WO1995011320A1 - Tole d'acier laminee a froid d'une excellente aptitude au façonnage, et son procede de production - Google Patents

Tole d'acier laminee a froid d'une excellente aptitude au façonnage, et son procede de production Download PDF

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Hisayoshi Yatoh
Yasuhiko Yamashita
Takashi Harabuchi
Seinosuke Yano
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Nippon Steel Corporation
Japan Casting & Forging Corporation
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Definitions

  • the present invention is directed to a remelted material of scrap iron by an electric furnace or the like for recycling scrap iron generated from automobile scraps and the like, which is increasing rapidly, and contains particularly high N.
  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet excellent in cold workability and a method for producing the same. Background art
  • r-value rank-ford value
  • Japanese Patent Publication No. 44-18066 discloses a steel having a C content of 0.001 to 0.2% and a Ti content of 0.15% or less. A technique for stabilizing C by adding 02-0.5% is disclosed.
  • Japanese Patent Publication No. 54186/1991 discloses a method in which both C and N are reduced to 0.005% or less and Ti and Nb are added. A technique has been disclosed in which Ti, Nb, and B are added in order to reduce these as much as possible and fix them.
  • the N content is high, the workability is significantly deteriorated.
  • the N content is 60 ppm or more, machining involving large deformation such as deep drawing becomes almost impossible.
  • a method such as vacuum degassing, and the cost for this must be increased.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-26124 discloses a technology for producing a high N cold-rolled steel sheet.
  • the amounts of C, Mn, and A1 are specified, and a cold-rolled steel sheet having an N content of 30 to 200 ⁇ is continuously annealed at a predetermined temperature to obtain a cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability.
  • This cold-rolled steel sheet contains a large amount of ⁇ , so that the amount of free ⁇ (excluding N combined with Ti, Nb, etc. from total ⁇ ) is ensured.
  • This free N exerts bake hardenability.
  • the strength can be increased by adding P, Si, and Ti to the steel sheet.
  • JP-A-57-26124 does not disclose any technique for ensuring the workability of high N steel.
  • the present inventors invented and applied for a high-N content hot-rolled steel sheet having strength and workability and a manufacturing technique thereof in Japanese Patent Application No. 4-292352.
  • steel with high N 50 to 150 ppm
  • it is intended to obtain a hot rolled steel sheet having the tensile strength S ⁇ gfZmm 2 or more dispersed at a ratio of like elongation 0.0008 to 0.015% by weight when securing the the monitor l ⁇ m or more and TiN.
  • the present invention provides a steel sheet for cold rolling and vacuum degassing which is excellent in workability even at high N when recycling scrap and using an electric furnace therefor. It provides a manufacturing method that does not require such treatments. Structure of the invention
  • the present inventors have investigated the steel composition, crystal structure, precipitate morphology (type, amount, distribution state) and mechanical properties of the steel sheet after cold rolling annealing to achieve the above object.
  • A1 quenched steel was melted using an electric furnace. Since N could be predicted to increase beforehand, Ti was added for the purpose of fixing and rendering it harmless.
  • Ladle composition C: 302ppm, Si: 0.009%, Mn: 0.163%, P: 0.005%, S: 0.0118%, A1: 0.0319%, N: 122ppm, Ti: 0.029% (free N by adding Ti 37 ppm), Cr: 0.015%, Cu: 0.016%, Ni: 0.026%.
  • the steel was forged, hot rolled, cold rolled, and annealed under various conditions, and the materials (yield point, tensile strength, elongation, r value) were investigated.
  • yield point 16 ⁇ lSkgfZmm 2 , tensile strength 30 ⁇ 32kgf / mm 2 , elongation 44 ⁇ 46%, r value 1.7 ⁇ 1.8 and good workability, yield point: 18 ⁇ 25kgfZ 2, tensile strength. 37 to 39KgfZmm 2, elongation 36-38%, various materials very until processing difficult hard material and r value 1.4 to 1.5 were obtained.
  • the cooling rate during the fabrication was set to 1 °.
  • CZmin The values were set to various values between and the relationship between the mechanical properties of the steel sheet after annealing and the morphology of TiN was investigated. In addition to this, a material with the same other components and a low N of 26 ppm
  • corresponding materials (Hereinafter referred to as “corresponding materials”) were processed in the same process and the same investigation was conducted.
  • the heating temperature of the strip was 1200 ° C
  • the hot rolling temperature was 880 ° C
  • the thickness of the cold-rolled sheet was 3.5 mm
  • the rolling reduction was 77%
  • the continuous annealing condition was 820 ° C for 1 minute.
  • the length of one side is defined as d and the size of TiN.
  • This size d is less than 0.05 ⁇ m (hereinafter A rank), 0.05 ⁇ : lO Classified as zm (B rank) and more than 10 ⁇ m (C rank), the percentage of each rank is indicated by weight%, and this is the form of TiN (horizontal axis).
  • FIG. 2 shows the sketch diagram of TiN measured by an electron microscope.
  • Fig. 2 (1) is an example when d is l // m position
  • Fig. 2 (2) is an example when d force is 3 ⁇ m position
  • (3) is d is 6-7 m. This is an example.
  • the present invention forms TiN by adding Ti, and specifies the size of TiN within a predetermined range. Even with the presence of the free N content, mechanical properties such as yield point, tensile strength or r-value could be significantly improved.
