JPH0718382A - 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0718382A JPH0718382A JP19096593A JP19096593A JPH0718382A JP H0718382 A JPH0718382 A JP H0718382A JP 19096593 A JP19096593 A JP 19096593A JP 19096593 A JP19096593 A JP 19096593A JP H0718382 A JPH0718382 A JP H0718382A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｒ値の面内異方性が小さく，かつ優れた深絞
り性を有する冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓをｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２％含
有する極低炭素Ｔｉ添加鋼を，連続鋳造後１１００〜１
４００℃の温度範囲において平均冷却速度５〜５０℃／
ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとし，その後，該
スラブを１０８０〜１２００℃で６０ｍｉｎ以上加熱し
て９８０〜１０５０℃で粗圧延を完了し，更に８９０〜
９５０℃で仕上げ圧延を完了した後に，６００〜７００
℃の温度で巻取り，脱スケール処理後，冷間圧延，連続
焼鈍することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の
製造方法。
り性を有する冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｓをｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２％含
有する極低炭素Ｔｉ添加鋼を，連続鋳造後１１００〜１
４００℃の温度範囲において平均冷却速度５〜５０℃／
ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとし，その後，該
スラブを１０８０〜１２００℃で６０ｍｉｎ以上加熱し
て９８０〜１０５０℃で粗圧延を完了し，更に８９０〜
９５０℃で仕上げ圧延を完了した後に，６００〜７００
℃の温度で巻取り，脱スケール処理後，冷間圧延，連続
焼鈍することを特徴とする深絞り性に優れた冷延鋼板の
製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，深絞り性に優れた冷延
鋼板の製造方法に関する。
鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車や家電製品の製造メーカーなどに
おいて，冷延鋼板のプレス成型が幅広く行われている。
鋼板の機械的特性として優れたプレス成形性を得るため
には，伸びと，深絞り性の指標であるｒ値（ランクフォ
ード値）がともに高いことが必須の条件である。
おいて，冷延鋼板のプレス成型が幅広く行われている。
鋼板の機械的特性として優れたプレス成形性を得るため
には，伸びと，深絞り性の指標であるｒ値（ランクフォ
ード値）がともに高いことが必須の条件である。
【０００３】従来，これらの要求を満たす鋼として極低
炭素Ｔｉ添加鋼が開発されている。この極低炭素Ｔｉ添
加鋼は鋼中のＣ，Ｍｎ，Ｐ等の不純物が少なく，さらに
炭化物形成元素であるＴｉを添加しているため，鋼中に
含まれる固溶Ｃが無く，非時効性を有し，連続焼鈍炉に
よって焼鈍を行っても高いｒ値を示す。この極低炭素Ｔ
ｉ添加鋼が開発されたことによって，優れた加工性を有
する冷延鋼板の大量生産が可能になった。このような極
低炭素Ｔｉ添加鋼に関して，例えば特公昭４４−１８０
６６号が開示されている。
炭素Ｔｉ添加鋼が開発されている。この極低炭素Ｔｉ添
加鋼は鋼中のＣ，Ｍｎ，Ｐ等の不純物が少なく，さらに
炭化物形成元素であるＴｉを添加しているため，鋼中に
含まれる固溶Ｃが無く，非時効性を有し，連続焼鈍炉に
よって焼鈍を行っても高いｒ値を示す。この極低炭素Ｔ
ｉ添加鋼が開発されたことによって，優れた加工性を有
する冷延鋼板の大量生産が可能になった。このような極
低炭素Ｔｉ添加鋼に関して，例えば特公昭４４−１８０
６６号が開示されている。
【０００４】また，面内異方性を改善することを目的に
極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂを複合添加した極低炭素鋼が知
られている。このような極低炭素Ｔｉ，Ｎｂ添加鋼に関
