JPH04327A - 連続焼鈍による深紋り性および時効特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Ａｔキルド鋼冷延鋼板の製造方法に関するもの
であり、加熱された鋳片を特定の温度域で圧延を行い冷
延後特定の熱履歴を持つ連続焼鈍を行うことによって深
絞り性および時効特性の優れた冷延鋼板を製造する方法
を提供するものである。

（従来の技術） 深絞り用冷延鋼板の素材としてＡｌキルド鋼を用い、連
続焼鈍で製造する場合、箱焼鈍で製造する方法と同等の
加工性と時効特性にすることは困難であった。

この解決方法として、例えば特開昭５８−４８６３５号
公報に開示されるように鋼中のＣ，Ｍｎ、Ｐ量に応じて
表される特定の温度から仕上げ圧延を行い、急冷すると
いう方法があるが、深絞り性と時効特性に大きな影響を
およぼす鋼中のＭｎＳの制御が充分でないため深絞り性
、時効特性のいずれも充分なものとはならず、巻取温度
によっては冷延鋼板の肌荒れが発生する可能性もある。

また、鋼中の析出物の制御を行い加工性と時効性を向上
させるためには特開昭５８−３１０３４号公報に開示さ
れているように冷片スラブを１０２０〜１１８０℃まで
加熱した後、熱延を行いその後冷延、焼鈍を行う方法が
ある。この方法では特にスラブを１０２０〜１１００℃
に加熱した場合、スラブを１１００℃以上に加熱した場
合には発生しなかった熱延板の粗大粒が発生しやすいた
め、冷延鋼板の肌荒れがおこりやすくなる。

また、コイル全長にわたって仕上げ温度をＡｒ３点以上
に確保することが難しくなる。肌荒れの問題を避けるた
めには、例えば特開昭５８−３１０３３号公報に開示さ
れているように熱延後６３０℃以下で巻き取る方法があ
るが、深絞り性の充分なものが製造できないことおよび
仕上げ温度の確保が困難になること等の問題が残る。

（発明が解決しようとする課題） そこで、本発明では低炭素Ａｔキルド鋼を使用し、スラ
ブを１１００℃以上に加熱した場合の仕上げ温度のＡｒ
、魚具上の確保が容易であることと、肌荒れが防止でき
るという利点を保持しつつ、従来技術では困難であった
深絞り性および時効特性に優れた冷延鋼板を製造するこ
とを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは鋳片を１１００℃以上に加熱した後、Ｍｎ
量、Ｓ量に応した特定温度域で圧下率５０％以上の圧延
を行い、かつ急速冷却と再加熱過時効を含む連続焼鈍を
行うことによって上記目的が達成できることを見出した
。

本発明の要旨とするところは、重量比にてＣ：０．０１
０〜０．０３８％、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：　０
．０５〜０．２５％、Ｓ：０．００３　〜０．０２０％
、　　Ａｔ：　　０．０１０　〜０．１０χ。

Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物よりなる鋳片を１１００℃以上に加熱し熱
延を行い、鋳片の表面温度が下記式に示すＴ１の温度域
の範囲内において鋳片の表面温度がＴ１の温度域の上限
に達したときの板厚に対して圧下率５０％以上の圧延を
加え、９００℃以上の温度で熱延を終了し、６００℃以
上８００℃以下の温度で巻き取った後、冷延し、７００
℃以上９００℃以下の温度で焼鈍し、この温度域から６
９０〜６５０℃の温度範囲に３〜ｂ 続いて２００〜３４０℃の温度範囲に５０〜ｂ範囲に加
熱し、この温度範囲から２００〜３３０℃の温度範囲に
１００秒以上の時間をかけて徐冷することを特徴とする
連続焼鈍による深絞り性および時効特性の優れた冷延鋼
板の製造方法にある。

