JPS609097B2 - すぐれた加工性と非時効性を有する極低降伏点鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、すぐれた加工性と非時効性を有する極低降伏
点鋼およびその製造法に関する。

概して、板材（厚鋼板、熱延鋼板、冷延鋼板）あるいは
条村（線材、横材、型材）は鋼を熱処理したりあるいは
／および塑性加工をすることによって製造される。

例えば、熱延鋼板の製造工程を見ると、熱間圧延を施こ
した帯状の鋼板をコィラーと称している巻取装置によっ
て該鋼板を巻取ってコイル状となし、この状態で市場へ
供給されるコイル出荷材あるいはコイル状となした鋼帯
を切断して市場へ供給される切坂出荷村がある。このよ
うにして製品とされた熱延鋼板は、更に目的・用途に応
じた形状を有する物品にするために切断されたりあるい
は成形加工が施こされる。一方、条材の製造工程を考え
ると、熱間圧延されて得られるロッド材（伸線加工が施
こされる素材）は冷間で伸線加工が施こされて線材とな
り市場へ供給される。亦榛材あるいは型材を製造する場
合は熱間圧延されたあと適切なる長さに切断して市場へ
供給される。ここで、市場へ供給された熱延鋼板あるい
はロッド材はおおかた冷間で成形加工が施こされて最終
の目的・用途に適切なる形状を有する物品とされる。

その冷間成形加工を見ると熱延鋼板の場合は深絞り加工
、曲げ加工、張出し加工あるいは鱒断加工等の単純加工
あるいは組合わせ加工がある。ロッド材の場合は冷間で
伸線するという伸線加工がある。従って、板材および条
材（特にロッド材）が具備しなければならない品質特性
は熱延鋼板について言うなれば冷間での成形加工性であ
る。この特性を表現する代表的な尺度は引張試験で得ら
れる降伏点、伸び値、ｎ値、ｒ値あるいはェクセリン試
験値を挙げることができ、前記試験値が適切ないいます
ぐれていることである。一方ロッド材について言うなれ
ば、冷間での伸線加工工程でその加工率が大きくても、
断線が少ないことである。かかる冷間成形性あるいは袷
間伸線‘性を向上させるために、従来熱延鋼板の場合に
は、極低炭素アルミキルド鋼が、冷延鋼板の場合には極
低炭素アルミキルド鋼あるいは極低炭素脱炭脱窒リムド
鋼が、亦線村用ロッド材の場合には極低炭素リムド鋼が
実用に供されている。

しかしながら、加工性を表現する降伏点を見ると、極低
炭素アルミキルド熱延鋼板の降伏点は、調質圧延を施こ
したあとでも２１〜２２ｋ９ノ帆２ を降下させること
は箸るしく困難であり、極低炭素脱炭脱窒リムド冷延鋼
板の降伏点でもその下限値は１８ｋ９／柳２程度である
。

本願出願人は既に低降伏点非時効性深絞り用熱延鋼板な
る発明について出願しており（特開昭４９一８６２１５
号公報）、その要旨は、ＣＯ．０３〜０．０７％、Ｓｉ
ｏ．０１〜０．２５％、Ｍｎｏ．２〜０．５％、ＡＩＯ
．０１５〜０．０７％を含み残部鉄および不純物からな
る低炭素ＡＩキルド鋼に対して、Ｚｒを酸化物、硫化物
となるものを除いて０．０３〜０．１％添加含有せしめ
た熱間圧延のままの状態で低降伏点で非時効性である深
絞り用熱延鋼板である。

この鋼は現在市場に供給されて実用に供されており、こ
の鋼板においてもその降伏点は熱間圧延のままの状態で
高々２３ｋ９／側２程度を下限値とし、熱間圧延したあ
と、９５０ｏｏで１時間の再加熱処理を行なった時でも
その降伏点は２０ｋ９／側２程度をその下限値とするも
のである。亦深絞り性および張出性等のプレス成形性と
共に、成形したあと時効硬化処理を施こすことにより高
に強度を付与することができる時効硬化性深絞り用冷延
鋼板およびその製造方法が、特公昭５０−１７０１３号
に記載されている。

その要旨は、｛１）炭素０．０１％以下、クロム０．０
８〜０．６％、マンガン０．０５〜０．４％、窒素０．
００９〜０．０２％を含有し、かつ有効成分としてのア
ルミニウムを含まず、残余鉄および不可避的不純物から
なることを特徴とする時効硬化性深絞り用冷延鋼板。■
炭素０．０１％以下、クロム０．０８〜０．６％、マ
ンガン０．０５〜０．４％、窒素０．００９〜０．０２
％を含有し、かつ有効成分としてのアルミニウムを含ま
ず、残余鉄および不可避的不純物からなる鋼を、常法に
従って熱間圧延および冷間圧延して得た鋼板を７０００
０〜Ａｃ３点の温度で焼鈍した後、約５００〜６０００
Ｃの温度から１００〜５０００Ｃ／ｈｒ．の冷却速度で
室温に冷却することを特徴とする時効硬化性深絞り用冷
延鋼板の製造方法である。

