JPS6283426A - 深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、深絞り性に優れ、かつ時効性及び異方性の
小さな冷延！ｌｌ板の製造方法に関するものである。

〈背景技術〉 一般に、自動車部品等の製造に用いられるプレス加工用
鋼板素材には冷延鋼板が使用されているが、このような
冷延鋼板には良好な深絞り性が要求されることはもちろ
ん、鋼板の製造時から使用時までの間の時効が起こりに
〈〈−シかも異方性が小さいと言うことも必要条件とさ
れている。

従来、このような用途に供される冷延髄板としては、Ｍ
キルドｍ冷延材をバッチ焼鈍して得られたものが主とし
て使用されていたが、近年、この種冷延銅版に （ａ）　　製造能率が悪い、 （ｂ）　　製造工程が複雑である− （ｃｌ　　製品コイルの長手方向において性能のバラツ
キが出る、 （ｄ）　　製品の平坦度が悪い、 等の問題点が指摘されろようになり、これに代る材料が
強く要望されるようになってきた。

ところで−Ｍキルド＠冷延材を素材として、これに高能
率焼鈍として知られる連続焼鈍ケ施した場合には、バッ
チ焼鈍材にみられる上記欠点の殆んど目立たない冷延鋼
板乞得られはするが、このようにして得られた冷延鋼板
には前記バッチ焼鈍材と比べて ■　深絞り性に劣る、 （ｋｌ）　　製品のコイルエンド部での諸性能劣化が著
しい、 ０　深絞り性やコイルエンド部性能を改善すべく素材鋼
を極低Ｃ＠にしたとしても、今度は異方性が顕著化して
しまう、 ■　時効性が大である、 等の不都合が目立ち、やはり深絞り用冷延鋼板に対する
近年の要望を満たすものではなかった。

〈問題点を解決するための手段〉 そこで本発明者等は、従来の深絞り用冷延鋼板にみられ
る前記問題点を踏まえた上で、優れた深絞り性を有する
ことはもとより、時効性及び異方性も小さく、しかも製
品コイルの位置による特性ムラのない冷延鋼板を簡単な
設備で高能率生産し得る方法を提供すべく研究を重ねた
ところ、以下に示されるような知見が得られたのである
。即ち、ア）素材鋼としてＣ含有！１０．００４０％以
下の極低炭素ｍを使用すると、得られる冷延鋼板の深絞
り性が向上するとともに、冷延後の再結晶焼鈍手段の如
何にかかわらずコイルエンド部の性能劣化が極力抑制さ
れること、 イ）？＠延錆鋼板異方性は、再結晶集合組織のうちの（
２１１）面及び（２２２）面の発生頻度が低いことに起
因しているが、素材鋼中に連壁のＶを添加してＶＣ及び
ＶＮを析出させることで集合組織を制御すると（２１１
）面及び（２２２）面を安定して増加することができ、
前記異方性を極力低減し得ること、 つ）上記の如きＶＣ及びＶＮによる集合組織制御は特に
七〇効果が顕著であり、これにより、従来バッチ焼鈍法
によってしか得られなかったところの＠圧延方向に伸び
た展伸粒”を連続焼鈍法によっても実現することができ
るようになり、その結果１γ値”で示される深絞り性が
より一層顕著に向上され得ることとなって、バッチ焼鈍
材と同等の深絞り性を確保できること。なお、第１図は
従来のＭキルド鋼冷延材を連続焼鈍して得られるミクロ
組織（第１図（ａ））とＶ添加極低Ｃ鋼冷延材を連続焼
鈍して得られるミクロ組織（第１図（ｂ））とを比較し
た顕微鐘写真図であるが、この第１図からも、■の添加
により連続焼鈍材であっても”圧延方向に伸びた展伸粒
”を得られることが明瞭である、 工）冷延鋼板の時効性は主として鋼板中の固溶Ｃに起因
するものであるが、■を添加するとＶＣ化合物の析出に
よって固溶Ｃが減少し、遅時効性をも確保できること。

