JPH0394021A - 深絞り性と耐２次加工脆性に優れた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） 本発明は冷延鋼板の製造方法に係り、特に深絞り性と耐
２次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法に関するもの
である。

（従来の技術） 近年、自動車部材や電気機器外板に使用される冷延鋼板
には、高いプレス或形性が要求されている。

このような要求を満たす冷延鋼板の製造方法としては、
極低炭素鋼にＴＬ　Ｎｂなどの炭窒化物形戒元素を単独
又は複合添加して鋼中のＣ．Ｎを固定し得る鋼を用いて
、未再結晶フエライ１′Ｉ・域で熱延し、更に冷延を施
すことによって圧延集合組織を形威し、更に種々の方法
で再結晶焼鈍を施して、深絞り性に有利な（１１１）集
合組織を発達させる方法が提案されている。

（発明が解決しようとする課題） しかし、一方では、１’ｉ．Ｎｂなどの炭窒化物形戒元
素により鋼中のＣ．Ｎを充分固定した極低炭素鋼では、
プレス成形後の２次加−１一において脆性破断による割
れが発生するという問題がある。これは、鋼中の固溶Ｃ
がないため、フエライ１一粒界へのＣの偏析がなくなっ
て粒界か弱くなるためである。

更に、Ｐ添加鋼では、粒界に１）が偏析し、粒界の脆化
を助長するという問題がある。

したがって、従来は、耐２次加工脆性の改善のために、
予め鋼中のＣ．Ｎが残存するようにゴ〕やＮｂの添加量
を制御して溶製ずることが試みられていた。しかし、こ
の方法では、例え固７容Ｃ、Ｎが残イｆ：する成分鋼が
溶製できたとしても，この固溶Ｃ．Ｎは本質的に鋼のＰ
値や延性を劣化させるものであるので、プレス或形性の
大幅な低下を来たさざるを得なかった。すなわち、本質
的にプレス或形性と耐２次加工脆性は両立し得ないもの
であった。また、一方、このような微量Ｃ．Ｎを残存さ
せることは、製鋼技術上或り立つものでなかった。

この人Ｉ、（、従来より、以下のような堤案がなされて
いるが、プレス成形Ｐ１゛と耐２次加王脆Ｐ１゛をＪ１
：に優れたものとすることは困難である。

例えば、深絞り用鋼板の耐２次加工割れ性を改善する目
的で、Ｔ１、Ｎｂを添加して鋼中のＣを同定し、冷間圧
延後オーブンコイル焼鈍時に浸炭を行い、鋼板表面に浸
炭層を形成する方法（特開昭６３−３８５５６号）が提
案されている。しかし、この方〃、の場合、長１１，ｙ
問に及ぶバッチ焼鈍の際に浸炭を実施するため、鋼板の
表屑部にのみ高濃度の浸炭層（平均Ｃｆｉ：０．０２〜
０．１０％）が形成され、また表層部と中心部でフェラ
イ１一粒度に差３ が生じる等、板厚方１ｆ１」に成分、組織が異むる鋼板
となる問題があり、更に、こうしたバッチ焼鈍タイプで
は、当然乍ら生産性が低いと共に、板長及び板幅方向の
材質が不均一になり易い不利を生しる。

また、同様に、Ｔｉ．Ｎｂを添加して深絞り用鋼板を製
造する方法として、冷間圧延後に再結品焼鈍を行った後
、更に浸炭処理を施す力法（特開〜ｌｔ１−９６３３０
号）もあるが、ｌ゛に多畦の炭化物、′；〆化物の析出
にＪ、る６！′ｌｆ度の向１．をｉｌ１つだ１ノのであ
って、ｔＪ２次加工脆性に対する配慮がなく、また焼鈍
後にバッチにて長時間浸炭処理を行うため、浸炭量が過
剰七つ不均一となり易く、しかも生産性が低く、工程も
煩ｉイ｛になるという欠点がある１，本発明は、上記従
来技術の技術の問題点を解決するためになされたもので
あって、棒０（炭素鋼を用いて、深絞り性と酊２次加］
二脆性に優れた冷延鋼板を生産性よく製造する方υ、を
提４Ｊ（することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 一４ か＼る目的を達或するため、本発明者らは、従来の極低
炭索鋼においてプレス成形性が劣化する原因について検
討した。