要するに、上記発明（１｝もこおいては、極低炭素リム
ド鋼に窒素およびクロムを含有させることにより、窒素
とクロムの相乗効果により冷延鋼板の深絞り性に好まし
い結晶配列が形成されるとしており、窒素は０．００６
％より多い含有量であり、クロムの量は窒素および炭素
の量によって変化するが、例えば窒素含有量が０．０１
％において０．１５〜０．２５％としている。

ここで、第１発明としての本発明鋼（以下前者という）
と上記発明｛１｝による鋼（以下後者という）を比較す
ると、化学組成Ｓｉ量およびＮ量において著るしく相乗
している。

これは前者はアルミキルド鋼であり、後者は少なくとも
ＳｉあるいはＡＩで脱酸した鋼でないことが明らかであ
る。更にその用途および特性において、前者は熱延鋼板
でプレス成形性および非時効性を具備した鋼であり、後
者は冷延鋼板でプレス成形性および時効硬化性を具備し
た鋼であるので、両者はその化学組成、用途、特性にお
いて明らかに相違しているので、技術思想を異にしてい
る鋼である。また、既に、熱延鋼板あるいは袷延鋼板の
成形加工性を向上させるために、適切なる処理を施こす
ことによる幾つかの試みが成された鋼あるいは、その鋼
の製造方法が提供されている。

前記したように、熱延鋼板および冷延鋼板の成形性を構
成する深絞り性を表現する尺度としては、ｙ値を挙げる
ことができる。このｙ値を向上させること、即ち深絞り
性を向上させる試みは、冷延鋼板のように板厚が比較的
薄い鋼板であれば、袷間圧延工程、調質圧延工程および
燐鈍工程を適切なる条件を設定することによって、その
冶金組織がｙ値を向上させる集合組織となし、深絞り性
のすぐれた冷延鋼板を製造する技術が周知である。とこ
ろが、熱延鋼板のように冷延鋼板と比較して板厚が厚い
鋼板を製造することに対しては、深絞り性のすぐれた冷
延鋼板を製造することができた技術を適用する試みは従
来皆無であり、亦現在のこの分野における技術を適用す
ることによって解決を与えることは殆んど不可能である
とみられている。しかしながら熱延鋼板を多量使用して
いる自動車工業の分野においては、近年、成形される形
状が非常に複雑化される傾向にあり、熱延鋼板に複雑な
形状とするために成形加工が施こされても、十分にこの
要求を充足するために、降伏点をできるだけ低くした、
全伸び値の大きい、しかも非時効性を付与した熱延鋼板
が開発されて実用に供されている。

この観点により、熱延鋼板の成形性を構成している深絞
り性を向上させる試みとして成されたものとして、特公
昭４９一１３号公報がある。この公報に開示されている
要旨は、Ｃ：０．１２％以下（重量％）・Ｍｎ：０．１
５〜０．６０％、ＳｏＩＡそ：０．０１〜０．１５％お
よびＮ：０．００４０〜０．０１００％残部鉄および不
可避的不純物元素よりなるアルミキルド低炭素系の熱延
鋼板を製造するに当り、鋼中のＳｏＩＡその含有量を測
定し、該熱延鋼板の捲取温度をＳｏＩＡそ量に応じて設
定した所定の範囲の温度にするか或し、は捲取り後６０
０〜７００℃間で１時間以上の再加熱を行うことによっ
て鋼板中のＮをＡ〆Ｎとして析出せしむると共に大型炭
化物の析出を出来るだけ抑えたことを特徴とする袷間プ
レス成形性および非時効・性のある熱延鋼板の製造法。

である 即ち、低炭素アルミキルド鋼を熱間圧延して得られた熱
延鋼板を鋼中のＳｏｌ・Ａそ量と巻取温度を調整するこ
とによって冷間プレス成形性と非時効性を最高度に付与
するＡ〆Ｎの析出範囲を定めている。

