JPH02263932A - 絞り用冷延鋼板の製造方法 - 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〉 この発明は、時効性が小さくて絞り性に優れ、かつ特性
のコイル内変動が極めて小さい絞り用冷延鋼板を生産能
率良く製造する方法に関するものである。

（従来技術とその課題〉 従来、絞り加工用冷延鋼板は冷延圧延を終えて巻取られ
た低炭素アルミキルド鋼冷延板を箱焼鈍して製造される
のが一般的であったが、近年では生産性向上要求の高ま
りに呼応して焼鈍工程に連続焼鈍法が採用されるように
なってきた。ところが、絞り加工用冷延鋼板の製造に際
し箱焼鈍に代えて連続焼鈍を採用した場合には ａ）箱焼鈍材に比べて全体の製品性能レベルが劣る。

ｈ）熱延コイルの先端部や後端部に相当する部分（エン
ド部）の降伏強度が中央部に比べて高くなりがちである
。

Ｃ）時効性が高くて絞り性の劣化を招き易い。

等の問題が生じ易（、絞り加工用冷延鋼板に必要とされ
る均一な材料特性を安定して実現するのが非常に困難で
あった。

そこで、これらの問題を解消すべく「巻取パターンの変
更（エンド部を超高温巻取りとする）」や「巻取後のコ
イルを保温する」と言った対策〔主として前記ｂ）項の
問題への対策〕や、「連続焼鈍のパターン変更（例えば
、均熱後筒−冷却帯で適冷し、更に再加熱の上過時効処
理を行う方法）」と言う対策（主として前記Ｃ）項の問
題への対策〕、或いは「素材鋼を極低炭素化すると共に
Ｔｉ、　Ｎｂ。

Ｖ、Ｚｒ等の合金元素を添加する」との対策〔前記ａ）
、ｂ）及びＣ）の問題全般への対策〕等がとられてきた
。

しかし、上記「巻取パターンの変更」のみではその効果
が不十分であり、また「巻取後のコイルを保温する対策
」ではコイルの加熱保持が必要なため生産能率が悪く、
更に［連続焼鈍のパターン変更」では時効性は改善され
るがコイルエンド部の特性変動は解消されない上、副作
用として伸びが低下すると言った問題があった。そして
、「素材鋼の掘低炭素化に加えてＴｉ、　Ｎｂ、　　Ｖ
、　Ｚｒを添加する対策」では製品性能やコイル内特性
変動には改善効果が見られるが、一方で“製鋼脱炭の能
率及びコストの悪化”や“合金元素（Ｔｉ　、　Ｎｂ、
　Ｖ　、　Ｚｒ等）添加に伴う製品コストの上昇“を招
くことに加えて、熱延工程では高温加熱・高温圧延が必
須となり、また冷延工程では高温焼鈍を要するようにな
るなど、工業的量産手段としては十分に満足できるもの
ではなかった。

このようなことから、本発明が目的としたのは、絞り性
に優れると共に特性のコイル内変動が極めて少ない冷延
鋼板を、操業コストアップにつながる″ＲＨ炉或いはＤ
Ｈ炉等での脱炭処理”や“製品コストアップにつながる
特殊元素（Ｔｉ＋Ｎｂ、Ｚｒ、　ｖ等）の添加”を必要
とすることなく、かつ生産性の良い連続焼鈍法を再結晶
焼鈍手段に採用し安定に製造し得る方法の提供である。

（課題を解決するための手段〉 本発明者は、上記目的を達成すべく、まず従来法で得ら
れる絞り用冷延鋼板に指摘された“全体性能レベルの不
足１や“性能のコイル内不均−の原因を再検討したとこ
ろ、その主因としてイ）鋼板中Ｎの析出不十分による時
効性への悪影響。

Ｅｌ）　　ＭｎＳが析出して粒成長を阻害することによ
る絞り性への悪影響。

ハ）　Ｃの析出不十分による絞り性及び時効性への悪影
響。

二）固溶強化元素の固溶硬化現象による絞り性への悪影
響。

が挙げられ、これが全体性能レベルの向上を阻んでいる
ばかりか、連続焼鈍の処理特性と結びついてコイル内性
能不均−を招いていることが確認された。

そこで、本発明者は、上記性能阻害要因の効果的な消去
法を求めて更に研究を重ねた結果、！８＞　　上記イ）
項で指摘した悪影響に対しては、鋼中Ｎｉの低減、Ｂの
添加（ＢＮとして析出促進）。

鋼中Ｓ量の低減ＣＡＩＮの析出核数を減じてへ２Ｎ析出
物の粗大化を促進）及び熱間圧延時におけるスラブの低
温加熱（ＡＪＮの固溶抑制）が有効である。

（ｂ）　　上記ＩＩ＋）項で指摘した悪影響に対しては
、鋼中Ｓ量の低減、スラブの低温加熱（Ｍｎ　ＳＯ固溶
抑制）及び連続焼鈍温度の高温化が有効である。

ｉｃ）　　上記ハ）項で指摘した悪影響に対しては、Ｂ
添加（析出核となってＦｅ＋　Ｃの析出促進）及び巻取
り温度の適正化（従来のような高い温度としない）が有
効である。

