JPH058257B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、耐常温歪時効性、耐２次加工脆性お
よび耐肌荒れ性が良好で、かつ、絞り性の指数で
あるｒ値の面内異方性が小さい、深絞り用冷延鋼
板の安価な製造方法に関するものである。 （従来の技術） 従来、深絞り用冷延鋼板は、低炭素アルミキル
ド鋼を箱焼鈍して製造していた。ところが近年、
深絞り用冷延鋼板にも生産性向上等のために連続
焼鈍法が広く用いられるようになり、それに伴つ
て、従来材の低炭素アルミキルド鋼では必要な材
料特性が容易には得られないと言う問題が生じて
きた。 このような問題に対処すべく、従来にあつて
も、極低炭素鋼にTiやZrのような炭窒化物形成
元素を添加した材料が数多く提案されている。 例えば、特公昭44−18066号公報にはTi添加−
深絞り用冷延鋼板の製造法が開示されている。こ
れは、Ｃ：0.001〜0.020％としたうえでTi0.2〜
0.5、かつTi≧４×Ｃの量のTiを添加することに
より鋼中の炭素・窒素を全て炭窒化物として固定
した、いわゆるインターステイシヤル・フリー
（Interstitial−Free）鋼に関するもので、下記の
ような長所がみられる。 (i) 深絞り用冷延鋼板が安定して製造できる。 (ii) 固溶炭素・固溶窒素が残留しないので、低炭
素鋼では常に問題になる常温ひずみ時刻が生じ
ない。 しかし、その反面、次のような短所もみられ
る。 (1) 鋼中の炭素・窒素を完全に炭窒化物として固
定するために、常にTiが過剰になるように添
加しなければならず、製造コストが高い。 (2) 固溶炭素による結晶粒界の強化効果がないた
め、２次加工脆性を生じやすくなる。 (3) Tiの添加量が増すのに伴つて再結晶温度が
高くなり、焼鈍温度も高くなり、熱エネルギ
ー．コストが大きくなる。また、高温焼鈍を行
うと、ヒート・バツクリングや、焼鈍炉内のハ
ースロールの表面に酸化物等が付着して生じる
ロールすり傷の発生が多くなり、生産性が著し
く劣化する。 上記(2)の短所に対しては、Ｂを添加して粒界を
強化する方法が特開昭57−35662号公報等により
開示されている。また上記(3)の短所に対しては、
連続鋳造の引き抜き速度や熱間圧延条件等を制御
することにより再結晶温度を低下せしめる方法が
特公昭58−57490号公報等により開示されている。
しかし、いずれにしろ、上記(1)の短所は解消され
ていない。 このような状況において、Tiの添加量を少な
くすると再結晶温度が低下することに注目し、
C0.020％以下とするとともにTi0.005〜0.08％で
あつてかつTiとＣとの重量％の比が４未満にな
るようにTi添加量を調整した極低炭素−Ti添加
鋼を素材として用いた、プレス成形用冷延鋼板の
製造法が、特開昭53−137021号公報により開示さ
れている。しかしながら、絞り性の指数であるｒ
値ならびに全伸びも深絞り用としては不十分なも
のしか得られていない。これは、この製造法が単
にTi／Ｃを４未満に限定しただけであるため、
添加されたTiの大部分が酸化物や硫化物になつ
てしまつて、実際には、鋼中に多量の固溶炭素が
存在するため、焼鈍後に良い特性が得られないも
のと考えられる。また熱間圧延時の粒成長も考慮
せず、550〜700℃と高温巻取りを行つている。 これに対して、特開昭59−67322号公報は、極
低炭素−Ti添加鋼のスラブを低温で均熱し熱間
圧延するとTi量とＣ量の関係ではなく、Ti量と
（Ｎ＋Ｓ）量の関係で深絞り性が決定されるとの
考え方にもとづいた深絞り用冷延鋼板の製造法が
開示している。しかし、この製造法ではスラブを
1100℃以下で均熱しなければならず、スラブ加熱
時の温度むらが顕著になり、その後の熱間圧延等
の条件がスラブの部位によつて異なり、製品特性
のコイル内変動の原因となり、品質管理上好まし
くない。 また、特開昭60−9830号公報より開示された製
造法においては、酸化物や硫化物となつてしまう
Tiを考慮に入れ、鋼中窒素を窒化物として固定
するのに足りるだけのTiを添加する。しかし、
固溶炭素が多いとｒ値が高くとも、ｒ値の鋼板面
内での異方性が大きく、絞り加工には好ましくな
い。また、熱間圧延の諸条件の重要性について何
ら認識していない。 Zrを添加したものについても同様のことがあ
てはまる。 （発明が解決しようとする問題点） したがつて、本発明の目的とするところは、
