JPH02104637A - 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板 - Google Patents

深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板

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JPH02104637A
JPH02104637A JP63255769A JP25576988A JPH02104637A JP H02104637 A JPH02104637 A JP H02104637A JP 63255769 A JP63255769 A JP 63255769A JP 25576988 A JP25576988 A JP 25576988A JP H02104637 A JPH02104637 A JP H02104637A
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hot rolled
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正彦 森田
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橋口 耕一
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    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

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) この発明は、引張り強度が35 kgf/mm2以下、
全伸びが50%以上の特性をそなえ、このため深絞り成
形性に特に優れ、曲げ加工性、張出し成形性も良好な軟
質熱延鋼板に関するものである。
近年、自動車メーカーや家電製品メーカー等ではコスト
低減のために、冷延鋼板に替えて薄手の熱延鋼板を用い
る動向にある。しかし従来の熱延Hffは、冷延鋼板に
比べると深絞り成形性の点で劣るために、この分野への
熱延鋼板の使用が制限されているのが現状である。
ところで鋼板の深絞り成形性は、材料の伸び特性と、r
値とに依存するが、従来の熱延鋼板が深絞り用途に適用
し難い原因の1つに、通常の方法で製造された熱延鋼板
は、r値の水準が1,0以下であり、冷延鋼板のように
r値≧1.5の特性を得ることが困難であることが挙げ
られる。
(従来の技術) このような熱延鋼板の深絞り性に関する欠点を改善する
ための手段を大別すると2つの方法がある。1つはr値
をできるだけ冷延鋼板に近づける方法、もう1つは伸び
特性を大幅に改善する方法である。
前者に関するものとして、例えば特開昭55−9743
1号公報、特開昭60−77927号公報等には、従来
の化学成分の範晴の鋼を用いて、主に熱間仕上げ圧延時
の圧下条件を高圧下又は高歪速度圧下又は特定の低温温
度範囲での圧下等を施してr値を向上させようとする方
法が提案されている。
しかし、このような方法を行ったとしても、得られるr
値は高々1.0〜1.3の範囲であり、冷延鋼板の水準
まで達しないので深絞り成形性に関し満足できないのが
現状である。また、このような方法では、高いr値を得
ようとすればするほど熱間圧延条件を通常行われている
範囲よりも高圧下側及び高速圧延側へ大幅に変更する必
要があるので、現行の熱間圧延機において選択できる圧
延条件の範囲を超えてしまうという不都合を生じる。
一方、後者の深絞り成形性の改善手段である伸び特性の
向上に関する提案として、例えば特開昭62−1398
49号公報のように、通常の軟質熱延鋼板における化学
成分にBを添加すると共にB/N及びMn/Sのそれぞ
れの重量比を所定範囲に規制した熱延鋼板が挙げられる
ものの、この熱延鋼板の全伸びは48%以下のレベルに
留まっていて、最も良好な特性で比較しても高々冷延鋼
板と同等のレベルにしか達していないのが実情である。
(発明が解決しようとする課題) この発明は軟質で伸び特性が極めて良好な熱延鋼板、具
体的には引張り強度が35 kgf/mm”以下であっ
て、全伸びが50%以上であるところの深絞り成形性が
極めて優れた軟質熱延鋼板を提案することを目的とする
ここで引張り強度はJIS5号引張り試験片を用いた時
の引張り強度であり、伸び特性は厚さ1.4mmのJI
S5号引張り試験片での全伸びの値であって、板厚が異
なる場合には、その全伸びを下記(1)式により補正し
たhげの値を用いるものとする。
1!” = (1,4/1)EE、      −−−
−(1)ただしtは引張り試験片板厚(mm) ElLは板厚りの引張り試験片での全伸び(%)(課題
を解決するための手段) 深絞り成形性は、冷延鋼板のように板厚が1.0mmよ
りも薄い鋼板の場合には、成形時の板厚減少が成形限界
を左右するので、伸び特性よりも特にr値に依存する割
