【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
本発明は加工脆化性に優れた超深絞り用冷延鋼
板に係り、が2.1を超えるような深絞り加工の
厳しい部材を比較的低コストに得しめ、しかも縦
割れなどの脆性的破断を発生し難い鋼板を提供し
ようとするものである。
超深絞り用冷延鋼板としては低炭素Alキルド
鋼が広く使用されているが、深絞り加工の厳しい
成形部材として例えば自動車のオイルパンなどを
製造するは特別な処理を施し製造コストの高い脱
炭焼鈍材が多く使用されている。又この脱炭焼鈍
材に代る材料に代る材材料として鋼の溶製時に真
空脱ガス処理を行なつて溶鋼中の炭素を極力除去
すると共に残留した炭素をTiやNbの添加によつ
て安定した炭化物として完全に固定し超深絞り性
を得しめる冷延鋼板の製造方法が特開昭57−
13123号公報や特開昭55−115928号公報などに開
示されている。ところでこのような真空脱ガス処
理によるTi添加鋼（以下極低炭素Ti添加材とい
う）やNb添加鋼（以下極低炭素Nb添加鋼とい
う）は鋼中の炭素を炭化物として固定するのに
TiやNbを添加するため製造コストが相当に高い
ということは兎も角としても脱炭焼鈍材に比較し
て整細粒組織であることから耐肌荒れ性にも優れ
ているものであるが、一方においてこれらの極低
炭素Ti添加材や極低炭素Nb添加材は有力な粒界
強化元素である固溶Ｃを安定な炭化物として完全
に固定してしまうために前記したオイルパンなど
の深絞り加工の厳しい成形部品を得る場合におい
ては深絞り加工時やその後の２次加工に際して縦
割れと称される脆性的な破断が発生し易い問題が
生じている。然してこの深絞り加工後の脆性破断
に対し特開昭57−35662号公報では極低炭素Ti添
加材に0.0080％以下のＢ添加を行ない粒界を強化
させて２次加工性の優れた超深絞り用冷延鋼板を
製造することが開示されているが、この極低炭素
Ti添加材は鋼中に生成したTiO2やAl2O3のよう
な非金属介在物に起因した表面疵がが発生し易い
欠点がある。又特公昭50−31531号公報や特開昭
54−104417号公報では表面性状の改善方法が提安
されているとしても必ずしも好ましい結果が得ら
れず、特にTiは鋼中元素のＣ以外にＮ，Ｓ，Ｏ
とも結合し易い元素であるからＣを完全に炭化物
として固定するためにはＣ原子等量より以上に多
量の添加を必要とし、製造コストのアツプを避け
得ない不利がある。
更に極低炭素材にNb，Tiなどを添加する技術
として特開昭58−42752号および特開昭57−
104627号公報があるが、前者の特開昭58−42752
号のものはＣを0.005％以下にするとしても余り
に低くすると２次加工性が低下するためＰも同時
に低下せしめてＰ≦4Cとし、かつＰ＋5N≦0.020
％とＮも同時に大きく低下することにより２次加
工性を確保する技術である。又この鋼にTi，
Nb，Ｂの１種以上をＣ，Ｎの結合剤として添加
する技術が開示されているが、その実施例でも
Ｂ，Nbを必須として複合添加するものはなく、
しかもＣは0.0030％以上と高く、２次加工性の確
保を超低Ｎ、超低Ｐで得しめている。しかもコス
ト的にＰの大幅な低減には問題があり、又Tiは
表面欠陥が発生し易いことは前記の通りで、Ti，
Ｂ，Nbは各々均等物でなく、更に１次加工性、
２次加工性の確保のためにはＮの固定をAlを主
体とせずに、Ti，Ｂ，Nb等に期待することもあ
つて非常に不安定な製品で、その上Ｂの多量添加
で深絞り性の低下があり、且つNbの多量添加に
より２次加工性の低下のあるものであつた。
又後者の特開昭57−104627による技術は本出願
人による提案であるが、Ｎの固定をＢによつて主
に期待する技術であるからＢが高目であつて
値、伸びの値が低く、このためもあつてsol.Alの
実施例はＢ／Ｎ＜１の場合のみ高目にするが、基
本的には脱酸の助剤として用いているため鋼の清
浄度を含めて１次加工性、２次加工性が不安定で
ある。又Ti，Nb，Zn，Ｖを１種以上添加する均
等物として扱い、その実施例も表面疵の問題があ
るTiのみを開示し、Ｂ，Nbを必須とした技術は
ない。
更にこれら２つの技術は何れも熱延条件では、
その仕上温度を900℃以下程度で実施する技術で
ある。
本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、その成分組成はwt
