WO1998028457A1 - Tole d'acier mince ayant une aptitude elevee a l'emboutissage en tube rectangulaire, et procede de fabrication associe - Google Patents

Tole d'acier mince ayant une aptitude elevee a l'emboutissage en tube rectangulaire, et procede de fabrication associe Download PDF

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WO1998028457A1
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rolling
steel sheet
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thin steel
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Kaneharu Okuda
Yoshikazu Kawabata
Kei Sakata
Takaaki Hira
Atsushi Ogino
Takashi Obara
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Kawasaki Steel Corporation
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    • C21D8/0436—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel sheet which is suitable for forming a rectangular cylinder-shaped part such as an oil pan of an automobile and has excellent drawability of a rectangular cylinder, and a method for producing and using the same.
  • R value as a material characteristic necessary for this deep drawing steel plate (Lankford value, hereinafter abbreviated as r value), the country average: values ((r L + 2 r D + rc) 4, where r L, r D, r c, respectively rolling direction, the rolling direction of 45 °, represents the r value in the direction perpendicular to the rolling direction) has been that requires high.
  • Wall cracking occurs with slightly higher strength and ⁇ value (thickness distortion at the occurrence of cracks in pure stretch forming), and with smaller crystal grain size.
  • the tendency of occurrence of cracks to be suppressed was, for example, the degree known from Plasticity and Working, vol. 10, No. 101 (1969-6), p. 425.
  • an object of the present invention is to provide a thin steel sheet having excellent rectangular tube drawability, particularly suppressing the occurrence of wall cracks in rectangular tube draw forming, and a method for producing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a steel sheet which does not crack when it is drawn into rectangular cylinders having various plane shapes (shapes on a plan view of a molded product) using the thin steel sheet.
  • the purpose is to propose a method of using a thin steel sheet suitable for this shape.
  • Mn l.O wt% or less
  • P 0.15wt% or less
  • N contains 0.008 wt% or less
  • Mn l.0 wt% or less
  • P 0.15 wt% or less
  • Ti 0.001 to 0.20 wt%
  • Nb One or two of 0.001 to 0.15 wt%.
  • composition of the steel sheet is C: 0.02 wt% or less, Si: 0.5 wt% or less,
  • Mn 1.0 wt% or less
  • P 0.15 wt% or less
  • N contains 0.008 wt% or less
  • Ti 0.001 to 0.20 wt%
  • Nb One or two of 0.001 to 0.15 wt%.
  • Se The thin steel sheet according to the above (1) or (2), comprising one or more of 0.001 to 0.05 wt%, and the balance being Fe and unavoidable impurities. (Claim 6 of the claim)
  • Mn l.0 wt% or less
  • P 0.15 wt% or less
  • N contains 0.008 wt% or less
  • Ti 0.001 to 0.20 wt%
  • Nb one or two of 0.001 to 0.15 wt%
  • Se The thin steel sheet according to the above (1) or (2), comprising one or more of 0.001 to 0.05 wt%, and the balance being Fe and unavoidable impurities. (Claim 7)
  • N contains 0.008 wt% or less
  • Se A method for producing thin steel sheets, characterized in that the composition contains one or more of 0.001 to 0.05 wt%. (Claim 11),
  • Figure 1 shows the effect of the difference between the r value in the inflow direction at the right side and the r value in the inflow direction at the corner on the amount of flow of the corner flange into the wall in square tube drawing. It is a graph shown.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a mechanism in which the amount of the flange at the corner portion flowing into the wall is affected by the r value of the corner portion and the right side portion.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing punching of a rectangular press-formed original plate from a steel strip.
  • FIG. 4 is a graph showing the effect of the base plate annealing temperature on the r value in each direction.
  • FIG. 5 is a graph showing the effect of the base plate annealing time on the r value in each direction.
  • Figure 7 (r L + rc) / 2 - is a graph showing the r D and T (unit ⁇ ) (20 + log t (unit sec)), and relationship.
  • FIG. 8 shows the effect on drawability of square cylinder! ⁇ Is a diagram showing the effect of r D, r c.
  • FIG. 9 is a diagram showing the definition of the length of the right side portion.
  • FIG. 9 (a) shows an example with a step when viewed from the side
  • FIG. 9 (b) shows an example with a projection when viewed from a plane.
  • the inventors investigated the mechanism of occurrence of wall cracks during drawing of a rectangular cylinder. As a result, the following was found.
  • the amount of the flange at the corner part flowing into the wall is determined by the r value (r T ) in the inflow direction of the corner part being r (r s The smaller the value, the larger the value.
  • r s is the average of the r values in the inflow direction at both right sides of the corner.
  • a rectangular test piece with 88 mm on a side was obtained by changing the stripping direction so that the diagonal direction was 0 and 45 ° with the rolling direction. .
  • the test pieces were set so that the corners of the test pieces coincided with the corners of the rectangular cylinder punch.
  • the wrinkle suppressing force was set to 4 ton, and the drawing height was reduced to 30 bands.
  • the punch is a square with a side of 40mm, side R 10mm, and punch shoulder R5. Measure the diagonal length of the flange before and after drawing, subtract the diagonal length after drawing from the diagonal length of the test specimen before drawing, and with that value 1 Z 2, the flange flows into the wall Amount.
  • the r value (r T ) in the inflow direction at a part of the corner must be smaller than the r value (r s ) in the inflow direction at the right side.
  • the r value of the straight edge portions on both sides sandwiching the corner one Needless to say, both must be high.
  • Figures 4 and 5 show the relationship between the annealing conditions of the base plate and the r-value in each direction of the steel sheet ⁇ ). From these figures, as the mother sheet annealing temperature is high, or the longer the mother sheet annealing time while r D is reduced! ⁇ Turned out to be high. Further, since the time r c is not less change, r L one r D, r c - r D and (r L + r c) / 2 - r D is large and, (+ 2 r D + rc ) / 4 was also found to be large.
  • both r L -r D and (r L + r c ) / 2 -r D are the base plate annealing temperature T (° C) and the base plate annealing time t ( sec) is a function of (T + 273) is capable of organizing at (20 + log t), with (T + 273) (20 + log t) ⁇ 2.50X10 4, r L - r D ⁇ 0.3, and (r L + r c ) / 2-r D ⁇ 0.67.
  • r c -r D ⁇ 0.3 and (r L +2 r D + r c ) /4 ⁇ 2.7 were also satisfied.
  • FIG. 4 shows Nos. 1, 4, and 7 in Table 2 in Examples described later
  • FIG. 5 shows Nos. 8, 12, and 16 in Table 2
  • FIGS. chemical composition and hot rolling conditions in does not satisfy this onset bright manufacturing conditions No.18, the data except 24, 25, 26, 29, 30, is the result of organizing each for a r 3 to 500 The rolling reduction is all over 80%.
  • the base plate annealing temperature is high or the base plate annealing time is long, the ferrite grain size increases, the carbonitrides become spherical, and the distribution becomes coarse. Due to these factors, the amount and distribution of strain during cold rolling change, and after the final annealing, in addition to the ⁇ 111 ⁇ texture, a slight ⁇ 2111 ⁇ texture develops. It is probable that the following r value was obtained.
  • the base plate annealing temperature must satisfy not only the condition of (T + 273) (20 + log t) but also the condition of not less than 745 ° C and not more than 920 ° C. This is because, when the annealing temperature of the base plate exceeds 920 ° C, the crystal grain size becomes too large, the surface becomes rough during the subsequent cold rolling, and the distortion of the cold rolling becomes non-uniform and the r-value decreases. Problem arises. On the other hand, if the base plate annealing temperature is lower than 745 ° C, the required annealing time exceeds 10 hours, which is not economical.
