JPH01225727A - 極低炭素冷延鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、深絞り加工性に極めて優れた極低炭素冷延鋼
板の製造法に関する。

（従来の技術） 従来、例えば自動車車体の外板の用途には、低炭素Ａｌ
キルド鋼を箱焼鈍した鋼板や、脱炭焼鈍した鋼板が使用
されていた。

しかしながら、最近、自動車外板等では、プレス工程の
省力化や車体防錆力の向上のために鋼板の深絞り加工に
よる一体成形化が広く普及してきている。また一方、乾
電池や抵抗器のキャップなどの深絞り成形品についても
製造コスト低減のため成形後の形状のまま製品化される
ケースが増えてきている。

このような深絞り加工性の向上に対する要求に応じるた
めには、極めて高いＴ値を有し、かつその異方性が小さ
く、更に延性（Ｅｌ）の優れた鋼板であることが必要で
ある。

このような鋼板の製造方法として特公昭６１−３２３７
５号、特開昭６１−１１３７２４号等に開示されている
ように、極低炭素Ａｌキルド鋼に、ＴｉまたはＮｂを添
加しＡｃ、変態点以下の温度で連続焼鈍する処理方法が
広く知られている。

（発明が解決しようとする課題） このように極低炭素Ｍキルド鋼にＴｉまたはＮｂを添加
した従来の冷延鋼板は、ＴＩやＮｂの炭化物の析出、或
いは鋼中へ固溶した微量なＮｂの作用によりγ値を向上
させ、γ値の異方性を小さくさせ、更にＴｉやＮｂの添
加量を制限することによって、延性の向上も同時に図っ
たものである。

しかしながら、ＴｉやＮｂを添加した綱は、再結晶温度
が高く燻るため、焼鈍時に高温で焼鈍することが必要と
なるが、連続焼鈍の場合には、オーバーヒートによるヒ
ートバックル（絞り込み）や、ハースロールからの押込
みといった、鋼板の形状や表面の不良が発生し易くなる
と同時に焼鈍のためのエネルギーコストが高くなるとい
う問題が生じる。

またこのＴｉやＩｌｂを添加した冷延鋼板を連続焼鈍あ
るいは連続式溶融亜鉛めっき処理を行った場合に、得ら
れる製品のγ値の異方性が大きくなるという問題をも経
験した。

か（して、本発明の目的は、ＴｉやＮｂを添加した極低
炭素冷延鋼板にみられる上述のような問題点を解消した
極低炭素冷延鋼板の製造方法を提供することである。

（課題点を解決するための手段） 本発明者らは、上記問題を解決するため、再結晶焼鈍に
おけるヒートサイクルを詳細に検討した結果、焼鈍の加
熱過程に注目し、再結晶開始から終了までの加熱速度を
制限することにより、再結晶終了温度を低下させること
が可能となり、かつ同時にγ値の異方性のバラツキも低
減できることを知見した。

つまり、極低炭素Ｍキルド鋼にＴｉまたはＮｂを添加し
た冷延鋼板において、加熱速度を制限することにより再
結晶終了温度の上昇を抑制し、同時にγ値の異方性を小
さくすることができることを見い出し、本発明を完成し
たのである。

すなわち、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　０．００３　％以下、　Ｓｔ　：　０．１０％以
下、Ｍｎ：　１．０％以下、　　ｐｒｏ、ｔｏ％以下、
Ｓ　：　０．０１５％以下、　Ａｌ　：　０．０１０〜
０．１００％、Ｎ　：　０．００３％以下、 Ｔｉおよび／またはＮｂ ０．００３％≦Ｎｂ≦０．０２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る組成を有する鋼を、熱間圧延し、酸洗および冷
間圧延後焼鈍する際に、再結晶の開始から終了までの加
熱速度を１０’Ｃ／Ｓ以下とし、引き続き再結晶終了温
度以上Ａｃｓ変態点以下の温度で焼鈍することを特徴と
する、深絞り加工性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造法
である。

