperature must be significantly higher. This leads to a significant decrease in productivity and an increase in costs.

（３）連わＶ焼鈍を高温で行う必要があるため、鋼板の
表面品質が劣化する。(3) Since it is necessary to perform continuous V annealing at a high temperature, the surface quality of the steel sheet deteriorates.

本発明の［」的はＧＯ−ＯＲ時の上記の欠点を解決し、
操業コストが低く、深絞り性の優れた冷延鋼板の製造法
の提供にある。The object of the present invention is to solve the above-mentioned drawbacks of GO-OR,
The purpose of the present invention is to provide a method for producing cold-rolled steel sheets with low operating costs and excellent deep drawability.

（問題点を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは、重量％でＣ：ｏ、ｏｏｅ
ｏｘ以下、　Ｍｎ　：　１．５％以下、Ｓｉ：１．０％
以下、　Ｐ　：　Ｑ、ＩＯ＄以下、　Ｓ　：　０．０２
５Ｚ以下、Ｔｉ：０．０８５％以下、かつＴｉ≧３．４
２Ｎ　＋　４　Ｃ１必要に応じＢ　：　０．０００２〜
０．００２０！　オヨび、Ｎｂ　：　０．０５Ｘ以下の
少なくとも１種を含み残部が鉄および不可避的不純物か
らなる熱鋼片をＡｒ３点以下に冷却することなく、直接
圧延または必要に応じ保熱あるいは加熱し、熱間圧延を
するに際し、　Ｔｏ＝　（１０５００／３．４６−　ｌ
ｏｇ　Ａ）　−３２０（℃）（Ａ＝０．００２０ＩＩＴ
ｉ　＄　−０，００８８−Ｎ＄　−０，００８０−０％
　＋０．００００１８　）以下での熱間圧延を真歪でε
ｏ　”　２８０　”　Ｃ％　＋　１．８以上の圧延を行
い、続いて冷延、焼鈍することを特徴とする深絞り性の
優れた冷延鋼板の製造法である。(Means for Solving the Problems) The gist of the present invention is that C:o, ooe in weight%
ox or less, Mn: 1.5% or less, Si: 1.0%
Hereinafter, P: Q, IO$ or less, S: 0.02
5Z or less, Ti: 0.085% or less, and Ti≧3.4
2N + 4 C1 as required B: 0.0002~
0.0020! A hot steel billet containing at least one type of Nb: 0.05X or less and the remainder consisting of iron and unavoidable impurities is directly rolled or heat-retained or heated as necessary without being cooled to an Ar point of 3 or less. When performing inter-rolling, To= (10500/3.46-l
og A) -320(℃)(A=0.0020IIT
i $ -0,0088-N$ -0,0080-0%
+0.000018) or less, the true strain is ε
This is a method for producing cold-rolled steel sheets with excellent deep drawability, which is characterized by rolling to a degree of C% + 1.8 or higher, followed by cold rolling and annealing.

以ド、本発明について詳細に説明する。The present invention will now be described in detail.

まず本発明の最も重要な構成要件である熱延条件の決定
根拠について説明する。第１図は実験室で種々の＃ｌ成
分を溶製し、凝固後の降温過程で種々の温度より熱延を
行ない、冷延−焼鈍後の７値、伸び（Ｅｌ）について、
Ｔｏ　−（圧延開始温度）との関係をプロットしたもの
である。なおＴＯは鋼成分の関数で、熱延開始温度と７
．Ｅｌの変化点を成分について統計的に求めたものであ
り、Ｔ０＝（１０５００／３．４Ｅｉ　−ｌｏｇ　Ａ　
）−３２０（’Ｃ）である、但し。First, the basis for determining hot rolling conditions, which is the most important component of the present invention, will be explained. Figure 1 shows that various #l components were melted in the laboratory and hot-rolled at various temperatures during the cooling process after solidification.
The relationship between To − (rolling start temperature) is plotted. Note that TO is a function of the steel composition, and is a function of the hot rolling start temperature and 7
．． The change point of El is statistically determined for the component, and T0 = (10500/3.4Ei - log A
)-320('C), however.

