JP3544770B2

JP3544770B2 - 成形性に優れた冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3544770B2
Application number: JP33211295A
Authority: JP
Inventors: 武秀瀬沼
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-12-20
Filing date: 1995-12-20
Publication date: 2004-07-21
Anticipated expiration: 2015-12-20
Also published as: JPH09170028A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性に優れた冷延鋼板の製造方法に関するものであり、特に自動車用のパネル部品のような深絞り加工に供せられる成形性に優れた冷延鋼板の製造方法に関するものである。なお、ここでの冷延鋼板は、表面処理原板として利用することもできるものである。
【０００２】
【従来の技術】
本発明は極低炭素鋼を対象としているので、その製造工程を中心にして、深絞り用鋼板の標準的な製造工程を以下に説明する。
高炉から得られる銑鉄は４％程度のＣを含むが、純酸素を吹込むことにより、転炉精錬段階で、Ｃ含有量は０．０５％程度まで低減される。極低炭素鋼を製造するには、その後、真空脱ガス装置で脱炭処理が行われるが、最近では、そのＣ含有量を１０ｐｐｍ程度まで下げることが可能になってきた。
【０００３】
現在、我が国では、殆どの深絞り用鋼板が連続鋳造により製造されている。連続鋳造で製造されたスラブは、３つのルートで熱間圧延へ供される。１つは、ＣＣ−ＤＲ（ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓＣａｓｔｉｎｇａｎｄＤｉｒｅｃｔＲｏｌｌｉｎｇ）と称され、再加熱することなしに直接熱延される場合で、熱エネルギー的には最も効率的なルートである。この場合、鋳片の温度が大きく下がらないように、設備的な対策が必要なことと、鋳片の手入れができないため、表面品質の劣化を招くおそれがあるなどの欠点もある。深絞り用鋼板は、外板に使用されることが多いため、表面品質は特に厳しいので、現在のところＣＣ−ＤＲはほとんど適用されていない。また、２つ目のルートは、スラブを冷塊にし、その後、加熱炉で再加熱して熱間圧延に供するルートである。さらに、３つ目のルートは、１つ目のルートと２つ目のルートの中間で、スラブを完全に冷やす前に加熱炉に入れる方式であり、ＨＣＲ（ＨｏｔＣｈａｒｇｅ）と称されている。スラブ温度がγ→α変態を起こす前に再加熱される場合をＡルート、一度γ／α変態点以下になる場合をＢルートと称している。深絞り用極低炭素鋼は、通常、２つ目あるいは３つ目のＢルートで製造されている。再加熱の温度は、１１５０〜１２５０℃が一般に採用されている。
【０００４】
熱間圧延は、一般に、数回の粗圧延を行った後、５〜７スタンドの連続熱間圧延機でＡｒ_３変態点以上の仕上温度で行い、板厚２〜４ｍｍの熱延板を製造する。巻取温度は、極低炭素鋼の場合は７００℃以上の高温の方が炭窒化物が粗大に析出するため材質の観点からは好ましいが、酸洗性の劣化や材質のバラツキが起きやすいという欠点があるため、６００℃以下の低温巻取でも高温巻取に匹敵する材質が得られる技術の開発が要望されている。
【０００５】
冷却は、γ→α変態の時に速く冷やすことにより熱延組織を微細にできるため、ＲＯＴ（Ｒｕｎ−ｏｕｔＴａｂｌｅ）の前段で急冷する方式がよく用いられる。
熱延コイルは、放冷後、酸洗され、冷間圧延により０．８ｍｍ前後の板厚に仕上げられる。冷延コイルは、電解洗浄により表面に付着した油などを取り除いてから、焼鈍に供される。通常、焼鈍は生産性の観点より、連続焼鈍によって行われる。しかし、連続焼鈍炉の通板には幅や厚さの制限があるため、一般に、箱焼鈍も併用されている。
【０００６】
深絞り用鋼板は、表面処理を施されて製品となることが多い。主な表面処理は、溶融亜鉛めっきと各種の電気めっきである。また、自動車のガソリンタンクには、鉛の溶融めっきであるターンめっきが施される。電気めっき用鋼板とターンめっき用鋼板の場合は、上記の焼鈍材を原板として用いるが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、冷延鋼板を原板として用い、連続焼鈍と溶融めっきを炉中で行うことができる連続溶融めっきラインで、焼鈍と表面処理を同時に行う。
【０００７】
焼鈍されたコイルは、形状矯正とプレスの際に生じるストレッチャーストレインの発生を防止するために、１％程度の調質圧延に供される。
