JPH0510411B2 - - Google Patents
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- JPH0510411B2 JPH0510411B2 JP60116661A JP11666185A JPH0510411B2 JP H0510411 B2 JPH0510411 B2 JP H0510411B2 JP 60116661 A JP60116661 A JP 60116661A JP 11666185 A JP11666185 A JP 11666185A JP H0510411 B2 JPH0510411 B2 JP H0510411B2
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
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- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
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Description
（産業上の利用分野）
自動車ボデイなどのプレス加工、それもとりわ
け深絞り性の要求される部位に使用して好適な冷
延鋼板の製造に関連してこの明細書には、連続焼
鈍法の有用な適用の下に、高延性でかつ材質の異
方性が少なくて深絞り性にすぐれ、しかも耐時効
性や、耐２次加工ぜい性にもすぐれる冷延鋼板の
適切な製法についての開発研究の成果を述べる。 （従来の技術） プレス加工用鋼板は、従来、低炭素（Ｃ：0.02
〜0.07wt％；以下単に％であらわす）Alキルド
鋼を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されてい
たが、最近はプレス性の一層の向上と高生産性を
得るためＣ＜0.01％の極低炭素鋼を素材として連
続焼鈍法で製造されるようになつている。 極低炭素鋼では、鋼中に固溶して鋼板の延性、
絞り性、や耐時効性を劣化させているＣやＮを固
定するため、Ti、Nb、Ｖ、Zr及びTaなどの炭
窒化物形成元素が添加される。従来これらの元素
は高価なこともあつて単独で添加されることが多
く、最もポピユラーに使用されているTiとNbの
性質を比較すると、次のとおりである。 Ti添加鋼はNb添加鋼に比べ、再結晶温度が低
いこと、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃
以下の低温巻取りを行つても全伸び（El）、ラン
クフオード値（値）などの機械的性質が良好で
あることなどの利点がある。 一方Nb添加鋼はTi添加鋼に比べ、値の異方
性が少ないこと、塗装前処理である化成処理性が
良好であることなどの特色がある。 これらTi、Nb両者の利点を同時に発揮するこ
とに関し特開昭58−107414号公報に開示されてい
る。この場合Tiの含有量の上限を、（48／12Ｃ（％） ＋48／14Ｎ（％）で規定し、その主旨は、Tiの大部 分が優先的にTiNとして消費され、固溶Ｃにつ
いては残りの有効Ti（totalTi−Tias TiN）と
Nbで固定することにより非時効性と深絞り性を
確保するところにある。 （発明が解決しようとする問題点） 実際に上記開示に従う有効Tiの範囲で実験す
ると、鋼中ＣがTiで有効に結合されずして、絞
り性の著しい劣化や固溶Ｃ残留による時効性の劣
化を引起すことが究明された。 そこでTi、Nbの複合添加の効果をより一層十
分に発揮させて、さらに深絞り性の良好な、冷延
鋼板の製造方法を確立することがこの発明の目的
である。 （問題点を解決するための手段） 発明者らは、この実状に鑑み、前述の極低炭素
Ti、Nb複合添加鋼の有利な点を損うことなくプ
レス加工性とりわけ良深絞り性、高延性でなおか
つ材質の異方性が少なく、さらに耐時効性や耐２
次加工ぜい性を向上させる方法を検討した。 発明者らは、TiとNbの複合添加効果について
より詳細に調査した結果、スラブ加熱の段階又
は、熱間仕上圧延の前段階である、粗圧延時に
て、TiSとTiNが優先的に析出し、固溶Ｃについ
ては残りの有効TiとNbで固定されることが判明
した。つまり有効Tiとしては（total Ti−
TiasTiN−TiasTiS）を用いるべきであること
