JP3111588B2 - 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた深絞り性と耐二次
加工脆性を兼ね備え、 かつ製造安定性に優れた軟質冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
加工脆性を兼ね備え、 かつ製造安定性に優れた軟質冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】極低炭素鋼にTiを添加し固溶Ｃ，Ｎを炭
窒化物として析出固定した鋼板、 いわゆるTi−IF鋼は、
優れた深絞り性と非時効性が要求される超深絞り用冷延
鋼板として実用化されている。 しかし、 鋼中Ｃを完全に
TiＣとして析出固定した場合には、 深絞り性、 延性は向
上する反面、 粒界強度が低下し深絞り成形後、 縦割れと
称する粒界破壊（二次加工脆化）が発生しやすくなると
いう欠点があり、 耐二次加工脆性の向上が強く望まれて
いる。
窒化物として析出固定した鋼板、 いわゆるTi−IF鋼は、
優れた深絞り性と非時効性が要求される超深絞り用冷延
鋼板として実用化されている。 しかし、 鋼中Ｃを完全に
TiＣとして析出固定した場合には、 深絞り性、 延性は向
上する反面、 粒界強度が低下し深絞り成形後、 縦割れと
称する粒界破壊（二次加工脆化）が発生しやすくなると
いう欠点があり、 耐二次加工脆性の向上が強く望まれて
いる。
【０００３】上記のような二次加工脆化の抑制に対し、
微量のＢ添加が有効であることが知られており、 例えば
特開平３−２８３２６号公報にTi−ＩＦ鋼にＢを複合添
加する技術が開示されている。 しかし、 優れた耐二次加
工脆性を得るために、 Ti−ＩＦ鋼に１０ppm 以上のＢを
添加すると、 ｒ値が低下し深絞り性が劣化するという問
題がある。 そのため、 特開平３−２８３２６号公報にも
示されているように、ｒ値の低下を極力小さくするため
にＢ添加量を12ppm 以下の極微量に制限しているのが実
状である。
微量のＢ添加が有効であることが知られており、 例えば
特開平３−２８３２６号公報にTi−ＩＦ鋼にＢを複合添
加する技術が開示されている。 しかし、 優れた耐二次加
工脆性を得るために、 Ti−ＩＦ鋼に１０ppm 以上のＢを
添加すると、 ｒ値が低下し深絞り性が劣化するという問
題がある。 そのため、 特開平３−２８３２６号公報にも
示されているように、ｒ値の低下を極力小さくするため
にＢ添加量を12ppm 以下の極微量に制限しているのが実
状である。
【０００４】Ｂ添加の歩留まりを考慮すると、 Ｂ添加量
をこのような数ppm という極微量範囲でコントロールす
ることは製鋼技術上多大な困難を伴うと同時に、 Ｂ添加
量の微妙な変動により深絞り性、 耐二次加工脆性等の材
質に大きなバラツキが生じるため、 製造安定性に欠ける
という根本的な問題点を有している。 しかも、 深絞り性
と耐二次加工脆性の両特性がともに満足のいくレベルに
到達しているとは言い難い。
をこのような数ppm という極微量範囲でコントロールす
ることは製鋼技術上多大な困難を伴うと同時に、 Ｂ添加
量の微妙な変動により深絞り性、 耐二次加工脆性等の材
質に大きなバラツキが生じるため、 製造安定性に欠ける
という根本的な問題点を有している。 しかも、 深絞り性
と耐二次加工脆性の両特性がともに満足のいくレベルに
到達しているとは言い難い。
【０００５】また、 極低炭素鋼にTi，Ｂを複合添加する
技術については、 特公昭６３−４８９９号公報、 特開昭
６１−２７６９６２号公報、 特開平１−２９４８２３号
公報にもそれぞれ開示されている。 しかし、 特公昭６３
−４８９９号公報、 特開昭６１−２７６９６２号公報の
技術では、 0.００２０％のＢ添加鋼としては比較的良好
な深絞り性を示してはいるものの、 本発明者らの検討に
よれば、 Ｃ，Ｎ，Ｓ量に対するTi添加量が十分ではな
く、 また熱延条件に対しても十分な配慮がなされていな
いために、 工業的に安定して優れた深絞り性と耐二次加
工脆性を得るまでには至っていない。また、 特開平１−
２９４８２３号公報の技術ではTi添加量が高すぎるため
に表面性状が劣り、 熱延仕上温度を完全な未再結晶温度
域まで低下させる必要があり、 熱延の負荷が大きく鋼板
形状および製造安定性に劣る。
技術については、 特公昭６３−４８９９号公報、 特開昭
６１−２７６９６２号公報、 特開平１−２９４８２３号
公報にもそれぞれ開示されている。 しかし、 特公昭６３
−４８９９号公報、 特開昭６１−２７６９６２号公報の
技術では、 0.００２０％のＢ添加鋼としては比較的良好
な深絞り性を示してはいるものの、 本発明者らの検討に
よれば、 Ｃ，Ｎ，Ｓ量に対するTi添加量が十分ではな
く、 また熱延条件に対しても十分な配慮がなされていな
いために、 工業的に安定して優れた深絞り性と耐二次加
工脆性を得るまでには至っていない。また、 特開平１−
２９４８２３号公報の技術ではTi添加量が高すぎるため
に表面性状が劣り、 熱延仕上温度を完全な未再結晶温度
域まで低下させる必要があり、 熱延の負荷が大きく鋼板
形状および製造安定性に劣る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】以上のように、 従来の
技術では、 近年の厳しい要求を満足し得る優れた深絞り
性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板を工業的に安
定して製造し得る決定的な方法は、 いまだ見出されてい
ない。深絞り性を向上させようとすると耐二次加工脆性
が劣化し、 耐二次加工脆性の向上をはかるためにBを添
加すると深絞り性の劣化を招くというように、 優れた深
絞り性と耐二次加工脆性の両立をはかることは極めて困
難であった。 本発明は、 このような従来技術の問題点に
鑑みなされたものであり、 深絞り性、 耐二次加工脆性と
もに優れた軟質冷延鋼板を安定して製造するための製造
方法を提供することを目的としている。
技術では、 近年の厳しい要求を満足し得る優れた深絞り
性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板を工業的に安
定して製造し得る決定的な方法は、 いまだ見出されてい
ない。深絞り性を向上させようとすると耐二次加工脆性
が劣化し、 耐二次加工脆性の向上をはかるためにBを添