ｔｄ）　　上記二）項で指摘した悪影響に対しては、鋼
中Ｃ量、　Ｍｎ’量、Ｐ量の低減が有効であるとの事実
が明らかとなり、更にこれらの対策を総合的に実施した
場合には、その相乗効果により、連続焼鈍によってもコ
イルエンド部の性能劣化が起きずに絞り用として優れた
性能を有する冷延鋼板の高能率生産が可能となるとの知
見を得ることができた。

本発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり、 ｒ　Ｃ：　０．０１０〜０．０４０％（以降、成分割合
を表わす％は重量％とする）。

Ｓｉ　：　０．０３％以下、　　　Ｍｎ　：　０．０５
〜０．１５％。

Ｐ　：　０．０１５％以下、　　　Ｓ：０．００９％以
下。

ｓｏｌ、　Ａｊ　：　０．０１０〜０．０５０％。

Ｎ　：　０．００３５％以下。

Ｂ　ｊ　０．０００２〜０．０００９％を含有すると共
に、 Ｍｎ／　Ｓ≧１０ を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成
の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱してから５６０〜
６５０℃の巻取温度で熱間圧延し、冷間圧延した後、連
続焼鈍炉にて７３０〜８８０℃の再結晶焼鈍を行うこと
を特徴とすることにより、時効性が小さくて絞り性に優
れ、かつ特性のコイル内変動が極めて小さい絞り用−冷
延鋼板を連続焼鈍法の適用で安定に製造し得るようにし
た点」を特徴としている。

続いて、本発明の方法において素材鋼の成分組成、熱間
圧延条件並びに連続焼鈍温度を前記の如くに数値限定し
た理由を、その作用と共により詳細に説明する。

Ａ）素材鋼の成分組成 Ｃ含有量が０．０４０％を超えると固溶硬化が著しくな
って絞り用鋼板として不適となるので低い方が好ましい
が、ｏ、ｏｉｏ％未満にまで低減するためにはＲＨ脱炭
等の特殊脱炭が必要となってコストアップを招く上、連
続焼鈍の過時効処理にまり固溶Ｃの析出が不十分となる
ことから、Ｃ含有量はｏ、ｏｔｏ〜０．０４０％と限定
した。

Ｓｉ Ｓｉ含有量が０．０３％を超えると固溶硬化が著しくな
って絞り用鋼板として不適となることから、Ｓｉ含有量
は０．０３％以下と定めた。

Ｍｎ Ｍｎは鋼の赤熱脆性回避や出鋼歩留確保の観点から０．
０５％以上含有させることが必要な成分であるが、０．
１５％を超えて含有させると固溶硬化が目立つようにな
る上、Ｓと相俟ってＡｆＮ析出物の粗大化を抑えて絞り
性改善に悪影響を及ぼすようになることから、Ｍｎ含有
量は０．０５〜０．１５％と限定した。

なお、第１図は、鋼板のΔＹＰに及ぼすＮ含有量及びＭ
ｎ含有量の影響を示したグラフであるが、この第１図か
らもＭｎ含有量が０．１５％を超えて高くなると絞り性
、特に絞り性のコイル内均−性が悪化す゛ることを確認
できる。ここで、ΔＹＰはＰは固溶硬化によって鋼板の
絞り性に悪影響を及ぼす不純物元素であり、所望の絞り
性を確保するためにはその含有量をｏ、ｏｉｓ％以下に
抑える必要がある。

Ｓも鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、その
含有量が０．００９％を超えた場合には赤熱脆性の恐れ
が生じる上、微細ＭｎＳ析出物の絶対量が増えてＡｆＮ
析出核数の増加をもたらし、ＡｆＮ析出核の粗大化を阻
んで絞り性改善を妨害するようになる。従って、Ｓ含有
量は０．００９％以下と限定したが、好ましくは０．０
０３％以下にまで抑えるのが良い。

ｓｏｌ、　　八１ ｓｏｌ、Ａ１は脱酸剤として有効な成分であると共に、
鋼中ＮをＡｆＮとして固定・析出させて鋼板の絞り性を
改善する作用を有しているが、その含有量が０．０１０
％未満では前記作用による所望の効果が得られす、一方
、０．０５０％を超えて含有させてもその効果は飽和し
てしまうことから、ｓｏｌ、　ＡＩ！含有量は０．０１
０〜０．０５０％と定めた。

Ｎは鋼板の絞り性に著しい悪影響を及ぼす不純物元素で
あり、コイル内特性変動の直接原因であるためその絶対
量を極力低減することが望ましい。

そして、Ｎ含有量が０．００３５％を超えるとＡｆＮ又
はＢＮとしての析出量が多くなって連続焼鈍中の粒成長
阻害の程度が著しくなることから、Ｎ含有量は０．００
３５％以下と限定した。

