JPH03170618A - 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法 - 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） 本発明は、自動車外板等に使用される深絞り性や張り出
し性等の加工性において、極めて優れた特性を有する極
低炭素冷延鋼板を効率的に製造する方法に係わる。

（従来の技術） 冷延鋼板の規定であるＪＩＳ　Ｇ　３１４ｌＳＰＣＥ級
を超える超深絞り用冷延鋼板として、極低炭素Ｔ１添加
冷延鋼板が発明され（特公昭４４　−　１８０８８号公
報）、冷延鋼板の用途が飛躍的に広がった。それととも
にこの鋼の改善●改良がその後大いに進められた。

現在ではＴＩ，Ｎｂの複合添加による加工性、特に深絞
り性の一層の向上やＢ添加による耐二次加工性向上等が
図られている。これらに対する先行技術としては、例え
ば特開昭５９−　１４０３３３号、特開昭８１　−　１
１３７２４号、特開昭６１　−　１１３７２５号等があ
る。

（発明が解決しようとする課８） 極低炭素ＴＩおよび／またはＮｂ添加鋼の冷延・焼鈍後
の鋼板は極めて複雑な形状の部品にまで安定して適用で
きるほどまで高くはなかった。

またその特性は、高純化を主とした成分とともに熱延条
件の影響が極めて大きく、そのためその変動による材質
のバラツキが生じ、それが歩留まり落ちとなり経済性を
損なうという、自動者用鋼板のような大量消費材にとっ
ては、致命的な欠点があった。

これはそもそも製鋼で真空脱ガス等が必要で、費用を要
する該鋼にあっては極めて大きな問題点であった。

この点に着眼し、本発明は安定して高度な加工性を付与
させる工業的に可能な熱延条件を開発し、高効率な冷延
鋼板の製造方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明はこのような課題に対して、特定成分の高純度鋼
を特定の熱延、特に仕上圧延条件〜巻取までを従来にな
い条件をとることで解決しようとするもので、その骨子
とするところは、ｍａｓｓ％で、Ｃ　：　０．００４０
％以下、Ｎ　：　０．００４０％以下、Ｍｎ：０．０５
〜０．４％、Ｓ　：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａ９　
：０．００５〜０．１００％、Ｔ１：０．０１〜０．０
５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｂ　：　０．０
００１〜０．００１０％を含有し、残部不可避的不純物
元素からなる鋼を、１２００℃以下に加熱後熱延するに
あたり、粗仕上厚みを４５關以上とし、次式で示される
有効ひずみε８ｒ，を４５％以上とり、８８０℃以上の
温度で仕上圧延を終了した後、１秒以内に冷却を開始し
、２０℃／秒以上の平均冷却速度で８３０℃以下まで冷
却を行い、続いて６８０〜８００℃の温度で巻取り、引
続き７５〜８５％の冷延率で冷延を行い、７８０〜８７
０℃の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性の
極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法である。

εｅＲ一最終パス圧下率（％） ＋ｌ／２最終１段前パス圧下率（％） ＋１／４最終２段前パス圧下率（％） すなわち、熱延にあたり、比較的低温で加熱した後粗仕
上厚を厚くすることで、全仕上圧下率を大きくし、さら
に仕上後段の最終に近いほど圧延の効果が発揮されるよ
うな特定の後段圧下をとる熱延を行った後、その効果を
なるべく凍結すべく速やかに冷却を開始し、かつ高温で
巻取る。

この効果の機構はいまだ定かではないが、このような高
純度鋼の前処．理として熱延板に期待される要件は細粒
でかつ不純物の極度に少ないマトリックスの提供にある
と考えられる。

この両者はそもそも相反するもので、また、その制御は
極めて微妙である。しかしながら、全仕上圧下率を大き
くすることで析出物のひずみ誘起析出が促進されγ中で
の析出処理は完全となる。

そして仕上終段域で高圧下とすることで、安定して微細
な再結晶γ粒が得られる。

そして、γ粒の成長、γ／α変態、α粒の成長を通じて
形成される熱延板結晶粒を、圧延後即急冷することによ
り、圧延ままの状態で凍結する。

最後にもはやａ粒の成長がほとんどなくなる温度域で巻
取り、α中の溶解度の低いことを利用した析出物の析出
・粗大化の徹底をはかる。析出物の粗大化はこのように
γ中およびα中の両方で行い、熱延細粒化を仕上終段圧
下を高め飽和する領域で行うことで、熱延板での状態を
安定して好ましい状態にする。

