JP3381440B2 - 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、特に自動車部品等の用
途に好適な安価で深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法
に関する。 【０００２】 【従来の技術】炭化物形成元素である Ti や Nb を添加
して、C 、N など侵入型固溶元素を完全に固着したIF鋼
（Interstitial Free Steel ）は、非時効で良好な加工
性を有しており、IF鋼を用いた鋼板は自動車部品等の用
途に広く用いられている。しかし、前記のIF鋼は高価な
TiやNbの添加が必要であり、また非時効で良好な加工性
を得るために高温焼鈍を必要とするため製造コストが高
価となるのみならず、Ti添加に起因する表面性状の悪化
などの品質上の問題がある。 【０００３】このため、Ti、Nbなどの炭化物形成元素を
添加することなく、あるいはその添加量を低減すること
により、より安価で良好な深絞り性を有する冷延鋼板を
得る技術が検討されている。 【０００４】特公昭58-49622号公報には、C 量を0.01%
未満（以下、組成は重量% を表す）とし、N 量を0.0010
〜0.0060% として、B/N 比が 0.5〜2.5 の範囲に収まる
ようにB を添加してAlN やB 炭化物などのボライドの析
出を抑制することにより、高ｒ値の深絞り性を得る技術
が開示されている。また、特公昭61-11294号公報には、
C 量が0.010%以下でB を0.0010〜0.0050% 添加すること
により熱延板組織を細粒化し良好なプレス成形性を得る
技術、および、さらにC 、N を固定するために、Ti、N
b、Zr、V の１種又は２種以上を必要最低限添加するこ
とにより、良好なプレス成形に加えて製造コストの低減
を図る技術が開示されている。 【０００５】また、今日では製鋼技術の進歩によりC 量
を0.0015% 以下に低減した極低炭素鋼を製造することが
可能となり、極低炭素鋼を用いて良好な深絞り性を得る
技術も検討されている。特開平6-93376 号公報、特開平
6-93377 号公報、特開平6-212354号公報には、Ti、Nbが
無添加で、C が0.0018% 以下で、B を添加した極低炭素
鋼を用いて、深絞り性の良好な冷延鋼板あるいは亜鉛め
っき鋼板を得る技術が開示されている。C が0.0015% 以
下の領域では、C の熱延板組織の細粒化効果が全く期待
できないので、B を添加しても熱延板組織はそれほど細
粒化せず、また、Ti、Nbを無添加とした鋼は、C レベル
が0.0020% 以下になると仕上げ圧延時の静的再結晶が迅
速に進むため、熱延板組織が粗大化し、冷延鋼板で高r
値を得ることができないという問題点があるが、前記の
公報には熱延仕上げ圧延終了後0.5 秒以内に50℃/ 秒以
上の急速冷却を行うことにより前記の問題点を解決し、
熱延板組織の細粒化を実現し、その結果冷延焼鈍後の集
合組織として｛111 ｝//ND方位の発達した深絞り性の優
れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。 【０００６】 【発明が解決しようとする課題】しかし、特公昭58-496
22号公報、特公昭61-11294号公報に具体的に開示されて
いるTi、Nbを無添加の技術によるものは、C レベルが高
いので常温時効性が問題となるばかりか、今日要求され
るレベルの深絞り性を得ることは容易でない。 【０００７】また、特開平6-93376 号公報、特開平6-93
377 号公報、特開平6-212354号公報に開示されている技
術は、良好な深絞り性を得るためには、仕上圧延後 0.5
秒以内に急速冷却をすることを必要としているが、現状
の設備ではこのような短時間に急速冷却をすることは困
難である。 【０００８】本発明は、Ti、Nbが無添加の安価な極低炭
素鋼を用いて、現状の設備で熱延板組織の細粒化を可能
とすることによって深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。 【０００９】 【課題を解決するための手段】本発明者等は、熱延板組
