JPH0753889B2 - 厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法に関し、とくに冷間
圧延工程における圧下率を充分に大きくすることが困難
かつ不利な板厚1mm以上の厚手の冷延鋼板、つまり厚物
について加工性とくに深絞り性を有利に改善し得る手だ
てに関連した研究の成果を以下に述べる。

一般に超深絞り用冷延鋼板においては、深絞り性に有利
な結晶粒径および結晶方位を得るために、冷間圧延工程
では、焼鈍で十分な再結晶集合組織を生成し得る量の歪
みを鋼板に与えることが必要とされている。

特に近年、深絞り用鋼板に要求される深絞り性が厳しい
ものとなりつつあり、それに伴いより軟質な、極低炭素
の成分領域の鋼が、従来のいわゆる低炭素鋼に代って用
いられるようになったが、その結果、材質上最も有利な
冷間圧延の圧下率はさらに高い値を必要とするようにな
って来ている。

（従来の技術） 溶鋼成分および冷間圧延に至るまでの加熱又は保温、並
びに熱間圧延、冷却などの工程条件も含め冷延−焼鈍の
工程を通じて、有利な範囲を維持したままで、材質の向
上を図ることが、特開昭59−74233号公報を始めとして
多数例報告されている。しかしこれら何れの場合も基本
的には最適とする冷延圧下率として80％以上のような高
圧下の冷間圧延に頼っているのが現状である。

なお、熱間圧延工程の一部分あるいは全部分に温間圧延
を導入することにより、冷間での圧下率をやや低目に抑
えることについて、特開昭61−119621号公報などにて報
告されているが、温間圧延は未だ工程に導入し得る技術
段階になく、また相当額の技術開発費を投入して導入に
成功したとしても、その設備および保守・操業コストは
従来の熱延工程に比べ、圧延荷重の増加・ロール寿命の
短命化等により高価なものとなることが予想される。こ
のため、温間圧延の導入は、圧延設備への負担増の問題
に対する解決策とはなり得ないわけである。

（発明が解決しようとする問題点） さて、変形量の大きな深絞り用途、例えば自動車におけ
るオイルパンのように、一枚板からのプレス成形等で
は、極めて優れた深絞り性が求められることは言うまで
もないことであるが、さらに板厚1mm以上望ましくは1.2
mmないしは2mmにも及ぶ厚物であることが、大きな加工
量にも適合する上で極めて重要な条件となる。

しかしながら、上記従来技術に頼って高圧下の冷間圧延
を施すとすれば0.8mm程度のような薄物に比べて厚物は
同一圧下率でも仕事量が甚だしく大きくなる。例えば0.
8〜1.0mm未満の薄板を冷延圧下率80％で冷間圧延すると
き熱延鋼板の元厚は４〜5mmなのに対して、冷延後に例
えば1.6mm程度の板厚のとき熱延板の元厚は約8mm以上を
要し、これらの圧下代を比較すると、3.2〜4.0mmから、
6.4mmにほぼ倍増し、冷間圧延設備に与える負担が著し
く大きく、また操業エネルギーコストも莫大なものとな
らざるを得ない。また、設備上の制約があり、圧延入側
の板厚もむやみに大きくできないので厚物の場合には高
圧下が難しい。

したがって、厚物の超深絞り用冷延鋼板の製造において
は、冷間にて冷延圧下率80％もの高圧下を必要としない
新しい製造技術の開発が切望されるわけである。

厚物の超深絞り用鋼板を製造するにあたり、設備及び生
産エネルギー上負担になる高圧下条件下における冷間圧
延を必要としない製造プロセスにより、深絞り性に優れ
た厚物超深絞り用冷延鋼板をより有利に得ることが、こ
の発明の目的である。