以上の標準的な製造工程に対して、最近、ＩＦ鋼で熱間圧延を一部Ａｒ_３変態点以下（フェライト域）で積極的に行う技術が開発されている。その際、潤滑圧延を行うと深絞り性が向上することが明らかになり（特開昭５９−５９８２７号公報）、圧延安定性の観点より、熱間粗圧延材を先行する熱間粗圧延材に接続して連続的に熱間仕上圧延をする技術（特開平４−２２４６３５号公報）が開示されている。この技術は、従来注目されていなかった熱延での集合組織制御を積極的に利用したもので、深絞り性に有利な集合組織を形成するためには、熱延板を再結晶させることが必要となる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記のＩＦ鋼をＡｒ_３変態点以下で仕上圧延し、その後、再結晶させる技術の場合、既存のホットストリップ設備で巻取ると、ランアウトテーブルが長いために板温度が低下して巻取処理だけでは再結晶が十分に起こらず、優れた特性を得ることが難しい。これらの問題点を解決する方策として、熱延板を連続焼鈍により再結晶処理することが考えられるが、この場合は、製造コストが高くなるという経済的な欠点がある。
【０００９】
また、熱間仕上圧延をフェライト域で行うためには、スラブ加熱温度を低くしないと、熱間粗圧延後に温度が所定の値になるまで粗圧延材を冷却しなくてはならず、その温度待ちに時間をとられて生産性を阻害する。ただし、スラブ加熱温度を低くし過ぎると、加熱時のスケールの形成が十分に起きず、デスケーリングによって表面欠陥が十分に除去されないという欠点もある。
【００１０】
本発明は、上記課題を有利に解決して、従来の生産速度と同等か、あるいはそれ以上の生産性で、より優れた深絞り性を有する成形性に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ものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）重量比で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．０％以下を含み、ＴｉおよびＮｂの何れか一方または双方をＣ／１２＋Ｎ／１４＜Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋０．０００１なる条件を満足するように含有する鋼のスラブを熱間圧延する際に、Ａｒ_３変態点＋１００℃以下、Ａｒ_３変態点以上の温度で、合計圧下率が５０％以上の熱間仕上圧延を、潤滑を施して摩擦係数が０．２以下の条件で行い、熱間仕上圧延後、８００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とし、７８０℃以下の温度で巻取り、その後、通常の酸洗をした後、５０％以上、９５％以下の圧下率で冷間圧延を行い、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
（２）鋼成分として、さらに、重量比で、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５％以下を含むことを特徴とする前項（１）記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
（３）熱間粗圧延後、先行材と後行材とを接合して熱間仕上圧延することを特徴とする前項（１）または（２）記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
（４）熱間粗圧延後、先行材と後行材とを接合して熱間仕上圧延するとともに、熱間仕上圧延機と巻取機間の張力を５ＭＰａ以上とすることを特徴とする前項（１）または（２）記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
以下に、本発明を詳細に説明する。
本発明において、ＣおよびＮ量を０．０１％以下としたのは、Ｃ、Ｎの添加量がそれぞれ０．０１％を超えると、加工性の劣化を招くためである。
【００１４】
Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂの添加量の間で、Ｃ／１２＋Ｎ／１４＜Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋０．０００１の関係式を満足するように限定したのは、この条件を満足することにより、鋼中のＣ、Ｎを大部分ＴｉあるいはＮｂの炭窒化物として析出させることができ、冷延時ならびに焼鈍時の集合組織形成がｒ値に好ましい結果になるためである。
【００１５】
Ａｌの含有量の下限を０．００５％としたのは、脱酸を十分に行うためである。また、Ａｌの含有量の上限１．０％は、加工性の観点から限定した。
Ｂは２次加工性の向上に寄与するので、用途によっては、その効果が明瞭に現われる０．０００２％以上の添加が必要である。また、過剰の添加は加工性を劣化させるので、Ｂの上限を０．００５％とした。
【００１６】