  • FIG. 8 summarizes the data of Tables 4 and 5 in the working example.
  • the length of the rectangular tube straight sides refers to the length of the straight sides of the planar shape of the square tube was out
  • the actual three-dimensional shape of a rectangular tube product is rarely a simple one.
  • Fig. 9 (a) there is a step, and when viewed from a flat surface as shown in Fig. 9 (b). In many cases, it has various complicated shapes, such as those with convex parts, those combined, etc. As shown in FIG. It shall mean the maximum length.
  • the reason that the relational expression of the r value differs depending on the length ratio of the right side portion is that, in the drawing of the square tube, the material in the long side direction is the inflow characteristic of the aforementioned square tube. This is considered to be because sufficient molding can be performed even if the flow of the short side is small in order to dominate.
  • the molding allowance with respect to the length ratio of the right side is the length ratio! ⁇ / L c or L c / L L was found to be affected by the square.
  • the heating temperature for hot rolling is preferably in the range of 900 to 1200 ° C. Following the heating, hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling by multi-pass rolling is performed. The rough rolling and finishing It is necessary to consider the up-rolling as follows.
  • the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation has developed after annealing of the hot-rolled single sheet.
  • the microstructure before finish rolling is made fine and uniform by rough rolling, then a large amount of strain is uniformly accumulated in the steel plate during finish rolling, and the ⁇ 111 ⁇ orientation is preferentially formed during annealing. It is important that
  • the rough rolling ends at 950 ° C at the Ar 3 transformation point, and 0 ⁇ 0 just before finish rolling. It is necessary to cause metamorphosis.
  • the rough rolling is finished just above the Ar 3 transformation point.
  • the end temperature of the rough rolling exceeds 950 ° C, the temperature is 0 ⁇ 0!
  • the end temperature of the rough rolling is set to 950 ° C or lower and the Ar 3 transformation point or higher.
  • the rolling reduction of the rough rolling is desirably set to 50% or more in order to refine the structure.
  • Finish rolling must be performed at a rolling reduction of more than 70%, preferably 80% or more below the Ar 3 transformation point in order to accumulate a large amount of strain during the finish rolling. If the finish rolling is performed at a temperature exceeding the Ar 3 transformation point, the ⁇ ⁇ ⁇ transformation occurs during hot rolling, the strain is released, or the rolling texture becomes random. ⁇ The orientation is not formed preferentially. On the other hand, performing the finish rolling at a temperature lower than 500 ° C is not practical because the rolling load is significantly increased. If the total rolling reduction during finish rolling is less than 70%, the ⁇ 111 ⁇ orientation texture will not develop after hot rolling and sintering.
  • the finish rolling conditions are that the Ar 3 transformation point to 500 ° C., preferably the Ar 3 transformation point to 600 ° C., and the reduction is more than 70%, preferably 80% or more.
  • a lubrication method for example, there is a method in which graphite, low melting point glass, mineral oil, or the like is sprayed or applied to a roll or a steel sheet and adhered thereto, and thereby the friction coefficient between the roll and the steel sheet is reduced to 0.15 or less. can do.
  • Cold rolling is essential to develop a texture and obtain a high average r value and a large ⁇ r, and its rolling reduction must be in the range of 50 to 95%. If the rolling reduction is less than 50% or more than 95%, good properties cannot be obtained.
  • the cold-rolled steel strip that has undergone the cold-rolling process needs to be subjected to finish annealing for recrystallization.
  • the annealing method may be a box annealing method or a continuous annealing method.
  • the heating temperature for annealing is preferably in the range from the recrystallization temperature (about 600 ° C) to 950 ° C.
  • the steel strip after annealing may be subjected to a temper rolling of 10% or less for shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.
  • the steel sheet obtained by the present invention can be applied as an original sheet of a surface-treated steel sheet for processing.
  • the surface of the steel sheet is subjected to a surface treatment such as zinc plating (including alloys), sprinkling, enamel, etc. by a conventional method.
  • C is preferably as small as possible from the viewpoint of drawability of the rectangular cylinder. If the content exceeds 0.02 wt%, a large amount of cementite precipitates in the hot-rolled sheet and lowers the r-value after cold rolling and recrystallization annealing, so that the content is 0.02 wt% or less, preferably 0.008. % Or less. Si: 0.5 wt% or less
  • Si has a function of strengthening steel, and is added in a necessary amount according to a desired strength. If the addition amount exceeds 0.5 wt%, the drawability of the rectangular cylinder is adversely affected, so the content should be 0.5 wt% or less.
  • Mn 1.0 wt% or less ⁇
  • Mn has the effect of strengthening the steel, and is added in a necessary amount according to the desired strength. If the addition amount exceeds 1.0%, the hardness of the hot-rolled sheet sharply increases, the spread after cold rolling and annealing decreases, and the r-value is reduced. 1. The range is Owt% or less. P: 0.15wt% or less
  • P acts to strengthen the steel, and is added in a necessary amount according to the desired strength. If the addition amount exceeds 0.15 wt%, a large amount of phosphide precipitates on the hot-rolled sheet due to the complex addition with ⁇ or Nb, which adversely affects the drawability of the rectangular cylinder after cold rolling and annealing. 0.15wt% or less. S: 0.02wt% or less
  • S since sulfides such as MnS and TiS lower the r-value and the spread, the smaller the amount of S, the more preferable it is from the viewpoint of the drawability of the rectangular cylinder, and the content of S is acceptable up to 0.02 wt%. 0.02 wt% or less.
  • A1 is deoxidized and added as necessary to improve the yield of carbonitride forming elements. If the amount of addition is less than 0.010 wt%, the effect of addition is ineffective, while if it exceeds 0.10%, no further deoxidizing effect can be obtained, so the range is 0.01 to 0.10 t.
  • N forms a solid solution and lowers aging property. Further, it is preferable that solid solution nitrogen lowers the r value after cold rolling and annealing, and the smaller the lower, from the viewpoint of drawability of a rectangular cylinder. Since the content is acceptable up to 0.008 wt%, it should be 0.008 wt% or less.
  • ⁇ is a carbonitride forming element and reduces solid solution C and N in steel before finish rolling and before cold rolling, and gives priority to ⁇ 111 ⁇ orientation in the annealing process after finish rolling and cold rolling. It is added to increase the average r value. There is no effect if the added amount is less than 0.001 wt%. On the other hand, if added in excess of 0.20 wt%, not only no further effect can be expected, but also a decrease in surface quality. Therefore, the amount of Ti added is 0.001 to 0.20 wt%, preferably 0.005 To 0.20 wt%, more preferably 0.035 to 0.10 ⁇ %.
  • Nb is a carbonitride forming element and, like Ti, reduces the solid solution C and N in the steel before finish rolling and before cold rolling. 1 ⁇ It has the effect of forming the orientation preferentially. In addition, it has the effect of making the structure before the finish hot rolling finer to preferentially form the ⁇ 111 ⁇ orientation during the one annealing of finish rolling, and also has the effect of increasing the average r value. In addition, solute Nb also has the effect of accumulating strain during finishing hot rolling and has the effect of promoting the development of texture. If the amount of Nb added is less than 0.001 wt%, the above effect is not obtained.
  • Nb is added in the range of 0.001 to 0.15% by weight, preferably 0.005 to 0.10%.
