JP3266512B2 - 深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
深絞り用冷延鋼板およびその製造方法Info
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、深絞り用冷延鋼板
およびその製造方法に関し、特に、CuやNi等のトランプ
エレメントの混入が不可避な電気炉製鋼法を利用した場
合においても、優れた深絞り性を有する冷延鋼板を安定
して得ようとするものである。
およびその製造方法に関し、特に、CuやNi等のトランプ
エレメントの混入が不可避な電気炉製鋼法を利用した場
合においても、優れた深絞り性を有する冷延鋼板を安定
して得ようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、世界的規模で電気炉が建設され、
棒鋼等の生産に貢献している。また、最近では、電気炉
材の一部は、熱延鋼板や冷延鋼板、表面処理鋼板等の薄
板の分野にも進出している。しかしながら、電気炉材で
は、トランプエレメントと呼称される不純物元素の混入
が避けられず、かかるトランプエレメントに起因して機
械的性質が制限されたり、内部品質および表面品質が劣
化することから、自動車用鋼板に代表されるいわゆる高
級薄鋼板に充当されることはなく、薄板分野とはいって
もその用途は一般的な汎用品に制限されているのが現状
である。従って、高級薄鋼板の分野は、依然として高炉
−転炉プロセスの独壇場となっている。
棒鋼等の生産に貢献している。また、最近では、電気炉
材の一部は、熱延鋼板や冷延鋼板、表面処理鋼板等の薄
板の分野にも進出している。しかしながら、電気炉材で
は、トランプエレメントと呼称される不純物元素の混入
が避けられず、かかるトランプエレメントに起因して機
械的性質が制限されたり、内部品質および表面品質が劣
化することから、自動車用鋼板に代表されるいわゆる高
級薄鋼板に充当されることはなく、薄板分野とはいって
もその用途は一般的な汎用品に制限されているのが現状
である。従って、高級薄鋼板の分野は、依然として高炉
−転炉プロセスの独壇場となっている。
【０００３】現在、我が国はもとより、全世界的な市場
ニーズから、高級鋼を含む多くの種類の鋼材を、より少
ない投資で製造し得る技術の開発が熱望されている。と
ころが、上述したように、高級鋼の製造プロセスは高炉
−転炉プロセスでなければならないとなると、その設備
建設には多大の投資が必要となる。この点、高級鋼の製
造が電気炉等のコンパクトな設備で製造可能となれば、
その効果は計り知れない。
ニーズから、高級鋼を含む多くの種類の鋼材を、より少
ない投資で製造し得る技術の開発が熱望されている。と
ころが、上述したように、高級鋼の製造プロセスは高炉
−転炉プロセスでなければならないとなると、その設備
建設には多大の投資が必要となる。この点、高級鋼の製
造が電気炉等のコンパクトな設備で製造可能となれば、
その効果は計り知れない。
【０００４】さて、従来から、上記したような高級薄鋼
板の製造技術については種々の提案がなされている（例
えば、特公昭44-18066号公報、特公昭53-12889号公報お
よび特公平３-56301号公報など）が、これらの技術はい
ずれも、Ｃ，Ｎを可能な限り低減しようとするものであ
り、また鉄スクラップの再利用時に混入が不可避なCuお
よびNi等のトランプエレメントについては何ら考慮が払
われていない。ここに、鉄スクラップの再利用のため
に、電気炉などを利用した場合、鋼中のＮは0.0040wt％
以上の高いレベルとなる。また、鉄スクラップに含有さ
れるCu,Ni等のトランプエレメントは精錬時に除去する
ことが困難なため、鋼中に残留する。このため、従来、
加工性に優れ表面美麗な熱延鋼板、冷延鋼板ならびに表
面処理鋼板を製造するためには、原料に溶銑を使用し、
転炉−真空脱ガス−熱延−冷延というプロセスをとるこ
とによってＣ，Ｎを極力低減し、さらにトランプエレメ
ントの混入を極力抑制する方法が採用されてきた。
板の製造技術については種々の提案がなされている（例
えば、特公昭44-18066号公報、特公昭53-12889号公報お
よび特公平３-56301号公報など）が、これらの技術はい
ずれも、Ｃ，Ｎを可能な限り低減しようとするものであ
り、また鉄スクラップの再利用時に混入が不可避なCuお
よびNi等のトランプエレメントについては何ら考慮が払
われていない。ここに、鉄スクラップの再利用のため
に、電気炉などを利用した場合、鋼中のＮは0.0040wt％
以上の高いレベルとなる。また、鉄スクラップに含有さ
れるCu,Ni等のトランプエレメントは精錬時に除去する
ことが困難なため、鋼中に残留する。このため、従来、
加工性に優れ表面美麗な熱延鋼板、冷延鋼板ならびに表
面処理鋼板を製造するためには、原料に溶銑を使用し、
転炉−真空脱ガス−熱延−冷延というプロセスをとるこ
とによってＣ，Ｎを極力低減し、さらにトランプエレメ
ントの混入を極力抑制する方法が採用されてきた。
【０００５】しかしながら、一方で、トランプエレメン
トを含む電気炉鋼から加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼
板および表面処理鋼板を製造しようとする技術もいくつ
か提案されている。例えば、特開平６−235047号公報に
は、高Ｎ含有鋼であっても非時効性かつ冷間プレス加工
性に優れた冷延鋼板を製造する技術が提案されている。
しかしながら、上記の冷延鋼板は0.0050wt％以上と多量
のＣを含有していることもあって、本発明のようにトラ
ンプエレメントを比較的多量に含有する場合（例えば本
発明鋼＃Ｄ−２, ＃Ｄ−５）には、1.60〜1.78程度のｒ
値しか得られず、十分な深絞り性を有しているとは言え
ない。また、特開平４−371528号公報には、深絞り用冷
延鋼板を製造する技術が提案されているが、実質的な鋼
のＮ含有量は0.0025wt％以下であって電気炉鋼中に存在
するＮ含有量よりも低いレベルの鋼しか取り扱っておら
ず、また得られる冷延鋼板のｒ値も1.85以下であって、
十分な深絞り性を有しているとは言い難い。さらに、特
開平７−118795号公報には、加工性に優れた冷延鋼板の
製造技術が提案されているが、実質的なＣ含有量が0.03
wt％以上と多いため、得られるｒ値も1.83以下であり、
やはり十分な深絞り性を有しているとは言い難い。その
他、特開平７−157840号公報には、溶接性に優れた熱延
鋼板の製造方法が提案されているが、Ｃ含有量が0.01wt
％以上であるため、やはり十分な加工性は望み難い。上
述したとおり、これまでにも、トランプレメントを含む
電気炉鋼から、加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およ
び表面処理鋼板を製造する技術はいくつか提案されてい
るが、いずれも十分な加工性を有しているとは言い難
く、その改善が強く望まれていた。
トを含む電気炉鋼から加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼
板および表面処理鋼板を製造しようとする技術もいくつ
か提案されている。例えば、特開平６−235047号公報に
は、高Ｎ含有鋼であっても非時効性かつ冷間プレス加工
性に優れた冷延鋼板を製造する技術が提案されている。
しかしながら、上記の冷延鋼板は0.0050wt％以上と多量
のＣを含有していることもあって、本発明のようにトラ
ンプエレメントを比較的多量に含有する場合（例えば本
発明鋼＃Ｄ−２, ＃Ｄ−５）には、1.60〜1.78程度のｒ
値しか得られず、十分な深絞り性を有しているとは言え
ない。また、特開平４−371528号公報には、深絞り用冷
延鋼板を製造する技術が提案されているが、実質的な鋼
のＮ含有量は0.0025wt％以下であって電気炉鋼中に存在
するＮ含有量よりも低いレベルの鋼しか取り扱っておら
ず、また得られる冷延鋼板のｒ値も1.85以下であって、
十分な深絞り性を有しているとは言い難い。さらに、特
開平７−118795号公報には、加工性に優れた冷延鋼板の
製造技術が提案されているが、実質的なＣ含有量が0.03
wt％以上と多いため、得られるｒ値も1.83以下であり、
やはり十分な深絞り性を有しているとは言い難い。その
他、特開平７−157840号公報には、溶接性に優れた熱延
鋼板の製造方法が提案されているが、Ｃ含有量が0.01wt
％以上であるため、やはり十分な加工性は望み難い。上
述したとおり、これまでにも、トランプレメントを含む
電気炉鋼から、加工性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およ
び表面処理鋼板を製造する技術はいくつか提案されてい
るが、いずれも十分な加工性を有しているとは言い難
く、その改善が強く望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の要望
に有利に応えるもので、トランプエレメントの混入が不
可避な電気炉製鋼法を利用した場合であっても、ｒ値が
2.5以上の優れた深絞り性を有する冷延鋼板を、その有
利な製造方法と共に提案することを目的とする。
に有利に応えるもので、トランプエレメントの混入が不
可避な電気炉製鋼法を利用した場合であっても、ｒ値が
2.5以上の優れた深絞り性を有する冷延鋼板を、その有
利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼中にCu
やNi等のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値
に及ぼすＣやＮの影響が、かようなトランプエレメント
を含有しない従来の清浄鋼の場合とはかなり異なること
