JPH04116124A - 超加工性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） 本発明は全伸びが５４％以上、Ｆ値が２．４以上で二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製造する
方法に関するものである。

（従来の技術） 全伸びが５４％以上、ｆ値が２．０以上の超加工性冷延
鋼板をステップ加熱を有する箱焼鈍によって得る方法（
特開昭６３−２１０２４３号公報）がある。

更に、全伸びが５５〜６０％、ｆ値が２．４〜２．５で
二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を特別な箱焼鈍に
よって得る方法（特開昭６３−８６８１８号公報）があ
る。又、ｆ値が１．８〜２．４と不十分であるが、連続
焼鈍による方法としては全伸びが５４〜５７％で、二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板を製造する方法（特開
昭６３−１４００４０号公報）がある。

しかし、特開昭６３−２１０２４３号公報や特開昭６３
−８６８１８号公報記載の方法は、特別な箱焼鈍による
方法であり、連続焼鈍法に比べて極めて生産性が悪く製
造コストが高い、又、特開昭６３−１４００４０号公報
記載の方法は連続焼鈍による方法ではあるが、得られる
鋼板の？値が１．８〜２．４と不十分である。

（発明が解決しようとする課１！Ｉ） 本発明で解決しようとする課題は、全伸びが５４％以上
、？値が２．４以上の二次加工性に優れた超加工性冷延
鋼板を連続焼鈍で製造する方法を提供することである。

（課題を解決するための手段） 本発明者等は、全伸びが５４％以上、？値が２．４以上
の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連続焼鈍で製
造する方法について鋭意検討し、本発明を構成したもの
である。

本発明の要旨とするところは、Ｃ≦０．００１５％。

Ｓｉ≦０．０１５％、　Ｍｎ≦０．１５％、Ｐ≦０．０
０７％、Ｓ≦０．００７％、　ｓｏＺ、Ａｊ≦０．０６
０％、Ｎ≦０．００１５％、　Ｔｉ０．０２０〜０．０
６０％、且つ０，５ＸＳｉ＋Ｉ’≦０．０１２％、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を、加熱し、熱間圧
延し、巻き取り、熱延鋼帯とし、７０％以上の冷延率で
冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて６５０〜９００
℃で再結晶焼鈍を行なうことを特徴とする全伸びが５４
％以上、ｆ値が２．４以上の二次加工性に優れた超加工
性冷延鋼板の製造方法にある。

以下に本発明について詳細に述べる。

本発明者等が成形性と必要な材料特性値との関係を調査
した結果、極めて過酷な深絞り成形並びに張り出し成形
に供される超加工性冷延鋼板に必要な特性値は、全伸び
が５４％以上、？値が２．４以上で優れた二次加工性が
必要であることがわかった。

本発明者等は、全伸びが５４％以上、ｆ値が２．４以上
の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板の製造方法につ
いて鋭意検討し、以下の結果を見出した。

先ず、全伸びが５４％以上を得る方法について種々検討
した結果、例えば特開昭６３−２１０２４３号公報記載
の方法のように成分含有量を低減し高純化すればよく、
本発明の成分範囲であれば、連続焼鈍にて６５０〜９０
０℃で再結晶焼鈍を行なうことで充分に目標とする全伸
び値５４％以上が得られることがわかった。

次に、ｆ値が２．４以上の冷延鋼板を連続焼鈍法で得る
方法について種々検討した結果、生産性が良く、低コス
トな連続焼鈍法で製造する方法を見出した。

すなわち、ｆ値が２゜４以上の冷延鋼板を連続焼鈍法で
得るには、Ｃ≦０．００１５％、　Ｍｎ≦０．１５％、
Ｐ≦０．００７％、Ｓ≦０．００７％、Ｎ≦０．００１
５％、Ｔｉ：０．０２０〜０．０６０％、残部鉄及び不
可避的不純物よりなる鋼片を、加熱し、熱間圧延し、巻
き取り、好ましくは７００℃以上で巻き取り、熱延銅帯
とし、７０％以上の冷延率で冷間圧延を行い、その後、
連続焼鈍にて６５０〜９００℃で再結晶焼鈍を行なうこ
とが必要であることがわかった。中でも、Ｃ≦０．００
１５％、　Ｔｉ　：　　０．０２０％以上が重要である
。