  • B is an element effective for improving secondary work brittleness and is added as necessary. If the amount is less than 0.0001 wt%, the effect of the addition is not obtained. On the other hand, if it exceeds 0.01% by weight, the drawability of the rectangular cylinder deteriorates. Therefore, it is added in the range of 0.0001 to 0.01% by weight, preferably 0.0001 to 0.005% by weight.
  • the texture after the finish rolling—base plate annealing will have the ⁇ 111 ⁇ orientation developed.
  • the ⁇ 111 ⁇ orientation is further developed by cold rolling and finish annealing, and the average r value is improved.
  • in order to prevent solid solution (:, (C / 12 + N / 14 + S / 32) (Ti / 48 + Nb / 93) should be adjusted according to the amounts of C, N, and S. confirmed.
  • the r-value was measured by a three-point method after applying a 15% tensile prestrain to the IIS-5 tensile test piece.
  • each of the steel sheets according to the present invention that satisfies the respective conditional expressions for the r value has excellent square tube drawing formability.
  • the comparative example when the square tube drawing was performed, either ⁇ fracture or wall fracture occurred, and the moldability was insufficient.
  • the reduction rate of the lubricating rolling in the temperature range of A r 3 ⁇ 500 ° C by 80% or more, r c one r D ⁇ 0.3 and! ⁇ -r D ⁇ 0.3 can be satisfied, and molding can be performed regardless of the planar shape of the rectangular cylinder drawing.
  • the present invention provides a thin steel sheet having excellent square tube drawability, particularly suppressing the occurrence of wall cracks in square tube draw forming, and a method for producing the same. Furthermore, when the thin steel sheet of the present invention is drawn into square cylinders having various plane shapes (shapes in a plan view of a molded product), the thin steel sheet suitable for this shape does not generate cracks. We propose how to use steel plates.
  • the outstanding rectangular cylinder drawing formability can be achieved. Therefore, conventionally, several molded parts were manufactured by welding and assembling, and rectangular cylinder-shaped parts with a large molding height, such as oil pans for automobiles, could be easily manufactured by press molding, and the process was omitted. Productivity can be improved and cost can be significantly reduced.

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Description

角筒絞り成形性に優れる薄鋼板およびその製造方法 技術分野
この発明は、 自動車のオイルパン等の角筒形状の部品等の成形に用いて好適な、 角 筒絞り成形性に優れる薄鋼板およびその製造方法ならびに使用方法に関するもので ある。 背景技術
たとえばオイルパン等の自動車用部品の様に、 プレス成形高さが高い場合や形状が 複雑な場合の成形には、 従来から深絞り用鋼板が用いられている。 この深絞り用鋼板 に必要な材料特性としては r値 （ランクフォード値， 以下単に r値と略記する） 、 と くに平均]:値 （ （r L + 2 r D + r c ) 4、 ここで r L 、 r D 、 r c は、 それぞれ圧延方向、 圧延 45° 方向、 圧延直角方向の r値を表す）が高いことが必要と されてきた。 また、 r値の面内異方性 A r = ( r L + r c ) / 2 - r D は、 従来 から、 専ら小さい方が均等に絞れて歩止まりが良いとされてきた。 また、 この A rを 小さくすることは r値を高める手段としても有効であるとされてきた。
このため、 従来の材料開発は、 このような観点にたって進められ、 そのための努力 が数多く行われてきた。 例えば、 極俾炭素鋼 （C≤0. 008 wt %) に炭化物形成元素で ある Ti、 Nbなどを添加した冷延鋼板が開発された。 さらに最近、 この極低炭素鋼に 温間潤滑圧延を施して、平均 r値 2. 6以上というさらなる高 r値を得る技術も、例え ば、 特開昭 64- 28325号公報、 特開平 2-47222 号公報に提案されている。
しかしながら、 上記の超高 r値鋼板といえども、 実際に角筒絞り成形すると、 プレ ス成形時にしばしば破断を生じることがあった。 ここで、 角筒絞り成形とは、 軸対称 な円筒絞り成形とは異なり、 図 3に示すような非対称的な絞り変形である。 従来、 こ のような破断を回避するために、 r値の不足が原因であるとの考え方のもとに、 単に、 平均 r値を増加させたり、 を低減させることが試みられ、 鋼板製造工程をさらに 工夫するべく多大な労力が払われていた。 しかし、 それでもなお、 破断を有効に防ぐ ことはできなかった。
ところで、 このような破断箇所をよく調べると、 通常の深絞り性試験 （円筒成形） に見られる α破断 （ボンチ肩部からの割れ） のみでではなく、 壁割れ、 すなわちコー ナ一の壁の途中からの割れが発生していることが多い。 このような割れ形式は、 円筒 成形では発生することが少なく、 角筒成形に特有な割れであるといえる。