織を細粒化すると焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性を向上で
きる点に着目し、B 添加の極低炭素鋼について、鋼成
分、熱延条件とオーステナイト域での回復、再結晶の挙
動、熱延板組織の粒径との関係について種々の検討をし
た。 【００１０】その結果、仕上げ圧延温度を適正な範囲に
規定することにより、仕上げ圧延時のオーステナイト域
を未再結晶状態に維持できるため熱延板組織の細粒化に
優位であること、また鋼中のS 量とB 量を適正な範囲に
規定することによりオーステナイト域での回復、再結晶
が大幅に遅延できることを見いだした。 【００１１】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、前記の課題を解決するための手段は次の
とおりである。 【００１２】重量％で、C:0.0015% 以下、Si:0.50%以
下、Mn:0.02 〜1.00% 、P:0.05% 以下、S:0.010 〜0.02
5%、sol.Al:0.005〜0.120%、N:0.0030% 以下、B:0.0008
〜0.0015% を含み、残部 Fe および不可避的不純物から
なる鋼を、仕上げ温度860 ℃以上、920 ℃以下で熱間圧
延する工程、圧延終了後 0.6秒以上2.0 秒以内に冷却速
度60〜500 ℃/ 秒で急冷を行った後、640 ℃以下で巻取
る工程、次いで冷圧率70% 以上で冷間圧延を行う工程、
焼鈍温度 630〜800 ℃で再結晶焼鈍を行う工程を含む工
程を経て冷延鋼板を製造する方法。 【００１３】 【作用】以下、本発明の成分組成の限定理由について説
明する。 【００１４】C:Ti、Nbなどの炭化物形成元素を添加しな
いため、C を 0.0015%を超えて含有すると常温での時効
性がより顕著な問題となることから、その上限を0.0015
% とする。また、C の下限は特に限定しないが製造上の
経済性の観点から0.0005% 程度を実質的な下限とするこ
とが好ましい。 【００１５】Si:Si の添加により鋼の強度は上昇し、0.
50% 以上では深絞り性が低下するのみならず、表面性状
も悪化するので、Siの上限は0.50% とする。 【００１６】Mn:Mn は鋼を強化し、熱間圧延時の割れを
防止する働きを持つが、1.00% を越えると強度が上昇
し、深絞り性を低下させるため、Mnの上限は1.00% とす
る。また、赤熱脆性を防ぐために Mn の下限は0.02% と
する。 【００１７】P:P はSiと同様に鋼を高強度化させる。0.
05% を越えると冷間圧延性や二次加工性を悪化させるた
め、その上限を0.05% とする。 【００１８】S:S は本発明において重要な添加元素であ
る。S を極力低減することは製造上の経済性の観点から
不利となるばかりか、S が0.010%未満では、本発明にお
いて重要なオーステナイト域の回復、再結晶を遅延させ
る効果が得られないので、その下限を0.010%とする。ま
た、S が0.025%を越えるとオーステナイト域の回復、再
結晶を遅延させる効果が飽和し、逆に、焼鈍での粒成長
性が悪化したり、粗大な MnSが増大することにより機械
的特性が劣化するため、その上限を0.025%とする。 【００１９】sol.Al:sol.Al は脱酸調整および固溶N を
AlN として析出させる効果があるが、0.120%を超えて添
加してもその効果が飽和し、逆にAl2O3 が増加して機械
的特性を劣化させるため、sol.Alの上限は 0.120% とす
る。また、sol.Alの下限は溶製、鋳造の安定性の観点か
ら0.005%とする。 【００２０】N:N は加工性および時効性の観点から低い
方が望ましいが、工業的に無理なく得られる範囲として
0.0030% 以下とする。 【００２１】B:B は本発明においては重要な添加元素で
あり、S との相乗効果により、熱間圧延でのオーステナ
イト域の回復、再結晶を大幅に遅延すると考えられる。
B を0.0015% を超えて添加しても、回復、再結晶を遅延
する効果が飽和する。逆に、焼鈍時の粒成長性が悪化