その結果、固ｆｆｉｃ．Ｎがプレス戊形性を低下させる
原因は、圧延集合組織の形或段階及び再結晶集合組織の
形成段階で局所的なす人り系、転位の再配列に影響を及
ぼし、深絞り性に好ましい（１１１）集合組織の発達を
阻害するためであることが判明した。

そこで、本発明者らは、このような原因を解消し、［土
つ耐２次加エ脆｛Ｉｋを優れたものとし得る方策につい
て鋭意研究を重ねた結果、極低炭素鋼において特定の成
分調整を行うと共に圧延条仲な規定することによって、
再結晶集合組織が決定される焼鈍時の再結晶完了時まで
は固溶Ｃ．Ｎを零の状態にしておき、その後浸炭雰囲気
中で連続焼鈍を行うことにより、最終製品段階で粒界に
数ｐｐｍ程度のＣを存在させ、粒界を強化することによ
り、脆化を防止する方法を見い出し、ここに本発明をな
したものである。

？なわち、本発明は、Ｃｏｏ．００７％以下、Ｓｉ：０
．１％以下、Ｍｎ：０．０５−０．５０％、Ｐ：０．１
２％以下、Ｓ：０．０１５％以下．　ｓｏｌ．Ａ　Ｑ　
：０．０　０　５〜０．０５％、Ｎ：Ｏ．Ｏ　Ｏ６％以
下を含有し、更にＴｉ及びＮｂの単独又は複合添加で、
下式（１）に従う有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊と表す）及びＮｂ
量とＣ量との関係が下式（２） Ｔｉ＊＝ｔｏｔａｌＴｉ　−　−｛（４８／３２）　Ｘ
　Ｓ　＋　（４８／１４）　Ｘ　Ｎ）・・（１） １≦（Ｔｉ＊／４８＋　Ｎｂ／９３）／　（Ｃ／１２）
≦４．５・・（２）を満足する範囲で含右し、必要に応
して更にＢ：０．０　０　０　１〜０．０　０　３　０
％を含イｆし，残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる
鋼を、９　０　０〜ｌ２００℃の温度範囲にて粗圧延を
行った後、６００〜８５０℃の範囲で未再結晶フェライ
ト域での圧下量Ｒ■の熱間圧延を行い、その後６００℃
以下で巻き取り、酸洗した後、更に圧下量Ｒ２≧５０％
（但し、Ｒ，とＲ２の合剖圧下量Ｒ＝（１−（］−Ｒ．
．／１００）・（１．−Ｒ２／１００）｝×１００が９
５％〉Ｒ〉６５％）の冷間圧延を施し、更に浸炭雰囲気
ガス中で再結晶温度以上の温度範囲で連続焼鈍を行うこ
とを特徴とする深絞り性と耐２次加工脆性に優れた冷延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用） 本発明は、要するに、前述の如く理論上不可能とされて
いた技術に対して極低炭素鋼を用い、且つ、耐２次加工
脆性のために粒界の欠陥を埋めるのに必要なＣ量２〜１
５ｐｐｍを確保するならば、連続焼鈍でも可能であるこ
とを見い出したものである。この理由は、Ｃの侵入は粒
内拡散でなく、その速度が１０倍程，度速い粒界拡散で
なされたものであり、更に粒界純度の非常に高い極低炭
素鋼であれば、その拡散速度が更に上がるため、連続焼
鈍において、焼鈍前に固溶Ｃ量が零であったものが、ま
ず粒界に、次いで粒内に所定量のＣ量を確保することが
できることによるものである。

まず、本発明における鋼の化学或分限定理由について説
明する。

７ー Ｃ： Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定するＴｉ
．Ｎｂの添加量が増加し、製造費用の増加につながる。