この角筒成形にみられる壁割れについての研究は少なく、 わずかに強度、 Τ値 （純 粋張出し成形における割れ発生時の板厚歪み） が高いほど、 また、 結晶粒径は微細な ほど壁割れの発生が抑制される傾向にあることが、 例えば、 塑性と加工、 vol. 10、 No. 101 (1969 - 6 ) 、 P. 425 により知られている程度であった。
しかし、 オイルパン等の成形高さが大きい部品では、 高い平均 r値を必要とし、 r 値とこの r値を低下させる要因となる高強度化、微細粒化とを両立させることは材質 上困難であるという問題があった。 また、 T値については、 その値を向上させる有効 な手段が知られていないという問題があつた。
上述したように、角筒成形のような成形様式における材料特性の研究が少ないため、 角筒成形時に発生する壁割れに対して、鋼板のどのような要因が影響しているのか、 未だに殆ど明らかにされていないのが実情である。 このような状況下で、 当然のこと ながら、角筒成形に適した材料特性を有する鋼板あるいはその製造方法についてはほ とんど検討されていないのが現実である。
そこで、 本発明の目的は、 角筒絞り成形性に優れた、 特に、 角筒絞り成形における 壁割れの発生を抑制した、 薄鋼板およびその製造方法を提供することにある。
また、 本発明の他の目的は、 この薄鋼板を用いて、 種々の平面形状 （成形品の平面 図上の形状） をもつ角筒に絞り成形する際に、 割れを発生することのない、 この形状 に適した薄鋼板の使用方法を提案することにある。 発明者らは、 まず、 角筒絞り成形における壁割れを抑制するために必要な材質特性 についての研究を行った。 そして、 種々の試行錯誤をへて、 角筒絞り成形において壁 割れを防止するには、 平均 r値を高く保ちつつ、 △!·を含む r値の板面における異方 性を、 ある程度大きくすることがむしろ有利であることを知見した。 また、 良好な角 筒絞り性を得るために必要な、 各板面方向の r値が満たすべき条件、 とりわけ角筒の 平面形状が圧延方向との関係で変化した場合でも良好な角筒絞りが可能な条件を具 体的に確定することができた。
さらに、 このような r値の異方性を、 平均 r値を低下させることなく確保するため には、 製造条件のなかでも、 特に、 熱間圧延における温間潤滑熱延、 そしてこの熱延 板を焼鈍する母板焼鈍などの条件が大きなポイントであることを知見した。
本発明はこれら知見に基づいて完成したものであり、その要旨構成は次のとおりで ある。 発明の開示
(1) 鋼板各方向のランクフォード値が、 次式；
( r L + r c ) ノ2— r D ≥0. 67および
( r L + 2 r D + r c ) 4≥ 2. 7の関係、
ただし、 ：圧延方向のランクフォード値
r D ：圧延 45° 方向のランクフォード値
r c ：圧延直角方向のランクフォード値 ， を満たしていることを特徴とする角筒絞り成形性に優れる薄鋼板。 （請求の範囲第 1 項）
(2) 鋼板各方向のランクフォード値が、 次式；
( r L + r c ) / 2 - r D ≥0. 67および
( r L + 2 r D + r c ) / 4≥ 2. 7
の関係を満たし、 さらに r c - r D ≥0.3 および - r D ≥0.3 のうちの少なくとも一方の関係、 ただし、 ：圧延方向のランクフォード値
rD ：圧延 45° 方向のランクフォード値
r c ：圧延直角方向のランクフォード値
を満たしていることを特徴とする角筒絞り成形性に優れる薄鋼板。 （請求の範囲第 2 項）
(3) C： 0.02wt%以下を含有する上記（1) または （2)に記載の薄鋼板。 （請求の範 囲第 3項）
(4) 鋼板の成分組成が、
C : 0.02wt%以下、 Si : 0.5 wt%以下、
Mn : l. O wt%以下、 P : 0.15wt%以下、
S : 0.02wt%以下、 Al : 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする上記（1) または （2)に記載 の薄鋼板。 （請求の範囲第 4項）
(5) 鋼板の成分組成が、
C : 0.02wt%以下、 Si : 0.5 wt%以下、
Mn : l.0 wt%以下、 P : 0.15wt%以下、
S : 0.02wt%以下、 Al： 0.01〜0.10wt%、 ， N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 さらに
B ： 0.0001〜0.01wt%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなることを特 徴とする上記（1) または （2)に記載の薄鋼板。 （請求の範囲第 5項）
(6) 鋼板の成分組成が、 C : 0.02wt%以下、 Si : 0.5 wt%以下、
Mn : 1.0 wt%以下、 P : 0.15wt%以下、
S : 0.02wt%以下、 Al : 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 さらに
Sb： 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0.05wt%、
Se： 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可 避的不純物からなることを特徴とする上記（1) または （2)に記載の薄鋼板。 （請求の 範囲第 6項）
(7) 鋼板の成分組成が、
C : 0.02wt%以下、 Si : 0.5 wt%以下、
Mn : l.0 wt%以下、 P : 0.15wt%以下、
S : 0.02wt%以下、 Al : 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti : 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種、 および
B ： 0.0001〜0.01wt%を含有し、 さらに
Sb： 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0· 05wt%、
Se： 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可 避的不純物からなることを特徴とする上記（1) または （2)に記載の薄鋼板。 （請求の 範囲第 7項）
(8) 上記（4) 〜（7) のうちのいずれか 1つにおいて、 鋼板中の C、 N、 S、 Tiおよ び Nbの含有量が、
1.2(C/12 + N/14+S/32) く（Ti /48 + Nb/93)
の関係を満足する薄鋼板。 （請求の範囲第 8項）
(9) C ： 0.02wt%以下、 Si： 0.5 wt%以下、 Mn : l.0 ^%以下、 P : 0.15wt%以下、
S : 0.02wt%以下、 Al : 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、 950 °C〜A r 3変態点の温度域で粗圧延 を終了し、 A r 3変態点〜 500 °Cの温度域で潤滑を施しつつ 70%を超える圧下率で仕 上圧延したのち、 酸洗し、 得られた母板を、 下記（1) 式および (2) 式を満足する条件 で母板焼鈍し、 その後、 50〜95%の圧下率で冷間圧延し、 再結晶焼鈍することを特徴 とする、 角筒絞り成形性に優れる薄鋼板の製造方法。 （請求の範囲第 9項）
(T + 273 ) (20+log t ) ≥2.50X 104 …… (1)
745 ≤T≤920 …… （2)
ただし、 Τ：母板焼鈍温度（ °C)
t ：母板焼鈍時間（sec)
(10) 上記（9) において、 鋼組成がさらに、
B： 0.0001〜0.01wt%を含有する組成になることを特徴とする、 薄鋼板の製造方法。 (請求の範囲第 1 0項）
(11) 上記（9) または（10)において、 鋼組成がさらに、
Sb： 0.001 〜0.05wt%、 Bi： 0.001 〜0.05wt%、
Se： 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有する組成になることを特 徴とする、 薄鋼板の製造方法。 （請求の範囲第 1 1項） ，
(12) 上記（9) 〜（11)のうちのいずれか 1つにおいて、 鋼板中の C、 N、 S、 Πおよ び Nbの含有量が、