しては例えば特公昭５９−６７３１９号，特開昭６３−
７６８４８号，特開昭６１−１１３７２４号等が開示さ
れている。
極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂを複合添加した極低炭素鋼が知
られている。このような極低炭素Ｔｉ，Ｎｂ添加鋼に関
しては例えば特公昭５９−６７３１９号，特開昭６３−
７６８４８号，特開昭６１−１１３７２４号等が開示さ
れている。
【０００５】さらに，特開平３−９７８１３号は，ｒ値
の面内異方性を小さくするために，熱延板に２回冷延，
２回焼鈍を施す特別な方法を開示している。
の面内異方性を小さくするために，熱延板に２回冷延，
２回焼鈍を施す特別な方法を開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし，上記の極低炭
素Ｔｉ添加鋼は圧延方向と４５゜をなす方向のｒ値が０
゜または９０゜の方向のｒ値に比べて著しく低いといっ
た面内異方向性を示す欠点がある。また，Ｔｉの添加量
がＣ，Ｎ，Ｓの当量以下となると固溶Ｃが存在すること
となり，深絞り性が著しく低下するという欠点もある。
素Ｔｉ添加鋼は圧延方向と４５゜をなす方向のｒ値が０
゜または９０゜の方向のｒ値に比べて著しく低いといっ
た面内異方向性を示す欠点がある。また，Ｔｉの添加量
がＣ，Ｎ，Ｓの当量以下となると固溶Ｃが存在すること
となり，深絞り性が著しく低下するという欠点もある。
【０００７】また，極低炭素鋼にＴｉ，Ｎｂを複合添加
した極低炭素鋼は，Ｎｂを添加したことにより，再結晶
温度が上昇し，連続焼鈍ラインの焼鈍温度をＴｉ単独添
加の場合に比べて高めに設定しなければならず，また，
機械的性質のうち全伸びが低下するという欠点がある。
した極低炭素鋼は，Ｎｂを添加したことにより，再結晶
温度が上昇し，連続焼鈍ラインの焼鈍温度をＴｉ単独添
加の場合に比べて高めに設定しなければならず，また，
機械的性質のうち全伸びが低下するという欠点がある。
【０００８】さらに，特開平３−９７８１３号の方法
は，製造コストが高くなるものと考えられる。
は，製造コストが高くなるものと考えられる。
【０００９】本発明は以上のような極低炭素Ｔｉ添加鋼
における諸問題を解決し，ｒ値の面内異方性が小さく，
極めて高い平均ｒ値と伸びを示し，更に，安定した非時
効性をも備えた深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を
提供するものである。
における諸問題を解決し，ｒ値の面内異方性が小さく，
極めて高い平均ｒ値と伸びを示し，更に，安定した非時
効性をも備えた深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法を
提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】すなわち，本発明の要旨
とするところは，ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１５％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを
とするところは，ｍａｓｓ％で Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１５％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを
【数１】を満たす範囲で含有し，更に場合により，０.
０４〜０.２０％以下のＣｒを含有すると共に，Ｚｒ，
Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.０７％
の範囲で含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
る鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のス
ラブとし，その後，このスラブを１０８０〜１２００℃
で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延
を完了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了し
た後に６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケール
後，冷間圧延，連続焼鈍することを特徴とする深絞り性
に優れた冷延鋼板の製造方法である。
０４〜０.２０％以下のＣｒを含有すると共に，Ｚｒ，
Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.０７％