加すると深絞り性の劣化を招くというように、 優れた深
絞り性と耐二次加工脆性の両立をはかることは極めて困
難であった。 本発明は、 このような従来技術の問題点に
鑑みなされたものであり、 深絞り性、 耐二次加工脆性と
もに優れた軟質冷延鋼板を安定して製造するための製造
方法を提供することを目的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述のよ
うなTi−ＩＦ鋼のもつ優れた深絞り性とＢの二次加工脆
化抑制効果に着目し、優れた耐二次加工脆性を有すると
ともに、Ｂ無添加鋼と同等以上の優れた深絞り性を有す
るTi,B複合添加冷延鋼板の製造可能性について探索する
ため、Ti−ＩＦ鋼の深絞り性に及ぼすＢ添加量、 製造条
件の影響について、 今一度、 詳細な検討を行った。 その
結果、 鋼組成とくにTiとＢの添加量および熱延条件、 焼
鈍条件を最適化することにより、 深絞り性、 耐二次加工
脆性ともに優れた軟質冷延鋼板を安定して製造すること
ができることを新規に見出し、 本発明を完成するに至っ
たもので、以下の如くである。
うなTi−ＩＦ鋼のもつ優れた深絞り性とＢの二次加工脆
化抑制効果に着目し、優れた耐二次加工脆性を有すると
ともに、Ｂ無添加鋼と同等以上の優れた深絞り性を有す
るTi,B複合添加冷延鋼板の製造可能性について探索する
ため、Ti−ＩＦ鋼の深絞り性に及ぼすＢ添加量、 製造条
件の影響について、 今一度、 詳細な検討を行った。 その
結果、 鋼組成とくにTiとＢの添加量および熱延条件、 焼
鈍条件を最適化することにより、 深絞り性、 耐二次加工
脆性ともに優れた軟質冷延鋼板を安定して製造すること
ができることを新規に見出し、 本発明を完成するに至っ
たもので、以下の如くである。
【０００８】重量％で、Ｃ：０．００３０％以下，Ｓ
ｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．３０％以下，Ｐ：０．
０１０％以下，Ｓ：０．００３〜０．０１０％，ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５５％，Ｎ：０．００２
５％以下を含有するとともに、 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ＞
０，Ｔｉ＊＊／Ｃ＝１２．０〜３０．０，Ｔｉ≦０．０
８％，１１≦｛Ｂ×１０４−０．５（Ｔｉ＊／Ｃ）｝≦
２６ を満たす範囲内のＴｉ，Ｂを含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、スラブ加熱温度１０５０〜１
２００℃，仕上圧延終了温度ＦＴ（℃）が下記式を満
たす温度範囲で，かつ巻取温度ＣＴ（℃）が下記式を
満たす温度範囲で熱間圧延し、７５％以上の冷圧率で冷
間圧延した後、均熱温度Ｔａ（℃）が下記式を満たす
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする深絞り性、耐
二次加工脆性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法。 ８６０−１．４×（Ｂ×１０４）≦ＦＴ≦８９５−
０．６×（Ｂ×１０４） −０．７×ＦＴ＋１１９０≦ＣＴ≦−０．３×ＦＴ
＋９５０ ７５０＋２．０×（Ｂ×１０４）≦Ｔａ≦９１０−
０．６×（Ｂ×１０４）
ｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．３０％以下，Ｐ：０．
０１０％以下，Ｓ：０．００３〜０．０１０％，ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５５％，Ｎ：０．００２
５％以下を含有するとともに、 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ＞
０，Ｔｉ＊＊／Ｃ＝１２．０〜３０．０，Ｔｉ≦０．０
８％，１１≦｛Ｂ×１０４−０．５（Ｔｉ＊／Ｃ）｝≦
２６ を満たす範囲内のＴｉ，Ｂを含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、スラブ加熱温度１０５０〜１
２００℃，仕上圧延終了温度ＦＴ（℃）が下記式を満
たす温度範囲で，かつ巻取温度ＣＴ（℃）が下記式を
満たす温度範囲で熱間圧延し、７５％以上の冷圧率で冷
間圧延した後、均熱温度Ｔａ（℃）が下記式を満たす
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする深絞り性、耐
二次加工脆性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法。 ８６０−１．４×（Ｂ×１０４）≦ＦＴ≦８９５−
０．６×（Ｂ×１０４） −０．７×ＦＴ＋１１９０≦ＣＴ≦−０．３×ＦＴ
＋９５０ ７５０＋２．０×（Ｂ×１０４）≦Ｔａ≦９１０−
０．６×（Ｂ×１０４）
【０００９】
【作用】以下に、 本発明の詳細を本発明者らが行った実
験結果に基づいて説明する。 即ち本発明者等は次の表１
に示す３鋼種の鋼を溶製した。 これらのスラブを１２０
０℃に加熱後、 種々の仕上温度で熱延し、 ６５０℃で巻
取った。
験結果に基づいて説明する。 即ち本発明者等は次の表１
に示す３鋼種の鋼を溶製した。 これらのスラブを１２０
０℃に加熱後、 種々の仕上温度で熱延し、 ６５０℃で巻
取った。
【００１０】
【表１】
【００１１】続いて酸洗、 ８０％の冷圧率の冷延後、 ８
２５℃で連続焼鈍し0.５％の調圧を施し、 ｒ値測定およ
びカップ状の深絞り成形後の縦割れ発生遷移温度（二次
加工脆化遷移温度）の測定を行った。 ｒ値の測定結果を
図１に示すが、この図１から分かるように、 従来一般的
に採用されていた仕上温度８９０℃以上の場合には、Ti
−ＩＦ鋼（鋼Ｘ）にＢを添加したTi，Ｂ複合添加鋼（鋼
Ｙ）は、 鋼Ｘに比べｒ値が著しく低いが、 仕上温度を８
３０〜８７０℃とした場合には、 鋼Ｘのｒ値が大きく低
下しているのに対し、 鋼Ｙのｒ値は逆に向上し、 鋼Ｘの
９００℃仕上げのときよりもさらに良好なｒ値を示すこ
と見出した。 Ｂ単独添加の鋼Ｚは、仕上温度によらずｒ
値はかなり低い。 なお、 縦割れ発生遷移温度（二次加工
脆化遷移温度）はTi−ＩＦ鋼（鋼Ｘ）は−１５〜−２０
℃，Ti, Ｂ複合添加鋼（鋼Ｙ）は−１００℃以下, Ｂ単
独添加鋼は−３０〜−３５℃であり、 Ti，Ｂ複合添加鋼
（鋼Ｙ）は極めて優れた耐二次加工脆性を有することを