第１図に？値に及ぼすＣ含有量、Ｔｉ含有量の影響を調
査した結果を示す。

実験条件は、Ｃ：　０．００１０％、　０．００１５％
及び０．００３０％、　Ｓｔ　：　０．００８％、　Ｍ
ｎ　：　０．０６％、　　Ｐ　：　０．００３％、　　
Ｓ　：　０．００２％＋’　ｓｏｌ、　ＡＺ　：　０．
０２８％、　Ｎ　：　０．０００９％、Ｔｉ：Ｏ〜０．
０８０％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を、
１０５０℃に加熱し、７３０℃で巻き取り、熱延鋼帯と
し、８０％の冷延率で冷間圧延を行い、その後連続焼鈍
にて７８０℃で６０ｓｅｃの再結晶焼鈍を行ない、０．
４％の調質圧延を施し、０．８髄の冷延鋼板を造り、材
質を調査した。

第１図に示す結果より、ｆ値が２．４以上の冷延鋼板を
連続焼鈍法で得るには、Ｃ，：０．００１５％以下。

Ｔｉ　：　　０．０２０％以上が極めて重要であること
がよくわかる。

この様に、本発明の鋼の成分である高純度鋼の場合に、
Ｃ含有量とＴｉ含有量がｆ値に極めて顕著に影響を及ぼ
すのは、本発明の成分範囲のようなＣ：Ｏ，０Ｏ１５％
以下の高純度鋼の場合に、Ｔｉ無添加では、熱延板の固
溶のＣｆｉが僅かではあるが存在するうえに熱延板の結
晶粒が異常に大きくなり、その結果、冷延鋼板の１値が
低くなるが、Ｃ：０．００１５％以下でＴｉ　：　０．
０２０％以上になると熱延板の固溶のＣ量が完全にな（
なると共に熱延板の結晶粒が顕著に改善され、且つ連続
焼鈍時において、Ｃ量が少ないので粒成長性を阻害する
Ｔｉｃの総量が少なくなる結果、再結晶粒の粒成長性が
極めて良好となり、冷延鋼板の１値が顕著に高くなり、
２．４以上の値が得られるようになると思われる。一方
、Ｃ：　０．００３０％で他の成分が高純度の場合には
、Ｔｉが多くなると熱延板の結晶粒は顕著に改善され、
冷延鋼板の？値も向上するが２．４以上にはならなかっ
た。これはＣ量が多いので粒成長性を阻害するＴｉＣの
総量が多くなる結果、再結晶粒の粒成長性が極めて悪く
なり、冷延綱板のｆ値が改善されるものの、２．４以上
の値が得られなかったものと推測される。

尚、Ｔｉ含有量が０．０６０％超になると、Ｊの低下が
著しくなり、５４％以上のＪが得難くなるのでＴｉ含有
量は０．０２０〜０．０６０％にする必要がある。

以上の点をポイントとする本発明の方法により、特開昭
６３−２１０２４３号公報記載の方法のような特殊な箱
焼鈍法によらなくても連続焼鈍方法によって全伸びが５
４％以上、？値が２．４以上の超加工性冷延鋼板が製造
出来る。

更に、全伸びが５４％以上、ｆ値が２．４以上の特性値
を損なわずに二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を連
続焼鈍法で得る方法について種々検討した結果、特開昭
６３−１４００４０号公報記載の方法のような高価なＺ
ｒを添加しないで製造する方法を見出した。尚、得られ
た特性値もｆ値が２．４以上で、特開昭６３−１４００
４０号公報の第３表に示されている１、８〜２．４に比
べて優れた値が得られている。

二次加工性を向上させる方法としては、これまでＢを添
加する方法がよく採用されているがＢを添加する方法は
二次加工性の改善には顕著な効果を発揮するが、Ｊやｒ
値を著しく低下させるという弊害があり本発明が目的と
する超加工性冷延鋼板には適用が困難である。又、特開
昭６３−１４００４０号公報記載の方法は高価なＺｒを
添加するので好ましくないばかりか、鋳片のスリーパー
欠陥等も発生し易いなどの問題がある。