合が高くなる。しかし熱延鋼板のように板厚が1 、0
mm以上であるような鋼板の場合には、板厚減少の影響
が緩和されるのでr値に依存する割合が減少し、伸び特
性に依存する割合が相対的に高くなることが知られてい
る。
発明者らは、以上の観点から伸び特性の向上により熱延
鋼板の深絞り成形性を格段に向上せしめる手段の開発に
取り組み、鋭意研究の結果、r値は従来鋼と同等である
が、従来鋼よりもはるかに高い伸び特性を有する熱延鋼
板を見出し、この発明に至ったものである。
すなわちこの発明による深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板は C:0.10wt%(以下単に%で示す)以下、Mn 
 : 0.20%未満及び Cr  : 0.10〜2.0% A f : 0.002〜0.100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第1発明)である。
また、 c  :0.10%以下、 Mn  : 0.20%未満及び Cr  : 0.10〜2.0% A A : 0.002〜0.100%を含み、かつ Ti、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計
で0.005〜0.10% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第2
発明)である。
さらに、 C:0.10%以下、 1’In  :0.20%未満及び Cr  : 0.10〜2.0% Af:0.002〜0.100% を含み、かつ B : 0.0004〜0.0100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第3発明)である。
またさらに、 Cj0.10%以下、 Mn  : 0.20%未満及び Cr  : o、 10〜2.0% ^ffi : 0.002〜0.100%を含み、かつ Ti、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計
で0.005〜0.10%と、 B : 0.0004〜0.0100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第4発明)である。
(作 用) 以下この発明の軟質熱延鋼板を具体的に説明する。
この発明の軟質熱延鋼板は、C量がo、 io%以下の
低炭素アルミキルド鋼であって、Mn量を0.20%未
満の低い範囲に抑制した上でCr量を0.10〜2.0
%の範囲で含有させたものである。この発明の軟質熱延
鋼板の化学成分組成範囲は、その目標とする引張り強度
35 kgf/llm2以下、全伸び50%以上の特性
を確保するため、次の合金設計思想により定めたもので
ある。
すなわち、通常の熱間圧延条件の範囲内で圧延を行った
際に、できるだけ軟質な材質とするため、組織強化、固
溶強化、析出硬化等の強度上昇因子を徹底して排除せし
めること、及びミクロ組織としてフェライト結晶粒径が
20〜100 gvaの範囲の整粒組織を持つことの2
点を達成するために化学成分組成範囲を特定するもので
ある。以下に化学成分組成範囲の限定理由を述べる。
c:o、to%以下 C量は、軟質の熱延鋼板とするためには0.10%以下
にする必要がある。この理由はC量を0.10%を超え
て含有させる場合には、引張り強度が35kgf/++
n+”を超えるので、この発明の目標である全伸び50
%以上の特性を得ることができないためである。なお、
C1が低いほど軟質の鋼板となり、高伸び特性が得られ
やすくなるのでC量は好ましくは0.025%以下とす
ることが望ましいが、製鋼上の制約から、その下限は実
質的に0.0010%程度である。なお0.025〜0
.10%の範囲であっても後述するMn1l、 Cr量
を適切に選択したことによって、この発明の目標とする
引張り強度が得られる。
Mn : 0.20%未満 Mn量は、高伸び特性を得る観点から0.20%未満の
低い範囲に抑制する必要がある。この理由は次の2つに
よる。1つはMnの固溶強化による引張り強度の上昇を
抑制するためであり、もう1つはMnの持つAr3点の
低下作用によってフェライト変態の開始が低温化するこ
とから生起するフェライト結晶粒の微細化を防止し、細
粒化による引張り強度の上昇を抑制するためである。M
n量を0.20%以上とした場合、上記Mnの作用を抑
制することができずに、この発明の目標とする引張り強
度35kgf/m1112以下、全伸び50%以上を得
ることができない。なおMn量が0.01%未満となる
とSを固定する作用が減少し、熱間ぜい性を生じるおそ
れがあるため0.01%程度含有させても良い。
Cr : 0.10〜2.0% Criは固溶Cの悪影響を防止すること及びミクロ組織
を最適化することから0.10〜2.0%を含有させる
ことが必要である。Crlをこの範囲に調整する点がこ