（作　　用） つぎに各要件の作用および数値限定理由について述べる
。

Ｃ．ＮＳＣ．Ｎは侵入型固溶元索で集合組織形成に有害
とされる。したがって極力低下させる必要がある。その
ため各々、０．００４０％以下とする。

好ましくはＣ　：　０．００２５％以下、Ｎ　：　０．
００２０％以下である。

Ｍｎ：置換型固溶体元素であり、多すぎると鋼を硬化し
て延性を害する。しかし、鋼中のＳとＭｎＳ．を形成し
Ｓによる熱間脆性を避ける役割もあり、そのため０．０
５〜０．４％とする。低Ｍｎとした方が延性、７値とも
に向上させるので０．ｌ５％以下とすることが好ましい
。

Ｓ：ＭｎＳとなり、有害介在物となるため極力低減した
方がよい。そのため０．０１５％以下とした。

好ましくは、Ｍｎを０．１５％以下、Ｓを０．００８％
以下とすることである。

ｓｏｌ．Ａ（１　：　Ａｊｌは脱酸に必要でそのため鋼
中に０．００５〜０．ｌＯ％残存する。下限値未満では
十分な脱酸ができず、また上限値超では介在物が増加し
鋼の延性を害する。

Ｔ１：Ｔ１は０．０１〜０，０５％必要である。まずＴ
１はＮをＴｉＮの形に固定し固溶Ｎの悪影響をさける。

また、大部分のＣもＴｉＣの形で固定する。

さらに固溶Ｔｉは熱延板の再結晶に影響し、これを細粒
化することを補助的に助ける。０．Ｏｌ％未満の添加で
はこれらの効果がな＜、０．０５％を超える添加では上
記作用以上に不純物の悪影響が出、そのため加工性が劣
化する。

Ｎｂ：Ｎｂは微量添加によりやはり、熱延板細粒化に寄
与する。そのためにはｏ．ｏｏａ％の添加は必要である
。一方、０．０３％を超えて添加すると微細できわめて
有害なＮｂ炭化物が多数発生し、冷延・焼鈍後の延性や
ｉ値を大きく劣化させる。

ＢＩＢは二次加工性向上のため添加する。本鋼のような
高純極低炭素鋼にあっては、粒界強化元素である固溶炭
素がなくそのため粒界強度が低い。

これは深絞りなどのような強い一次加工を受けた後、口
広げのような二次加工を行った場合に縦割れの形態で発
生する。Ｂはこの二次加工脆性を防止するために添加す
る。１　ｐｐｍ未満ではその効果がな＜、ｌＯｐｐ−を
超える添加では固溶Ｂによる悪影響が出て、ｆ値を劣化
させる。

熱延加熱温度：　１２００℃以下とする。この温度以上
で加熱すると圧延前γ粒が大きくなりすぎ、本法にした
がった熱延後でも熱延板粒が混粒となり、所定の組織に
ならず、さらにまた種々の析出をむやみに溶解させるこ
とで、後の熱延工程での析出・粗大化処理を困難なもの
にする。この意味からは、熱延加熱温度は１１００℃以
下とすることが好ましい。

粗仕上厚：　４５ｎｎ以上の厚みとする。これにより仕
上圧延という比較的低い温度域での圧延率を高め、種々
の析出物のひずみ誘起変態を促進させ粗大化させる。通
常の４０ｍｍ程度ではこの効果は完全ではなく、ひいて
は材質劣化やバラツキをもたらす。好ましくは５５關以
上とすべきである。

εｅ（Ｔ　’本鋼では、上述の効果のため、その粒界お
よび粒内は不純物の少ない清浄化されたちのである。し
たがって通常の圧延では細粒の結晶粒が得られない。こ
れを克服するのが特定の仕上圧延条件で、特に仕上後段
の３パスの圧延率は非常であることを知見し、この後段
圧下率の効果を工業的に示す指標として種々検討した結
果、次式で示されるε。ｆｆを導出するに至った。すな
わち、ε。ｆｆ一最終パス圧下率（％） ＋ｌ／２最終１段前パス圧下率（％） ＋ｌ／４最終２段前パス圧下率（％） である。