確認した。
２５℃で連続焼鈍し0.５％の調圧を施し、 ｒ値測定およ
びカップ状の深絞り成形後の縦割れ発生遷移温度（二次
加工脆化遷移温度）の測定を行った。 ｒ値の測定結果を
図１に示すが、この図１から分かるように、 従来一般的
に採用されていた仕上温度８９０℃以上の場合には、Ti
−ＩＦ鋼（鋼Ｘ）にＢを添加したTi，Ｂ複合添加鋼（鋼
Ｙ）は、 鋼Ｘに比べｒ値が著しく低いが、 仕上温度を８
３０〜８７０℃とした場合には、 鋼Ｘのｒ値が大きく低
下しているのに対し、 鋼Ｙのｒ値は逆に向上し、 鋼Ｘの
９００℃仕上げのときよりもさらに良好なｒ値を示すこ
と見出した。 Ｂ単独添加の鋼Ｚは、仕上温度によらずｒ
値はかなり低い。 なお、 縦割れ発生遷移温度（二次加工
脆化遷移温度）はTi−ＩＦ鋼（鋼Ｘ）は−１５〜−２０
℃，Ti, Ｂ複合添加鋼（鋼Ｙ）は−１００℃以下, Ｂ単
独添加鋼は−３０〜−３５℃であり、 Ti，Ｂ複合添加鋼
（鋼Ｙ）は極めて優れた耐二次加工脆性を有することを
確認した。
【００１２】本発明はこのような知見に基づき、さらに
詳細な調査、検討を積み重ねた結果完成したものであ
り、 Ti−ＩＦ鋼に適量のＢを添加し意図的に固溶Ｂを残
し、 適正な熱延条件、焼鈍条件で製造することにより、
良好な深絞り性と耐二次加工脆性の両立が可能であるこ
とを新規に見出したものである。 即ち従来、 Ｂは深絞り
性を劣化させると考えられ、 深絞り性を犠牲にしてでも
耐二次加工脆性を向上させることを狙いとした場合、 あ
るいはＮをＢＮとして析出固定させる場合以外は、 深絞
り用冷延鋼板に積極的に添加されることはほとんどなか
ったのに対し、 本発明は比較的多量のBを積極的に添加
することにより、 逆に深絞り性を向上させることを可能
にしたものであり、 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を
有する冷延鋼板の全く新たな製造技術である。
詳細な調査、検討を積み重ねた結果完成したものであ
り、 Ti−ＩＦ鋼に適量のＢを添加し意図的に固溶Ｂを残
し、 適正な熱延条件、焼鈍条件で製造することにより、
良好な深絞り性と耐二次加工脆性の両立が可能であるこ
とを新規に見出したものである。 即ち従来、 Ｂは深絞り
性を劣化させると考えられ、 深絞り性を犠牲にしてでも
耐二次加工脆性を向上させることを狙いとした場合、 あ
るいはＮをＢＮとして析出固定させる場合以外は、 深絞
り用冷延鋼板に積極的に添加されることはほとんどなか
ったのに対し、 本発明は比較的多量のBを積極的に添加
することにより、 逆に深絞り性を向上させることを可能
にしたものであり、 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を
有する冷延鋼板の全く新たな製造技術である。
【００１３】次に、 本発明の成分限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃは良好な深絞り性、 延性を確保し、かつ非時効
性とするためにはその含有量は低いほど好ましい。 本発
明では、 固溶Cを完全に析出固定するために十分な量のT
iを添加することを基本としているが、 Ｃが0.００３０
％を越えると、 Ｃを固定するために必要なTi量が増える
ことになりコスト上昇をもたらすばかりでなく、 材質面
でもTiＣが増えることにより延性、 深絞り性が劣化す
る。 また、 多量のTiを添加しても固溶Cを完全に析出固
定することが困難となる。 そのため、本発明ではＣ量を
0.００３０％以下に限定する。
する。 Ｃ： Ｃは良好な深絞り性、 延性を確保し、かつ非時効
性とするためにはその含有量は低いほど好ましい。 本発
明では、 固溶Cを完全に析出固定するために十分な量のT
iを添加することを基本としているが、 Ｃが0.００３０
％を越えると、 Ｃを固定するために必要なTi量が増える
ことになりコスト上昇をもたらすばかりでなく、 材質面
でもTiＣが増えることにより延性、 深絞り性が劣化す
る。 また、 多量のTiを添加しても固溶Cを完全に析出固
定することが困難となる。 そのため、本発明ではＣ量を
0.００３０％以下に限定する。
【００１４】Si： Siは通常の軟質冷延鋼板のレベルで
あれば、 本発明の作用効果に悪影響を及ぼすものではな
いが、 多量に添加した場合には深絞り性、 延性の低下を
招く。そこで良好な深絞り性、 延性を確保するためにSi
を0.０５％以下に限定する。
あれば、 本発明の作用効果に悪影響を及ぼすものではな
いが、 多量に添加した場合には深絞り性、 延性の低下を
招く。そこで良好な深絞り性、 延性を確保するためにSi
を0.０５％以下に限定する。
【００１５】Mn： 本発明においてはＳはTiにより析出
固定されるため、 Mn添加量は通常の軟質冷延鋼板より低
くても、 とくに本発明の作用効果に悪影響を及ぼすもの
ではない。 一方、 0.３０％を越えるMn添加はMnによる固
溶強化により鋼板を硬質化させ、 深絞り性、 延性を低下
させるため、 0.３０％以下に限定する。
固定されるため、 Mn添加量は通常の軟質冷延鋼板より低
くても、 とくに本発明の作用効果に悪影響を及ぼすもの
ではない。 一方、 0.３０％を越えるMn添加はMnによる固
溶強化により鋼板を硬質化させ、 深絞り性、 延性を低下
させるため、 0.３０％以下に限定する。
【００１６】Ｐ： Ｐは粒界脆化元素であるため、 良好
な耐二次加工脆性を得るためにはその添加量は低いほど
好ましい。 また、 粒界にＰが存在すると後述するような
粒界偏析Bによる再結晶時の集合組織改善効果、 すなわ
ち深絞り性向上効果が弱まる。さらに、 Ti−ＩＦ鋼にＰ
を添加すると、 FeTiＰのようなりん化物を形成する場合
があり、 炭窒化物形成元素としてのTiの歩留まりを低下
させるばかりか、 材質の劣化をもたらす。 したがって、
このようなPの悪影響を排除するため本発明ではＰを0.
０１０％以下に限定する。
な耐二次加工脆性を得るためにはその添加量は低いほど
好ましい。 また、 粒界にＰが存在すると後述するような
粒界偏析Bによる再結晶時の集合組織改善効果、 すなわ
ち深絞り性向上効果が弱まる。さらに、 Ti−ＩＦ鋼にＰ
を添加すると、 FeTiＰのようなりん化物を形成する場合
があり、 炭窒化物形成元素としてのTiの歩留まりを低下
させるばかりか、 材質の劣化をもたらす。 したがって、
このようなPの悪影響を排除するため本発明ではＰを0.