の知見を得た。すなわち、ＣおよびＮは、TiＣ，TiＮ等
の炭窒化物の形でｒ値に影響を及ぼしていると考えられ
るが、かかる炭窒化物の｛１１１｝再結晶集合組織の形
成に及ぼす挙動は従来とは異なり、TiＣは従来同様少な
い方がいいものの、TiＮについては従来とは逆に、むし
ろある程度の量を残留させた方が良好な結果が得られる
ことが新たに究明されたのである。
の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼中にCu
やNi等のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値
に及ぼすＣやＮの影響が、かようなトランプエレメント
を含有しない従来の清浄鋼の場合とはかなり異なること
の知見を得た。すなわち、ＣおよびＮは、TiＣ，TiＮ等
の炭窒化物の形でｒ値に影響を及ぼしていると考えられ
るが、かかる炭窒化物の｛１１１｝再結晶集合組織の形
成に及ぼす挙動は従来とは異なり、TiＣは従来同様少な
い方がいいものの、TiＮについては従来とは逆に、むし
ろある程度の量を残留させた方が良好な結果が得られる
ことが新たに究明されたのである。
【０００８】また、トランプエレメントであるCuやNiの
含有量を所定の範囲に制限することにより、深絞り性の
一層の改善を図り得ること、さらに、適正なCu，Ni量の
下で、Mn／Ｓを 7.0以下にすれば、深絞り性のより一層
の向上が実現されることの知見を得たのである。この発
明は、上記の知見に立脚するのものである。
含有量を所定の範囲に制限することにより、深絞り性の
一層の改善を図り得ること、さらに、適正なCu，Ni量の
下で、Mn／Ｓを 7.0以下にすれば、深絞り性のより一層
の向上が実現されることの知見を得たのである。この発
明は、上記の知見に立脚するのものである。
【０００９】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.0050wt％以下（ただし、0.0050wt％を除
く）、 Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.14wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.010 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Ti：0.014 〜0.10wt％ を、 Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) Mn/Ｓ≦7.0 を満足する範囲において含有し、かつCuおよびNiのトラ
ンプエレメントとしての混入を Cu：0.96wt％以下、 Ni：0.88wt％以下、 0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150 の範囲に抑制したことを特徴とする深絞り用冷延鋼板。
である。 １．Ｃ：0.0050wt％以下（ただし、0.0050wt％を除
く）、 Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.14wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.010 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Ti：0.014 〜0.10wt％ を、 Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) Mn/Ｓ≦7.0 を満足する範囲において含有し、かつCuおよびNiのトラ
ンプエレメントとしての混入を Cu：0.96wt％以下、 Ni：0.88wt％以下、 0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150 の範囲に抑制したことを特徴とする深絞り用冷延鋼板。
【００１０】２．上記１において、鋼組成がさらにNb：
0.001 〜0.10wt％、Ｂ：0.0001〜0.010 wt％のうちから
選んだ１種または２種を含有する組成になる深絞り用冷
延鋼板。
0.001 〜0.10wt％、Ｂ：0.0001〜0.010 wt％のうちから
選んだ１種または２種を含有する組成になる深絞り用冷
延鋼板。
【００１１】３．鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより深絞り用冷延鋼板を製造するに際し、真
空脱ガス処理後の鋼組成をＣ：0.0050wt％以下、Si：0.
2 wt％以下、Mn：0.14wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、A
l：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｏ：0.010 wt
％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Ti：0.014 〜0.10wt
％、Cu：0.96wt％以下、Ni：0.88wt％以下を含み、かつ Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32
（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) 0.0015 ≦ Cu/64＋Ni/59 ≦ 0.0150 Mn/Ｓ≦7.0 を満足する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋼片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取り、ついで圧下
率：50％以上で冷間圧延したのち、 600℃以上の温度で
５秒間以上の焼鈍を施すことを特徴とする、電気炉−真
空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方法。
含む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガス
プロセスにより深絞り用冷延鋼板を製造するに際し、真
空脱ガス処理後の鋼組成をＣ：0.0050wt％以下、Si：0.
2 wt％以下、Mn：0.14wt％以下、Ｐ：0.10wt％以下、A
l：0.10wt％以下、Ｓ：0.020 wt％以下、Ｏ：0.010 wt
％以下、Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、Ti：0.014 〜0.10wt
％、Cu：0.96wt％以下、Ni：0.88wt％以下を含み、かつ Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32
（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) 0.0015 ≦ Cu/64＋Ni/59 ≦ 0.0150 Mn/Ｓ≦7.0 を満足する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋼片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取り、ついで圧下
率：50％以上で冷間圧延したのち、 600℃以上の温度で
５秒間以上の焼鈍を施すことを特徴とする、電気炉−真
空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方法。
【００１２】４．上記３において、鋼組成がさらにNb：
0.001 〜0.10wt％、Ｂ：0.0001〜0.010 wt％のうちから
選んだ１種または２種を含有する組成になる、電気炉−
真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
0.001 〜0.10wt％、Ｂ：0.0001〜0.010 wt％のうちから
選んだ１種または２種を含有する組成になる、電気炉−
真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
【００１３】５．上記３または４において、鋼片の加熱
温度が、 900〜1150℃であることを特徴とする、電気炉
−真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
温度が、 900〜1150℃であることを特徴とする、電気炉
−真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、この発明の基礎となった実
験結果について説明する。Ｃ：0.0010〜0.0130wt％、S
i：0.02wt％、Mn：0.13wt％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.010
wt％、Al：0.03wt％、Ｎ：0.0020〜0.0130wt％、Ti：
0.03〜0.10wt％、Cu：0.8 wt％、Ni：1.0 wt％および
Ｏ：0.0020〜0.0050wt％を含有し、残部は実質的にFeの
組成になるシートバーを、1050℃に加熱−均熱後、 890
℃の仕上げ温度で全圧下率：90％の熱間圧延を施したの
ち、 600℃でコイルに巻取り、１時間保持（空冷）し
た。ついで、圧下率：80％で冷間圧延を行ったのち、 8
30℃, 20秒の再結晶焼鈍を施した。かくして得られた冷
延板のｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量の影響について調
べた結果を、図１に示す。なおｒ値は、JIS ５号引張試
