JPS5856023B2 - 深絞り性のすぐれた冷延鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、深絞り性のすぐれた冷延鋼板に関し、特に連
続焼鈍やゼンジマータイプの溶融亜鉛メツキラインでの
チタンカーバイト形態および組織の制御された超深絞り
性、低降伏応力と非時効性とを備えた冷延鋼板を提供す
るものである。

冷延鋼板や溶融亜鉛メッキ鋼板は、自動車あるいは電気
機器等をはじめ、多方面の用途に共されている。

この鋼板を所用の形状に加工する方法として、深絞り加
工が広く用いられているが、近時複雑な形状への加工、
あるいは加工々程の簡略化等の見地から、深絞り性の更
にすぐれた鋼板の開発が強く要請されている。

従来、深絞り性と非時効性を有する冷延鋼板の製造法と
して、Ａｔキルド鋼のバッチ焼鈍、あるいはオープンコ
イルによる脱炭焼鈍が行なわれているが、いずれも経済
性、製造工程の面で極めて不利である。

一方近年、連続焼鈍ラインによって深絞り用冷延鋼板を
安置に製造することも可能となったが、なお超深絞り性
・時効性の点で十分満足し得るものとは言い難い。

また、ゼンジマータイプの溶融亜鉛メツキラインでは、
完全な過時効処理ができず、かつ焼鈍均熱時間が非常に
短いため、Ａｔキルド鋼を用いて非時効性で降伏応力の
低い超深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板を得ることはほとん
ど不可能である。

このような、＠、熱短時間焼鈍が行なわへ しかも過時
効処理帯を有しない連続ラインにおいて深絞り性や時効
性を改善するには、合金元素としてチタン（Ｔｉ ）の
添加が有効であることが知られ、真空脱ガス操業の普及
と相まって、チタン含有低炭素鋼が深絞り用冷延鋼板と
して需要を増しつつある。

しかしながら、含チタン極低炭素冷延鋼板の材質上の諾
特性、就中、加工性については、下記の事情からいまだ
満足すべき解決をみるに到っていない。

真空脱ガス処理、造塊、分塊圧延、熱間・冷間圧延を経
る製造工程においては、冷延板の焼鈍過程で、（１１１
）粒の発達した深絞り性の良好な集合組織を得るに６ス
これに先立つ熱間圧延をオーステナイト温度域で完了さ
せることが必須の要件とされる。

しかし、含チタン鋼では、添加チタンの特性を十分に発
揮させる必要上、低炭素・低マンガン組成に成分調整さ
れるため、鋼のＡｒ３点が高く、従って通常圧延では、
オーステナイト−相域で仕上圧延を完了させることが難
しく、オーステナイトとフェライトの２相となる危険性
が高い。

このため、塑性歪比（ｒ値）の劣る（１００ ）粒の発
達した混粒組織となって冷延鋼板は深絞り性の悪いもの
となでしまう。

これを回避するには、熱間圧延における高温仕上げが必
要となるが、それでは工程管理の困難さだけでなく、ス
ケール生成量の増大による歩留の低下、スケール疵の発
生等の問題を招来する。

さらにホットストリップミル圧延に際し、極低炭素鋼で
あるがため、熱延中におけるＴｉＣ析出は微々たるもの
であり、大半のＴｉＣは捲取時フェライト中に析出する
ばかりか、ＴｉＣの析出量及び分布は結晶粒により異な
り、ＴｉＣの分布が粗な粒と密な粒とが混在し、ＴｉＣ
分布の粗な粒の存在により降伏強度やｒ値の向上に制限
が加えられる。

このフェライト中で析出するＴｉＣの大きさは、捲取温
度依存性がつよく、低温捲取では非常に微細に析出し、
冷延−焼鈍後の鋼板の降伏強度（σｙ）を上昇させると
いう不都合をもたらす。

すなわち、バッチ焼鈍徐熱焼鈍では捲取温度依存性は小
さくなるが、溶融亜鉛メツキラインや連続焼鈍のごとき
急熱短時間焼鈍では捲取温度に依存し、低温捲取ではＴ
ｉＣが微細に析出するため降伏強度が上昇するばかりか
ｒ値の劣化をもたらす。

