JPH03199312A - 深絞り用高張力冷延鋼板の製造法 - 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〉 この発明は、深絞り性の良好な高張力冷延鋼板の製造法
に関するものである。

〈従来技術とその課題〉 従来、深絞り用高張力鋼板の製造には、Ｓｉ、　Ｍｎ。

Ｐ等を強化元素として添加した低炭素アルミキルド鋼に
通常の熱延を施し、更にこれを冷延してから連続焼鈍或
いは箱焼鈍する方法を採用するのが一般的であった。し
かし、Ｓｉ、　Ｍｎ、　　Ｐ等を強化元素として添加し
た場合にはそれらの添加量が増加するに従って深絞り性
に好ましい再結晶集合組織の発達が阻害されると言う問
題があり、自ずとこれら強化元素の添加量を制限せざる
を得なかった。

そのため、所望の強度を備えかつ十分な深絞り性を示す
高張力鋼板の実現が強く望まれていたのである。

なお、このような状況下にあって、極低Ｃ−Ｔｉ添加鋼
にＳｉ、　Ｍｎ、　　Ｐ等を強化元素として添加した深
絞り用高張力冷延鋼板も提案されたが（特開昭５６−１
４２８５２号）、このように本来的に深絞り性が良好な
極低Ｃ−Ｔｉ添加鋼をベースとしても、上記強化元素の
添加量が成る程度に達するとやはり深絞り性の劣化を招
き、十分な強度と深絞り性の両立には限度があった。

一方、これまで、深絞り用鋼板の製造に当っては熱延工
程での鋼帯圧延をオーステナイト域で行うことが必須と
されてきた。なぜなら、上記熱間圧延をフェライト域で
実施すると鋼板の表層近傍に深絞り性に不利なＧｏｓｓ
（（１１０）　　＜００１＞　）方位が発達するためで
ある。もっとも、このＧｏｓｓ方位はその後の冷延によ
って一旦は他の方位に変化するものであるが、焼鈍後に
再びＧｏｓｓ方位として冷延板中に現われ、焼鈍板の深
絞り性を著しく劣化させることとなる。

しかしながら、実際の熱延工程においては鋼帯の端部は
冷却され易く、そのため鋼帯中央と比べて低温で圧延さ
れることとなるので、ややもすればフェライト域で熱延
される傾向がある。従って、銅帯端部の材質は調帯中央
部と比較して劣る傾向にあり、熱延に当って鋼帯端部に
補助的な加熱等を施さなければ製品歩留りの低下をもた
らす恐れがあった。

しかも、上記熱延素材に強化元素としてＳｉ添加がなさ
れるような場合には、Ｓｉはフェライト形成元素であっ
てＡ３変態点を上げるように作用するため、調帯端部の
仕上げ熱延完了温度をＡ３変態点以上にするにはスラブ
加熱温度を高くしなければならず、エネルギー消費量の
増大やスケールロスによる歩留り低下を招くと言った問
題も無視できなかった。

このようなことから、本発明の目的は、深絞り用高張力
冷延鋼板の製造に際して指摘される上記問題点を解消し
、“優れた深絞り性と十分な強度を兼備した深絞り用高
張力冷延鋼板″を安定した作業性の下でコスト安く製造
し得る手段を確立することに置かれた。

く課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべく、特に極低炭素鋼
の熱延集合組織の発達に及ぼす鋼の組成及び鋼板製造条
件について様々な観点から調査を行い、その結果に基づ
いて鋭意研究を重ねたところ、次に示すような新しい知
見を得ることができた。即ち、 （ａｌ　　深絞り用冷延鋼板の製造に際し、極低Ｃ−Ｔ
ｉ添加鋼を従来とは異なってＡ３変態点以下で仕」二げ
熱延すると、Ｓｉ添加量が増えるに従い、これに伴って
冷延、再結晶焼鈍後の鋼板の中心層では深絞り性に好ま
しい再結晶方位が増加する傾向となる。

（ｂ）　　これは、低温仕上げ熱延により鋼板中に歪が
残留して“冷延圧下率を高めたのと同様の効果”がもた
らされることによるものであり、上記歪が再結晶焼鈍時
に“深絞り性に好ましい再結晶集合組織”の発達を促す
ためと考えられる。

