JPS6393827A - 深絞り性と常温非時効性に優れた連続焼鈍による軟質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、連続焼鈍による深絞り性と常温非時効性に
優れた軟質冷延鋼板の製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

自動車、家庭電気製品、家具、容器などに多量に使用さ
れている冷延鋼板は用途により厳しいプレス加工を受け
、したがって優れたプレス成形性が要求される。さらに
時効されたあとのプレス加工で、表面にストレッチャー
ストレインが皆無であること、即ち非時効性が要求され
る。高価なＮｂやＴｉなどを添加せず、さらに極低炭素
化のためのコスト上昇を伴なわない低炭素／Ｖ−ｋｉｌ
ｌｅｄ鋼を用いた連続焼鈍による深絞り性と常温非時効
性に優れた軟質冷延鋼板の製造方法は、種々試みられて
きた。従来の連続焼鈍を前提とした製造技術において、
深絞り性に優れた軟質冷延鋼板の製造法の基本とすると
ころは、熱間圧延終了後の高温巻き取り処理である。な
ぜならば、高温巻き取りすることにより、熱延板におけ
る炭化物の凝集粗大化と、ＭによるＮの固定が達成され
、冷延・焼鈍後の材質特性が改善されるからである。

しかし、後に述べるように高温巻き取りには、それに阻
隔する酸洗性の低下や材質の不均一に基づく歩留低下の
問題があり低温巻き取りの開発が望まれている。特公昭
５６−８８９１号公報にスラブ低温加熱と熱延後の低温
巻き取りの組み合わせによる軟質冷延鋼板の製造方法が
開示されているが、Ｃ含有量が０．０４〜０．０６％で
あり、本発明者らが種々検討を加えた結果、この範囲の
ｃｌの鋼板は、深絞り性が劣りかつ硬質化することが検
証された。また、特公昭５５−４９１３７号公報におい
ては、５５０°〜７００℃の巻き取り温度、連続焼鈍で
は特に望ましくは６５０℃以上の巻き取り温度と８５０
°〜９００℃の高温での連続焼鈍の組み合わせにより、
優れた深絞り性と張り出し性を有する冷延鋼板の製造方
法が開示されている。しかし、本発明者らが詳細に検討
を加えた結果、上記特許公報において提案されているＡ
１７０．０２〜０．０６％の範囲では、６７０℃以下の
低温巻き取りの場合、ＡｌＮの充分な析出がおこらず、
連続焼鈍板の材質が硬質化し、深絞り性も低下すること
を（，１１＞２した。また、／Ｖｆｉのみならず、Ｎ、
Ｏｉとのバランスが重要な役割を果すことも判明した。

さらに、Ｍｒｆｉｌについても上記特許公報において提
案されているＭｎ　：　０．１　＝０．３％のみでは良
好な特性値が得られず、Ｓ量の調整と適正なＭｎ、５ｉ
ｉｉのバランスが必須であることが明らかになった。一
方、８５０〜９００℃の高温での連続焼鈍は、ｌ）通板
性の悪化及び、ｉｉ）コスト上昇を招き、問題がある。

本発明は、低温巻き取りで、しかも通常の焼鈍温度でも
軟質で張り出し性・深絞り性に優れた鋼板の製造が、鋼
の化学成分の適正化により可能となることを、第一の特
徴とする。

他方、時効性の改善を目的に、連続焼鈍炉には固溶炭素
の析出を図る過時効炉が設置されている。

しかし従来の工業的に成立する過時効時間（数分）内に
は固溶炭素を完全に析出させることは非常に困難であり
固溶炭素が若干残存する。その結果、厳しい時効条件下
で材質が時効劣化することもある。したがって、連続焼
鈍設備における過時効炉では、できる限り炭素の拡散析
出を速め、固溶炭素の低減を図ることが課題となる。こ
こでは、ＭｎＳを利用した粒内セメンタイトの析出を促
進させることを目的に、ＭｎＳのサイズと分布の適正化
、炭素の拡散を阻害する元素の低減化に着目した。