更にＴｉＣ及びＮｂＣ析出量が増大し粒成長を阻害して
ｒ値が劣化するので、Ｃ含右量は少ないほどよく、上限
｛直を０．０　０　７％とする。

なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下限値は０．０
　０　０　５％とするのが望ましい。

Ｓｉ： Ｓ１は溶鋼の脱酸を主目的に添加されるが、添加量が多
すぎると表面性状や化或処理性或いは塗装性を劣化させ
るので、その含有量は０．１％以下とする。

Ｍｎ： Ｍｎは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、０．０
５％より少ないとその効果が得られず、方、添加量が多
すぎると延性を劣化させるので、その含有量は０．０５
〜０．５０％の範囲とする。

Ｐ： Ｐは、ｒ値の低下を伴うことなく、鋼強度を高８ める効果を有するが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こ
し易くするので、その含有量は０．１２％以下に抑制す
る。

Ｓ： Ｓは、Ｔｉと結合してＴｉＳを形威するので、その含有
量が増大するとＣ．Ｎを固定するのに必要なＴｉ量が増
大する。またＭｎＳ系の伸長した介在物が増加して局部
延性を劣化させるので、その含有量は０．０　１　５％
以下に抑制する。

Ａ　Ｑ： ＡＱは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が
ｓｏｌ．ＡＱで０．０　０　５％より少ないと、その目
的が達威されず、一方、０．０５％を超えると脱酸効果
が飽和すると共にＡｆｌ２０．介在物が増加して加工或
形性を劣化させる。したがって、その含有量はｓｏｌ．
ＡＱで０．０　０　５〜０．０５％の範囲とする。

Ｎ： Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形威するので、その含有
量が増大するとＣを固定するのに必要なＴ１量が増大す
る。また゛ｒｉＮ析出量が増加して粒成長が阻害されｒ
値が劣化する。したがって、その含イｉｆｉｌ：は少な
いほど好ましく、０．００６％以下に抑制する。

Ｔ］、Ｎｂ： Ｔｉ、ＮｂはＣ．Ｎを固定することによってｒ・値を高
める作用がある。この場合、前述の如＜］゛ｌはＳ．Ｎ
と結合してＴ　ｉ　Ｓ、Ｔ　ｉ　Ｎを形或するので、製
品におけるＴｉ量は、次式（１）で剖算される右効Ｔｉ
ｆｆ（Ｔｉ”）として換算される量にて考慮する必要が
ある。

Ｔｉ＊＝ｔｏｔａｌＴｉ　　｛（４８／３２）×Ｓ＋（
４８／１４）×Ｎ｝…・（＋．） したがって、本発明の目的に対しては］’　ｉ　＊　ｈ
ｌ、Ｎｂ量とＣ量との関係か（２）式 １≦（Ｔｉｅ／４８＋　Ｎｌ）／９３）／　（Ｃ／１２
）≦４．５…（２）を満足する範聞で含イｊする必要が
ある。この（２）式の値が１より小さいとＣ．Ｎを充分
に固定することができず、ｒ値を劣化させる。一方、４
．５を超えるとｒ値を高める作用が飽和すると共に、後
工程の浸炭雰囲気焼鈍時に侵入したＣが、同溶している
゛１゛】或いはＮｂとすぐに結合してしまい、Ｃの釘！
昇似イノｆなＩｌｌ　＋ｌずるので．　ｍ、１　２次加
Ｌ脆性の防止が？ξトられす、また過剰の′■゛１、Ｎ
　ｔ＋による硬化のために加工性も劣化し、コス１−ア
ップにもつながる。

Ｉ３： Ｂは耐２次加工脆性に対して右効む元素であるので、必
要に応して添加することができる。添加する場合、その
効果を得るためには少なくとも０．０００１％以」二が
必要であるが、０．００３０％を超えるとその効果は飽
和し、」］つｒ値を低下させるので、その添加凰は０．
０　０　０　１〜０．０　０　３０％の範囲とする。

