JP3366661B2 - 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車用鋼板等の使
途に用いて有用な、深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の
製造方法に関し、特に安価なエネルギーコストで製造で
きる方法を提案しようとするものである。
途に用いて有用な、深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の
製造方法に関し、特に安価なエネルギーコストで製造で
きる方法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車のパネル等に使用される冷延鋼板
には、優れた深絞り性が要求される。このように鋼板が
優れた深絞り性を示すためには、鋼板の機械的特性とし
て、高いｒ値（ランクフォード値）と良好な延性（El.
）とをそなえていることが必要である。
には、優れた深絞り性が要求される。このように鋼板が
優れた深絞り性を示すためには、鋼板の機械的特性とし
て、高いｒ値（ランクフォード値）と良好な延性（El.
）とをそなえていることが必要である。
【０００３】一方、近年になって自動車の車体軽量化及
び安全性向上を目的として、引張強さが35〜60kgf/mm2
の如き、より高張力の鋼板を用いようとする機運が急速
に高まってきた。このように高張力の鋼板であっても、
プレス成形の際は、優れた深絞り性を示すことが要求さ
れることは言うまでもなく、したがって、より高張力で
かつ従来鋼と比べても同等以上の高いｒ値と優れた延性
とをそなえる鋼板について研究開発が進められている。
び安全性向上を目的として、引張強さが35〜60kgf/mm2
の如き、より高張力の鋼板を用いようとする機運が急速
に高まってきた。このように高張力の鋼板であっても、
プレス成形の際は、優れた深絞り性を示すことが要求さ
れることは言うまでもなく、したがって、より高張力で
かつ従来鋼と比べても同等以上の高いｒ値と優れた延性
とをそなえる鋼板について研究開発が進められている。
【０００４】ところで近年、省エネルギー・省工程によ
る低コスト化を目的として、連続鋳造したスラブをAr3
変態点以下に降温させることなく熱間圧延を行う、直接
圧延法が試みられ、例えば特開昭52-105520 号公報に
は、低炭素Alキルド鋼に関して、直接圧延にて900 ℃以
上の温度で粗圧延を開始し、しかも連鋳スラブの中心温
度が1100℃まで低下した時点から180 分以内に熱間圧延
を完了することにより、従来工程にて製造されるAlキル
ド鋼板よりも材質の優れた鋼板を経済的に得られること
が開示されている。
る低コスト化を目的として、連続鋳造したスラブをAr3
変態点以下に降温させることなく熱間圧延を行う、直接
圧延法が試みられ、例えば特開昭52-105520 号公報に
は、低炭素Alキルド鋼に関して、直接圧延にて900 ℃以
上の温度で粗圧延を開始し、しかも連鋳スラブの中心温
度が1100℃まで低下した時点から180 分以内に熱間圧延
を完了することにより、従来工程にて製造されるAlキル
ド鋼板よりも材質の優れた鋼板を経済的に得られること
が開示されている。
【０００５】この直接圧延法を、深絞り性に優れた高張
力冷延鋼板の製造に適用した例については特開昭62-287
017 号公報に、極低炭素鋼にTi等を添加した鋼を直接熱
延するに際し、連続鋳造機のカッター位置から圧延開始
までの搬送時間を鋼成分によって所定時間以上に制御す
る方法が開示されている。しかしながらこの方法は、鋼
成分によって連続鋳造機のカッター位置から圧延開始ま
での時間を制限しなければならないことから、鋳造から
圧延開始までの待ち時間が必然的に長時間となって生産
性が著しく低下し、操業上好ましくないという問題があ
った。
力冷延鋼板の製造に適用した例については特開昭62-287
017 号公報に、極低炭素鋼にTi等を添加した鋼を直接熱
延するに際し、連続鋳造機のカッター位置から圧延開始
までの搬送時間を鋼成分によって所定時間以上に制御す
る方法が開示されている。しかしながらこの方法は、鋼
成分によって連続鋳造機のカッター位置から圧延開始ま
での時間を制限しなければならないことから、鋳造から
圧延開始までの待ち時間が必然的に長時間となって生産
性が著しく低下し、操業上好ましくないという問題があ
った。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、鋼成分及び製造条件を規制
することにより、安価なエネルギーコストでかつ従来工
程で得られた鋼と同等の深絞り性を有する高張力冷延鋼
板を生産性良く製造できる方法を提案することを目的と
する。
題を有利に解決するもので、鋼成分及び製造条件を規制
することにより、安価なエネルギーコストでかつ従来工
程で得られた鋼と同等の深絞り性を有する高張力冷延鋼
板を生産性良く製造できる方法を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】発明者らは、鋭意研究を
重ねた結果、以下のように鋼成分及び製造条件を限定す