Ａ　〜０．００２０・Ｔｉ　％−０，０Ｏｅ８・Ｎ％　
−０，００８・Ｃ＄　＋　０．００００１６であり、Ａ
は本発明成分範囲外には適用できない、なお、第１図の
他の条件は鋼成分：　Ｃ：　Ｑ、ＱＯ２Ｑ　〜Ｑ、ＧＯ
４０％、　　Ｍｎ　：　０．ＩＱ　〜０．３０％、Ｐ：
０．００５〜０．０１５Ｘ、Ｓ二０．００５〜０．０１
５Ｘ、　Ｎ　：　０．００１５〜０．００３’ｌＪ　、
　Ｔｉ　　：　０．０３５〜０．０４５％　、　Ｂ　：
　０．０００５％圧延開始温度：９５０〜１２５０℃ 仕１一温度：９０θ〜９３５°Ｃ 熱延圧下率：ａｏ〜ｓａｇ（真Ｔｊ　テ２．３〜２　、
８１）捲取温度＝６５０℃ 冷間圧下率：　７７．５％ 焼鈍条件ニア２５℃×６０秒 スキンパス率：　１．０％ 第１図かられかるように圧延開始温度がＴｏ以下になれ
ば、７２５℃×１分の低温、短時間焼鈍でもＹ値、Ｅｌ
がすぐれていることがわかる。なお、圧延開始温度が高
いものは７２５℃Ｘｉ分の焼鈍では再結病しないものが
多く、第１図より除いである。圧延開始温度がＴ℃以下
であっても、材質（Ｔ値、Ｅｌ等）にバラツキがある。A ~0.0020・Ti%-0,0Oe8・N%
-0,008・C$ + 0.000016, and A
cannot be applied outside the composition range of the present invention.The other conditions in Fig. 1 are steel composition: C: Q, QO2Q ~ Q, GO
40%, Mn: 0. IQ ~0.30%, P:
0.005~0.015X, S2 0.005~0.01
5X, N: 0.0015-0.003'lJ,
Ti: 0.035-0.045%, B:
0.0005% Rolling start temperature: 950 to 1250°C Finishing temperature: 90θ to 935°C Hot rolling reduction ratio: ao to sag (True Tj Te 2.3 to 2,
81) Rolling temperature = 650°C Cold rolling reduction rate: 77.5% Annealing conditions near 25°C x 60 seconds Skin pass rate: 1.0% As shown in Figure 1, if the rolling start temperature is below To, Y value, El
It can be seen that it is excellent. It should be noted that many of the specimens with a high rolling start temperature do not undergo re-solidification after annealing for 725°C Xi minutes, and are excluded from Fig. 1. Even if the rolling start temperature is T° C. or lower, there are variations in material quality (T value, El, etc.).

この原因としてＴＯＣ以下の必要圧下率が鋼成分により
異なることが考えられる。A possible cause of this is that the required rolling reduction below the TOC differs depending on the steel composition.

そこで、鋳片厚みを厚くした凝固後の熱鋼片を圧延温度
がＴｏ以上とＴｏ以下の場合に圧下な夫々配分した熱延
を行ない、冷延・焼鈍した。焼鈍後の７値、ＥｌとＴＯ
Ｃ以下の圧下率の真歪／εｏ（＝２８０　・Ｃ！　＋１
．８　）の此の関係を第２図に示した。Therefore, the hot steel slab after solidification with a thicker slab thickness was hot-rolled with reductions distributed respectively when the rolling temperature was above To and below To, and then cold-rolled and annealed. 7 values, El and TO after annealing
True strain at reduction rate below C/εo (=280 ・C! +1
．． 8) This relationship is shown in Figure 2.