  • the product according to the present invention satisfies C: 0.1% or less by weight%, N: 0.0060 to 0.0150%, Mn: Mn / S ⁇ 7, and 0.4% or less, S: 0.030% or less, A1: 0.1% or less, Ti: N ⁇ %) — Ti / 3.42 (%) ⁇ 0.0070 and contains 0.08% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and 0.05 ⁇ ; lO / m size (measured by electron microscope This is a cold-rolled steel sheet composed of a structure in which TiN having a content of 1 to 2 or more of the total weight of TiN is precipitated.
  • molten steel having the above chemical components is cooled at a cooling rate of 10 to 50 ° CZ in a temperature range from the freezing point to 600 ° C to form a piece. Is heated, then hot rolled, wound at a temperature of 700 ° C or more, cold rolled, and subjected to continuous annealing. When box annealing a cold rolled sheet, heat the piece at 1130 ° C or more, and wind it at 650 ° C or less after hot rolling.
  • FIGS. 1A, 1B, 1C and 1D show the relationship between TiN size and material properties.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of measuring the size of TiN.
  • C increases the strength of the steel and degrades cold workability (elongation and drawability), so it was set to 0.1% or less. Preferably, it is 0.05% or less.
  • Mn in order to detoxify S is added c But too much is added to a MnZ S ⁇ 7 workability (elongation, deep drawability) so degrading, so the upper limit is made 0.4%.
  • A1 is an element added for the purpose of deoxidation and for fixing N which has not been detoxified by Ti.
  • the addition of a large amount lowers elongation, so the upper limit is set to 0.1%.
  • the lower limit is set to 0.005%. Below this value, the above objectives cannot be achieved.
  • N is a harmful element for workability, but it is not necessary to fix and detoxify the entire amount with ⁇ . However, it is necessary to specify the amount of free N that is not fixed by Ti.
  • N (%)-Ti / 3.42 (%) which represents the amount of free N, must be 0.0070% or less. If it exceeds 0.0070%, the amount of A1N precipitated to fix excess free N increases, and the grain growth during annealing is hindered. For this reason, elongation and r value decrease.
  • Ti is added to fix and detoxify N as described above. Both require N (%)-Ti / 3.42 ⁇ %) ⁇ 0.0070%. However, if the amount is too large, excess Ti bonds to C to precipitate TiC, and elongation and r-value deteriorate. Therefore, the upper limit is set to 0.08%.
  • B combines with N to form BN, which has the effect of preventing the precipitation of A1N.
  • the precipitation state of A1N is easily affected by the temperature history of hot rolling. Cause. To avoid this, it is desirable to perform high-temperature winding by hot rolling. If B is added, this drawback can be captured and a cold-rolled steel sheet with good deep drawability can be manufactured by continuous annealing without performing hot rolling at high temperature.
  • the addition amount of B is 1.0 ⁇ 1.3XB (% / (N (%)-Ti (%) / 3.42) ⁇ 1.5. That is, 1.3XB ⁇ %) / (N (%)-Ti (% ) Z3.42) indicates the atomic ratio of B to free N. If it is 1.0 or more, high-temperature winding can be omitted. If more than 1.5 times B of free N is added, elongation and r-value decrease, so it is necessary to limit it to 1.5 times or less.
  • the components other than the above components are substantially made of Fe, but the inclusion of unavoidable elements mixed in from smelting raw materials such as scrap is allowed. C Next, the manufacturing conditions will be described.
  • the molten steel having the above-mentioned components is poured into a forging device such as a continuous forging device and rapidly cooled to produce a piece.At this time, the cooling rate in the temperature range from the solidification temperature to 600 ° C is ⁇ ⁇ / min. Cool in the range of By this cooling, the size of TiN weighing 1/2 or more of the total weight is reduced to 0.05 to 10 m. C Next, the piece is heated at a normal heating temperature and then hot-rolled.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited, but when a cold-rolled steel sheet having excellent deep drawability is obtained by the continuous annealing method, the winding temperature is set to 700 ° C or more.
  • the free N (N (%) — Ti Z3.42 (%)) is set to 0.0040% or less. If the free N is 0.0040% or less, N is fixed and rendered harmless as A1N. In particular, when securing deep drawing workability, when manufacturing in a continuous annealing process, the annealing time is short and the aging treatment of N is difficult (A1N forming time is short). And N is preliminarily precipitated as A1N by hot rolling at a high temperature of 700 ° C or higher. In addition, this high-temperature winding also performs lump and granulation of carbides.
  • the heating temperature of the piece should be 1130 ° C or higher and the winding temperature should be 650 ° C or lower.
  • N (%)-Ti / 3.42 ⁇ %) needs to be 0.0020 to 0.0070%. That is, in order to secure the deep drawability, in the case of manufacturing by the box annealing method, unlike the case of manufacturing by continuous annealing, at least 0,0020% of free N remains, and A1N is precipitated in the annealing step. Use A1N to improve texture. For this reason, the steel slab is heated to a high temperature of 1130 ° C or higher to completely turn A1N into a solution, and hot-rolled low-temperature winding is performed so that it does not precipitate until the annealing step.
  • the cold rolling conditions are not particularly limited, and normal rolling is performed to a desired thickness.