第１図は仕上圧延終了温度と８８，，の関係において、
冷延・焼鈍後の７値をプロットした図である。

戊分は、Ｃ：２０　〜３０ｐｐｍ，　Ｎ　：　１２〜２
０ｐｐｍ，　Ｍｎ二〇．０８　〜０．１４％、Ｓ　：０
．００ｆ　〜０．００７％、ｓｏｌ．Ａｌ　　：０，０
２〜０．０３５％、Ｔ１：０．０３６〜０．０４８％、
Ｎｂ：０．００６〜０．０１４％、Ｂ　：０．０００３
〜０．０００８％で、熱延加熱温度：　１１００〜１１
３０℃、粗仕上厚：５５〜６０關、仕上終了後０．３〜
０．４秒後に平均３０〜４０℃／秒で約８００〜７８０
℃まで急冷し７３０〜７８０℃で巻取った。続いて８０
％冷延後８５０℃で連続焼鈍を行い、０．３％の調圧を
施して試験に供した。

図から明らかなようにε。ｒｒが４５％以上で仕上圧延
終了温度の広い範囲で安定して７値が２．２以上程度の
極めて高い値を示す。より安定して高７値を示すにはε
。ｆｆはＢＯ％以上が好ましい。

仕上圧延終了温度：９５０〜８８０℃とする。これを超
える温度では第１図からわかるように、いかにε。，ｒ
を高めようと安定して高加工特性が得られない。また、
８８０℃を下回る温度では一部α域圧延となる場合があ
り、材質が出ないばかりでなく、肌荒れ等の欠陥も発生
する。

圧延後の冷却条件：上述のようにして得られた熱延の組
織を、特に結晶粒度を粗大化させないため、１秒以内に
冷却を開始し、平均２０℃／秒以上で８３０℃以下まで
冷却する。この条件をはずすと結晶が粗大化し、一定の
材質が得られない。

この場合特に冷却開始までも時間が重要で１秒以内、好
ましくは０．５秒以内とすべきである。冷却速度が２０
℃／秒未満では冷却中に粒の粗大化が生じる。８３０℃
以下ではもはや結晶粒成長は起こりにくいのでこの冷却
の終点は８３０℃とする。

巻取温度：巻取後の保温効果で析出の促進および析出物
の粗大化を図る。６８０℃未満ではこの効果が少なく、
８００℃を超えると圧延組織の凍結が十分でなく結晶粒
の粗大化が起こる可能性があるので、巻取温度は６８０
〜８００℃とした。析出粗大化を十分に行うには巻取温
度は７２０℃以上とすることが好ましい。

冷延率：冷延率は高ｉ値とするため７５％以上必要であ
る。好ましくは７８％以上である。一方、８５％を超え
る圧下は本鋼においてはさらに７は向上するところであ
るが工業的に困難な領域であるので上限を８５％とした
。

焼鈍温度：連続焼鈍の焼鈍温度は十分軟質で高７値集合
組織とするため７８０℃は必要である。

方、上限は８７０℃とする。これを超える高温での焼鈍
では本鋼のように粒成長しやすい鋼では製品としての結
晶粒が大きくなり過ぎてプレス成形後に肌あれを生じる
。焼鈍温度としては、連続焼鈍では比較的高い８３０℃
以上の高温焼鈍が好ましい。

以上本発明の構成要件の作用について述べたが、本発明
の鋼の溶製は通常転炉で行いＲＨ等の真空脱ガスにて極
低炭素とする。そして通常連続鋳造にて鋼片とされる。

熱延は５台以上のタンデム圧延機で仕上圧延される。全
仕上圧下率を本発明にしたがって高め、かつ仕上終了温
度を本発明にしたがって守るために、仕上圧延前に所定
の温度となるようにディレーを行ってもよい。

熱延後高温巻取を行うが然延コイル両端部は急冷される
ため、これを補う意味で端部がさらに高温となるような
Ｕ字状の巻取温度パターンをとることは好ましい。

熱延コイルは酸洗後冷延され、続いて連続焼鈍される。

連続焼鈍の均熱温度については上述の如くであるが、保
持時間については通常とられる４０秒〜１８０秒でよい
。焼鈍後の冷却条件についても特に規定するところでは
なく、また通常過時効帯が設けられているが、その温度
条件についても特に規定するところではない。

焼鈍後の調圧は形状矯正のためのやむを得ない範囲にと
どめるべきである。材質からは調圧をしないことが好ま
しいが、形状矯正の点を考慮して０．２〜０．８％、好
ましくは０．２〜０．５％が適正調圧率である。