εｏは鋼成分について、圧下率とＴ値、Ｅｌの変化点を
統計的に求めた式である。第２図の製造条件は次の通り
である。εo is an equation that statistically calculates the rolling reduction, T value, and change point of El for the steel components. The manufacturing conditions shown in FIG. 2 are as follows.

鋼成分：　Ｃ：　０．００２０−０．００４０％、　　
Ｍｎ　：　０．１０〜０．２５＄　　、　Ｐ　：　０．
００５〜０．０１５ｆｆ、　Ｓ　：　０．００５〜０．
０１５％、　Ｎ　：　０．００１５〜０．００３５％　
、　Ｔｉ　　：　０．０３５〜０．０４５％　、　Ｂ　
：　０．０００５＄熱延総圧下率＝８８２　（真歪で３
．２２）仕上温度二３００〜９３５℃ 捲取温度：６５０℃ 冷間圧下率：　７？、５に 焼鈍条件ニア２５℃×１分 スキンパス率：１゜Ｏｚ 第２図からＴｏ以下での圧下率が真歪でε０以上とする
ことにより、加工性（７値、　Ｅｌ）が大幅に向上する
ことが判る。なお、第１図にもＴｏ以下での圧下歪がε
ｏ以上のものについて・印でプロットしているが、εｏ
以下のＯ印に比し、加工性が良くなっている。以上、第
１図、第２図の結果から、７２５℃の低温短時間焼鈍で
もＴ”０以下でεｏ以上の圧延を行なえば、ＣＧ−ＯＲ
でも深絞り性の優れた冷延鋼板が製造可能であることが
判る。この知見にもとすいて、本発明の熱延条件を特定
した。Steel composition: C: 0.0020-0.0040%,
Mn: 0.10-0.25$, P: 0.
005~0.015ff, S: 0.005~0.
015%, N: 0.0015-0.0035%
, Ti: 0.035-0.045%, B
: 0.0005$ total hot rolling reduction = 882 (true strain: 3
．． 22) Finishing temperature: 2300-935°C Rolling temperature: 650°C Cold reduction rate: 7? , 5, annealing conditions near 25℃ x 1 minute Skin pass rate: 1゜Oz From Figure 2, by setting the rolling reduction ratio below To to true strain ε0 or more, the workability (7 value, El) is significantly improved. It turns out that it does. In addition, Fig. 1 also shows that the rolling strain below To is ε
For things greater than or equal to o, the plot is marked with
Workability is better than that marked with O below. From the results shown in Figs. 1 and 2 above, even during low-temperature short-time annealing at 725°C, if rolling is performed at T"0 or less and εo or more, CG-OR
However, it is clear that cold-rolled steel sheets with excellent deep drawability can be manufactured. Based on this knowledge, the hot rolling conditions of the present invention were specified.

本発明の方法で熱延したものは、従来法で製造したもの
より、大幅に再結晶温度が低下し、低温焼鈍が可能とな
り、連続焼鈍の生産性が向上し、加えて、鋼板の表面品
質が優れている。The recrystallization temperature of the hot-rolled steel sheet produced by the method of the present invention is significantly lower than that of the steel sheet produced by the conventional method, making low-temperature annealing possible, improving the productivity of continuous annealing, and improving the surface quality of the steel sheet. is excellent.

なお上記本発明特定の熱延条件を工業的に実施する方法
として下記２つの方法がある。There are the following two methods for industrially implementing the hot rolling conditions specified in the present invention.

ｉ）仕上圧延機群の入口温度をＴｏ以下としかつεｏ以
上の圧下率で熱間圧延する。i) Hot rolling is carried out with the inlet temperature of the finishing rolling mill group being set to below To and at a reduction rate of above εo.

ｉｉ）　Ｔｏ以下かつεｏ以上熱間圧延の内の一部を粗
圧延の最終１〜２パスに分担させる。ii) Part of the hot rolling below To and above εo is shared in the final 1-2 passes of rough rolling.

本発明では、いずれの方法でも良いが、生産性の点から
ｉ）の仕上圧延機群で実施することが好ましい。In the present invention, any method may be used, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to use the finishing mill group i).