験片にて測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角
方向（Ｃ方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）の
平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
験結果について説明する。Ｃ：0.0010〜0.0130wt％、S
i：0.02wt％、Mn：0.13wt％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.010
wt％、Al：0.03wt％、Ｎ：0.0020〜0.0130wt％、Ti：
0.03〜0.10wt％、Cu：0.8 wt％、Ni：1.0 wt％および
Ｏ：0.0020〜0.0050wt％を含有し、残部は実質的にFeの
組成になるシートバーを、1050℃に加熱−均熱後、 890
℃の仕上げ温度で全圧下率：90％の熱間圧延を施したの
ち、 600℃でコイルに巻取り、１時間保持（空冷）し
た。ついで、圧下率：80％で冷間圧延を行ったのち、 8
30℃, 20秒の再結晶焼鈍を施した。かくして得られた冷
延板のｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量の影響について調
べた結果を、図１に示す。なおｒ値は、JIS ５号引張試
験片にて測定し、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角
方向（Ｃ方向）、圧延方向に対し45°方向（Ｄ方向）の
平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ として求めた。
【００１５】同図に示したとおり、冷延板のｒ値はＣお
よびＮ量に強く依存し、Ｃ≦0.0050wt％でかつＮ：0.00
40〜0.0090wt％とすることにより、1.85を超える高いｒ
値が得られた。ここに、ｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量
の影響は、TiＣ, TiＮ等の炭窒化物の形成に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを含有する鋼においては、トランプエレメントを含
まない清浄鋼に比べて、冷延板の｛１１１｝再結晶集合
組織形成に及ぼす上記炭窒化物の挙動が異なり、TiＣは
少ない方が良いものの、TiＮはむしろ適量、鋼中に存在
する方が｛１１１｝再結晶集合組織形成には有利である
ことが判明した。そしてこの効果は、Ｃ含有量が0.0050
wt％以下でかつ、Ｎ含有量が0.0040〜0.0090wt％の範囲
にあるときに、とりわけ有利に発揮されるのである。
よびＮ量に強く依存し、Ｃ≦0.0050wt％でかつＮ：0.00
40〜0.0090wt％とすることにより、1.85を超える高いｒ
値が得られた。ここに、ｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量
の影響は、TiＣ, TiＮ等の炭窒化物の形成に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを含有する鋼においては、トランプエレメントを含
まない清浄鋼に比べて、冷延板の｛１１１｝再結晶集合
組織形成に及ぼす上記炭窒化物の挙動が異なり、TiＣは
少ない方が良いものの、TiＮはむしろ適量、鋼中に存在
する方が｛１１１｝再結晶集合組織形成には有利である
ことが判明した。そしてこの効果は、Ｃ含有量が0.0050
wt％以下でかつ、Ｎ含有量が0.0040〜0.0090wt％の範囲
にあるときに、とりわけ有利に発揮されるのである。
【００１６】次に、Ｃ：0.0025wt％，Si：0.02wt％，M
n：0.13wt％，Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.010 wt％，Al：0.0
3wt％，Ｎ：0.0050wt％，Ti：0.05wt％，Cu：０〜３wt
％，Ni：０〜３wt％，Ｏ：0.0020〜0.0050wt％を含有
し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、1250
℃に加熱−均熱後、 890℃の仕上げ温度で全圧下率：90
％の熱間圧延した後、 600℃でコイルに巻取り、１時間
保持（空冷）した。ついで、圧下率：80％で冷間圧延を
行った後、 830℃、20秒の再結晶焼鈍を施した。かくし
て得られた冷延板のｒ値に及ぼすCuおよびNi含有量の影
響について調べた結果を、図２に示す。
n：0.13wt％，Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.010 wt％，Al：0.0
3wt％，Ｎ：0.0050wt％，Ti：0.05wt％，Cu：０〜３wt
％，Ni：０〜３wt％，Ｏ：0.0020〜0.0050wt％を含有
し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、1250
℃に加熱−均熱後、 890℃の仕上げ温度で全圧下率：90
％の熱間圧延した後、 600℃でコイルに巻取り、１時間
保持（空冷）した。ついで、圧下率：80％で冷間圧延を
行った後、 830℃、20秒の再結晶焼鈍を施した。かくし
て得られた冷延板のｒ値に及ぼすCuおよびNi含有量の影
響について調べた結果を、図２に示す。
【００１７】同図に示したとおり、冷延板のｒ値は、Cu
およびNi量にも強く依存し、これらの含有量を0.0015≦
Cu/64＋Ni/59 ≦0.015 の範囲に規制することにより、
2.3以上という高いｒ値が得られた。ここに、CuおよびN
i含有量を所定の範囲に規制することによってｒ値が向
上する理由は、熱延板の結晶粒微細化効果に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを適量含有する鋼においては、熱延板の結晶粒が微
細化し、その結果、冷延−熱焼鈍後に｛１１１｝再結晶
集合組織が発達し、高ｒ値が得られたものと考えられ
る。しかしながら、CuおよびNi量があまりに多くなる
と、熱延板の結晶粒微細化効果よりも、むしろ固溶状態
のCuおよびNiの悪影響が大きくなるため、ｒ値が劣化す
るものと考えられる。なお、かようなCu，Niによる結晶
粒の微細化効果は、特にＣ含有量が0.005 wt％以下で、
かつＮ含有量が0.0040〜0.0090wt％の範囲にあるとき
に、きわめて有利に発揮されるのである。
およびNi量にも強く依存し、これらの含有量を0.0015≦
Cu/64＋Ni/59 ≦0.015 の範囲に規制することにより、
2.3以上という高いｒ値が得られた。ここに、CuおよびN
i含有量を所定の範囲に規制することによってｒ値が向
上する理由は、熱延板の結晶粒微細化効果に起因してい
ると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプエレメ
ントを適量含有する鋼においては、熱延板の結晶粒が微
細化し、その結果、冷延−熱焼鈍後に｛１１１｝再結晶
集合組織が発達し、高ｒ値が得られたものと考えられ
る。しかしながら、CuおよびNi量があまりに多くなる
と、熱延板の結晶粒微細化効果よりも、むしろ固溶状態
のCuおよびNiの悪影響が大きくなるため、ｒ値が劣化す
るものと考えられる。なお、かようなCu，Niによる結晶
粒の微細化効果は、特にＣ含有量が0.005 wt％以下で、
かつＮ含有量が0.0040〜0.0090wt％の範囲にあるとき
に、きわめて有利に発揮されるのである。
【００１８】次に、Ｃ：0.0025wt％, Si：0.02wt％, M
n：0.02〜0.30wt％, Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.008 〜0.016
wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.0050wt％, Ti：0.05wt％,
Cu：0.2 wt％, Ni：0.2 wt％, Ｏ：0.0020〜0.0050wt
％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバー
を、1250℃に加熱−均熱後、890 ℃の仕上げ温度で全圧
下率：90％の熱間圧延を施した後、600 ℃でコイル巻取
り、１時間保持（空冷）した。ついで、圧下率：80％で
冷間圧延を行った後、 830℃、20秒の再結晶焼鈍を施し
た。かくして得られた冷延板のｒ値に及ぼすMnおよびＳ
含有量の影響について調べた結果を、図３に示す。
n：0.02〜0.30wt％, Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.008 〜0.016
wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.0050wt％, Ti：0.05wt％,
Cu：0.2 wt％, Ni：0.2 wt％, Ｏ：0.0020〜0.0050wt
％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバー
を、1250℃に加熱−均熱後、890 ℃の仕上げ温度で全圧
下率：90％の熱間圧延を施した後、600 ℃でコイル巻取
り、１時間保持（空冷）した。ついで、圧下率：80％で
冷間圧延を行った後、 830℃、20秒の再結晶焼鈍を施し
た。かくして得られた冷延板のｒ値に及ぼすMnおよびＳ
含有量の影響について調べた結果を、図３に示す。
【００１９】同図に示したとおり、冷延板のｒ値はMn／
Ｓ比に強く依存し、Mn／Ｓ≦7.0 とすることにより、2.