次に本発明の製造方法について説明する。

従来、冷延鋼板のｒ　｛４１向上のためには、冷延率を
９０％程度とればよいことがわかっていたが、冷延機の
能力の都合」二、このような高圧下量の冷延率を採用す
ることは困難であった。本発明二Ｋらは、この問題点を
解決するため鋭意研究を重ねた１１ 結果、冷延集合組織の一部を熱延段階で作り、続き冷延
でそれを完全なものとし、また冷延鋼板に要求される形
状、ｆＩ′１度、表面品質に一ノいては玲延段階で作り
−ｌ＝．ければよいことを見出し′たもので．１１》る
。

＋−１．体的には、上記化学成分をイＪ゛する鋼を’ｌ
ｉｔ　ａζにより溶解、鋳造するが、続く熱間ハミ延は
特定条イ′１にて行う。

すなわち、９００〜１　２００℃の温度範囲にて粗圧延
を行った後、６００〜８　５　０　℃の範囲で木再納品
フェライ１へ域での圧下ＭＲ，の熱間圧延を行い、その
後６００℃以下で巻き取る。

次いで酸洗後、更に圧Ｆ　ｉ　Ｒ　，≧５０％（但し、
Ｒ１とＲ２の合計圧下量Ｒが９５％＞　Ｒ　＞　６　５
％）の冷延を施す。ここで、Ｒ，とＲ，の合訓圧下ｉＲ
は、 Ｒ＝（］＝（１−Ｒ１／１００）・（＋−　Ｒ２／１０
０））　Ｘ　１００と定義される。

更に、この玲間圧延後、没炭’８　［Ｊ！ｌ　久中で＋
ｌｊ結＾Ｊ＋温度以」二の範囲で連続焼鈍を行い、Ｐ値
に有利な１２ （ｉｌｌ）面方位に集合組織を形成させる。

既に知られているように、ｒ｛直は土として鋼の（１↓
１）面方位集合組織に依存しており、その形戊には再結
品焼鈍前にイｆ在する固溶Ｃ．Ｎが悪影響をもっている
ことが知られているが、本発明においては再結品焼鈍前
に上記巻取処理によって固溶Ｃ及び固溶Ｎが完全に除か
れ、」二記の集合組織が得られる。しかも、一旦、再結
晶が完了し俟合組織が形威されれば、その後に侵入する
Ｃはｒ値には悪影響を与えむい。浸炭雰囲気中より侵入
したＣのうちＴｉＣ．Ｎｂとして固定されなかったＣが
粒界に偏析して耐２次加工脆性を改善するのである。

連統焼鈍のＩＪｔ　ＩＪＩ＋気にはカーボンポテンシャ
ルを制御した浸炭ガスを用い、］」的とする浸炭量はカ
ーボンポテンシャル、焼鈍温度、焼鈍時間の組合せを選
択することにより制御し、耐２次加工脆性のために粒界
の欠陥を理めるのに必要なＣ量が２〜１５ｐｐｍとなる
ような条件で−１二記連続焼鈍を行えばよい。２　ｐｐ
ｍよりも少ないと耐２次加工脆性を↑：？るために粒界
の欠陥を１１１！ぬるのに必要なＣＭが不足し、一方、
１５ｐｐｍを超えると伸び等の加工性が劣化し、また連
続焼鈍の通板速度を低下させねばならず、生産性の代下
を１（１＜ので望ましくない。連続焼鈍炉の炉内ＨｉＦ
留時問は２　ｓｅｃ〜２ｍｉｎの範囲が好ましい。

次に本発明の実施例を示す。

（実施例） 第１表に示す化学ｒ＆分を右する５０ｍｍｌ＠のＯ（試
鋼を１１５０℃で３０分間加熱して溶体化処理を行った
後、１１００〜９５０゜Ｃの温度範囲で粗圧延し、これ
に続く仕上げ圧延温度及びフェライ１・域総圧下旦を拙
々変化させて熱延鋼板を製造した。