従って上記熱延鋼の捲取を高温度で行なしＸ更に冷延後
の焼鈍の際にも、高温焼鈍を行なうか、もしくは約７５
０〜８００℃の高温度で熱延板焼鈍を施してＴｉＣの凝
集をはかり鋼を軟化させることが必要となる（特開昭５
３−３５６１６号等鬼しかし、かかる高温度での操業は
、前述のごとく酸化スケール生成量の増大等、製造上程
々の問題を招く。

本発明の目的は、含チタン鋼に伴なう上述の如き製造上
の諸問題を克服し、深絞り性にすぐれた含チタン極低炭
素冷延鋼板を提供せんとするものである。

本発明者等は、上記目的を遠戚すべく鋭意研究を重ねた
結果、含チタン低炭素鋼に一定量のＣｒを添加すること
により、鋼の熱延時にオーステナイト相中でのＴｉＣの
析出が促され、熱延板の捲取りや冷延後の焼鈍処理を低
温域で行なう低温操業を適用した場合でも、再結晶焼鈍
により加工性に好ましい（１１１）結晶方位を容易に発
達させ得るとともに、降伏強度（σｙ）の低い鋼板が得
られるという特異の事実が判明した。

第１図は、結晶方位（２２２）の同（２００）に対する
量比Ｃ（２２２）／（２００））の焼鈍板粒題刈の関係
に及ぼすＣｒ添加の影響を示すグラフ、第２図は０．２
％耐力（Ｋ４／ｍｍ２）と焼鈍度粒厘μ）との関係に及
ぼすＣｒ添加の影響を示すグラフ（いずれも、対象□の
成分組成：Ｃ０，００４〜０．００５係、ＳｉＯ，０１
〜０．０２％、Ｍｎ ｏ、２０−０．２１％、Ｓｏ、ｏ
ｏｓ〜０．０１０係、ＮＯ，００３８〜０．００４１％
、 ００．００３９〜０．００４３％、５ｏｔ−ＡｔＯ
９０２〜ｏ、ｏ３ｆＯ１ＴｉＯ，０９〜０．１１係、Ｔ
ｉ量（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ＋０ ）原子濃度比１．６７〜１８１
）であり、各図において、 「○」を含む破線部領域は
Ｃｒ無添加、 「■」を含む実線部領域はＣｒＯ，３％
以上添加の場合を示す。

両図から、Ｃｒ添加による上記効果が明瞭に認められる
。

本発明はかかる新知見にもとづいて完成されたものであ
る。

すなわち、本発明は、含チタン低炭素鋼として、ＣＯ，
００１〜０．０３％、Ｍｎｏ、４５％以下、酸可溶性ｋ
ｌ （ｓｏｌ −Ａｔ）０．０４％以下、Ｔｉ０．０２
〜０．３ ％、Ｃｒ ０．３〜０．５ ｆｏを含み、か
つＳｏ、Ｏ１５φ以下、００．００９係以下に規制する
と共に、Ｔｉ量に対するＣ、Ｎ、ＳおよびＯの合計量の
原子濃度比Ｔ ｉ ／ （Ｃ＋Ｎ＋ Ｓ＋Ｏ）が０．８
〜２．０となるごとき成分組成を備えた新規含チタン極
低炭素冷延鋼板を提供するものである。

従来、Ｃｒ添加効果について６ス単独添加の場合、鋼の
伸び、深絞の性の指標となり得る張出し特性に好ましく
ない影響を与えることが知られている反面、Ｔｉと共に
Ｃｒを０．１〜０．３％複合添加すると、ＴＩまたはＣ
ｒの単独添加における欠陥を解消し、両者の相剰効果に
よって深絞り性、張出し特性を向上させるという見解も
ある（特公昭５０−３０５７２号）。

しかし、本発明におけるＣｒ添加は、これら従来とは全
く異なる観点に基づいてなされたものであり、後述のよ
うに、含チタン低炭素鋼にＣｒ０．３〜０．５係添加す
ることによって、オーステナイト相域を拡大させ、降伏
強度（σｙ）の熱延板捲取温度依存性の低減、熱延板集
合組織改善等の諸効果により、冷延鋼板に低降伏強度・
高ｒ値を与えるとともに、低温域での熱延・焼鈍処理を
可能とし、前記高温操業上の問題を解消せしめたもので
ある。