オ）■の添加に加えて更に微量のＴｉミラ合添加すると
、固溶Ｃによる時効性が一層確実に抑制され、深絞り用
冷延鋼板として極めて好ましい遅時効特性をより以上に
安定化し得ること、力）また、素材鋼へｖを添加した場
合、或いは更にＴｉミラ合添加した場合には、連続焼鈍
を採用するが故に生じるコイルエンド部の劣化が著しく
改善され、連続焼鈍製品におけろ品質の均−ｆヒが向上
すること、第２図は、従来のＭキルド鋼冷延材、極低Ｃ
鋼冷延材及び■添加極低Ｃ鋼冷延材をそれぞれ連続焼鈍
した場合のコイルエンド部劣化状況を比較したグラフで
あるが、該第２図で示されるように、■添加極低Ｃ鋼玲
延材では、従来のＭキルド冷延材に比してΔＹＰ［コイ
ルエンド部の降伏強度（ＹＰＢ）とコイル中央部の降伏
強度（ｙｐＭ）との差〕が著しく小さくなる、キ）従っ
て、極低Ｃ鋼に特定敏のＶ、或いはＶ６一 とＴｉとを添加した鋼を素材とすれば、設備が比較的簡
易な上に製造能率の良好な連続焼鈍によっても一部分に
よる性能ムラや時効性が極力抑えられ、かつ十分ＶＣ優
れた深絞り性を有する冷延鋼板が安定して得られること
。第３図は、従来のＭキルド鋼冷延材、極低Ｃ鋼冷硬材
、■添加極低Ｃ鍾冷延材及びＶ−Ｔｒ機合添加極低Ｃ鋼
冷延材をそれぞれ連続焼鈍した場合の冷延鋼板特性を比
較したグラフであるが、第３図からも、■添加、或いは
Ｖ及びＴｉ複合添加の極低Ｃ鋼冷延材は連続焼鈍によっ
て潰れた深絞り性（γ値）を示すことが明瞭である。

この発明は、上記知見によってなされたものであり− Ｃ：０．００４０％以下（以降、成分割合を示す％は重
量％とする）、 Ｓｉ：０．０８％以下、　　Ｍｎ：　０．０８〜０．３
５％、Ｐ：０．０３５％以下、　　Ｓ：０．０２０％以
下、Ｖ：０．００５〜０．２００％、 Ｍ：０．０１０〜０．１００％、 Ｎ：０．００４０％以下。

を含有するか、更に Ｔｉ：０．０４０％以下 をも含むかし、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物
から成る鋼を、熱間圧延した後７５０〜４００℃にて巻
取り、更に冷開圧延を施してから６７０〜９５０℃で連
続焼鈍することにより、圧延方向に伸展したミクロ組織
を有していて深絞り性に優れるとともに、異方性及び時
効性も小さい冷延鋼板を能率良く安定して製造し得るよ
うにした点、に特徴を有するものである。

次いで、この発明の方法において、素材鋼の成分組成及
び製造条件を前記の如くに数値限定した理由を説明する
。

Ａ、成分組成 ａ）　　Ｃ Ｃは冷延鋼板に時効現象を引き起こす原因となる元素で
あるのでその含有＠を極力抑えることが好ましい。ただ
、■或いはＴｉの添加喰を増すことでＣによる時効現象
をある程度抑制できるが−この場合には析出物が過剰と
なって深絞り性の低減を招くことになる。従って、深絞
り性低減を許容することのできるＣ：０．００４０％の
範囲にＣ含有量を規制した。

ｂ）Ｓｉ ８４含有量が０．０８％を越えると固溶硬化によって冷
延鋼板の延性が低下することから、Ｓ＋含有量は０．０
８％以下と定めた。

ｃ）　　Ｍｎ 廊には冷延鋼板の靭性を改善する作用があるが、その含
有量が００８％未満では溶製が困難な上界熱脆性ケ生じ
るようになり、一方０．３５％を越えて含有させると固
溶硬化により冷延鋼板の延性を低下させることから、Ｍ
ｎ含有量は０．０８〜０．３５％と定めた。

ｄ）　　Ｐ Ｐが０．０３５％を越えて含有されると、やはり固溶硬
化による冷延鋼板の延性劣ｆヒを招くことから、Ｐ含有
量は０．０３５％以下と定めた。

ｅ）Ｓ ８含有量が０．０２０％を越えると鋼の赤熱脆性が顕著
になる上、Ｍｎ　Ｓによる結晶粒成長（連続焼鈍時）阻
害現象が現われることから、素材鋼中のＳ含有量は０．
０２０％以下と定めた。

ｆ）　　Ｖ ■はＶＣやＶＮを形成し、冷延鋼板の集合組織を制御し
て深絞り性を向上する作用に加えて、異方性や時効性を
改善する作用をも有しているが、その含有量が０．００
５％未満では前記作用に所望の効果を得ることができず
、一方０．２００％を越えて含有させても集合組織制御
効果が飽和してしまうことから、■含有量は０．００５
〜０．２００％と定めた。

ｇ）　　Ｍ Ｍには鋼中のＶで捕捉しきれなかったＮ？固定して時効
性を低減する作用があるが、その含有量が０１０１０％
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０．１
００％を越えて含有させても時効性低減効果は収斂して
しまうことから１Ｍ含有装は０．０１０〜０．１００％
と定めた。

ｈ）　　Ｎ Ｎ含有量が０．００４０％を越えると冷延鋼板の時効性
が目立つようになる上、これＹＶＮとして固定するため
に必要なＶ量が増加することから、Ｎ含有量を０．００
４０％以下と定めた。

ｉ）　　Ｔｉ Ｔｉには、鋼中のＣをＴｉＣとして固定することにより
冷延鋼板の時効性を抑える作用があるので必要により含
有せしめられるが、０．０４０％を越えて含有させても
そのＣ固定効果は収斂してしまうことから、Ｔｉ含有量
は０．０４０％以下と定めた。