し、深絞り性が低下するので、その上限を0.0015% とす
る。また、0.0008% 未満では回復、再結晶を遅延する効
果が認められないので、下限を0.0008% とする。 【００２２】次に、製造条件の限定理由について説明す
る。本発明において熱間圧延工程は極めて重要である。
第一に、仕上げ温度は860℃以上、920 ℃以下に限定す
る必要がある。これは本発明鋼の熱延鋼板を用いて、仕
上げ圧延のパス間でのオーステナイト域の軟化挙動につ
いての調査結果から明らかになった以下のことに基づく
ものである。仕上げ圧延温度が920 ℃以下、860 ℃以
上の場合、仕上げ圧延パス間で未再結晶状態を維持で
き、これによって仕上げ圧延時にオーステナイト粒への
歪みの蓄積が促進され、熱延板組織の細粒化に優位とな
る。しかし、仕上げ圧延温度が９２０℃を超えると、
オーステナイト域での回復、再結晶がおこるため、急速
冷却をしても熱延板組織が細粒化されない。また、仕
上げ圧延温度が860 ℃を下回ると、二相域圧延の加工組
織が残存するため、急速冷却をしても熱延板組織が細粒
化されない。 【００２３】第二に、圧延後の冷却は、最終圧延後0.6
秒以上、2.0 秒以内に後記する所定の冷却速度で急冷す
る必要がある。これは、仕上げ圧延温度が950 ℃以下で
の熱延板の軟化挙動についての調査結果から、本発明の
S 量の範囲では、圧延終了後2.0秒以内であればオース
テナイト粒は未再結晶状態であることが確認されたこと
に基づく。オーステナイト域での回復、再結晶の遅延の
理由は明確ではないが、S 単独の効果もしくはさらにB
が相乗して関与していると推定される。冷却開始時間は
早いほうが望ましいが、現状の設備では設備的な制約か
ら、その下限時間は実質的に0.6 秒に限定される。圧延
終了後の冷却開始が2.0 秒を超えた場合、圧延によって
形成されるオーステナイト未再結晶組織が回復・ 再結晶
し、変態核生成サイト数が減少するために熱延板組織が
粗大化するため、その後に急速冷却を行っても熱延板組
織を細粒化することができなくなる。 【００２４】第三に、冷却速度については60〜500 ℃/
秒の範囲に限定する。本発明鋼を用いて、仕上げ温度が
860 〜920 ℃で圧延し、仕上げ圧延後1.0 秒で冷却を行
った場合について、冷却速度と熱延板組織の粒径との関
係を調査した。その結果を図１に示す。図1 からオース
テナイト域での回復・ 再結晶を抑制しつつ急速変態さ
せ、またフェライト粒成長を起こさせることなく熱延板
組織の粒径を冷延焼鈍後に良好な深絞り性が得られる20
μm 以下に細粒化するためには60℃/ 秒以上の冷却速度
が必要である。また冷却速度は無限に大きいことが望ま
しいが、仕上げ温度から変態直下までの瞬間的な冷却速
度としては500 ℃/s程度までが実現可能と考えられ、こ
れを実質的上限とした。 【００２５】第四に、巻取り温度は640 ℃以下に限定す
る。本発明の鋼はTi、Nb無添加の極低炭素鋼であるため
巻取り後の粒成長が起こりやすいため、これを抑制する
ために640 ℃以下の低温巻取りとする必要がある。 【００２６】最後に、冷間圧延および再結晶焼鈍条件に
ついては従来の深絞り用鋼板の製造方法において常用さ
れている方法によることができる。冷間圧延率について
は70％以上とし、より高ｒ値を実現するためには80〜90
％とすることが望ましい。再結晶焼鈍温度については従
来のTi、Nb添加鋼よりも低く設定できコストの観点でメ
リットがある。本鋼種においては630 ℃以下では再結晶
が不十分で優れた深絞り性が得られないこと、また 800
℃以上ではエネルギーコストがかさむ上に、通板時の板
の破断や平坦度に問題を生じやすいことを勘案し、630
〜800 ℃を最適な範囲とした。 【００２７】焼鈍方法は、箱焼鈍および連続焼鈍のどち
らでも良く、連続溶融亜鉛鍍金工程における焼鈍であっ
てもよい。連続溶融亜鉛鍍金工程の場合、鍍金後の合金
化処理の有無を問わない。また、焼鈍後調質圧延を経
て、電気鍍金、有機複合被覆処理、あるいは化成処理な
どの表面処理を単独あるいは複合して施した場合にも本
発明の効果が損なわれることはない。 【００２８】 【実施例】表１に記載の成分組成の鋼を加熱し、熱間圧