  • Nefrey N total N-Ti / 3.42
  • Form of TiN a: 0.05 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ size ⁇ 50% of 10 ⁇ 111 ⁇ * 3 ⁇ 4 b: 10 ⁇ m ⁇ 50% of TiN size force J ⁇ c: TiN size ⁇ 0.05% 50% of m force
  • the steel containing B shown in Table 5 was hot-rolled, cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 6. The materials obtained at this time are shown in Table 6.
  • the present invention is a.
  • TiN form a: 0.05 ⁇ m ⁇ TiN size 10 ⁇ m force 50% J3 ⁇ 4 ⁇
  • the steel sheet of the present invention after the surface treatment showed good processability
  • the basis weight of Zn was 20 g / m 2 on one side, and an organic film having a thickness of 0.8 / zm was applied thereon.
  • the steels with the components shown in Table 9 were subjected to hot rolling, cold rolling and annealing under the conditions shown in Table 10 and hot-dip zinc plating. The materials obtained at this time are also shown in Table 10.
  • the steel sheet of the present invention showed an excellent material even after the hot-dip zinc plating treatment.
  • the basis weight of the molten zinc plating was lOOgZm 2 on one side.
  • the steels having the components shown in Table 11 were subjected to hot rolling, cold rolling, annealing and electric tin plating under the conditions shown in Table 12. The materials obtained at this time are also shown in Table 12.
  • the steel of the present invention shows an excellent material even for a steel plate for tinplate.
  • TiN form a: 0.05 / zm ⁇ TiN size ⁇ 10 / m 50% of force h b: 10 // m ⁇ 50% of TiN size food ii c: 50% J3 ⁇ 4 ⁇ of TiN size 0.05 0.05 zm power *
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention can be used not only as a cold-rolled steel sheet but also as an original sheet of a surface-treated steel sheet such as a hot-dip galvanized steel sheet, an electro-zinc plated steel sheet, and an electro-tin plated steel sheet. Yes, its industrial significance is extremely large

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Description

明 細 書 加工性の優れた冷延鋼板及びその製造方法 技術分野
本発明は、 最近とみに増加しつつある自動車スクラ ップ等から発 生する屑鉄の再利用を図るための電気炉等による屑鉄の再溶解材を 対象と したものであり、 とりわけ高い Nを含有しながらも冷間加工 性に優れた冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。 背景技術
近年、 加工用冷延鋼板の品質及び製造技術は著しく進展し、 特に 冷間での深絞り加工性を表すランクフォー ド値 （以下 r値） は、 1. 7 以上に達するようになった。
このような高性能を得る技術と して、 特公昭 44 - 18066号公報には、 C量を 0. 001〜 0. 2 %、 0量を 0. 015 %以下の鋼に T iを 0. 02〜0. 5 %添加して Cを固定安定化する技術が開示されている。
