JPH0756055B2

JPH0756055B2 - 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法

Info

Publication number: JPH0756055B2
Application number: JP1309501A
Authority: JP
Inventors: 一夫小山; 伸彦松津
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-11-29
Filing date: 1989-11-29
Publication date: 1995-06-14
Anticipated expiration: 2010-06-14
Also published as: JPH03170618A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、自動車外板等に使用される深絞り性や張り出
し性等の加工性において、極めて優れた特性を有する極
低炭素冷延鋼板を効率的に製造する方法に係わる。

（従来の技術）冷延鋼鉄板の規定であるJIS G 3141SPCE級を超える超深
絞り用冷延鋼板として、極低炭素Ti添加冷延鋼板が発明
され（特公昭44-18066号公報）、冷延鋼板の用途が飛躍
的に広がった。それとともにこの鋼の改善・改良がその
後大いに進められた。

現在ではTi,Nbの複合添加による加工性、特に深絞り性
の一層の向上やＢ添加による耐二次加工性向上等が図ら
れている。これらに対する先行技術としては、例えば特
開昭59-140333号、特開昭61-113724号、特開昭61-11372
5号等がある。

（発明が解決しようとする課題）極低炭素Tiおよび／またはNb添加鋼の冷延・焼鈍後の鋼
板は極めて複雑な形状の部品にまで安定して適用できる
ほどまで高くはなかった。またその特性は、高純化を主
とした成分とともに熱延条件の影響が極めて大きく、そ
のためその変動による材質のバラツキが生じ、それが歩
留まり落ちとなり経済性を損なうという、自動者用鋼板
のような大量消費材にとっては、致命的な欠点があっ
た。

これはそもその製鋼で真空脱ガス等が必要で、費用を要
する該鋼にあっては極めて大きな問題点であった。

この点に着眼し、本発明は安定して高度な加工性を付与
させる工業的に可能な熱延条件を開発し、高効率な冷延
鋼板の製造方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段）本発明はこのような課題に対して、特定成分の高純度鋼
を特定の熱延、特に仕上圧延条件〜巻取までを従来にな
い条件をとることで解決しようとするもので、その骨子
とするところは、mass％で、C:0.0040％以下、N:0.0040
％以下、Mn:0.05〜0.4％、S:0.015％以下、sol.Al:0.00
5〜0.100％、Ti:0.01〜0.05％、Nb:0.003〜0.03％、B:
0.0001〜0.0010％を含有し、残部不可避的不純物元素か
らなる鋼を、1200℃以下に加熱後熱延するにあたり、粗
仕上厚みを45mm以上とし、次式で示される有効ひずみε
_effを45％以上とり、880℃以上の温度で仕上圧延を終了
した後、１秒以内に冷却を開始し、20℃／秒以上の平均
冷却速度で830℃以下まで冷却を行い、続いて680〜800
℃の温度で巻取り、引続き75〜85％の冷延率で冷延を行
い、780〜870℃の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とす
る加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法で
ある。

ε_eff＝最終パス圧下率（％）＋1/2最終１段前パス圧下率（％）＋1/4最終２段前パス圧下率（％）すなわち、熱延にあたり、比較的低温で加熱した後粗仕
上厚を厚くすることで、全仕上圧下率を大きくし、さら
に仕上後段の最終に近いほど圧延の効果が発揮されるよ
うな特定の後段圧下をとる熱延を行った後、その効果を
なるべく凍結すべく速やかに冷却を開始し、かつ高温で
巻取る。

この効果の機構はいまだ定かではないが、このような高
純度鋼の前処理として熱延板に期待される要件は細粒で
かつ不純物の極度に少ないマトリックスの提供にあると
考えられる。

この両者はそもそも相反するもので、また、その制御は
極めて微妙である。しかしながら、全仕上圧下率を大き
くすることで析出物のひずみ誘起析出が促進されγ中で
の析出処理は安全となる。そして仕上終段域で高圧下と
することで、安定して微細な再結晶γ粒が得られる。