延後酸洗し、次いで冷間圧延、焼鈍、0.8%の調質圧延を
施して冷延鋼板の試作材を得た( 板厚0.8mm)。試作材の
製造条件を表２に、得られた材質を表３に示す。材料試
験値はJIS5号試験片で求めた。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) およびC 方向(
圧延方向から90度方向) の平均値を、ｒ＝（ｒL ＋２ｒ
D＋ｒC ）／４の式から求めた。AIの時効条件は100 ℃
×1 hrである。 【００２９】 【表１】【００３０】 【表２】 【００３１】 【表３】【００３２】No.1〜No.6は本発明によるものである。い
ずれも良好な材質を示す。No.7、No.8は冷却速度が本発
明の下限外れである。熱延板組織の粒径が大きく、その
影響でｒ値が低くΔｒが大きい。 【００３３】No.9は仕上げ圧延温度が本発明の上限外れ
である。熱延板粒径が大きく、その影響でｒ値が低くΔ
ｒが大きい。 【００３４】No.10 はS 量が本発明の上限外れである。
伸びが悪い。ｒ値もやや低いが、これは焼鈍での粒成長
性が悪いからである。 【００３５】No.11 はS 量が本発明の下限外れである。
熱延板粒径が大きく、この影響でｒ値が低く、Δｒが大
きい。 【００３６】No.12 はC 量が本発明の上限外れである。
AIが4.5 kgf/mm2 と高い。薄鋼板として広く用いられる
ためには、3.5 kgf/mm2 以下である必要がある。さら
に、Elも悪く、YP、TSも高めである。これも C量が上限
外れであることの影響である。 【００３７】No.13 はB 量が本発明の下限外れである。
熱延板粒径が大きく、この影響でｒ値が低く、Δｒが大
きい。AIも高い。B によりBNとして固着されなかったN
が、Alにも固着されずに鋼中に固溶N として残ったから
である。 【００３８】No.14 はB 量が本発明の上限外れである。
ｒ値が低く、Elが低く、YP、TSが高い。これは過剰B の
影響で、焼鈍時の粒成長性が悪化したからである。 【００３９】 【発明の効果】本発明によれば、C 、S 、B などの鋼成
分と熱延後の製造条件の組み合わせを最適化することに
より、Ti、Nbを添加することなく良好な深絞り性と表面
品質を有する鋼板を安価に現有の設備を用いて製造でき
る。
途に好適な安価で深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法
に関する。 【０００２】 【従来の技術】炭化物形成元素である Ti や Nb を添加
して、C 、N など侵入型固溶元素を完全に固着したIF鋼
（Interstitial Free Steel ）は、非時効で良好な加工
性を有しており、IF鋼を用いた鋼板は自動車部品等の用
途に広く用いられている。しかし、前記のIF鋼は高価な
TiやNbの添加が必要であり、また非時効で良好な加工性
を得るために高温焼鈍を必要とするため製造コストが高
価となるのみならず、Ti添加に起因する表面性状の悪化
などの品質上の問題がある。 【０００３】このため、Ti、Nbなどの炭化物形成元素を
添加することなく、あるいはその添加量を低減すること
により、より安価で良好な深絞り性を有する冷延鋼板を
得る技術が検討されている。 【０００４】特公昭58-49622号公報には、C 量を0.01%
未満（以下、組成は重量% を表す）とし、N 量を0.0010
〜0.0060% として、B/N 比が 0.5〜2.5 の範囲に収まる
ようにB を添加してAlN やB 炭化物などのボライドの析
出を抑制することにより、高ｒ値の深絞り性を得る技術
が開示されている。また、特公昭61-11294号公報には、
C 量が0.010%以下でB を0.0010〜0.0050% 添加すること
により熱延板組織を細粒化し良好なプレス成形性を得る
技術、および、さらにC 、N を固定するために、Ti、N
b、Zr、V の１種又は２種以上を必要最低限添加するこ
とにより、良好なプレス成形に加えて製造コストの低減
を図る技術が開示されている。 【０００５】また、今日では製鋼技術の進歩によりC 量