％（以下単に％という）として
Ｃ：0.0020％未満、Mn：0.04〜0.30％、
Nb：0.036％以下、Ｂ：0.0005〜0.0015％、
Ｐ：0.015％を超え0.030％以下、
Ｓ：0.020％以下、
sol.Al：0.015〜0.1％、
Ｎ：0.0050％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりな
り、しかもNbとＣが８≦Nb／Ｃ≦18を満足する
鋼板であり、その製造は一般的に上記のような鋼
を真空脱ガス処理で溶製し、連続鋳造の如きでス
ラブとした後、900〜950℃の温度で仕上圧延を行
ない、500℃〜750℃で巻取つて、熱延鋼板とす
る。次いでこの熱延鋼板を酸洗後65％以上の圧下
率で冷間圧延してから再結晶温度以上、望ましく
は750℃以上の温度で箱型焼鈍あるいは連続焼鈍
するものである。即ちこのようにすることにより
ｒが2.1を超え、縦割れ性（Ｔ＜−70℃）を共に
満足する加工脆化の少ない超深絞り用冷延鋼板が
比較的低コスト且つ的確に得られる。
上記したような本発明によるものの鋼成分に関
する限定理由を述べると以下の如くである。
Ｃは、深絞り性の指標である値を高くするた
めには、できるだけ少ない方が良いことや、Ｃが
少なければ炭化物（NbC）として固定するのに
必要なNbの添加量が少くでき、低コスト性が得
られること、更に最近の真空脱ガス処理では
0.0020％未満のＣが工業的に容易に得られること
から、その上限を0.0020％未満とした。
Mnは、0.04〜0.30％であり、このようにした
のはNb添加鋼では、延性および深絞り性を向上
させるのに、Mnは少ないほど良いが、0.04％以
下ではＳによる熱間脆性を防止できないためこれ
を下限とし、又0.30％以上では延性および深絞り
性が大きく低下するためこれを上限とした。
Ｐを0.030％以下としたのは、軟質冷延鋼板の
強度上昇による加工性の劣化を抑えるためであ
る。なお、このＰは２次加工性のための粒強化力
もあり、コスト的にも大幅な低減は不利であるか
ら下限については0.015％とすることが好ましい。
Ｓは、Mnと結合してMnSを形成し、鋼の清浄
性を劣化させると共に熱間圧延時の熱間脆性を防
止するためにはMn／Ｓ≧５とすることが好まし
い。又このＳは少ないほど好ましいことからその
上限を0.020％とした。
sol.Alは、溶製時の脱酸剤として必要なほか、
歪時効の原因となる固溶ＮをAlNとして固定す
るのに少なくとも0.015％を超えることが必要で
あり、また0.100％以上となると箱焼鈍において
加窒現象を促進させ、更に延性を低下させるた
め、その上限を0.100％とした。
Ｎは、本発明に供する鋼において延性低下の原
因となり、又上記のようなAl含有によつて有効
に固定し得ることから上限を0.0050％とした。
Ｂは、本発明の主要な元素の１つであり、極く
微量の添加で耐加工脆化性が著しく向上する。即
ち種々の実験結果から十分な耐加工脆化性を得る
には0.0005％以上を必要とし、一方0.0015％を超
えると延性や深絞り性を低下させるため上限を
0.0015％とした。
Nbも、本発明における主要な元素の１つであ
り、鋼中のＣを炭化物（NbC）として固定する
ことにより、深絞り性や延性を向上できる。然し
てが2.1を超えるような超深絞り性に必要な特
性を安定して得るにはNb／Ｃ≧８が必要である。
ただし必要以上にNb／Ｃを高くすることは、Nb
添加量を増す結果となり、加工脆化性の低下や製
造コストの増加を招くことからNb／Ｃ≦18とす
ることが必要であり、許容される上限としては
0.036％（Ｃが0.0020％未満でしかもNb／Ｃ≦18
である）である。
これらの関係について更に説明すると、第１図
は箱型焼鈍材についてＢを添加しないもの（〇
印）、Ｂを５〜15ppmの範囲を添加したもの（●
印）およびＢを15ppm以上添加したもの（▲印）
のそれぞれの場合に関し前記したNb／Ｃによる
影響を示したもので、Nb／Ｃ≧８とすることに
より深絞り性の指標である値が2.1を超える高
い値で安定して得られる。しかしこのようにして
超深絞り性が得られたとしても前記Nb／Ｃ≧８
では上記加工脆化に用いた縦割れ限界温度が高温
側に移行し加工脆化が起こり易くなることは第１
図の上部に示す通りであるが、本発明により
Nb／Ｃ≧８において0.0005％以上のＢ添加をな
すならばこの耐加工脆化性が大幅に改善できる。