又、 特公平 3 — 54186 号公報には、 C， Nをともに 0. 005 %以下 まで低減し、 T i , Nbを添加する方法が、 特公昭 53 - 1 2899号公報には、 C , Nを極力低減し、 これらを固定するために T i， Nb, Bを添加す る技術が開示されている。
これらの従来技術は、 いずれも C , Nを可能な限り低減すること を共通の技術思想として、 非時効性かつ冷間加工性に優れた冷延鋼 板を得るものである。
ところで、 今日、 市中に大量に発生しつつある鉄のスクラ ップの 再利用が重要課題となりつつある。 スクラ ップを再利用するには、 電気炉等でアーク溶解する方法が一般的である。 この場合、 大気中 の N 2 が鋼中に侵入するため鋼中の N量が 60ppm以上の高いレベル となってしまう。
N量が高いと加工性が甚だしく劣化する。 特に N量が 60ppm以上 の高窒素領域においては、 深絞り等の大変形を伴う加工は、 ほとん ど不可能となる。 この Nを低減するには、 真空脱ガス等の方法を用 いなくてはならず、 このためのコス トアップを余儀なく される。
高 Nの冷延鋼板の製造技術を開示したものとして、 特開昭 57- 26124 号公報がある。 これは、 C， Mn， A1量を特定し、 Nを 30〜200ρρπι含 有する冷延鋼板を所定の温度で連続焼鈍し、 焼付硬化性の優れた冷 延鋼板を得るものである。 この冷延鋼板は、 Νを多量に含有するこ とで、 フ リー Ν ( トータル Νから Ti， Nb等と結合した Nを除いたも の） 量が確保される。 このフ リ ー Nにより焼付硬化性が発揮される のである。 又この鋼板に P, Si, Tiを含有させることで、 強度上昇 を図ることが可能であることも併せて開示されている。
しかしながら、 特開昭 57- 26124号公報においては、 高 N鋼の加工 性を確保する技術は、 一切開示されていない。
この問題を解決する手段と して、 本発明者らは特願平 4 - 292352 号において、 強度と加工性を具備した高 N含有熱間圧延鋼板及びそ の製造技術を発明し出願した。 これは、 高 N (50〜150ppm) の鋼に 炭素当量が 0.1〜0.45%となるように Cを含有させ、 パ一ライ トの 面積分率を 5 %以上確保して冷間加工後の一様伸びを確保するとと もに l ^ m以上の TiNを重量で 0.0008〜 0.015%の割合で分散させ て引張強度 S^gfZmm2 以上と した熱延鋼板を得るものである。
しかしながら、 この技術は高 Nの冷間圧延鋼板の加工性について は何等示唆を与えていない。
本発明は、 スクラ ップの再利用及びそのための電気炉の使用に際 し、 高 Nであっても加工性に優れた冷間圧延用鋼板及び真空脱ガス 等の処理を必要と しない製造法を提供するものである。 発明の構成
本発明者りは、 上記目的を達成すべく鋼の成分、 結晶組織、 析出 物の形態 （種類、 量、 分布状態） と冷間圧延焼鈍後の鋼板の機械的 性質について調査した。
まず、 本発明を完成するに至った実験結果について述べる。
電気炉を使用して A1キル ド鋼を溶製した。 Nが高く なることは事 前に予測できたので、 これを固定無害化する目的で Tiを添加した。 取鍋成分は、 C ： 302ppm、 Si ： 0.009%, Mn： 0.163%、 P ： 0.005 %、 S ： 0.0118%、 A1 ： 0.0319%、 N ： 122ppm、 Ti ： 0.029% (Ti 添加によりフ リ ー Nは 37ppm)、 Cr ： 0.015%. Cu： 0.016%、 Ni ： 0.026%であつた。
この鋼を種々の条件で铸造、 熱延、 冷延、 焼鈍し、 材質 （降伏点、 引張強度、 伸び、 r値） を調査した。
具体的には、 降伏点 ： 16〜 lSkgfZmm2 、 引張強さ 30〜 32kgf/ mm2 、 伸び 44〜46%、 r値 1.7〜1.8 と加工性の良好なものから、 降伏点 ： 18〜 25kgfZ議 2 、 引張強さ 37〜 39kgfZmm2 、 伸び 36〜 38%、 r値 1.4〜1.5 と極めて加工が困難な硬質な材料までの種々 の材質が得られた。
これらの材質のばらつきが、 主と して TiNからなる析出物の量、 形態、 （大きさ、 分散状態） と関係しているのではないかとの予想 に基づき、 铸造時の冷却速度を 1 °CZmin
Figure imgf000005_0001
の間の種々 の値に設定し、 焼鈍後の鋼板の機械的性質と TiNの形態との関係を 調査した。 これに加えて他の成分は同じで Nが 26ppmと低い材料
(以下対応材という）-を同一工程で処理して同様の調査を行った。 なお、 铸片の加熱温度は 1200°C、 熱延温度は 880°C、 熱延板厚み 3.5mm. 冷延板厚み 0.8mm (圧下率 77%) 、 連続焼鈍条件 820°C x 1分と した。
TiN等の介在物は電子顕微鏡で、 1試料あたり数十視野の観察を 行い、 TiNのサイズ分布とそれに応じた重量分布を求めた。 第 1図 A、 同図 B、 同図 Cおよび同図 Dに铸造時の冷却速度と TiNの形態 (横軸） に対する得られた材質 （縦軸） との関係を示す。
TiNの形状はほ 正方形に近い結晶形を示すので、 その一辺の長 さを dと して TiNのサイズと し、 このサイズ dを 0.05〃 m未満 （以 下 Aラ ンク） 、 0.05〜： lO zm (以下 Bラ ンク） 、 10^m超 （以下 C ランク） に分類し、 それぞれのランクの占める割合を重量％で表示 し、 これを TiNの形態と した （横軸） 。