を0.0015% 以下に低減した極低炭素鋼を製造することが
可能となり、極低炭素鋼を用いて良好な深絞り性を得る
技術も検討されている。特開平6-93376 号公報、特開平
6-93377 号公報、特開平6-212354号公報には、Ti、Nbが
無添加で、C が0.0018% 以下で、B を添加した極低炭素
鋼を用いて、深絞り性の良好な冷延鋼板あるいは亜鉛め
っき鋼板を得る技術が開示されている。C が0.0015% 以
下の領域では、C の熱延板組織の細粒化効果が全く期待
できないので、B を添加しても熱延板組織はそれほど細
粒化せず、また、Ti、Nbを無添加とした鋼は、C レベル
が0.0020% 以下になると仕上げ圧延時の静的再結晶が迅
速に進むため、熱延板組織が粗大化し、冷延鋼板で高r
値を得ることができないという問題点があるが、前記の
公報には熱延仕上げ圧延終了後0.5 秒以内に50℃/ 秒以
上の急速冷却を行うことにより前記の問題点を解決し、
熱延板組織の細粒化を実現し、その結果冷延焼鈍後の集
合組織として｛111 ｝//ND方位の発達した深絞り性の優
れた冷延鋼板の製造方法が開示されている。 【０００６】 【発明が解決しようとする課題】しかし、特公昭58-496
22号公報、特公昭61-11294号公報に具体的に開示されて
いるTi、Nbを無添加の技術によるものは、C レベルが高
いので常温時効性が問題となるばかりか、今日要求され
るレベルの深絞り性を得ることは容易でない。 【０００７】また、特開平6-93376 号公報、特開平6-93
377 号公報、特開平6-212354号公報に開示されている技
術は、良好な深絞り性を得るためには、仕上圧延後 0.5
秒以内に急速冷却をすることを必要としているが、現状
の設備ではこのような短時間に急速冷却をすることは困
難である。 【０００８】本発明は、Ti、Nbが無添加の安価な極低炭
素鋼を用いて、現状の設備で熱延板組織の細粒化を可能
とすることによって深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。 【０００９】 【課題を解決するための手段】本発明者等は、熱延板組
織を細粒化すると焼鈍後の冷延鋼板の深絞り性を向上で
きる点に着目し、B 添加の極低炭素鋼について、鋼成
分、熱延条件とオーステナイト域での回復、再結晶の挙
動、熱延板組織の粒径との関係について種々の検討をし
た。 【００１０】その結果、仕上げ圧延温度を適正な範囲に
規定することにより、仕上げ圧延時のオーステナイト域
を未再結晶状態に維持できるため熱延板組織の細粒化に
優位であること、また鋼中のS 量とB 量を適正な範囲に
規定することによりオーステナイト域での回復、再結晶
が大幅に遅延できることを見いだした。 【００１１】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであり、前記の課題を解決するための手段は次の
とおりである。 【００１２】重量％で、C:0.0015% 以下、Si:0.50%以
下、Mn:0.02 〜1.00% 、P:0.05% 以下、S:0.010 〜0.02
5%、sol.Al:0.005〜0.120%、N:0.0030% 以下、B:0.0008
〜0.0015% を含み、残部 Fe および不可避的不純物から
なる鋼を、仕上げ温度860 ℃以上、920 ℃以下で熱間圧
延する工程、圧延終了後 0.6秒以上2.0 秒以内に冷却速
度60〜500 ℃/ 秒で急冷を行った後、640 ℃以下で巻取
る工程、次いで冷圧率70% 以上で冷間圧延を行う工程、
焼鈍温度 630〜800 ℃で再結晶焼鈍を行う工程を含む工
程を経て冷延鋼板を製造する方法。 【００１３】 【作用】以下、本発明の成分組成の限定理由について説
明する。 【００１４】C:Ti、Nbなどの炭化物形成元素を添加しな
いため、C を 0.0015%を超えて含有すると常温での時効
性がより顕著な問題となることから、その上限を0.0015
% とする。また、C の下限は特に限定しないが製造上の
経済性の観点から0.0005% 程度を実質的な下限とするこ
とが好ましい。 【００１５】Si:Si の添加により鋼の強度は上昇し、0.