更に上記公報に記載されている成形加工性を表現する強
度を見ると降伏点が記載されていないので、引張強さを
見ると、その最も低いところで３５ｋ９／側２程度であ
り、この引張強ごを有する熱延鋼板の降伏点を推定する
と、かかる低炭素鋼の降伏点は２３〜２５ｋｇ／側２
の範囲にあると推定される。更に、本発明者等は、本明
細書第１表に示す比較鋼Ｎｏ．１１から通常の熱間圧延
方法によって得られた熱延コイルを９５０ｏＣで１時間
の処理を施こした時に、その降伏点は２０ｋ９／側２程
度であることを確認した。

しかしながら、本発明者等は、過酷な冷間成形加工、熱
延鋼板の場合には、冷延鋼板では集合組織を冷間成形性
に適切なる組織とすることによってｙ値を大きくするこ
とができるが、かかる技術は、熱延鋼板の製造技術に適
用できないために、一方、線材用ロッド材の場合には、
従来の極低炭素リムド鋼で得ていた冷間加工性と断線率
を著るしく向上させるために、本発明の第１として、低
炭素アルミキルド鋼でＳｉをできるだけ低く押えて、Ｍ
ｎはスラブあるいはビレットを熱間圧延する時にＳによ
る熱間割れを防止できる範囲でその上限に制限・抑制し
て、Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以下の単独にて
、又はＣｒを０．１０％とＺｒを０．０１５〜０．１５
％との複合にて含有させてなる鋼を提供するものであり
、本発明の第２として、この本発明鋼を通常の熱間圧延
法によって熱間圧延したあと、９００〜１１０００Ｃの
温度範囲で再加熱−均熱し、かくして、ＣｒおよびＺｒ
の炭窒化物を十分に析出させることによって極低降伏点
と非時効性を有する鋼を製造し得ることを見出して、本
発明に至ったものである。

即ち、本発明の第１によるすぐれた加工性と非時効性を
有する極低降伏点鋼は、重量％で‘ａ｝ Ｃ
Ｏ．０６％以下、Ｓｉ
ｏ．４０％以下、Ｍｎ
ｏ．５０％以下、Ｎ
Ｏ．００５〜０．１％を含有し、ここにＣ％＋１／
５（Ｓｉ％十Ｍｎ％）が０．２２％以下であり、更に（
ｂ｝ Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以下の単独で
、又はＣｒを０．１０〜１．３０％及びＺｒを０．０１
５〜０。

１５％を複合にて含有しし （ｃ｝ 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴
とする。

また第２の発明としてのすぐれた加工性と非時効性を有
する極低降伏点鋼の製造方法は、重量％で・、｛ａ）Ｃ
０４０６％以下、Ｓｉ
ｏ．４０％以下、Ｍｎ
ｏ．５０％以下「Ｎ
Ｏ。

００５〜０．１％を含有し「 ここに Ｃ％＋１／５（Ｓｉ％＋Ｍｎ％）が０。

２２％以下であり、更に ｛ｂ）Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以下の単独で
ト又はＣｒを０。

１０〜１．３０％及びＺｒを０．０１５〜０．１５％を
複合にて含有し「｛ｃ）残部鉄及び不可避的不純物より
なる鋼を熱間圧延した後、９００〜１１００ｑ○で再加
熱−均熱して徐冷することにより、Ｃｒ及びＺｒの炭窒
化物を鋼のフェライト結晶粒内に析出させることを特徴
とする。

以下に本発明を更に説明する。

本発明の第１は「低Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎアルミキルド鋼を基
本組成として、Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以下
の単独で、又はＣｒｏ．１０〜１．３０％及びＺｒｏ．
０１５〜０．１５％の複合にて添加してなる鋼であり、
本発明の第２は、かかる鋼を通常の熱間圧延法によって
熱間圧延したあとＣｒおよびＺｒの炭窒化を十分に析出
させることによって、極低降伏点と非時効性とする鋼の
製造方法である。

一般的に言及されているように、金属と金属を合金化さ
せると、強度が上昇する。

しかしながら鉄基合金で鉄に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉあるい
はＣｒを含有させた時、談合金元素がある温度領域で地
鉄にして低濃度であれば、いわゆる「固溶軟化」と称す
る現象が起るといわれている。この性質は、鉄の強度を
低下させ、特に降伏点を低下させる。固溶軟化させる温
度をＣｒについて言うと、常温であり、この特徴を示す
性質はＳｉ、Ｍｎ、Ｎｊには見られない「学術的に、こ
の固溶軟化の現象が起る機構は明確にされるにいたって
いないが、前記した元素による固溶軟化の現象が生じる
ことは経験的に実在していることが認められているとこ
ろである。ところで、極低炭素リムド鋼とＣｒを添加し
た鋼が周知でありト例えば、特公昭５０−１７０１３号
公報第４頁左欄第２〜６行に「本発明の低炭素クロム鋼
は第２表および第３表から明らかなように加工前におい
て比較的低い降伏点を有する。