ることにより、優れた深絞り性を有する高張力冷延鋼板
が製造可能であることを見出した。
重ねた結果、以下のように鋼成分及び製造条件を限定す
ることにより、優れた深絞り性を有する高張力冷延鋼板
が製造可能であることを見出した。
【０００８】その要旨は次のとおりである。
(1) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.5〜1.5 wt％、Mn：0.1
〜3.0 wt％、Ti：0.01〜0.2 wt％、Nb：0.001 〜0.2 wt
％、Ｂ：0.0001〜0.0030wt％、Al：0.01〜0.20wt％、
Ｐ：0.05〜0.20wt％、Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：0.01wt
％以下を含み、かつ上記Ｃ，Ti，Ｓ及びＮの各含有量
〔Ｃ〕，〔Ti〕，〔Ｓ〕及び〔Ｎ〕が次式 〔Ti〕≧48（〔Ｃ〕／12＋〔Ｎ〕／14＋〔Ｓ〕／32） （wt％） を満足する基本成分組成を有し、残部はFe及び不可避的
不純物よりなる鋼を、連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降
温する前に、熱間粗圧延を施して950 〜1100℃の温度域
にて終了し、引き続き熱間仕上圧延を行った後、酸洗、
次いで圧下率60〜95％の冷間圧延を施した後、800 〜98
0 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、深絞り性に
優れた高張力冷延鋼板の製造方法（第１発明）。
〜3.0 wt％、Ti：0.01〜0.2 wt％、Nb：0.001 〜0.2 wt
％、Ｂ：0.0001〜0.0030wt％、Al：0.01〜0.20wt％、
Ｐ：0.05〜0.20wt％、Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：0.01wt
％以下を含み、かつ上記Ｃ，Ti，Ｓ及びＮの各含有量
〔Ｃ〕，〔Ti〕，〔Ｓ〕及び〔Ｎ〕が次式 〔Ti〕≧48（〔Ｃ〕／12＋〔Ｎ〕／14＋〔Ｓ〕／32） （wt％） を満足する基本成分組成を有し、残部はFe及び不可避的
不純物よりなる鋼を、連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降
温する前に、熱間粗圧延を施して950 〜1100℃の温度域
にて終了し、引き続き熱間仕上圧延を行った後、酸洗、
次いで圧下率60〜95％の冷間圧延を施した後、800 〜98
0 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、深絞り性に
優れた高張力冷延鋼板の製造方法（第１発明）。
【０００９】
(2) 第１発明の鋼成分に加えてMo：0.01〜1.0 wt％
を含有する深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法
（第２発明）。
（第２発明）。
【００１０】
【００１１】以下、この発明を開発する基礎となった研
究結果について述べる。 Si：0.5 wt％、Mn：0.5 wt％、Ｐ：0.07wt％、Ｓ：0.01
wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt％、Nb：0.007 wt％
及びＢ：0.0008wt％を含み、Ｃ及びTiを、Ｃ：0.001 〜
0.01wt％、Ti：０〜0.2 wt％の範囲で種々に変化させて
含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を連続鋳造
後、Ar3 変態点以下に降温させることなく熱間粗圧延及
び熱間仕上圧延を行った。この際の熱間粗圧延の終了温
度及び熱間仕上圧延の終了温度はそれぞれ1000℃及び89
0 ℃と一定にしたものである。その後酸洗し、冷間圧延
を圧下率78％で施して板厚 0.7mmとした後、再結晶焼鈍
を連続焼鈍にて 850℃、20秒間の条件で行い供試鋼とし
た。かくして得られた供試鋼の、ｒ値に及ぼす鋼成分の
影響を、Ti−48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／32）との関係で
調べた結果を図１に示す。また比較のためにNbを含有し
ない以外は前記と同一の条件で製造した鋼についても調
べた。同図から明らかなように、直接熱延材のｒ値は、
鋼成分に強く影響し、Ti≧48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／3
2）を満足するTi−Nb複合添加鋼が、優れたｒ値を示
す。
究結果について述べる。 Si：0.5 wt％、Mn：0.5 wt％、Ｐ：0.07wt％、Ｓ：0.01
wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt％、Nb：0.007 wt％
及びＢ：0.0008wt％を含み、Ｃ及びTiを、Ｃ：0.001 〜
0.01wt％、Ti：０〜0.2 wt％の範囲で種々に変化させて