がわかつた。 かくして極低Ｃ鋼のＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nb量を
限定するとともにさらに熱間圧延の冷却条件およ
連続焼鈍の加熱冷却条件を厳密に限定することに
より、はじめてプレス加工用鋼板として十分満足
できるものが得られたのである。 この発明は、 Ｃ：0.0050％以下、 Si：1.0％以下、 Mn：1.0％以下、 Ti：４・（Ｃ（％）＋Ｎ（％））〜（３・48／12Ｃ（％
） ＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％））％ Nb：（0.2・93／12Ｃ（％））〜（93／12Ｃ（％））％ Al：0.005〜0.10％、 Ｐ：0.15％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Ｓ：0.015％以下、 を含有する組成になる鋼の熱間圧延の仕上圧延完
了から２秒以内に冷却を開始して、巻取りに至る
までを平均冷却速度10℃／ｓ以上で冷却し、710
℃以下の温度で巻取り、その後圧下率50％以上の
冷間圧延を施した上で、400〜600℃までの加熱速
度を５℃／ｓ以上として加熱し、700℃〜Ac3点
の温度域で１秒間以上均熱するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性の良好
な冷延鋼板の製造方法である。 すでに明らかなようにこの発明では、Ti、Nb
の有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要
事項であり、この解明に至る経緯から順次にこの
発明の作用につき、説明を進める。 （作 用） さて発明者らが行つたラボ実験の結果について
先ず説明する。 化学成分としてSi：tr〜0.02％、Mn：0.10〜
0.12％、Ｐ：0.007〜0.010％、Al：0.02〜0.04％は
同一レベルにし、さらに、Ｎ：0.0027％、Ｃ：
0.0020％において、Ｓ：0.006％、0.013％および
0.018％の３水準、またTi：0.015％、0.025％およ
び0.034％の３水準そしてNb：0.008％、0.020％
の２水準の都合18鋼種を実験室的に溶製し、分塊
圧延で30mm厚のシートバーとし、次いで熱間圧延
において７パスで2.8mm厚とし、900±５℃仕上げ
た。 この鋼板を圧延終了後0.8秒後に水スプレーを
用いて35℃／ｓで550℃まで冷却した。 次いでただちに550℃の炉中に装入し、5hr保持
した後炉冷処理を行つた。この処理により巻取り
温度550℃のシユミレーシヨンを行つた。 次いで酸洗後圧下率75％の冷間圧延を行つた。
続いて連続焼鈍処理として抵抗加熱装置により
700℃まで12℃／ｓで加熱し以後３℃／ｓの加熱
速度で780℃まで加熱し、780℃に25秒間保持した
後室温まで５℃／ｓで冷却した。 次いで該鋼板に0.75％の調質圧延を施した後引
張試験に供した。 試験項目として深絞り性の尺度に値（ランク
フオード値）を用い、また耐時効性の尺度には
AI（時効指数）を用いた。 第１図、第２図にその結果を示すように各実験
鋼の材質は、Ti、Ｓ、Nb量に対して大きく変化
している。 プレス加工用鋼板として要求される材質として
ｒ≧1.6、AI≦3.0Kg／mm2を目安とすると、この両
者を満足するのはTi≧48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％） （但しＮ＝0.0027％）の領域であり、なおかつNb
＝0.008％の場合であることが分る。 すなわち同一Ｃ量、同一Nb量でもＳの増加に
より絞り性、耐時効性が劣化しＳの増加に見合う
だけのTiの増量が必要であることがわかる。 一方Nb量の効果についてはNbの増量により
Ti量が少なく、Ｓ量が多くとも、AI低下すなわ
ち耐時効性の改善は可能であるが、値について
は向上効果がほとんどない。 Ｃ：加工用鋼板として最も重要な、全伸び（El）
およびランクフオード値（）を向上させるた
めＣは少ないほどよくＣ≦0.0050％より好しく
はＣ≦0.0035％がよい。Ｃが増加すると、これ
を炭化物として固定するため、多量のTi、Nb
を必要とし、生成する析出物TiC、NbCなどの
析出強化により加工性が劣化するばかりでな