の発明の重要な要件の1つである。この点に関し、発明
者らの研究によって得られた知見をもとにして以下詳述
する。
軟質の熱延鋼板とするために採用される手段としては、
C,Mn等の強度上昇成分を可能な限り低減させる方法
、熱間仕上げ温度又は巻取り温度を高くしてフェライト
結晶粒径を大きくする方法が一般に良く知られている。
しかしながら発明者らは、これらの手段を進めたとして
も、固?g Cの残留又は粒界におけるフィルム状セメ
ンタイトの生成、及びフェライト結晶粒径の異常な粗大
化等のために得られる伸び特性の水準には限界が生じ、
このような方法のみではこの発明が目標とする50%以
上の高い伸び特性を得ることは決してできないことを知
見したのである。
さて従来の熱延鋼板において、C量を低減するにつれて
固溶Cが残留しやすくなる理由は、鋼中に固溶している
Cの過飽和度が低くなるので炭化物として析出するため
の駆動力が弱まるためであり、また結晶粒径の粗大化に
よって析出核が少なくなるためである。なお、特にCi
が0.02%の低い場合にセメンタイトの粒界析出を無
理に促進させると、フェライト結晶粒界にフィルム状の
セメンタイトが生成し、これもまた伸び特性が劣化する
ことになる。
ところでこのような固溶Cの残留又はフィルム状セメン
タイトの生成を防止する手段として、Ti。
Nb、 Zr等の炭化物形成成分を含有させる方法も知
られている。この方法は、特にc4が0.0050%以
下の極低炭素鋼に適用した場合にはかなり有効な結果が
得られるが、それでもまだ格段の伸び特性の向上を図る
までには至らないのである。その原因は、これら炭化物
形成成分の含有によって固溶Cの悪影響を十分になくす
るためには、上記炭化物形成成分とC量との比を原子量
%比で少なくとも10以上とする必要があるので、この
ような炭化物形成成分の含有を行った場合、含有成分自
体の強度上昇効果が生じて、結局固溶Cの低減による改
善効果が消失してしまう結果となるからである。
発明者らは、Crの効果によって上記の不都合を有利に
改善し得ることを見いだした。
まず第1に、Crの含有によって固溶Cの悪影響が消失
し、かつフィルム状セメンタイトの形成が阻止されるの
である。これらの詳細な機構は明らかではないが、次の
理由によるものと推定される。
すなわちCrはTi、 Nbt Zrのような強力な炭
化物形成成分ではないが、FeやMnに比べると炭化物
形成傾向が強いので、固溶Cと共存する際、両者の原子
間に相互作用が働いてCr原子の周囲に固溶C原子が偏
在する状態を保つものと考えられる。さて、上記のよう
な状態をとる時、Cは固溶状態にあるにもかかわらず、
Cr原子周辺に局在しているので、一方においては炭化
物として析出したのと同様の状態、つまり素地の大部分
の位置では固溶C量が 。
減じて固溶強化を伴わない状態にあり、また一方におい
ては炭化物が形成されない状態でもあるので、フィルム
状セメンタイトの形成が阻止される状態となるのである
。このようにCrの含有によりCの存在状態が機械的特
性上極めて有利に保たれるのである。なお、Cr自身の
固溶強化量は良く知られているようにMn等に比べると
非常に小さいので、その含有による強度上昇が少ない点
がより好都合な結果を生んでいるのである。
C「含有の第2の効果は、良好な粒径のフェライト整粒
組繊が得易い点である。熱延鋼板の軟質化及び伸び特性
の向上を促進するためにはフェライト結晶粒径を、肌荒
れが生じない範囲で十分に成長させた整粒組織とする必
要がある。このような組織を得るためには熱延仕上げ温
度及び巻取り温度は高い方が望ましいが、この中で特に
従来鋼における問題は、最適な巻取り温度の幅が狭いと
いう点にあった。第1図は、従来鋼とこの発明の範囲に
なるCr含有鋼との巻取り温度とフェライト結晶粒径と
の関係の違いを模式的に示したものである。第1図から
明らかなように、従来鋼においては、ある巻取り温度以
上になると急激な異常粒成長現象を起こし、混粒組織、
さらには肌荒れ゛となる粗大粒組織を呈するようになる
。したがってこの危険を避けて整粒組織が得られる巻取
り温度岐囲とするためには、比較的低温の狭い領域にし
か選択できる範囲が存在せず、そのために得られるフェ
ライト結晶粒径も不十分なものとなっていた。
これに対し、Crを含有させたこの発明の鋼においては
、異常粒成長が抑制され、巻取り温度の上昇とともにな
だらかに粒成長が進むので最適な粒径の整粒組織を得易
いのである。
以上の効果を発揮させるためには、Crは少なくとも0
.10%含有させることが必要であり、一方2.0%を
超えて含有させると、引張り強度が上昇し、この発明の
目標とする引張り強度35kgf / mm2以下を達
成し難(なるので上限は2.0%に定めた。
AN : 0.002〜0.100% ANは脱酸成分として鋼の清浄性を改善するとともに、
Nを固定し、伸び特性の歪時効劣化を防止するので本発
明に必要な成分である。
以上の効果を発揮させるためにはA2は少なくとも0.