1.2(C/12 + N//14+S/32) < (Ti /48 + Nb/93)
の関係を満足して含有する組成になることを特徴とする、 薄鋼板の製造方法。 （請求 の範囲第 1 2項）
(13) 薄鋼板を使用して角筒絞り成形するに際し、角筒の平面形状および薄鋼板のラ ンクフォード値が下記式を満たすように調整することを特徴とする薄鋼板の使用方 法。 （請求の範囲第 13項）
記
(r L + r c ) /2- rD ≥0.67かつ
(r L + 2 r D + r c ) /4≥ 2.7、 さらに
LL ≥LC のとき
r c - r D ≥0.3 、 かつ
― r 0.4- 0.1 (LL
L L c のとき
r L - r D ≥0.3 、 かつ
r c - r D ≥ 0.4— 0.1 (Lc /LL ) 2
ただし、 Lt 角筒直辺部の圧延方向長さ
Lc 角筒直辺部の圧延直角方向長さ
圧延方向のランクフォード値
圧延 45° 方向のランクフォード値
― 圧延直角方向のランクフォード値
(14) 薄鋼板を使用して角筒絞り成形するに際し、角筒の平面形状および薄鋼板のラ ンクフォード値が下記式を満たすように調整することを特徴とする薄鋼板の成形方 法。 （請求の範囲第 14項）
記 ， (r L + r c ) Z2— rD ≥0.67かつ
( r L + 2 r D + r c ) ノ4≥ 2.7、 さらに
LL ≥LC のとき
- r D ≥0.3 、 かつ
- r D ≥ 0.4- 0.1 (LL /Lc )
L, <Lr のとき r L - r, ≥0.3 、 かつ
r c - r I ≥ 0.4- 0.1 (Lc /LL ) 2
ただし、 角筒直辺部の圧延方向長さ
Lc 角筒直辺部の圧延直角方向長さ
r L 圧延方向のランクフォード値
r D 圧延 45° 方向のランクフォード値
r c 圧延直角方向のランクフォード値 図面の簡単な説明
図 1は、 角筒絞り成形における、 コーナー部分のフランジが、 壁へ流入する量に及 ぼす、直辺部分の流入方向の r値とコーナー部分の流入方向の r値との差の影響を示 すグラフである。
図 2は、 コーナー部分のフランジが、 壁へ流入する量が、 コーナー部分と直辺部分 の r値に影響される機構について説明するための模式図である。
図 3は、 鋼帯から、 角筒形状のプレス成形用原板の打ち抜きを示す模式図である。 図 4は、 各方向の r値に及ぼす母板焼鈍温度の影響を示すグラフである。
図 5は、 各方向の r値に及ぼす母板焼鈍時間の影響を示すグラフである。
図 6は、 ]^ - r D と T (単位 κ) (20+ log t (単位 s e c) ) との関係を示すグラ フである。
図 7は、 （rL + r c ) /2 - r D と T (単位 κ) (20 + log t (単位 s e c) ) ，と の関係を示すグラフである。
図 8は、 角筒絞り成形性に及ぼす！^ 、 rD 、 rc の影響を示す図である。 図 9は、 直辺部長さの定義を示す図である。 図 9 (a) は側面から見たときに段差 のある例、 図 9 (b) は平面で見たときに凸部のある例を示す図である。
発明を実施するための最良の形態 以下、 本発明について詳細に説明する。 ―
発明者らは、 角筒絞り成形時の壁割れの発生機構について調査を行った。 その結果、 以下のことが判明した。
(1) 壁割れが発生しやすい鋼板は、 コーナー部分のフランジが壁へ流入し難い傾向を 示す。
(2) コーナ一部分のフランジが壁に流入する量は、 図 1に示すように、 コーナ一部分 の流入方向の r値 （r T とする） が直辺部分の流入方向の r値 （r s とする） に比 ベて小さいほど、 大きくなる。 ここで、 r s はコーナ一を挟む両直辺部分の流入方 向の r値の平均とする。
先ず、 図 1に示す結果が得られた実験について説明する。
r値が種々の値を示す、 厚さ 1. 2 mmの鋼板から、 対角線の方向が圧延方向と 0、 45° となるように板取方向を変化させた一辺 88删 の矩形試験片を採取した。 これら の試験片を、 防鲭油を塗布後、 試験片の角が角筒ポンチの角と一致する向きにセット し、 しわ抑え力を 4 tonとして、 成形高さ 30匪までの絞りを行った。 ポンチは正方 形で一辺 40mm、 辺の R 10mm, そしてポンチ肩 R 5誦である。 絞り加工前後のフラン ジの対角線長さを測定して、絞り加工前の試験片の対角長さから絞り加工後の対角線 長さを差し引き、 その値の 1 Z 2をもって、 フランジが壁に流入する量とした。
上記（2) のように、 コーナ一部分のフランジが壁に流入する量がコーナ一部分と直 辺部分の r値に影響される機構については、 必ずしも明らかではないが、 発明者らは 以下のように考えている。 ， 角筒絞りにおいては、 コーナ一の絞り比が非常に大きいため、 コーナー部分の壁を 引張るだけでは、 コーナーのフランジを流れ込ませることが困難であり、 直辺部分の フランジが角部分のフランジを引張る作用が必要となる。 そのためには、 図 2に模式 的に示すように、 鋼板の直辺部分の流入方向 （図中①方向） の r値を、 コーナ一部分 の流入方向 （図中②方向） より大きくすることが有効と考えられる。 この場合、 絞り 時に直辺部のフランジが③方向に大きく縮んで、 コーナ一部分のフランジを②方向へ 引っ張ることができる。 ―
いずれにしても、 角筒絞り成形において壁割れを抑制するためには、 コーナ一部分 の流入方向の r値 （rT ) が直辺部分の流入方向の r値 （r s ) に比べて小さいこ とが有効であることが分かった。 なお、 図 1では r s としてコーナ一を挟む直辺部 分の流入方向の r値の平均を用いたが、 壁割れ抑制のためには、 コーナ一を挟む両側 の直辺部の r値がともに高いことが必要であることはいうまでもない。
また、 角筒絞り成形においても、 平均 r値が低下すると、 前述したようなコーナー 部分のポンチの肩で割れる、 いわゆる 「α破断」 が生じる。 このために、 角筒絞り成 形への用途の鋼板においても平均 r値が高いことは必要である。
一般に、 鋼帯から角筒形状の製品の原板を打ち抜く場合は、 鋼板の歩留まりを考慮 して、 図 3に示すような打ち抜きが行われる。 この打ち抜きの場合には、 角筒のコー ナ一部分の流入方向は圧延方向と 45° の向きとほぼ一致し、直辺部分の流入方向は圧 延方向または圧延直角方向の向きと一致する。
このことから、 前述の知見に従えば、 r値の異方性 Δ Γ= (rL + r c ) /2 - rD が大きく、 かつ、 平均 r値 = (rL + 2 rD + rc ) /4も大きい鋼板が、 角筒絞り成形性に優れていることになる。
そこで、 発明者らは、 平均 r値を低下させることなく、 （rL + r c ) /2 - r D の大きい鋼板を得るため、 高 r値鋼板をベースにしてさらなる製造方法の研究 を行った。 得られた結果を図 4〜 8に示す。
図 4および図 5は、母板焼鈍条件と鋼板各方向の r値との関係を調べたものであ^)。 これらの図から、 母板焼鈍温度が高いほど、 あるいは母板焼鈍時間が長いほど、 r D が低下する一方で！^ が高くなることがわかった。 また、 このとき rc はあまり変 化しないので、 rL 一 rD 、 rc - r D および（ r L + r c ) / 2 - r D が 大きく、 かつ、 （ + 2 rD + r c ) /4も大きくなることがわかった。
そして、 図 6および図 7に示すように、 r L - r D および（ r L + r c ) / 2 - rD は、 いずれも母板焼鈍温度 T (°C) と母板焼鈍時間 t (sec) の関数である (T + 273 ) (20+log t)で整理が可能であり、 （T + 273 ) (20 + log t)≥2.50X104 で、 rL - rD ≥0.3 、 かつ （rL + rc ) /2 - rD ≥0.67となることがわ かった。また、 このとき、 rc - r D ≥0.3 、および（rL + 2 r D + r c ) / 4≥ 2.7も満たしていた。