含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を連続鋳造
後、Ar3 変態点以下に降温させることなく熱間粗圧延及
び熱間仕上圧延を行った。この際の熱間粗圧延の終了温
度及び熱間仕上圧延の終了温度はそれぞれ1000℃及び89
0 ℃と一定にしたものである。その後酸洗し、冷間圧延
を圧下率78％で施して板厚 0.7mmとした後、再結晶焼鈍
を連続焼鈍にて 850℃、20秒間の条件で行い供試鋼とし
た。かくして得られた供試鋼の、ｒ値に及ぼす鋼成分の
影響を、Ti−48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／32）との関係で
調べた結果を図１に示す。また比較のためにNbを含有し
ない以外は前記と同一の条件で製造した鋼についても調
べた。同図から明らかなように、直接熱延材のｒ値は、
鋼成分に強く影響し、Ti≧48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／3
2）を満足するTi−Nb複合添加鋼が、優れたｒ値を示
す。
【００１２】次にＣ：0.002 wt％、Si：0.5 wt％、Mn：
0.5 wt％、Ｓ：0.01wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt
％、Ti：0.038wt ％、Nb：0.007 wt％及びＢ：0.0009wt
％を含み、Ｐを0.01〜0.15wt％の範囲で種々に変化させ
て含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を連続鋳
造後、Ar3 変態点以下に降温させることなく熱間粗圧延
及び熱間仕上圧延を行った。この際の熱間粗圧延の終了
温度及び熱間仕上圧延の終了温度はそれぞれ1000℃及び
890 ℃と一定にしたものである。その後酸洗し、冷間圧
延を圧下率78％で施して板厚 0.7mmとした後、再結晶焼
鈍を連続焼鈍にて 850℃、20秒間の条件で行い供試鋼と
した。かくして得られた供試鋼の、ｒ値に及ぼすＰ量の
影響を調べた結果を図２に示す。同図から明らかなよう
に、直接熱延材のｒ値は、Ｐ量に強く依存し、Ｐ≧0.05
wt ％を満足するTi−Nb複合添加鋼が、優れたｒ値を示
す。
0.5 wt％、Ｓ：0.01wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt
％、Ti：0.038wt ％、Nb：0.007 wt％及びＢ：0.0009wt
％を含み、Ｐを0.01〜0.15wt％の範囲で種々に変化させ
て含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を連続鋳
造後、Ar3 変態点以下に降温させることなく熱間粗圧延
及び熱間仕上圧延を行った。この際の熱間粗圧延の終了
温度及び熱間仕上圧延の終了温度はそれぞれ1000℃及び
890 ℃と一定にしたものである。その後酸洗し、冷間圧
延を圧下率78％で施して板厚 0.7mmとした後、再結晶焼
鈍を連続焼鈍にて 850℃、20秒間の条件で行い供試鋼と
した。かくして得られた供試鋼の、ｒ値に及ぼすＰ量の
影響を調べた結果を図２に示す。同図から明らかなよう
に、直接熱延材のｒ値は、Ｐ量に強く依存し、Ｐ≧0.05
wt ％を満足するTi−Nb複合添加鋼が、優れたｒ値を示
す。
【００１３】さらに熱間粗圧延温度がｒ値に及ぼす影響
を調べるために、Ｃ：0.002 wt％、Si：0.5 wt％、Mn：
0.5 wt％、Ｐを0.07wt％、Ｓ：0.01wt％、Al：0.05wt
％、Ｎ：0.002 wt％、Ti：0.036wt ％、Nb：0.006 wt％
及びＢ：0.0009wt％を含み、残部は実質的にFeの組成に
なる溶鋼を連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降温させるこ
となく熱間粗圧延及び熱間仕上圧延を行った。この際の
熱間粗圧延の終了温度は950 〜1200の範囲で種々に変化
させ、熱間仕上圧延の終了温度は890 ℃と一定にした。
その後酸洗し、冷間圧延を圧下率78％で施して板厚 0.7
mmとした後、再結晶焼鈍を連続焼鈍にて 850℃、20秒間
の条件で行い供試鋼とした。かくして得られた供試鋼
の、ｒ値に及ぼす熱間粗圧延の終了温度の影響を図３に
示す。同図から明らかなように、直接熱延材のｒ値は、
熱間粗圧延の終了温度に強く依存し、この終了温度を11
00℃以下にして製造することにより、ｒ値が向上した。
を調べるために、Ｃ：0.002 wt％、Si：0.5 wt％、Mn：
0.5 wt％、Ｐを0.07wt％、Ｓ：0.01wt％、Al：0.05wt
％、Ｎ：0.002 wt％、Ti：0.036wt ％、Nb：0.006 wt％
及びＢ：0.0009wt％を含み、残部は実質的にFeの組成に
なる溶鋼を連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降温させるこ
となく熱間粗圧延及び熱間仕上圧延を行った。この際の
熱間粗圧延の終了温度は950 〜1200の範囲で種々に変化