これは「プレス成形の実用面から考えて、成形機および
型の設計において極めて有利である」と記載されている
。この公報に開示されている技術思想は冷延鋼板におい
て成形する時には成形のしやすい、そして成形したあと
はより大きな剛性を持たせるために時効硬化させたもの
である。亦この公報第２頁左欄第１２〜１餅守に「本発
明においては、アルミキルド鋼における如く川Ｎの析出
によるｙ値の向上を期待するものではなく、深絞り性を
与えるために、本発明に従ってクロムおよび窒素を複合
添加し之による良好な再結晶集合組織の形成を利用して
いるものであるから「有効成分としてのアルミニウムを
含まない冷延鋼板を対象とするものである」と記載して
おり更にこの公報第３頁左欄第４の守乃至右欄第３３；
に「窒素はクロムとの親和力が強いにもかかわらず、本
発明の成分範囲においては明確な化合物になって固定さ
れてしまうことが少ない。従って暁鈍後高温から急冷す
ることによって固溶状態で常温に持ち釆たらせることが
可能である。しかし、余り急冷し過ぎると鋼板の深絞り
性が低下する。本発明方法においては前記した如く約５
００〜６００ｄｏの高温から１００〜５００００／ｈｒ
．の冷却速度で室温に冷却する。このようにして得られ
た本発明鋼板を成形加工し、例えば塗装後１００〜３０
０℃の温度で数十分加熱して暁付処理を行なうと、いわ
ゆる時効硬化により降伏点と抗張力が増大する」と記載
している。しかしながら本発明鋼は、低炭素アルミキル
ド鋼において、Ｓｉをできるだけ低く押えて、Ｍｎは熱
間圧延される時にＳによる熱間割れを防止する程度に添
加し、不可避的に混在するＰもＳｉあるいはＭｎが持っ
ている性質で、鋼のフェライトに固溶して強度を上昇さ
せる元素であり、加工硬化を助長させる元素であるので
その上限をできるだけ低く制限した鋼を基本組成とし、
この鋼にＣｒを０．２％を越えて１．３０％以下の単独
で、又はＣｒを０．１０〜１．３０％とＺｒを０．０１
５〜０．１５％の複合にて含有させることによってＣｒ
による固溶軟化を起こさせ、かくして、鋼の降伏点が箸
るしく低くなるように成形性を著るしく向上させた鋼で
ある。

かかる本発明鋼において重要な元素であるＣｒの量は、
、Ｃ量によって変化し、鋼中ではＣｒとＣはＣｒ７Ｃ３
なる炭化物として存在しているのが一般的であるので、
例えば、０．０１％のＣを含有する鋼の場合に、必要に
なるＣｒ量は略０．１０％である。従ってＣ量が多くな
ればなるほど、Ｃｒ量も多くなるが、Ｃｒの特徴とする
固溶軟化の現象を起させる場合は、少なくとも０．１０
％のＣｒが必要であり１．３０％を超えると逆に固港軟
化の現象が現われるので、Ｃｒは０．１０〜１．３０％
の範囲である。次に、本発明の第２としての方法は、通
常の製鋼−造塊−熱間圧延の工程を得た上記本発明鋼を
９００〜１１００００に再加熱−均熱することによって
、鋼のフェライトに固溶して固熔軟化をした残りのＣｒ
を炭化物および窒化物として析出させｔ鉄基中の降伏点
の増加に寄与する炭素および窒素の動きを封ずるところ
にある。即ち、換言すれば、ＣｒおよびＺｒは、熱間圧
延後、９００〜１１００ｑＣに再加熱−均熱することに
より、ＣｒおよびＺｒは炭窒化物として析出させて、鉄
基中の降伏点の増加に寄与する炭素および窒素（固定炭
素および粒界上のセメンタィト等）の動きを封ずること
により、また固溶状態のＣｒは固港軟化効果として、さ
らに降伏点を下げることを可能ならしめ、さらに非時効
性とすることができる。

次に、本発明鋼における化学成分の限定理由について説
明する。

Ｃは、降伏点のみならず強度を上昇させる元素である。

本発明鋼の特徴である極低降伏点を得るためには低けれ
ば低いほど良好であるが、製鋼技術および前記技術から
くる製造原価の制約を受けるので、その上限を０．０６
％とした。Ｓｉは、鋼のフェライトに固溶して降伏点を
上限させる元素であるので、本発明鋼の特徴である極低
降伏点を得るためには、極力低い方が好ましい。