く、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等の悪影響が
現れる。 Si：深絞り用高強度鋼板の強度上昇のために添加
してもよいが、過度の添加は耐２次加工ぜい
性、化成処理性の劣化を起すため好ましくなく
その上限を1.0％とする。 Mn：MnもSiと全く同様の理由により上限を1.2
％とする。 Ｎ：Ｎは、Ｓと同様に熱延前にTiで固定される
ためＮ単独では有害ではない。しかし多量の添
加により形成されたTiNは、全伸び、値を
低下させるためその上限を0.0050％とするが、
より好ましい範囲は、0.0035％以下である。 またＮを固定しえないほどTiが少量の場合、
ＮはAlNとして固定される。この場合熱延巻
取温度が710℃以下では、AlNの凝集が進行せ
ずしてその結果連続焼鈍後硬質なものとなりプ
レス加工性が劣ることとなる。 Ｓ：Ｓはこの発明においてはTi量との関係にお
いて最も重要な元素である。Ｓは熱間圧延前の
たとえばスラブとして加熱中にTiSとして無害
化されるが、第１図、第２図の結果に示す如く
過剰のＳはそれを固定するためのTi量が増加
し、材質劣化の原因となるため上限を0.015％
とする。 Ti：Tiはこの発明の化学成分の中で、最も重要
な元素である。TiはAlやNbに先立つて熱間圧
延前にＳやＮを固定する。第１図、第２図にて
すでに詳しく説明したところに従いTiの下限
は 48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％）＜4.（Ｃ（％）＋Ｎ（
％） の関係下で Ti≧４（Ｃ（％）＋Ｎ（％））％ となるように添加し、深絞り性について十分な
レベルを維持するとともに延性の向上を図る。
これはＣ量が多いと形成されるTiCのサイズが
小さくなり延性がやや劣るようになるがTiを
４（Ｃ＋Ｎ）以上になるように添加すると、
TiCの凝集が進行し延性が向上するようになる
ものと考えられる。 Tiの上限については有効Ti（≡total Ti−
TiasTiN−TiasTiS）の一部が、TiCを形成す
ることを考慮すると、析出するTiC及びさらに
固溶状態で存在するTiが、材質低下や合金コ
ストアツプ及び生産性、すなわち再結晶温度上
昇による生産性低下を引起さないような範囲に
限定すべきである。これらを考慮するとTiの
上限は Ti＝（３・48／12Ｃ（％）＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ
（％）） ％となる。 Nb：NbはTi量が少ない場合にＣを固定するた
めに重要でありＣとの関連で最低 Nb：（0.2・93／12Ｃ（％））必要である。この最低 Nb量は、TiでＣを固定できない場合に固溶Ｃ
の20％しか、Nbで固定しえないように思われ
るが我々の経験では、残留している80％の固溶
Ｃの大部分も、析出したNbCの周囲で析出前
段階と思われる特殊な雰囲気を形成し時効性や
延性に悪影響を及ぼすことはないことが確めら
れた。 NbはTiと複合添加することにより、Ti単独
添加鋼の欠点である値、Elの異方性を小さく
する。例えばｒ値の平均値が1.7程度のTi単
独鋼では圧延方向（r0）、圧延直角方向（r90）
が約2.1あるにもかかわらず、対角方向（r45）
は1.3程度であり、異方性 Δr＝r0＋r90−2r45／２は0.8にもなる。これに対し この発明に従つて、Nbを添加した鋼では、Δr
が0.2〜0.4程度になり、異方性が非常に小さく
なり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第１図、第２図に示し
たように熱延低温巻取での材質劣化を引起すば
かりでなく、再結晶温度の著しい上昇やコスト
アツプを引起すのでその上限をＣと当量すなわ
ち Nb：（93／12Ｃ（％）とする。 Al： Alは溶鋼中のＯを固定しTi、Nbの歩留り
を向上させるため最低0.005％必要である。一
方溶鋼中Ｎにつき上述のようにTiで大部分が
固定されるため、Alの多量の添加はコストア
ツプとなり、このため上限を0.10％とする。 Ｐ：Ｐは値を低下させることなく強度上昇に最
も有効な元素であるが、耐２次加工ぜい性のた
めには過度の添加は好しくなくその上限を0.15
％とする。 次に熱間圧延条件に関して、熱間圧延前のスラ
ブ加熱温度はとくに限定しないが、Ｓ、ＮをTi