の範囲で含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
る鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のス
ラブとし，その後，このスラブを１０８０〜１２００℃
で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延
を完了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了し
た後に６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケール
後，冷間圧延，連続焼鈍することを特徴とする深絞り性
に優れた冷延鋼板の製造方法である。
【００１１】
【作用】以下，本発明について詳細に説明する。本発明
者らは，上記の課題解決を図るべく鋼成分について広汎
な研究を行った結果，Ｓ含有量をｍａｓｓ％で０.００
５〜０.０１２％に設定した極低炭素Ｔｉ添加鋼の製造
工程において，鋳造後のスラブの冷却速度，熱間圧延の
加熱温度，仕上げ温度，及び巻取り温度を制御すること
により，機械的性質，特にｒ値の異方性を小さくでき，
安定した非時効性と極めて高い加工性を冷延鋼板に付与
することができるという知見を得た。
者らは，上記の課題解決を図るべく鋼成分について広汎
な研究を行った結果，Ｓ含有量をｍａｓｓ％で０.００
５〜０.０１２％に設定した極低炭素Ｔｉ添加鋼の製造
工程において，鋳造後のスラブの冷却速度，熱間圧延の
加熱温度，仕上げ温度，及び巻取り温度を制御すること
により，機械的性質，特にｒ値の異方性を小さくでき，
安定した非時効性と極めて高い加工性を冷延鋼板に付与
することができるという知見を得た。
【００１２】先ず，本発明鋼の成分から説明する。Ｃは
深絞り性及び延性を向上させるためには少ないほど好ま
しく，またｒ値の面内異方性を小さくするためにも少な
いほどよい。しかし，Ｃの含有量が０.００２％以下で
あれば機械的性質に特に悪影響は及ぼさない。よって，
Ｃの含有量をｍａｓｓ％で０.００２％以下とした。
深絞り性及び延性を向上させるためには少ないほど好ま
しく，またｒ値の面内異方性を小さくするためにも少な
いほどよい。しかし，Ｃの含有量が０.００２％以下で
あれば機械的性質に特に悪影響は及ぼさない。よって，
Ｃの含有量をｍａｓｓ％で０.００２％以下とした。
【００１３】Ｓｉは鋼を強化させる作用があり，Ｓｉの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にある。し
かし，Ｓｉの含有量が０.０８％以下であれば所望の機
械的性質を得ることができる。よって，Ｓｉの含有量を
ｍａｓｓ％で０.０８％以下とした。
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にある。し
かし，Ｓｉの含有量が０.０８％以下であれば所望の機
械的性質を得ることができる。よって，Ｓｉの含有量を
ｍａｓｓ％で０.０８％以下とした。
【００１４】Ｍｎは脱酸材として有効な元素である。Ｍ
ｎにはＳｉと同様に鋼を強化させる作用があり，Ｍｎの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にあるが，
含有量が０.２％以下であれば所望の機械的性質を得る
ことができるため，Ｍｎの含有量をｍａｓｓ％で０.２
％以下とした。
ｎにはＳｉと同様に鋼を強化させる作用があり，Ｍｎの
含有量が増加すると深絞り性が劣化する関係にあるが，
含有量が０.２％以下であれば所望の機械的性質を得る
ことができるため，Ｍｎの含有量をｍａｓｓ％で０.２
％以下とした。
【００１５】ＰもＭｎやＳｉと同様に鋼を強化する作用
があり，同様にＰの含有量が増加すると深絞り性が劣化
する関係にあるが，含有量が０.０１５％以下であれば
所望の機械的性質を得ることができるため，Ｐの含有量
をｍａｓｓ％で０.０１５％以下とした。
があり，同様にＰの含有量が増加すると深絞り性が劣化
する関係にあるが，含有量が０.０１５％以下であれば
所望の機械的性質を得ることができるため，Ｐの含有量
をｍａｓｓ％で０.０１５％以下とした。
【００１６】Ｓは本発明において欠くことのできない重
要な元素である。Ｓの含有量が０.００５％未満の場
合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析出量が少なくなり，それに伴って
微細なＴｉＣが増加する。また，ＣとＴｉの結合開始温
度が低温に遷移し，Ｃが化合物として析出しにくくな
り，固溶Ｃになりやすい。一方，Ｓの含有量が０.０１
２％を越えると，ＴｉＳとして析出させるためのＴｉ添