図において铸造時の冷却速度が大きい場合 （82°CZ分） は、 降伏 点、 引張強さともに大きく伸び、 r値は非常に小さい値であり、 冷 間加工は極めて困難であった。 この時の TiNは、 全て Aランクのも のであった。 铸造時の冷却速度を小さ く していく と （38°CZ分） 、 次第に降伏点、 引張強さが減少し、 伸び、 r値が増加し、 冷間加工 性が向上した。 さ らに、 铸造時の冷却速度を下げると （ 7 °C/分） 降伏点は、 わずかに上昇し、 引張強さはわずかに減少し、 伸び及び r値は低下した。 ΤίΝのサイズ分布との関係を見ると、 Αラ ンクの ものが多すぎても Cラ ンクのものが多すぎても良加工性が得られず、 Bランクのものが 50%以上の場合に対応材と同等の加工性が得られ た。
この理由は以下の通り と推定される。 铸造時の冷却速度が速いと 0.05 zm以下の TiNが微細析出し、 焼鈍時の粒成長を阻害し、 かつ 析出硬化の作用をもたらすので伸びあるいは r値が著しく劣化する。 一方、 铸造時の冷却速度が遅いと m超の TiNが多数析出し、 こ のような大きな介在物を起点として割れが生じるので、 主と して伸 びが劣化する。 従つて冷間加工性の最もよいサイズ dは 0.05〜10 〃 mの範囲である。 なお、 電子顕微鏡によって測定された TiNのス ケツチ図を第 2図に示す。 第 2図 （ 1 ) は、 dが l // m位の場合の 例、 第 2図 （ 2 ) は d力く 3 〃 m位の場合の例、 （ 3 ) は dが 6〜 7 〃 mの例である。
すなわち、 本発明は N含有量の多い出発材料から加工性のよい冷 延板を得るために、 Tiを添加して TiNを形成し、 TiNのサイズを所 定範囲に特定することにより、 ある程度のフ リ一 N量が存在しても 降伏点、 引張強さ又は r値などの機械的特性を大幅に改善しえたも のである。
従って本発明に係る成品は重量％で C ： 0.1%以下、 N : 0.0060 〜0.0150%、 Mn： Mn/ S≥ 7を満たし、 かつ 0.4%以下、 S ： 0.030 %以下、 A1 ： 0.1%以下、 Ti ： N {%) — Ti/3.42 (%) ≤ 0.0070 を満たし、 かつ 0.08%以下を含有し、 残部 Fe及び不可避的不純物か らなり、 かつ 0.05〜； lO/ mのサイズ （電子顕微鏡による測定） を有 する TiNを TiN総重量の 1ノ 2以上の重量で析出した組織からなる 冷延鋼板である。
か、 る冷延鋼板を得るために、 上記化学成分を有する溶鋼を凝固 点〜 600°Cの温度範囲において 10〜50°CZ分の冷却速度で冷却して 铸片を铸造し、 この铸片を加熱したのち熱間圧延し、 700°C以上の 温度で卷取り、 冷間圧延し、 連続焼鈍を行う。 なお、 冷延板を箱焼 鈍する場合は 1130°C以上で铸片を加熱し、 熱間圧延後 650°C以下で 巻取る。
なお、 Tiは連続焼鈍を行う場合に、 铸片内のフ リ ー Nが 0.0040% 以下になるように添加され、 また、 箱焼鈍を行う場合に、 フ リ ー N が 0.0020〜0.0070%の範囲になるように添加される。 Nを固定する ために必要により Bを添加してもよい。 図面の簡単な説明
第 1 図 A、 同図 B、 同図 Cおよび同図 Dは TiNのサイズと材質特 性との関係を示す図である。
第 2図は TiNのサイズの測定例を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を実施するための最良の形態について詳述する。 まず、 本発明の化学成分の限定理由を述べる。
Cは鋼の強度を上昇させ、 冷間加工性 （伸び、 絞り性） を劣化さ せるので 0.1%以下と した。 望ま しく は 0.05%以下である。
Mnは Sを無害化するために、 MnZ S≥ 7 となるように添加される c しかし多すぎる添加は加工性 （伸び、 深絞り性） を劣化させるので、 上限を 0.4%とする。
Sは、 熱間圧延時に赤熱脆性を生じさせ、 割れ発生の原因となる ので、 上限を 0.03%とする。
A1は、 脱酸目的及び Tiで固定無害化されなかった Nを固定する目 的で添加される元素であるが、 多量の添加は伸びを低下させるので、 上限を 0.1%とする。 また下限を 0.005%とする。 この値未満では 上記目的を達成することができない。
Nは加工性にとって有害な元素であるが、 その全量を Πによつて 固定無害化する必要はない。 しかし、 Tiによって固定されないフ リ 一 Nの量を特定する必要がある。
すなわち、 フ リー N量を表わす式 N (%) -Ti/3.42 (%) は 0.0070%以下にすることが必要である。 0.0070%を超えると余剰の フ リー Nを固定するための A1Nの析出量が多く なり、 焼鈍時の粒成 長性を阻害する。 このため伸びや r値が低下する。
Tiは上述のように Nを固定無害化するために添加されるが、 少く とも N (%) -Ti/3.42 {%) ≤ 0.0070%を満足する量が必要であ る。 しかし、 添加量が多すぎると余剰の Tiが Cと結合して TiCが析 出して、 伸びや r値が劣化する。 従って上限を 0.08%とする。
Bは、 Nと結合して BNとなり、 A1Nの析出を防止する効果がある, 連続焼鈍による製造方法においては、 A1Nの析出状態は熱延の温度 履歴の影響を受け易いため、 材質のばらつきの原因となる。 これを 回避するには熱延で高温巻取りを行うのが望ま しい。 B添加を行え ばこの欠点を捕え、 熱延高温巻取りを行わずに連続焼鈍により深絞 り性の良好な冷延鋼板が製造可能となる。