で固定するため1280℃以下好しくは1230℃以下さ
らに好しくは1150℃以下が望ましい。 なお、いわゆるスラブ直送圧延や、30mm厚程度
のシートバーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を
行つても同様の効果が期待できる。 熱間圧延の仕上げ温度は通常のAr3点以上が好
しいが、α域である700℃程度まで低下させても
その時の材質劣化は小さい。 ところでこの仕上圧延後、巻取りまでの冷却パ
ターンの変化により熱延鋼板のフエライト（α）
粒径が大きく変化する。一般に圧延終了後ストリ
ツプ巻取りまでの冷却速度が遅いとα粒が粗大化
する。この発明のTi.Nb複合添加鋼ではこの傾向
が特に顕著となる。α粒が粗大化すると粒界面積
が減少し焼鈍後に（111）集合組織が発達せず
値が劣るばかりでなく、焼鈍後の結晶粒径も大き
くなるため、耐２次加工ぜい性も劣る。このた
め、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的に
は２秒間以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始
から巻取りまでの平均冷却速度を10℃／ｓ以上と
する必要がある。 ここで、圧延終了後冷却開始までの時間は短く
すればするほど、得られる熱延鋼板の組織が細く
なり、焼鈍後に値の向上ならびに２次加工脆性
が改善されるので好ましい。 巻取り温度は600℃以下の低温で行つても材質
は良好であるが600℃以上の高温巻取りを行うと
さらに材質は向上する。 巻取り温度が710℃を越えると材質向上効果が
飽和するばかりでなくデスケーリング性が著しく
劣化するのでその上限を710℃とする。 次に冷間圧延条件については絞り性を向上させ
るためデスケーリング後の冷間圧延率は50％以上
を要し、より好ましくは70％〜90％である。さら
に連続焼鈍条件としてはすでに述べたように、
Ｃ、Ｎ及びＳ量に応じてTi、Nb量を限定するこ
とにより著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性
の良好な鋼板が製造できるが、これらの元素の限
定のみでは耐２次加工ぜい性の改善は十分ではな
い。 とくにこの発明で目指した加工用鋼板は自動車
のハイルーフ、エンジンのオイルパン等の強力加
工部位に使用される例が多いため耐２次加工ぜい
性の改善は不可欠である。耐２次加工ぜい性が劣
ると強度のプレス加工後に強い衝撃によつてぜい
性的に鋼板が破壊され、車体の安全上好しくない
からである。 耐２次加工ぜい性を改善する方法としてＢ（ボ
ロン）添加、Sb（アンチモン）添加等が考えられ
る。しかし前者の場合著しく再結晶温度が上昇す
ること、後者の場合コストアツプになることの問
題点がある。 この発明では前述の熱間圧延時の冷却制御とさ
らにここで説明する連続焼鈍の加熱制御を組合せ
ることにより、この問題点を解決している。 具体的には加熱中の400〜600℃までの加熱速度
を５℃／ｓ以上、に限定する。 これらの温度域は鋼中に固溶しているＰが著し
く粒界偏析し易い温度域であり、この温度域を急
熱することによりＰの粒界偏析が抑制され、粒界
強度が上昇し耐２次加工ぜい性が向上することか
ら限定をする必要がある。冷却中の600〜400℃の
温度域については加熱時の如く特別な限定をしな
くても耐２次加工ぜい性は良好であるが、該温度
域を10℃／ｓ以上で急冷すればさらに向上する。 連続焼鈍時の最高加熱温度は深絞り性を確保す
るため、700℃以上で１秒間以上の均熱が必要で
ある。一方Ac3点（約920〜930℃）を越えると、
深絞り性が急激に低下するので加熱温度は700〜
Ac3とする。 （実施例） 実施例 １ Ｃ：0.0024％、Si：0.110％、Mn：0.17％、
Ｐ：0.011％、Ｓ：0.005％、Al：0.037％、Ｎ：
0.0021％、Ti：0.022％（48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（
％） ＝0.0147＜４・（Ｃ％＋Ｎ％）＝0.018％＜Ti＜
３・48／12Ｃ（％）＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％）