次に本発明を構成する鋼成分について説明する。Next, the steel components constituting the present invention will be explained.

Ｃは０．００１％未満とするには真空脱ガス処理に長時
間を要するため経済的でない、一方ｏ、ｏｏｅｏχを超
えると本発明の方法で熱延しても、微細なＴｉＣによっ
て延性が低下すると共に、再結晶温度も高くなる。この
ためＣ量、！：　Ｌ　テハ０．００１０〜０．００４０
％が好ましい。If C is less than 0.001%, it is not economical because the vacuum degassing treatment takes a long time. On the other hand, if it exceeds o, ooeoχ, ductility decreases due to fine TiC even if hot rolled by the method of the present invention. At the same time, the recrystallization temperature also increases. For this reason, the amount of C,! : L Teha 0.0010~0.0040
% is preferred.

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐは鋼板の高強度化に有効な元素であるが
、本発明では軟質冷延鋼板および高強度鋼板をその製造
の目的とするので、Ｓｉは０．００５〜１．０％ｔ　”
ｌ’、Ｍ　ｎ　ハ０．０５〜１．５！ｔ　テ、Ｐは０．
００３〜０、１００％までの成分範囲とする。即ち高強
度鋼板を製造する場合は、これ等の元素の上限はＳｉ　
：１、ＯＬ　Ｍｎ　　：　１．５ｚ、Ｐ　：　０．１０
０１テアル、　　Ｓ　ｉ　ｌ＊多すぎると塗装性が劣化
する、Ｍｎは多くなると鋼を溶製するのが困難となる、
Ｐは多すぎるとスポット溶接性が劣化すると共に粒界に
Ｐが偏析し、プレス加工時に二次加工性が劣化する。こ
れ等の理由によりＳｉ、Ｍｎ、Ｐの上限を規定した。Si, Mn, and P are elements effective in increasing the strength of steel sheets, but since the purpose of the present invention is to manufacture soft cold-rolled steel sheets and high-strength steel sheets, the Si content is 0.005 to 1.0%. ”
l', M n ha 0.05-1.5! t Te, P is 0.
The component range is from 0.003 to 0.100%. In other words, when manufacturing high-strength steel sheets, the upper limit of these elements is Si.
:1, OL Mn: 1.5z, P: 0.10
01 Theal, S i l * Too much Mn will deteriorate paintability, and too much Mn will make it difficult to melt steel.
If P is too large, spot weldability deteriorates and P segregates at grain boundaries, resulting in deterioration of secondary workability during press working. For these reasons, the upper limits of Si, Mn, and P were defined.

なお、軟質冷延鋼板を製造する時は、Ｍｎ：０．０５〜
０．５０Ｘ　ニｔ　ル、ｍ　トカ好ｔ　シイ、　Ｍｎ　
カ０．５％を超えると硬質となり、延性の富んだ鋼板を
製造できない。同様の理由からＳｉは０．０５Ｘ以下、
Ｐは０．０２％以下とすることが好ましい。In addition, when producing soft cold-rolled steel sheets, Mn: 0.05~
0.50
If the content exceeds 0.5%, the steel becomes hard and cannot produce a highly ductile steel plate. For the same reason, Si is 0.05X or less.
It is preferable that P be 0.02% or less.

Ｓは熱間脆性の原因となる元素であることが良く知られ
ている。しかし本発明では硫化物形成元素である。Ｔｉ
、Ｍｎを添加しているので、熱間脆性の心配をする必要
がない、Ｓ量が多すぎると、ＴｉあるいはＭｎの添加量
を増加する必要があり、コスト上昇をまねく、シたがっ
て、Ｓの上限は０．０２％　、好ましい範囲は０．０１
５％以下である。It is well known that S is an element that causes hot embrittlement. However, in the present invention, it is a sulfide-forming element. Ti
, Mn is added, so there is no need to worry about hot embrittlement. If the amount of S is too large, it is necessary to increase the amount of Ti or Mn added, leading to an increase in cost. The upper limit is 0.02%, and the preferable range is 0.01%.
It is less than 5%.