この場合の Bの添加量は 1.0≤ 1.3X B ( % / (N (%) 一 Ti (%) /3.42) ≤ 1.5 である。 即ち、 1.3X B { %) / ( N (%) -Ti (%) Z3.42) は Bとフ リー Nの原子比を表すが、 1.0以上な ら高温巻取りを省略できる。 フ リー Nの 1.5倍超の Bを添加すると 伸びや r値が低下するので、 1.5倍以下に制限する必要がある。 . なお、 本発明において上記成分以外は実質的に Feよりなるが、 ス クラ ップ等の溶製原料から混入する不可避元素の含有は許容される c 次に製造条件について述べる。
前記成分を有する溶鋼を連続铸造装置などの铸造装置に注入し急 冷して铸片を铸造するが、 その際、 凝固温度〜 600°Cの温度域にお ける冷却速度を ΙΟ δΟ^/分の範囲と して冷却する。 この冷却によ り総重量の 1 / 2以上の重量の TiNのサイズを 0.05〜10 mとする c 次に铸片を通常の加熱温度で加熱した後熱間圧延する。 この熱延 条件は、 特に限定されるもめではないが、 連続焼鈍法により深絞り 性の優れた冷延鋼板を得る場合には、 巻取り温度を 700°C以上とす る。 なお、 この場合には上述したように、 フ リー N (N (%) — Ti Z3.42 (%))は、 0.0040%以下とする。 フ リー Nが 0.0040%以下な らば Nは A1Nと して固定無害化されるためである。 即ち、 特に深絞り加工性を確保する場合には、 連続焼鈍工程で製 造する場合、 焼鈍処理時間が短くて Nの時効処理ができにく い（A1N 形成時間が短い） ため、 フ リー Nを低めに抑えるとともに、 700°C 以上の熱延高温巻取りで、 Nを予め A1Nと して析出させる。 さ らに、 この高温巻取りで、 炭化物の塊状、 粒状化も併せて行う。
なお、 上記のごとく Bを添加すれば A1Nの析出を必要とせず、 熱 延の高温巻取りを省略することができる。
又、 箱焼鈍法で深絞り性の優れた冷延鋼板を得る場合には、 铸片 の加熱温度を 1130°C以上と し、 卷取り温度を 650°C以下とする。 な お、 この場合は上述したように N (%) -Ti/3.42 {%) は 0.0020 〜0.0070%とする必要がある。 即ち、 深絞り性を確保するためには、 箱焼鈍法で製造する場合、 連続焼鈍で製造する場合と異なりフ リー Nを最低限 0, 0020%残存せしめて焼鈍工程で A1Nを析出させ、 この A1Nを使用して集合組織を改善する。 このため鋼片の加熱時に 1130 °C以上の高温にして A1Nを完全に溶体化させ、 これを焼鈍工程まで 析出させないように、 熱延低温巻取りを行う。
冷間圧延条件は特に限定されるものでなく、 所望の板厚迄通常の 圧延を行う。
なお、 本発明は冷延鋼板を基にして完成されたが、 以下の実施例 に示すように、 容器用あるいは建材用及び自動車用等の表面処理鋼 板にも本技術は適用可能である。 実施例
〔実施例 1〕
第 1表に示す成分の鋼を、 第 2表で示す条件で熱間圧延、 冷間圧 延、 焼鈍した。 この時得られた材質を第 2表に併せて示す。
実験 No. 6 はフ リ一 Nが請求項 1 の上限を超えており、 伸びが不 良である。 実験 No. 9， 10は TiNの大きさが大きすぎる場合の例で あり、 伸びが不良である。 実験 No.11， 12は TiNのサイズが小さす ぎる場合の例であり、 降伏強度が大きすぎるとともに伸びが低い。 本発明鋼である No. 1， 2 , 3 , 4 , 5， 7 , 8 は、 良好な材質 (降伏強度、 引張強度、 伸び、 r値） が得られた。
第 1 表
Figure imgf000012_0001
ネ フリー N ： total N-Ti/3. 42
TiNの形態： a : 0. 05^m≤ 1^サィズ^10〃111カ^*の50%]¾ b : 10〃m< TiNサイズ力 の 50%J¾± c ： TiNサイズ <0. 05〃m力 の 50%
了ンダーライン部 (ά*発明 fgffl外の部分を示す
第 2 表
Figure imgf000013_0001
m^ ,連： 屯 箱：箱辦屯
T"値 = (r . +rc +2 rD ) /4
〔実施例 2〕
第 3表に示す T iが高めに含有された成分の鋼を、 第 4表に示す条 件で熱間圧延、 冷間圧延、 焼鈍した。 この時得られた材質を、 第 4 表に併せて示す。
実験 No. 14は T i量が請求項の上限を超えており、 他の成分及び製 造条件が実験 No. 13と同じで T i量が本発明の範囲内である実験 No. 13に比較して、 伸び、 r値ともに低い。
第 3 表
Figure imgf000015_0001
* フリー N ： total N-Ti/3.42
U TiNの形態： a :0.05/im≤ TiNサイズ≤10 m力 *の 50% U:
b： 10 zm< TiNサイズカ纖の 50% h c： TiNサイズく 0.05〃m力 の 50% h アンダーライン部 (^発明 $gffl外 分を示す
第 4 表
Figure imgf000016_0001
連： 屯 箱：箱
7"値 = (rL +rc +2 rD ) /4
〔実施例 3〕
第 5表に示す Bが含有された成分の鋼を、 第 6表に示す条件で熱 間圧延、 冷間圧延、 焼鈍した。 この時得られた材質を、 第 6表に併 せて示す。