＝0.0435 ％）、Nb：0.011％（0.2・93／12Ｃ〓％＝0.0372％＜ Nb＜1.0・93／12Ｃ（％）＝0.0186％）その他不可避的 不純物の鋼を転炉出鋼しRH脱ガス後連続鋳造で
スラブとした。次いでスラブを1160℃に再加熱し
た後、900℃で仕上げ次いでホツトランアウトテ
ーブル上で１秒後に35℃／ｓで急冷を開始し、
530℃で巻取つた。酸洗後80％の圧下率で冷間圧
延を行つた。 次いで表１に示すように連続焼鈍中加熱時の
400〜600℃までの加熱速度を変化させた。なお、
400℃までの加熱速度は15℃／ｓ、600〜795℃ま
での加熱速度は４℃／ｓとし795℃に40s均熱し
795℃から600℃まで1.5℃／ｓで冷却し、600℃以
下の温度域は約５℃／ｓの冷却とした。0.5％調
質圧延後の結果を表１に示す。この発明の加熱速
度を限定することにより、ｒ値や延性を劣化させ
ることなく耐２次加工ぜい性が向上している。
け深絞り性の要求される部位に使用して好適な冷
延鋼板の製造に関連してこの明細書には、連続焼
鈍法の有用な適用の下に、高延性でかつ材質の異
方性が少なくて深絞り性にすぐれ、しかも耐時効
性や、耐２次加工ぜい性にもすぐれる冷延鋼板の
適切な製法についての開発研究の成果を述べる。 （従来の技術） プレス加工用鋼板は、従来、低炭素（Ｃ：0.02
〜0.07wt％；以下単に％であらわす）Alキルド
鋼を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されてい
たが、最近はプレス性の一層の向上と高生産性を
得るためＣ＜0.01％の極低炭素鋼を素材として連
続焼鈍法で製造されるようになつている。 極低炭素鋼では、鋼中に固溶して鋼板の延性、
絞り性、や耐時効性を劣化させているＣやＮを固
定するため、Ti、Nb、Ｖ、Zr及びTaなどの炭
窒化物形成元素が添加される。従来これらの元素
は高価なこともあつて単独で添加されることが多
く、最もポピユラーに使用されているTiとNbの
性質を比較すると、次のとおりである。 Ti添加鋼はNb添加鋼に比べ、再結晶温度が低
いこと、酸洗などの脱スケール性の良好な600℃
以下の低温巻取りを行つても全伸び（El）、ラン
クフオード値（値）などの機械的性質が良好で
あることなどの利点がある。 一方Nb添加鋼はTi添加鋼に比べ、値の異方
性が少ないこと、塗装前処理である化成処理性が
良好であることなどの特色がある。 これらTi、Nb両者の利点を同時に発揮するこ
とに関し特開昭58−107414号公報に開示されてい
る。この場合Tiの含有量の上限を、（48／12Ｃ（％） ＋48／14Ｎ（％）で規定し、その主旨は、Tiの大部 分が優先的にTiNとして消費され、固溶Ｃにつ
いては残りの有効Ti（totalTi−Tias TiN）と
Nbで固定することにより非時効性と深絞り性を
確保するところにある。 （発明が解決しようとする問題点） 実際に上記開示に従う有効Tiの範囲で実験す
ると、鋼中ＣがTiで有効に結合されずして、絞
り性の著しい劣化や固溶Ｃ残留による時効性の劣
化を引起すことが究明された。 そこでTi、Nbの複合添加の効果をより一層十
分に発揮させて、さらに深絞り性の良好な、冷延
鋼板の製造方法を確立することがこの発明の目的
である。 （問題点を解決するための手段） 発明者らは、この実状に鑑み、前述の極低炭素
Ti、Nb複合添加鋼の有利な点を損うことなくプ
レス加工性とりわけ良深絞り性、高延性でなおか
つ材質の異方性が少なく、さらに耐時効性や耐２
次加工ぜい性を向上させる方法を検討した。 発明者らは、TiとNbの複合添加効果について
より詳細に調査した結果、スラブ加熱の段階又
は、熱間仕上圧延の前段階である、粗圧延時に
て、TiSとTiNが優先的に析出し、固溶Ｃについ
ては残りの有効TiとNbで固定されることが判明
した。つまり有効Tiとしては（total Ti−
TiasTiN−TiasTiS）を用いるべきであること
がわかつた。 かくして極低Ｃ鋼のＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nb量を
限定するとともにさらに熱間圧延の冷却条件およ
連続焼鈍の加熱冷却条件を厳密に限定することに
より、はじめてプレス加工用鋼板として十分満足
できるものが得られたのである。 この発明は、 Ｃ：0.0050％以下、 Si：1.0％以下、 Mn：1.0％以下、 Ti：４・（Ｃ（％）＋Ｎ（％））〜（３・48／12Ｃ（％
） ＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％））％ Nb：（0.2・93／12Ｃ（％））〜（93／12Ｃ（％））％ Al：0.005〜0.10％、 Ｐ：0.15％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Ｓ：0.015％以下、 を含有する組成になる鋼の熱間圧延の仕上圧延完
了から２秒以内に冷却を開始して、巻取りに至る
までを平均冷却速度10℃／ｓ以上で冷却し、710
℃以下の温度で巻取り、その後圧下率50％以上の
冷間圧延を施した上で、400〜600℃までの加熱速
度を５℃／ｓ以上として加熱し、700℃〜Ac3点
の温度域で１秒間以上均熱するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性の良好
な冷延鋼板の製造方法である。 すでに明らかなようにこの発明では、Ti、Nb
の有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要
事項であり、この解明に至る経緯から順次にこの
発明の作用につき、説明を進める。 （作 用） さて発明者らが行つたラボ実験の結果について
先ず説明する。 化学成分としてSi：tr〜0.02％、Mn：0.10〜
0.12％、Ｐ：0.007〜0.010％、Al：0.02〜0.04％は
同一レベルにし、さらに、Ｎ：0.0027％、Ｃ：
0.0020％において、Ｓ：0.006％、0.013％および
0.018％の３水準、またTi：0.015％、0.025％およ
び0.034％の３水準そしてNb：0.008％、0.020％
の２水準の都合18鋼種を実験室的に溶製し、分塊
圧延で30mm厚のシートバーとし、次いで熱間圧延
において７パスで2.8mm厚とし、900±５℃仕上げ
た。 この鋼板を圧延終了後0.8秒後に水スプレーを
用いて35℃／ｓで550℃まで冷却した。 次いでただちに550℃の炉中に装入し、5hr保持
した後炉冷処理を行つた。この処理により巻取り
温度550℃のシユミレーシヨンを行つた。 次いで酸洗後圧下率75％の冷間圧延を行つた。
続いて連続焼鈍処理として抵抗加熱装置により
700℃まで12℃／ｓで加熱し以後３℃／ｓの加熱
速度で780℃まで加熱し、780℃に25秒間保持した
後室温まで５℃／ｓで冷却した。 次いで該鋼板に0.75％の調質圧延を施した後引
張試験に供した。 試験項目として深絞り性の尺度に値（ランク
フオード値）を用い、また耐時効性の尺度には
AI（時効指数）を用いた。 第１図、第２図にその結果を示すように各実験
鋼の材質は、Ti、Ｓ、Nb量に対して大きく変化
している。 プレス加工用鋼板として要求される材質として
ｒ≧1.6、AI≦3.0Kg／mm2を目安とすると、この両
者を満足するのはTi≧48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％） （但しＮ＝0.0027％）の領域であり、なおかつNb
＝0.008％の場合であることが分る。 すなわち同一Ｃ量、同一Nb量でもＳの増加に
より絞り性、耐時効性が劣化しＳの増加に見合う
だけのTiの増量が必要であることがわかる。 一方Nb量の効果についてはNbの増量により
Ti量が少なく、Ｓ量が多くとも、AI低下すなわ
ち耐時効性の改善は可能であるが、値について
は向上効果がほとんどない。 Ｃ：加工用鋼板として最も重要な、全伸び（El）
およびランクフオード値（）を向上させるた
めＣは少ないほどよくＣ≦0.0050％より好しく
はＣ≦0.0035％がよい。Ｃが増加すると、これ
を炭化物として固定するため、多量のTi、Nb
を必要とし、生成する析出物TiC、NbCなどの
析出強化により加工性が劣化するばかりでな
く、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等の悪影響が
現れる。 Si：深絞り用高強度鋼板の強度上昇のために添加
してもよいが、過度の添加は耐２次加工ぜい
性、化成処理性の劣化を起すため好ましくなく
その上限を1.0％とする。 Mn：MnもSiと全く同様の理由により上限を1.2
％とする。 Ｎ：Ｎは、Ｓと同様に熱延前にTiで固定される