ＡＩはＴｉの酸化物による表面疵の発生を抑制するため
、酸可溶ＡＩを０．００５％以上とする必要がある。一
方多くなりすぎると、アルミナ系の介在物が増加し、加
工性および表面性状を劣化させるため、酸可溶ＡＩとし
て０．０９０％を上限とする。好ましい範囲は酸可溶Ａ
Ｉとして０．Ｏ１〜ｏ、ｏｅｘである。In order to suppress the occurrence of surface flaws due to Ti oxides, the acid-soluble AI needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the amount is too high, alumina-based inclusions will increase and the processability and surface quality will deteriorate, so the upper limit of acid-soluble AI is set at 0.090%. The preferred range is acid soluble A
0 as I. O1-o, oex.

ＮはＴｉによりＴｉＮとして固定されるが、Ｎが多すぎ
ると、Ｔｉ添加量の増加によるコスト上昇および加工性
が劣化するので、できるだけ少ない方が好ましく　、　
０．００８０Ｘ以下とする。好ましい範囲ｉｆ　Ｏ，０
０３０％以下である。N is fixed as TiN by Ti, but if there is too much N, the cost will increase due to an increase in the amount of Ti added and the processability will deteriorate, so it is preferable to have as little as possible.
It should be 0.0080X or less. Preferred range if O,0
0.030% or less.

Ｔｉは深絞り用冷延鋼板として必要な深絞り性、延性、
非時効性を確保するため、Ｔｉ≧３．４２Ｎ　＋　４　
Ｃ＋　０．００８Ｘを満足する量が必要である。一方Ｔ
ｉ量が多くなるほど、すぐれた材質特性が得られるが、
０．０８０ｔを超えると効果が飽和し、これ以上の添加
はコスト上昇をまねくので経済的でない。Ti has the deep drawability, ductility, and
To ensure non-aging property, Ti≧3.42N + 4
An amount satisfying C+ 0.008X is required. On the other hand, T
The higher the amount of i, the better the material properties can be obtained.
If the amount exceeds 0.080 t, the effect will be saturated, and adding more than this will increase the cost, which is not economical.

Ｂは粒界に偏析するＰによる２次加工割の防止に有効な
元素である。また熱延時に　γ→αの変態温度の降下に
有効な元素であり、Ｂ添加により本発明の熱延温度域を
拡大せしめ、安定な操業条件を確保するので添加するこ
とが好ましい、上記の効果を有効とするＢ添加量範囲は
０．０００２〜Ｑ、ＱＧ２１テあり、好ｉｔ、イｔｉ囲
はＱ、ＱＯＯ２〜０．００１０％である。B is an element effective in preventing secondary processing cracks due to P segregated at grain boundaries. In addition, B is an effective element for lowering the transformation temperature of γ→α during hot rolling, and addition of B expands the hot rolling temperature range of the present invention and ensures stable operating conditions, so it is preferable to add B. The effective B addition amount range is 0.0002 to Q, QG21, and the preferred range is Q, QOO2 to 0.0010%.

ＮｂはＴｉ　と同様に炭化物形成元素であり、冷延鋼板
の深絞り性の向上に有効である。Ｎｂ添加によりＡｒ３
変態点を降下せしめ、熱延板の細粒化を介して、深絞り
性の面内異方性の軽減と同時に安定な操業条件を確保す
る。しかしＮｂ炭化物は熱延時に微細に析出し、延性の
低下、再結晶温度の上昇をまねく。そのため必要に応じ
Ｎｂ：０．０５２以下で添加する。好ましい範囲は０．
００５〜０．０２０！である。Like Ti, Nb is a carbide-forming element and is effective in improving the deep drawability of cold-rolled steel sheets. Ar3 by Nb addition
By lowering the transformation point and making the hot rolled sheet grain finer, it reduces in-plane anisotropy in deep drawability and at the same time ensures stable operating conditions. However, Nb carbide precipitates finely during hot rolling, resulting in a decrease in ductility and an increase in recrystallization temperature. Therefore, Nb is added in an amount of 0.052 or less if necessary. The preferred range is 0.
005~0.020! It is.