加量を増加しなければならなくなり，再結晶温度の上昇
をもたらすばかりか深絞り性に対しても悪影響を及ぼす
ため，Ｓの含有量をｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２
％とした。
要な元素である。Ｓの含有量が０.００５％未満の場
合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析出量が少なくなり，それに伴って
微細なＴｉＣが増加する。また，ＣとＴｉの結合開始温
度が低温に遷移し，Ｃが化合物として析出しにくくな
り，固溶Ｃになりやすい。一方，Ｓの含有量が０.０１
２％を越えると，ＴｉＳとして析出させるためのＴｉ添
加量を増加しなければならなくなり，再結晶温度の上昇
をもたらすばかりか深絞り性に対しても悪影響を及ぼす
ため，Ｓの含有量をｍａｓｓ％で０.００５〜０.０１２
％とした。
【００１７】Ａｌは脱酸材として加えられるが，Ｔｉの
歩留まりをよくするためには０.００５％以上の添加が
必要である。しかし，０.１％を越えるＡｌを添加して
も脱酸材としての効果は変わらないので，Ａｌの含有量
をｍａｓｓ％で０.００５〜０.１％とした。
歩留まりをよくするためには０.００５％以上の添加が
必要である。しかし，０.１％を越えるＡｌを添加して
も脱酸材としての効果は変わらないので，Ａｌの含有量
をｍａｓｓ％で０.００５〜０.１％とした。
【００１８】ＮはＴｉＮとして固定されるが，Ｎの含有
量が多いとＴｉ量も増加するので，Ｎの含有量をｍａｓ
ｓ％で０.００３％以下とした。
量が多いとＴｉ量も増加するので，Ｎの含有量をｍａｓ
ｓ％で０.００３％以下とした。
【００１９】ＣｒはＴｉと複合添加することにより，深
絞り性，張り出し性を向上させる作用を発揮する。しか
し，Ｃｒの含有量が０.０４％未満ではかかる効果を充
分に発揮できない。一方，Ｃｒの含有量が０.２０％を
超えるとこの効果が飽和するばかりか製造原価を高める
こととなる。そこで，必要に応じてｍａｓｓ％で０.０
４〜０.２０％のＣｒを含有することとした。
絞り性，張り出し性を向上させる作用を発揮する。しか
し，Ｃｒの含有量が０.０４％未満ではかかる効果を充
分に発揮できない。一方，Ｃｒの含有量が０.２０％を
超えるとこの効果が飽和するばかりか製造原価を高める
こととなる。そこで，必要に応じてｍａｓｓ％で０.０
４〜０.２０％のＣｒを含有することとした。
【００２０】Ｔｉは，Ｃ，Ｓ，ＮをＴｉ化合物として析
出させるために，Ｃ，Ｓ，Ｎの含有量の原子当量以上の
Ｔｉを含有する必要があり，また，巻取り時に微細に析
出したＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させるためには，さ
らに０.０１％以上のＴｉを余計に含有する必要があ
る。しかし，Ｔｉを多量に添加すると冷延鋼板の再結晶
温度を上昇させ，そればかりか深絞り性に対しても悪影
響を及ぼすため，Ｔｉの含有量をｍａｓｓ％で
出させるために，Ｃ，Ｓ，Ｎの含有量の原子当量以上の
Ｔｉを含有する必要があり，また，巻取り時に微細に析
出したＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させるためには，さ
らに０.０１％以上のＴｉを余計に含有する必要があ
る。しかし，Ｔｉを多量に添加すると冷延鋼板の再結晶
温度を上昇させ，そればかりか深絞り性に対しても悪影
響を及ぼすため，Ｔｉの含有量をｍａｓｓ％で
【数１】とした。
【００２１】Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種を，
０.０１％以上添加すると，巻取り処理中のＴｉＣから
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が促進され，ｒ値の面内異方性の
改善に有効である。しかし，０.０７％を超える量を添
加してもその効果は変わらない。そこで，必要に応じて
Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.
０７％の範囲で含有させることとした。なお，他はＦｅ
及び不可避的不純物からなる成分である。
０.０１％以上添加すると，巻取り処理中のＴｉＣから
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が促進され，ｒ値の面内異方性の
改善に有効である。しかし，０.０７％を超える量を添
加してもその効果は変わらない。そこで，必要に応じて
Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗのうちの一種または二種を０.０１〜０.