002%以上含有させることが必要であり、一方0.1
00%を超えて含有させてもこの効果は飽和するばかり
か、逆にAfNが増加し、フェライト結晶粒の成長性を
阻害する。そのため適切な範囲としては0.002〜0
.100の範囲とする必要がある。
この発明は、基本的にはcl、Mn量及びCr量の規制
によってその目的を達成し得るものであるが、他の化学
成分を次に述べるような範囲に調整することによって、
さらに深絞り成形性が改善される。
i、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計で
0.005〜0.10% 第2発明及び第4発明では、Ti、 Nb、 Zrのう
ちの1種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%
含有させる。Ti、 Nb、 Zrは炭化物を形成し、
固溶Cを減じるので適量の範囲で含有させれば深絞り成
形性が向上する。この効果を発揮させるためには、C量
°を0.020%以下とした上で、上記成分の1種以上
の合計量とC量との原子量%比カ月〜5の範囲とするの
が良い。しかしこの比が1に満たないと添加した元素の
効果が発揮されない。またこの比が5を超えて多くなる
と引張り強度が逆に上昇し伸び特性が劣化するので好ま
しくない。したがってTi、 Nb、 Zrのうちの1
種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%含有さ
せる。
B : 0.0004〜0.0100%第3発明及び第
4発明では、Bを0.0004〜0.0100%の範囲
で含有させる。BはNによる歪時効性を防止すること及
びBNとして析出した場合、過飽和な固溶Cの析出する
核として作用すること等の有益な作用を有し、適量の範
囲で含有させれば深絞り成形性が改善される。Biが0
.0004%に満たないとこの効果が発揮されない。一
方0.0100%を超えると伸び特性が劣化する憂いが
あり、その使用にあたっては0.0050%以下とする
のが望ましい。
Nは、Cと同様に固溶強化、歪時効劣化を起こすこと及
び八lNとしてフェライト結晶粒の成長性を阻害するこ
とから、できるだけ低くするのが望ましい。好ましくは
20ppm以下とするのが良い。
Pは、粒界に偏析し、2次加工ぜい性を生じ易くするこ
と及び固溶強化により素地の強度を上昇させることから
、できるだけ低くすることが望ましく、好ましくは0.