そして、γ粒の成長、γ／α変態、α粒の成長を通じて
形成される熱延板結晶粒を、圧延後即急冷することによ
り、圧延ままの状態で凍結する。

最後にもはやα粒の成長がほとんどなくなる温度域で巻
取り、α中の溶解度の低いことを利用した析出物の析出
・粗大化の徹底をはかる。析出物の粗大化はこのように
γ中およびα中の両方で行い、熱延細粒化を仕上終段圧
下を高め飽和する領域で行うことで、熱延板での状態を
安定して好ましい状態にする。

（作用）つぎに各要件の作用および数値限定理由について述べ
る。

C,N:C,Nは侵入型固溶元素で集合組織形成に有害とされ
る。したがって極力低下させる必要がある。そのため各
々、0.0040％以下とする。好ましくはC:0.0025％以下、
N:0.0020％以下である。

Mn:置換型固溶体元素であり、多すぎると鋼を硬化して
延性を害する。しかし、鋼中のＳとMnSを形成しＳによ
る熱間脆性を避ける役割もあり、そのため0.05〜0.4％
とする。低Mnとした方が延性、値ともに向上させるの
で0.15％以下とすることが好ましい。

S:MnSとなり、有害介在物となるため極力低減した方が
よい。そのため0.015％以下とした。好ましくは、Mnを
0.15％以下、Ｓを0.008％以下とすることである。

sol.Al:Alは脱酸に必要でそのため鋼中に0.005〜0.10％
残存する。下限値未満では十分な脱酸ができず、また上
限値超では介在物が増加し鋼の延性を害する。

Ti:Tiは0.01〜0.05％必要である。まずTiはＮをTiNの形
に固定し固溶Ｎの悪影響をさける。また、大部分のＣも
TiCの形で固定する。さらに固溶Tiは熱延板の再結晶に
影響し、これを細粒化することを補助的に助ける。0.01
％未満の添加ではこれらの効果がなく、0.05％を超える
添加では上記作用以上に不純物の悪影響が出、そのため
加工性が劣化する。

Nb:Nbは微量添加によりやはり、熱延板細粒化に寄与す
る。そのためには0.003％の添加は必要である。一方、
0.03％を超えて添加すると微細できわめて有害なNb炭化
物が多数発生し、冷延・焼鈍後の延性や値を大きく劣
化させる。

B:Bは二次加工性向上のため添加する。本鋼のような高
純極低炭素鋼にあっては、粒界強度元素である固溶炭素
がなくそのため粒界強度が低い。これは深絞りなどのよ
うな強い一次加工を受けた後、口広げのような二次加工
を行った場合に縦割れの形態で発生する。Ｂはこの二次
加工脆性を防止するために添加する。1ppm未満ではその
効果がなく、10ppmを超える添加では固溶Ｂによる悪影
響が出て、値を劣化させる。

熱延加熱温度:1200℃以下とする。この温度以上で加熱
すると圧延前γ粒が大きくなりすぎ、本法にしたがった
熱延後でも熱延板粒が混粒となり、所定の組織になら
ず、さらにまた種々の析出をむやみに溶解させること
で、後の熱延工程での析出・粗大化処理を困難なものに
する。この意味からは、熱延加熱温度は1100℃以下とす
ることが好ましい。

粗仕上厚:45mm以上の厚みとする。これにより仕上圧延
という比較的低い温度域での圧延率を高め、種々の析出
物のひずみ誘起変態を促進させ粗大化させる。通常の40
mm程度ではこの効果は完全ではなく、ひいては材質劣化
やバラツキをもたらす。好ましくは55mm以上とすべきで
ある。

ε_eff：本鋼では、上述の効果のため、その粒界および
粒内は不純物の少ない清浄化されたものである。したが
って通常の圧延では細粒の結晶粒が得られない。これを
克服するのが特定の仕上圧延条件で、特に仕上後段の３
パスの圧延率は非常であることを知見し、この後段圧下
率の効果を工業的に示す指標として種々検討した結果、
次式で示されるε_effを導出するに至った。すなわち、 ε_eff＝最終パス圧下率（％）＋1/2最終１段前パス圧下率（％）＋1/4最終２段前パス圧下率（％）である。