（問題点を解決するための手段） この発明は、 C:0.003wt％以下、 Si:0.03wt％以下、 Mn:0.20wt％以下、 P:0.015wt％以下、 S:0.020wt％以下、 Al:0.005〜0.1wt％、 N:0.0025wt％以下、 Nb:0.001〜0.015wt％ を含有し残部は実質的にFeよりなる組成のTi−Nb複合添
加極低炭素鋼スラブを出発材として、熱間圧延の後に冷
延圧下率75％未満の冷間圧延と引続く焼鈍の工程を経て
厚手の超深絞り用冷延鋼板を得るに当り、 熱間仕上圧延開始温度を1100℃以下、熱間仕上圧延終了
温度を870〜910℃の範囲内としてこの熱間仕上圧延にお
ける全圧下率を85％以上、熱間仕上圧延最終パスにおけ
る圧下率を10％以上50％以下とし、 熱間圧延終了後600℃未満で巻き取り、 しかる後板厚1mm以上の所定厚みに冷間圧延し、 ついで焼鈍を施す ことを特徴とする厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法、
ならびに、 C:0.003wt％以下、 Si:0.03wt％以下、 Mn:0.20wt％以下、 P:0.015wt％以下、 S:0.020wt％以下、 Al:0.005〜0.1wt％、 N:0.0025wt％以下、 Nb:0.001〜0.015wt％に加えて Sb:0.001〜0.02wt％と B:0.0001〜0.0010wt％と のうち少くとも１種を含有し残部実質的にFeよりな組成
のTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブを出発材として、熱
間圧延の後に冷延圧下率75％未満の冷間圧延と引続く焼
鈍の工程を経て厚手の超深絞り用冷延鋼板を得るに当
り、 熱間仕上圧延開始温度を1100℃以下、熱間仕上圧延終了
温度を870〜910℃の範囲内としてこの熱間仕上圧延にお
ける全圧下率を85％以上、熱間仕上圧延最終パスにおけ
る圧下率を10％以上50％以下とし、 熱間圧延終了後600℃未満で巻き取り、 しかる後板厚1mm以上の所定厚みに冷間圧延し、 ついで焼鈍を施す ことを特徴とする厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法で
ある。

ここに、何れの場合も焼鈍が10℃/s以下の加熱速度であ
ることがとくに好適である。

まず、この発明の直接のきっかけとなった実験について
述べる。

C:0.0020wt％,Si:0.01wt％,Mn:0.10wt％,P:0.011wt％,
S:0.004wt％,Al:0.036wt％,N:0.0022wt％,Ti:0.068wt
％,Nb:0.003wt％,Sb:0.009wt％（ここに の連鋳鋼帯を、熱間仕上圧延開始温度を1050℃とし、熱
間仕上終了温度は830℃〜950℃の種々の温度として熱間
圧延を施したが、その際に熱間仕上圧延における全圧下
率を88％とし、この熱間仕上圧延の最終パスにおける圧
下率は５〜50％の間で変化させて熱延仕上り板厚を5.3m
mに揃えた。

これらの熱延板を550℃で巻取り、酸洗後冷延圧下率69.
8％の冷間圧延を経て、850℃×１分間の連続焼鈍に供し
た。

得られた厚み1.6mmの厚物冷延鋼板のランクフォード値
（値）、および（222）方位と（200）方位の極密度化
（222）／（200）強度比）の値をそれぞれ分子、分母と
する分数形式で第１図に示す。

（222）集合組織が発達し、深絞り性に優れた鋼板が、
この発明の熱間仕上圧延終了温度および熱間仕上圧延最
終パス圧下率領域、即ち、熱間仕上圧延終了温度870〜9
10℃および熱間仕上圧延最終パス圧下率10〜50％を、限
定することにより冷延圧下率75％未満の冷間圧延によっ
て有利に得られていることがわかる。