以下、本発明鋼の成分組成とその限定理由について詳し
く説明する。

Ｃは、後述のＴｉおよびＣｒの添加効果を十分発揮させ
るには低い方が好ましい。

すなわち、Ｃ量が多いと、Ｃを固定するのに要するＴｉ
の添加量が増え、コスト的に不利なだけでなく、多量に
生成したＴｉＣが結晶粒の成長を阻害してｒ値を低下さ
せる。

また添加ＣｒのＴｉとの後述の相剰効果も減殺される。

このためＣは０．０３％を上限とすることが好ましい。

一方、Ｃ量を著しく低くすることは、製鋼時間の増加を
ともない生産性を阻害するだけでなく、鋼中酸素の増加
、ひいては酸化物系介在物の増量を招く。

従って、好ましくは０１００１係を下限とする。

Ｍｎは、本発明鋼においては、加工性に対する特別の効
果はないが、製鋼・造塊操業を円滑・容易化し、所要の
製品を得るために一定量刑えられる。

但し、過度の添加は加工性の低下を伴なうので、０．４
５φ以下、好ましくは０．３０％以下の範囲で加えられ
る。

Ａｔは、窒化物の形成を目的とする添加は不必要である
力入後述の如き酸化物系介在物低減のために必要であり
、特にＳｉを添加しない本発明鋼においてはや＼冬目に
加え、酸可溶性Ａｔ（ｓｏｌ。

Ａｔ）として一定量存在させることが望ましい。

但し、過度の存在は鋼中のＡｔ２０３量を増大させるの
で、好ましくはｓｏｌ、Ａｔとして０．０４係以下とす
る。

Ｃｒは、本発明鋼の量も重要な構成成分である。

すなわち、含チタン低炭素鋼にＣｒ０．３％以上添加す
ることにより、（＋）ＡＩ−３点は大幅に低下し、オー
ステナイト相域が拡大されるため、熱延上、特別の配慮
を要することなく、前述の如く深絞り性に有害な「フェ
ライト＋オーステナイト」２相域での圧延を容易にさけ
、低温域でオーステナイト１相の圧延が可能であり、（
１１）また、添加Ｃｒによる上記オーステナイト相域の
拡大効果およびＴｉＣ析出への作用により、オーステナ
イト相中でのＴｉＣ析出量が増加し、さらにフェライト
相中でのＴ ｉ Ｃ析出が、各フェライト結晶粒に一様
に生起し、比較的粗大な粒として均一分布する結果、フ
ェライト相中で、深絞りに有害な整合性をもつ微細Ｔｉ
Ｃ粒の析出量が減少する。

そのため第３図に示すように、降伏強度（σｙ）の熱延
板捲取温度に対する依存性は極めて小さくなる（対象鋼
は前記第１，２図のそれと同じ）。

同図中、破線はＣｒ無添加、実線はＣｒＯ，３５％添加
の場合を示し、特に約７００℃以下の低温捲取における
効果の顕著なことが判る。

かかる効果により、冷延焼鈍後、低温焼鈍を採用しても
捲取温度と無関係に低降伏強度・高ｒ値の冷延鋼板が得
られる。

この場合、Ｃ量が０．０２〜０．０３係と比較的高いも
のであっても、析出ＴｉＣが粗大なため、ＴｉＣ析出量
の増大による加工性の劣化はごくわずかにとどまる。

更に、（ｉｉｉ）オーステナイト相中に析出したＴｉｃ
の存在により、変形オーステナイト粒の再結晶が抑制さ
れ、かつ低温圧延が可能となるため、熱延板集合組織が
改善され、冷延鋼板に高いｒ値をもたらす。

かかるＣｒの効果を発揮させるための好ましい添加量は
０．３係以上であり、添加量が多くなってもその効果が
阻害されることはないが、経済性等を考慮すれば、実用
上０．５％を上限とするのが妥当である。

なお、上述のように熱延および焼鈍処理を比較的低温域
で行ない得ることは、前述のごとに高温操業に伴なう製
造上の諸問題（スケール生成量の増大に伴なう歩留りの
低下、スケール疵等表面欠陥の発生、工程管理の煩雑さ
等）を回避し、操業を円滑・安定化する効果をもたらす
。

Ｔｉは、鋼中のＣおよびＮを固定するに必要な量を添加
することにより非時効性を与えるとともに、深絞り性を
飛躍的に向上させることは良く知られているが、Ｔｉは
上記のＣ，Ｎのほかに鋼中の酸素〔Ｏ〕、硫黄〔Ｓ〕と
も反応するのでこれら諸元素の量をも考慮する必要があ
る。