なお、先に示した第１図からも、Ｎ含有量の低減によっ
てΔＹＰの著しい改善がなされることが分かる。

Ｂ成分には鋼中ＮをＢＮとして固定・析出すると共に、
連続焼鈍の過時効処理帯にて析出する固溶Ｃの析出核と
なって全体性能のレベルを向上させる作用があるが、そ
の含有量が０．０００２％未満では前記作用による所望
の効果が得られず、一方、０．０００９％を超えて含有
させると鋼板のｒ値を低下させることから、Ｂ含有量は
０．０００２〜０．０００９％と定めた。

Ｍｎ／　Ｓ比 鋼中のＭｎ／　Ｓの比が１０よりも低くなると赤熱脆性
の懸念が生じる上、鋼板に所望の絞り性を確保できなく
なることから、Ｍｎ／　Ｓ比を１０以上と定めた。

Ｂ）熱間圧延条件 入孟ヱ皿飼蘭爽 熱間圧延に際してのスラブ加熱温度が１０００℃未満で
あると、通常条件である“仕上圧延温度：Ａｒ、点の温
度以上”の確保がｍｔｌとなり、一方、１２００℃を超
える温度域に加熱するとＡＩＮ及びＭｎ５Ｏ固溶が多く
なって絞り性の劣化を招くことから、スラブ加熱温度は
１０００〜１２００℃と限定した。

なお、第２図にはスラブ加熱温度と得られる冷延鋼板の
ｒ値との関係が示されているが、この第２図からも、１
２００℃を超える温度域への加熱を行うとｒ値の低下を
招くことが確認できる。

巻取温度 巻取温度が５６０℃を下回ると、細粒化や窒化物析出が
困難となって製品鋼板の全体性能レベルが低下する。一
方、６５０℃を超える温度域で巻取った場合にはＦｅ５
Ｃ粗大化による連続焼鈍での過時効効果が不十分となっ
て降伏強度及び時効性の劣化が著しくなる。更に、コイ
ル中央部とエンド部に冷却速度の差が生じるため、八！
Ｎの析出量が変動し、成品のコイル内変動が増加する。

従って、巻取温度は５６０〜６５０℃と限定した。

なお、先に示した第２図からは巻取り温度と得られる冷
延鋼板のｒ値との関係をも確認できるが、この図から巻
取り温度が５６０〜６５０℃の範囲を外れるとｒ値が劣
化傾向を見せることが明らかである。

また、第３図には巻取り温度と得られる冷延鋼板の降伏
強度との関係が示されているが、この第３図からも、巻
取り温度が５６０〜６５０℃の範囲を外れると降伏強度
が上昇傾向となることを確認できる。

Ｃ）再結晶焼鈍温度 連続焼鈍炉による再結晶焼鈍温度が７３０℃未満である
と粒成長が不十分であり、一方、８８０℃を超える温度
で再結晶焼鈍を行うと異常粗大粒を発生するようになっ
て、何れも製品性能の劣化につながることから、連続焼
鈍炉による再結晶焼鈍温度は７３０〜８８０℃と定めた
。

次に、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説明
する。

〈実施例〉 まず、ＲＨ炉やＤＨ炉を使用することなく、通常の方法
にて第１表に示す如き成分組成の鋼を溶製した後、これ
を連続鋳造してスラブとした。

次いで、得られたスラブを第１表に示した条件で熱間圧
延し、常法に従って酸洗し冷間圧延した後、連続焼鈍炉
にて同じく第１表で示す条件の再結晶焼鈍を施した。

このようにして得られた冷延鋼板（銅帯）について性能
試験を実施したが、その結果を第１表に併せて示す。

第１表に示される結果からも明らかなように、本発明の
条件通りに製造された冷延鋼板は何れも優れた絞り性能
を有しており、またコイル内の性能変動が極めて小さい
ことが分かる。

なお、本発明法はめっき鋼板の製造にも適用することが
でき、例えば溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、
連続焼鈍炉での処理に置き換えて連続式溶融亜鉛メツキ
処理槽での処理を行うだけで十分に絞り性の優れた亜鉛
めっき鋼板を得ることができる。

く効果〉 以上に説明した如く、本発明によれば、絞り性能に優れ
ると共に、部分的な特性変動のない絞り用冷延綱板を、
生産性良く低コストで安定に製造することが可能となる
なるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼成分と製品冷延鋼板特性のコイル内変動と
の関係を示したグラフである。 第２図は、熱間圧延温度及び巻取り温度と製品冷延鋼板
のｒ値との関係を示したグラフである。 第３図は、熱延巻取温度と製品冷延鋼板の降伏強度との
関係を示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量割合にて Ｃ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓｉ：０．０３％以下
   、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、Ｐ：０．０１５％以下
   、Ｓ：０．００９％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０
   ０３５％以下、 Ｂ：０．０００２〜０．０００９％ を含有すると共に、 Ｍｎ／Ｓ≧１０ を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成
   の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱してから５６０〜
   ６５０℃の巻取温度で熱間圧延し、冷間圧延した後、連
   続焼鈍炉にて７３０〜８８０℃の再結晶焼鈍を、行うこ
   とを特徴とする、絞り用冷延鋼板の製造方式。