なお、熱間仕上圧延最終パス圧下率が50％を超えた場合
には、熱間仕上圧延工程で熱延板に形状不良が発生する
ため、この発明の範囲から除外する。

さらに発明者らは、この発明の効果に関し、冷間圧延に
おける圧下率依存性を知るために、以下の実験を行なっ
た。

C:0.0020wt％,Si:0.01wt％,Mn:0.11wt％， P:0.010wt％,S:0.004wt％,Al:0.042wt％,N:0.0018wt％,
Ti:0.067wt％,Nb:0.004wt％,Sb:0.008wt％，（ここに の連鋳鋼帯を、熱間仕上圧延開始温度を1050℃、熱間仕
上圧延終了温度880℃とし、熱間仕上圧延における全圧
下率を87％、熱間仕上圧延最終パス圧下率１〜50％とし
て熱間圧延を施した。

これらの熱延板（板厚2.9mm〜40mm）を550℃で巻取り、
酸洗後冷延圧下率45〜96％の冷間圧延を施し、850℃×
１分間の連続焼鈍に供した。

得られた厚み1.6mmの鋼板のｒ値を第２図に示す。仕上
熱延最終パス圧下率を10％以上50％以下に限定するこの
発明の方法によれば、とくに75％未満の冷延圧下率の下
でも、従来90％前後の高圧下率にて得られていたところ
をはかるに凌駕し、少なくとも同等程度に良好な深絞り
性を実現できることが、明らかになった。

（作 用） この発明における熱間仕上圧延条件がかかる良好な材質
をもたらす機構はAr3変態点直上の870〜910℃の範囲内
の温度域での圧下量を全圧下率で85％以上に大きくと
り、とくに仕上熱延最終パス圧下率を10〜50％の範囲に
とることによって、歪みをγ粒に十分蓄積させ、微細か
つ均質な粒径を持つα粒を生じさせるためと考えられ
る。このため、従来よりもはるかに低い75％未満の冷延
圧下率での冷間圧延によっても、十分な再結晶集合組織
を生じるために必要な歪み量をみたし、その上理想的に
均質な歪みを冷延板で得ることができるのである。ま
た、粒界にあるサイトから発達するとされる（222）方
位にとって、粒界の多い微細α粒組織は有利に働く。

なお、冷間圧下率の70〜80％に達する増加に伴い深絞り
性は一たん改善された後、劣化に転ずるが、第２図によ
ると、この転回点は熱間仕上圧延最終パス圧下率が高い
ほど低冷延圧下率側へ移動する。これは微細かつ均質な
粒径のα粒からなる熱延板においては、同一圧下率にお
いて、粗大あるいは不均質な粒よりも蓄積される歪み量
が多いためであると推論されるが、この結果本発明にお
いては、冷延圧下率75％未満の領域で特に材質改善効果
が認められる点に特異性が顕著である。

以上述べた理由により、熱間仕上圧延における最終パス
圧下率は10〜50％が必要であり、熱間仕上圧延終了温度
はAr3変態点直上の温度域の870℃〜910℃とする必要が
ある。また変態前のγ粒に十分な量の歪みを与えるため
には熱間仕上圧延全圧下率も85％以上必要である。

熱間仕上圧延最終パス圧下率が10％に満たず、あるいは
熱間仕上圧延終了温度が910℃を超え、または熱間仕上
圧延の全圧下率が85％未満の場合には、γ粒に十分な量
の歪みが与えられずして、また、熱間仕上圧延終了温度
がAr3変態点を下回ると、α粒内に極めて不均質な歪み
が生じるため、何れも深絞り性が劣化する。また熱間仕
上圧延最終パス圧下率が50％を超えた場合では、仕上熱
延工程で熱延板に形状不良が発生するため、10〜50％が
最適である。

熱間仕上圧延の開始温度を1100℃以下に規定するのは、
熱間仕上圧延開始時にTiS等の析出物が多少存在してい
ないと、γ粒が粗大化し、粗大α粒の原因となるためで
ある。

また、現在の標準的な熱間仕上圧延工程における鋼板の
降温量を考慮すると、熱間仕上圧延終了温度を870℃〜9
10℃とするためには熱間仕上圧延開始温度は1100℃以下
が最適である。