０１０％以下に限定する。
【００１７】Ｓ： 本発明ではTi添加により鋼中ＳをTi
Ｓとして析出固定させる。 その際、 Ｓが0.０１０％を越
えると、 Ｃの場合と同様に、 Ｓを固定するために必要な
Ti量が増えることになりコスト上昇をもたらすばかりで
なく、材質面でもTiＳが増えること、 および化学量論的
に十分なTiを添加してもＣを完全に析出固定することが
困難になることにより延性、 深絞り性が劣化する。 一
方、 適量のTiＳはTiＣの析出核としての作用を有しTiＣ
の析出を促進させ、深絞り性向上に寄与する。 Ｓが0.０
０３％未満では、 このようなTiＳの効果が十分に発揮さ
れないため、 固溶Ｃが残り易くなり、 深絞り性に対する
固溶Ｃの悪影響によりＢの添加効果が十分に発揮されな
くなる。 そのため、 Ｓは0.００３〜0.０１０％に限定す
る。
Ｓとして析出固定させる。 その際、 Ｓが0.０１０％を越
えると、 Ｃの場合と同様に、 Ｓを固定するために必要な
Ti量が増えることになりコスト上昇をもたらすばかりで
なく、材質面でもTiＳが増えること、 および化学量論的
に十分なTiを添加してもＣを完全に析出固定することが
困難になることにより延性、 深絞り性が劣化する。 一
方、 適量のTiＳはTiＣの析出核としての作用を有しTiＣ
の析出を促進させ、深絞り性向上に寄与する。 Ｓが0.０
０３％未満では、 このようなTiＳの効果が十分に発揮さ
れないため、 固溶Ｃが残り易くなり、 深絞り性に対する
固溶Ｃの悪影響によりＢの添加効果が十分に発揮されな
くなる。 そのため、 Ｓは0.００３〜0.０１０％に限定す
る。
【００１８】Ｎ： Ｎは深絞り性を劣化させるととも
に、 Ｃに比べ常温時効性を劣化させる程度も大きいた
め、 極力低くすることが望ましい。 本発明においてはこ
のような有害な固溶ＮはTiによりTiＮとして析出固定す
る。 その際、 Ｎが0.００２５％を越えるとＮを析出固定
するために多量のTi添加を必要としコスト上昇をもたら
すばかりでなく、 材質面でもTiＮが増えることにより延
性、 深絞り性が劣化する。 また、 Ｎが増えるとTiのみで
はなくＢによりＢＮとして析出しやすくなり、 固溶Ｂが
減少し、 Ｂの複合添加による深絞り性向上効果が十分に
発揮されなくなる。 そのため、 Ｎの上限を0.００２５％
に限定する。
に、 Ｃに比べ常温時効性を劣化させる程度も大きいた
め、 極力低くすることが望ましい。 本発明においてはこ
のような有害な固溶ＮはTiによりTiＮとして析出固定す
る。 その際、 Ｎが0.００２５％を越えるとＮを析出固定
するために多量のTi添加を必要としコスト上昇をもたら
すばかりでなく、 材質面でもTiＮが増えることにより延
性、 深絞り性が劣化する。 また、 Ｎが増えるとTiのみで
はなくＢによりＢＮとして析出しやすくなり、 固溶Ｂが
減少し、 Ｂの複合添加による深絞り性向上効果が十分に
発揮されなくなる。 そのため、 Ｎの上限を0.００２５％
に限定する。
【００１９】sol.Al : Alは強力な脱酸材でありTiの
酸化を抑制しTiの添加歩留まりを向上させ、 その結果と
して材質のバラツキを小さくする。 この効果を発揮させ
るためには0.０１５％以上の添加が必要である。 一方、
0.０５５％を越える過剰の添加を行っても、 その効果が
飽和するばかりか、 逆に酸化物が増えることにより深絞
り性、 延性を劣化させる。 そのため、sol.Al量を0.０１
５〜0.０５５％に限定する。
酸化を抑制しTiの添加歩留まりを向上させ、 その結果と
して材質のバラツキを小さくする。 この効果を発揮させ
るためには0.０１５％以上の添加が必要である。 一方、
0.０５５％を越える過剰の添加を行っても、 その効果が
飽和するばかりか、 逆に酸化物が増えることにより深絞
り性、 延性を劣化させる。 そのため、sol.Al量を0.０１
５〜0.０５５％に限定する。
【００２０】Ti : Tiは本発明において、 優れた深絞り
性、 延性と非時効性を発揮させるために添加する重要な
元素であり、 その添加量はＣ，Ｓ，Ｎ量に応じて限定さ
れる。前述のようにＳ，Ｎを固定すると同時に、 Ｃも完
全に析出固定するために添加するものである。 Ｎ時効を
抑制し常温非時効性とし、 Ｎ，Ｓによる延性、深絞り性
に対する悪影響を回避するためには、 少なくともTi* ＝
Ti-(48/32)S-(48/14)Ｎ＞０を満たすだけのTiを添加す
る必要がある。 さらにＣをも完全に固定し優れた深絞り
性を発揮させるためには、 少なくとも (Ti* /48)/ (C/1
2)≧3.０，すなわちTi* ／Ｃ≧12.0の添加が必要であ
る。 さらに、 Tiのより重要な作用効果は、 このようにTi
添加量を制御することにより、 ＢをＢＮとしてではなく
固溶Ｂとして鋼中に存在させることであり、 これにより
Ｂによる深絞り性向上効果を発揮させることが可能とな
る。 固溶Cがほとんど存在しない状況のもとで、 焼鈍時
のフェライト粒界にＢが偏析していることが、 深絞り性
を向上させるうえで最も重要な点である。 一方、 （Ti*
／48)/(C/12)＞7.５すなわちTi* ／Ｃ＞30.0あるいはTi
＞0.０８０％となるような過剰なTi添加を行っても、 顕
著な添加効果が認められなくなるばかりか、 表面欠陥が
発生しやすくなるためスラブ手入れが必要となり、 また
合金コストの上昇をもたらすことにもなる。 そのため、
Ti添加量はTi* ／Ｃ＝１2.０〜３0.０かつTi≦0.０８０
％を満たす範囲内に限定する。
性、 延性と非時効性を発揮させるために添加する重要な
元素であり、 その添加量はＣ，Ｓ，Ｎ量に応じて限定さ
れる。前述のようにＳ，Ｎを固定すると同時に、 Ｃも完
全に析出固定するために添加するものである。 Ｎ時効を
抑制し常温非時効性とし、 Ｎ，Ｓによる延性、深絞り性
に対する悪影響を回避するためには、 少なくともTi* ＝
Ti-(48/32)S-(48/14)Ｎ＞０を満たすだけのTiを添加す
る必要がある。 さらにＣをも完全に固定し優れた深絞り
性を発揮させるためには、 少なくとも (Ti* /48)/ (C/1
2)≧3.０，すなわちTi* ／Ｃ≧12.0の添加が必要であ
る。 さらに、 Tiのより重要な作用効果は、 このようにTi
添加量を制御することにより、 ＢをＢＮとしてではなく
固溶Ｂとして鋼中に存在させることであり、 これにより
Ｂによる深絞り性向上効果を発揮させることが可能とな
る。 固溶Cがほとんど存在しない状況のもとで、 焼鈍時
のフェライト粒界にＢが偏析していることが、 深絞り性
を向上させるうえで最も重要な点である。 一方、 （Ti*
／48)/(C/12)＞7.５すなわちTi* ／Ｃ＞30.0あるいはTi
＞0.０８０％となるような過剰なTi添加を行っても、 顕
著な添加効果が認められなくなるばかりか、 表面欠陥が
発生しやすくなるためスラブ手入れが必要となり、 また
合金コストの上昇をもたらすことにもなる。 そのため、