第１図は仕上圧延終了温度とε_effの関係において、冷
延・焼鈍後の値をプロットした図である。

成分は、C:20〜30ppm、N:12〜20ppm、Mn:0.08〜0.14
％、S:0.003〜0.007％、sol.Al:0.02〜0.035％、Ti:0.0
36〜0.048％、Nb:0.006〜0.014％、B:0.0003〜0.0006％
で、熱延加熱温度:1100〜1130℃、粗仕上厚:55〜60mm、
仕上終了後0.3〜0.4秒後に平均30〜40℃／秒で約800〜7
80℃まで急冷し730〜760℃で巻取った。続いて80％冷延
後850℃で連続焼鈍を行い、0.3％の調圧を施して試験に
供した。

図から明らかなようにε_effが45％以上で仕上圧延終了
温度の広い範囲で安定して値が2.2以上程度の極めて
高い値を示す。より安定して高値を示すにはε_effは6
0％以上が好ましい。

仕上圧延終了温度:950〜880℃とする。これを超える温
度では第１図からわかるように、いかにε_effを高めよ
うと安定して高加工特性が得られない。また、880℃を
下回る温度では一部α域圧延となる場合があり、材質が
出ないばかりでなく、肌荒れ等の欠陥も発生する。

圧延後の冷却条件：上述のようにして得られた熱延の組
織を、特に結晶粒度を粗大化させないまめ、１秒以内に
冷却を開始し、平均20℃／秒以上で830℃以下まで冷却
する。この条件をはずすと結晶が粗大化し、一定の材質
が得られない。

この場合特に冷却開始までも時間が重要で１秒以内、好
ましくは0.5秒以内とすべきである。冷却速度が20℃／
秒未満では冷却中に粒の粗大化が生じる。830℃以下で
はもやは結晶粒成長は起こりにくいのでこの冷却の終点
は830℃とする。

巻取温度：巻取後の保温効果で析出の促進および析出物
の粗大化を図る。680℃未満ではこの効果が少なく、800
℃を超えると圧延組織の凍結が十分でなく結晶粒の粗大
化が起こる可能性があるので、巻取温度は680〜800℃と
した。析出粗大化を十分に行うには巻取温度は720℃以
上とすることが好ましい。

冷延率：冷延率は高値とするため75％以上必要であ
る。好ましくは78％以上である。一方、85％を超える圧
下は本鋼においてはさらには向上すところであるが工
業的に困難な領域であるので上限を85％とした。

焼鈍温度：連続焼鈍の焼鈍温度は十分軟質で高値集合
組織とするため780℃は必要である。一方、上限は870℃
とする。これを超える高温での焼鈍では本鋼のように粒
成長しやすい鋼では製品としての結晶粒が大きくなり過
ぎてプレス成形後に肌あれを生じる。焼鈍温度として
は、連続焼鈍では比較的高い830℃以上の高温焼鈍が好
ましい。

以上本発明の構成要件の作用について述べたが、本発明
の鋼の溶製は通常転炉で行いRH等の真空脱ガスにて極低
炭素とする。そして通常連続鋳造にて鋼片とされる。

熱延は５台以上のタンデム圧延機で仕上圧延される。全
仕上圧下率を本発明にしたがって高め、かつ仕上終了温
度を本発明にしたがって守るために、仕上圧延前に所定
の温度となるようにディレーを行ってもよい。

熱延後高温巻取を行うが熱延コイル両端部は急冷される
ため、これを補う意味で端部がさらに高温となるような
Ｕ字状の巻取温度パターンをとることは好ましい。

熱延コイルは酸洗後冷延され、続いて連続焼鈍される。
連続焼鈍の均熱温度については上述の如くであるが、保
持時間については通常とられる40秒〜180秒でよい。焼
鈍後の冷却条件についても特に規定するところではな
く、また通常過時効帯が設けらられているが、その温度
条件についても特に規定するところではない。