（Ｃ）　　また、深絞り性の観点から問題となる熱延中
のＧｏｓｓ方位の発達は、単に摩擦による付加的剪断変
形によってのみ生じるのではなく、該付加的剪断変形に
より相当に歪が高くなった領域（つまり表層近傍の層）
では熱延中に容易に再結晶が生じ、この再結晶方位が再
び圧延されるために起きるものである。

（ｄ）　　ところが、上記熱延中の再結晶はＳｉの添加
を通じて極力抑制することができ、特定量以上のＳｊ添
加によって鋼板表層近傍でのＧｏｓｓ方位の発達を抑制
することができる。

（ｅ）　　ただ、Ｔｉを添加しない単なる極低Ｃ鋼にＳ
ｉを添加しただけでは上記の深絞り性向上効果が得られ
ないが、Ｔｉを添加して鋼中のＮ、Ｓ、Ｃを窒化物、硫
化物、炭化物として固定した所謂“インタースティシャ
ル・フリー鋼”を用いることによって初めて上述の効果
が十分に確保される。

（ｆ）　　もっとも、インタースティシャル・フリ銅を
用いると粒界の強度が低下して２次加工脆性を生じ易く
なりがちであるが、Ｂを添加すると深絞り性に格別な悪
影響を及ぼすことなく２次加工脆性の抑制が図れる。

本発明は、上記知見事項等に基づいてなされたものであ
り、 ｒ　Ｃ：　０．００５０％以下（以降、成分割合を表わ
す％は重量％とする）。

Ｓｉ　：　０．５〜３．５％、　　　　Ｍｎ　：　０．
００１〜０．５％。

Ｐ　：　０．０５０％以下、　　　Ｓ　：　０，０２％
以下。

Ｎ　：　０．００５０％以下。

酸可溶Ａｌ　：　０．００１〜０．１％。

Ｔｉ：酸化物として含まれるものを除いて〔４×Ｃ（χ
）＋３．４ｘＮ（χ）　＋１．３×Ｓ（％）〕の値　（
７）値（ｚ）以上 を含有するか、或いは更に Ｂ　：　０．００３０％以下 をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物がら威る成分
組成の鋼片を１０００℃以上に均熱して粗熱延を施した
後、Ａｒ＝変態点以下５００℃以上の温度域で圧下率：
５０％以上の仕上げ熱延を行って６００℃以下の温度で
巻取り、次いで脱スケール後に圧下率：４０〜９５％の
冷間圧延を施してから、更に再結晶温度以上であって９
５０℃以下又は組成によってオーステナイト相が現われ
る場合にはＡｃ３変態点以下の温度域に加熱して焼鈍す
ることにより、優れた深絞り性と高い強度を備えた高張
力冷延鋼板を安定して製造し得るようにした点」 に特徴を有している。

即ち、本発明に係る深絞り用高張力冷延鋼板の製造法は
、鋼中のＮ、　　Ｓ、　Ｃを窒化物、硫化物。

炭化物として固定するのに十分なＴｆと、フェライト域
熱延時の再結晶を抑制するのに十分なＳｉを添加した極
低炭素鋼をＡｒ３変態点以下で仕上げ熱延し、これに酸
洗等の脱スケール処理、冷間圧延。

焼鈍を施すことを骨子としているが、本発明において素
材鋼の成分組成及び鋼板の製造条件（熱間圧延条件、冷
間圧延条件、焼鈍条件）を前記の如くに限定した理由を
その作用と共に以下に説明する。

（作用〉 （Ａ）　　素材鋼の成分組成 ａ）　Ｃ Ｃは鋼中へ不可避的に持ち込まれる元素であり、その含
有量は低いほど望ましい。なお、Ｃ含有量が０．００５
０％を超えるとＴｉの必要添加量が多くなって製造コス
トの上昇を招くことから、Ｃ含有量は０．００５０％以
下と限定した。