即ちこのようなＢ添加は第２図に示すように深
絞り加工に必要な値や全伸びの低下を招くため
必要以上の添加は深絞り性を劣化させることとな
る。このため耐加工脆化性と超深絞り性を共に満
足するにはＢ添加量が0.0005〜0.0015％の範囲で
あることが必要である。
製造法としては溶鋼を脱ガス処理してＣを前記
した0.0025％以下まで低下せしめた前記成分組成
の鋼を連続鋳造でスラブとした後Ar3以上、好ま
しくは900〜950℃で仕上圧延し、次いで500〜750
℃で巻取る。次いで酸洗後冷間圧延する。この冷
間圧延における圧下率としては65％以上、好まし
くは70％ないし75％以上であつて、これらの仕上
温度、巻取温度および冷間圧延における圧下率は
一般的に知られている範囲のものでよい。冷間圧
延されたものはその後に再結晶温度以上で焼鈍し
て製品とされるが、このような焼鈍も従来から一
般的に採用されているものである。
本発明によるものの具体的な製造例にいて比較
例と共に説明すると以下の如くである。
即ち先ず本発明者等が具体的に採用した本発明
のための鋼およびその比較について、その化学成
分を示すと次の第１表の通りであり、鋼１〜７が
本発明で規定する成分範囲内のもの、鋼８〜１９
は比較鋼である。つまり鋼８〜１０はＣが本発明
範囲より高く、又Ｂが添加されても本発明範囲に
達しない場合で、鋼８についてはNb／Ｃも本発
明範囲に達していない。又鋼１１〜１３はＣとし
ては本発明範囲内であるが、Ｂが添加されない場
合であつて、鋼１１についてはＮも高い。鋼１４
〜１７はＣが高く、特に鋼１５〜１７はＢも本発
明範囲より高い。更に鋼１８のＣは本発明範囲内
であるがＢが高い場合であり、鋼１９はＣが高い
と共にＢが含有せしめられない場合であつて、脱
炭焼鈍材である。
The present invention relates to a cold-rolled steel sheet for ultra-deep drawing that has excellent resistance to work embrittlement, and allows for the production of members that undergo severe deep drawing with a hardness exceeding 2.1 at a relatively low cost, while also preventing brittle fractures such as longitudinal cracks. The aim is to provide a steel plate that is less susceptible to such occurrences. Low-carbon Al-killed steel is widely used as cold-rolled steel sheets for ultra-deep drawing, but in order to manufacture forming parts that require deep drawing, such as automobile oil pans, special treatment is required to avoid high production costs. Charcoal annealed materials are often used. In addition, as a material to replace this decarburized annealed material, vacuum degassing treatment is performed during molten steel to remove as much carbon as possible from the molten steel, and the remaining carbon is removed by adding Ti and Nb. Japanese Patent Application Laid-Open No. 1983-1987 describes a method for manufacturing cold-rolled steel sheets that is completely fixed as a stable carbide and achieves ultra-deep drawability.