TiあるいはZrの微量添加にもかかわらず、ｒ値
の面内異方性が小さい深絞り用冷延鋼板の安価な
製造方法を提供することである。 さらに、本発明の別の目的は、耐常温歪時効
性、耐２次加工脆性および耐肌荒れ性が良好であ
る深絞り用冷延鋼板の安価な製造方法を提供する
ことである。 （問題点を解決するための手段） ところで、IF系のTi添加鋼を素材に用いると
深絞り性の良好な冷延鋼板を製造できる理由とし
て、従来から幾多の説が提案されてきている。こ
れらはだいたい次の２点に集約される。すなわ
ち、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発達す
るのは、 (1) 固溶Ｃ・固溶Ｎがない状態で冷間圧延・再結
晶させるから、 (2) 微細なTiの炭窒化物が存在する状態で、冷
間圧延・再加熱させるから の２つである。しかし、上記(1)に対しては、固溶
Ｃ・固溶Ｎのきわめて少ない純鉄では決して深絞
り性に好ましい再結晶集合組織が得られないし、
また(2)に対しては、熱延板に熱処理等を施して、
析出物を粗大化させると更に深絞り性が向上する
と言う事実があり、これら２つの説がまだまだ不
完全なことを示している。 ここに、本発明者らは、いくつかの実験事実か
ら、次のような推論に達した。つまり、深絞り性
に好ましい再結晶集合組織を得るには、 (i) 熱延板すなわち冷間圧延前の結晶粒径が十分
小さいこと (ii) 再結晶時の固溶Ｃ・固溶Ｎが十分少ないこと (iii) 再結晶温度が低いこと の３つの条件を満たすことが必要である。ただ
し、(ii)と(iii)の間には補完的な関係がある。つま
り、再結晶温度が十分低ければ、固溶Ｃ・固溶Ｎ
があつても、また逆に、固溶Ｃ・固溶Ｎが十分少
なければ、再結晶温度が高くても、深絞り性に好
ましい再結晶集合組織が得られる。 さて、製造コストを低減させるために、Tiの
添加量を少なくしてゆくと、やがて、固溶Ｃが残
存するようになる。またTiの量が減少すると析
出物の量も減少し、再結晶抑制効果が少なくな
り、熱間圧延時の動的な再結晶やその後の冷却の
過程での粒成長が容易になり、熱間圧延後の結晶
粒径が大きくなる。また同時に、焼鈍時の再結晶
温度が低くなる。前記のごとく、固溶Ｃが存在す
る状態で再結晶させても、再結晶温度が十分低け
れば、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が発達
する。 ここに、本発明者らは、この固溶Ｃ量と再結晶
温度の低下のバランスを検討した結果、鋼中の全
Ｃ量および全Ｎ量が各々、0.0050重量％以下、
0.0070重量％以下の範囲ならば、TiあるいはZrの
添加量の減少に伴う、炭窒化物の減少による再結
晶温度の低下が、固溶Ｃの増加に見あうことを明
らかにし、かつ、熱間圧延条件および巻取条件を
適切に規制することにより、細かな結晶粒が得ら
れることを見い出した。これにより、安価でかつ
遅時効性で、肌荒れの恐れがなく、ｒ値の面内異
方性の少ない深絞り用冷延鋼板を連続焼鈍法によ
つてででも製造できることが判明した。 すなわち、本発明者らは、種々検討を続けたと
ころ、Ｃ固溶量が0.0015％未満程度であればｒ値
の面内異方性も小さく、特に支障なく、その場合
の結晶粒の粗粒化も、熱間圧延時に低温大圧下を
行うとともに熱間圧延後も急冷、低温巻取りを行
つて粗粒化を抑制することにより防止できること
を見い出し、本発明を完成した。 よつて、ここに、本発明は、広義には、鋼中に
0.0015重量％以下の固溶炭素が存在するようにTi
およびZrを添加し、スキツド・マーク（スラブ
加熱時の温度むら）が生じないように1100℃以上
で鋼片を均熱した後、熱間圧延を700〜880℃で仕
上げるとともに、仕上げ温度と仕上げ温度＋100
℃の間の温度域において、粗熱間圧延後の板厚の
30％以上を圧下し、熱間圧延完了後５℃／Ｓ以上
で急冷し、300〜550℃で巻取り、結晶粒径の小さ
な熱延板を得、次いでこれを素材として用いて冷
間圧延を行う、連続焼鈍法によつてでも、遅時効
性で、絞り加工時に肌荒れの恐れがなく、かつｒ
値の面内異方性の小さな深絞り用冷延鋼板の製造
方法である。 さらに特定的には、本発明の要旨とするところ
は、重量％で、 Ｃ：0.0005〜0.0050％、Mn：0.01〜0.50％、
Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0005〜0.0070％、酸可溶