ｂ）　５ｔ Ｓｉは本発明において重要な作用を担う元素であり、鋼
板の強化元素として添加されると同時に、Ａｒ、変態点
を上げて仕上げ熱延完了温度を上げることによって熱延
作業性を容易化し、更には熱延中のＧｏｓｓ方位の発達
を抑制する作用及び冷延・再結晶焼鈍後に好ましい再結
晶方位を増加させる作用を通じて優れた深絞り性を確保
する効果を発揮する。ただ、これらの効果を得るために
は０．５％以上のＳｉ量を確保する必要があり、一方、
３．５％を超えて添加すると鋼の冷間加工性が著しく低
下して冷延中に銅帯が割れる恐れがあることから、Ｓｉ
含有量は０．５〜３．５％と定めた。

ｃ）　Ｍｎ ＭｎにはＳと結合して鋼の熱間脆性を防止する作用があ
るため、該作用による所望の効果を確保するため０．０
０１％以上の添加がなされる。しかし、一方で、Ｍｎは
オーステナイト形成元素であるためＡｒ、変態点を下げ
る作用を有していることから、０．５％を超えて含有さ
せると本発明が特徴とする“Ａｒｚ変態点以下での仕上
げ熱延”を必要以上の低温で行わなければならなくし、
熱間圧延機に負荷がかかり過ぎる事態を招く恐れがある
。従って、Ｍｎ含有量は０．００１〜０．５％と定めた
。

ｄ）　Ｐ Ｐは鋼中へ不可避的に持ち込まれる元素であり、現在の
製鋼技術では安価にかつ安定して０．００１％未満にま
で低減することはできない。ただ、Ｐは必要に応じて鋼
の強化元素として添加される場合もあるが、Ｔｉ添加鋼
ではＴｉの燐化物を形成するのでインタースティシャル
・フリー鋼とするために必要なＴｉ添加量が増加し、コ
ストの上昇を招く。

また、Ｐ含有量が増えると冷延鋼板の２次加工脆性が顕
著になる。そこで、上記不都合が容認できる０、０５０
％以下にＰ含有量を制限した。

ｅ）　Ｓ Ｓも鋼中へ不可避的に持ち込まれる元素であり、その含
有量は少ないほど好ましい。なお、Ｓ含有量が０．０２
％を超えるとＴｉの必要添加量が増してコスト高が顕著
となることから、Ｓ含有量は０．０２％以下と定めたが
、好ましくは０．００５％以下に抑えるのが良い。

ｆ）　Ｎ Ｎも不可避的な不純物元素であり、現在の製鋼技術では
容易にかつ安定して０．０００５％未満にすることは困
難であるが、その含有量は少ないほど好ましい。なお、
Ｎ含有量が０．００５０％を超えるとやはりＴｉの必要
添加量が増してコスト高が顕著となることから、Ｎ含有
量は０．００５０％以下と定めたが、好ましくは０．０
０２０％以下に抑えるのが良い。

ｇ）酸可溶Ａ１ 酸可溶ＡＩは、溶鋼にＴｉを添加するに先立って脱酸調
整のために添加されるものである。従って、少しでも鋼
中に含まれていれば脱酸が十分に行われたことを示して
おり、０．００１％以上の含有量が確認できれば十分な
効果がもたらされる。ただ、その含有量が０．１％を超
えると鋼が硬質化して延性が劣化することから、酸可溶
Ｎ含有量は０．００１〜０．１％と定めた。

ｈ）　Ｔｉ Ｔｉも本発明において重要な作用を担う元素であり、Ａ
ｒ＝変態点以下での仕上げ熱延を施して冷延鋼板での優
れた深絞り性を確保するためには、Ｓｉの添加と共に、
Ｔｉ添加によるインタースティシャル・フリー鋼を用い
ることが欠かせない。そのため、Ｔｉは（４ｘ　Ｃ（ｚ
）　＋３．４ｘ　Ｎ（＄）　＋１．３ｘ　Ｓ　（％）〕
の値の値（％〉以上添加する必要がある。

ｉ）Ｂ インタースティシャル・フリー鋼を用いると粒界の強度
が低下し冷延鋼板の２次加工脆性を生じ易くなるが、Ｂ
にはこれを抑制する作用がある。

ただ、２次加工時の延性−脆性遷移温度は冷延鋼板の１
次加工における加工度に依存するため、１次加工の加工
度が厳しい場合にのみ添加すれば良い。しかし、多量に
含有させるとＡｒ、変態点を下げ、Ａｒ３変態点以下で
の仕上げ熱延を必要以上の低温で行わなければならなく
し、熱間圧延機に負荷がかかり過ぎる事態を招く恐れが
ある。従って、Ｂ添加を実施する場合には、その含有量
を０．００３０％以下に抑えることと定めた。