本発明は、このような冶金曲者えをベースに、化学成分
の制御により常温非時効性を達成するという、第二の特
徴がある。

〔発明が解決しようとする問題点〕

加工性向上の観点から従来法において必須の条件とされ
てきた熱延板の高温巻き取り技術は、次の二つの根本的
な問題を有する。即ち、第一には高温巻き取りとなるた
め巻き取り後に鋼板表面の参加スケールが厚くなり、か
つ組成的にもＦｅ、Ｏ。

が主体となるため酸洗性が劣悪となる。その結果、生産
性が低下し、かつ酸洗コストも上昇する。第二の高温巻
き取りの問題点は、コイル内の材質バラツキが太き（な
ることである。即ち、高温巻き取りの場合には熱延コイ
ルの内周部と外周部さらに幅方向端部においては、長手
方向、幅方向のミドル部分と比較し冷却速度が著しく早
く、これらの部位では高温巻き取りの冶金的役割が果た
せず材質劣化し、切断除去が必須となり歩留低下を導く
。本発明は、高温巻き取りに伴なうこのような問題点を
低温巻き取りにより解決しようとするものである。

一方、低炭素Ｍ・キルド鋼の連続焼鈍板は、ＴｉやＮｂ
などの炭化物形成元素を使用していないので限られた時
間の過時効処理では完全に炭素が析出できず、厳しい時
効条件下では材質特性値が劣化することがある。固溶炭
素を固定するためにＴｉやＮｂの添加は、コスト上昇を
招く。また、過時効時間を長くとることは、設備費とラ
ンニングコストの増大を招き、コストが上昇する０本発
明は、このような問題点を解決する目的で、過時効中の
炭素の析出をいかに効率的に進行させるかを鋼の化学成
分的検討を種々行なうことにより確立されたものである
。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、既に述べた問題点を解決したものであり、既
に述べた高温巻き取りの問題が回避できる６７０℃以下
の低温で巻き取っても深絞り性に優れ、かつ常温非時効
性を兼ね備えた連続焼鈍による軟質冷延鋼板の製造方法
を提供するものである。

本発明の要旨は次のとおりである。

Ｃ：　０．０１〜０．０２％、Ｍｎ：０．０５〜０．２
％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１０
％、Ｎ：０．００４０％以下、残部Ｆｅからなる低炭素
Ｍキルド鋼において、ＭｎとＳ景およびＭとＮ、Ｏｆｉ
を次式 ％式％ のＫｒ、Ｋｚの範囲に調整し、熱間圧延の後、５５０〜
６７０℃以下の温度で巻き取り、脱スケール−冷間圧延
一連続焼鈍することを特徴とする深絞り性と常温非時効
性に優れた連続焼鈍による軟質冷延鋼板の製造方法。

冷延鋼板の深絞り性向上のためには、原理的に焼鈍板の
再結晶集合組織を改善することが基本であり、特に板面
に（１１１）が集積し、（１００）の集積が低いことが
必須である。さらに軟質化や高延性化のためには焼鈍板
の結晶粒径を大きく成長させ、かつ残存固溶Ｃをできる
限り減少させることが好ましい。このような焼鈍板の集
合組織・結晶粒径・残存固溶Ｃの調整を、熱延後低温巻
き取りした場合にも可能ならしめることが課題となる。

焼鈍板の集合組織支配要因には数多（あるが、冷延素材
の熱延板においてｉ）炭素を凝集粗大セメンタイトの形
にし、ｉｉ）窒素はできる限り大きなＡｌＮとして固定
し、その結果、ｉｉｉ　）熱延板に存在する固溶Ｃ，Ｎ
をできる限り減少させておくことが肝要である。上記し
た３つの条件は同時に焼鈍板結晶粒の成長にも役立ち、
軟質化に寄与する。

本発明では、まず熱間圧延したのち低温巻き取りしても
既に述べたような望ましい熱延板の状態が得られるよう
に、化学成分的な検討を加え、次のような新知見を得た
。即ち、Ｃ４Ｊが０．０２％以下であれば、熱間圧延が
終了してから低温巻き取りに至るまでの冷却中にパーラ
イト変態が生ずることなく巻き取ることが可能で、巻き
取りの徐冷期間中にフェライト相から析出したセメンタ
イトが成長凝集化し大きなセメンタイトが形成される。