（但し、Ｔ１の下限は９００℃とする）以下、本発明の
詳細な説明する。

まず、本発明の方法を適用する鋼の化学成分の限定理由
について説明する。

Ｃは０．０１０χ未満では連続焼鈍後の時効劣化が大き
いので望ましくない。また０、０３８χを越えると製品
の深絞り性が劣化する。したがって、Ｃ量を０．０１０
〜０．０３８χに限定した。

Ｓｉは微量では問題は無いが、含有量が多くなると加工
性を低下させる。したがって、０．０４％以下でなけれ
ばならない。

Ｍｎは熱間脆性を防止するために必要な成分であるが、
０．０５χ未満ではＦｅＳが生成し、その効果を奏しな
い。また、ｏ、２５χを越えると深絞り性が劣化する。

したがって、Ｍｎ量を０．０５〜ｏ、２５χに限定した
。

Ｓは０．００３χ未満ではＭｎＳの生成量が少なく、熱
延板の結晶粒が粗粒化しやすく肌荒れの原因となる。ま
た０、　０２０χを越えると熱間脆性の原因となる。し
たがって、Ｓ量を０．００３〜０．０２０χに限定した
。

ＡＩは鋼中の酸素、窒素量をコントロールするのに必要
な元素であり、熱延板の巻き取り後にＮをＡＩＮとして
析出させるためには最低０．０１０χは必要である。し
かし、０．１０χを越えると加工性を劣化させる。した
がって、ＡＩ量を０．０１０〜０．１０Ｋに限定した。

特に、析出するＡＩＮのサイズを肌荒れが起きない程度
に粗大化させ、加工性を向上させるためには０．０３０
〜ｏ、ｏｓｏχの範囲が望ましい。

また、析出したＡＩＮも加工性を劣化させるためその量
は少ない方が良く、そのためにＮ量は０．００６０Ｘ以
下でなければならない。

次に、熱間圧延条件について説明する。

深絞り性および時効特性を良好にするためには鋼中のＭ
ｎＳの析出状態を制御する必要があるが、本発明ではこ
の制御を熱延中に行うことが特徴である。そのためには
加熱されたスラブをＭｎ量とＳ量によって表されるＴ１
の温度範囲内において鋳片の表面温度がＴ１の温度域の
上限に達したときの板厚に対して圧下率５０％以上の圧
延を加えることが必要であることを多くの実験により知
見した。

第２表は第１表に示す鋼Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆのスラ
ブを１２５０″Ｃに加熱した後、種々の温度から圧延を
開始し、種々の圧下率の圧延を加え、９００℃以上で圧
延を終了し、さらにこの熱延板を７２０℃で巻き取り、
７５χの冷延と第１図に示すヒートパターンの連続焼鈍
を施した場合の圧延条件および冷延鋼板のｆ値、時効指
数を示す。

第２図は第１表の鋼Ｂのスラブを１３００℃に加熱し、
１１５０℃より圧延を開始し、１０７０℃までの間に種
々の圧下率により熱延板とした後、７２０℃で巻き取り
、続いて８０χの冷延と第１図に示すヒートパターンの
連続焼鈍を行ったとき上記熱延圧下率のｆ値および時効
指数におよぼす影響を示したものである。

第２表 中下線を施した条件について本発明の範囲からはずれて
いる。

第１表、第２表および第２図よりわかるように良好な深
絞り性および時効特性を得るためにはＭｎ量およびＳ量
に応じて決まる温度Ｔ１の温度範囲内において少なくと
も５０％以上の圧下率の圧延が必要であることが明白で
ある。なお、温度Ｔ１および圧延の圧下率はＭｎＳの析
出に深く係わっていることがわかり、本発明の条件にし
たがって圧延を行った場合の熱延板のＭｎＳを電子顕微
鏡により調査したところ、本発明の条件にしたがって製
造された場合、０．０５〜０．２−のＭｎＳが均一に分
散した状態となっており、０．０５％未満の微細なＭｎ
Ｓは生成していないことがわかった。これに対し、圧延
の温度域、圧延量のいずれか一方または両方が本発明の
条件からはずれたものは０．０５〜０．２−のＭｎＳは
非常に少なくなっており、０．０５１！ｍ未満の微細な
ＭｎＳが多数析出していることがわかった。これまでの
試験により０．０５％未満の多数のＭｎＳは粒成長性を
阻害するため連続焼鈍において深絞り性を高めるための
（ＩＬＩ）面の結晶粒の成長を遅らせｆ値を低（するこ
とがわかっている。さらに冷延鋼板の析出物を電子顕微
鏡により調査したところ０．０５〜０．２ｎのＭｎＳの
大部分はセメンタイトの析出核になっていることおよび
０．０５ｒ＋ａ未満のＭｎＳの大部分はセメンタイトの
析出核になっていないことがわかり、本発明の範囲で製
造した場合は時効特性が良好になり、本発明の範囲から
外れた場合は時効特性が劣化することの裏付けも得られ
ている。