5 以上の高いｒ値を得ることができた。ここに、Mnおよ
びＳ含有量を所定の比に制限することよって、ｒ値がさ
らに向上した理由は、MnＳ析出物あるいは固溶Mnに起因
していると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプ
エレメントを適量含有する鋼では、MnＳ析出物あるいは
固溶Mnが再結晶集合組織形成に強く影響を及ぼすと考え
られ、その結果、Mn／Ｓ≦7.0 とすることにより、冷延
−焼鈍後に｛１１１｝再結晶集合組織が効果的に発達
し、高ｒ値が得られたものと考えられる。そして、この
効果は、Ｃ含有量が0.005 wt％以下で、かつＮ含有量が
0.0040〜0.0090wt％で、しかもCuおよびNiの混入量が0.
0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150の範囲を満足するとき
に、きわめて有利に発揮されるのである。
Ｓ比に強く依存し、Mn／Ｓ≦7.0 とすることにより、2.
5 以上の高いｒ値を得ることができた。ここに、Mnおよ
びＳ含有量を所定の比に制限することよって、ｒ値がさ
らに向上した理由は、MnＳ析出物あるいは固溶Mnに起因
していると考えられる。すなわち、Cu, Ni等のトランプ
エレメントを適量含有する鋼では、MnＳ析出物あるいは
固溶Mnが再結晶集合組織形成に強く影響を及ぼすと考え
られ、その結果、Mn／Ｓ≦7.0 とすることにより、冷延
−焼鈍後に｛１１１｝再結晶集合組織が効果的に発達
し、高ｒ値が得られたものと考えられる。そして、この
効果は、Ｃ含有量が0.005 wt％以下で、かつＮ含有量が
0.0040〜0.0090wt％で、しかもCuおよびNiの混入量が0.
0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150の範囲を満足するとき
に、きわめて有利に発揮されるのである。
【００２０】以下、本発明において、鋼の成分組成を上
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0050wt％以下（ただし、0.0050wt％を除く） Ｃは、本発明において重要な成分であり、後述する適正
（Cu＋Ni）量およびMn／Ｓ比の下で、2.5 以上の優れた
ｒ値を確保するには、その含有量は0.0050wt％以下（た
だし、0.0050wt％を除く）とする必要がある。
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.0050wt％以下（ただし、0.0050wt％を除く） Ｃは、本発明において重要な成分であり、後述する適正
（Cu＋Ni）量およびMn／Ｓ比の下で、2.5 以上の優れた
ｒ値を確保するには、その含有量は0.0050wt％以下（た
だし、0.0050wt％を除く）とする必要がある。
【００２１】Si：0.2 wt％以下 Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量添加される。しかしながら、含有量が 0.2wt％を超
えると深絞り性が劣化するので、0.2 wt％以下に限定し
た。
要量添加される。しかしながら、含有量が 0.2wt％を超
えると深絞り性が劣化するので、0.2 wt％以下に限定し
た。
【００２２】Mn：0.14wt％以下 Mnは、Si同様、鋼を強化する作用があり、所望の強度に
応じて必要量添加されるが、含有量が0.14wt％を超える
と深絞り性が劣化するので0.14wt％以下に限定した。ま
た、従来、Ｓによる熱間脆性を防止するために比較的多
量のMnの添加が必要とされたが、本発明では鋼中ＳはTi
Ｓとしても析出固定されるので、この点でのMn添加は特
に考慮する必要はない。
応じて必要量添加されるが、含有量が0.14wt％を超える
と深絞り性が劣化するので0.14wt％以下に限定した。ま
た、従来、Ｓによる熱間脆性を防止するために比較的多
量のMnの添加が必要とされたが、本発明では鋼中ＳはTi
Ｓとしても析出固定されるので、この点でのMn添加は特
に考慮する必要はない。
【００２３】Ｐ：0.10wt％以下 Ｐも、鋼を強化する作用があるので、所望の強度に応じ
て必要量添加されるが、含有量が0.10wt％を超えと加工
性および脆性が劣化するので0.10wt％以下に限定した。
て必要量添加されるが、含有量が0.10wt％を超えと加工
性および脆性が劣化するので0.10wt％以下に限定した。
【００２４】Ｓ：0.020 wt％以下 Ｓは、鋼中含有量が増加すると赤熱脆性を生じ、割れを
発生させる。このため従来は、前述したとおりMnＳを形
成させることにより、かような熱間脆性を防止してきた
が、本発明では鋼中Ｓの大部分はTiＳとして析出固定す
る。しかしながら、あまりに多量のＳの含有はやはり好
ましくないので、 0.020wt％以下に限定した。
発生させる。このため従来は、前述したとおりMnＳを形
成させることにより、かような熱間脆性を防止してきた
が、本発明では鋼中Ｓの大部分はTiＳとして析出固定す
る。しかしながら、あまりに多量のＳの含有はやはり好
ましくないので、 0.020wt％以下に限定した。
【００２５】Al：0.10wt％以下 Alは、脱酸のみならず、炭窒化物形成元素の歩留り向上
のためにも有効に寄与するが、0.10wt％を超えて添加し
てもその効果は飽和に達し、むしろ加工性の劣化を招く
ので、0.10wt％以下に限定した。
のためにも有効に寄与するが、0.10wt％を超えて添加し
てもその効果は飽和に達し、むしろ加工性の劣化を招く
ので、0.10wt％以下に限定した。
【００２６】Ｏ：0.010 wt％以下 Ｏは、少なければ少ないほど加工性が向上するので好ま
しいが、その含有量が0.010 wt％以下ではさほどの悪影
響はないので、0.010 wt％以下に限定した。
しいが、その含有量が0.010 wt％以下ではさほどの悪影
響はないので、0.010 wt％以下に限定した。
【００２７】Ｎ：0.0040〜0.0090wt％ Ｎは、本発明においてとくに重要な成分であり、その含
有量を0.0040〜0.0090wt％の範囲に制限することが肝要
である。というのは、前述したとおり、鋼中にCuやNi等
のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値に及ぼ
すＮの影響が従来とは異なり、｛１１１｝再結晶集合組
織をより効果的に形成させるためには、TiＮを適量存在
させることが不可欠だからである。このため、Ｎについ
ては、従来の加工用鋼に比べるとかなり多めの、上記の
範囲で含有させるものとしたのである。
有量を0.0040〜0.0090wt％の範囲に制限することが肝要
である。というのは、前述したとおり、鋼中にCuやNi等
のトランプエレメントを含有する場合には、ｒ値に及ぼ
すＮの影響が従来とは異なり、｛１１１｝再結晶集合組
織をより効果的に形成させるためには、TiＮを適量存在
させることが不可欠だからである。このため、Ｎについ
ては、従来の加工用鋼に比べるとかなり多めの、上記の
範囲で含有させるものとしたのである。
【００２８】Ti：0.014 〜0.10％ Tiは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶
Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定して低減し、固溶Ｃ，
Ｎによる深絞り性の劣化を防止する効果がある。また、
適量の窒化物を残存させることにより、ｒ値の向上にも
有効に寄与する。しかしながら、含有量が 0.014wt％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.10wt％を超えて添
加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性の劣
化につながるので、 0.014〜0.10wt％の範囲に限定し
た。なお、Tiが鋼中Ｎ，ＳとTiＮ, TiＳを形成し、それ
ら析出物を介して深絞り性に有利な｛１１１｝再結晶集
合組織の形成に有利に寄与するためには、下記式を満足
する範囲で含有させることが肝要である。 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12 ただし、Ｓ* ＝32（Ｓ/32 −0.3 Mn/55) なお、Ｓ/32 −0.3 Mn/55 ＜０のときはＳ* ＝０とす