したがって、Ｃｉを０．０２％以下とする必要がある。

また、Ｎｉが０．００４０％以下の場合、ｋｌＭｌが０
．０５％以上、特に好ましくは、０．０６％超であれば
６７０℃以下の低温巻き取りをしてもＮはＡＩによりほ
ぼ完全に固定される。このように、低温巻き取りしても
、凝集セメンタイトの形成とＮの固定が可能となるので
、再結晶集合組織の改善や充分な粒成長が達成される。

また低Ｍｎ化も同様の効果をもつ。特に低Ｍｎ化が実用
上重要なｒａｓ・値を向上させるという新知見も得た。

一方、時効性の改善には焼鈍板に残存する固溶Ｃ，Ｎを
極力低減することが必須である。固溶Ｎは既に述べたよ
うに、Ｍ≧０．０５％であれば低温巻き取りしてもほぼ
完全にＩＶＮとして固定され、また若干、連続焼鈍中に
も／１ｔ７Ｎ析出反応が起るので焼鈍板に残存すること
はなく、問題とはならない。固溶Ｃの低減は連続焼鈍炉
の過時効帯で固溶ＣがＦｅ５Ｃとして析出することによ
り達成される。

Ｆｅ５Ｃの析出反応は、核生成−成長の過程で進行する
。核生成場所は普通不均一であり、結晶粒界や結晶粒内
の転位やＭｎＳなどの先在析出物が核生成場所となる。

過時効中のセメンタイトの析出を効率よく進行させるた
めには、セメンタイトの核生成場所を粒内にも数多く形
成し、さらにセメンタイトの成長を速（すればよい。

商用低炭素鋼板の場合には、ＭｎＳが粒内炭化物の核生
成場所となる場合が多い。セメンタイトの核としてのＭ
ｎＳ　（適正サイズ：　０．０５〜０．２　μｍ）の核
数を増加させるためにはＳが０．０１５％以下の場合、
Ｍｎ量の低減が効果的であるという知見を得た。逆に、
Ｍｎｉを増加させると、大きいＭｎＳが増え、適正サイ
ズのＭｎＳ数が減少することになる。

一方、核生成したセメンタイトが成長するためには、炭
素の拡散が必要となる。鋼中炭素の拡散は第三元素によ
り影響を受け、一般的には第３元素の添加量とともに拡
散速度は低下する。特に、Ｃと引力の相互作用をもつＭ
ｎなどはかなり拡散を遅くする。以上の冶金的な検討よ
り、セメンタイトの核生成場所と成長速度を増すために
は、低Ｍｎ化が有効である。

本発明は、低温巻き取りしても軟質で深絞り性に富み常
温非時効性に優れた冷延鋼板をかかる冶金的原理に基づ
いて製造する特徴をもつ。

〔作　用〕

以下、本発明についてさらに詳細に説明する。

化学成分を限定する理由は、次のとおりである。

Ｃは、０．０１〜０．０２％でなければならない。

Ｃ量が０．０２％超の鋼は、熱間圧延終了後から低温で
の巻き取りに至る冷却途中で、オーステナイトからパー
ライトへの変態が生じ、生成されたパーライトは均一に
密に存在するので、熱延板でのセメンタイトの凝集粗大
化が図れない。その結果、連続焼鈍板の深絞り性が低下
し、また粒径も細かくなり硬質化するからである。Ｃが
０．０２％以下であれば、６７０℃以下の低温巻き取り
でもパーライト生成はなくフェライト相から直接セメン
タイトが析出し、巻き取り中にこれが充分凝集化するの
で、焼鈍板材質は軟質で高ｒ値となる。さらに、ｃｌが
従来鋼より低く　０．０２％以下で本発明の如＜Ａｊ：
０，０５〜０．１０％の場合には焼鈍板のカーバイドが
分散し、張り出し成形性も向上する。

しかし、Ｃが０．０１％未満では、過時効時のセメンタ
イト析出のためには炭素の過飽和量が不充分となり、セ
メンタイト析出反応が充分進行せず、残存固溶Ｃが増加
し、常温非時効でなくなる。したがって、Ｃは０．０１
〜０．０２％が適正範囲となる。