以上のようにＭｎ量およびＳ量に応じて決まる温度Ｔ１
の温度範囲において少なくとも５０％以上の圧下率の圧
延を行うことによって０．０５％未満の深絞り性に害を
与えるＭｎＳの生成を防止でき、かつ時効特性を良好に
する０、０５−以上のＭｎＳの生成を助長できるため深
絞り性および時効特性が良好になることが本発明の特徴
である。

なお、上記調査において組成、熱延温度範囲、巻取温度
、連続焼鈍の焼鈍温度、冷却速度および過時効処理条件
を本発明の範囲内で変更したもの、あるいはＴ１の温度
範囲内で圧下率５０％以上の圧延を行うことを前提とし
９００℃以上でかつＴＩの温度範囲外でさらに圧延を行
った場合でも良好な深絞り性および時効特性が得られる
ことがわかった。

巻取温度はＡＩＮの析出を充分に行わせるためには６０
０℃以上が必要であるが、８００　’Ｃを越えると熱延
板の結晶粒が粗大化し、連続焼鈍板の肌荒れが起こりや
すくなる。したがって、ＡＩＮを析出させ、かつ熱延板
の結晶粒の粗大化を防止し、さらに熱延板中のセメンタ
イト凝集を図り加工性を向上させるためには、下限が６
００℃で上限が８００℃でなければならない。第３図は
第１表に示す鋼Ｂのスラブを１２００”Ｃに加熱し、１
１５０〜１０８０℃間において１１５０℃になった時点
での板厚に対して７０χの圧下率で圧延を行い、さらに
１０５０〜９２０℃間において１０５０℃になった時点
での板厚に対して５０２の圧下率で圧延を行い、９２０
″Ｃで圧延を終了し、５５０〜８５０℃で巻き取り、続
いて８０％の冷延を行い、第１図に示すヒートパターン
の連続焼鈍を行ったとき、上記巻取温度のｆ値、時効指
数におよぼす影響を示したものである。

冷間圧延の圧下率は通常行われている程度で良いが、連
続焼鈍後の（１１１）集合組織を発達させ、深絞り性を
良好にするためには７０％以上の高圧下冷延率が好まし
い。

次に連続焼鈍条件について説明する。加熱温度は再結晶
温度以上が必要であるが、充分な加工性をもたせるため
には７００℃以上で焼鈍する必要がある。しかし、９０
０℃を越える温度で焼鈍を行うとＴ相となるため集合組
織がランダム化し、深絞り性が著しく劣化する。したが
って、７００〜９００℃での焼鈍が必要である。省エネ
ルギーや冷延鋼板の表面キズの防止のためには７００〜
８３０″Ｃでの焼鈍が望ましい。なお、より材質を均質
にし、かつ表面性状の良好な冷延鋼板とするためには焼
鈍温度に応じて焼鈍時間を変化させることが好ましく、
例えば７００℃の焼鈍の場合は６０秒程度が良く、９０
０℃の焼鈍の場合は２０秒程度が良い、この再結晶焼鈍
後、３〜ｂ で６９０〜６５０“Ｃへの冷却を行うことによってさら
に深絞り性が良好になり、かつ時効特性も良好な冷延鋼
板が製造できる。この冷却速度が３℃／秒より遅い場合
は肌荒れが起こりやすく、２０℃／秒より速い場合はこ
の処理による深絞り性、時効特性の向上効果がなくなる
。また３〜２ｏ”６７秒で冷却を行った場合でも６５０
″Ｃよりも低温に冷却すると時効特性が劣化し、６９０
″Ｃよりも高温で冷却を止めると深絞り性、時効特性の
向上効果がなくなる。