更に、鋼中で酸化物を形成することにより、ＪＩＳＧ０
５５５でいうＡ型介在物を形成し、成形加工性を劣化さ
せるので、その上限を０．４０％とした。Ｍｎは、Ｃ，
Ｓｉと同様に降伏点を上昇させる元素であるので、本発
明鋼の特徴である極低降伏点を得るためには、極力低い
方が望ましいが、鋼を熱間圧延する時にＳによる熱間割
れを防止するために必要な元素であるのでその上限を０
．５０％とした。Ｃｒは、本発明鋼における化学組成の
うちで最も重要な元素である。鋼中に園溶している炭素
を固定してＣｒ，Ｃ３なるクロムの炭化物となる時、鋼
中に０．０１％のＣを含有すれば、Ｃｒは理論的には略
０．１０％以上必要であり、Ｃ量に見合うと共に固港軟
化の効果が得られる下限として０．２％を越えることと
した。なお、Ｃｒのもっとも好ましい添加量は０．３％
以上であるが、０．７％以上添加しても本発明鋼の特性
を損なうことはない。しかし、Ｃｒを１．３０％を越え
て添加するときは、逆に固溶軟化の現象が現われ始め、
本発明鋼が特徴とする極低降伏点が得られなくなるので
、その添加量の上限を１．３０％とした。更にＣｒは鋼
中の固港窒素と固溶してＣｒＮのクロムの窒化物となり
非時効・性を付与する。Ｚｒは、鋼中の固溶炭素および
園溶窒素を固定して、Ｚｒの炭窒化物となして非時効性
を付与する元素である。

製鋼−造塊は通常の精進方法で行なわれるので、大気か
ら侵入する窒素量よりいうと、Ｚｒｏ．０１５％以上で
効果を奏し、含有量が多くなればなるほどその効果は大
きくなるが、０．１５％以上含有させてもその効果は向
上しない。更に、Ｚｒは高価な元素であるので鋼材の価
格を上昇させるので好ましくない。従ってＺｒは０．０
１５〜０．０５％とした。鋼の降伏点に及ぼすＣ、Ｓｉ
及びＭｎ量の影響は熱処理条件によって異なるが、概ね
Ｃ％＋１／５（Ｓｉ％十Ｍｎ％）に比例する。

即ち、Ｃ量が低くても、Ｓｉ及びＭｎ量が多いときは、
銅の降伏点が上昇して成形性を劣化させることとなる。
特に、上記式値が０．２２％を越えるときは、本発明鋼
が特徴とする成形性を損なう降伏点が高くなるので、本
発明においては、上記式値を０．２２％以下とした。Ａ
Ｉは鋼中の酸素を固定する脱酸作用をもつ元素であり、
鋼における含有量が０．００５％以下になると、その効
果を認めることができない、亦上限が０．１％を超える
と脱酸によるＪＩＳ○０５５５でいうＢ系介在物が鋼中
に分散することにより成形性を損ねあるいは鋼塊の表面
に分布することによって（砂キズ）成品となった時に表
面性状を劣化させるために成形性を箸るしく悪くする。
更にＡＩキルド鋼の場合にはＮＮの析出による熱間加工
割れＪ（分塊圧延工程で生じる）を引起すのでその上限
を０．１％とした。なお、Ｎは通常の製鋼−造塊方法で
行なわれるので不可避的に混在する元素である。

Ｐは、不可避的に混在する元素であるが、そのＺ一部が
鋼のフェライトに固溶して降伏点を上昇させ「加工硬化
させる元素であるのでできるだけ低い方が好ましい。

Ｓは不可避的に混在する元素であり、、鋼を熱間圧延す
る時にＳによる熱間割れを引起すので、その含有量が多
くなればなる‘ま２と、、極低降伏点を得ることを阻害
するＭｎをそれだけ多く含有させなければならないので
「 Ｓはできるだけ低い方が好ましい。更に、一般に熱
延鋼板にみられる要素である材料特性の異万性を軽減さ
せるためにもＳは低い方が望ましい。 ２次に、
本発明方法において、熱間圧延した鋼を９００ｏｏ〜１
１００ｑｏで再加熱−均熱することは、第４図を使用し
て説明すると、Ｃｒｏ．５５％を含有させた鋼（Ｎｏ．
２）およびＣｒｏ．５９％とＺｒｏ．０５２％を複合含
有させた鋼（Ｎｏ．５）において、再加熱−均熱温度が
高くなるにしたがって降伏点は低下する傾向にあり、、
８００〜９００００の範囲でその降下差が顕著になり９
００００以上１１００００以下の温度範囲でほぼ平衡を
保持しており最低の降伏点を示している。従って再加熱
−均熱温度を９００〜１１００００とした。次に本発明
の実施例を比較例とともに示す。実施例第１表は本発明
の第１による本発明鋼（Ｎｏ．１〜８）と比較鋼（Ｎｏ
．９〜１１）の化学組成を示す表である。