これらはいずれも、 本発明範囲内であり、 良好な材質を示してい る。 しかしながら、 実験 No. 17は熱延の巻取り温度が、 連続焼鈍に よって深絞り性も良好な鋼板を得る条件を開示した請求項 5 の範囲 の下限を下回っており、 熱延巻取り温度が請求項 5 の条件を満たし た、 実験 No. 16に比べてやや降伏点が高く、 r値がやや低めである (
Bを添加した実験 No. 15においては、 熱延巻取り温度が請求項 5 の下限以下の温度で巻取っても熱延巻取り温度が請求項 5の範囲内 である実験 No. 16とほぼ同等の材質が得られた。 即ち、 請求項 6 に 相当しており、 B添加によって、 熱延の巻取り温度を規制すること なく連続焼鈍によって深絞り性の良好な鋼板を得ることができた。
第 5 表
C O C MnXlO— 3 PX10一3 S A1X10 -3 N B フリー N * TiN **
No. 備 考
PPm % % PPm % ppm PPm ppm の形態
本発明
15 432 9 237 19 125 35 111 31 17 20 a
β馳 本発明
16 432 9 237 19 125 35 111 31 17 20 a
睡ロ 本発明
17 302 9 163 5 118 32 122 29 37 a
Βなし
* フリー Ν ： total N-Ti/3.42
TiNの形態： a :0.05^m≤ TiNサイズ 10〃m力 の 50%J¾±
b： 10/zmく TiNサイズ力■の 50% Lh
c： サィズ<0.05〃111カ¾ の50%1¾
ァンダ一ライン部 (ά*発明 Iffl外の部分を示す
X ^
第 6 表
Figure imgf000019_0001
m^連： ¾^も 箱：箱辦屯
値= (rL +rc +2 rD ) /4
〔実施例 4〕
第 7表に示す成分の鋼を、 第 8表に示す条件で熱間圧延、 冷間圧 延、 焼鈍し、 表面処理を行った。 この時得られた材質を、 第 8表に 併せて示す。
このように、 本発明の鋼板は表面処理後も良好な加工性を示した, なお、 電気亜鉛メ ツキは、 目付け量片面 SOgZm2 、 鉛メ ツキは 目付け量片面 50gZm2 、 有機皮膜付き電気亜鉛メ ツキは、 Znの目 付け量を片面 20g/m2 と しその上に膜厚 0. 8 /z mの有機皮膜 を塗布した。
第 7 表
Figure imgf000021_0001
* フリー N ： total N-Ti/3.42
TiNの形態： a : 0.05jt/m≤ 1^サィズ≤10 111カ^*の50%1¾± b： 10 m< TiNサイズカ糧の 50% h c ： TiNサイズく 0.05〃m力 ^ Mの 50%J¾± アンダーライン部 (i*発明 $6^外«分を示す
第 8 表 処 理 条 件 材 質
本発明例 熱 延 条 件 冷延条件 焼 鈍 条 件
表面 引 ¾J 伸び or
No. 巻取り 熱 延 圧卜 雜 j 麵 7値
温 度 板 厚 率 サイクル 比較例
°C °C % mm % kgf/nm2 %
18 1250 550 3.0 73 0.8 箱 680°CX14H 1.2 EG 17.2 29.7 46 1.82 本
19 1150 750 3.5 77 0.8 連 810°CX 1分 1.0 EG 18.3 31.2 45 1.73 本
20 1250 550 3.0 73 0.8 箱 680°CX14H 1.2 TC 18.1 31.1 46 1.79 本
21 1150 750 3.5 77 0.8 連 810°CX 1分 1.0 TC 18.5 31.8 45 1.75 本
22 1250 550 3.0 73 0.8 箱 680°CX14H 1.2 WU 17.1 30.1 46 1.76 本
23 1150 750 3.5 77 0.8 810°CX 1分 1.0 WU 17.5 30.6 45 1.73 本 m^m,連：^^ 箱：箱雜屯 表面 EG:¾^«メツキ TC :鉛メツキ U:有 « ^付き メツキ 養 ^
〔実施例 5〕
第 9表に示す成分の鋼を、 第 10表に示す条件で熱間圧延、 冷間圧 延、 焼鈍し、 溶融亜鉛メ ツキを行った。 この時得られた材質を、 第 10表に併せて示す。
このよ うに、 本発明の鋼板は溶融亜鉛メ ツキ処理後も優れた材質 を示した。
なお、 溶融亜鉛メ ツキは目付け量を片面 lOOgZm2 と した。
第 9 表
C SixlO- 3 S A1X10— 3 N B フリー N * TiN **
No. 備 考
PPm % % % PPm % ppm % PPm pm の形態
24 501 12 222
X 6 144 60 82 24 12 a 本翻
25 432 9 237 19 125 35 111 31 17 20 a 本発明
X
1
* フリー N ： total N-Ti/3.42
U TiNの形態： a :0.05〃m≤ TiNサイズ lO zm力 の 50% h
b： 10 m< TiNサイズ力 の 50% i:
c ： TiNサイズく 0.05//m力 の 50%J¾±
ァンダーライン部 (ά*発明 分を示す
X
第 10 表
Figure imgf000025_0001
m^ ,連：« ^屯 箱：箱辦屯
表面^ I GI： メツキ
〔実施例 6〕
第 1 1表に示す成分の鋼を、 第 12表に示す条件で熱間圧延、 冷間圧 延、 焼鈍し、 電気錫メ ツキを行った。 この時得られた材質を、 第 12 表に併せて示す。
このように、 本発明の鋼扳はブリキ用鋼板しても優れた材質を示 す。
第 11 表
Figure imgf000027_0001
本 フリー N ： total N-Ti/3.42
TiNの形態： a :0.05/zm≤ TiNサイズ≤10 /m力 の 50% h b： 10//m< TiNサイズカ糧の 50% ii c： TiNサイズく 0.05 zmカ^ *の 50%J¾±