（１’ｌ）　　′ａ板製造条件 ａ）熱延時のスラブ加熱温度 スラブ加熱温度が１０００℃未満ではスラブに温度ムラ
が生じ易くなり、かつＡ　ｒ　ｓ変態点以上で熱間圧延
を完了することが困難になる。従って、熱延に際しての
スラブの均熱湯度を１０００℃以上と定めたが、好まし
くは１０５０〜１１５０℃とするのが良い。

ｂ）仕上げ熱延条件 熱延の仕上げ温度がＡ３変態点以上であると、冷延、再
結晶焼鈍後の冷延鋼板に“深絞り性に好ましい再結晶方
位”を増やして深絞り性を向上させる効果を確保するこ
とができない。また、Ａｒ３変態点以下での仕上げ熱延
による冷延鋼板の深絞り性向上効果を得るためには、フ
ェライト域における累積圧下率が５０％以上なくてはな
らない。−方、５００℃未満で仕上げ熱延を行うと熱間
圧延機に負荷がかかり過ぎるので現実的ではない。従っ
て、仕上げ熱延はＡｒ＝変態点以下５００℃以上の温度
域で実施し、更にその時の圧下率を５０％以上にするこ
とと定めた。

なお、仕上げ熱延にて潤滑を行うと、これによって銅帯
表層近傍のＧＯ３Ｓ方位の発達がより一層抑制されるの
で、出来れば仕上げ熱延は潤滑圧延とすることが好まし
い。

Ｃ）巻取り温度 ６００℃を超える温度で巻取りを行うとＡｒ３変態点以
下での仕上げ熱延で生じた歪を鋼板中に残留させること
が難しく、Ａｒｚ変態点以丁での仕上げ熱延による冷延
鋼板の深絞り性向上効果が十分得られない。従って、巻
取り温度は６００℃以下と定めたが、好ましくは５００
℃以下とするのが良い。また、同様の観点より、仕上げ
熱延完了から巻取りに至るまでの過程で銅帯を急冷する
ことは、Ａｒ、変態点以下での仕上げ熱延による冷延鋼
板の深絞り性向上効果を高める上で好ましいことである
。

ｄ）冷延圧下率 冷延圧下率が４０％未満では深絞り性に好ましい再結晶
集合組織が発達しない。一方、圧下率は高い方が好まし
いが、９５％を超えると逆に深絞り性の劣化を招くよう
になることから、冷延圧下率は４０〜９５％と定めた。

ｅ〉焼鈍条件 再結晶焼鈍であるから再結晶温度以上に加熱する必要が
あることは言うまでもないが、加熱温度が９５０℃を超
えたり、組成によってオーステナイト相が現われる場合
にはＡｃ、変態点を超える温度にまで加熱するとα−Ｔ
−αと変態することにより“再結晶過程で形成させた深
絞り性に好ましい再結晶集合組織”を消してしまうこと
になるので、加熱温度は９５０℃以下、或いはオーステ
ナイト相が現われる場合にはＡｃ、変態点以下に抑える
必要がある。

なお、焼鈍方法は、連続焼鈍１箱焼鈍、連続溶融亜鉛め
っきによる焼鈍の何れでも良い。

このようにして製造された鋼板はインタースティシャル
フリー鋼なので原則として調質圧延は不要であるが、平
坦矯正等の目的で必要に応じて焼鈍後にｔＡ質圧延され
てから出荷される。また、場合によっては亜鉛めっき等
の表面処理を施した後に出荷がなされる。

続いて、本発明を実施例により更に具体的に説明する。

〈実施例〉 まず、第１表に示した各種成分組成の極低炭素鋼を実験
用真空溶解炉で溶製した。

次いで、これらを分割して熱間鍛造により熱延用試料と
し、第２表及び第３表に示した条件で熱間圧延、冷延圧
延及び焼鈍を施し、更に調質圧延を施した。なお、一部
の試料については熱延ロールに牛脂を塗布して潤滑熱延
を行った。