る。
Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定して低減し、固溶Ｃ，
Ｎによる深絞り性の劣化を防止する効果がある。また、
適量の窒化物を残存させることにより、ｒ値の向上にも
有効に寄与する。しかしながら、含有量が 0.014wt％未
満ではその添加効果に乏しく、一方0.10wt％を超えて添
加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性の劣
化につながるので、 0.014〜0.10wt％の範囲に限定し
た。なお、Tiが鋼中Ｎ，ＳとTiＮ, TiＳを形成し、それ
ら析出物を介して深絞り性に有利な｛１１１｝再結晶集
合組織の形成に有利に寄与するためには、下記式を満足
する範囲で含有させることが肝要である。 Ti/48−（Ｎ/14 ＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12 ただし、Ｓ* ＝32（Ｓ/32 −0.3 Mn/55) なお、Ｓ/32 −0.3 Mn/55 ＜０のときはＳ* ＝０とす
る。
【００２９】Cu：0.96wt％以下 Cuは、鉄スクラップを再利用する際には除去困難な元素
であり、従来は深絞り性の面からは好ましくない元素と
されてきた。しかしながら、上述したとおり、本発明に
従って鋼中Ｃ，Ｎ量を調整してやれば、含有量が0.96wt
％以下ではさほど深絞り性に悪影響を及ぼさず、むしろ
熱延板の結晶粒微細化に有効に寄与する。そこで、本発
明では0.96wt％以下に限定した。なお、鉄スクラップを
再利用した場合、少なくとも0.02wt％程度のCuは不可避
に混入する。
であり、従来は深絞り性の面からは好ましくない元素と
されてきた。しかしながら、上述したとおり、本発明に
従って鋼中Ｃ，Ｎ量を調整してやれば、含有量が0.96wt
％以下ではさほど深絞り性に悪影響を及ぼさず、むしろ
熱延板の結晶粒微細化に有効に寄与する。そこで、本発
明では0.96wt％以下に限定した。なお、鉄スクラップを
再利用した場合、少なくとも0.02wt％程度のCuは不可避
に混入する。
【００３０】Ni：0.88wt％以下 Niも、Cuと同様、鉄スクラップを再利用する際に除去困
難な元素であるが、含有量が0.88wt％以下では、さほど
深絞り性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微
細化に有効なので、0.88wt％以下に限定した。なお、こ
のNiの不可避混入量の下限は0.02wt％程度である。
難な元素であるが、含有量が0.88wt％以下では、さほど
深絞り性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微
細化に有効なので、0.88wt％以下に限定した。なお、こ
のNiの不可避混入量の下限は0.02wt％程度である。
【００３１】0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150 Cu，Niは、適量存在すると熱延板の結晶粒微細化に有効
に寄与するが、その効果を十分に発揮させるためには、
（Cu／64＋Ni／59）換算で0.0015以上とする必要があ
る。とはいえ、（Cu／64＋Ni／59）＞0.0150の含有は、
逆に固溶状態のCu，Niが悪影響を及ぼすので、Cu，Ni量
は0.0015≦Cu／64＋Ni／59≦0.0150を満足する範囲で含
有させるものとした。この範囲にCu, Ni含有量を規制す
ることにより、ｒ≧2.3 の高いｒ値が得られる。
に寄与するが、その効果を十分に発揮させるためには、
（Cu／64＋Ni／59）換算で0.0015以上とする必要があ
る。とはいえ、（Cu／64＋Ni／59）＞0.0150の含有は、
逆に固溶状態のCu，Niが悪影響を及ぼすので、Cu，Ni量
は0.0015≦Cu／64＋Ni／59≦0.0150を満足する範囲で含
有させるものとした。この範囲にCu, Ni含有量を規制す
ることにより、ｒ≧2.3 の高いｒ値が得られる。
【００３２】Mn／Ｓ≦7.0 上述したように、Ｃ≦0.0050wt％, Ｎ：0.0040〜0.0090
wt％, Ti/48 -(Ｎ/14＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12 に制限した上
で、Cu，Niの混入量を0.0015≦Cu／64＋Ni／59≦0.0150
に抑制することにより、ｒ≧2.3 の高いｒ値が得られる
が、前掲図３に示したように、さらにMnとＳの比Mn／Ｓ
を 7.0以下に規制すると、ｒ値が 2.5以上の一層優れた
深絞り性を得ることができる。そこで、本発明では、Mn
／Ｓ比につき、7.0 以下の範囲に限定したのである。
wt％, Ti/48 -(Ｎ/14＋Ｓ* /32)≧Ｃ/12 に制限した上
で、Cu，Niの混入量を0.0015≦Cu／64＋Ni／59≦0.0150
に抑制することにより、ｒ≧2.3 の高いｒ値が得られる
が、前掲図３に示したように、さらにMnとＳの比Mn／Ｓ
を 7.0以下に規制すると、ｒ値が 2.5以上の一層優れた
深絞り性を得ることができる。そこで、本発明では、Mn
／Ｓ比につき、7.0 以下の範囲に限定したのである。
【００３３】以上、本発明における必須成分について説
明したが、本発明は、上記のような成分を含有する限り
成立するもので、その他の元素の添加を否定するもので
はない。すなわち、加工用鋼として通常添加される成分
であれば、上記以外の元素の添加を許容するものであ
る。かかる許容成分としては、例えばNbやＢが考えら
れ、その好適含有量は次のとおりである。
明したが、本発明は、上記のような成分を含有する限り
成立するもので、その他の元素の添加を否定するもので
はない。すなわち、加工用鋼として通常添加される成分
であれば、上記以外の元素の添加を許容するものであ
る。かかる許容成分としては、例えばNbやＢが考えら
れ、その好適含有量は次のとおりである。
【００３４】Nb：0.001 〜0.10wt％ Nbは、炭化物を形成させることの他、熱延板の結晶粒微
細化にも寄与する。しかしながら、含有量が 0.001wt％
未満ではその効果が発揮されず、一方0.10wt％を超えて
添加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性が
劣化するので、添加する場合には 0.001〜0.10wt％とす
ることが好ましい。
細化にも寄与する。しかしながら、含有量が 0.001wt％
未満ではその効果が発揮されず、一方0.10wt％を超えて
添加してもそれ以上の効果は得られず、逆に深絞り性が
劣化するので、添加する場合には 0.001〜0.10wt％とす
ることが好ましい。
【００３５】Ｂ：0.0001〜0.010 wt％ Ｂは、耐２次加工脆性の改善に有効に寄与する元素であ
る。しかしながら、含有量が0.0001wt％未満では添加効
果がなく、一方、0.010 wt％を超えて添加すると深絞り
性の劣化を招くので、添加する場合には0.0001〜0.010
wt％とすることが好ましい。
る。しかしながら、含有量が0.0001wt％未満では添加効
果がなく、一方、0.010 wt％を超えて添加すると深絞り
性の劣化を招くので、添加する場合には0.0001〜0.010
wt％とすることが好ましい。
【００３６】また、トランプエレメントについても同様
で、Cu，Ni以外にも、以下のようなトランプエレメント
の混入も許容するものである。 Cr≦1.0 wt％、Mo≦0.5 wt％ CrおよびMoはそれぞれ、CuやNiと同様、上記の範囲で加
工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細化
に有効に寄与する。なお、Crの不可避混入量の下限は0.
02wt％、またMoのそれは 0.005wt％程度である。
で、Cu，Ni以外にも、以下のようなトランプエレメント
の混入も許容するものである。 Cr≦1.0 wt％、Mo≦0.5 wt％ CrおよびMoはそれぞれ、CuやNiと同様、上記の範囲で加
工性に悪影響を及ぼさず、むしろ熱延板の結晶粒微細化
に有効に寄与する。なお、Crの不可避混入量の下限は0.