（実　施　例） 第１表に示す成分の鋼を転炉にて溶製し連続鋳造にてス
ラブとした。このさい、ＲＨ真空脱ガスを用いた。

続いて第２表に示す熱延および冷延・連続焼鈍条件にて
処理を行い各コイルの代表部分を材質試験に供した。引
張試験はＪＩＳ　Ｚ　２２０１，　５号試験片を用い、
同Ｚ　２２４１記載の方法にしたがって行った。

また、耐二次加工性は、まず、一次加工として５０闘平
底ポンチで絞り比２。２の深絞り加工を行い、続いてこ
の口を広げる加工を種々温度をかえて行い、脆性一延性
破壊の遷移温度を求めた。

第３表にコイル長手中心部位の材質試験結果を示す。

本表においてｎとは加工硬化指数で、１０％および２０
％ひずみの応力からｎ乗則にのっとったとして計算した
。また、ｒ　ａｗｅは７で面内平均温度ランクフォード
値で、『４５は圧延方向に対し４５″の方向のランクフ
ォード値である。

本発明にしたがった処理Ｎｏ．１．　　７．　　９，　
１３，　１４および１５の鋼は５５％以上の伸び、０．
２７以上のｎ値と極めて高い延性を示すとともに、Ｆｋ
２．４，ｒ４５≧２．０というこれまた極めて高い深絞
り性を示すことがわかる。しかも耐二次加工性も十分低
い遷移温度である。

これに対し、成分、熱延条件あるいは冷延・連続焼鈍条
件が本発明条件と異なるその他の処理Ｎｏ．の鋼では本
鋼の目的とする高い特性は得られていない。

また、第２図は、第２表、処理Ｎｏ．Ｌ４（本発明条件
）および同表処理Ｎｏ．１Ｂ　（比較条件）のコイル長
手方向材質分布を示す。

前者において仕上終了温度は、８９０〜９４０℃、また
、巻取温度はコイル端部で７６０〜７８０℃、それ以外
での部位で７４０〜７５０℃であった。また後者におい
ては′それぞれ８８５〜９２０℃、７８０〜７８０℃お
よび７５０〜７６０℃であった。

図から明らかなように本発明にしたがったＮ［Ｌ１４の
コイルでは全長にわたり安定して高い７と伸びが得られ
ているのに対し、比較コイルではかなり高い水準にある
ものの材質変動が大きい。

？発明の効果） 本発明鋼は冷延鋼板として用いられてもよいし、連続焼
鈍後電気メッキや電気系複合メッキを施したメッキ鋼板
として用いられてもよい。また、本鋼成分は溶融亜鉛メ
ッキ性あるいはその後のメッキ層の合金化特性を特に阻
害するものではない。

したがって、連続焼鈍条件が満たされる限り連続焼鈍溶
融亜鉛メッキ鋼板あるいは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板と
してもよい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、冷延・連続焼鈍後の７値を、仕上圧延終了温
度および仕上圧延有効ひずみε８■との関係において示
した図表、第２図は実施例に用いたコイルの長手方向の
材質分布を示す図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫第 １ 図 イ土上＄−：ｊ匁丘ズ１ （’ｃノ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｍａｓｓ％で、 Ｃ：０．００４０％以下、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．４％、 Ｓ：０．０１５％以下、 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、 Ｂ：０．０００１〜０．００１０％、 残部不可避的不純物元素からなる鋼を、１２００℃以下
   に加熱後熱延するにあたり、粗仕上厚みを４５ｍｍ以上
   とし、次式で示される有効ひずみε＿ｅ＿ｆ＿ｆを４５
   ％以上とり、９５０℃〜８８０℃の温度で仕上圧延を終
   了した後、１秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上の
   平均冷却速度で８３０℃以下まで冷却を行い、続いて６
   ８０〜８００℃の温度で巻取り、引続き７５〜８５％の
   冷延率で冷延を行い、７８０〜８７０℃の温度で連続焼
   鈍を行うことを特徴とする加工性の極めて優れた冷延鋼
   板の高効率な製造方法。 ε＿ｅ＿ｆ＿ｆ＝最終パス圧下率（％） ＋１／２最終１段前パス圧下率（％） ＋１／４最終２段前パス圧下率（％）