他の成分については特に限定しないが、強度を高め、加工性を著しく悪くしない範囲であるＭｎ≦１．５％、Ｓｉ≦１％、Ｐ≦０．１％の添加は、本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
熱間圧延条件において、Ａｒ_３変態点＋１００℃以下、Ａｒ_３変態点以上の温度で、合計圧下率が５０％以上の熱間仕上圧延を、潤滑を施して摩擦係数が０．２以下の条件で行うとしたのは、本発明の最も重要な技術的特徴である。
【００１７】
フェライト域（α域）熱延で潤滑圧延を行うのは、表層部に働くせん断ひずみ成分を極力低減して、中心層と類似の｛１１１｝方位の強度が高い集合組織を形成させるためであったが、オーステナイト域（γ域）熱延ではこのような観点での集合組織制御は行われていなかった。その原因は、γ域で形成された集合組織は変態によりランダム化され、有効な集合組織制御が困難であると考えられていたためである。
【００１８】
本発明者は、γ域熱延での集合組織制御の研究を精力的に行い、この既成概念を打ち破ることに成功した。すなわち、γ域熱延においても表層近傍ではせん断ひずみの影響で中心層とは異質の集合組織が形成され、変態後もその相違は残存することを明らかにした。そして、３ｍｍ厚のγ域で圧延された現場の熱延板の表層部１５％の板厚の試験片と中心層で同様の板厚の試験片を切り出し、ｒ値を測定した結果、表層部ではｒ＝０．７２、中心部でｒ＝１．１５と差異があることを確認した。そこで、表層部の集合組織形成を中心部のそれに近づけるために潤滑圧延を行ったところ、ｒ値の向上が可能なことが明らかになった。しかしながら、顕著な深絞り性の向上を確保するには、表層部に深絞り性に好ましい集合組織が形成されることが前提であり、以下の条件が整わなければならないことが明らかになった。
【００１９】
すなわち、（１）まず、ロールと圧延板の間の摩擦係数が０．２以下になることが必要である。これは、表面のせん断ひずみを低減することを意味し、潤滑圧延により達成できる。
（２）次に、潤滑圧延での全圧下率が小さいと集合組織の形成が不十分で高いｒ値が得られない。５０％以上の圧下を１パスあるいは多パスにより加えることにより、ｒ値の向上が明確に現われる。
【００２０】
（３）さらに、その圧延の温度が高すぎると再結晶、粒成長が顕著に起きて集合組織の尖鋭化が阻まれ、高いｒ値が得られにくいので、Ａｒ_３変態点＋１００℃を上限とする。また、本発明での集合組織形成は、メカニズムが同じγ域での圧延を利用することを前提にしているので、熱延温度の下限はＡｒ_３変態点とする。
【００２１】
以上の条件を満足することにより、従来にない熱延板の集合組織制御が可能となった。
熱間仕上圧延後の冷却条件は、８００℃までの冷却速度が小さいと熱延板の結晶粒が粗大化して冷延板のｒ値を劣化させるので、熱間仕上圧延後８００℃まで平均冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上と限定した。
【００２２】
巻取温度は、７８０℃を超えると焼付きを起こすおそれがあるので、上限を７８０℃とした。
潤滑圧延では、ロールバイトへの噛み込みの際、噛み込み不良やスリップなどが起ることが多く、このため１スラブ毎に圧延する場合、ホットストリップの先端が巻取られるまで潤滑を施さないのが一般的な操業である。しかし、この場合、無潤滑部と潤滑部が長手方向で存在し、それらの特性が互いに異なるため、品質管理上支障を来たすことがある。その対策として、粗圧延後、先行の粗圧延材に該粗圧延材を接合し、連続的に熱間圧延を行えば、無潤滑部をなくすことができるので好ましい。これにより品質の安定性が確保できる。
【００２３】
また、仕上圧延機と巻取機までの張力を５ＭＰａ以上にするとｒ値の向上が見られる。ただし、過剰な張力を加えると板破断を起こすおそれがあるので、張力の上限は５０ＭＰａにすることが好ましい。
冷延率の下限を５０％としたのは、５０％未満の冷延率では優れた深絞り性が得られないためであり、また上限を９５％としたのは、９５％超の冷延率を達成するには冷延機の能力を大きくする必要があり、設備コストが多大になるためである。
【００２４】
再結晶焼鈍については、連続焼鈍でも箱焼鈍でも構わない。また、連続焼鈍の後半で溶融めっきを施すことも本発明の趣旨を損なうものではない。もちろん、焼鈍後、電気めっきなどの表面処理を施すことも本発明の趣旨を損なうものではない。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を、実施例により説明する。
実施例には、表１、表２（表１のつづき）に示した成分組成を有する鋼を用いた。鋼種Ａ〜Ｆは本発明鋼、Ｇ、Ｈは比較鋼である。プロセス条件と成品板のｒ値を表３、表４（表３のつづき）に示す。
【００２６】
その他の製造条件については、スラブ加熱温度は１２００℃、スキンパス率は１％とした。
【００２７】
【表１】