０７％の範囲で含有させることとした。なお，他はＦｅ
及び不可避的不純物からなる成分である。
【００２２】以上の成分よりなる鋼を，連続鋳造後１１
００〜１４００℃において平均冷却速度５〜５０℃／ｍ
ｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとする。鋳造後のス
ラブの冷却速度が５０℃／ｍｉｎを越える範囲であると
鋼中のＴｉＳの析出が十分に進行せず，また５℃／ｍｉ
ｎ未満であると製造ラインの遅滞による生産性の低下を
まねくので，平均冷却速度は５〜５０℃／ｍｉｎとし
た。
００〜１４００℃において平均冷却速度５〜５０℃／ｍ
ｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブとする。鋳造後のス
ラブの冷却速度が５０℃／ｍｉｎを越える範囲であると
鋼中のＴｉＳの析出が十分に進行せず，また５℃／ｍｉ
ｎ未満であると製造ラインの遅滞による生産性の低下を
まねくので，平均冷却速度は５〜５０℃／ｍｉｎとし
た。
【００２３】こうして得たスラブを１０８０〜１２００
℃の温度範囲で６０ｍｉｎ以上加熱し，ＴｉＳを析出核
とするＴｉ4Ｃ2Ｓ2の析出を開始させる。加熱温度が１
２００℃を越えるとＴｉ4Ｃ2Ｓ2が析出しないため，加
熱温度の上限を１２００℃とする。また，加熱温度が１
０８０℃未満であると，仕上げ圧延をオーステナイト域
で行なうことが困難となるため，加熱温度の下限は１０
８０℃とする。このスラブを９８０〜１０５０℃の温度
範囲で粗圧延を完了させ，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を充分に析出さ
せる。なお，スラブを熱間圧延に供する場合，鋳造後５
００℃以下まで放冷して温片として再び加熱炉に装入し
ても，８００℃以上の熱片を直ちに加熱炉に装入しても
構わない。
℃の温度範囲で６０ｍｉｎ以上加熱し，ＴｉＳを析出核
とするＴｉ4Ｃ2Ｓ2の析出を開始させる。加熱温度が１
２００℃を越えるとＴｉ4Ｃ2Ｓ2が析出しないため，加
熱温度の上限を１２００℃とする。また，加熱温度が１
０８０℃未満であると，仕上げ圧延をオーステナイト域
で行なうことが困難となるため，加熱温度の下限は１０
８０℃とする。このスラブを９８０〜１０５０℃の温度
範囲で粗圧延を完了させ，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を充分に析出さ
せる。なお，スラブを熱間圧延に供する場合，鋳造後５
００℃以下まで放冷して温片として再び加熱炉に装入し
ても，８００℃以上の熱片を直ちに加熱炉に装入しても
構わない。
【００２４】さらに８９０〜９５０℃の温度範囲で仕上
げ圧延を完了し，Ａｒ3変態直前のオーステナイト結晶
粒を微細にすることにより，変態後のフェライト結晶粒
径を微細にさせる。マトリックスがフェライトに変態す
ることに伴ってＴｉＣが析出するが，６００〜７００℃
の温度で巻取り処理を行うことにより析出したＴｉＣを
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させる。なお，巻取り温度が６００
℃未満であると，ＴｉＣからＴｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が起
こらないため，巻取り温度の下限を６００℃とする。ま
た，巻取り温度が７００℃を越えると，鋼板表面にスケ
ールが厚く付着し，熱延板の酸洗性が劣化して生産性が
低下するので，巻取り温度の上限は７００℃とした。
げ圧延を完了し，Ａｒ3変態直前のオーステナイト結晶
粒を微細にすることにより，変態後のフェライト結晶粒
径を微細にさせる。マトリックスがフェライトに変態す
ることに伴ってＴｉＣが析出するが，６００〜７００℃
の温度で巻取り処理を行うことにより析出したＴｉＣを
Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させる。なお，巻取り温度が６００
℃未満であると，ＴｉＣからＴｉ4Ｃ2Ｓ2への変態が起
こらないため，巻取り温度の下限を６００℃とする。ま
た，巻取り温度が７００℃を越えると，鋼板表面にスケ
ールが厚く付着し，熱延板の酸洗性が劣化して生産性が
低下するので，巻取り温度の上限は７００℃とした。
【００２５】かかる方法によって得られた熱延コイルを
脱スケール処理した後，冷間圧延を施し，連続焼鈍する
ことにより再結晶焼鈍を行なう。冷間圧延の圧下率は７
０％以上であれば特に限定する必要はないが，製品の板
厚等に鑑みて圧下率を７５〜９０％の範囲とすると高い
深絞り性が得られ好ましい。連続焼鈍の条件としては再
結晶温度以上であれば特に限定する必要はないが，８０
０℃以上であれば高い深絞り性が得られ好ましい。焼鈍
後の調質圧延，溶融めっき，電気めっき等のめっき処理
潤滑材の塗布等を必要に応じて行ってもよい。