ためＮ単独では有害ではない。しかし多量の添
加により形成されたTiNは、全伸び、値を
低下させるためその上限を0.0050％とするが、
より好ましい範囲は、0.0035％以下である。 またＮを固定しえないほどTiが少量の場合、
ＮはAlNとして固定される。この場合熱延巻
取温度が710℃以下では、AlNの凝集が進行せ
ずしてその結果連続焼鈍後硬質なものとなりプ
レス加工性が劣ることとなる。 Ｓ：Ｓはこの発明においてはTi量との関係にお
いて最も重要な元素である。Ｓは熱間圧延前の
たとえばスラブとして加熱中にTiSとして無害
化されるが、第１図、第２図の結果に示す如く
過剰のＳはそれを固定するためのTi量が増加
し、材質劣化の原因となるため上限を0.015％
とする。 Ti：Tiはこの発明の化学成分の中で、最も重要
な元素である。TiはAlやNbに先立つて熱間圧
延前にＳやＮを固定する。第１図、第２図にて
すでに詳しく説明したところに従いTiの下限
は 48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％）＜4.（Ｃ（％）＋Ｎ（
％） の関係下で Ti≧４（Ｃ（％）＋Ｎ（％））％ となるように添加し、深絞り性について十分な
レベルを維持するとともに延性の向上を図る。
これはＣ量が多いと形成されるTiCのサイズが
小さくなり延性がやや劣るようになるがTiを
４（Ｃ＋Ｎ）以上になるように添加すると、
TiCの凝集が進行し延性が向上するようになる
ものと考えられる。 Tiの上限については有効Ti（≡total Ti−
TiasTiN−TiasTiS）の一部が、TiCを形成す
ることを考慮すると、析出するTiC及びさらに
固溶状態で存在するTiが、材質低下や合金コ
ストアツプ及び生産性、すなわち再結晶温度上
昇による生産性低下を引起さないような範囲に
限定すべきである。これらを考慮するとTiの
上限は Ti＝（３・48／12Ｃ（％）＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ
（％）） ％となる。 Nb：NbはTi量が少ない場合にＣを固定するた
めに重要でありＣとの関連で最低 Nb：（0.2・93／12Ｃ（％））必要である。この最低 Nb量は、TiでＣを固定できない場合に固溶Ｃ
の20％しか、Nbで固定しえないように思われ
るが我々の経験では、残留している80％の固溶
Ｃの大部分も、析出したNbCの周囲で析出前
段階と思われる特殊な雰囲気を形成し時効性や
延性に悪影響を及ぼすことはないことが確めら
れた。 NbはTiと複合添加することにより、Ti単独
添加鋼の欠点である値、Elの異方性を小さく
する。例えばｒ値の平均値が1.7程度のTi単
独鋼では圧延方向（r0）、圧延直角方向（r90）
が約2.1あるにもかかわらず、対角方向（r45）
は1.3程度であり、異方性 Δr＝r0＋r90−2r45／２は0.8にもなる。これに対し この発明に従つて、Nbを添加した鋼では、Δr
が0.2〜0.4程度になり、異方性が非常に小さく
なり、プレス時の割れを激減させる。しかしな
がらNbの過剰の添加は第１図、第２図に示し
たように熱延低温巻取での材質劣化を引起すば
かりでなく、再結晶温度の著しい上昇やコスト
アツプを引起すのでその上限をＣと当量すなわ
ち Nb：（93／12Ｃ（％）とする。 Al： Alは溶鋼中のＯを固定しTi、Nbの歩留り
を向上させるため最低0.005％必要である。一
方溶鋼中Ｎにつき上述のようにTiで大部分が
固定されるため、Alの多量の添加はコストア
ツプとなり、このため上限を0.10％とする。 Ｐ：Ｐは値を低下させることなく強度上昇に最
も有効な元素であるが、耐２次加工ぜい性のた
めには過度の添加は好しくなくその上限を0.15
％とする。 次に熱間圧延条件に関して、熱間圧延前のスラ
ブ加熱温度はとくに限定しないが、Ｓ、ＮをTi
で固定するため1280℃以下好しくは1230℃以下さ
らに好しくは1150℃以下が望ましい。 なお、いわゆるスラブ直送圧延や、30mm厚程度
のシートバーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を
行つても同様の効果が期待できる。 熱間圧延の仕上げ温度は通常のAr3点以上が好
しいが、α域である700℃程度まで低下させても
その時の材質劣化は小さい。 ところでこの仕上圧延後、巻取りまでの冷却パ