02wt％、またMoのそれは 0.005wt％程度である。
【００３７】Sb≦0.01wt％, Sn≦0.1 wt％, Ｖ≦0.01wt
％, Zn≦0.01wt％, Co≦0.1 wt％ Sb, Sn, Ｖ, ZnおよびCoはいずれも、上記の範囲であれ
ば加工性に悪影響を及ぼすことはなく、むしろ熱延板お
よび冷延板の表面の美麗さに有効に寄与する。この理由
は明確ではないが、微量元素が熱延巻取り時に表面濃化
することによるものと考えられる。なお、上記の効果を
発揮させるためには、Sb：0.0005〜0.01wt％, Sn：0.00
1 〜0.1 wt％, Ｖ：0.0001〜0.01wt％, Zn：0.0005〜0.
01wt％,Co：0.0005〜0.1 wt％の添加が好ましい。
％, Zn≦0.01wt％, Co≦0.1 wt％ Sb, Sn, Ｖ, ZnおよびCoはいずれも、上記の範囲であれ
ば加工性に悪影響を及ぼすことはなく、むしろ熱延板お
よび冷延板の表面の美麗さに有効に寄与する。この理由
は明確ではないが、微量元素が熱延巻取り時に表面濃化
することによるものと考えられる。なお、上記の効果を
発揮させるためには、Sb：0.0005〜0.01wt％, Sn：0.00
1 〜0.1 wt％, Ｖ：0.0001〜0.01wt％, Zn：0.0005〜0.
01wt％,Co：0.0005〜0.1 wt％の添加が好ましい。
【００３８】次に、本発明に従う製造方法について説明
する。本発明は、まず電気炉にて、鉄スクラップを主原
料として母溶湯を溶製する。この時、必要に応じ銑鉄を
使用することができる。ここに、銑鉄とは、高炉法から
得られる溶銑やその冷材（ナマコ）は勿論、 COREX法、
DIOS法等から得られる溶銑、冷材、さらには HBI（ホッ
トブリケットアイアン）などを意味する。なお、かかる
銑鉄を併用する場合、その比率は80wt％以下に抑制する
必要がある。というのは、使用比率が80wt％を超える
と、銑鉄中の炭素を脱炭するために多量の酸素を必要と
し、溶製に長時間がかかるので、経済的でなく、また操
業中突沸現象が発生し易くなるからである。
する。本発明は、まず電気炉にて、鉄スクラップを主原
料として母溶湯を溶製する。この時、必要に応じ銑鉄を
使用することができる。ここに、銑鉄とは、高炉法から
得られる溶銑やその冷材（ナマコ）は勿論、 COREX法、
DIOS法等から得られる溶銑、冷材、さらには HBI（ホッ
トブリケットアイアン）などを意味する。なお、かかる
銑鉄を併用する場合、その比率は80wt％以下に抑制する
必要がある。というのは、使用比率が80wt％を超える
と、銑鉄中の炭素を脱炭するために多量の酸素を必要と
し、溶製に長時間がかかるので、経済的でなく、また操
業中突沸現象が発生し易くなるからである。
【００３９】ついで真空脱ガスプロセスにおいて、脱ガ
スを行いつつ合金元素を添加して、最終成分組成が所望
の組成範囲になるように成分調整する。そして所望組成
に成分調整した溶鋼は、以下の工程により薄鋼板とす
る。 鋳造工程 鋳造法は、特に限定されるものではないけれども、生産
能率の面からは連続鋳造が有利である。
スを行いつつ合金元素を添加して、最終成分組成が所望
の組成範囲になるように成分調整する。そして所望組成
に成分調整した溶鋼は、以下の工程により薄鋼板とす
る。 鋳造工程 鋳造法は、特に限定されるものではないけれども、生産
能率の面からは連続鋳造が有利である。
【００４０】スラブ加熱工程 このスラブ加熱工程は、本発明において重要であり、固
溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させ、かつ析出物を
粗大化させることが必要である。さらに鋼中Ｓに関して
は、TiＳとして析出固定させることにより、熱間脆性の
改善のみならず、加工性の向上にも有効に寄与する。こ
こに、炭窒化物およびTiＳを形成・粗大化させるために
は、スラブ加熱温度は低い方が有利であり、1300℃以下
で本発明の効果を有効に発揮できる。なお、より一層の
加工性向上のためには、1150℃以下とすることが好まし
い。というのは、スラブ加熱温度が1150℃より高い場合
には、析出物が粗大化しにくく、鋼中のCu，Ni等のトラ
ンプエレメントにより、冷延−焼鈍時の粒成長性がよく
ないために、高いElが得られにくいからである。
溶Ｃ，Ｎを炭窒化物として析出固定させ、かつ析出物を
粗大化させることが必要である。さらに鋼中Ｓに関して
は、TiＳとして析出固定させることにより、熱間脆性の
改善のみならず、加工性の向上にも有効に寄与する。こ
こに、炭窒化物およびTiＳを形成・粗大化させるために
は、スラブ加熱温度は低い方が有利であり、1300℃以下
で本発明の効果を有効に発揮できる。なお、より一層の
加工性向上のためには、1150℃以下とすることが好まし
い。というのは、スラブ加熱温度が1150℃より高い場合
には、析出物が粗大化しにくく、鋼中のCu，Ni等のトラ
ンプエレメントにより、冷延−焼鈍時の粒成長性がよく
ないために、高いElが得られにくいからである。
【００４１】Ｃ：0.0025wt％, Si：0.02wt％, Mn：0.03
wt％, Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.012 wt％, Al：0.03wt％,
Ｎ：0.0050wt％, Ti：0.05wt％, Cu：0.3 wt％, Ni：0.
2 wt％, Cu/64＋Ni/59 ＝0.0081, Ｏ：0.0020〜0.0050
wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバ
ーを、 950〜1250℃に加熱−均熱後、890 ℃の仕上げ温
度で全圧下率：90％の熱間圧延を施した後、600 ℃でコ
イル巻取り、１時間保持（空冷）した。ついで、圧下
率：80％で冷間圧延を行った後、830 ℃、20秒の再結晶
焼鈍を施した。かくして得られた冷延板のElに及ぼすス
ラブ加熱温度の影響について調べた結果を、図４に示す
wt％, Ｐ：0.01wt％，Ｓ：0.012 wt％, Al：0.03wt％,
Ｎ：0.0050wt％, Ti：0.05wt％, Cu：0.3 wt％, Ni：0.