012%以下とするのが良い。
Sは、非金属介在物として伸び特性に悪影響を及ぼすこ
と及蒜熱間ぜい性や2次加工ぜい性を助長する作用を持
つことから望ましくはo、oio%以下の範囲とするの
が良い。
この発明による軟質熱延鋼°板は、上記したような化学
成分を有する鋼を常法に従って熱間圧延することによっ
て製造することができ、その製造条件において特に制限
されるものではない、最も一般的な仕上げ圧延条件は、
Ar3点以上の温度での仕上げ圧延であるが、この場合
には仕上げ圧延温度が高い方がより良好な機械的性質を
得ることができる。またこの発明の軟質熱延鋼板は、仕
上げ圧延温度が750°C−Ar3点の範囲の低い温度
であっても最終パスでの圧下率を20%以上に調整する
ことによって再結晶整粒フェライト組繊を得ることがで
き、高温仕上げの場合と同様の良好な機械的性質が得ら
れる。この理由は、Crの含有により、加工されたフェ
ライト結晶粒の再結晶が容易に進行し易くなっていて、
20%以上の最終バス圧下率で再結晶が生じるためであ
る。このようなAr3点以下の低い仕上げ圧延温度によ
っても良好な機械的性質が得られる点は、近年需要増加
の動向にある1、0〜2.0mm厚程度の薄手熱延鋼板
を製造するのに好適である。
また巻取り温度は、熱延鋼板の軟質化と伸び特性を向上
せしめるためには550°C以上とするのが望ましい。
巻取り温度の上限は機械的性質の観点から特に制約を受
けるものではないが、酸洗性の観点から750°C以下
の範囲とすることが望ましい。
(実施例) 次に実施例を挙げてこの発明を説明する。なお以下に述
べる実施例においてこの発明の熱延鋼板を製造する際の
圧延条件を記するが、この発明の熱延鋼板はこの圧延条
件に何ら制約を受けるものではない。
表1に示す種々の化学成分になる鋼を表2に示す熱延条
件で厚さ1 、4ma+まで圧延し、熱延鋼帯とした。
これらの熱延鋼帯の引張り特性、伸び特性、限界絞り比
(L、D、R,)を表2に併記した。
なお、引張り特性及び伸び特性は、厚さ1 、4mm0
熱延鋼板に1.0%のスキンパス圧延を施した後、圧延
方向と平行な方向から採取したJISS号引張り試験片
により測定したものであり、限界絞り比の測定は同じく
厚さ1.4a+mの熱延鋼板を酸洗により脱スケールし
た後採取した試験片について、第2図に示した円筒平底
絞りにて、表3に示した条件で測定 したものである。
表3 表2から明らかなように、発明鋼はいずれも引張り強度
が35kgf / ms”以下であって全伸びが50%
以上の優れた特性を示している。
これら発明鋼と従来鋼との違いを明確にするため第3図
に、表2に示す発明鋼と比較鋼における引張り強度と全
伸びとの関係及び引張り強度と限界絞り比(L、D、R
,)との関係を示すが、両者の間の特性上の違いは一目
瞭然である。
(発明の効果) 請求項1の熱延鋼板は、従来の軟質熱延鋼板の化学成分
組成範囲からMnを削減し、適量のCrを含有させるこ
とによって、固溶Cの悪影響が消失し、かつフェライト
結晶粒を最適な整粒組織とすることができるので、従来
鋼よりも軟質でかつ伸び特性が格段に優れる。したがっ
て、かかる熱延鋼板は特に深絞り成形用に格段に優れる
請求項2の熱延鋼板は、請求項1の成分に加えてTll
 Nb+ Zrのうちの1種又は2種以上を含有するの
で、深絞り成形性がさらに向上する。
請求項3の熱延鋼板は、請求項1の成分に加えてBを含
有するので、深絞り成形性がさらに向上する。
請求項4の熱延綱板は、請求項1の成分に加えてTi、
 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上とBとを含有
するので深絞り成形性がさらに向上する。
【図面の簡単な説明】
第1図は、発明鋼と従来鋼との巻取り温度に対するフェ
ライト結晶粒径の違いを示すグラフ、第2図は、限界絞
り比の測定に用いた円筒平底絞りの模式図、 第3図は、発明鋼と比較鋼における引張り強度と全伸び
との関係及び引張り強度と限界絞り比との関係を示すグ
ラフである。 特許出願人  川崎製鉄株式会社 第1図 曇り便り偶、度(°C)

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 1、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
    を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 2、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ Ti、Nb、Zrのうちの1種又は2種以上を合計で0
    .005〜0.10wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
    を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 3、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ B:0.0004〜0.0100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
    を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 4、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ Ti、Nb、Zrのうちの1種又は2種以上を合計で0
    .005〜0.10wt%と、 B:0.0004〜0.0100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
    を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。
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Cited By (1)

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