そこで、上記の方法によらない方法で種々検討した結果
、先ず鋳片の成分をＣ≦０．００１５％、　Ｓｔ≦０．
０１５．　Ｍｎ≦０．１５％、Ｐ≦０．００７％、Ｓ≦
０．００７％、　ｓｏｔ、　Ａｔ　≦０．０６０％、　
　Ｎ≦０．００１５％、　Ｔｉ　：　０．０２０〜０．
０６０％、と高純成分とした上で、更に０．５×Ｓｉ十
Ｐ≦０．０１２％に規制することにより全伸びが５４％
以上、？値が２．４以上の特性値を損なうことなく二次
加工性に優れた超加工性冷延鋼板が製造出来ることを見
出した。中でも、Ｑ、５ＸＳｉ＋Ｐ＜０．０１２％に規
制することが重要である。

第２図に二次加工性に及ぼす０．５ＸＳｉ＋Ｐ含有量の
影響を調査した結果を示す。

実験条件は、Ｃ：　０．００１０％、　Ｍｎ　：　０．
０６％、Ｓ：０．００２％、　　　ｓａｔ、　　八ｌ　
　：　　０．０２８％、　　　Ｎ：０．０００９％、Ｔ
ｉ：０．０３０％、　０．５　ＸＳｉ＋Ｐ：０．０４〜
０．０１７％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片
を、１０５０℃に加熱し、７３０℃で巻き取り、熱延鋼
帯とし、８０％の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連
続焼鈍にて７８０℃で６０ｓｅｃの再結晶焼鈍を行ない
、０．４％の調質圧延を施し、０．８　ａｎの冷延鋼板
を造り、二次加工性を調査した。二次加工性の調査は絞
り比２．４２で円筒絞りを行い、そのカップを試験温度
を変え、壁部を側方より押しつぶし、カップの壁部に生
じる脆性割れの有無を判定し、脆性割れの発生しない限
界の試験温度を二次加工割れ限界温度として求め、その
結果を第２図に示す。

第２図に示す結果より、二次加工性に優れた超加工性冷
延鋼板を連続焼鈍法で得るには、高純成分とした上で０
．５ＸＳｉ＋Ｐ≦０．０１２％に規制することが極めて
重要であることがよくわかる。

二次加工性を向上させるには、通常のＴｉ添加の極低炭
素鋼においてＰを低減させると効果があることは知られ
ているが、本発明者らが種々検討した結果、更にＳｉ含
有量が顕著に影響していることを初めて知見したもので
ある。更に、これらの低Ｐ、Ｓｔ化の効果は、本発明の
対象鋼の成分範囲のような高純鋼の場合には一層顕著な
効果となり、Ｂの添加を必要としなくなることがわかっ
た。

この様に、Ｓｉ含有量が二次加工性に影響するのは必ず
しも明確ではないがＳｉもＰ同様に粒界偏析したＳｉに
よって粒界が脆化したのではないがと考えられる。又、
低Ｐ、Ｓｔ効果が高純度成分の場合により顕著な影響が
現れるのは、高純度成分の場合は結晶粒内の強度が下が
るので結晶粒界の強度が相対的に強くなり、その結果二
次加工性が向上するのではないかと考えられる。

以上が本発明の最も重要な点である。

以下に製造条件について詳細に述べる。

Ｃは、全伸びが５４％以上、ｒ値が２．４以上の二次加
工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極めて重要な
元素で、Ｃ含有量が０．００１５％趙になるとこれらの
特性値が得られなくなるので、Ｃ含有量の上限を０．０
０１５％とした。

Ｓｔ及びＰは、全伸びが５４％以上、ｒ値が２．４以上
の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上で極め
て重要な元素で、特に０．５ＸＳｉ＋Ｐ≦０．０１２％
に規制することが二次加工性を良好ならしめる上で極め
て重要である。Ｓｔ及びＰ含有量がそれぞれ０．０１５
％超、０．００７％超或いは０．５ＸＳｉ＋Ｐが０．０
１２％超では二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板とし
てのこれらの特性値が得られな（なるので、Ｓｉ及びＰ
含有量の上限をそれぞれ０．０１５％、０．００７％且
つ０，５ＸＳｉ＋Ｐ≦０．０１２％とした。