かかる化学組成を有する鋼を純酸素上吹転炉（２４０Ｔ
ｏｎ／１溶鋼）で大気港製して、通常の一般造塊法にし
たがって造塊し、２０トンの偏平鋼塊をＩＺ本造塊した
。本実施例では一般造塊法にしたがって鋼魂を得たが連
鎖鋳造法にしたがって得た鋼片を使用することができる
。更に、溶鋼を脱ガスして造塊すること、（一般造塊法
）、あるし、は熔鋼をアルゴン・バブリングして鋳造す
ること（連続鋳造法）によって鋼塊あるいは銭塊を得る
こともできる。

第１表 化学組成協 第２表は、本発明鋼（Ｎｏ．１〜８）と比較鋼（Ｎｏ．
９〜１１）を分魂したあと鋼片（スラブ）となし、該鋼
片を１２５０ｑｏで３時間加熱−均熱して熱間圧延した
あとコィラーで巻取った熱延コイル（圧延のまま）と、
しかるのち該コイルを再加熱−均熱した時の降伏点と歪
時効量を比較した表である。

鋼（Ｎｏ．１〜１１）は一般造塊法によって得られた鋼
塊で、１３００こ０で９．５時間加熱−均熱して分魂圧
延し、厚さ１５０柳のスラブとなし、該スラブを加熱炉
で１２５０ｑＣで３時間加熱−均熱して熱間圧延し、Ｚ
板厚６脚の熱延鋼板とした。鋼Ｎｏ．１〜４について＊
＊は、５５０００と６８０００の２水準の温度で巻取り
、鋼Ｎｏ．５〜１１については５５０ｑｏの温度で巻取
り、熱延コイルとして常温まで冷却させた。しかるのち
該熱延コイルを熱処理炉へ送入戦層して、９５０ｑｏで
１時間再加熱−均熱したあと、３００℃まで炉内冷却し
て、炉外へ抽出して空冷した。本実施例では巻取った熱
延コイルを常温まで冷却させたあとで、再加熱−均熱し
たが、熱延コイルとしたあと連続的に再加熱−均熱する
ことは、熱延コイルを冷却させることによる熱損失を考
慮すれば、有利な方法である。第２表 熱延コイル 第１、２図は、熱間圧延したあと、５５０００で巻取っ
た熱延コイルの長手方向（第１図）と横手方向（第２図
）の引張試験値とＣｒ量の関係を示す図である。

この図は、化学組成が Ｃ Ｏ．０４％、
Ｓｉ ｏ．０３％
、Ｍｎ ｏ．２８％
、Ｐ Ｏ．０１４％、
Ｓ Ｏ．０１４％
、Ｎ Ｏ．０３５％
、Ｎ Ｏ．００６３％
、で代表的に表わされるアルミキルド鋼にＣｒを単独に
て含有させた場合と、ＣｒとＺｒとを複合含有させた場
合の２水準の熱延コイルを比較した図である。

この図よりＣｒの降伏点に対する影響を見ると、Ｃｒの
みを含有させた場合はＣｒを含有させない場合に比較し
て、長手方向および横手方向共に略１．５〜２．５ｋ９
／柳２ の減少が見られる。更にＣｒにＺｒを複合含有
させた場合はＺｒを含有させない場合と比較して降伏′
部ま更に低下し、最も低いところでは２１ｋ９／側２で
ある。概して熱延鋼板においては、その鋼板の長手方向
と横手方向の機械的性質たとえば、伸び、あるいはｙ値
は異方性を生じることが見受けられる。特に本発明にお
けるようにすぐれた加工性を有するように設計されてい
る熱延鋼板にとっては不利な条件であり、、第２図より
横手方向の降伏点はＣｒを含有させることにより長手方
向以上に降伏点を降下させることなく延性を示す伸び値
を向上させることができる。更にＺｒを含有させること
によって伸び値が箸るしく向上していることが明らかで
あり、顕著に長手方向と横手方向の機械的性質における
異方性が減少している。第３図は、本発明鋼Ｎｏ．８（
Ｃｒｏ．３％、Ｚｒｏ．０５２％）および比較鋼Ｎｏ．
９，１０を調質圧延した時の調質圧延率と強度の関係を
示す図である。

熱延鋼板は特別な場合を除いては、成形加工の程度に応
じた調質圧延率で調貿圧延を行なって使用に供されるの
が一般的である。第３図より調質圧延率０。７％付近で
降伏点が最も低くなり、圧延のままのコイルに比較して
降伏点は略６ｋ９／剛２減少し、１６ｋｇ／側２付近に
なる。