Ｍｎは、０．０５〜０．２％、Ｓは０．０１５％以下で
、ＭｎとＳとの間には０．０３≦に＋（＝Ｍｎ　　　　
　Ｓ）≦０．２０なる関係が成立しなければならない。

Ｍｎが０．２％超では、深絞り性、時効性ともに劣化す
る。これは、固溶Ｍｎが、第一に焼鈍板の粒成長を抑制
し深絞り性に好ましい集合組織の発達を妨げるからであ
る。第二に、固溶ＭｎはＣとの間に引力の相互作用をも
つのでＣの拡散・析出を遅らせ、結果的に焼鈍板の残存
固溶Ｃが増加するためである。一方、０．０５％未満の
Ｍｎでは、熱間加工性が劣化するので、ワレのない高品
質の熱延板を製造するには、０．０５％以上のＭｎが必
要である。Ｓが０．０１５％超となると熱間加工性が劣
化し、かつ焼鈍板が硬質化するのでＳは０．０１５％以
下でなければならない。また、ＭｎによるＳのスカベン
ジング（ｓｃａｖｅｎｇ　ｉｎｇ）効果を有効とするた
めには、Ｋ１は上記範囲を満足する必要があり、適正範
囲内では焼鈍時の粒成長性がよく集合組織も改善され、
軟質で深絞り性に富むｍ仮となる。しかし、Ｋ、＜０．
０３では、固溶Ｓがｉ）熱間加工性、ｉｉ　）焼鈍板の
粒成長性を阻害する。一方に、＞０．２０となると過剰
固溶Ｍｎによる粒成長性の抑制とセメンタイト析出進行
の阻害が著しくなり、材質特性値が劣化する。さらに、
Ｋ、＞０．２０では、ＭｎＳが大きくなりすぎ、セメン
タイト析出核としてのＭｎＳ数が減少する。

Ｍは０．０５〜０．１０％、特に好ましくは、０．０６
％超〜０．０９％以下で、Ｎ、Ｏ量との間に、０．０４
成立しなければならない。Ｍが０．１０％超では、焼鈍
時の粒成長が充分でなく、深絞り性、軟質化の点で有害
となる。一方、Ｍが０．０５％未満では６７０℃以下の
低温巻き取りの場合／’１７Ｎが充分析出せず固溶Ｎが
熱延板に残存し、焼鈍時の粒成長性や再結晶集合組織の
発達を阻害する。さらに、Ｎ時効も発生する。また、Ｍ
によるＮ、Ｏのスカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇ　ｉｎ
ｇ）効果を有効とするためには、Ｋ２は上記範囲を満足
する必要がある。Ｋ２＜　０．０４であると、熱延板に
固溶Ｎが存在し、焼鈍板の材質特性（成形性、非時効性
）が劣化する。

一方に２＞０．０９であると、過剰固溶Ｍの存在のため
粒成長性が不充分となり、焼鈍板の材質特性が低下する
。

Ｎは、０．００４０％以下とする。０．００４０％超と
なると、析出したｊＶＮが微細となり粒成長を害し、ま
た連続焼鈍後の残存固溶Ｎも増加するので、Ｎは０．０
０４０％以下とする。

他はＦｅおよび不可避的不純物元素からなる成分である
。特に、高延性、高深絞り用鋼板の製造を目的とする場
合には、ＰをＯ，ＯＯ５％未満でＳをｏ、ｏｏｓ％未満
とすることが好ましい。

本発明は、熱間圧延−巻き取り一説スケールー冷間圧延
一連続焼鈍の工程を前提とするが、化学成分的条件と巻
き取り温度を５５０　”〜６７０℃とする以外には特別
の制約はない。巻き取り温度が６７０℃超となると既に
述べたように脱スケール性が劣悪となり、またコイルの
長手方向および幅方向の材質のバラツキが大きくなり、
歩留が低下するので巻き取り温度は６７０℃以下とする
。