なお、 図 4は、 後述する実施例における表 2中の No. 1、 4、 7を、 図 5は同表 2 中の No. 8、 12、 16 を、 また図 6および 7は同表 2中の化学成分と熱延条件が本発 明の製造条件を満足しない No.18 、 24、 25、 26、 29、 30を除くデータを、 それぞれ 整理した結果であり、 A r 3〜500 での圧下率は全て 80%以上である。
冷延焼鈍板の r値に母板焼鈍温度が影響する機構については、必ずしも明らかでは ないが、 発明者らは以下のように考えている。
母板焼鈍温度が高く、 あるいは母板焼鈍時間が長くなると、 フェライト粒径が大き くなり、 炭窒化物が球状化して、 その分布も粗になる。 これらの要因により、 冷延時 のひずみの蓄積量、 分布が変化して、 仕上げ焼鈍後に、 { 1 1 1 } 集合組織に加えて、 わずかに {2 1 1 }集合組織も発達するために、 前述のような r値が得られたと考え られる。
母板焼鈍温度は上記 （T + 273 ) (20+log t)の条件のほか、 同時に、 745°C以上、 かつ 920 °C以下の条件をも満たす必要がある。 というのは、 母板焼鈍温度が 920 °C を超えると、 結晶粒径が粗大になり過ぎて、 続く冷延時に表面が荒れたり、 冷延の歪 みが不均一になって r値が低下するという問題が発生する。 一方、 母板焼鈍温度が 745 °C未満では必要な焼鈍時間が 10hrを超えて経済的でない。 ， 図 8は、 製造条件を変えて rL 、 rD 、 rc を変化させた鋼板について、 角筒 絞り成形試験を行った結果をまとめたものである。 これから、 欠陥のない良好な角筒 絞り成形性を得るためには、 （i^ + r c ) /2 - r D ≥0.67および （ι^ + 2 rD + r c ) Z4≥ 2.7 の条件を満足させる必要があることがわかる。 なお、 図 8は、 実施例における表 4および表 5のデータを整理したものである。
発明者らはさらに検討を行い、 上記条件に加えて、 rL - rD ≥0.3 、 rc 一 rD ≥0.3 の少なくとも一方の関係を満たせば角筒の成形性が向上することを知見 した。 これらの関係は、 図 8から解る。 また、 この鋼板を使用して角筒絞り成形する 場合に、角筒の平面形状と薄鋼板の r値との間に以下の関係を満足するように調整し て使用すれば、 一層成形性が向上することを確認した。
すなわち、 角筒直辺部の圧延方向長さを 、 角筒直辺部の圧延直角方向長さを LC とした場合に、 LL と Lc の大小関係から、
① LL ≥LC のときには、
r c - r D ≥0.3 、 かつ r L 一 rD ≥ 0.4— 0.1 (LL ZLC ) 2 とし、
② LL <LC のときには、
r L 一 rD ≥0.3 、 かつ！ "c - rD ≥ 0.4- 0.1 (Lc /LL ) 2 とする。 ここに、 角筒直辺部の長さとは、 角筒の平面形状における直辺部の長さをいう。 た だし、 実際の角筒製品の立体形状は単純なものは少なく、 図 9 (a) のような側面か ら見たときに段差のあるもの、 図 9 (b) のような平面で見たときに凸部のあるもの、 これらの組み合わされたものなど、 種々の複雑な形状ものであることが多い。 このよ うな場合における直辺部は、 図 9に示すように、 短辺および長辺それぞれの最大長さ を意味するものとする。
上記①， ②に示すように、 直辺部の長さ比により、 r値の関係式が異なる理由は、 角筒の絞り成形においては、 長辺方向の材料が、 前述した角筒特有の流れ込みを支配 するために、短辺部の流れ込みが小さくても十分な成形が可能になるからであると考 えられる。このとき、直辺部の長さ比に対する成形余裕度は、長さ比 ！^ /Lc ま たは、 Lc /LL の二乗で影響をうけることがわかった。
以上述べた各 r値間の関係を満たすために必要な製造条件について、前述した母板 焼鈍条件を除き、 次に説明する。
スラブ加熱
熱延のための加熱の温度は、 900 〜1200°Cの範囲がよい。 加熱に続いて、 粗圧延と 多パス圧延による仕上げ圧延とからなる熱間圧延を行う。 このときの粗圧延および仕 上げ圧延を次のように配慮することが必要である。
粗圧延
焼鈍冷延板の平均 r値を高めるためには、 熱延一母板焼鈍した後で { 1 1 1 }方位 の集合組織が発達していることが必要である。 そのためには、 粗圧延で、 仕上圧延前 の組織を微細かつ均一にしておき、 続く、 仕上圧延時に多量のひずみを鋼板に均一に 蓄積させ、 焼鈍時に { 1 1 1 } 方位を優先的に形成させることが重要である。
仕上圧延前の組織を微細かつ均一にするためには、 粗圧延を 950°Cから A r 3変態 点で終了し、 仕上圧延直前にァ→0！変態を生じさせる必要がある。 好ましくは粗圧延 を A r 3変態点直上で終了するのが良い。 一方、 粗圧延の終了温度が 950 °Cを超える と、 ァ→0！変態の生じる A r 3変態点まで冷却される過程で、 回復や粒成長が生じて 仕上げ熱延前の組織が粗大で不均一なものとなる。 よって、 粗圧延の終了温度を 950 °C以下 A r 3変態点以上の範囲で行う。 なお、 粗圧延の圧下率は、 組織微細化の ために 50%以上とするのが望ましい。
仕上圧延
仕上圧延は、仕上圧延時に多量のひずみを蓄積するために、 A r 3変態点以下で 70% 超、 好ましくは 80%以上の圧下率で行う必要がある。 仕上圧延を A r 3変態点を超え る温度で行うと、 熱延中に τ→α変態が生じてひずみが開放されたり、 圧延集合組織 がランダムになって、 続く、 焼鈍時に { 1 1 1 }方位が優先的に形成されなくなる。 一方、仕上圧延を 500 °C未満の温度で行うことは、圧延荷重が著しく増大するために 現実的ではない。 また、 仕上圧延時の合計の圧下率が 70%未満では、 熱延、 母板焼屯 後に { 1 1 1 } 方位の集合組織が発達しない。
よって、 仕上圧延条件は、 A r 3変態点〜 500 °C、 好ましくは A r 3変態点〜 600 °C で、 70%超、 好ましくは 80%以上の圧下率で行うこととする。
この仕上圧延においては、 圧延時に多量のひずみを均一に蓄積するために、 潤滑が 必要である。 なぜなら、 潤滑を行わない場合には、 ロールと鋼板表面の摩擦力により、 鋼板の表層部には付加的剪断力が働き、 熱延一焼鈍後に { 1 1 1 }方位でない集合組 織が発達して、 冷延焼鈍板の平均 r値が低下するからである。
なお、 潤滑方法としては、 例えば、 黒鉛， 低融点ガラス， 鉱物油等を、 ロールまた は鋼板に噴射または塗布して付着させる方法があり、 これによりロールと鋼板の摩擦 係数を 0. 15以下にすることができる。
冷延圧下率
冷延は、 集合組織を発達させて、 高い平均 r値と大きい Δ rとを得るために必須で あり、 その圧下率は 50〜95%の範囲とすることが不可欠である。 冷延圧下率が 50% 未満、 または、 95%を超えると良好な特性が得られなくなる。
仕上焼鈍
冷延工程を経た冷延鋼帯は、 再結晶のための仕上焼鈍を施す必要がある。 焼鈍の方 法は、 箱型焼鈍法または連続焼鈍法のいずれでもよい。 焼鈍の加熱温度は再結晶温度 (約 600 °C) から 950 °Cの範囲とするのが望ましい。
なお、 焼鈍後の鋼帯には、 形状矯正、 表面粗度等の調整のために、 10%以下の調質 圧延を加えてもよい。
また、 本発明で得られた鋼板は、 加工用表面処理鋼板の原板としても適用できる。 この場合には、 鋼板表面に、 亜鉛めつき （合金系含む） 、 すずめつき、 ほうろうなど の表面処理が常法により施される。
次に、 本発明に適用して好適な、 鋼の成分組成について説明する。
C： 0. 02wt %以下
Cは、 角筒絞り成形性のうえから、 少なければ少ないほど好ましい。 その含有量が 0. 02wt %を超えるとセメンタイトが熱延板中に多く析出し、 冷間圧延、 再結晶焼鈍後 の r値を低下させてしまうので 0. 02wt %以下、 好ましくは 0. 008%以下とする。 Si： 0. 5 wt %以下
Siは、鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加される。その添加 量が 0. 5 wt %を超えると角筒絞り成形性に悪影響を及ぼすので、 0. 5 wt %以下の範囲 とする。 Mn： 1.0 wt%以下 ―