性Al：0.02％以下、 かつ酸化物および硫化物として含まれるものを
除き、3.4×Ｎ＋４（Ｃ−0.0015）≦Ti＋48／91Zr＜3.4 ×Ｎ＋4Cの範囲でTiおよびZrの少なくとも一方
を含み、 残部鉄および不可避不純物 よりなる組成を有する鋼を鋼片となし、1100℃以
上の温度に均熱して仕上げ温度700〜880℃で熱間
圧延を行い、かつ仕上げ温度＋100℃以下の温度
域で、粗熱間圧延後の板厚の30％以上を圧下し、
熱間圧延完了後５℃／Ｓ以上で300〜550℃まで急
冷し、そのまま300〜550℃で巻取り、次いで、圧
下率70〜95％で冷間圧延し、680〜850℃で連続焼
鈍することを特徴とする、遅時効性の深絞り用冷
延鋼板の製造方法である。 なお、「粗熱間圧延」とは複数スタンドのタン
デム熱間圧延に先だち、鋼片を予め数十ミリ程度
の厚さまで圧延する熱間圧延を意味する。 また、上記鋼片は一般に連続鋳造により製造さ
れたスラブ鋳片であるが、その他造塊法により分
塊圧延を経た鋼片であつてもよく、特に制限はな
い。 （作用） 次に、本発明における鋼板の成分を前記のよう
に限定している理由について説明する。なお、本
明細書において「％」は特にことわりがない限
り、「重量％」である。 Ｃ： 鋼中に必然的に含有されるもので、0.0005％
未満には、現在の製鋼技術では容易かつ安定し
てできない。また、0.0050％を超えると、TiC
が多くなり再結晶温度が過度に高くなつてしま
う。好ましくは0.001〜0.003％である。 Mn： MnはＳによる熱間脆性を防止するのに有効
に元素であり、0.01％以上含有させるのが好ま
しい。しかし、0.50％を超えると鋼が硬質化し
延性が劣化し、さらにｒ値も低下する。 Ｎ： Ｃと同様に鋼中に必然的に含有されるもの
で、0.0005％未満には、現在の製鋼技術では容
易かつ安定してできない。また0.0070％を超え
ると、添加するTiおよびZrの量が増大し、製
造コストが高くなる。好ましくは0.0030％以下
におさえる。 酸可溶Al： 溶鋼を真空脱ガスした後、TiおよびZrを添
加するのに際し、TiおよびZrの歩留りを向上
させるため、予め脱酸のために添加するもの
で、微量でも存在すれば脱酸が充分行われてい
ることを示している。しかし0.02％を超えて添
加することは、メリツトがなく単にコストの上
昇を意味する。 Ｓ： ＳはMnよりTiと結合する傾向が強く、Ｓ含
有量の増加はTiの添加量の増大を招くので、
0.01％以下とする。 Ti、Zr： これらの元素は、同じような性質を示し、互
いに置き換えが可能なので、どちらか１種だけ
添加しても、複合で添加しても良い。しかし、
酸化物、硫化物として鋼中に含まれるものを除
いて、3.4N＋４（Ｃ−0.0015）≦Ti＋48／91Zr＜ 3.4N＋4Cの範囲で、添加されなければならな
い。なぜならば（Ti＋48／91Zr）が｛3.4N＋４ （Ｃ−0.0015）｝％より少ないと、鋼中に0.0015
％を超える固溶Ｃおよび固溶Ｎが存在すること
になり、鋼板の遅時効性が確保できない。ま
た、（3.4N＋4C）％以上になると、IF鋼にな
り、実質上すべてのTi、Zrが固定され、炭窒
化物の量が多くなり、それにともなつて再結晶
温度が高くなるとともに、２次加工脆性も起こ
しやすくなる。 なお、Ti単独添加の場合、好ましくはTi：
0.0438％以下、Zr単独添加のとき、好ましくは
0.083％以下である。 ここに、添付図面はＮ含有量0.0020％のときに
上記関係式で示される領域、つまり本発明に係る
組成領域をグラフで示すものである。図中、斜線
領域がそれである。 なお、不純物としてのＰは通常の含有量であれ
ば害作用を及ぼさないが、一般には0.02％以下に
抑えるのが好ましい。 本発明は、前述の通り、深絞り用冷延鋼板を製
造するに当り、前記鋼組成の鋼、例えば、連続鋳
造スラブを1100℃以上に加熱し、仕上げ温度700
〜880℃で熱間圧延を完了すると共に、この仕上
げ温度と、仕上げ温度＋100℃との間の温度範囲
で、粗熱間圧延後の板厚の30％以上を圧下し、更
に、熱間圧延後、５℃／Ｓ以上の冷却速度で300
〜550℃にまで急冷し、次いで300〜550℃の低温
度で巻取ることを特徴としている。これは、1100
℃未満で加熱すると、スラブに温度むらが生じや
すいためであり、また仕上げ温度を低くし、か
つ、低温域での圧下量を限定するのは、Tiある