It is disclosed in Publication No. 13123 and Japanese Patent Application Laid-open No. 115928/1983. By the way, Ti-added steel (hereinafter referred to as ultra-low carbon Ti-added steel) and Nb-added steel (hereinafter referred to as ultra-low carbon Nb-added steel) through vacuum degassing treatment fix carbon in the steel as carbides.
The manufacturing cost is quite high due to the addition of Ti and Nb, but since it has a finer grained structure compared to decarburized annealed materials, it also has excellent roughening resistance. On the other hand, these ultra-low carbon Ti additives and ultra-low carbon Nb additives completely fix solid solution C, which is a powerful grain boundary strengthening element, as a stable carbide, so they cannot be used for deep drawing of oil pans, etc. as described above. When obtaining molded parts that require severe processing, a problem arises in that brittle fractures called longitudinal cracks are likely to occur during deep drawing or subsequent secondary processing. However, in order to prevent this brittle fracture after deep drawing, Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-35662 added 0.0080% or less of B to the ultra-low carbon Ti additive material to strengthen the grain boundaries and create an ultra-deep drawing material with excellent secondary workability. It is disclosed that cold-rolled steel sheets for drawing are manufactured, but this ultra-low carbon
Ti-added materials have the disadvantage that surface flaws are likely to occur due to non-metallic inclusions such as TiO 2 and Al 2 O 3 generated in the steel. Also, Special Publication No. 50-31531 and Japanese Unexamined Patent Publication No.
Although JP 54-104417 proposes a method for improving the surface properties, it does not necessarily yield favorable results.
Since C is an element that easily bonds with carbon, in order to completely fix C as a carbide, it is necessary to add a larger amount than the equivalent amount of C atoms, which has the unavoidable disadvantage of increasing manufacturing costs. Furthermore, as a technology for adding Nb, Ti, etc. to ultra-low carbon materials, JP-A-58-42752 and JP-A-57-
There is Publication No. 104627, but the former is JP-A-58-42752.
In the case of No. 2, even if C is reduced to 0.005% or less, if it is too low, secondary workability will deteriorate, so P is also reduced at the same time so that P≦4C, and P+5N≦0.020.
This is a technique that ensures secondary workability by significantly reducing % and N at the same time. Also, this steel contains Ti,
A technique is disclosed in which one or more of Nb and B is added as a binder for C and N, but even in the examples, there is no one in which B and Nb are essential and are added in combination.
Moreover, C is high at 0.0030% or more, and secondary workability is ensured with ultra-low N and ultra-low P. Moreover, there is a problem in reducing P significantly from a cost standpoint, and as mentioned above, Ti is prone to surface defects.
B and Nb are not equivalent, and furthermore, primary workability,
In order to ensure secondary workability, fixation of N is not based on Al, but instead relies on Ti, B, Nb, etc., resulting in a very unstable product.Furthermore, the addition of a large amount of B makes the product deeply unstable. There was a decrease in drawability, and due to the addition of a large amount of Nb, there was a decrease in secondary workability. The latter technique disclosed in JP-A-57-104627 was proposed by the present applicant, but since it is a technique that mainly expects the fixation of N by B, B is high and the value and elongation value are low. For this reason, examples of sol.Al are set high only when B/N < 1, but basically they are used as deoxidizing aids, so the cleanliness of the steel is included. The subsequent workability and secondary workability are unstable. Further, Ti, Nb, Zn, and V are treated as equivalent substances in which one or more of them are added, and the examples also disclose only Ti, which has a problem with surface scratches, and there is no technology that makes B and Nb essential. Furthermore, in both of these two technologies, under hot rolling conditions,
This is a technology in which the finishing temperature is kept at around 900℃ or less. The present invention was created after repeated studies in view of the above-mentioned circumstances, and its component composition is wt.