させ、熱間仕上圧延の終了温度は890 ℃と一定にした。
その後酸洗し、冷間圧延を圧下率78％で施して板厚 0.7
mmとした後、再結晶焼鈍を連続焼鈍にて 850℃、20秒間
の条件で行い供試鋼とした。かくして得られた供試鋼
の、ｒ値に及ぼす熱間粗圧延の終了温度の影響を図３に
示す。同図から明らかなように、直接熱延材のｒ値は、
熱間粗圧延の終了温度に強く依存し、この終了温度を11
00℃以下にして製造することにより、ｒ値が向上した。
【００１４】
【作用】この発明に従い、鋼成分のＰを0.05％以上と
し、かつ熱間粗圧延を低温で行うことにより、ｒ値が向
上する理由については次のとおりと考えられる。すなわ
ち、Ｐは鋳造組織の微細化に有効であり、0.05％以上の
Ｐ添加により鋳造組織及び熱延板組織が微細になり、そ
の結果、冷間圧延−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。ま
た低温域での熱間粗圧延により、鋳造組織が微細にな
り、かつTiC の析出が十分に促進されるため、冷間圧延
−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。また、連続鋳造後、
直ちに熱間圧延を開始することができるので、生産性が
低下する問題もない。
し、かつ熱間粗圧延を低温で行うことにより、ｒ値が向
上する理由については次のとおりと考えられる。すなわ
ち、Ｐは鋳造組織の微細化に有効であり、0.05％以上の
Ｐ添加により鋳造組織及び熱延板組織が微細になり、そ
の結果、冷間圧延−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。ま
た低温域での熱間粗圧延により、鋳造組織が微細にな
り、かつTiC の析出が十分に促進されるため、冷間圧延
−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。また、連続鋳造後、
直ちに熱間圧延を開始することができるので、生産性が
低下する問題もない。
【００１５】このように、この発明では、鋼成分は重要
であり、前記した成分組成範囲を満足しないと、直接熱
延プロセスにおいて優れた深絞り性を確保することがで
きない。以下、各成分について範囲を限定した理由につ
いて説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、含有量が少なければ少ない程、深絞り性が向上す
るので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほ
ど悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。よ
り好ましくは0.008wt ％以下である。
であり、前記した成分組成範囲を満足しないと、直接熱
延プロセスにおいて優れた深絞り性を確保することがで
きない。以下、各成分について範囲を限定した理由につ
いて説明する。 Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、含有量が少なければ少ない程、深絞り性が向上す
るので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほ
ど悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。よ
り好ましくは0.008wt ％以下である。
【００１６】Si：0.5〜1.5 wt％
Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度、より具体
的には引張強さ45kgf/mm 2 以上を達成するには、Siを0.5
wt％以上に含有させる必要があり、また、その含有量が
1.5 wt％を超えると深絞り性及び表面性状に悪影響を与
えるので、Si含有量は0.5〜1.5 wt％に限定した。 Mn：0.1 〜3.0 wt％ Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が0.1 wt％
以下では強度不足になり、一方3.0 wt％を超えると深絞
り性に悪影響を与えるので0.1 〜3.0 wt％に限定した。
的には引張強さ45kgf/mm 2 以上を達成するには、Siを0.5
wt％以上に含有させる必要があり、また、その含有量が
1.5 wt％を超えると深絞り性及び表面性状に悪影響を与
えるので、Si含有量は0.5〜1.5 wt％に限定した。 Mn：0.1 〜3.0 wt％ Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が0.1 wt％
以下では強度不足になり、一方3.0 wt％を超えると深絞
り性に悪影響を与えるので0.1 〜3.0 wt％に限定した。
【００１７】Ti：0.01〜0.2 wt％
Tiは、炭窒化物形成成分であり、鋼中の固溶（Ｃ，Ｎ）
を低減させるとともに深絞り性に有利な｛111 ｝方位の
結晶粒を優先的に形成させる効果がある。その含有量が
0.01 wt％に満たないと効果がなく、一方0.2 wt％を超
えて含有させても効果の向上が見られないばかりか、却