50% 以上では深絞り性が低下するのみならず、表面性状
も悪化するので、Siの上限は0.50% とする。 【００１６】Mn:Mn は鋼を強化し、熱間圧延時の割れを
防止する働きを持つが、1.00% を越えると強度が上昇
し、深絞り性を低下させるため、Mnの上限は1.00% とす
る。また、赤熱脆性を防ぐために Mn の下限は0.02% と
する。 【００１７】P:P はSiと同様に鋼を高強度化させる。0.
05% を越えると冷間圧延性や二次加工性を悪化させるた
め、その上限を0.05% とする。 【００１８】S:S は本発明において重要な添加元素であ
る。S を極力低減することは製造上の経済性の観点から
不利となるばかりか、S が0.010%未満では、本発明にお
いて重要なオーステナイト域の回復、再結晶を遅延させ
る効果が得られないので、その下限を0.010%とする。ま
た、S が0.025%を越えるとオーステナイト域の回復、再
結晶を遅延させる効果が飽和し、逆に、焼鈍での粒成長
性が悪化したり、粗大な MnSが増大することにより機械
的特性が劣化するため、その上限を0.025%とする。 【００１９】sol.Al:sol.Al は脱酸調整および固溶N を
AlN として析出させる効果があるが、0.120%を超えて添
加してもその効果が飽和し、逆にAl2O3 が増加して機械
的特性を劣化させるため、sol.Alの上限は 0.120% とす
る。また、sol.Alの下限は溶製、鋳造の安定性の観点か
ら0.005%とする。 【００２０】N:N は加工性および時効性の観点から低い
方が望ましいが、工業的に無理なく得られる範囲として
0.0030% 以下とする。 【００２１】B:B は本発明においては重要な添加元素で
あり、S との相乗効果により、熱間圧延でのオーステナ
イト域の回復、再結晶を大幅に遅延すると考えられる。
B を0.0015% を超えて添加しても、回復、再結晶を遅延
する効果が飽和する。逆に、焼鈍時の粒成長性が悪化
し、深絞り性が低下するので、その上限を0.0015% とす
る。また、0.0008% 未満では回復、再結晶を遅延する効
果が認められないので、下限を0.0008% とする。 【００２２】次に、製造条件の限定理由について説明す
る。本発明において熱間圧延工程は極めて重要である。
第一に、仕上げ温度は860℃以上、920 ℃以下に限定す
る必要がある。これは本発明鋼の熱延鋼板を用いて、仕
上げ圧延のパス間でのオーステナイト域の軟化挙動につ
いての調査結果から明らかになった以下のことに基づく
ものである。仕上げ圧延温度が920 ℃以下、860 ℃以
上の場合、仕上げ圧延パス間で未再結晶状態を維持で
き、これによって仕上げ圧延時にオーステナイト粒への
歪みの蓄積が促進され、熱延板組織の細粒化に優位とな
る。しかし、仕上げ圧延温度が９２０℃を超えると、
オーステナイト域での回復、再結晶がおこるため、急速
冷却をしても熱延板組織が細粒化されない。また、仕
上げ圧延温度が860 ℃を下回ると、二相域圧延の加工組
織が残存するため、急速冷却をしても熱延板組織が細粒
化されない。 【００２３】第二に、圧延後の冷却は、最終圧延後0.6
秒以上、2.0 秒以内に後記する所定の冷却速度で急冷す
る必要がある。これは、仕上げ圧延温度が950 ℃以下で
の熱延板の軟化挙動についての調査結果から、本発明の
S 量の範囲では、圧延終了後2.0秒以内であればオース
テナイト粒は未再結晶状態であることが確認されたこと
に基づく。オーステナイト域での回復、再結晶の遅延の
理由は明確ではないが、S 単独の効果もしくはさらにB
が相乗して関与していると推定される。冷却開始時間は
早いほうが望ましいが、現状の設備では設備的な制約か
ら、その下限時間は実質的に0.6 秒に限定される。圧延
終了後の冷却開始が2.0 秒を超えた場合、圧延によって
形成されるオーステナイト未再結晶組織が回復・ 再結晶
し、変態核生成サイト数が減少するために熱延板組織が
粗大化するため、その後に急速冷却を行っても熱延板組
織を細粒化することができなくなる。 【００２４】第三に、冷却速度については60〜500 ℃/