。そのあと謙質圧延率が１％を増加するにつれて、降伏
点は上昇していく。これは塑性変形したあとの加工硬化
によるものと考えられる。更に、鋼のフェライト結晶粒
度はＪＩＳＧ０５５２（鋼のフェライト結晶粒度試験方
法）にしたがって検鏡すると９．０番付近にあり、低降
伏点でありながら、かかる結晶粒の微細な熱延鋼板は比
較鋼に認めることができない。第４図は、Ｃｒｏ．５５
％を含有した本発明鋼（Ｎｏ．２）とＣｒｏ．５９％お
よびＺｒｏ．０５２％を複合含有した本発明鋼（Ｎｏ．
５）の熱延のままと、再加熱−均熱のままの熱延コイル
強度と延性の関係を示した図である。

この図より本発明鋼である鋼（Ｎｏ．２）は９００００
以上の再加熱−灼熱によって降伏点は急激に減少し、１
３．０ｋ９／柳２ 、Ｎｏ．５鋼は１０．６ｋｇ／側２
の値を示し、比較鋼であるＮｏ．１１鋼は２０．０ｋｇ
／柳２であり、Ｎｏ．９鋼は２５．０ｋ９／肋２ 、Ｎ
ｏ．１０鋼は２１．２ｋ９／帆２ の値を示しており、
本発明鋼である（Ｎｏ．２、Ｎｏ．５）鋼はいずれも低
い降伏点を示している。特にＮｏ．５鋼においてはＺｒ
を複合添加することにより箸るしく降伏点が低くなって
いる。次に本発明鋼の特徴である非時効性の特性を計る
歪時効量について第２表により説明する。

熱延スラブを熱間圧延したあと、５５０ｏＣと６８０ｑ
ｏの２水準の温度で熱延鋼板を巻取った。まず、圧延の
ままの状態で、本発明鋼（Ｎｏ．１〜４：Ｃｒ添加、Ｎ
ｏ．５〜８：ＣｒおよびＺｒの複合添加）と比較鋼（Ｎ
ｏ．９〜１１）の５５０００での巻取温度と歪時効量を
見ると、Ｎｏ．１〜４鋼の歪時効量は１。

８〜６．０ｋｇ／肌２ 、Ｎｏ．５〜８鋼は０．１〜０
．３ｋ９／肋２ 、Ｎｏ．９〜１１鋼は０２〜６．７ｋ
９／側２ の範囲にある。歪時効量の小さい、即ち、非
時効‘性のすぐれているのはＮｏ．５〜８鋼のＣｒおよ
びＺｒを複合添加した鋼であり、次にすぐれているのは
、Ｎｏ．１〜４鋼である。これは、巻取温度を固定した
場合（５５００Ｃ）に、ＣｒおよびＺｒの添加成分によ
る歪時効量の影響が明らかであり、Ｃｒ単味添加（Ｎｏ
．１〜４鋼）より、ＣｒおよびＺｒの複合添加（Ｎｏ．
５〜８鋼）の方が鋼中の炭素および窒素の固定化が箸る
しく促進されるので、歪時効量が小さくなり、すぐれた
非時効・性となることと考えられる。更に、巻取温度と
歪時効量の関係を見ると「６８０ｑｏで巻取った時の歪
時効量は０．７〜１．１ｋ９／肌２（Ｎｏ．１〜４鋼）
、５５０ｏｏで巻取った時は０．１〜６．７ｋ９ノ側２
（Ｎｏ．５〜１１鋼）の範囲にある。。従って、巻取温
度の高い方が歪時効量が小さくなる傾向にある。これは
、Ｎｏ．１〜４鋼（Ｃｒ添加鋼）について言うなれば、
スラブが熱延されたあと、コィラーで巻取られる間にお
いても、Ｃｒによって鋼中炭素および窒素が固定されて
、Ｃｒの炭拳化物として析出が起っているので、その析
出量は熱延鋼板の温度を高くすればするほど、即ち、巻
取温度の高い方が多くなるためであると考える。亦、巻
取温度が低い（５５００Ｃ）にもかかわらず、本発明鋼
（Ｎｏ．５〜８鋼）であるＣｒおよびＺｒの複合添加鋼
がその歪時効量が小さい。これはスラブが熱延されて巻
取られるまでＣｒおよびＺｒが鋼中の炭素および窒素を
固定してＣｒおよびＺｒの炭窒化物として析出するが、
Ｃｒのこの作用に加えて、Ｃｒに比べて炭素および窒素
の親和力の著るしく大きいＺｒが添加することによって
、５５０００の低い温度で巻取ってもＺｒによって形成
される炭窒化物の生成量が大きくなるためであると考え
られる。次に、熱延コイルを９５０００で１時間再加熱
−灼熱した時の再加熱−灼熱のままの状態で、本発明鋼
（Ｎｏ．１〜８）と比較鋼（Ｎｏ．９〜１１）の歪時効
量を比較すると、Ｎｏ．１〜８鋼の歪時効量は０．０〜
０．３ｋ９／帆２の範囲にあって、そのバラッキは小さ
く、Ｎｏ．９〜１１鋼は０．２〜０．４ｋ９ノ柳２ の
範囲にあつてそのバラッキは比較的大きい。