Ｍｎ、　Ｓ、　Ｎは、全伸びが５４％以上、ｒ値が２．
４以上の二次加工性に優れた超加工性冷延鋼板を得る上
で重要な元素で、Ｍｎ、　Ｓ及びＮ含有量がそれぞれ０
．１５％超、０．００７％超、０．００１５％超になる
と、これらの特性値が得られなくなるので、Ｍｎ、　　
ＳおよびＮ含有量の上限をそれぞれ０．１５％、０．０
０７％、０．００１５％とした。尚、Ｍｎ量は０．０９
　％以下になるとより優れたｒ値や巳が得られるように
なるので好ましい方法である。

ｓｏｌ．Ａｌは、鋼を鋳造するときに脱酸剤として使用
するものであるが、本発明ではＴｉ脱酸としてもよく、
必ずしも添加する必要がないが、鋳片の表面品位を向上
させたり、連続鋳造時のノズル詰まり対策上からＡＩを
使った場合はｓｏｌ．Ａｌ量を０．０６０％以下とする
必要がある。ｓｏｌ、Ａ！含有量が０．０６０％超では
超加工性冷延鋼板としてのこれらの特性値が得られなく
なるからである。

Ｔｉは、全伸びが５４％以上、ｒ値が２．４以上の超加
工性冷延鋼板を得る上で極めて重要な元素で、Ｔｉ含有
量が０．０２０％未満になるとこれらの特性値が得られ
なくなる。又、Ｔｉ含有量が０．０６０％超ではＵが低
下し５４％未満となってしまうので、Ｔｉ含有量を０．
０２０〜０．０６０％に規制した。尚、Ｔｉ含有量が０
．０４５％を越えると圧延方向に対し４５°方向のｒ値
が高くなり、角筒の深絞り成形性が向上するので自動車
のオイルパン用には好ましい方法である。

熱延条件は、ＣをＴｉでＴｉＣとして無害化すると共に
熱延板の結晶粒を０．０２０％以上のＴｉ添加効果とに
よって細粒化する工程である。

熱延の加熱条件は、特に規制する必要がなく通常行われ
る加熱条件でよいが、より軟質な鋼板を得るには、１１
００℃以下の加熱温度（ＳＲＴと記す）が好ましい。

巻き取り温度は、特に規制する必要がなく通常行われる
巻き取り温度（以下Ｃ，Ｔと記す）でよいが、より優れ
た材質を得るには、７００℃以上で巻き取るとより多く
のＴｉＣの析出と粗大化が進みｒ値の優れた超加工性冷
延鋼板の製造が可能になるので好ましい。

又、熱延板の結晶粒の細粒化には仕上げ圧延俊速やかに
且つ１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷するのが好
ましい、他の熱延条件は通常冷延鋼板に適用されている
方法でよく、特に規制する必要はない。

冷延率は、７０％未満ではｒ値が低下し、本発明が目的
とする超加工性冷延鋼板のｒ値が達成できなくなるので
、冷延率は７０％以上とした。

連続焼鈍条件は、焼鈍温度が６５０〜９００℃で再結晶
焼鈍を行えば本発明が目的とする超加工性冷延鋼板が製
造でき、特に他の条件を規制する必要がない。焼鈍温度
が６５０℃未満では２．４以上の７値を得るのに充分な
再結晶粒が得られず、又９００℃超の焼鈍温度では異常
に結晶粒が大きくなり過ぎ、かえってｄが低下するよう
になるので、焼鈍条件を６５０〜９００℃で再結晶焼鈍
と規制した。

ｆＩ質圧延は、必要に応じ行えばよいので特に規制する
必要がない。

又、本発明は、冷延鋼板のみならず、電気亜鉛メツキ、
錫メツキ、アルミニウムメツキ、ターンメツキなどの表
面処理鋼板の原板の製造方法としても適用できる。更に
、本発明を通常行われている連続焼鈍溶融亜鉛メツキ法
に適用しても再結晶焼鈍条件が本発明の条件範囲であれ
ば、同様に全伸びが５４％以上、？値が２．４以上の二
次加工性に優れた超加工性溶融亜鉛メツキ鋼板を製造す
ることもできる。