その後５０〜ｂ とが時効特性を良好にするためには欠かせない条件であ
る。この冷却速度は５０℃／秒よりも遅くなると結晶粒
内のＦｅ、Ｃ数が充分に生成しないため時効特性が劣化
する。また２００℃／秒よりも速いと結晶粒内のＦｅ、
Ｃ数が必要以上に多数生成し加工性が劣化することおよ
び冷却終了の温度で冷却制御が困難になるため、これ以
下の冷却速度でなければならない。冷却終了温度は良好
な加工性と時効特性を兼ね備えた冷延鋼板を製造するた
めには重要である。すなわち、冷却終了温度が３４０℃
を越えると結晶粒内のＦｅ５Ｃ数が少なくなるため時効
特性が劣化する。また、冷却終了温度が２００℃より低
温になると結晶粒内のＦｅ５Ｃ数が必要以上に多数生成
するため時効特性は良好になるものの、降伏強度の上昇
や伸びの劣化等が起こり充分な加工性が得られない。冷
却終了温度が２００〜３４０℃であれば時効特性および
加工性共に充分良好なものが得られる。この冷却後に３
４５〜４５０℃に再加熱処理を行うのが本発明の特徴の
一つである。

この再加熱はＣの拡散速度を速くし、急速冷却終了時点
でＭｎＳの周囲に析出を開始したＦｅ５Ｃの成長を迅速
に行わせるためのものであるが、３４５℃に満たない温
度に加熱した場合はＣの拡散速度が遅いためにこの効果
が少なく、 ４５０℃を超える温度に加熱するとＭｎＳ周囲に析出し
ているＦｅ５Ｇが鋼中へ再固溶を始めるためＦｅ、Ｃ数
が減少し、いずれの場合も時効特性が良好なものができ
ない。再加熱後、２００〜３３０℃の温度範囲に１００
秒以上の時間をかけて徐冷却することによりＣの析出を
より促進させる効果が最も大きく発揮できる。３３０℃
を超える温度あるいは２００℃に満たない温度へ徐冷し
た場合はＣのＦｅ５Ｃとしての析出が遅れるために時効
特性の良好な鋼板が製造できない。また、この徐冷に要
する時間が１００秒に満たない場合でもＣが充分に析出
しないため時効特性の良好な鋼板が製造できないい 以上のように、本発明は熱間圧延においてＭｎ量および
Ｓ量によって決まる特定の温度域において特定量以上の
圧下率の圧延を加えた後、特定条件の連続焼鈍を行うこ
とによって従来１１００”Ｃ以上のスラブ加熱温度では
困難であった冷延鋼板の深絞り性および時効特性を優れ
たものとすることができる。

以下に本発明の実施例を比較例と共に示す。

実施例１ 第３表に示すＡ！キルド鯛のスラブを種々の温度に加熱
し、Ｔ１の温度範囲内において第４表に示すような種々
の圧下率の圧延を行った後９００″Ｃ以上で仕上げ、７
００″Ｃで巻き取った。さらに、８０χの冷間圧延およ
び第１図に示すようなヒートパターンの連続焼鈍を施し
た。この結果得られた冷延鋼板について、ＪＩＳＳ号引
張り試験片を用いて引張り試験を行い１値および時効指
数（Ａ、１．）を測定した。材！調査結果を第４表に示
す。

第４表より熱延条件が本発明の範囲に入っているものは
本発明の範囲外のものに比べて特に１１００℃以上のス
ラブ加熱温度における深絞り性および時効特性のいずれ
もスラブの加熱温度依存性が少なく、かつ優れているこ
とがわかる。