脱スケール処理した後，冷間圧延を施し，連続焼鈍する
ことにより再結晶焼鈍を行なう。冷間圧延の圧下率は７
０％以上であれば特に限定する必要はないが，製品の板
厚等に鑑みて圧下率を７５〜９０％の範囲とすると高い
深絞り性が得られ好ましい。連続焼鈍の条件としては再
結晶温度以上であれば特に限定する必要はないが，８０
０℃以上であれば高い深絞り性が得られ好ましい。焼鈍
後の調質圧延，溶融めっき，電気めっき等のめっき処理
潤滑材の塗布等を必要に応じて行ってもよい。
【００２６】以上の本発明方法により優れた加工性を有
する冷延鋼板が製造できるのは，熱延過程でＴｉの硫化
物を有効に利用することによって，ｒ値の面内異方性の
原因となる微細なＴｉＣを減少させているからである。
即ち，連続鋳造後のスラブの冷却過程で鋼中ＴｉＳを析
出させ，その後の熱間圧延の加熱温度から仕上げ圧延の
温度範囲において，この析出したＴｉＳを核とするＴｉ
4Ｃ2Ｓ2を析出させることによって，ＴｉＣとして固定
されるＣ量を減少することができるのである。なお，通
常の熱延処理において冷却する場合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析
出温度範囲での冷却速度が速いため，Ｃの固溶限が広い
オーステナイト中でＣを完全にＴｉ4Ｃ2Ｓ2として固定
することができない。そこで，仕上げ圧延終了後，オー
ステナイトからフェライトへのマトリックスの変態を利
用し，残存した固溶状態のＣをＴｉの炭化物とする。変
態直後に析出するＴｉ炭化物は微細なＴｉＣであるが，
巻取り処理により鋼板の温度を高温に保つことで，この
ＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させ，微細なＴｉＣの析出
量を減少させることができる。
する冷延鋼板が製造できるのは，熱延過程でＴｉの硫化
物を有効に利用することによって，ｒ値の面内異方性の
原因となる微細なＴｉＣを減少させているからである。
即ち，連続鋳造後のスラブの冷却過程で鋼中ＴｉＳを析
出させ，その後の熱間圧延の加熱温度から仕上げ圧延の
温度範囲において，この析出したＴｉＳを核とするＴｉ
4Ｃ2Ｓ2を析出させることによって，ＴｉＣとして固定
されるＣ量を減少することができるのである。なお，通
常の熱延処理において冷却する場合，Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2の析
出温度範囲での冷却速度が速いため，Ｃの固溶限が広い
オーステナイト中でＣを完全にＴｉ4Ｃ2Ｓ2として固定
することができない。そこで，仕上げ圧延終了後，オー
ステナイトからフェライトへのマトリックスの変態を利
用し，残存した固溶状態のＣをＴｉの炭化物とする。変
態直後に析出するＴｉ炭化物は微細なＴｉＣであるが，
巻取り処理により鋼板の温度を高温に保つことで，この
ＴｉＣをＴｉ4Ｃ2Ｓ2に変態させ，微細なＴｉＣの析出
量を減少させることができる。
【００２７】
【実施例】以下，本発明の実施例を説明する。表１は，
鋼成分が本発明の範囲内にある発明鋼１〜３と，鋼成分
が本発明の範囲外である比較鋼４〜６の化学成分を示し
たものである。
鋼成分が本発明の範囲内にある発明鋼１〜３と，鋼成分
が本発明の範囲外である比較鋼４〜６の化学成分を示し
たものである。
【００２８】
【表１】
【００２９】これら発明鋼１〜３及び比較鋼４〜６をそ
れぞれ連続鋳造し，１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して，熱間圧延用の
スラブを製造した。これらのスラブを一度６００℃以下
まで放冷した後，熱延用加熱炉において加熱する方法
と，鋳造後に熱片のまま直ちに熱延用加熱炉に装入する
方法を行って，表２に示す条件で熱間圧延し，酸洗後７
５％の圧下率で冷間圧延を行い，次いで８５０℃で均熱
を施す連続焼鈍を行うことにより，圧延加熱温度，粗圧
延完了温度，仕上げ圧延温度，及び巻取り温度のそれぞ
れが本発明範囲内にある発明鋼板１〜６と，それら温度
の内少なくとも一つが本発明範囲外である比較鋼板７〜
１２の冷延鋼板を製造した。
れぞれ連続鋳造し，１１００〜１４００℃において平均
冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して，熱間圧延用の
スラブを製造した。これらのスラブを一度６００℃以下
まで放冷した後，熱延用加熱炉において加熱する方法
と，鋳造後に熱片のまま直ちに熱延用加熱炉に装入する
方法を行って，表２に示す条件で熱間圧延し，酸洗後７
５％の圧下率で冷間圧延を行い，次いで８５０℃で均熱
を施す連続焼鈍を行うことにより，圧延加熱温度，粗圧
延完了温度，仕上げ圧延温度，及び巻取り温度のそれぞ
れが本発明範囲内にある発明鋼板１〜６と，それら温度
の内少なくとも一つが本発明範囲外である比較鋼板７〜