熱間圧延後のコイル巻取温度を600℃未満とすること
は、熱延工程から冷延工程へ回す際の所用時間を短縮す
る利点のほか、極低炭素鋼で起こりやすい粒成長による
α粒粗大化を防ぐ効果もある。

なお、この発明の効果は焼鈍方式に依存しないが、昇温
時に好ましい方位の粒を発達させるために10℃/s以下の
速度で昇温することが望ましい。

以上述べた工程条件は、良好な深絞り性をもたらす冷延
圧下率領域を低圧下側へ広げる上で必要不可欠のもので
あるが、その効果を十分引き出し、しかも深絞り性のレ
ベルを高いものとするためには、合金成分にもまた範囲
制限が必要とされる。

以下、本発明における各組成成分の含有範囲限定理由を
述べる。

C,Nはいずれも固溶硬化が顕著で時効効果も高いため、
超深絞り用鋼板には極めて不利な元素である。Ｃは0.00
3wt％以下、Ｎはさらに厳しく0.0025wt％以下に抑える
必要がある。

Siは置換型固溶元素であるが、やはり加工性に悪影響を
及ぼすので、0.03wt％以下に制限する。

ｐは固溶硬化および脆化の原因となる元素で、0.015wt
％以下に抑えなければならない。

Ｓは介在物を形成し易く、やはり脆化の原因となるた
め、0.020wt％以下に制限する。

TiはC,N,Sを固定するかなめとなる元素で、少なくとも
C,N,Sの全量を固定し得るだけの量は含まれていなけれ
ばならない。具体的には の計算値（wt％）以上でかつ％Ti/（％Ｃ＋％Ｎ）が15
をこえることが必要である。固溶効果およびコストの面
から考えて効果的な量は、0.1wt％以下である。

Nbは、深絞り性を改善する効果、就中値を顕著に改善
する。とくに冷間圧延の低圧下率領域で製品化される、
板厚が1mm程度以上である厚板の深絞り性において、Nb
による改善の効果は熱間仕上圧延の条件、その後の巻き
取り条件との適合の下に著しい。

Nbの有効量は0.001wt％以上0.015wt％以下である。この
範囲をこえて添加してもさらなる効果は少なく、コスト
が高くなる上、微細なNbCの形成により伸び値を劣化さ
せる。

Alは脱酸に有用な元素であり、0.005wt％以上必要であ
るが、多量の添加は表面性状を損なうので上限を0.1wt
％以下とする。

MnはＳを固定するに有用な元素であるが、Ti添加鋼では
その役割は補助的なものにとどまるので、努めて量を多
くする必要はない。0.20wt％以下であれば固溶硬化も僅
かで、問題ない。

なお、成形性をさらに改善する目的でSbを添加してもよ
い。Sbにはまた肌荒れを抑制する効果が認められる。い
ずれの効果もSb:0.001〜0.02wt％の領域で有効に作用す
る。

また、冷延鋼板の軟質化、および２次加工脆性の防止を
目的として、Ｂを0.0001〜0.0010wt％添加してもよい。
添加量の下限値は添加効果の有無によって、また添加量
の上限値は添加効果の飽和、固溶硬化の防止、および伸
び値の劣化により制限される。

（発明の効果） 本発明によれば、冷延設備に過度の負担を強いることの
ない低圧下率の圧延により、深絞り性に優れた厚物超深
絞り用鋼板を得ることができる。

（実施例） 本発明の実施例について説明する。

表１に掲げた成分組成になる連鋳鋼帯を、表２の各条件
で熱間圧延−冷間圧延−焼鈍を施した。表１および表２
の中で、枠で囲った項目は、この発明の範囲外であるこ
とを示す。なお、表１中の鋼種Ｉは、45mm厚の薄鋳帯か
ら常温まで下げずに直接仕上熱延を施したものである。

表３には各鋼種および処理条件を組み合わせた結果得ら
れた材質（▲▼，▲▼，値，▲▼、２次
加工脆性）を示す。２次加工脆性試験は、CCV（Conical
Cup Value）試験機で円錐カップ絞り加工（ブランク径
50mm・ポンチ径20mm・ダイス径24.44mm）した試料を用
いて5kg−1mの落重試験を行い、試料に発生した割れの
長さが合計10mmを越えた温度を脆化温度とした。