また、５５０℃未満の巻き取り温度では、充分なＡ７Ｎ
の析出が起らないので巻き取り温度は５５０℃以上とす
る。冷間圧延率は４０％未満では充分なｒ値が得られな
いので４０％以上とすることが好ましい。連続焼鈍では
、再結晶温度以上で焼鈍するが通板性やコストの面で問
題と′なる著しい高温焼鈍は避ける。また、本発明にお
ける連続焼鈍は、冷延鋼板のみならず亜鉛メッキ、錫メ
ッキ、クロムメッキなど種々の製品を製造するプロセス
も含み、本発明は、各々のプロセスに対しても効果を発
揮するものである。

実施例１） 真空溶解した重量％でＣ：０．００３〜０．０４１％、
Ｓｉ：０．００８％、Ｍｎ：Ｑ、１５％、Ｐ　：　０．
００９％、Ｓ：０．００７％、ＡＪ：Ｑ、Ｑ７％、　Ｎ
　：　０．００２％、Ｏ：０．００１％の低炭素Ａｔキ
ルド相当鋼を１１００℃で１時間均熱ののち、３．５鶴
板厚まで熱間圧延した。９００℃で仕上げたのち６２０
〜７３０℃の温度範囲で１時間保定し炉冷する巻き取り
相当熱処理を施こした。酸洗により脱スケールしたのち
、冷間圧延により０．７鶴板厚（８０％圧下率）とし、
７７５℃×５０秒の均熱とそれに引き続＜　３５Ｏ℃×
４分の過時効処理を施こす連続焼鈍をおこない、１．５
％調質圧延ののち材質を調査した。

第１表に試験条件と結果を示す。表から明らかなように
巻き取り温度を６７０℃以下にしてもＣ量が０．０２％
以下ならばｒ値を高いレベルに確保することが可能であ
り、Ｃ：０．０２％超の高温巻き取りした場合（試料ｍ
１１．１３）と同等かそれより優れた値を示す。時効性
の指標であるＡＩは、Ｃ＜０．０１％領域（試料ぬ１，
２）で高くなるので、非時効化のためには、Ｃを０．０
１％以上とする必要がある。さらに、第１表に示すエリ
クセン値から明らかなように本発明鋼の張り出し成形性
は良好である。

第　　　１　　　表 実施例２） 重量％でＣ：０．０１５％、Ｓｉ：０．００８％、Ｍｎ
：０．０２〜０．５２％、Ｐ：０．００９％、Ｓ　：０
．００６〜０．０２５％、／Ｖ：Ｑ、Ｑ７％、Ｎ：０．
００２％、０：０．００１％の化学組成を有する低炭素
Ａ１キルド相当鋼を真空溶解し、１１００℃で１時間均
熱の後、３．５龍板厚まで熱間圧延した。９００℃で仕
上げた後、６５０℃で１時間保定し炉冷する巻き取り相
当処理をおこなった。酸洗により脱スケールした後、冷
間圧延により０．７龍板厚（８０％圧下率）とし、７７
５℃×５０秒の均熱とそれに引き続く３５０℃×４分の
過時効処理を施こす連続焼鈍をおこない、１．５％ＩＩ
質圧延ののち材質を２周査した。

第２表に試験条件と結果を示す。表から明らかなように
、Ｍｎ：　０．０５〜０．２％、ｓ：ｏ、ｏ１ｓ％以下
、０．０３≦に、（＝Ｍｎ　　　　　Ｓ）≦０．２０で
あれば深絞り性と常温非時効性に優れた軟質な冷延鋼板
が、巻き取り温度を６５０℃としても得られる。また、
Ｍｎｌの低減とともにｒ４ｓ・が向上し、ＡＩが低減す
る。Ｍｎが低減すると、過時効時にセメンタイト析出場
所として働（Ｍｎ５Ｏ数が増加し、炭素の拡散抑制効果
が軽減される。上記表の試料Ｎ１１４　（本発明）と−
１１（比較例）とを比較すると、試料隘４ではＡＩが２
．１　ｋｇ　ｆ　／　＊＊”であるのに対し、Ｎａ１ｌ
では４．２　ｋｇ　ｒ　／龍２となっている。

また第１図に示すように、０．０３≦に１≦０．２０の
範囲で焼鈍板の結晶粒の成長性が良好であり、その結果
低温巻き取りでも深絞り性の向上と軟質化が達成された
ものと考えられる。但し、試料階８は上記に１の範囲を
満たすが、Ｓｉが過多のため特性値が劣化した。また、
試料Ｎ１１１．２では熱延板の幅方向端部での耳ワレが
発生したが、その他の試料では見られなかった。