Mnは、鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加される。その添加 量が 1.0\^%を超えると、 熱延板の硬さが急激に上昇し、 冷間圧延、 焼鈍後ののびや r値が低下し、 角筒絞り成形性に悪影響を及ぼすので、 1. Owt%以下の範囲とする。 P： 0.15wt%以下
Pは、 鋼を強化する作用があり、 所望の強度に応じて必要量添加される。 その添加 量が 0.15wt%を超えると、 Πや Nbとの複合添加で、 リン化物が熱延板に多量に析出 し、 冷間圧延、 焼鈍後の角筒絞り成形性に悪影響を及ぼすので、 0.15wt%以下とする。 S ： 0.02wt%以下
Sは、 MnSや TiSなどの硫化物が r値やのびを低下させるため、 角筒絞り成形性の うえから少なければ少ないほど好ましレ^その含有量が 0.02wt%までは許容できるの で、 0.02wt%以下とする。
A1： 0.01〜0.10wt%以下
A1は、脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留り向上のために必要に応じて添加され る。 その添加量が、 0.010 wt%未満では添加の効果がなく、 一方、 0.10\^%を超えて 添加してもさらなる脱酸効果が得られないので、 0.01〜0.10 tの範囲とする。
N： 0.008 wt%以下
Nは、 固溶して、 時効性を低下させる、 また、 固溶窒素が、 冷間圧延、 焼鈍後の r 値を低下させ、 角筒絞り成形性のうえから少なければ少ないほど好ましい。 その含有 量が 0.008 wt%までは許容できるので 0.008 wt%以下とする。
Ti： 0.001 〜0.20wt
Πは、 炭窒化物形成元素であり、 仕上圧延前、 冷延前における鋼中の固溶 C、 Nを 低減して、 仕上圧延ゃ冷延後の焼鈍工程で { 1 1 1}方位を優先的に形成させる作用 があり、 平均 r値を高くするために添加される。 その添加量が 0.001 wt%未満では効 果がない。 一方、 0.20wt%を超えて添加してもさらなる効果が望めないばかりか、 表 面品質の低下につながる。 よって、 Ti添加量は 0.001 〜0.20wt%、 好ましくは 0.005 〜0.20wt%、 より好ましくは 0.035 〜0.10^%の範囲とする。
Nb： 0.001 〜0.15wt
Nbは、 炭窒化物形成元素であり、 Ti と同様に、 仕上圧延前、 冷延前における鋼中 の固溶 C、 Nを低減して、 仕上圧延ゃ冷延後の焼鈍工程で { 1 1 1 }方位を優先的に 形成させる作用がある。 また、 仕上げ熱延前の組織を微細にして、 仕上圧延一焼鈍時 に { 1 1 1 }方位を優先的に形成させる作用があり、 平均 r値を高くする作用もある。 さらに、 固溶 Nbには仕上げ熱延時におけるひずみ蓄積効果もあり、 集合組織の発達 を促進する作用もある。 Nb添加量が、 0.001 wt%未満では上記効果がない。 一方、 0.15wt%を超えて添加してもそれ以上の効果が望めないだけでなく、再結晶温度が高 くなるという不利も招く。 したがって、 Nbは 0.001 〜0.15wt%、 好ましくは 0.005 〜0.10^%の範囲で添加する。
B ： 0.0001〜0.01wt%
Bは、 耐二次加工脆性の改善のために有効な元素であり、 必要に応じて添加される。 その添加量が 0.0001wt%未満では添加の効果がない。一方、 0.01wt%を超えると角筒 絞り成形性が劣化するので、 0.0001〜0.01wt%、 好ましくは 0.0001〜0· 005 wt%の範 囲で添加する。
Sb： 0.001 〜0.05wt%、 Bi : 0.001 〜0.05wt%、 Se： 0.001 ~0.05wt%
これらの元素は、 いずれも、 スラブ再加熱過程や母板焼鈍過程などにおける酸化や 窒化を抑制するために有効に作用し、 必要に応じて添加される。 いずれの元素とも、 添加量が 0.001 wt%未満では添加の効果がない。 一方、 0.05wt%を超えると角筒絞り 成形性が劣化するので、 0.001 〜0.05wt%の範囲で添加する。
1.2(C/12 + N/14+S/32) < (Ti/48 + Nb/93)
固溶状態の (：、 Nが、 仕上げ圧延の前に存在しないようにすると、 仕上圧延—母板 焼鈍後の集合組織は { 1 1 1 }方位が発達したものとなる。 そして、 引き続き行う、 冷延ー仕上げ焼鈍によりさらに { 1 1 1 } 方位が発達して、 平均 r値が向上したもの となる。本発明において、仕上げ圧延前に固溶 (：、 Nを存在させないためには、 1.2 (C /12 + N/14+S/32) く (Ti/48 + Nb/93) となるように、 C、 N、 Sの量に応じ て、 Ti、 Nbの添加量を調整すればよいことを確認した。
実施例
表 1に示す成分組成になる厚さ 250 mmの鋼スラブを、 加熱、 均熱後、 表 2および 表 3に示す条件の下に、 3スタンドの粗圧延機で、 粗圧延 （合計圧下率 85%) 、 さら に 7スタンドの仕上げ圧延機で、 仕上げ圧延、 酸洗、 母板焼鈍、 冷延および再結晶焼 鈍を行った。 得られた冷延焼鈍板について、 r値と角筒絞り成形性試験を行った。 そ の結果を表 4および表 5に示す。
なお、 r値は IIS5号引張り試験片に 15%の引張り予歪を与えた後、 三点法にて測 定した。
また、角筒絞り成形試験は、各鋼板から、 （a) 88mmX88imn、 (b) 80X96 および（c) 76誦 X 104誦 の矩形試験片を採取し、 これらの試験片を、 防鲭油を塗布した後、 試験片の 角が角筒ポンチの角と一致するよう向きにセットし、 しわ抑え力を 4 tonとして、成 形高さが 30匪になるまで絞りを行った。 ポンチの形状は、 それぞれ、 （&)40匪 40匪 (長さ比 1 ·· 1) 、 （b) 32X48 (長さ比 1 ： 1.5 )および (c) 28顯 X56imn (長さ比 1 ： 2) である。 この結果から、 成形が可能である （〇） か、 否 （X) かで評価した。 ま た、 破断した場合には、 破断が α破断 （α) であるか壁割れ （w) であるかを区別し た。
r値についての各条件式を満たす、 本発明に従う鋼板は、 いずれも優れた角筒絞り 成形性を有することがわかる。 これに対し、 比較例は、 角筒絞り成形を行った際に、' α破断、 壁割れのいずれかの破断を生じて成形性が不十分であった。
又、 A r 3〜500 °Cの温度域での潤滑圧延の圧下率を 80%以上とすることで、 rc 一 rD ≥0.3 および！^ - rD ≥0.3 のいずれも満たすことができ、 角筒絞りの 平面形状にかかわらず、 成形可能にすることができた。
一方、 圧下率 70%以上では rc - rD ≥0.3 でかつ rL 一 rD は圧下率に応 じて変化する。 この場合でも、 rL - rD に応じた平面形状を選択すれば、 角筒絞 り成形に問題はなかった。 ― 産業上の利用可能性
本発明は、 角筒絞り成形性に優れた、 特に、 角筒絞り成形における壁割れの発生を 抑制した、 薄鋼板およびその製造方法を提供する。 更に、 本発明の薄鋼板を用いて、 種々の平面形状 （成形品の平面図上の形状） をもつ角筒に絞り成形する際に、割れを 発生することのない、 この形状に適した薄鋼板の使用方法を提案する。
本発明によれば、 優れた角筒絞り成形性が達成できる。 したがって、 従来、 いくつ かの成形部品を溶接組み立てにより製造していた、 、 自動車のオイルパンのような、 成形高さが大きい、 角筒形状部品を、 プレス成形により容易に製造でき、 工程省略、 生産性の向上、 大幅なコストダウンなどが可能となる。
表 1
Figure imgf000021_0001
表 2
Figure imgf000022_0001
表 3
Figure imgf000023_0001
表 4
t
t
Figure imgf000024_0001
*1 Δ Γ = (r , + r c) /2 - rD
平均："値= (r , + 2 rD+ rc) /4
*3 左欄は、 下記式の成立 （Y) ， 不成立 （N) を表わす。
Li≥Lc のとき r r D≥0. 4- 0. 1 (L, /Lc)
かつ rc一 IT D≥0. 3
または L^ Lc のとき rc一 rD≥0. 4-0. 1 (Lc/L,.)