上記観点よりＴｉ添加量は、Ｃ，Ｎ、Ｓおよび。

Ｏの合計量に対し、Ｔ ｉ ／ （Ｃ＋Ｎ＋ Ｓ ＋０
）で示される原子濃度比が０．８以上となるごとくに
添加することが好ましい、但し、この比が余り高くなる
と却って鋼を硬質化し、延性を劣化させるので好ましく
は２．０以下とする。

なお、Ｃ量については前述の如く、またＮ、ＳおよびＯ
の多量については後述の如く規定され、これらの量が各
規定の上限値を越えると、Ｔ ｉ ／ （Ｃ＋Ｎ＋ Ｓ
＋ ０ ）の上記値を満たすようにＴｉを添加しても酸
・硫化物を形成して消耗し、いたずらにコスト高となる
ばかりか、該炭窒化物の異常な増加により、鋼板の再結
晶焼鈍時に加工性に好ましい結晶方位の発達が阻害され
、Ｔｉ添加効果は減殺されてしまう。

従って、Ｃ（７）ほかＳ、ＮおよびＯ量は後述の如き規
定を満たす上でＴ ｉ／（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ＋Ｏ）の値を上記
範囲におさめる必要があり、そのためのＴｉ添加量とし
て好ましくは０．０２〜０．３０％の範囲が採用される
。

Ｓは、多量に含まれると析出物としてのＭｎＳ量が増加
し、前記Ｃｒ添加によるＴｉＣ析出物粗大化の効果を阻
害する。

このため好ましくは０．０１５％を越えないように規制
される。

酸素は前記Ｃ２Ｓと同様に添加Ｔｉの効果を減殺する。

真空脱ガス処理材といえども、Ｔｉ添加前の酸素レベル
が高いと、添加Ｔｉの多くが０２と結合してＴｉＯ２と
なり、Ｔｉの添加歩留りを低下させるばかりか、生成し
たＴｉＯ２は製品の表面欠陥の原因となり、結果的に製
品歩留りの低下を招く。

かかる弊害を防ぐためには、鋼中酸素量を０．００９％
以下に規制すべきであり、これにより表面欠陥発生率を
著しく低減させることができる。

なお、この酸素量は、厳密にはＴｉ添加前の酸素レベル
にて規定されるべきものではあるが、実操業上、製品で
の酸素量が上記値となるように規制することにより好結
果を得ることができる。

Ｎは、これら酸素、ＣおよびＳとの合計量が前記Ｔｉ／
（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ＋Ｏ）の比０．８〜２．０を満たす範囲内
で存在してよいが、好ましくは０．０１５％以下とする
。

なお、Ｓｉは、本発明鋼において、製鋼作業における脱
酸生成物程度の少量（０，１％以下）しか含まれずｒ値
等の特性に悪影響を及ぼすことはないが、溶融亜鉛メッ
キ用原板を目的とする場合には、溶融亜鉛メッキ被膜の
密着性を阻害するので、０．０３％未満とし、好ましく
は、０．０２％を上限として規制する。

以上の如き成分組成を有する含チタン極低炭素鋼は、溶
融の成分調整後、普通造塊によるインゴットまたは連続
鋳造によるスラブとなし、その後熱間圧延、冷間圧延お
よび焼鈍の各工程を経て冷延鋼板に製造される。

溶融の鋳造条件には特別の制限はなく、常法に従い、普
通造塊によりインゴットとするか、または連続鋳造によ
り直接スラブを得てもよい。

得られるインゴットもしくはスラブ６大前記ｓｏ１．Ａ
ｔ量と酸素量の規制により、表面欠陥原因となるＴｉＯ
２やＡｔ２０３等の少ない良好な清浄度をそなえる。

インゴット、スラブの熱間圧延条件は、従来のこの種の
鋼種に対するそれより緩和される。

すなわち、熱延板集合組織等の観点から熱延仕上温度は
通常８５０℃以上とされるが、本発明鋼では前記Ｃｒの
添加効果により、８００℃以上であればよい。

なお、Ｃｒの添加によるＴｉＣ析出を促進させるために
は、９００℃以下の温度で２０％以上の圧下が加えられ
るごとく操作することが好ましい。

上記熱延により製造される熱延板の捲取りは低温度域で
行なうことができる。

従来の鋼ではσｙの上昇およびｒ値の劣化を伴なうＴｉ
Ｃの微細析出防止のために高温捲取を必要としたが、本
発明鋼では、前述のごとく降伏強度・ｒ値の捲取温度依
存性は極めて小さく、低温度で捲取ってよく、６８０℃
以下とするのが好ましい。