１２の冷延鋼板を製造した。
【００３０】
【表２】
【００３１】これら発明鋼板１〜６及び比較鋼板７〜１
２のそれぞれに０.８％以下の調質圧延を実施し，伸び
と平均ｒ値を測定して加工性の評価を行うと共に，時効
指数（ＡＩ）を測定して，鋼板の耐時効性に対する評価
を行った。平均ｒ値は圧延方向に対し０゜，４５゜，９
０゜の方向におけるｒ値を用いて， 平均ｒ値 ＝（ｒ0゜＋２ｒ45゜＋ｒ90゜）／４ として算出した。その結果を表３に示した。
２のそれぞれに０.８％以下の調質圧延を実施し，伸び
と平均ｒ値を測定して加工性の評価を行うと共に，時効
指数（ＡＩ）を測定して，鋼板の耐時効性に対する評価
を行った。平均ｒ値は圧延方向に対し０゜，４５゜，９
０゜の方向におけるｒ値を用いて， 平均ｒ値 ＝（ｒ0゜＋２ｒ45゜＋ｒ90゜）／４ として算出した。その結果を表３に示した。
【００３２】
【表３】
【００３３】表３から本発明方法によって製造された発
明鋼板１〜６は，何れも伸びが５２％以上で平均ｒ値も
２.３以上となり，非常に優れた加工性を備えているこ
とが分かる。また，圧延方向と４５°をなす方向のｒ値
も２.０以上となり，面内異方性も非常に小さいことが
分かる。また，発明鋼板１〜６の時効指数（ＡＩ）は何
れも０Ｎ／ｍｍ2であり，耐時効性も極めて優れている
ことが分かる。
明鋼板１〜６は，何れも伸びが５２％以上で平均ｒ値も
２.３以上となり，非常に優れた加工性を備えているこ
とが分かる。また，圧延方向と４５°をなす方向のｒ値
も２.０以上となり，面内異方性も非常に小さいことが
分かる。また，発明鋼板１〜６の時効指数（ＡＩ）は何
れも０Ｎ／ｍｍ2であり，耐時効性も極めて優れている
ことが分かる。
【００３４】一方，比較鋼板７〜１２は何れも面内異方
性が大きく，平均ｒ値も全体的に２.０以下と低くなっ
た。更に，化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１
０，１１は時効指数（ＡＩ）が大きく耐時効性が劣り，
同様に化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１２は
伸びが４６％という低いものとなった。
性が大きく，平均ｒ値も全体的に２.０以下と低くなっ
た。更に，化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１
０，１１は時効指数（ＡＩ）が大きく耐時効性が劣り，
同様に化学成分が本発明の範囲外である比較鋼板１２は
伸びが４６％という低いものとなった。
【００３５】
【発明の効果】本発明によれば，面内異方性が小さく平
均ｒ値が２.３以上という非常に優れた深絞り性と，５
２％以上の延性ならびに優れた耐時効性を有する冷延鋼
板の製造が可能となり，従来の方法では困難であった難
成形性部品への適用が可能となった。
均ｒ値が２.３以上という非常に優れた深絞り性と，５
２％以上の延性ならびに優れた耐時効性を有する冷延鋼
板の製造が可能となり，従来の方法では困難であった難
成形性部品への適用が可能となった。
Claims (2)
- 【請求項１】 ｍａｓｓ％で， Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 を含有すると共に，Ｔｉを 【数１】 を満たす範囲で含有し，残部はＦｅ及び不可避的不純物
よりなる鋼を，連続鋳造後１１００〜１４００℃におい
て平均冷却速度５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延
用のスラブとし，その後，該スラブを１０８０〜１２０
０℃で６０ｍｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗
圧延を完了し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完
了した後に，６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケ
ール処理後，冷間圧延，連続焼鈍することを特徴とする
深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 ｍａｓｓ％で， Ｃ ：０.００２％以下 Ｓｉ：０.０８％以下 Ｍｎ：０.２％以下 Ｐ ：０.０１５％以下 Ｓ ：０.００５〜０.０１２％ ｓｏｌ.Ａｌ：０.００５〜０.１％ Ｎ ：０.００３％以下 Ｃｒ：０.０４〜０.２０％ を含有すると共に，Ｔｉを 【数１】を満たす範囲で含有し，更に，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｗ
のうちの一種または二種を０.０１〜０.０７％の範囲で
含有し，残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を連