2 wt％, Cu/64＋Ni/59 ＝0.0081, Ｏ：0.0020〜0.0050
wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバ
ーを、 950〜1250℃に加熱−均熱後、890 ℃の仕上げ温
度で全圧下率：90％の熱間圧延を施した後、600 ℃でコ
イル巻取り、１時間保持（空冷）した。ついで、圧下
率：80％で冷間圧延を行った後、830 ℃、20秒の再結晶
焼鈍を施した。かくして得られた冷延板のElに及ぼすス
ラブ加熱温度の影響について調べた結果を、図４に示す
【００４２】同図に示したとおり、冷延板のElはスラブ
加熱温度に強く依存し、スラブ加熱温度を1150℃以下と
することにより、54％以上の高いElが得られた。ここ
に、Elに及ぼすスラブ加熱温度の影響は、熱延板の析出
物に起因していると考えられる。すなわち、Cu，Ni等の
トランプエレメントを適量含有する鋼においては、熱延
板の結晶粒は微細化するものの、1150℃以下の低温スラ
ブ加熱による析出物の粗大化により、冷延−焼鈍時にお
ける粒成長性が向上することから、高El値が得られたも
のと考えられる。そして、この効果は、Ｃ含有量が0.00
5 wt％以下で、かつＮ含有量が0.0040〜0.0090wt％で、
しかも0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150の範囲を満足す
るときに、きわめて有利に発揮されるのである。
加熱温度に強く依存し、スラブ加熱温度を1150℃以下と
することにより、54％以上の高いElが得られた。ここ
に、Elに及ぼすスラブ加熱温度の影響は、熱延板の析出
物に起因していると考えられる。すなわち、Cu，Ni等の
トランプエレメントを適量含有する鋼においては、熱延
板の結晶粒は微細化するものの、1150℃以下の低温スラ
ブ加熱による析出物の粗大化により、冷延−焼鈍時にお
ける粒成長性が向上することから、高El値が得られたも
のと考えられる。そして、この効果は、Ｃ含有量が0.00
5 wt％以下で、かつＮ含有量が0.0040〜0.0090wt％で、
しかも0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150の範囲を満足す
るときに、きわめて有利に発揮されるのである。
【００４３】しかしながら、スラブ加熱温度を 900℃よ
りも低くしても、加工性はそれ以上改善されず、逆に熱
間圧延時の圧延負荷の増大に伴う圧延トラブルが発生す
るという不利があるので、加熱温度の下限は 900℃に定
めた。
りも低くしても、加工性はそれ以上改善されず、逆に熱
間圧延時の圧延負荷の増大に伴う圧延トラブルが発生す
るという不利があるので、加熱温度の下限は 900℃に定
めた。
【００４４】熱間圧延工程 熱間圧延によって熱延板の結晶粒を微細化させるために
は、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とす
る必要がある。また熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａ
r3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でも
よいが、熱延仕上温度があまりに低いと熱間圧延時の圧
延負荷の増大につながるので、ＦＤＴは600 ℃以上に限
定した。
は、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とす
る必要がある。また熱間圧延仕上温度（ＦＤＴ）は、Ａ
r3変態点以上のγ域あるいはＡr3変態点以下のα域でも
よいが、熱延仕上温度があまりに低いと熱間圧延時の圧
延負荷の増大につながるので、ＦＤＴは600 ℃以上に限
定した。
【００４５】巻取り工程 熱間圧延後のコイル巻取り温度は、高温ほど前述の炭窒
化物およびTiＳの粗大化に有利であるが、高すぎるとス
ケールが厚くなり過ぎる等の問題が生じるので、800 ℃
以下に限定した。
化物およびTiＳの粗大化に有利であるが、高すぎるとス
ケールが厚くなり過ぎる等の問題が生じるので、800 ℃
以下に限定した。
【００４６】冷間圧延工程 この工程は、高いｒ値を得るために必要であり、そのた
めには冷延圧下率：50％以上とする必要がある。という
のは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得ら
れないからである。
めには冷延圧下率：50％以上とする必要がある。という
のは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得ら
れないからである。
【００４７】焼鈍工程 冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、再結晶焼鈍を施す必要
がある。焼鈍方法は、箱型焼鈍法および連続型焼鈍法の
いずれもよい。焼鈍温度は 600℃以上で焼鈍時間は５秒
以上の範囲とする。というのは、焼鈍温度が 600℃未満
または焼鈍時間は５秒未満では、再結晶が完了しないた
め優れた深絞り性が得られないからである。なお、より
一層の深絞り性を確保するためには、 800℃以上で５秒
以上の焼鈍が好ましい。
がある。焼鈍方法は、箱型焼鈍法および連続型焼鈍法の
いずれもよい。焼鈍温度は 600℃以上で焼鈍時間は５秒
以上の範囲とする。というのは、焼鈍温度が 600℃未満
または焼鈍時間は５秒未満では、再結晶が完了しないた
め優れた深絞り性が得られないからである。なお、より
一層の深絞り性を確保するためには、 800℃以上で５秒
以上の焼鈍が好ましい。
【００４８】焼鈍後の鋼帯には、形状矯正、表面粗度等
の調整のために、10％以下程度の調質圧延を加えてもよ
い。なお、本発明にて得られた冷延鋼板は、加工用冷延
鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板とし
ても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金
系を含む）、錫めっき、ほうろう等がある。また、本発
明鋼板は、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施し
て、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等
の改善を行なってもよい。
の調整のために、10％以下程度の調質圧延を加えてもよ
い。なお、本発明にて得られた冷延鋼板は、加工用冷延
鋼板としてのみならず、加工用表面処理鋼板の原板とし
ても適用できる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金
系を含む）、錫めっき、ほうろう等がある。また、本発
明鋼板は、焼鈍または亜鉛めっき後、特殊な処理を施し
て、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等
の改善を行なってもよい。
【００４９】
実施例１ スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプロセ
スにより、表１に示す成分組成になる溶鋼を溶製した。
得られた溶鋼を連続鋳造後、表２に示す条件で熱間圧延
し、板厚：3.5 mmの熱延板とし、ついで同じく表２に示
す条件で冷間圧延して板厚：0.8 mmの冷延板とした後、
一部については連続焼鈍ラインにて表２に示す条件で再
結晶焼鈍を施した。また、冷延板の一部については、溶
融亜鉛めっきラインに導いて、表３に示す条件で再結晶
焼鈍とめっき処理を施した。かくして得られた冷延鋼板
および溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質について調べた
結果を、表２、３に併記する。なお、引張特性はJIS ５
号引張試験片を使用して測定した。またｒ値は、15％引
張予ひずみを与えた後、３点法にて測定し、圧延方向
（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）、圧延方向
に対し45°方向（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ) ／４ として求めた。
スにより、表１に示す成分組成になる溶鋼を溶製した。
得られた溶鋼を連続鋳造後、表２に示す条件で熱間圧延
し、板厚：3.5 mmの熱延板とし、ついで同じく表２に示
す条件で冷間圧延して板厚：0.8 mmの冷延板とした後、
一部については連続焼鈍ラインにて表２に示す条件で再
結晶焼鈍を施した。また、冷延板の一部については、溶
融亜鉛めっきラインに導いて、表３に示す条件で再結晶
焼鈍とめっき処理を施した。かくして得られた冷延鋼板
および溶融亜鉛めっき鋼板の機械的性質について調べた
結果を、表２、３に併記する。なお、引張特性はJIS ５
号引張試験片を使用して測定した。またｒ値は、15％引
張予ひずみを与えた後、３点法にて測定し、圧延方向
（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）、圧延方向
に対し45°方向（Ｄ方向）の平均値を ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ) ／４ として求めた。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】表２，３より明らかなように、本発明に従
って製造した冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板はいず
れも、比較例に比べ優れた深絞り性を有していた。
って製造した冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板はいず
れも、比較例に比べ優れた深絞り性を有していた。
【００５４】実施例２ また、同じく電気炉−真空脱ガスプロセスにより、表４
に示す成分組成になる溶鋼を溶製した。得られた溶鋼を
連続鋳造後、表５に示す条件で熱間圧延し、板厚：3.5
mmの熱延板とし、ついで同じく表５に示す条件で冷間圧
延し、板厚：0.8 mmの冷延板とした後、一部については
連続焼鈍ラインにて表５に示す条件で再結晶焼鈍を施
し、残りは溶融亜鉛めっきラインに導いて表６に示す条
件で再結晶焼鈍とめっき処理を施した。かくして得られ
た冷延鋼板および溶融亜鉛めっき板の機械的性質につい
て調べた結果を、表５、６に併記する。
に示す成分組成になる溶鋼を溶製した。得られた溶鋼を
連続鋳造後、表５に示す条件で熱間圧延し、板厚：3.5
mmの熱延板とし、ついで同じく表５に示す条件で冷間圧
延し、板厚：0.8 mmの冷延板とした後、一部については
連続焼鈍ラインにて表５に示す条件で再結晶焼鈍を施
し、残りは溶融亜鉛めっきラインに導いて表６に示す条
件で再結晶焼鈍とめっき処理を施した。かくして得られ
た冷延鋼板および溶融亜鉛めっき板の機械的性質につい
て調べた結果を、表５、６に併記する。
【００５５】
【表４】
【００５６】
【表５】
【００５７】
【表６】
【００５８】表５，６から明らかなように、本発明に従
って製造した冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板はいず
れも、比較例に比べ優れた深絞り性を有していた。また
特に、スラブ加熱温度を1150℃以下とした場合には、優
れたEl値も併せて得ることができた。
って製造した冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板はいず
れも、比較例に比べ優れた深絞り性を有していた。また
特に、スラブ加熱温度を1150℃以下とした場合には、優
れたEl値も併せて得ることができた。
【００５９】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、鋼成分中と
くにＣおよびＮ量を所定の範囲に制限すると共に、適正
量のTiを添加し、しかもMn／Ｓを所定の値以下に規制し
た上で、トランプエレメントであるCu，Niの含有量を所