って延性の劣化を招くので0.01〜0.2 wt％に限定した。
を低減させるとともに深絞り性に有利な｛111 ｝方位の
結晶粒を優先的に形成させる効果がある。その含有量が
0.01 wt％に満たないと効果がなく、一方0.2 wt％を超
えて含有させても効果の向上が見られないばかりか、却
って延性の劣化を招くので0.01〜0.2 wt％に限定した。
【００１８】Nb：0.001 〜0.2 wt％
Nbは、炭化物形成成分であり、鋼中の固溶Ｃを低減させ
る効果があるとともに、熱間仕上圧延前の組織微細化に
有効である。Nbの含有量が0.001 wt％に満たないとその
効果がなく、一方0.2 wt％を超えて含有させても効果の
向上が見られないので0.001 〜0.2 wt％に限定した。
る効果があるとともに、熱間仕上圧延前の組織微細化に
有効である。Nbの含有量が0.001 wt％に満たないとその
効果がなく、一方0.2 wt％を超えて含有させても効果の
向上が見られないので0.001 〜0.2 wt％に限定した。
【００１９】Ｂ：0.0001〜0.0030wt％
Ｂは、耐二次加工ぜい性を改善させるために含有させ
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果がなく、
一方0.003 wt％を超えるて含有させると深絞り性が劣化
するため0.0001〜0.003 wt％に限定した。 Al：0.01〜0.20wt％ Alは、脱酸を行い、炭窒化物形成成分の歩留まりを向上
させるために必要量を含有させるものであり、その含有
量が0.01wt％に満たないとその効果がなく、一方0.20wt
％を超えて含有させても、より一層の脱酸効果は得られ
ないため、0.01〜0.20wt％に限定した。
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果がなく、
一方0.003 wt％を超えるて含有させると深絞り性が劣化
するため0.0001〜0.003 wt％に限定した。 Al：0.01〜0.20wt％ Alは、脱酸を行い、炭窒化物形成成分の歩留まりを向上
させるために必要量を含有させるものであり、その含有
量が0.01wt％に満たないとその効果がなく、一方0.20wt
％を超えて含有させても、より一層の脱酸効果は得られ
ないため、0.01〜0.20wt％に限定した。
【００２０】Ｐ：0.05〜0.20wt％
Ｐは、この発明において重要な成分であり、鋼を強化す
る作用があるとともに、冷間圧延−再結晶焼鈍後の材料
特性にも大きく影響を与える。すなわちＰは、鋳造組織
の微細化に有効であり、0.05wt％以上のＰ含有により鋳
造組織及び熱延板組織が微細になり、その結果、冷間圧
延−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。一方、0.05wt％に
満たないＰ含有では、上記の鋳造組織の微細化には有効
ではなく、また0.20wt％を超えるＰ含有では、逆に深絞
り性に悪影響を与えるので0.05〜0.20wt％に限定した。
より好ましくは0.05〜0.15wt％である。
る作用があるとともに、冷間圧延−再結晶焼鈍後の材料
特性にも大きく影響を与える。すなわちＰは、鋳造組織
の微細化に有効であり、0.05wt％以上のＰ含有により鋳
造組織及び熱延板組織が微細になり、その結果、冷間圧
延−再結晶焼鈍後のｒ値が向上する。一方、0.05wt％に
満たないＰ含有では、上記の鋳造組織の微細化には有効
ではなく、また0.20wt％を超えるＰ含有では、逆に深絞
り性に悪影響を与えるので0.05〜0.20wt％に限定した。
より好ましくは0.05〜0.15wt％である。
【００２１】Ｓ：0.05wt％以下
Ｓは、少なければ少ない程、深絞り性が向上するので、
できるだけ含有量を抑制することが好ましいが、その含
有量が0.05wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので
0.05 wt％以下に限定した。
できるだけ含有量を抑制することが好ましいが、その含
有量が0.05wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので
0.05 wt％以下に限定した。
【００２２】Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、少なければ少ない程、深絞り性が向上するので、
できるだけ含有量を抑制することが好ましいが、その含
有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので
0.01wt％以下に限定した。
できるだけ含有量を抑制することが好ましいが、その含
有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので
0.01wt％以下に限定した。
【００２３】この発明では、上記Ｃ，Ti，Ｓ及びＮの各
含有量〔Ｃ〕，〔Ti〕，〔Ｓ〕及び〔Ｎ〕が次式
含有量〔Ｃ〕，〔Ti〕，〔Ｓ〕及び〔Ｎ〕が次式
【数３】
〔Ti〕≧48（〔Ｃ〕／12＋〔Ｎ〕／14＋〔Ｓ〕／32）（wt％） …（１）