以−ヒのような鋼組成は通常の方法で、例えば転炉−真
空脱ガス処理によって溶製される。続いて、連続鋳造さ
れ熱鋼片となり、この熱鋼片をＡｒ３点以下に降温する
ことなく、直接圧延または必要に応じ保熱あるいは加熱
し、熱間圧延を行なう。この際Ｔｏ（℃）［（＝　（１
０５００／３．４６−　ｌｏｇ　Ａ　）−３２０）　但
１．、Ａ　＝　０．００２０Ｔ　ｉ　％　−０，００８
８Ｎ　％　−０，００８Ｃ＄　＋　　０．００００１８
　］以下の温度テ（７）ＪＥ延を真歪でεｏ（＝　２８
０　・（４＋１．８　）以上を行なう、熱延仕」一温度
はＡｒ３点以下になるとオーステナイトとフェライトの
変形能の差により鋼板の形状及び通板性が悪くなるため
、Ａｒ３点以上とすることが好ましい。しかし、Ａｒ３
点以下で熱延を終了しても本発明の特徴を損うものでは
ない。Steel compositions such as these are produced in a conventional manner, for example by converter-vacuum degassing. Subsequently, the hot steel billet is continuously cast to become a hot steel billet, and the hot steel billet is directly rolled or heat-retained or heated as necessary to perform hot rolling without lowering the temperature to below the Ar3 point. At this time, To (℃) [(= (1
0500/3.46-log A)-320) However, 1. , A = 0.0020T i % -0,008
8N % -0,008C$ + 0.000018
] Below temperature Te (7) JE elongation with true strain εo (= 28
0 ・(4 + 1.8) or more, hot rolling process" If the temperature is below Ar 3, the shape and threadability of the steel sheet will deteriorate due to the difference in deformability between austenite and ferrite, so the temperature should be set at Ar 3 or above. is preferred. However, Ar3
Even if hot rolling is terminated below this point, the features of the present invention will not be impaired.

捲取温度は特定しないが、あまり高くなると捲取後の冷
却の差によりコイル長手方向の材質バラツキが大きくな
り、また酸洗性が低下する。一方捲取温度が低すぎると
、再結晶温度が１昇するので好ましくない。本発明では
５５０〜７１０℃の範囲で１三に実施している。好まし
い範囲は６００〜８８０℃である。Although the winding temperature is not specified, if it is too high, the variation in the material in the longitudinal direction of the coil will increase due to the difference in cooling after winding, and the pickling performance will deteriorate. On the other hand, if the winding temperature is too low, the recrystallization temperature will increase by 1 level, which is not preferable. In the present invention, the temperature is 13 times within the range of 550 to 710°C. The preferred range is 600-880°C.

続いて脱スケール後冷間圧延に供される。冷間圧延は通
常の方法、例えばリバースまたはタンデム冷延機で行な
われる。冷間圧延率は高いほど深絞り性が優れているの
で、好ましい範囲は７５％以Ｉ−である。Subsequently, it is descaled and then subjected to cold rolling. Cold rolling is carried out in a conventional manner, for example in a reverse or tandem cold rolling mill. Since the higher the cold rolling rate is, the better the deep drawability is, the preferable range is 75% or more.