【００２８】
【表２】

【００２９】
【表３】

【００３０】
【表４】

【００３１】
本発明の範囲を満足する実験番号１、２、３、５、６、８、９、１２、１３、１５、１６、１８、２０、２２、２４の材料は、高いｒ値を示す。一方、γ域熱延時に摩擦係数を０．２以下にしなかった実験番号７、１７、１９、２１、２３、２５の材料は、潤滑圧延により摩擦係数をほぼ半減した材料に比べてｒ値が約０．１８〜０．３２程度劣化した。Ａｒ_３変態点＋１００℃以下、Ａｒ_３変態点以上の温度での摩擦係数が０．２以下の熱間仕上圧延の全圧下率が４０％と低かった実験番号４の材料のｒ値は、無潤滑圧延材に比べて顕著な向上は見られなかった。熱間仕上圧延後、８００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃと遅かった実験番号１０の材料のｒ値も比較的低い。仕上温度がＡｒ_３変態点未満になった実験番号１１の材料のｒ値は、本発明の範囲を満足した材料に比べて低い。冷延率が４０％と小さかった実験番号１４の材料のｒ値も低い。
【００３２】
本実施例で、実験番号１、５、８、１６、１７は、熱間圧延する際に、粗圧延後、先行の粗圧延材に該粗圧延材を接合して、連続的に熱間仕上圧延したものである。その際の仕上圧延機と巻取機間の張力は、通常２０ＭＰａ前後であるが、実験番号８では、故意にその張力を３ＭＰａにして圧延した。他の条件はほぼ同じ実験番号１の材料に比べて、実験番号８の材料は若干ｒ値が低下した。
【００３３】
【発明の効果】
本発明により、熱間圧延時の圧延荷重ならびにトルクを潤滑圧延により低減できるだけでなく、材質面においても冷延鋼板の深絞り性を向上でき、本発明は工業的に価値の高い発明である。

Claims

重量比で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．０％以下を含み、ＴｉおよびＮｂの何れか一方または双方をＣ／１２＋Ｎ／１４＜Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋０．０００１なる条件を満足するように含有する鋼のスラブを熱間圧延する際に、Ａｒ_３変態点＋１００℃以下、Ａｒ_３変態点以上の温度で、合計圧下率が５０％以上の熱間仕上圧延を、潤滑を施して摩擦係数が０．２以下の条件で行い、熱間仕上圧延後、８００℃までの平均冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とし、７８０℃以下の温度で巻取り、その後、通常の酸洗をした後、５０％以上、９５％以下の圧下率で冷間圧延を行い、再結晶焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
鋼成分として、さらに、重量比で、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５％以下を含むことを特徴とする請求項１記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
熱間粗圧延後、先行材と後行材とを接合して熱間仕上圧延することを特徴とする請求項１または２記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。
熱間粗圧延後、先行材と後行材とを接合して熱間仕上圧延するとともに、熱間仕上圧延機と巻取機間の張力を５ＭＰａ以上とすることを特徴とする請求項１または２記載の成形性に優れた冷延鋼板の製造方法。