（実施例） 以下に本発明の効果を実施例により説明する。

第１表に示す成分、第２表に示す熱延条件で４、　Ｏｆ
ｆｌｆｆ１Ｏ熱延鋼帯を製造し、この熱延鋼帯を冷間圧
延して得られた０、８団の冷延鋼板を連続焼鈍で７８０
’ＣＸ６０ｓｅｃの再結晶焼鈍を施し、室温まで冷却し
た後、０．４％の調質圧延を施し、冷延鋼板を得た。得
られた冷延鋼板の引っ張り特性値、？値、二次加工性（
前記の第２図の実験条件と同じ）を測定し、その結果を
第２表に示す。

鋼Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｇは本発明範囲外の成分の綱で、＠Ｃ，
Ｅ、Ｆは本発明成分範囲内のものである。

試料３，５，６，８．９は、本発明の実施例で、何れも
超加工性冷延鋼板に必要な特性値である全伸びが５４％
以上、ｆ値が２．４以上で優れた二次加工性が得られて
いる。

試料１，２，４．７は、従来例又は比較例で、何れも超
加工性冷延鋼板に必要な特性値を満たした値が得られて
いない。

試料１は高純化された成分ではなく、−船釣に製造され
ているＴｉ添加の極低炭素鋼の成分で従来例である。得
られた特性値は通常深絞り用冷延綱板としての用途には
満足すべき特性値が得られているが、本発明による鋼板
に比べれば低い特性値である。尚、０．５ＸＳｉ十Ｐ含
有量が高いにも関わらず良好な二次加工性が得られてい
るのはＢが０．０００４％添加されているためである。

試料２はＣが０．００３０％と本発明の範囲を外れてい
るが、他の成分は本発明の範囲内に高純化された成分の
比較例で、得られた機械的性質の特性値は従来例の試料
１に比べれば向上しているが、まだ不十分である。又、
二次加工性も悪い。

試料３，５．６は第１表に示すように成分を本発明の範
囲内で変化させた実施例である。本発明の範囲内であれ
ば、超加工性冷延鋼板に必要な特性値である全伸びが５
４％以上、ｆ値が２．４以上で優れた二次加工性が得ら
れることがわかる。又、試料３と比較例の試料４とを比
較すれば、０．５×Ｓｉ十Ｐを０．０１２％以下に規制
することにより、耐二次加工性の改善が顕著であること
がよくわかる。

試料４は、０．５　ＸＳｉ　＋　Ｐが０．０１４％と高
い比較例で、二次加工性が悪い。

試料７は、Ｔｉ含有量が０．０９０％と本発明の範囲を
越えた比較例である。Ｙ値や二次加工性は良好であるが
、日が５３．５％と本発明の目標のｄ値の５４％を下ま
わっている。

試料８，９は第２表に示すように本発明の範囲内で熱延
条件を変化させた実施例である。本発明の範囲内であれ
ば、超加工性冷延鋼板に必要な特性値である全伸びが５
４％以上、ｆ値が２．４以上で優れた二次加工性が得ら
れることがわかる。

（発明の効果） 以上に本発明について詳細に説明したが、本発明によれ
ば全伸びが５４％以上、？値が２．４以上の二次加工性
に優れた超加工性冷延綱板を連続焼鈍で製造することが
可能となり、その工業的価値は大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量と１値との関係を示す
図、第２図は、０．５ＸＳｉ＋Ｐ含有量と二次加工割れ
限界温度との関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ≦０．００１５％、Ｓｉ≦０．０１５％、Ｍｎ≦０．
   １５％、Ｐ≦０．００７％、Ｓ≦０．００７％、ｓｏｌ
   ．Ａｌ≦０．０６０％、Ｎ≦０．００１５％、Ｔｉ０．
   ０２０〜０．０６０％、且つ０．５×Ｓｉ＋Ｐ≦０．０
   １２％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を、加
   熱し、熱間圧延し、巻き取り、熱延鋼帯とし、７０％以
   上の冷延率で冷間圧延を行い、その後、連続焼鈍にて６
   ５０〜９００℃で再結晶焼鈍を行なうことを特徴とする
   全伸びが５４％以上、＠ｒ＠値が２．４以上の二次加工
   性に優れた超加工性冷延鋼板の製造方法。