定の範囲に制限することにより、トランプエレメントを
含む電気炉鋼を使用した場合であっても、従来と同等の
優れた深絞り性を有する冷延鋼板を得ることができる。
また、本発明法では、電気炉性鋼法を利用するので、鉄
スクラップの再利用の拡大は勿論のこと、設備費の低減
さらには製造コストの低減も可能になる。
くにＣおよびＮ量を所定の範囲に制限すると共に、適正
量のTiを添加し、しかもMn／Ｓを所定の値以下に規制し
た上で、トランプエレメントであるCu，Niの含有量を所
定の範囲に制限することにより、トランプエレメントを
含む電気炉鋼を使用した場合であっても、従来と同等の
優れた深絞り性を有する冷延鋼板を得ることができる。
また、本発明法では、電気炉性鋼法を利用するので、鉄
スクラップの再利用の拡大は勿論のこと、設備費の低減
さらには製造コストの低減も可能になる。
【図１】ｒ値に及ぼすＣおよびＮ含有量の影響を示した
グラフである。
グラフである。
【図２】ｒ値に及ぼすCuおよびNi含有量の影響を示した
グラフである。
グラフである。
【図３】ｒ値に及ぼすMn／Ｓ比の影響を示したグラフで
ある。
ある。
【図４】El値に及ぼすスラブ加熱温度の影響を示したグ
ラフである。
ラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 関田 貴司 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平６−235047（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−371528（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−235650（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/04 C21D 9/48 C22C 38/16
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：0.0050wt％以下（ただし、0.0050wt％を除く）、 Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.14wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.010 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Ti：0.014 〜0.10wt％ を、 Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) Mn/Ｓ≦7.0 を満足する範囲において含有し、かつCuおよびNiのトラ
ンプエレメントとしての混入を Cu：0.96wt％以下、 Ni：0.88wt％以下、 0.0015≦ Cu/64＋Ni/59 ≦0.0150 の範囲に抑制したことを特徴とする深絞り用冷延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼組成がさらに Nb：0.001 〜0.10wt％、 Ｂ：0.0001〜0.010 wt％ のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になる
深絞り用冷延鋼板。 - 【請求項３】 鉄スクラップのみ、または一部銑鉄を含
む鉄スクラップを主原料として、電気炉−真空脱ガスプ
ロセスにより深絞り用冷延鋼板を製造するに際し、 真空脱ガス処理後の鋼組成を Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：0.2 wt％以下、 Mn：0.14wt％以下、 Ｐ：0.10wt％以下、 Al：0.10wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Ｏ：0.010 wt％以下、 Ｎ：0.0040〜0.0090wt％、 Ti：0.014 〜0.10wt％、 Cu：0.96wt％以下、 Ni：0.88wt％以下 を含み、かつ Ti/48−（Ｎ/14 + Ｓ* /32)≧Ｃ/12(ただしＳ* ＝32
（Ｓ/32 −0.3Mn/55)) 0.0015 ≦ Cu/64＋Ni/59 ≦ 0.0150 Mn/Ｓ≦7.0 を満足する組成に調整した後、連続鋳造し、ついで得ら
れた鋼片を、 900〜1300℃に加熱し、トータル圧下率：
70％以上、圧延終了温度：600 ℃以上の条件で熱間圧延
を施した後、 800℃以下の温度で巻取り、ついで圧下
率：50％以上で冷間圧延したのち、 600℃以上の温度で
５秒間以上の焼鈍を施すことを特徴とする、電気炉−真
空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３において、鋼組成がさらに Nb：0.001 〜0.10wt％、 Ｂ：0.0001〜0.010 wt％ のうちから選んだ１種または２種を含有する組成にな
る、電気炉−真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項３または４において、鋼片の加熱
温度が、 900〜1150℃であることを特徴とする、電気炉
−真空脱ガスプロセスによる深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (12)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18481396A JP3266512B2 (ja) | 1996-07-15 | 1996-07-15 | 深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
| TW86102275A TW415967B (en) | 1996-02-29 | 1997-02-25 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| ES97103139T ES2179969T3 (es) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Acero, chapa de acero que tiene una excelente mecanicidad y su metodo de fabricacion por procedimiento de horno electrico y desgasificado a vacio. |
| US08/806,765 US5853659A (en) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| EP19970103139 EP0792942B1 (en) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| DE69713639T DE69713639T2 (de) | 1996-02-29 | 1997-02-26 | Stahl, Stahlblech mit hervorragender Bearbeitbarkeit und dessen Herstellungsverfahren durch Elektrostahlofen und Vakuumentgasung |
| CA 2198676 CA2198676C (en) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| BR9701108A BR9701108A (pt) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Aço chapa de aço tendo ecvelente trabalhabilidade e método de produção da mesma através de um processo de desgaseificação em forno elétrico |
| MYPI9700763 MY128568A (en) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Steel, steel sheet having excellent workability and method of producing the same by electric furnace-vacuum degassing process |
| KR1019970006667A KR100280251B1 (ko) | 1996-02-29 | 1997-02-28 | 전기로-진공탈가스프로세스에의한 가공성이 우수한 강과강판 및 그의 제조방법 |
| CN97109696A CN1068059C (zh) | 1996-02-29 | 1997-02-28 | 采用电炉－真空脱气工艺的加工性优良的钢和钢板及其制造方法 |
| IDP972448A ID17635A (id) | 1996-07-15 | 1997-07-15 | Baja lembaran baja yang mempunyai kemampuan kerja sangat baik dan metoda memproduksinya dengan proses penghilangan gas dengan tanur listrik hampa udara |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18481396A JP3266512B2 (ja) | 1996-07-15 | 1996-07-15 | 深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1025541A JPH1025541A (ja) | 1998-01-27 |
| JP3266512B2 true JP3266512B2 (ja) | 2002-03-18 |
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18481396A Expired - Fee Related JP3266512B2 (ja) | 1996-02-29 | 1996-07-15 | 深絞り用冷延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3266512B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| CN121693586A (zh) | 2023-08-09 | 2026-03-17 | 浦项股份有限公司 | 钢板及其制造方法 |
| WO2025034059A1 (ko) | 2023-08-09 | 2025-02-13 | 주식회사 포스코 | 강판 및 이의 제조방법 |
| KR20250094525A (ko) | 2023-12-15 | 2025-06-25 | 주식회사 포스코 | 강판 및 이의 제조방법 |
| KR20250093739A (ko) | 2023-12-15 | 2025-06-25 | 주식회사 포스코 | 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR20250093063A (ko) | 2023-12-15 | 2025-06-24 | 주식회사 포스코 | 냉연강판 및 이의 제조방법 |
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| KR20250094524A (ko) | 2023-12-15 | 2025-06-25 | 주식회사 포스코 | 강판 및 이의 제조방법 |
-
1996
- 1996-07-15 JP JP18481396A patent/JP3266512B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH1025541A (ja) | 1998-01-27 |
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