Ti添加量はTi* ／Ｃ＝１2.０〜３0.０かつTi≦0.０８０
％を満たす範囲内に限定する。
【００２１】Ｂ : Ｂは本発明において最も重要な元素
である。 固溶Ｂがフェライト粒界に偏析することにより
粒界を強化し、 ＩＦ鋼特有の二次加工脆化を防止する作
用を有することは従来よりよく知られていることである
が、 本発明においてさらに重要なＢの添加効果は、 熱延
条件，焼鈍条件の適正化とともにＢ添加量を最適範囲に
制御することにより、 再結晶集合組織を変化させ深絞り
性を向上させる効果をも発揮する点にある。 このような
深絞り性向上効果を発揮させるためには、 二次加工脆化
防止に必要な量よりもさらに多くのＢをフェライト粒界
に偏析させる必要がある。 最適Ｂ添加量はTi*/Ｃ値に応
じて定まり、 本発明においてはＢ添加量は１１≦｛Ｂ×
104-0.５(Ti*／Ｃ）｝≦２６に限定する。
である。 固溶Ｂがフェライト粒界に偏析することにより
粒界を強化し、 ＩＦ鋼特有の二次加工脆化を防止する作
用を有することは従来よりよく知られていることである
が、 本発明においてさらに重要なＢの添加効果は、 熱延
条件，焼鈍条件の適正化とともにＢ添加量を最適範囲に
制御することにより、 再結晶集合組織を変化させ深絞り
性を向上させる効果をも発揮する点にある。 このような
深絞り性向上効果を発揮させるためには、 二次加工脆化
防止に必要な量よりもさらに多くのＢをフェライト粒界
に偏析させる必要がある。 最適Ｂ添加量はTi*/Ｃ値に応
じて定まり、 本発明においてはＢ添加量は１１≦｛Ｂ×
104-0.５(Ti*／Ｃ）｝≦２６に限定する。
【００２２】図２はTi* ／ＣとＢ添加量によるｒ値の変
化を示した図である。即ちＣ：0.0020〜0.0025％，Ｓ：
0.００３〜0.００５％，Ｎ：0.００２０〜0.００２５％
を含有し、 Ti* ／Ｃ＝8.０〜３0.０，Ｂ：0.００１５〜
0.００４３％の種々の鋼をスラブ加熱温度：１２００
℃、仕上温度：８５０〜８６０℃、巻取温度：６６０℃
の条件で熱間圧延し、 冷圧率８０％の冷延後、 均熱温度
８４０℃で連続焼鈍し、ｒ値の測定を行った。 図２から
明らかなようにTi* ／Ｃ値が低い場合は高ｒ値を得るた
めの最適Ｂ添加量も比較的少なくなり、 Ti* ／Ｃ値が高
い場合には最適Ｂ添加量も相対的に多くなる。 これは、
現状では明らかではないがTi* ／Ｃ値によりフェライト
粒界のＣ量が変化し、 それにより粒界でのＢの占める位
置や量が変化するためと考えられる。 図２に示されてい
るように、 Ｂ添加量が１１≦｛Ｂ×104-0.5(Ti* ／
Ｃ）｝≦２６からはずれる場合には、 Ｂの深絞り性向上
効果が十分に発揮されず2.０以上の良好なｒ値が得られ
なくなる。 これは粒界偏析Ｂ量が不足するか、 あるいは
逆に固溶Ｂが過剰となり粒内にも固溶Ｂが残る、 または
Ｂ−Constituent, ほう化物が形成されるためと考えら
れる。 また、 Ti* ／Ｃ＜１2.０では固溶Ｃが若干残存し
ているため、 Ｂを複合添加しても2.０以上の良好なｒ値
が得られない。
化を示した図である。即ちＣ：0.0020〜0.0025％，Ｓ：
0.００３〜0.００５％，Ｎ：0.００２０〜0.００２５％
を含有し、 Ti* ／Ｃ＝8.０〜３0.０，Ｂ：0.００１５〜
0.００４３％の種々の鋼をスラブ加熱温度：１２００
℃、仕上温度：８５０〜８６０℃、巻取温度：６６０℃
の条件で熱間圧延し、 冷圧率８０％の冷延後、 均熱温度
８４０℃で連続焼鈍し、ｒ値の測定を行った。 図２から
明らかなようにTi* ／Ｃ値が低い場合は高ｒ値を得るた
めの最適Ｂ添加量も比較的少なくなり、 Ti* ／Ｃ値が高
い場合には最適Ｂ添加量も相対的に多くなる。 これは、
現状では明らかではないがTi* ／Ｃ値によりフェライト
粒界のＣ量が変化し、 それにより粒界でのＢの占める位
置や量が変化するためと考えられる。 図２に示されてい
るように、 Ｂ添加量が１１≦｛Ｂ×104-0.5(Ti* ／
Ｃ）｝≦２６からはずれる場合には、 Ｂの深絞り性向上
効果が十分に発揮されず2.０以上の良好なｒ値が得られ
なくなる。 これは粒界偏析Ｂ量が不足するか、 あるいは
逆に固溶Ｂが過剰となり粒内にも固溶Ｂが残る、 または
Ｂ−Constituent, ほう化物が形成されるためと考えら
れる。 また、 Ti* ／Ｃ＜１2.０では固溶Ｃが若干残存し
ているため、 Ｂを複合添加しても2.０以上の良好なｒ値
が得られない。
【００２３】次に製造条件の限定理由について説明す
る。 本発明では、 上記のような組成の鋼を最適な熱延条
件で製造することがとくに重要である。即ちスラブ加熱
温度は、 オーステナイト粒を微細化させオーステナイト
粒界への固溶Bの偏析を促進させるため、 およびスラブ
加熱時の炭窒化物の再固溶を抑制するために、 １２００
℃以下さらには１１５０℃以下とすることが好ましい。
一方、 １０５０℃より低温になると、 スラブ加熱以降の
過程でのＢの拡散が不十分となり、 組織の均一性が劣化
する。 また、 粗圧延、仕上圧延時の熱延負荷が大きくな
る。 そのため、 スラブ加熱温度は１０５０〜１２００℃
に限定する。
る。 本発明では、 上記のような組成の鋼を最適な熱延条
件で製造することがとくに重要である。即ちスラブ加熱
温度は、 オーステナイト粒を微細化させオーステナイト
粒界への固溶Bの偏析を促進させるため、 およびスラブ
加熱時の炭窒化物の再固溶を抑制するために、 １２００
℃以下さらには１１５０℃以下とすることが好ましい。
一方、 １０５０℃より低温になると、 スラブ加熱以降の
過程でのＢの拡散が不十分となり、 組織の均一性が劣化
する。 また、 粗圧延、仕上圧延時の熱延負荷が大きくな
る。 そのため、 スラブ加熱温度は１０５０〜１２００℃
に限定する。
【００２４】仕上温度は熱延条件のなかでもとくに重要
であり、 最適温度範囲に制御する必要がある。 即ち図３
は、Ｂ添加量と仕上温度FTによるｒ値の変化を示した図
である。Ti* ／Ｃ＝１４〜２６，Ｓ：0.００３〜0.００
４％，Ｂ：0.００１４〜0.００４４％の種々の鋼を、 ７
９０〜９１０℃の仕上温度で熱延し、 冷延、焼鈍後のｒ
値を測定した。 スラブ加熱温度：１２００℃，巻取温
度：６４０℃，冷圧率：７８％，連続焼鈍の均熱温度：
８５０℃である。 同図より明らかなように、 Ｂ添加量に
応じた最適仕上温度で熱延することにより優れた深絞り
性が発揮される。Ｂ添加による深絞り性向上効果を発揮
させるために仕上温度ＦＴは、 ８６０−1.４×（Ｂ×10
4)≦ＦＴ≦８９５−0.６×（Ｂ×104)のように限定す
る。 これは、仕上温度が低すぎる場合は巻取温度を制御
しても熱延板組織に加工組織が残るか、 あるいは粗大化
してしまい、 また仕上温度が高すぎるとやはり結晶粒が
粗大化してしまい、 いずれの場合も均一な細粒組織とす
ることが困難となるためである。 その結果、 Ｂの添加効
果が十分に発揮されなくなってしまう。 これは、 Ｂによ
る再結晶抑制効果と変態抑制効果に関連しているため、