秒の範囲に限定する。本発明鋼を用いて、仕上げ温度が
860 〜920 ℃で圧延し、仕上げ圧延後1.0 秒で冷却を行
った場合について、冷却速度と熱延板組織の粒径との関
係を調査した。その結果を図１に示す。図1 からオース
テナイト域での回復・ 再結晶を抑制しつつ急速変態さ
せ、またフェライト粒成長を起こさせることなく熱延板
組織の粒径を冷延焼鈍後に良好な深絞り性が得られる20
μm 以下に細粒化するためには60℃/ 秒以上の冷却速度
が必要である。また冷却速度は無限に大きいことが望ま
しいが、仕上げ温度から変態直下までの瞬間的な冷却速
度としては500 ℃/s程度までが実現可能と考えられ、こ
れを実質的上限とした。 【００２５】第四に、巻取り温度は640 ℃以下に限定す
る。本発明の鋼はTi、Nb無添加の極低炭素鋼であるため
巻取り後の粒成長が起こりやすいため、これを抑制する
ために640 ℃以下の低温巻取りとする必要がある。 【００２６】最後に、冷間圧延および再結晶焼鈍条件に
ついては従来の深絞り用鋼板の製造方法において常用さ
れている方法によることができる。冷間圧延率について
は70％以上とし、より高ｒ値を実現するためには80〜90
％とすることが望ましい。再結晶焼鈍温度については従
来のTi、Nb添加鋼よりも低く設定できコストの観点でメ
リットがある。本鋼種においては630 ℃以下では再結晶
が不十分で優れた深絞り性が得られないこと、また 800
℃以上ではエネルギーコストがかさむ上に、通板時の板
の破断や平坦度に問題を生じやすいことを勘案し、630
〜800 ℃を最適な範囲とした。 【００２７】焼鈍方法は、箱焼鈍および連続焼鈍のどち
らでも良く、連続溶融亜鉛鍍金工程における焼鈍であっ
てもよい。連続溶融亜鉛鍍金工程の場合、鍍金後の合金
化処理の有無を問わない。また、焼鈍後調質圧延を経
て、電気鍍金、有機複合被覆処理、あるいは化成処理な
どの表面処理を単独あるいは複合して施した場合にも本
発明の効果が損なわれることはない。 【００２８】 【実施例】表１に記載の成分組成の鋼を加熱し、熱間圧
延後酸洗し、次いで冷間圧延、焼鈍、0.8%の調質圧延を
施して冷延鋼板の試作材を得た( 板厚0.8mm)。試作材の
製造条件を表２に、得られた材質を表３に示す。材料試
験値はJIS5号試験片で求めた。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) およびC 方向(
圧延方向から90度方向) の平均値を、ｒ＝（ｒL ＋２ｒ
D＋ｒC ）／４の式から求めた。AIの時効条件は100 ℃
×1 hrである。 【００２９】 【表１】【００３０】 【表２】 【００３１】 【表３】【００３２】No.1〜No.6は本発明によるものである。い
ずれも良好な材質を示す。No.7、No.8は冷却速度が本発
明の下限外れである。熱延板組織の粒径が大きく、その
影響でｒ値が低くΔｒが大きい。 【００３３】No.9は仕上げ圧延温度が本発明の上限外れ
である。熱延板粒径が大きく、その影響でｒ値が低くΔ
ｒが大きい。 【００３４】No.10 はS 量が本発明の上限外れである。
伸びが悪い。ｒ値もやや低いが、これは焼鈍での粒成長
性が悪いからである。 【００３５】No.11 はS 量が本発明の下限外れである。
熱延板粒径が大きく、この影響でｒ値が低く、Δｒが大
きい。 【００３６】No.12 はC 量が本発明の上限外れである。
AIが4.5 kgf/mm2 と高い。薄鋼板として広く用いられる
ためには、3.5 kgf/mm2 以下である必要がある。さら
に、Elも悪く、YP、TSも高めである。これも C量が上限
外れであることの影響である。 【００３７】No.13 はB 量が本発明の下限外れである。
熱延板粒径が大きく、この影響でｒ値が低く、Δｒが大
きい。AIも高い。B によりBNとして固着されなかったN
が、Alにも固着されずに鋼中に固溶N として残ったから
である。 【００３８】No.14 はB 量が本発明の上限外れである。
ｒ値が低く、Elが低く、YP、TSが高い。これは過剰B の