アンダーライン部〖i*¾H月 の部分を示す
第 12 表
Figure imgf000028_0001
* 調質腿 ： 肝率 1. 3%
^硬 度 ロックゥヱノレ (HR30T)
〔実施例 7〕
第 13表に示す成分の鋼を、 第 14表に示す条件で熱間圧延、 冷間圧 延、 焼鈍した。 この時得られた材質を、 第 14表に併せて示す。
Sn, Cr, N i等スクラ ップに不可避的に含有されている元素が含有 されても、 本発明の効果は何等損なわれなかった。 即ち、 基本成分 及び T i Nの量、 形態が本発明の範囲内であれば良好な加工性を得る ことができた。
第 13 表
Figure imgf000030_0001
* フリー N ： total N-Ti/3.42
TiNの形態： a :0.05 /m≤ ΤίΝサイズ≤10〃m力 の 50% h
b :10 く TiNサイズカ糧の 50% _b
c ： TiNサイズ <0.05 m;6¾*の 50%J¾_h ァンダーライン部 (i*発明 fgffl^の部分を示す
第 14 表
Figure imgf000031_0001
mmi 連： 屯 箱：箱 屯
産業上の利用可能性
本発明によると、 スクラ ップを再利用する際に、 不可避的に高い レベルになる Nを無害化でき、 高 Nであつても加工性のよい冷延鋼 板を得ることができる。
本発明による冷延鋼板は、 単に冷延鋼板と してではなく表面に溶 融亜鉛メ ツキ、 電気亜鉛メ ツキ、 電気錫メ ツキ鋼板等の表面処理鋼 板の原板と しても利用可能であり、 その工業的意味は極めて大きい

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で C : 0.1%以下、 N : 0.0060〜0.0150%、 Mn： (Mn / S≥ 7を満す範囲） 〜 0.4%、 S ： 0.030%以下、 A1： 0.005〜
0.1%及び了1 ： (N (%) -Ti/3.42 (%) ≤ 0.0070%を満す範囲） 〜0.08%を含有し、 残部 Fe及び不可避的不純物からなり、 かつ 0.05 〜10 z mのサイズを有する TiNが TiN総重量の 1 Z 2以上の重量で 析出している組織からなる加工性に優れた冷延鋼板。
2. 含有する Tiが N (%) -Ti/3.42 (%) O.0040%の範囲で ある請求の範囲 1記載の冷延鋼板。
3. 含有する Τίが 0.0020≤ N (%) -Ti/3.42 (%) ≤ 0.0070% の範囲である請求の範囲 1記載の冷延鋼板。
4. 更に B ： 1.0≤ 1.3X B (%) / (N (%) — Ti (%) / 3.42) ≤1.5 を含有する請求の範囲 2記載の冷延鋼板。
5. 重量％で、 C : 0.1%以下、 N : 0.0060〜0.0150%、 Mn： (Mn Z S≥ 7を満す範囲） 〜 0.4%、 S : 0.03%以下、 A1： 0.005〜0.1 %及び Ti： (N (%) -Ti/3.42 (%) ≤ 0.0040%を満す範囲） 〜 0.08%を含有し、 残部 Fe及び不可避的不純物からなる溶鋼を铸造す るに当り、 凝固温度〜 600°Cの温度範囲を 10〜50°C/分の冷却速度 で冷却することにより得られた铸片内に 0.05〜10 cz mのサイズを有 する TiNを TiN総重量の 1 Z 2以上の重量で析出せしめ、 該铸片を 加熱し、 熱間圧延し、 得られた熱延鋼帯を 700°C以上の温度で卷取 り、 冷間圧延し、 次いで連続焼鈍を行う加工性の優れた冷延鋼板の 製造方法。
6. 重量％で、 C : 0.1%以下、 N : 0.0060〜0.0150%、 Mn： (Mn ZS≥ 7を満す範囲）.〜 0.4%、 S : 0.03%以下、 A1： 0.005〜0.1 %、 Ti ： (N (%) -Ti/3.42 {%) ≤ 0.0040%を満す範囲） 〜
0.08%及び B ： 1.0≤ 1.3X B (%) / (N (%) — Ti (%) / 3.42) ≤ 1.5 を含有し、 残部 Fe及び不可避的不純物からなる溶鋼を 铸造するに当り、 凝固温度〜 600°Cの温度範囲を 10〜50°Cノ分の冷 却速度で冷却することにより得られた铸片内に 0.05〜10 mのサイ ズを有する TiNを TiN総重量の 1 Z 2以上の重量で析出せしめ、 該 铸片を加熱し、 熱間圧延し、 得られた熱延鋼帯を卷取り、 冷間圧延 し、 次いで連続焼鈍を行う加工性の優れた冷延鋼板の製造方法。
7. 重量％で、 C : 0.1%以下、 N ： 0.0060〜0.0150%、 Mn： (Mn Z S ≥ 7を満す範囲） 〜 0.4%、 S ： 0.030%以下、 A1 ： 0.005〜 0.1%及び Ti : (0.0020≤ N (%) -Ti/3.42 (%) O.0070%を 満す範囲） 〜0.08%を含有し、 残部 Fe及び不可避的不純物からなる 溶鋼を铸造するに当り、 凝固温度〜 600°Cの温度範囲を 10〜50°Cノ 分の冷却速度で冷却することにより得られた铸片内に 0.05〜10 m のサイズを有する TiNを TiN総重量の 1ノ 2以上の重量で析出せし め、 該铸片を 1130°C以上に加熱し、 熱間圧延し、 得られた熱延鋼板 を 65CTC以下の温度範囲で巻取り、 冷間圧延し次いで箱焼鈍を行う 加工性の優れた冷延鋼板の製造方法。
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