Ｂ添加量に応じて最適仕上温度は変化することになる。
であり、 最適温度範囲に制御する必要がある。 即ち図３
は、Ｂ添加量と仕上温度FTによるｒ値の変化を示した図
である。Ti* ／Ｃ＝１４〜２６，Ｓ：0.００３〜0.００
４％，Ｂ：0.００１４〜0.００４４％の種々の鋼を、 ７
９０〜９１０℃の仕上温度で熱延し、 冷延、焼鈍後のｒ
値を測定した。 スラブ加熱温度：１２００℃，巻取温
度：６４０℃，冷圧率：７８％，連続焼鈍の均熱温度：
８５０℃である。 同図より明らかなように、 Ｂ添加量に
応じた最適仕上温度で熱延することにより優れた深絞り
性が発揮される。Ｂ添加による深絞り性向上効果を発揮
させるために仕上温度ＦＴは、 ８６０−1.４×（Ｂ×10
4)≦ＦＴ≦８９５−0.６×（Ｂ×104)のように限定す
る。 これは、仕上温度が低すぎる場合は巻取温度を制御
しても熱延板組織に加工組織が残るか、 あるいは粗大化
してしまい、 また仕上温度が高すぎるとやはり結晶粒が
粗大化してしまい、 いずれの場合も均一な細粒組織とす
ることが困難となるためである。 その結果、 Ｂの添加効
果が十分に発揮されなくなってしまう。 これは、 Ｂによ
る再結晶抑制効果と変態抑制効果に関連しているため、
Ｂ添加量に応じて最適仕上温度は変化することになる。
【００２５】Ｂ添加による深絞り性向上効果を発揮させ
るためには、 熱延板の組織を再結晶組織でかつ均一な細
粒組織とする必要がある。 そのために巻取温度ＣＴは仕
上温度ＦＴとの関係により定まり、 本発明においては−
0.７×ＦＴ＋１１９0 ≦ＣＴ≦−0.３×ＦＴ＋９５０に
限定する。 図４は仕上温度ＦＴと巻取温度ＣＴによるｒ
値の変化を示した図である。即ちTi* ／Ｃ＝１９〜２
３, Ｓ：0.００５〜0.００６％でＢ：0.００２３％の鋼
ＸとＢ：0.００３５％の鋼Ｙを、 それぞれ鋼Ｘは仕上温
度８５５℃と８７５℃の２条件、 鋼Ｙは仕上温度８１５
℃と８４０℃の２条件で熱延し、 ５７０〜７１０℃の種
々の温度で巻取り、 冷延 、焼鈍後のｒ値を測定した。 ス
ラブ加熱温度：１１５０℃、冷圧率：８０％(0.8mm) 、
連続焼鈍の均熱温度：８３０℃である。 同図より明らか
なように、 巻取温度ＣＴを式と式によって−0.７×
ＦＴ＋１１９０≦ＣＴ≦−0.３×ＦＴ＋９５０のように
制御することにより、 高ｒ値を得ることができる。 巻取
温度が低すぎる場合は加工組織が残りやすく、 高い場合
は粒成長により粗大化してしまう。 仕上温度ＦＴが相対
的に高い場合は、 加工組織が残りにくいので巻取温度は
比較的低い温度とし、仕上温度ＦＴが低い場合は加工組
織が残らないように比較的高い温度で巻取る。しかし、
高過ぎる場合は上述のように粗粒化してしてしまうの
で、 上記のように限定する。
るためには、 熱延板の組織を再結晶組織でかつ均一な細
粒組織とする必要がある。 そのために巻取温度ＣＴは仕
上温度ＦＴとの関係により定まり、 本発明においては−
0.７×ＦＴ＋１１９0 ≦ＣＴ≦−0.３×ＦＴ＋９５０に
限定する。 図４は仕上温度ＦＴと巻取温度ＣＴによるｒ
値の変化を示した図である。即ちTi* ／Ｃ＝１９〜２
３, Ｓ：0.００５〜0.００６％でＢ：0.００２３％の鋼
ＸとＢ：0.００３５％の鋼Ｙを、 それぞれ鋼Ｘは仕上温
度８５５℃と８７５℃の２条件、 鋼Ｙは仕上温度８１５
℃と８４０℃の２条件で熱延し、 ５７０〜７１０℃の種
々の温度で巻取り、 冷延 、焼鈍後のｒ値を測定した。 ス
ラブ加熱温度：１１５０℃、冷圧率：８０％(0.8mm) 、
連続焼鈍の均熱温度：８３０℃である。 同図より明らか
なように、 巻取温度ＣＴを式と式によって−0.７×
ＦＴ＋１１９０≦ＣＴ≦−0.３×ＦＴ＋９５０のように
制御することにより、 高ｒ値を得ることができる。 巻取
温度が低すぎる場合は加工組織が残りやすく、 高い場合
は粒成長により粗大化してしまう。 仕上温度ＦＴが相対
的に高い場合は、 加工組織が残りにくいので巻取温度は
比較的低い温度とし、仕上温度ＦＴが低い場合は加工組
織が残らないように比較的高い温度で巻取る。しかし、
高過ぎる場合は上述のように粗粒化してしてしまうの
で、 上記のように限定する。
【００２６】冷圧率は先鋭な圧延集合組織を形成させ、
深絞り性に好ましい集合組織とするためには高いほうが
良く、 ７５％以上に限定する。
深絞り性に好ましい集合組織とするためには高いほうが
良く、 ７５％以上に限定する。
【００２７】引き続き行う焼鈍は連続焼鈍により行う。
バッチ焼鈍では加熱速度が遅いため、 粒界偏析Ｂにより
深絞り性に好ましい｛１１１｝＜１１２＞近傍の先鋭な
再結晶集合組織を形成させることができない。 加熱速度
は速い方が深絞り性に好ましい｛１１１｝＜１１２＞近
傍の先鋭な再結晶集合組織を形成させる上で有利である
が、 通常の連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛メッキライン
等で実施されている加熱速度であれば、 Ｂの添加効果が
十分発揮されるため、 とくに限定しない。
バッチ焼鈍では加熱速度が遅いため、 粒界偏析Ｂにより
深絞り性に好ましい｛１１１｝＜１１２＞近傍の先鋭な
再結晶集合組織を形成させることができない。 加熱速度
は速い方が深絞り性に好ましい｛１１１｝＜１１２＞近
傍の先鋭な再結晶集合組織を形成させる上で有利である
が、 通常の連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛メッキライン
等で実施されている加熱速度であれば、 Ｂの添加効果が
十分発揮されるため、 とくに限定しない。
【００２８】均熱温度は高い方が好ましいが、 高すぎる
場合にはオーステナイト変態により、 深絞り性に好まし
い集合組織が破壊されてしまうため深絞り性が劣化す
る。 また、 本発明鋼は通常の鋼板に比べＢを多量に添加
しているため再結晶温度が上昇しており、 焼鈍温度が低
い場合には一部未再結晶組織が残存する恐れがある。 そ
の場合やはり深絞り性の劣化をもたらす。 このような変
態温度、 再結晶温度はいずれもＢ添加量の影響が大きい
ため、 Ｂ添加量に応じて最適焼鈍温度が定まる。
場合にはオーステナイト変態により、 深絞り性に好まし
い集合組織が破壊されてしまうため深絞り性が劣化す
る。 また、 本発明鋼は通常の鋼板に比べＢを多量に添加
しているため再結晶温度が上昇しており、 焼鈍温度が低
い場合には一部未再結晶組織が残存する恐れがある。 そ
の場合やはり深絞り性の劣化をもたらす。 このような変
態温度、 再結晶温度はいずれもＢ添加量の影響が大きい
ため、 Ｂ添加量に応じて最適焼鈍温度が定まる。
【００２９】以上のことより、 本発明においては均熱温
度Ta（℃）を７５０＋2.０×（Ｂ×104)≦ Ta ≦９１０
−0.６×（Ｂ×104)に限定する。 図５は焼鈍均熱温度Ta
によるｒ値の変化を示した図である。Ti* ／Ｃ＝２０〜
２２, Ｓ：0.００３〜0.00４％でＢ添加量がそれぞれ0.