表２に示した処理〜は温度または圧下率がこの発明
の範囲外であり、また表１における鋼種Ｄ〜Ｈも成分が
この発明の範囲外である。

いずれの場合においても、この発明によると比較材に比
べ極めて良好な深絞り性を示していることがわかる。な
お、鋼種Ａ−処理及び鋼種Ｃ−処理の組み合わせで
は、連続焼鈍における昇温速度が20℃/sと大きいため、
本発明材の中ではやや深絞り性が劣っている。

Sb添加鋼（A,I）は、加工性の一層の向上をもたらし、
Ｂ添加鋼（J,K）は、加工性にやや劣るものの、顕著な
耐２次加工脆性を示す。Sb,B複合添加鋼（Ｂ）は、加工
性、耐２次加工脆性にバランスのとれた優れた材質とな
っている。

【図面の簡単な説明】 第１図は、冷延焼鈍鋼板のランクフォード値、および
（222）／（200）極密度比に及ぼす、熱間仕上圧延最終
パス圧下率および熱間仕上圧延終了温度の影響を示した
グラフであり、 第２図は、冷延焼鈍鋼板のランクフォード値ｒに及ぼ
す、熱間仕上圧延最終パス圧下率および冷延圧下率の影
響を示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 角山 浩三 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭59−74233（ＪＰ，Ａ)

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.003wt％以下、 Si:0.03wt％以下、 Mn:0.20wt％以下、 P:0.015wt％以下、 S:0.020wt％以下、 Al:0.005〜0.1wt％、 N:0.0025wt％以下、 Nb:0.001〜0.015wt％ を含有し残部は実質的にFeより成る組成のTi−Nb複合添
   加極低炭素鋼スラブを出発材として、熱間圧延の後に冷
   延圧下率75％未満での冷間圧延と引続く焼鈍の工程を経
   て厚手の超深絞り用冷延鋼板を得るに当り、 熱間仕上圧延開始温度を1100℃以下、熱間仕上圧延終了
   温度を870〜910℃の範囲内としてこの熱間仕上圧延にお
   ける全圧下率を85％以上、熱間仕上圧延最終パスにおけ
   る圧下率を10％以上50％以下とし、 熱間圧延終了後600℃未満で巻き取り、 しかる後板厚1mm以上の所定厚みに冷間圧延し、ついで
   焼鈍を施す ことを特徴とする厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】焼鈍が10℃/s以下の加熱速度である特許請
   求の範囲第１項に記載した方法。
3. 【請求項３】C:0.003wt％以下、 Si:0.03wt％以下、 Mn:0.20wt％以下、 P:0.015wt％以下、 S:0.020wt％以下、 Al:0.005〜0.1wt％、 N:0.0025wt％以下、 Nb:0.001〜0.015wt％に加えて Sb:0.001〜0.02wt％とB:0.0001〜0.0010wt％と のうち少なくとも１種を含有し残部は実質にFeから成る
   組成のTi−Nb複合添加極低炭素鋼スラブを出発材とし
   て、熱間圧延の後に冷延圧下率75％未満での冷間圧延と
   引続く焼鈍の工程を経て厚手の超深絞り用冷延鋼板を得
   るに当り、 熱間仕上圧延開始温度を1100℃以下、熱間仕上終了温度
   を870〜910℃の範囲内としてこの熱間仕上圧延における
   全圧下率を85％以上、熱間仕上圧延最終パスにおける圧
   下率を10％以上50％以下とし、 圧延終了後600℃未満で巻取り、 しかるのち板厚1mm以上の所定厚みに冷間圧延し、つい
   で焼鈍を施す ことを特徴とする厚物超深絞り用冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】焼鈍が10℃/s以下の加熱速度である特許請
   求の範囲第３項に記載した方法。