As a percentage (hereinafter simply referred to as %), C: less than 0.0020%, Mn: 0.04 to 0.30%, Nb: 0.036% or less, B: 0.0005 to 0.0015%, P: more than 0.015% and 0.030% or less, S: 0.020% or less, A steel plate containing sol.Al: 0.015 to 0.1%, N: 0.0050% or less, the balance consisting of iron and unavoidable impurities, and in which Nb and C satisfy 8≦Nb/C≦18, and its manufacture is Generally, the above-mentioned steel is melted by vacuum degassing treatment, made into a slab by continuous casting, etc., then finish rolled at a temperature of 900 to 950°C, wound at 500 to 750°C, Hot-rolled steel plate. Next, this hot-rolled steel sheet is pickled, cold-rolled at a rolling reduction of 65% or more, and then box-shaped or continuous annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature, preferably 750° C. or higher. That is, by doing so, a cold-rolled steel sheet for ultra-deep drawing, which has r exceeding 2.1 and satisfies longitudinal cracking resistance (T<-70° C.) and is less susceptible to work embrittlement, can be obtained accurately at a relatively low cost. The reason for the limitation regarding the steel composition of the steel according to the present invention as described above is as follows. In order to increase the value, which is an index of deep drawability, it is better to have as little C as possible. In addition to being cost effective, the recent vacuum degassing process
Since less than 0.0020% C can be easily obtained industrially, the upper limit was set to less than 0.0020%. Mn is 0.04 to 0.30%, and this is because in Nb-added steel, less Mn is better in order to improve ductility and deep drawability, but below 0.04%, hot embrittlement due to S is prevented. Since this is not possible, this is set as the lower limit, and since ductility and deep drawability are significantly reduced at 0.30% or more, this is set as the upper limit. The reason why P is set to 0.030% or less is to suppress deterioration in workability due to an increase in the strength of the soft cold rolled steel sheet. Note that this P also has a grain-strengthening power for secondary processability, and since it is disadvantageous to reduce it significantly from a cost perspective, it is preferable to set the lower limit to 0.015%. S combines with Mn to form MnS, which deteriorates the cleanliness of the steel and is preferably Mn/S≧5 in order to prevent hot embrittlement during hot rolling. Also, since it is preferable to have less S, the upper limit is set to 0.020%. sol.Al is necessary as a deoxidizing agent during melting, and
In order to fix solid solution N, which causes strain aging, as AlN, it is necessary to exceed at least 0.015%, and if it exceeds 0.100%, it promotes the nitriding phenomenon in box annealing and further reduces ductility. The upper limit was set at 0.100%. Since N causes a decrease in ductility in the steel used in the present invention and can be effectively fixed by containing Al as described above, the upper limit was set at 0.0050%. B is one of the main elements of the present invention, and the addition of a very small amount significantly improves the work embrittlement resistance. In other words, various experimental results show that 0.0005% or more is required to obtain sufficient resistance to work embrittlement, while exceeding 0.0015% reduces ductility and deep drawability, so the upper limit must be set.
It was set as 0.0015%. Nb is also one of the main elements in the present invention, and by fixing C in the steel as carbide (NbC), deep drawability and ductility can be improved. However, in order to stably obtain the characteristics necessary for ultra-deep drawability where the Nb/C exceeds 2.1, it is necessary that Nb/C≧8.
However, increasing Nb/C more than necessary
This results in an increase in the amount of Nb/C added, which leads to a decrease in work embrittlement and an increase in manufacturing costs. Therefore, it is necessary to set Nb/C≦18, and the allowable upper limit is
0.036% (C is less than 0.0020% and Nb/C≦18
is). To further explain these relationships, Figure 1 shows box-shaped annealed materials with no B added (○ mark) and those with B added in a range of 5 to 15 ppm (●
(marked) and those containing 15ppm or more of B (marked ▲)
The effects of Nb/C described above are shown for each case, and by setting Nb/C≧8, the value, which is an index of deep drawability, can be stably obtained at a high value exceeding 2.1. However, even if ultra-deep drawability is obtained in this way, the Nb/C≧8
The first reason is that the longitudinal cracking limit temperature used for the above-mentioned work embrittlement shifts to a higher temperature side, making work embrittlement more likely to occur.