これは、本発明鋼の場合は、９５０００で１時間再加熱
−均熱することにより、前述したとおり、鋼のフェライ
トに固溶して園溶軟化の作用を奏した残りのＣｒを炭化
物および窒化物として析出させ、更にＣｒと比較して炭
素および窒素と箸るしく親和力の大きいＺｒを複合添加
することにより鋼中の炭素および窒素と結び付けてＺｒ
の炭窒化物を形成させ、同時に十分にこの析出物を析出
させることができるＺｒの作用に寄与するところが大き
いものであると考えられる。従って本発明鋼は歪時効量
はバラッキの小さい安定した歪時効量を示しており、比
較鋼と比べて同等ないし、それ以上のすぐれた非時効性
を有しており、特にＣｒとＺｒを複合添加した時に箸る
しくすぐれた非時効性を奏する。以上述べてきたように
、本発明鋼は、低炭素アルミキルド鋼でＳｉおよびＭｎ
を極力低く押え、且つ不可避的に混在する元素であるＰ
及びＳをできるだけ排除した銅を基本組成として、この
鋼にＣｒあるいは更にＺｒを含有させることによって極
低降伏点となした鋼であり、本発明の方法は上部本発明
鋼を熱間圧延したあと９００〜１１００ｑｏの温度範囲
で再加熱−灼熱することによってすぐれた加工性と非時
効・性とした鋼の製造方法である。

熱延鋼板において、過酷な成形加工である深絞り加工性
は、降伏点をできるだけ低く押えることによって、更に
非時効性にすることによって成就することができるもの
である。更に、本発明による銅は、熱延鋼板のみならず
、袷延鋼板、線材の素材であるロッド材に適用すること
も可能であり、その他、製品とされたあと袷間成形加工
が施こされる素材には勿論適用す０ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１、２図は、熱間圧延したあと、５５０００で巻取っ
た熱延コイルの圧延方向に対して長手方向と横手方向の
引張試験値とアルミキルド鋼にＺｒを添タ加した場合と
、添加しない場合のＣｒ量の関係を示した図であり、、
第１図は、長手方向の、第２図は横手方向の引張試験値
である。 第３図は、本発明鋼（Ｎｏ．５）および比較鋼（Ｎｏ．
９、Ｎｏ．１１）の調質圧延率と降伏点の関係を示す図
である。第４図０は、本発明鋼（Ｎｏ．２「 Ｎｏ．５
）および比較鋼（Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１）の巻取温度と
再加熱−均熱温度に対する強度、延性を示した図である
。第１図 第２図 第３図 第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で （ａ） Ｃ ０．０６％以下、 Ｓｉ ０．４０％以下、 Ｍｎ ０．５０％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％ を含有し、ここに Ｃ％＋１／５（Ｓｉ％＋Ｍｎ％）が０．２２％以下であ
   り、更に（ｂ） Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以
   下の単独で、又はＣｒを０．１０〜１．３０％及びＺｒ
   を０．０１５〜０．１５％を複合して含有し、（ｃ）
   残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とするす
   ぐれた加工性と非時効性を有する極低降伏点鋼。 ２ 重量％で （ａ） Ｃ ０．０６％以下、 Ｓｉ ０．４０％以下、 Ｍｎ ０．５０％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％ を含有し、ここに Ｃ％＋１／５（Ｓｉ％＋Ｍｎ％）が０．２２％以下であ
   り、更に（ｂ） Ｃｒを０．２％を越えて１．３０％以
   下の単独で、又はＣｒを０．１０〜１．３０％及びＺｒ
   を０．０１５〜０．１５％を複合にて含有し、（ｃ）
   残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延した後
   、９００〜１１００℃で再加熱−均熱して徐冷すること
   により、Ｃｒ及びＺｒの炭窒化物を鋼のフエライト結晶
   粒内に析出させることを特徴とするすぐれた加工性と非
   時効性を有する極降伏点鋼の製造方法。