なお、巻取り処理はすべて４．　Ｏ　Ｏ℃でＩＪｒ保持
、炉玲することにより模擬した。

次いで、酸洗後，冷延率を神々変化させて０．８ｍｍ厚
の冷延鋼板を製造し、浸炭雰囲気中において連続焼鈍と
して８５０″Ｃで１分間のＩイ桔品焼鈍を行った。

得られた冷延鋼板のｒ｛ｌ￥Ｌと２次加工脆性限界温度
を第２表に示すと共に、一部について第１図〜第２図に
整趣して示す。

なお、脆性試験は、総絞り比２．７でカップ成形して得
られたカップを３５ｍｍ高さに１−リムした後、各試験
温度の冷媒中にカップを置いて頂角４０゜の円錐ポンチ
に押し込んで脆性破壊の発生しない限界温度を測定し、
これを２次加工脆性限界温度とした。

第２表より明らかなとおり、本発明例はいずれも、ｒ値
が高く深絞り性に優れていると井に、耐２次加工脆性が
改善されていることがわかる。

一方、不活性ガス中で連続焼鈍を施した比較例は、深絞
り性又は耐２次加工脆性に劣っており、また浸炭雰囲気
ガス中で連続焼鈍を行った比較例は、本発明範囲外の化
学或分を有しているため、深絞り性或いは耐２次加工脆
性のいずれかが劣っている。

なお，第１図は、第１表の鋼Ｎｎ　１を用いて８００℃
以下の合計圧千景Ｒとｒ値の関係を整理したものであっ
て、合ｉ１＋’／−１二ドｍＲが６５％以」二で高い１
５ ｒ｛直を示すことがわかる。

第２図は、ｓ　ｏ　ｏ　’ｃ以ドの合ｄ１止ドｉＲが６
５％以上の鋼ニツイテ（Ｔｉｅ　／４５＋　Ｎｂ／９３
）／　（Ｃ／１２）の値とｒ値及び２次加工脆性限界温
度との関係を整理したものであり，この式の値が本発明
範囲内（１〜４．５）の鋼について本発明に従う浸炭雰
囲気中での連続焼鈍を施すことにより、優れた高いｒ値
が得られると井に、２次加」二脆性限界温度が低下する
ことがわかる。

［以下余白１ １（ｉ　− （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、極低炭銅鋼を用
い、且つその化！’％戊分を規＋ｌｉｌｌすると』（に
圧延条件を規制することにより、連続焼鈍前の固ｊ容Ｃ
．Ｎを零として、次いで没炭零問気ガス中で連続焼鈍を
行うので、優れた深絞り性と耐２次加工脆性を有する冷
延鋼板を得ることができ、しかも生産性が高く、特に冷
延機の能力に過度の負担を強いることがない。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２口は突施例で得られた伶延ｍ板の特性を
整理して示す図であり、第１図は８００℃以下の合計圧
下ＩＲとｒ値との関係を示し、第２図は（Ｔｉ　＊　／
４５＋　Ｎｂ／９３）／　（Ｃ　／　１２）のイ直とｒ
値及び２次加工脆性限界温度との関係を示している。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．００７％以下
   、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、
   Ｐ：０．１２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．
   Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００６％以下
   を含有し、更にＴｉ及びＮｂの単独又は複合添加で、下
   式（１）に従う有効Ｔｉ量（Ｔｉ＊と表す）及びＮｂ量
   とＣ量との関係が下式（２） Ｔｉ＊＝ｔｏｔａｌＴｉ−｛（４８／３２）×Ｓ＋（４
   ８／１４）×Ｎ｝…（１） １≦（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）≦４
   ．５…（２）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅ及び
   不可避的不純物よりなる鋼を、９００〜１２００℃の温
   度範囲にて粗圧延を行った後、６００〜８５０℃の範囲
   で未再結晶フェライト域での圧下量Ｒ＿１の熱間圧延を
   行い、その後６００℃以下で巻き取り、酸洗した後、更
   に圧下量Ｒ＿２≧５０％（但し、Ｒ＿１とＲ＿２の合計
   圧下量Ｒ＝｛１−（１−Ｒ＿１／１００）・（１−Ｒ＿
   ２／１００）｝×１００が９５％＞Ｒ＞６５％）の冷間
   圧延を施し、更に浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の
   温度範囲で連続焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性と
   耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板の製造方法。
2. （２）前記鋼が、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を
   含有する請求項１に記載の方法。