いはZr含有量が少なくなつて、熱間圧延中の動
的再結晶抑制効果が弱まつたのを補うためで、こ
れをはずれると熱間圧延後の結晶粒径が大きくな
り。ｒ値の面内異方性が大きくなる。更に、熱間
圧延後の冷却速度を限定し、巻取温度を低くした
のは、熱延後の冷却中の粒成長を抑制するためで
ある。このようなプロセスにより結晶粒の細かな
熱延板が得られる。 本発明では、巻取後さらに脱スケールし冷間圧
延するが冷間圧延するに当たつて、圧下率は70〜
95％とする。これはこの範囲を外れると焼鈍時に
ｒ値改善に好ましい再結晶集合組織が発達しない
ためである。 次に、かかる冷延材について680〜850℃で焼鈍
するが、これは680℃未満では再結晶が完了する
のに時間がかかりすぎ、十分粒成長しないためで
あり、一方、850℃を超えると、ヒートバツクリ
ングや、ハースロールによるすり傷等の発生頻度
が著しく高くなるからである。 鋼板は焼鈍後調質圧延されてから、製品として
出荷される。 次に本発明の実施例を示すが、これは単に本発
明の例示であつて、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 第１表に示す組成を有する鋼を、実験用真空溶
解炉で溶製した。これを３分割し、熱間加工によ
り20mm厚のスラブとした。これを1200℃に１時間
加熱後、仕上げ温度が700〜880℃に入るように５
パスで４mm厚に圧延した。ただし、最終２パス
は、狙いの仕上げ温度＋100℃より冷えてから圧
延し、各々の圧下率をもとにスラブ厚の20％、15
％とした。この熱間圧延後ただちに水スプレー冷
却により急冷し（連続鋳造速度ほぼ２〜65℃／Ｓ
に相当）、種々の温度に保持した炉の中に挿入し、
30分保持後、20℃／hrで冷却して巻取のシユミレ
ーシヨンとした。 このようにして得た巻取材同等材を脱スケール
後、0.8mmまで圧下率78％で冷間圧延し、次いで
加熱速度10℃／Ｓで、780℃で１分間均熱してか
ら冷却速度10℃／Ｓで連続焼鈍し、伸び率1.2％
で調質圧延を行つた。 かかる供試材からJIS5号引張試験片を作り、機
械的性質および焼付硬化量（BH）を測定した。
結果を同じく第１表にまとめて示す。同表によれ
ば比較例であるNo.10は、Ｃが多くかつTi、Zrの
添加量が少ないため、固溶Ｃ量が多くBHが大き
いし、降伏点も高い。同じく比較例であるNo.11〜
14は、熱間圧延、巻取条件が不適切なため圧延方
向に対し45゜方向のｒ値が悪く、平均ｒ値もまた
面内異方性も悪い。 なお、第１表中、「＊」印は本発明の範囲外で
あることを示す。

【表】

【表】 （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、熱延板
の結晶粒径を十分小さくでき、固溶Ｃ量を0.0015
％未満にまで許容できるため、Ti添加量を極力
少なくできるとともに、耐常温歪時効性および耐
２次加工脆性のみられない、かつｒ値面異方性の
小さい安価な深絞り用冷延鋼板が製造できるので
ある。

【図面の簡単な説明】

添付図面第１図は、酸化物、硫化物として含ま
れるものは除き、鋼中Ｎ含有量を0.0020％とした
ときの本発明の範囲内の（Ti＋48／91Zr）量および Ｃ量の許容範囲を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.0005〜0.0050％、Mn：0.01〜0.50％、
   Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0005〜0.0070％、酸可溶
   性Al：0.02％以下、 かつ酸化物および硫化物として含まれるものを
   除き、3.4×Ｎ＋４（Ｃ−0.0015）≦Ti＋48／91Zr＜3.4 ×Ｎ＋4Cの範囲でTiおよびZrの少なくとも一種
   を含み、 残部鉄および不可避不純物 よりなる組成を有する鋼を鋼片となし、1100℃以
   上の温度に均熱して仕上げ温度700〜880℃で熱間
   圧延を行い、かつ仕上げ温度＋100℃以下の温度
   域で、粗熱間圧延後の板厚の30％以上を圧下し、
   熱間圧延完了後５℃／Ｓ以上で300〜550℃まで急
   冷し、そのまま300〜550℃で巻取り、次いで、圧
   下率70〜95％で冷間圧延し、680〜850℃で連続焼
   鈍することを特徴とする、遅時効性の深絞り用冷
   延鋼板の製造方法。