Ｂ、製造条件 ａ）熱延巻取り温度 上記成分系の鋼では巻取り温度が深絞り性能に影響する
ことはないが、巻取り温度が７５０℃を越えていると形
状不良を起こしたりスケール増加による材料ロスを生じ
たりしがちであり一一方、４００℃未満の温度で巻取る
と平坦不良を来たす恐れがあることから、巻取り温度は
７５０〜４００℃と定めた。

なお、熱間圧延は、ＲＨ法やＤＨ法等の炉外精錬にてｎ
製された溶鋼からの鋳片又は鋼塊をダイレクトロール法
、ホットチャージ圧延又は再加熱圧延する方法によって
実施するのが良く、また再加熱圧延ではスラブの加熱温
度を９５０〜１２５０℃とするのが良い。

ｂ）連続焼鈍温度 連続焼鈍（再結晶焼鈍）温度が６７０°Ｃ未満では冷延
鋼板のγ値が低くなって良好な深絞り性を確保できなく
なり、一方９５０℃を越える温度域ではオーステナイト
域焼鈍となって異常粒成長を来たし、製品を成形すると
所謂”オレンジビール”を生じて外観不良を生じること
から、連続焼鈍温度は６７０〜９５０℃と定めた。

なお、連続焼鈍後は、そのまま室温にまで冷却しても良
いし、また引き続いて３００〜５００℃で過時効処理を
施しても本質的な差はない。更に、これらの処理の後、
必要に応じて２％以下程度の調質圧延を施して良いこと
ももちろんである。

次に、この発明を実施例により比較例と対比ししながら
説明する。

〈実施例〉 まず、公知の手段によって第１表に示される如き成分組
成の鋼ヲ溶製し、連続鋳造鋳片とした。

次いで、前記鋳片より得たスラブを１１００°Ｃにまで
加熱してから熱間圧延し、更に冷間圧延した後、種々の
温度で連続再結晶焼鈍を行い、一部については過時効処
理を施した。

このようにして得られた冷延鋼板についてその製品性能
及びミクロ組織を調査し、これらの結果を製造条件とと
もに第２表に示した。

なお、第２表において、〔γ〕は式 で示される値を、〔Δγ〕は式 特開口Ｕ６２−８３４２６　　（５） で示される値を、そして〔ΔＹＰ）は式ΔＹＰ−ＹＰ、
−ＹＰＭ 式 ％式％ で示される値を、それぞれ示す。

第２表に示される結果からも、本発明の方法によると、
良好な伸び（深絞り性）を有するとともに異方性や長手
方向部分による性能のバラツキが極めて小さい冷延鋼板
を高能率で得られるのに対して、■添加がなされない素
材鋼を使用した比較法では十分な性能の冷延鋼板を得ら
れないことがわかる。

〈総括的な効果〉 以上に説明した如く、この発明によれば、優れた深絞り
性を備えるとともＫ、時効性及び異方性が小さく、かつ
部分的な性能バラツキのない冷延鋼板を能率良く量産す
ることができるなど、産業上有用な効果がもたらされる
のである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、従来のＭキルド鋼冷延材を連続焼鈍して得ら
れるミクロ組織と■添加極低Ｃ鋼冷延材を連続焼鈍して
得られるミクロ組織とを比較した顕微鏡写真図（１００
倍）であり、第１図（ａ）は従来材、第１図（ｂｌはｖ
酢加極低Ｃ鋼冷延材（本発明方法による冷延材）、 第２図は、従来のＭキルド鋼冷延材、極低Ｃ鋼冷延材及
びＶ添加極低Ｃ鋼冷延材を連続焼鈍して得られた冷延ｓ
ｉａのコイルエンド部劣ｆヒ状況を比較したグラフ、 第３図は、従来のＭキルド鋼冷延材、極低ｃｉｉ延材、
■添加極低Ｃ鋼冷延材及びＶ−Ｔｉ複複合添加極低Ｃ冷
冷延材連続焼鈍して得られた冷延鋼板の特性を比較した
グラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量割合にて、 Ｃ：０．００４０％以下、 Ｓｉ：０．０８％以下、 Ｍｎ：０．０８〜０．３５％、 Ｐ：０．０３５％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｖ：０．００５〜０．２００％、 Ｍ：０．０１０〜０．１００％、 Ｎ：０．００４０％以下 を含有するか、更に Ｔｉ：０．０４０％以下 をも含むかし、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物
   から成る鋼を、熱間圧延した後７５０〜４００℃にて巻
   取り、更に冷間圧延を施してから６７０〜９５０℃で連
   続焼鈍することを特徴とする。圧延方向に展伸したミク
   ロ組織を有していて深絞り性に優れるとともに、異方性
   及び時効性も小さい冷延鋼板の製造方法。