次に焼鈍は連続焼鈍法でも箱焼鈍法でもかまわないが１
本発明の効果は連続焼鈍方式で顕著である。焼鈍温度は
ｌ１ｇ結晶温度以Ｆにすることが深絞り性確保のため必
要である０本発明ではＣＣ−０Ｒを行なっても再結晶温
度が低くなるので、主に７２５〜８００℃の湿度範囲で
焼鈍している。焼鈍後の冷却はいかなる方式でもかまわ
ない。また冷却途中あるいは常温まで冷却後の過時効処
理があっても、なくても本発明の効果は損われない。焼
鈍された鋼板は必要に応じ、調質圧延され、製品に供さ
れる。Next, annealing can be performed by continuous annealing method or box annealing method, but 1
The effect of the present invention is remarkable in the continuous annealing method. It is necessary to keep the annealing temperature below l1g crystallization temperature to ensure deep drawability.In the present invention, even if CC-0R is performed, the recrystallization temperature will be low, so it is mainly used in the humidity range of 725 to 800℃. It is annealed. Any method may be used for cooling after annealing. Moreover, the effects of the present invention are not impaired even if overaging treatment is performed during cooling or after cooling to room temperature. The annealed steel plate is subjected to skin pass rolling as required, and then used as a product.

なお、本発明鋼板の製造法は冷延鋼板のみならず鉛、錫
、亜鉛、アルミニウム、クロム、錫−鉛合金等をメッキ
する鋼板の原板まで対象範囲とすることができる。Note that the method for producing steel sheets of the present invention can be applied not only to cold-rolled steel sheets, but also to original sheets of steel sheets plated with lead, tin, zinc, aluminum, chromium, tin-lead alloys, and the like.

実施例 表１に示す鋼を転炉溶製−真空脱ガス処理によって溶製
し、連続鋳造で鋳造した熱鋼片を直接熱間圧延に供しく
たＣし鋼片端部の温度低下部の復熱処理は実施）、表２
に示す条件で８９０℃以上の仕上温度、６００〜６６０
℃の範囲で巻取った。なお本発明特定のＴｏ以下でεｏ
以上の熱間圧延は仕上圧延機群で実施した。従って仕上
入口温度と板厚を種々変更した。酸洗後、圧下率８ｏｚ
で板厚０．７０ｍ５に冷間圧延し、続いて７５０℃で１
分間の再結晶焼鈍を連続焼鈍で行った。　１．０　％の
スキンパス後に機械的性質を調べた。その結果を表２に
示した。EXAMPLE The steel shown in Table 1 was melted by converter melting and vacuum degassing treatment, and the hot steel slab cast by continuous casting was directly subjected to hot rolling. Heat treatment was performed), Table 2
Finishing temperature of 890℃ or higher under the conditions shown in 600-660
It was wound up in the range of °C. Note that εo is less than the specific To of the present invention.
The above hot rolling was carried out using a group of finishing mills. Therefore, various changes were made to the finishing inlet temperature and plate thickness. After pickling, reduction rate 8oz
Cold rolled to a thickness of 0.70 m5 at 750°C.
The recrystallization annealing for 1 minute was performed as a continuous annealing. Mechanical properties were examined after a 1.0% skin pass. The results are shown in Table 2.

コイルＮｏ、　Ａ−１，Ｂ−１，Ｇ−１，Ｄ−１，Ｆ−
１，Ｇ−１はＴｉ単独添加の軟質深絞り鋼板の実施例で
あり、いずれも高い下値と延性を有している。一方、成
分的には、Ｂ−１，Ｃ−１と同じであるが、熱延条件が
本発明範囲外であるＢ−２，Ｃ−２，Ｂ−３，Ｃ−３の
コイルはいずれも下値が低く、延性も悪くなっている。Coil No. A-1, B-1, G-1, D-1, F-
1 and G-1 are examples of soft deep-drawn steel sheets with Ti added alone, and both have high lower value and ductility. On the other hand, coils B-2, C-2, B-3, and C-3, which have the same composition as B-1 and C-1 but whose hot rolling conditions are outside the scope of the present invention, are all The lower value is low and the ductility is also poor.