を満足しなければならない。Tiは、前述したとおり炭窒
化物形成成分であり、鋼中の固溶（Ｃ，Ｎ）を低減さ
せ、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に
形成させる作用がある。しかしながら上記(1) 式を満足
しない場合には、図１でも明らかなようにその効果が見
られず、優れた深絞り性が得られないので、
化物形成成分であり、鋼中の固溶（Ｃ，Ｎ）を低減さ
せ、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に
形成させる作用がある。しかしながら上記(1) 式を満足
しない場合には、図１でも明らかなようにその効果が見
られず、優れた深絞り性が得られないので、
【数４】
〔Ti〕≧48（〔Ｃ〕／12＋〔Ｎ〕／14＋〔Ｓ〕／32）（wt％）
に限定した。
【００２４】Mo：0.01〜1.0 wt％
Moは、鋼を強化する作用があり、第２発明では所望の強
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.0 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.0 wt％に限定し
た。
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.0 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.0 wt％に限定し
た。
【００２５】
【００２６】
【００２７】次にこの発明で製造工程について限定した
理由について説明する。連続鋳造後の鋼は、直ちに圧延
設備に供給して熱間圧延を開始するか、又は保温処理を
施した後に熱間圧延を開始することで、Ar3 変態点以下
に降温させることなく熱間圧延を行う。連続鋳造スラブ
の保温条件は、鋼成分及び熱間圧延条件がこの発明を満
足すれば任意でよい。
理由について説明する。連続鋳造後の鋼は、直ちに圧延
設備に供給して熱間圧延を開始するか、又は保温処理を
施した後に熱間圧延を開始することで、Ar3 変態点以下
に降温させることなく熱間圧延を行う。連続鋳造スラブ
の保温条件は、鋼成分及び熱間圧延条件がこの発明を満
足すれば任意でよい。
【００２８】熱間圧延工程
熱間圧延工程は、この発明で最も重要であり、連続鋳造
後、Ar3 変態点に降温する前に高温の熱間粗圧延を施し
て950 〜1100℃で終了し、引き続き熱間仕上圧延を行う
ことが必要である。上記のように低温の熱間粗圧延を施
すことが鋳造組織の微細化とTiＣの析出とを十分に行わ
せるために必要であり、ここに熱間粗圧延の終了温度が
1100℃より高いと、粗圧延による鋳造組織の微細化が十
分に行われず、さらに粗圧延時にTiＣの析出が十分に進
行しないため、冷間圧延−再結晶焼鈍終了後に優れた深
絞り性が得られない。一方、熱間粗圧延温度を950 ℃よ
り低くしてもそれ以上の効果が得られず、逆に熱間仕上
温度がAr3 変態点を大きく下回るため、却って深絞り性
が劣化する。そのため熱間粗圧延の終了温度を950 〜11
00℃の範囲に限定した。なお上記熱間粗圧延につき、圧
延開始温度は1150℃以下が好ましく、また圧下率は80％
程度以上が好ましい。
後、Ar3 変態点に降温する前に高温の熱間粗圧延を施し
て950 〜1100℃で終了し、引き続き熱間仕上圧延を行う
ことが必要である。上記のように低温の熱間粗圧延を施
すことが鋳造組織の微細化とTiＣの析出とを十分に行わ
せるために必要であり、ここに熱間粗圧延の終了温度が
1100℃より高いと、粗圧延による鋳造組織の微細化が十
分に行われず、さらに粗圧延時にTiＣの析出が十分に進
行しないため、冷間圧延−再結晶焼鈍終了後に優れた深
絞り性が得られない。一方、熱間粗圧延温度を950 ℃よ
り低くしてもそれ以上の効果が得られず、逆に熱間仕上
温度がAr3 変態点を大きく下回るため、却って深絞り性
が劣化する。そのため熱間粗圧延の終了温度を950 〜11
00℃の範囲に限定した。なお上記熱間粗圧延につき、圧
延開始温度は1150℃以下が好ましく、また圧下率は80％
程度以上が好ましい。
【００２９】次に熱間仕上圧延については、特に限定す
るものではないが、仕上圧延終了温度はAr3 変態点以上
が好ましい。しかしAr3 変態点を若干下回っても問題は
ない。熱間仕上圧延後の巻取温度は、特に限定するもの
ではなく、好ましくは500 〜750 ℃の範囲である。
るものではないが、仕上圧延終了温度はAr3 変態点以上
が好ましい。しかしAr3 変態点を若干下回っても問題は
ない。熱間仕上圧延後の巻取温度は、特に限定するもの
ではなく、好ましくは500 〜750 ℃の範囲である。
【００３０】冷間圧延工程
冷間圧延工程は、高いｒ値を得るために必須であり、冷
延圧下率は60〜95％とすることが不可欠である。かかる
冷延圧下率が60％未満又は95％を超えると、優れた深絞
り性が得られない。
延圧下率は60〜95％とすることが不可欠である。かかる
冷延圧下率が60％未満又は95％を超えると、優れた深絞
り性が得られない。
【００３１】焼鈍工程
