JPH0452229A - 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、自動車外板などで特に超深絞り性が必要とさ
れる用途に適した極めて優れた深絞り加工性を有する極
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　３１４１ＳＰ　ＣＥ
級を超える超深絞り用冷延鋼板として、極低炭素ＴＩ添
加冷延鋼板が発明され（特公昭４４−１ｓ０８６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８１−１１３７２４号
、特開昭６１−１１３７２５号公報等がある。

（発明が解決しようとする課題） この極低炭素ＴＩ添加鋼の冷延・焼鈍後の特性は、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、自動車
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
。

これら極低炭素冷延鋼板はそもそもかなり加工性に優れ
たものであるが、本発明ではそのうちのランクフォード
値（以下？値という）で示される深絞り性がより一層向
上した超深絞り性を付与させるとともに、つぎに示す工
業上の安定性を増す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、ＩａＳＳ％で、Ｃ二０．００４０％以
下、Ｎ　：　０．００４０％以下、Ｍ口：０．０５〜０
．４％、Ｓ　：０．０１５％以下、酸可溶Ａ、９（以下
ｓｏ１．ＡＩ　）：０．００５〜０．１００％、Ｔｆ：
０．０４〜０．０８５％、Ｂ　：　０．０００１〜０．
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＋＋ｍ以上とし、次式で示される有効ひず
みをεｅｆｆを４５％以上とり、８８０℃以上の温度で
仕上圧延を終了した後、１ｓ以内に冷却を開始し２０℃
／Ｓ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
〜９０％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である。

ユニに、 ε８「「−最終パス圧下率（％）＋１７２最終１段前パ
ス圧下率（％）＋１ハ最終２段前パス圧下率（％） とする。

すなわち、成分的には通常使用されるＮｂは使用せずＴ
Ｉを炭素および窒素の化学量論的等量よりかなり多めに
添加する。これは固溶Ｔ１をある量確保しようとするも
のである。さらに、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、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、析出物のひずみ銹起析出が促進されγ中
での析出処理は完全となる。

そして仕上終段域を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、圧延後部急冷することによ
り、圧延ままの状態で凍結する。

最後にもはやα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，Ｎ：Ｃ，Ｎは侵入型固溶元素で集合組織形成に有害
とされる。したがって通常の極低炭素鋼よりもさらに極
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　：　ｏ、ｏ。

２５％、Ｎ　：　０．００２０％である。

Ｍｎ：ｆｌ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としたほうが延性、ｊ値と
もに向上させるので０．１５％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。

５ｏｌＺ、ＡＩ　＋　ＡＩは脱酸に必要でそのため鋼中
に０．００５〜０．１０％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。

Ｔｊ：　Ｔｉは０，０４〜０．０８５％必要である。ま
ずＴｉ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
作用を有しそのため本発明では、この固溶Ｔｉを確保す
るために多量にＴｉを添加する。０．０４％未満の添加
ではこれらの効果がない。

しかし、０．０８５％を超える添加では上記作用以上に
不純物の悪影響が出る。そのため加工性が劣化する。

ＢＩＢは二次加工性向上のため添加する。木調のような
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。

これは本発明鋼主加工形式である超深絞り加工を受けた
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。１ｐｐ−未満ではその効果がなく、１Ｏｐｐ
ｓ＋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、本誌にした
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：４５ｍｍ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４０ｍ＋＋■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５５１
１１１以上とすべきである。

εｅｆｆ　’木調では、上記の効果のため、その粒界お
よび粒内は不純物の少ない、清浄化されたものである。

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ε８「「を導出するに至った。す
なわち、εｅｆ’ｆ’−最終パス圧下率（％）＋１／２
最終１段前パス圧下率（Ｘ）　＋　１／４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ε８２．の関係において、
冷延・焼鈍後の１値をプロットした図である。

成分は、Ｃ：１５〜２３ｐｐｍ　、Ｎ　：　１２〜２０
ｐｐｍ　。

Ｍ　ｎ　＋　０　、０８〜０　、１４％、Ｓ　：　０．
００３〜０．００７％、５ｏｉ１．　Ａ　ｌ　　：０．
０２〜０．０３５％、Ｔ　ｉ　：　０．０４３〜０．０
８３％、Ｂ：０．０００３〜０．０００６％で、熱延加
熱温度：　１１００〜１１３０℃、粗仕上厚：５５〜θ
０朋、仕上終了後０．３〜０．４Ｓ後に平均３０〜４０
℃／Ｓで約８００〜７８０℃まで急冷し７３０〜７６０
℃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εｅｆＴが４５％以上で仕上圧延
終了温度の広い範囲で安定してｊ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１値を示すにはε
ｅｆｒは６０％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図かられかるように、いかにε８４．
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、１５以内に
冷却を開始し、平均２０℃／Ｓ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の時間が
重要で１ｓ以内、好ましくは０．５ｓ以内とすべきであ
る。冷却速度が２０℃／Ｓ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？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、本鋼において
は圧下率は９３％程度まで増してもＦ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９０％
とした。

焼鈍温度二連続焼鈍の焼鈍温度は十分軟質で高ｆ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荒れを生
じる。焼鈍温度としては、連続焼鈍では比較的高い８３
０℃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。

熱延は圧延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イレ−を行ってもよい。

熱延後高温巻取を行うが、熱延フィ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ごとくであるが、保持
時間については通常とられる４０ｓ　−１ｓ０ｓ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Ｚ２２４Ｌ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、−次加工として５０璽■
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−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。

木表においてｎとは加工硬化指数で、１０％および２０
％ひずみの応力から０乗則にのっとったとして計算した
。またｒ　ａＶｅはＦで面内平均温度ランクフォード値
で、ｒ４５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ｋｌ、　　７．　９．１３．１
４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、ｒ≧２．４５゜
’４５≧２．１５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磁の鋼では、木調
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、１４（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、８
９５〜９４０℃、また巻取温度はコイル端部で７７０〜
７８０℃、それ以外での部位で７４０〜７５５℃であっ
た。また後者においてはそれぞれ８８５〜９３０℃、７
６０〜７８５℃および７４５〜７６０℃であった。

図から明らかなように、本発明にしたがった嵐１４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。

ｓｏｆ、Ａｌ１ （質量割合） Ｔｉ　　　　Ｂ ０．０９ ０．１１ ０．０８ ０．２０ ０．０７ ０．１４ ０．１４ ０．０８ ０．００６１ ０．００７３ ０．００３９ ０．００４５ ０．００７５ ｏ、ｏｏａｅ Ｏ，００３７ ０，００７２ ０，０２７ ０，０３３ ０，０３３ ０，０３０ ０，０２９ ０，０２５ ０，０２５ ０，０３１ ０，０５０ ｏ、ｏｅ。

Ｏ，０５２ ０，０４３ ０，０４１ ０，０１４ ０，１１２ ０，０５０ （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
鈍条件気メツキや電気系複合メツキを施したメツキ鋼板
として用いられてもよい。また、本鋼成分は溶融亜鉛メ
ツキ性あるいはその後のメツ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
溶融亜鉛メツキ鋼板あるいは合金化溶融亜鉛メツキ鋼板
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？値−を、仕上圧延終了
温度および仕上圧延有効ひずみε８４．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。

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：０．０４〜０．０８５％、 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℃以上の温度で仕上圧延
   を終了した後、１ｓ以内に冷却を開始し２０℃／ｓ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７５〜９０％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。 ただし、 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（％）