コイルＮｏ、Ｅ−１はＮｂとＴｉ　を複合添加した実施
例であるが、本発明の特徴である優れた深絞り性を有し
ている。コイルＮｏ、Ｈ−１、Ｈ−２は高強度深絞り用
鋼板の実施例であるが、本発明の熱延条件で製造したＨ
−１は本発明範囲外のＨ−２に比して優れた深絞り性を
備えている。Coil No. E-1 is an example in which Nb and Ti are added in combination, and has excellent deep drawability, which is a feature of the present invention. Coil Nos., H-1, and H-2 are examples of high-strength deep drawing steel sheets, and coils No.
-1 has excellent deep drawability compared to H-2, which is outside the scope of the present invention.

（発明の効果） 以上の実施例から明らかなごとく、本発明はＣＣ−ＤＲ
の省エネルギー効果とともに、連続焼鈍でも深絞り性の
すぐれた冷延鋼板が製造でき、しかも再結晶温度が低い
ため、連続焼鈍の生産性が高いという、工業的に価値の
ある発明である。(Effect of the invention) As is clear from the above examples, the present invention
In addition to the energy-saving effect, it is possible to produce cold-rolled steel sheets with excellent deep drawability even by continuous annealing, and because the recrystallization temperature is low, the productivity of continuous annealing is high, making it an industrially valuable invention.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図はＴｏ　−（圧延開始温度）（ご覧でＴ。 （’Ｃ！　）　＝　１０５００／３．４１３−１ｏｇＡ
　−３２０、Ａ　＝　０．００２０Ｔ　ｉ＄　−０，０
０６８Ｎ＄　−０，００８Ｃ＄　＋０．００００１［１
）　　、！”焼鈍後の７値、Ｅｌの関係を示す図、第２
図はＴｏ（’Ｏ）以下テノ圧下歪／　Ｅ　ｏ　（＝　１
．８０＋２８０Ｃ％）　ト焼鈍後のＴ値、Ｅｌの関係を
示す図。Figure 1 shows To - (rolling start temperature) (see T. ('C!) = 10500/3.413-1ogA
-320, A = 0.0020T i$ -0,0
068N$ -0,008C$ +0.00001[1
),! ``Diagram showing the relationship between 7 values and El after annealing, 2nd
The figure shows the teno compression strain below To ('O) / E o (= 1
．． 80+280C%) A diagram showing the relationship between T value and El after annealing.

Claims (2)

【特許請求の範囲】[Claims] （１）重量％で Ｃ：０．００６０％以下、Ｍｎ：１．５％以下Ｓｉ：１
．０％以下、Ｐ：０．１００％以下Ｓ：０．０２５％以
下、Ｔｉ：０．０８５％以下残部鉄及び不可避的不純物 からなる連続鋳造熱鋼片を直接熱間圧延するに際し、 Ｔｏ＝（１０５００／３．４６−ｌｏｇＡ）−３２０（
℃）以下但しＡ＝０．００２０・Ｔｉ（％）−０．００
６８・Ｎ（％）−０．００８・Ｃ（％）＋０．００００
１６の温度域での熱間圧延を真歪で ε＿ｏ＝２８０・Ｃ（％）＋１．８以上 で行い、その後冷延、焼鈍する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。(1) C: 0.0060% or less, Mn: 1.5% or less, Si: 1 in weight%
．． 0% or less, P: 0.100% or less S: 0.025% or less, Ti: 0.085% or less When directly hot rolling a continuously cast hot steel billet consisting of the balance iron and unavoidable impurities, To = ( 10500/3.46-logA)-320(
°C) or less, however, A = 0.0020・Ti (%) - 0.00
68・N(%)−0.008・C(%)+0.0000
Production of a cold rolled steel sheet with excellent deep drawability characterized by hot rolling in a temperature range of 16 to a true strain of ε_o=280・C(%)+1.8 or higher, followed by cold rolling and annealing. Method. （２）Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、Ｎｂ：０．
０５０％以下の１種又は２種を含む特許請求の範囲第１
項記載の方法。(2) B: 0.0002-0.0020%, Nb: 0.
Claim 1 containing one or two types of 050% or less
The method described in section.