冷間圧延を経た冷延鋼帯は、連続焼鈍法にて再結晶焼鈍
を施す必要がある。焼鈍温度は800 〜980 ℃の範囲とす
る。焼鈍温度が800 ℃に満たない低温域では、優れた深
絞り性を得ることができない。一方、焼鈍温度が980 ℃
を超えると、α−γ変態により結晶方位がランダム化し
て深絞り性が劣化するので800 〜980 ℃に限定した。な
お焼鈍後の鋼帯に、表面粗度等の調整のために、通常行
われる10％以下の調質圧延を施しても良いことは言うま
でもない。またこの発明にて得られた冷延鋼板は、加工
用表面処理鋼板の原板にも適用できる。表面処理として
は、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろ
う等がある。
を施す必要がある。焼鈍温度は800 〜980 ℃の範囲とす
る。焼鈍温度が800 ℃に満たない低温域では、優れた深
絞り性を得ることができない。一方、焼鈍温度が980 ℃
を超えると、α−γ変態により結晶方位がランダム化し
て深絞り性が劣化するので800 〜980 ℃に限定した。な
お焼鈍後の鋼帯に、表面粗度等の調整のために、通常行
われる10％以下の調質圧延を施しても良いことは言うま
でもない。またこの発明にて得られた冷延鋼板は、加工
用表面処理鋼板の原板にも適用できる。表面処理として
は、亜鉛めっき（合金系を含む）、すずめっき、ほうろ
う等がある。
【００３２】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼を溶製し
た。
た。
【００３３】
【表１】
【００３４】これらの溶鋼を連続鋳造後、Ar3 変態点に
降温させることなく、保温して表２に示す粗圧延終了温
度（ＲＤＴ）、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の条件で熱
間粗圧延、熱間仕上圧延を行った。
降温させることなく、保温して表２に示す粗圧延終了温
度（ＲＤＴ）、仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の条件で熱
間粗圧延、熱間仕上圧延を行った。
【００３５】
【表２】
【００３６】得られた熱延板を酸洗後、表２に示した条
件にて冷間圧延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼板にして後、
連続焼鈍設備にて表２に示した条件にて再結晶焼鈍を施
した。なお表１及び表２中、数値がこの発明の範囲を外
れる例については、下線を引いてある。かくして得られ
た冷延鋼板の材料特性について調べた結果を表２に併記
した。なお引張特性は、JIS 5 号引張試験片を用いて測
定した。またｒ値は、15％引張予ひずみを与えたのち、
３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延
方向から45度方向）及びＣ方向（圧延方向から90度方
向）の平均値を
件にて冷間圧延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼板にして後、
連続焼鈍設備にて表２に示した条件にて再結晶焼鈍を施
した。なお表１及び表２中、数値がこの発明の範囲を外
れる例については、下線を引いてある。かくして得られ
た冷延鋼板の材料特性について調べた結果を表２に併記
した。なお引張特性は、JIS 5 号引張試験片を用いて測
定した。またｒ値は、15％引張予ひずみを与えたのち、
３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延
方向から45度方向）及びＣ方向（圧延方向から90度方
向）の平均値を
【数５】ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
の式から求めた。さらに耐二次加工ぜい性の評価として
は、限界絞り比2.8 にて加工したサンプルを−50℃に冷
却したのち、圧潰試験を行い、ぜい性割れ発生の有無に
て評価した。
は、限界絞り比2.8 にて加工したサンプルを−50℃に冷
却したのち、圧潰試験を行い、ぜい性割れ発生の有無に
て評価した。
【００３７】表２から明らかなように、この発明に従う
適合例は、いずれも比較例に比べて優れた深絞り性−高
い引張強度のレベルを有している。
適合例は、いずれも比較例に比べて優れた深絞り性−高
い引張強度のレベルを有している。
【００３８】
【発明の効果】この発明によれば、鋼成分及び製造条件
を限定することにより、深絞り性に優れた高張力冷延鋼
板を、安価なエネルギーコストで製造することが可能に
なる。
を限定することにより、深絞り性に優れた高張力冷延鋼
板を、安価なエネルギーコストで製造することが可能に
なる。
【図１】図１は、ｒ値に及ぼすｒ値に及ぼす鋼成分の影
響を、Ti−48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／32）との関係で示
すグラフである。
響を、Ti−48（Ｃ／12＋Ｎ／14＋Ｓ／32）との関係で示
すグラフである。
【図２】図２は、ｒ値に及ぼすＰ量の影響を示すグラフ
である。
である。