As shown at the top of the figure, according to the present invention
If Nb/C≧8 and 0.0005% or more of B is added, this work embrittlement resistance can be significantly improved. That is, as shown in FIG. 2, the addition of B causes a decrease in the value required for deep drawing and the total elongation, so adding more than necessary will deteriorate the deep drawability. Therefore, in order to satisfy both work embrittlement resistance and ultra-deep drawability, the amount of B added must be in the range of 0.0005 to 0.0015%. The manufacturing method involves degassing molten steel to reduce C to below 0.0025%, forming a slab by continuous casting, and then finishing rolling at Ar 3 or higher, preferably at 900 to 950°C. then 500-750
Wind up at °C. Then, it is cold rolled after pickling. The rolling reduction rate in this cold rolling is 65% or more, preferably 70% to 75% or more, and the finishing temperature, coiling temperature, and rolling reduction rate in cold rolling are within generally known ranges. Anything is fine. The cold-rolled material is then annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature to produce a product, and such annealing has also been commonly employed. Specific manufacturing examples according to the present invention are explained below along with comparative examples. That is, first of all, the chemical composition of the steel for the present invention specifically adopted by the present inventors and its comparison is as shown in Table 1 below, and Steels 1 to 7 have the composition specified in the present invention. Those within the range, steel 8 to 19
is a comparison steel. In other words, in Steels 8 to 10, C is higher than the range of the present invention, and even if B is added, it does not reach the range of the present invention, and in Steel 8, Nb/C also does not reach the range of the present invention. Further, Steels 11 to 13 have C within the range of the present invention, but B is not added, and Steel 11 also has a high N content. steel 14
Steels 15 to 17 have high C, and especially steels 15 to 17 have B higher than the range of the present invention. Furthermore, Steel 18 has C within the range of the present invention but has high B, and Steel 19 has high C and no B, and is a decarburized annealed material.
【表】
然して上記したような各鋼に対する製造条件お
よびそれによつて得られた鋼板の性状について要
約して示すと、次の第２表の通りであつて、焼鈍
サイクルとしてのBAは箱型焼鈍、CAは連続焼
鈍たることを示すものである。又機械的性質は何
れもJIS5号に規定された試験片によつて求めたも
のであり、肌荒れの評価はエリクセン試験で目視
判定したものである。更に超深絞り加工後の加工
脆化の評価は供試材のすべてが容易に成形できる
絞り比2.1で50φにカツプ絞りを行ない、このカツ
プを低温浴に浸漬し開角60゜の円錐形コーン押込
み、カツプ側壁に縦割れが生ずる限界の温度で
夫々の材料の耐加工脆化性を示した。[Table] However, the manufacturing conditions for each steel as described above and the properties of the steel sheets obtained are summarized in Table 2 below. , CA indicates continuous annealing. All mechanical properties were determined using test pieces specified in JIS No. 5, and skin roughness was evaluated visually using the Erichsen test. Furthermore, to evaluate the process embrittlement after ultra-deep drawing, all of the test materials were cup-drawn to 50φ at a drawing ratio of 2.1, which allows easy forming, and this cup was immersed in a low-temperature bath to form a conical cone with an opening angle of 60°. The work embrittlement resistance of each material was demonstrated at the critical temperature at which vertical cracking occurs in the side wall of the cup during indentation.
【表】
以上説明したような本発明によるときは深絞り
加工の厳しい条件下においても縦割れと称される
脆性的破断を生じ難い超深絞り用冷延鋼板を適切
に提供し得るものであつて、しかも超低Ｐ鋼とす
る必要がなく、ＢおよびNbの添加量も比較的僅
少で足り低コストであるなどの作用効果を有して
おり、工業的にその効果の大きい発明である。[Table] According to the present invention as explained above, it is possible to appropriately provide a cold-rolled steel sheet for ultra-deep drawing that is unlikely to cause brittle fractures called longitudinal cracks even under severe conditions of deep drawing. In addition, it is not necessary to use ultra-low P steel, the amount of B and Nb added is relatively small, and the cost is low.This invention is industrially very effective.
【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図はNb／Ｃ値と深絞り特性の関係を示
した図表、第２図はＢ添加量と深絞り特性との関
係を示した図表である。
The drawings show the technical contents of the present invention, and Fig. 1 is a chart showing the relationship between the Nb/C value and deep drawing properties, and Fig. 2 shows the relationship between the amount of B added and deep drawing properties. This is a diagram.