実施例３） Ｃ：０．０１５％、Ｓｉ：０．００８％、Ｍｎ　：　０
．１％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ　
：　０．０２〜０．１５％、Ｎ：０．００１〜０．００
６％、Ｏ：　０．０００１％（何れも重量％）の化学組
成を有する低炭素Ｍ・キルド相当鋼を真空溶解し、１１
００℃で１時間均熱ののち３．５龍板厚まで熱間圧延し
た。９００℃で仕上げたのち、６５０℃で１時間保定し
炉冷する巻き取り相当処理をおこなった。酸洗により脱
スケールしたのち冷間圧延により　０．７１１■板厚（
８０％圧下率）とし、７７５℃×５０秒の均熱とそれに
引き’４ｆｔ　＜　３５０℃×４分の過時効処理を施こ
す連続焼鈍をおこない、１．５％調質圧延したのち材質
を調査した。

第３表に試験条件と結果を示す。表から明らかなように
、Ａｌ　：　０．０５〜０．１０％、Ｎ　：　０．００
４０．０９であれば深絞り性と常温非時効性に優れた軟
質冷延鋼板が、巻き取り温度を６５０°Ｃとしても得ら
れる。試料１ｋｌ、２．７においては、６５０℃巻き取
りでは７ＶＮの析出が充分でなく、上記Ｍ。

Ｎの条件が必須となる。また、Ｍが過剰の試料患９．１
０は、時効性に関しては問題がないが、第２図に示すよ
うに焼鈍板の粒成長性が不充分となる。粒成長を充分に
達成させるためには、Ｋ２を０．０４以上０．０９以下
に調整することが必要である。しかし、試料１１ｈ７に
みるようにに２を上記範囲にしても、Ｎが過多であると
粒成長が低下するので、Ｎを０．００４％以下とするこ
とが必須である。

〔発明の効果〕

以上のように、本発明によれば低炭素Ｍ・キルド鋼の化
学組成を適正に調整することにより、従来の高温巻き取
りと比較し、より低温で巻き取っても深絞り性に優れた
軟質な冷延鋼板の製造が可能となる。その結果、高温巻
き取りに付随する酸洗性や歩留の低下を解消することが
できる。またＴｉやＮｂなどの炭化物形成元素の添加を
せずともＣ９Ｍｎ１の適正化により常温で実質的に非時
効な鋼板の製造も可能となり、さらに極低炭素化も不要
であるので、製造コストが軽減される。このように本発
明は、きわめて経済性に冨んだ冷延鋼板の製造方法であ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、焼鈍板結晶粒径におよぼすＫｌの効果を示す
説明図、第２図は、焼鈍板結晶粒径におよぼすに２の効
果を示す説明図、第３図は時効指数ＡＩ　　（＝ＹＰＬ
−σ１゜％）の説明図である。 ρＩ　　　　　７２２　　　　１２３　　　　．２４　
　　　６１５ｔ 第２図 θｌ 第３図 １０％　　　　歪 手続補正書（自発） 昭和６２年３月５日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０１〜０．０２％、Ｍｎ：０．０５〜０．２％
   、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０５〜０．１０％
   、Ｎ：０．００４０％以下、残部Ｆｅからなる低炭素Ａ
   ｌキルド鋼において、ＭｎとＳ量およびＡｌとＮ、Ｏ量
   を次式 ０．０３≦Ｋ＿１［＝Ｍｎ−（５５／３２）Ｓ］≦０．
   ２０、０．０４≦Ｋ＿２［＝Ａｌ−（２７／１４）Ｎ−
   （５４／４８）Ｏ］≦０．０９のＫ＿１、Ｋ＿２の範囲
   に調整し、熱間圧延の後、５５０°〜６７０℃の温度範
   囲で巻き取り、脱スケール−冷間圧延−連続焼鈍するこ
   とを特徴とする深絞り性と常温非時効性に優れた連続焼
   鈍による軟質冷延鋼板の製造方法。