【図３】図３は、ｒ値に及ぼす熱間粗圧延の終了温度の
影響を示すグラフである。
影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平２−163318（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−149624（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−170921（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−47222（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−246128（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−209228（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−285125（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−141554（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−205035（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−272143（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−184251（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 9/46 - 9/48
C21D 8/00 - 8/04
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.01wt％以下、 Si：0.5〜1.5 wt％、 Mn：0.1 〜3.0 wt％、 Ti：0.01〜0.2 wt％、 Nb：0.001 〜0.2 wt％、 Ｂ：0.0001〜0.0030wt％、 Al：0.01〜0.20wt％、 Ｐ：0.05〜0.20wt％、 Ｓ：0.05wt％以下及び Ｎ：0.01wt％以下 を含み、かつ上記Ｃ，Ti，Ｓ及びＮの各含有量〔Ｃ〕，
〔Ti〕，〔Ｓ〕及び〔Ｎ〕が次式 〔Ti〕≧48（〔Ｃ〕／12＋〔Ｎ〕／14＋〔Ｓ〕／32） （wt％） を満足する基本成分組成を有し、残部はFe及び不可避的
不純物よりなる鋼を、連続鋳造後、Ar3変態点以下に降
温する前に、熱間粗圧延を施して950 〜1100℃の温度域
にて終了し、 引き続き熱間仕上圧延を行った後、酸洗、次いで圧下率
60〜95％の冷間圧延を施した後、 800 〜980 ℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、深
絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 基本成分組成に加えて Mo：0.01〜1.0 wt％ を含有する請求項１記載の深絞り性に優れた高張力冷延
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03800992A JP3366661B2 (ja) | 1992-02-25 | 1992-02-25 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03800992A JP3366661B2 (ja) | 1992-02-25 | 1992-02-25 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05230539A JPH05230539A (ja) | 1993-09-07 |
| JP3366661B2 true JP3366661B2 (ja) | 2003-01-14 |
Family
ID=12513582
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03800992A Expired - Fee Related JP3366661B2 (ja) | 1992-02-25 | 1992-02-25 | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3366661B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07179946A (ja) * | 1993-12-24 | 1995-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-02-25 JP JP03800992A patent/JP3366661B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05230539A (ja) | 1993-09-07 |
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