かつ r ,— r D≥ 0. 3
ただし、 平均 r値く 2. 7 のもの、 およ Δ Γく 0. 67 のものについては評価せず、 単 ί とした。 右欄は、 角筒絞り性を表わし、 添字'' W" は壁割れ、 " a" は破断を示す。
表 5
Figure imgf000025_0001
*1 Δ r = ( r , + r c) /2 - r„
*2 平均 r値 = (r , + 2 r D+ r c) /4
*3 左欄は、 下記式の成立 （Y) , 不成立 （N) を表わす。
L,.≥LC のとき r ,— rD≥0. 4-0. 1 (L, /Lc) '6
力、つ rc- r ο≥0. 3
または L^ Lc のとき rc— rD≥0. 4— 0. 1 (Lc/L, )
かつ — rD≥0. 3
ただし、 平均 1"値<2. 7 のもの、 およ Δ Γく 0. 6 7 のものについては評価せず、 単に'' とした。 右欄は、 角筒絞り性を表わし、 添字" W" は壁割れ、 " a" は破断を示す。

Claims

請求の範囲 ―
1. 鋼板各方向のランクフォード値が、 次式；
(r L + r c ) /2 - r D ≥0.67 および
(r L + 2 r D + r c ) /4≥ 2.7の関係、
ただし、 ：圧延方向のランクフォード値
rD ：圧延 45° 方向のランクフォ一ド値
rc ：圧延直角方向のランクフォード値
を満たしていることを特徴とする角筒絞り成形性に優れる薄鋼板。
2. 鋼板各方向のランクフォード値が、 次式；
(r L + r c ) /2 - rD ≥0· 67および
(rL +2 rD + rc ) /4≥ 2.7
の関係を満たし、 さらに
r c _ r D ≥0.3 および
r L - r D ≥0.3 のうちの少なくとも一方の関係、
ただし、 ：圧延方向のランクフォード値
rD ：圧延 45° 方向のランクフォード値
r c ：圧延直角方向のランクフォード値
を満たしていることを特徴とする角筒絞り成形性に優れる薄鋼板。
3. C :0.02wt%以下を含有する請求の範囲第 1項または第 2項に記載の薄鋼板 4. 鋼板の成分組成が、
C： 0.02wt%以下、
Si： 0.5 wt%以下、
Mn： 1.0 wt%以下、
P ： 0.15wt%以下、
S ： 0.02wt%以下、 Al： 0.0ト 0.10wt%、 ―
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、
Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的 不純物からなることを特徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の薄鋼板。
5. 鋼板の成分組成が、
C： 0.02wt%以下、
Si： 0.5 wt%以下、
Mn： 1.0 wt%以下、
P ： 0.15wt%以下、
S ： 0.02wt%以下、
A1： 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、
Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 さらに
B： 0.0001〜0.0^{%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなることを特 徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の薄鋼板。
6. 鋼板の成分組成が、
C： 0.02wt%以下、
Si： 0.5 wt%以下、
Mn： 1.0 wt%以下、
P ： 0.15wt%以下、
S ： 0.02wt%以下、
A1： 0.01〜0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、 Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 さらに
Sb： 0.001 〜0.05wt%、
Bi： 0.001 〜0.05wt%、
Se： 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可 避的不純物からなることを特徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の薄鋼 板。
7. 鋼板の成分組成が、
C： 0.02wt%以下、
Si： 0.5 wt%以下、
Mn： 1.0 wt%以下、
P ： 0.15wt%以下、
S ： 0.02wt%以下、
A1： 0.01〜 10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、
Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種、 および
B： 0.0001〜0.01\^%を含有し、 さらに
Sb： 0.001 〜0.05wt%、
Bi： 0.001 〜0.05wt%、
Se： 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可 避的不純物からなることを特徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の薄鋼 板。
8. 請求の範囲第 4項から第 7項のうちのいずれか 1項において、 鋼板中の（：、 N、 S、 Tiおよび Nbの含有量が、
1.2(C/12 + N/14+S/32) く（Ti /48 + Nb/93)
の関係を満足する薄鋼板。
9. C： 0.02wt%以下、
Si： 0.5 wt%以下、
Mn： 1.0 wt%以下、
P ： 0.15wt%以下、
S ： 0.02wt%以下、
Al： 0.0卜 0.10wt%、
N： 0.008 wt%以下を含み、 かつ
Ti： 0.001 〜0.20wt%、
Nb： 0.001 〜0.15wt%のうちの 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的 不純物からなる鋼を、
950 °C〜A r 3変態点の温度域で粗圧延を終了し、 A r 3変態点〜 500での温度域で潤 滑を施しつつ 70%を超える圧下率で仕上圧延したのち、 酸洗し、 得られた母板を、下 記（1) 式および (2) 式を満足する条件で母板焼鈍し、 その後、 50〜95%の圧下率で冷 間圧延し、 再結晶焼鈍することを特徴とする、 角筒絞り成形性に優れる薄鋼板の製造 方法。
(T + 273 ) (20+log t ) ≥2.50X104 …… (1)
745 ≤T≤920 …… （2)
ただし、 Τ：母板焼鈍温度（ °C)
t ：母板焼鈍時間（sec)
10. 請求の範囲第 9項において、 鋼組成がさらに、
B： 0.0001〜0.01wt%を含有する組成になることを特徴とする、 薄鋼板の製造方法。
11. 請求の範囲第 9項または第 10項において、 鋼組成がさらに、
Sb： 0.001 〜0.05wt%、
Bi： 0.001 〜0.05wt%、
Se: 0.001 〜0.05wt%のうちの 1種または 2種以上を含有する組成になることを特 徵とする、 薄鋼板の製造方法。
12. 請求の範囲第 9項から第 11 項のうちのいずれか 1項において、 鋼板中の ( 、 N、 S、 Tiおよび Nbの含有量が、
1.2(C/12 + N/14+S/32) く（Ti /48 + Nb/93)
の関係を満足して含有する組成になることを特徴とする、 薄鋼板の製造方法。
13. 薄鋼板を使用して角ー口筒絞り成形するに際し、 角筒の平面形状および薄鋼板のラ ンクフォード値が下記式を満たすように調整することを特徴とする薄鋼板の使用方 法。
記
(r L + r c ) /2 - r D ≥0· 67かつ
(r L + 2 rD + r c ) ノ4≥ 2.7、 さらに
LL ≥LC のとき
r c - r D ≥0.3 、 かつ
r L — rD ≥ 0.4- 0.1 (LL /L· C ) 2
LL <LC のとき
r L - rD ≥0.3 、 かつ
r c - rD ≥ 0.4- 0.1 (Lc /LL ) 2
ただし、 しし 角筒直辺部の圧延方向長さ
Lc 角筒直辺部の圧延直角方向長さ
r L 圧延方向のランクフォード値
r D 圧延 45° 方向のランクフォード値
r c 圧延直角方向のランクフォード値
14. 薄鋼板を使用して角筒絞り成形するに際し、 角筒の平面形状および薄鋼板のラ —ド値が下記式を満たすように調整することを特徴とする薄鋼板の成形方 法。
(r + r ;0.67かつ (rL +2 + r r ) 74≥ 2.7、 さらに LL ≥L のとき
=0.3 かつ
r - r 0.4 . 0.1 (LL /Lc
L L <Lr C のとき
rL - rD ≥0.3 かつ
r c - rD ≥ 0.4- 0.1 (Lc /LL ) 2 ただし、 LL 角筒直辺部の圧延方向長さ
L c 角筒直辺部の圧延直角方向長さ r L 圧延方向のランクフォード値
I' D 圧延 45° 方向のランクフォード値 r c 圧延直角方向のランクフォード値
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