実施例２ 第５表に示す種々の組成の鋼のスラブを１２００℃に加
熱し、名調において１１の温度範囲内で少なくとも５０
％以上の圧下率の圧延を行い、さらに圧延を続け９００
℃で仕上げた後７２０℃で巻き取った。さらに、８０に
の冷間圧延および第１図に示すようなヒートパターンの
連続焼鈍を施した。

この結果得られた冷延鋼板について、ＪＩＳＳ号引張り
試験片を用いて引張り試験を行い？値および時効指数（
Ａ、Ｉ、）を測定した。材質調査結果を第６表に示す。

第５表および第６表より組成が本発明の範囲に入ってい
るものは本発明の範囲外のものに比べて深絞り性および
時効特性のいずれも優れていることがわかる。

実施例３ 第７表に示す組成の鋼のスラブを１２００℃に加熱し、
１１００℃から圧延を開始し、９６０℃までに８ｏｚの
圧下率で圧延を行った。これを７００℃で巻き取った後
、さらに８０χの冷間圧延および第４図に示すヒートパ
ターンでｔａを６０秒にし、Ｔ２．Ｔ３．Ｔ４．Ｔ５．
Ｔ６．　ＣＲＩ、ＣＲ２およびｔｂを種々変えた連続焼
鈍を施した。この結果得られた冷延綱板にについて、Ｊ
ＩＳ５号引張り試験片を用いて引張り試試験を行い１値
および時効指数（Ａ、１．）を測定した。

連続焼鈍条件および材質調査結果を第８表に示す。

第８表より連続焼鈍条件が本発明の範囲に入っているも
のは本発明の範囲外のものに比べて深絞り性および時効
特性のいずれも優れていることがわかる。

第 表 中下線の条件について本発明の範囲からはずれている。

（発明の効果） 以上説明したように、本発明の方法は熱延においてＭｎ
量およびＳ量によって決まる特定の温度域において特定
量以上の圧下率の圧延を行い、さらに特定の条件の連続
焼鈍を行うことによって冷延鋼板の深絞り性および時効
特性を優れたものとすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は連続焼鈍のヒートパターンを示す図、第２図は
熱延圧下率のＦ値、時効指数におよぼす影響を示す図、
第３図は巻取温度のｆ値、時効指数におよぼす影響を示
す図、第４図は連続焼鈍のヒートパターンを示す図であ
る。 第１図 ８００’Ｃｘ　６０ｓｅｃ 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量比にてＣ：０．０１０〜０．０３８％、Ｓｉ：０．
   ０４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．２５％、Ｓ：０．０
   ０３〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
   Ｎ：０．００６０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不
   可避的不純物よりなる鋳片を１１００℃以上に加熱し熱
   延を行い、鋳片の表面温度が下記式に示すＴ１の温度域
   の範囲内において鋳片の表面温度がＴ１の温度域の上限
   に達したときの板厚に対して圧下率５０％以上の圧延を
   加え、９００℃以上の温度で熱延を終了し、６００℃以
   上８００℃以下の温度で巻き取った後、冷延し、７００
   ℃以上９００℃以下の温度で焼鈍し、この温度域から６
   ９０〜６５０℃の温度範囲に３〜２０℃／秒で冷却し、
   続いて２００〜３４０℃の温度範囲に５０〜２００℃／
   秒で冷却し、さらに３４５〜４５０℃の温度範囲に加熱
   し、この温度範囲から２００〜３３０℃の温度範囲に１
   ００秒以上の時間をかけて徐冷することを特徴とする連
   続焼鈍による深絞り性および時効特性の優れた冷延鋼板
   の製造方法。 （８９００）／（３．１−ｌｏｇ（％Ｍｎ×％Ｓ））−
   （％Ｍｎ×２０００）−２３０≦Ｔ１（℃）≦（８９０
   ０）／（３．１−ｌｏｇ（％Ｍｎ×％Ｓ））−２３０（
   但し、Ｔ１の下限は９００℃とする）