ついで行なう冷間圧延は常法に従って行なえば良くたと
えば圧下率５５〜８５係の冷延が行なわれる。

得られる冷延鋼板の焼鈍処理には特別の条件を必要とせ
ず、連続焼鈍や溶融亜鉛メツキラインにおいても７００
〜ｂ 果的な焼鈍処理を行なうことができる。

次に実施例を挙げて本発明について具体的に説明する。

実施例 第１表掲示の化学成分組成を有する鋼塊を通常の方法で
分塊圧延し、熱間圧延（供試材ＣおよびＤは、仕上温度
９００℃の普通圧延、その他は、同温度８５０℃とし、
９００℃以下で少くとも２５咎の圧下を加える熱延）を
行なったのち、捲。

取温鹿１）６００℃と（ｉｉ） ６ ｓ ｏ℃の高低２
通りの捲取を行ない、板厚２．５ｒ＋＋ｍの熱延コイル
を得た。

得られた各コイルを酸洗い後、０，８ｒｒｒｒｒＬ厚の
コイルに冷間圧延し、ついでこれを溶融亜鉛メツキライ
ンにて、（ａ） ７２０℃およｆｉｂ） ８００℃の高
低２通りの温度で焼鈍を施こして製品を得た。

各製品の機械的諸性質を第２表〔■〕（焼鈍温度７２０
℃の場合）および〔■〕（同温度８００℃の場合）に示
す。

なお、供試材Ａ、ＢおよびＣは本発明鋼、Ｄ、Ｅ、Ｆお
よびＧは比較材（ＤはＴｉ無添加、ＥおよびＦはＣｒ含
有量が本発明の規定を逸脱、ＧはＣ量が本発明の規定を
逸脱）である。

上記第２表〔■〕および〔■〕に示されるように、本発
明に従いＴｉを（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ＋０）の固着に必要な量を
添加するとともにＣｒを０．３〜０．５％添加すること
により、捲取温度の高低および焼鈍温度の高低にかかわ
らず（特に、低温捲取・低温焼鈍においても）、比較材
に比し、低降伏強度と高ｒ値とを備え、すぐれた加工性
を有することが認められる。

なお、表示はしないが、本発明材である供試材Ａ、Ｂお
よびＣはいずれも時効指数はＯＫｑ／ｗｎ２であり、安
定した高度の加工性を有することも確認された。

以上のように、本発明に係る含チタン極低炭素冷延鋼板
は、清浄度が高く、スラス製品のいずれの表面性状にも
すぐれ、かつ高度の深絞り性を備えるとともに、強度−
延性バランスにもすぐれるので、苛酷な成形加工に耐え
つつ良好な強度を保証する。

また良好な深絞り性を得るための熱延焼鈍条件も緩やか
であり、とりわけ熱延での低温仕上げおよび焼鈍におけ
る低温処理、急熱処理が可能なため、スケール生成量が
減少し、上記清浄化による表面欠陥の減少と相まって良
好な製造歩留りを与える。

【図面の簡単な説明】

第１図は、結晶方位と焼鈍板粒度の関係に及ぼすＣｒ添
加の影響を示すグラス第２図は、０．２係耐力と焼鈍板
粒度の関係に及ぼすＣｒ添加の影響を示すグラフ、第３
図は、熱延板の降伏応力と捲取温度の関係に及ぼすＣｒ
添加の影響を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０，００１〜０．０３％、Ｍｎ０．４５％以下
   、可溶性Ａｔ０．０４％以下、Ｔｉ０．０２〜０．３係
   、Ｃｒ Ｏ，３〜０．５％を含有し、かつ８０．０１５
   ％以下、００．００９％以下にそれぞれ規制するととも
   に、Ｔ ｉ ／ （Ｃ＋Ｎ＋ Ｓ ＋０ ）の原子濃度
   比を０．８〜２０に調整し、残部鉄および不可避的不純
   物から戒る深絞り性のすぐれた冷延鋼板。 ２ 不純物Ｓｉを０．０３％未満に規制してなる上記第
   １項に記載の冷延鋼板。