続鋳造後，１１００〜１４００℃において平均冷却速度
５〜５０℃／ｍｉｎで冷却して熱間圧延用のスラブと
し，その後，該スラブを１０８０〜１２００℃で６０ｍ
ｉｎ以上加熱して９８０〜１０５０℃で粗圧延を完了
し，更に８９０〜９５０℃で仕上げ圧延を完了した後に
６００〜７００℃の温度で巻取り，脱スケール処理後，
冷間圧延，連続焼鈍することを特徴とする深絞り性に優
れた冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19096593A JP3302118B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19096593A JP3302118B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0718382A true JPH0718382A (ja) | 1995-01-20 |
| JP3302118B2 JP3302118B2 (ja) | 2002-07-15 |
Family
ID=16266628
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19096593A Expired - Fee Related JP3302118B2 (ja) | 1993-07-05 | 1993-07-05 | 深絞り性に優れた冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3302118B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100400867B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-12-31 | 주식회사 포스코 | 소성변형비이방성계수가작고가공성이우수한저탄소냉연강판및그제조방법 |
| KR100400868B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-12-31 | 주식회사 포스코 | 가공성이우수한비에이치냉연강판및그제조방법 |
| KR100482199B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-04-13 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR100544724B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR100573588B1 (ko) * | 2003-12-23 | 2006-04-24 | 주식회사 포스코 | 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법 |
| KR100957999B1 (ko) * | 2002-12-09 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법 |
-
1993
- 1993-07-05 JP JP19096593A patent/JP3302118B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100400867B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-12-31 | 주식회사 포스코 | 소성변형비이방성계수가작고가공성이우수한저탄소냉연강판및그제조방법 |
| KR100400868B1 (ko) * | 1998-12-29 | 2003-12-31 | 주식회사 포스코 | 가공성이우수한비에이치냉연강판및그제조방법 |
| KR100482199B1 (ko) * | 2000-12-22 | 2005-04-13 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR100544724B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR100957999B1 (ko) * | 2002-12-09 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법 |
| KR100573588B1 (ko) * | 2003-12-23 | 2006-04-24 | 주식회사 포스코 | 미니밀 공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3302118B2 (ja) | 2002-07-15 |
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