影響で、焼鈍時の粒成長性が悪化したからである。 【００３９】 【発明の効果】本発明によれば、C 、S 、B などの鋼成
分と熱延後の製造条件の組み合わせを最適化することに
より、Ti、Nbを添加することなく良好な深絞り性と表面
品質を有する鋼板を安価に現有の設備を用いて製造でき
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延仕上げ圧延後の冷却速度と熱延板組織の粒
径との関係を示す図。
径との関係を示す図。
フロントページの続き
(72)発明者 荒木 健治
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号
日本鋼管株式会社内
(56)参考文献 特開 平６−212354（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 9/48
C21D 8/04
C22C 38/00 301
C22C 38/06
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量％で、C:0.0015% 以下、Si:0.50%以
下、Mn:0.02 〜1.00% 、P:0.05% 以下、S:0.010 〜0.02
5%、sol.Al:0.005〜0.120%、N:0.0030% 以下、B:0.0008
〜0.0015% を含み、残部 Fe および不可避的不純物から
なる鋼を、仕上げ温度860 ℃以上、920 ℃以下で熱間圧
延する工程、圧延終了後 0.6秒以上2.0 秒以内に冷却速
度60〜500 ℃/ 秒で急冷した後、640 ℃以下で巻取る工
程、次いで冷圧率 70%以上で冷間圧延を行う工程、焼鈍
温度630 〜800 ℃で再結晶焼鈍を行う工程を含む工程を
経て処理することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01932295A JP3381440B2 (ja) | 1995-02-07 | 1995-02-07 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01932295A JP3381440B2 (ja) | 1995-02-07 | 1995-02-07 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209249A JPH08209249A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3381440B2 true JP3381440B2 (ja) | 2003-02-24 |
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ID=11996178
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01932295A Expired - Fee Related JP3381440B2 (ja) | 1995-02-07 | 1995-02-07 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3381440B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10117118C1 (de) * | 2001-04-06 | 2002-07-11 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls |
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1995
- 1995-02-07 JP JP01932295A patent/JP3381440B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08209249A (ja) | 1996-08-13 |
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