００１０，0.００２２，0.００２９，0.００３６，0.０
０５０％の鋼Ａ〜Ｅを熱延、 冷延により0.７５mm（冷圧
率75%)とし、 ７５０〜９３０℃の種々の均熱温度で連続
焼鈍し、 ｒ値を測定した。 スラブ加熱温度：１２００
℃、 仕上温度：８５０〜８６０℃、 巻取温度：６２０℃
である。 同図より、 本発明の鋼組成を有し上記の最適温
度範囲で連続焼鈍したときにのみ、 高いｒ値が得られる
ことがわかる。
度Ta（℃）を７５０＋2.０×（Ｂ×104)≦ Ta ≦９１０
−0.６×（Ｂ×104)に限定する。 図５は焼鈍均熱温度Ta
によるｒ値の変化を示した図である。Ti* ／Ｃ＝２０〜
２２, Ｓ：0.００３〜0.00４％でＢ添加量がそれぞれ0.
００１０，0.００２２，0.００２９，0.００３６，0.０
０５０％の鋼Ａ〜Ｅを熱延、 冷延により0.７５mm（冷圧
率75%)とし、 ７５０〜９３０℃の種々の均熱温度で連続
焼鈍し、 ｒ値を測定した。 スラブ加熱温度：１２００
℃、 仕上温度：８５０〜８６０℃、 巻取温度：６２０℃
である。 同図より、 本発明の鋼組成を有し上記の最適温
度範囲で連続焼鈍したときにのみ、 高いｒ値が得られる
ことがわかる。
【００３０】焼鈍均熱時間についてはとくに限定する必
要はないが、 生産効率を劣化させずに、 かつ完全な再結
晶組織とするためには１０秒以上、 ３分以下とするのが
望ましい。また、 焼鈍後の冷却速度もとくに限定する必
要はなく、 常法に従い実施すれば良い。 さらにその後必
要に応じて調圧を行うが、 伸長率はとくに規定するもの
ではなく、 常法に従い1.０％以下程度で実施すればよ
い。
要はないが、 生産効率を劣化させずに、 かつ完全な再結
晶組織とするためには１０秒以上、 ３分以下とするのが
望ましい。また、 焼鈍後の冷却速度もとくに限定する必
要はなく、 常法に従い実施すれば良い。 さらにその後必
要に応じて調圧を行うが、 伸長率はとくに規定するもの
ではなく、 常法に従い1.０％以下程度で実施すればよ
い。
【００３１】なお、 本発明が対象とする冷延鋼板は、 電
気亜鉛メッキ、 溶融亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メ
ッキ等の表面処理鋼板の素材となる冷延鋼板をも含むも
のである。
気亜鉛メッキ、 溶融亜鉛メッキおよび合金化溶融亜鉛メ
ッキ等の表面処理鋼板の素材となる冷延鋼板をも含むも
のである。
【００３２】また、 このような本発明の製造技術により
良好な深絞り性が得られる原因については、現状では十
分に解明できていないが、 深絞り性の最も主要な支配因
子である再結晶集合組織を詳細に調査、 検討した結果、
本発明者らはその機構を以下のように推定している。即
ち本発明鋼は従来鋼（比較鋼）に比べ、 極めて先鋭な
｛１１１｝＜１１２＞集合組織を示していた。 これは深
絞り性に対して好ましい方位であり、 この方位への集積
度が強まることにより深絞り性は向上する。 このような
再結晶集合組織の変化は、 鋼組成、 製造条件の限定理由
の説明のなかでも述べてきたように、 (1) 適量の固溶Ｂ
が存在することにより熱延時のオーステナイト粒界にＢ
が偏析しγ→α変態の遅滞をもたらし、 さらに変態後の
フェライト粒界に偏析したＢのDragging効果により粒成
長が抑制され、 熱延板組織が均一かつ細粒となること、
(2) さらに、 このような細粒組織の粒界に偏析したＢ
が、 冷延後の焼鈍中の再結晶核生成および粒成長の方位
選択性に変化をもたらすこと、によるものと推定され
る。
良好な深絞り性が得られる原因については、現状では十
分に解明できていないが、 深絞り性の最も主要な支配因
子である再結晶集合組織を詳細に調査、 検討した結果、
本発明者らはその機構を以下のように推定している。即
ち本発明鋼は従来鋼（比較鋼）に比べ、 極めて先鋭な
｛１１１｝＜１１２＞集合組織を示していた。 これは深
絞り性に対して好ましい方位であり、 この方位への集積
度が強まることにより深絞り性は向上する。 このような
再結晶集合組織の変化は、 鋼組成、 製造条件の限定理由
の説明のなかでも述べてきたように、 (1) 適量の固溶Ｂ
が存在することにより熱延時のオーステナイト粒界にＢ
が偏析しγ→α変態の遅滞をもたらし、 さらに変態後の
フェライト粒界に偏析したＢのDragging効果により粒成
長が抑制され、 熱延板組織が均一かつ細粒となること、
(2) さらに、 このような細粒組織の粒界に偏析したＢ
が、 冷延後の焼鈍中の再結晶核生成および粒成長の方位
選択性に変化をもたらすこと、によるものと推定され
る。
【００３３】
（実施例１）次の表２に示すように４種類の炭窒化物形
成元素 (Ti, Nb, Ｖ, Zr）とＢを複合添加した極低炭素
鋼をスラブ加熱温度１２００℃，仕上温度８７０℃，巻
取温度６３０℃の条件で熱間圧延し、 酸洗後0.７５mm
（冷圧率80.3%)の板厚に冷間圧延した。
成元素 (Ti, Nb, Ｖ, Zr）とＢを複合添加した極低炭素
鋼をスラブ加熱温度１２００℃，仕上温度８７０℃，巻
取温度６３０℃の条件で熱間圧延し、 酸洗後0.７５mm
（冷圧率80.3%)の板厚に冷間圧延した。
【００３４】
【表２】
【００３５】その後、 ８２５℃の均熱温度で連続焼鈍
し、 伸長率0.６％の調質圧延を施した後、 機械特性値、
ｒ値を測定した。 これらの測定結果を前記表２に併せて
示したが、表２より、 Nb, Ｖ，ZrとＢの複合添加鋼では
深絞り性、 延性ともに劣っており、 TiとＢの複合添加の
場合にのみ優れた深絞り性と延性を有することがわか
る。
し、 伸長率0.６％の調質圧延を施した後、 機械特性値、
ｒ値を測定した。 これらの測定結果を前記表２に併せて
示したが、表２より、 Nb, Ｖ，ZrとＢの複合添加鋼では
深絞り性、 延性ともに劣っており、 TiとＢの複合添加の
場合にのみ優れた深絞り性と延性を有することがわか
る。
【００３６】（実施例２）次の表３，表４に示す鋼７，
10の２鋼種の鋼をスラブ加熱温度１１５０℃，仕上温度
８１０〜８９０℃，巻取温度６８０℃の条件で3.６mmの
板厚に熱間圧延し、 酸洗後0.８mmの板厚に冷間圧延した
（冷圧率77.8%)。
10の２鋼種の鋼をスラブ加熱温度１１５０℃，仕上温度
８１０〜８９０℃，巻取温度６８０℃の条件で3.６mmの
板厚に熱間圧延し、 酸洗後0.８mmの板厚に冷間圧延した
（冷圧率77.8%)。
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】その後、 ８４０℃の均熱温度で連続焼鈍
し、 伸長率0.６％の調質圧延を施した後、 機械特性値、
ｒ値，ＡＩ, 二次加工脆化遷移温度Ｔthを測定した。 こ
れらの測定結果を熱延仕上温度とともに次の表５に示し
た。 なお、 ＡＩは８％予歪み後１００℃×６０min の熱
処理を行い、熱処理前後での降伏強度の上昇量で評価し
たが、 すべて0.５kgf/mm2 以下であり完全非時効性とよ
べるレベルであった。 また、二次加工脆化遷移温度Ｔth
は、 絞り比2.１の条件で深絞り成形後、 耳をトリムし、
円錐コーンの上にサンプルをふせ、 種々の温度で衝撃荷
重を加え、 縦割れ発生遷移温度を求め評価した。
し、 伸長率0.６％の調質圧延を施した後、 機械特性値、
ｒ値，ＡＩ, 二次加工脆化遷移温度Ｔthを測定した。 こ
れらの測定結果を熱延仕上温度とともに次の表５に示し
た。 なお、 ＡＩは８％予歪み後１００℃×６０min の熱