（作用） 次に、本発明における鋼板の鋼組成を前記のように限定
する理由を説明する。なお、本明細書においては「％」
は特にことわりがない限り、「重量％」とする。

Ｃ：Ｃは鋼中に必然的に含有されるもので、０．００３
％超では時効による特性の劣化の問題を生じ、又Ｔｉや
Ｎｂの添加量を増した場合は、これらの炭化物が析出す
ることにより延性（Ｅｌ）の劣化、降伏点（ＹＰ）の上
昇など成形性の劣化を引き起こす、また、最近の製鋼技
術の発達により溶鋼脱ガス装置で０．００３％以下への
脱炭が可能となったためＣ量を０．００３％以下とする
。

ＳｉおよびＭｎ：鋼板の強度を確保するために有効な元
素であるが、多量の添加は、コストの上昇だけでなく、
連続式の酸洗ラインや、冷間圧延ラインでのシーム溶接
性が低下し、トラブルの原因となるため、Ｓｉ：０．０
１％以下、Ｍｎ：１．０％以下とそれぞれ上限を規定し
た。

Ｐａ５ｔやＭｎと同様に高強度化に有効な元素であるが
、二次加工脆性を助長するため、０．１０％以下と上限
を規定した。

Ｓ：鋼にとって有害な元素であり極力低減することが望
ましいが、現状の製鋼技術では、０．０１５％以下が限
界であり、そのため本発明にあっても０．０１５％以下
と上限を規定した。

Ａｌ：脱酸を十分に行いスラブでのピンホールの発生を
防ぎ、またＴｉ添加時のＴｉ酸化物によるノロ詰まりを
防ぐには、へ１２：０．０１０％以上必要である。一方
、過剰量であると、コストの上昇、アルミナ介在物の増
加をもたらすため上限をｏ、　ｔｏｏ％とした。

Ｎ：　０．００３％超であると、酸可溶へＱとＡｌＮを
形成し、再結晶開始後に析出し、粒成長を抑制するため
、性能の低下をもたらす。よって上限を０．００３％と
した。

ＴｉおよびＮｂ：　Ｔｉは多量に添加すると延性（Ｅｌ
）の劣化をもたらすため上限を０．０８０％に設けた。

また鋼板のγ値向上のためには、Ｎ、Ｓを完全に固定す
る必要があり、原子重量比４８／１４・Ｎ　＋　４８／
３２・Ｓ以上とした。またＮｂは、微量の添加でγ値の
向上をもたらすが、このためには、０．００３％以上必
要である。しかし、０゜０２０％を超えるとＴｉ同様延
性の低下をもたらす。

ＴｉおよびＮｂはそのうち少なくとも１種添加される。

次に、本発明にかかる製造方法の各製造条件は、以下の
理由により限定されている。

坦蓋条作 本発明の範囲内の成分を有する鋼について焼鈍時の再結
晶開始後の加熱速度を変えて実験した結果、加熱速度が
１０℃／Ｓ超の場合、再結晶終了温度が８００℃近くと
なり、かつ鋼板のγ値の異方性も大きくなることが判明
したので、加熱速度を１０℃／Ｓ以下とした。

茨錬ｌ皮 焼鈍であるので再結晶終了温度以上に加熱する必要があ
るが、ＡＣ３変態点を超えて加熱すると、α−γ→αと
変態することにより、再結晶過程で形成させた再結晶集
合組織を消失させてしまい、γ値の低下をもたらす。よ
って、焼鈍温度はＡＣ３変態点以下とする。

次に本発明の実施例を示すが、これは単に本発明の例示
であってこれにより本発明が不当に制限されるものでは
ない。

実施例１ 第１表に示す組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、
仕上温度９００℃で厚さ３．８−一に熱間圧延し、次い
で７００℃Ｘ２ｈの焼鈍を行ってから酸洗後、厚さＯ，
ｈｍに冷間圧延し、第１図に示すヒートサイクルで５０
０℃−８６０℃の加熱速度を種々変更して焼鈍した。再
結晶開始温度は５００〜６５０℃であった。得られた供
試材についてＪＩＳ　５号サイズ試験にて引張試験を行
った。