続いて、得られた冷延鋼板からＪＩＳＳ号試験片を切り
出して引張試験を行った。

そして、上記試験結果を第２表及び第３表に併−ＩＪ′
ｒ、Ｉテすとｊｔ：　ｌ；＝、第２表番こ示されろ結果
を撃即して第１図に、また第３表に示される結果を整理
して第２図にそれぞれ図示したが、これらの結果からも
、本発明で規定される条件通りに製造された冷延鋼板は
優れた深絞り性と強度とを兼備していることが確認でき
る。

また、第２表及び第１図に示される結果からは、素材鋼
のＳｉ添加量が０．５％以上になると強度の上昇に伴い
全伸びは低下するが、深絞り性の指標であるｒ値の向上
することが分かる。

更に、Ｔｉ添加量が（４Ｘ　ＣＣ”ｔ）＋３．４Ｘ　Ｎ
（Ｘ）　＋１．３Ｘｓ（χ）〕の値（％）を下回る場合
や、Ｍｎの添加量が０．５％を超える場合にはｒ値は低
いことも分かる。

一方、第３表及び第２図に示される結果からは、α域熱
延の圧下量が増加するほどｒ値が向上することや、冷延
圧下率の増加に伴ってｒ値は増加するが、成る程度以上
になると逆に低下することが確認できる。そして、ｒ値
が最高になる冷延圧下率は、鋼成分によって異なるが９
５％以下であればＩ７ｎ即が無い、二と１）明らかであ
る。

そして、同じ熱延条件であっても潤滑熱延を行うことに
より焼鈍後のｒ値が向上することも確認できる。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、優れた深絞り
性と強度とを併せ持つ深絞り用高張力冷延鋼板を作業性
良く安定して量産することが可能となるなど、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、冷延鋼板の機械的性質に及ぼす鋼成分の影響
を示したグラフである。 第２図は、冷延鋼板の機械的性質に及ぼす製造条件の影
響を示したグラフである。 第１ 図 ＠Ｔｉ−（４Ｌ；＋３．４Ｎ＋１．；力Ｊ第２図 α域圧下率（％） 冷圧率（％） 熱延澗滑

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．５〜３．５％。 Ｍｎ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５０％以下、酸可溶
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、 Ｔｉ：酸化物として含まれるものを除いて〔４×Ｃ（％
   ）＋３．４×Ｎ（％）＋１．３×Ｓ（％）〕の値（％）
   以上、 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る成分
   組成の鋼片を１０００℃以上に均熱して粗熱延を施した
   後、Ａｒ＿３変態点以下５００℃以上の温度域で圧下率
   ：５０％以上の仕上げ熱延を行って６００℃以下の温度
   で巻取り、次いで脱スケール後に圧下率：４０〜９５％
   の冷間圧延を施してから、更に再結晶温度以上であって
   ９５０℃以下又は組成によってオーステナイト相が現わ
   れる場合にはＡｃ＿３変態点以下の温度域に加熱して焼
   鈍することを特徴とする、深絞り加工用冷延鋼板の製造
   法。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．５〜３．５％。 Ｍｎ：０．００１〜０．５％、Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００５０％以下、酸可溶
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、 Ｔｉ：酸化物として含まれるものを除いて〔４×Ｃ（％
   ）＋３．４×Ｎ（％）＋１．３×Ｓ（％）〕の値（％）
   以上、 Ｂ：０．００３０％以下 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る成分
   組成の鋼片を１０００℃以上に均熱して粗熱延を施した
   後、Ａｒ＿３変態点以下５００℃以上の温度域で圧下率
   ：５０％以上の仕上げ熱延を行って６００℃以下の温度
   で巻取り、次いで脱スケール後に圧下率：４０〜９５％
   の冷間圧延を施してから、更に再結晶温度以上であって
   ９５０℃以下又は組成によってオーステナイト相が現わ
   れる場合にはＡｃ＿３変態点以下の温度域に加熱して焼
   鈍することを特徴とする、深絞り加工用冷延鋼板の製造
   法。