焼鈍後の調圧は形状矯正のためのやむを得ない範囲にと
どめるべきである。材質からは調圧をしないことが好ま
しいが、形状矯正の点を考慮して0.2〜0.8％、好ましく
は0.2〜0.5％が適正調圧率である。

（実施例）第１表に示す成分の鋼を転炉にて溶製し連続鋳造にてス
ラブとした。このさい、RH真空脱ガスを用いた。

続いて第２表に示す熱延および冷延・連続焼鈍条件にて
処理を行い各コイルの代表部分を材質試験に供した。引
張試験はJIS Z 2201,5号試験片を用い、同Z 2241記載の
方法にしたがって行った。また、耐二次加工性は、ま
ず、一次加工として50mm平底ポンチで絞り比2.2の深絞
り加工を行い、続いてこの口を広げる加工を種々温度を
かえて行い、脆性−延性破壊の遷移温度を求めた。

第３表にコイル長手中心部位の材質試験結果を示す。

本表においてｎとは加工硬化指数で、105および20％ひ
ずみの応力からｎ乗則にのっとったとして計算した。ま
た、r aveはで面内平均温度ランクフォード値で、r45
は圧延方向に対し45°の方向のランクフォード値であ
る。

本発明にしたがった処理No.1,7,9,13,14および15の鋼は
55％以上の伸び、0.27以上のｎ値と極めて高い延性を示
すとともに、≧2.4,r45≧2.0というこれまた極めて高
い深絞り性を示すことがわかる。しかも耐二次加工性も
十分低い遷移温度である。

これに対し、成分、熱延条件あるいは冷延・連続焼鈍条
件が本発明条件と異なるその他の処理No.の鋼では本鋼
の目的とする高い特性は得られていない。

また、第２図は、第２表、処理No.14（本発明条件）お
よび同表処理No.16（比較条件）のコイル長手方向材質
分布を示す。

前者において仕上終了温度は、890〜940℃、また、巻取
温度はコイル端部で760〜780℃、それ以外での部位で74
0〜750℃であった。また後者においてはそれぞれ885〜9
20℃、760〜780℃および750〜760℃であった。

図から明らかなように本発明にしたがったNo.14のコイ
ルでは全長にわたり安定して高いと伸びが得られてい
るのに対し、比較コイルではかなり高い水準にあるもの
の材質変動が大きい。

（発明の効果）本発明鋼は冷延鋼板として用いられてもよいし、連続焼
鈍後電気メッキや電気系複合メッキを施したメッキ鋼板
として用いられてもよい。また、本鋼成分は溶融亜鉛メ
ッキ性あるいはその後のメッキ層の合金化特性を特に阻
害するものではない。

したがって、連続焼鈍条件が満たされる限り連続焼鈍溶
融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板と
してもよい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、冷延・連続焼鈍後の値を、仕上圧延終了温
度および仕上圧延有効ひずみε_effとの関係において示
した図表、第２図は実施例に用いたコイルの長手方向の
材質分布を示す図表である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】mass％で、 C:0.0040％以下、 N:0.0040％以下、 Mn:0.05〜0.4％、 S:0.015％以下、酸可溶Al:0.005〜0.100％、 Ti:0.01〜0.05％、 Nb:0.003〜0.03％、 B:0.0001〜0.0010％、残部不可避的不純物元素からなる鋼を、1200℃以下に加
熱後熱延するにあたり、粗仕上厚みを45mm以上とし、次
式で示される有効ひずみε_effを45％以上とり、950℃〜
880℃の温度で仕上圧延を終了した後、１秒以内に冷却
を開始し、20℃／秒以上の平均冷却速度で830℃以下ま
で冷却を行い、続いて680〜800℃の温度で巻取り、引続
き75〜85％の冷延率で冷延を行い、780〜870℃の温度で
連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性の極めて優れた
冷延鋼板の高効率な製造方法。 ε_eff＝最終パス圧下率（％）＋1/2最終１段前パス圧下率（％）＋1/4最終２段前パス圧下率（％）