第２図に示すのは、上記供試材のうち０．０２％Ｔｉ−
０，００８％Ｎｂ含有鋼、およびｏ、ｏｔｓ％Ｔｔ　−
０，０２０％Ｎｂ含有鋼を５００℃から８６０℃までの
加熱速度を変えたときの再結晶終了温度とγ値の変化を
示すグラフであり、これからも分かるように、再結晶終
了温度は、加熱速度がｌＯ℃／Ｓを超えると、約８００
℃近くに達し、一方γ値の異方性も大きくなることが判
明した。再結晶終了温度が８００℃近くになると、十分
な再結晶を行うには焼鈍は８００℃以上の温度で行う必
要があり、前述した形状や表面の不良だけではなく、板
厚が厚く、幅の広いコイルの焼鈍が困難になる。しかも
同グラフからも明らかなように、異方性も拡大する傾向
にある。また、この加熱速度の影響は、さらに詳細に検
討を加えたところ、再結晶の開始から終了までの温度範
囲で・現れることが判明した。

第３図は、本例の供試材について、Ｔｉを約０．０２０
％とし、Ｎｂ量を変化させた場合、第４図はＮｂを約０
．００８％とし、Ｔｉを変化させた場合の、それぞれＮ
ｂ量およびＴｉ量のＥｌへの影響をグラフに示したもの
で、それぞれ多量に添加するとＥＮの劣化をもたらす。

図示結果からは、０．００３％≦Ｎｂ≦０゜０２０％、
０．０２％≦Ｔｉ≦０．０８％である。

第１表 実施例２ 第２表に示した組成を有する鋼を転炉により溶製し、溶
鋼脱ガス装置で脱炭した。これを連続鋳造により２４０
ｍ５厚のスラブとした０次いでこのスラブを１１８０〜
１２：３０℃に加熱し、仕上温度９００〜９３０℃で圧
延し、３．８＋ｓｍ厚の熱延板を得た。これを６５０〜
７００℃で巻取り、酸洗後に０．８ｍｍ厚の冷延板とし
た。焼鈍は連続焼鈍と箱焼鈍（ＢＡＦ）の両方で行い再
結晶開始後の加熱速度は、連続焼鈍の場合７〜８０℃／
Ｓの範囲で５水準とし、又箱焼鈍の場合５０’Ｃ／ｈと
した。焼鈍後、伸び率０．８％で調質圧延した後、ＪＩ
Ｓ　Ｓ号試験片による引張試験を行った。

結果を第３表にまとめて示す。

第３表に示したように、本発明の範囲内の合金組成を有
する鋼を５００℃以上、各焼鈍温度までの温度範囲を加
熱速度Ｉｎ／Ｓ以下（本実施例においては、連続焼鈍で
は７℃／Ｓ、箱焼鈍では５０　’Ｃ／ｈ）で焼鈍を行え
ば、焼鈍温度を上げずに、引張特性（降伏点、伸び）を
損なわずに高いγ値を有し、かつその異方性が小さいｔ
ｒｉＩＦｉを得ることが可能と（発明の効果） 以上詳述したように、本発明により、極低炭素Ａｌキル
ド鋼にＴｉまたはＮｂを添加した冷延鋼板を連続焼鈍す
る場合においても高温焼鈍に起因する諸問題の発生なし
に安定的にかつ極めて優れた深絞り加工性を付与するこ
とが可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、実施例１における焼鈍処理の温度条件を示す
グラフ； 第２図は、実施例１における焼鈍板の再結晶温度および
ｒ値に及ぼす焼鈍時の加熱速度の影響を示すグラフ； 第３図は、実施例１における焼鈍板の延性に及ぼす鋼中
Ｎｂ１ｌの影響を示すグラフ；および第４図は、実施例
１における焼鈍板の延性に及ぼす鋼中Ｔｉ量の影響を示
すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 　重量％で、 Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：
   １．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％
   以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００
   ３％以下、Ｔｉおよび／またはＮｂ （４８／１４）・Ｎ＋（４８／３２）・Ｓ≦Ｔｉ≦０．
   ０８０％、０．００３％≦Ｎｂ≦０．０２０％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼
   を、熱間圧延し、酸洗および冷間圧延後焼鈍する際に、
   再結晶の開始から終了までの加熱速度を１０℃／Ｓ以下
   とし、引き続き再結晶終了温度以上Ａｃ＿３変態点以下
   の温度で焼鈍することを特徴とする、深絞り加工性に優
   れた極低炭素冷延鋼板の製造法。