処理を行い、熱処理前後での降伏強度の上昇量で評価し
たが、 すべて0.５kgf/mm2 以下であり完全非時効性とよ
べるレベルであった。 また、二次加工脆化遷移温度Ｔth
は、 絞り比2.１の条件で深絞り成形後、 耳をトリムし、
円錐コーンの上にサンプルをふせ、 種々の温度で衝撃荷
重を加え、 縦割れ発生遷移温度を求め評価した。
【００４０】
【表５】
【００４１】表５によれば、本発明による鋼板は優れた
深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えていることがわか
る。
深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えていることがわか
る。
【００４２】（実施例３）前記表３に示した鋼組成を有
する２８鋼種の鋼を次の表６に示す熱延条件で熱間圧延
し、 冷圧率８０％で0.７mmに冷間圧延した後、 ８３５℃
の均熱温度で連続焼鈍し、 伸長率0.４％の調質圧延を施
した。
する２８鋼種の鋼を次の表６に示す熱延条件で熱間圧延
し、 冷圧率８０％で0.７mmに冷間圧延した後、 ８３５℃
の均熱温度で連続焼鈍し、 伸長率0.４％の調質圧延を施
した。
【００４３】
【表６】
【００４４】これらの鋼板の機械特性値、 ＡＩ, 二次加
工脆化遷移温度Ｔthの測定結果および表面欠陥発生状況
の観察結果は前記表５および次の表６に示した。 本発明
による鋼板は優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備
え、 良好な延性と完全非時効性を有してていることが確
認された。
工脆化遷移温度Ｔthの測定結果および表面欠陥発生状況
の観察結果は前記表５および次の表６に示した。 本発明
による鋼板は優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備
え、 良好な延性と完全非時効性を有してていることが確
認された。
【００４５】
【表７】
【００４６】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
優れた深絞り性と共に耐二次加工脆性を両立せしめて具
備した軟質冷延鋼板を安定且つ的確に製造することがで
きるものであって、工業的にその効果の大きい発明であ
る。
優れた深絞り性と共に耐二次加工脆性を両立せしめて具
備した軟質冷延鋼板を安定且つ的確に製造することがで
きるものであって、工業的にその効果の大きい発明であ
る。
【図１】Ti−ＩＦ鋼（鋼Ｘ），Ti・Ｂ複合添加鋼（鋼
Ｙ），Ｂ単独添加鋼（鋼Ｚ）の仕上温度によるｒ値の変
化を示した図表である。
Ｙ），Ｂ単独添加鋼（鋼Ｚ）の仕上温度によるｒ値の変
化を示した図表である。
【図２】Ti*/ＣとＢ添加量によるｒ値の変化を示した図
表である。
表である。
【図３】Ｂ添加量と仕上温度ＦＴよるｒ値の変化を示し
た図表である。
た図表である。
【図４】仕上温度ＦＴと巻取温度ＣＴによるｒ値の変化
を示した図表である。
を示した図表である。
【図５】焼鈍均熱温度Taによるｒ値の変化を示した図表
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−76848（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−257124（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−150317（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−173216（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/48,8/04 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．００３０％以下，Ｓ
ｉ：０．０５％以下，Ｍｎ：０．３０％以下，Ｐ：０．
０１０％以下，Ｓ：０．００３〜０．０１０％，ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５５％，Ｎ：０．００２
５％以下を含有するとともに、 Ｔｉ＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１４）Ｎ＞
０，Ｔｉ＊／Ｃ＝１２．０〜３０．０，Ｔｉ≦０．０８
％，１１≦｛Ｂ×１０４−０．５（Ｔｉ＊／Ｃ）｝≦２
６ を満たす範囲内のＴｉ，Ｂを含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、スラブ加熱温度１０５０〜１
２００℃，仕上圧延終了温度ＦＴ（℃）が下記式を満
たす温度範囲で，かつ巻取温度ＣＴ（℃）が下記式を
満たす温度範囲で熱間圧延し、７５％以上の冷圧率で冷
間圧延した後、均熱温度Ｔａ（℃）が下記式を満たす
温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする深絞り性、耐
二次加工脆性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法。 ８６０−１．４×（Ｂ×１０４）≦ＦＴ≦８９５−
０．６×（Ｂ×１０４） −０．７×ＦＴ＋１１９０≦ＣＴ≦−０．３×ＦＴ
＋９５０ ７５０＋２．０×（Ｂ×１０４）≦Ｔａ≦９１０−
０．６×（Ｂ×１０４）
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP04023307A JP3111588B2 (ja) | 1992-01-14 | 1992-01-14 | 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP04023307A JP3111588B2 (ja) | 1992-01-14 | 1992-01-14 | 優れた深絞り性と耐二次加工脆性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195079A JPH05195079A (ja) | 1993-08-03 |
| JP3111588B2 true JP3111588B2 (ja) | 2000-11-27 |
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| JP (1) | JP3111588B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| CN106282795B (zh) * | 2016-08-30 | 2018-04-10 | 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 |
| CN109022664B (zh) * | 2018-08-08 | 2020-09-08 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种使用含钒钛铁水冶炼Ti-IF钢的方法 |
-
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- 1992-01-14 JP JP04023307A patent/JP3111588B2/ja not_active Expired - Fee Related
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