ターンの変化により熱延鋼板のフエライト（α）
粒径が大きく変化する。一般に圧延終了後ストリ
ツプ巻取りまでの冷却速度が遅いとα粒が粗大化
する。この発明のTi.Nb複合添加鋼ではこの傾向
が特に顕著となる。α粒が粗大化すると粒界面積
が減少し焼鈍後に（111）集合組織が発達せず
値が劣るばかりでなく、焼鈍後の結晶粒径も大き
くなるため、耐２次加工ぜい性も劣る。このた
め、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的に
は２秒間以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始
から巻取りまでの平均冷却速度を10℃／ｓ以上と
する必要がある。 ここで、圧延終了後冷却開始までの時間は短く
すればするほど、得られる熱延鋼板の組織が細く
なり、焼鈍後に値の向上ならびに２次加工脆性
が改善されるので好ましい。 巻取り温度は600℃以下の低温で行つても材質
は良好であるが600℃以上の高温巻取りを行うと
さらに材質は向上する。 巻取り温度が710℃を越えると材質向上効果が
飽和するばかりでなくデスケーリング性が著しく
劣化するのでその上限を710℃とする。 次に冷間圧延条件については絞り性を向上させ
るためデスケーリング後の冷間圧延率は50％以上
を要し、より好ましくは70％〜90％である。さら
に連続焼鈍条件としてはすでに述べたように、
Ｃ、Ｎ及びＳ量に応じてTi、Nb量を限定するこ
とにより著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性
の良好な鋼板が製造できるが、これらの元素の限
定のみでは耐２次加工ぜい性の改善は十分ではな
い。 とくにこの発明で目指した加工用鋼板は自動車
のハイルーフ、エンジンのオイルパン等の強力加
工部位に使用される例が多いため耐２次加工ぜい
性の改善は不可欠である。耐２次加工ぜい性が劣
ると強度のプレス加工後に強い衝撃によつてぜい
性的に鋼板が破壊され、車体の安全上好しくない
からである。 耐２次加工ぜい性を改善する方法としてＢ（ボ
ロン）添加、Sb（アンチモン）添加等が考えられ
る。しかし前者の場合著しく再結晶温度が上昇す
ること、後者の場合コストアツプになることの問
題点がある。 この発明では前述の熱間圧延時の冷却制御とさ
らにここで説明する連続焼鈍の加熱制御を組合せ
ることにより、この問題点を解決している。 具体的には加熱中の400〜600℃までの加熱速度
を５℃／ｓ以上、に限定する。 これらの温度域は鋼中に固溶しているＰが著し
く粒界偏析し易い温度域であり、この温度域を急
熱することによりＰの粒界偏析が抑制され、粒界
強度が上昇し耐２次加工ぜい性が向上することか
ら限定をする必要がある。冷却中の600〜400℃の
温度域については加熱時の如く特別な限定をしな
くても耐２次加工ぜい性は良好であるが、該温度
域を10℃／ｓ以上で急冷すればさらに向上する。 連続焼鈍時の最高加熱温度は深絞り性を確保す
るため、700℃以上で１秒間以上の均熱が必要で
ある。一方Ac3点（約920〜930℃）を越えると、
深絞り性が急激に低下するので加熱温度は700〜
Ac3とする。 （実施例） 実施例 １ Ｃ：0.0024％、Si：0.110％、Mn：0.17％、
Ｐ：0.011％、Ｓ：0.005％、Al：0.037％、Ｎ：
0.0021％、Ti：0.022％（48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（
％） ＝0.0147＜４・（Ｃ％＋Ｎ％）＝0.018％＜Ti＜
３・48／12Ｃ（％）＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％）
＝0.0435 ％）、Nb：0.011％（0.2・93／12Ｃ〓％＝0.0372％＜ Nb＜1.0・93／12Ｃ（％）＝0.0186％）その他不可避的 不純物の鋼を転炉出鋼しRH脱ガス後連続鋳造で
スラブとした。次いでスラブを1160℃に再加熱し
た後、900℃で仕上げ次いでホツトランアウトテ
ーブル上で１秒後に35℃／ｓで急冷を開始し、
530℃で巻取つた。酸洗後80％の圧下率で冷間圧
延を行つた。 次いで表１に示すように連続焼鈍中加熱時の
400〜600℃までの加熱速度を変化させた。なお、
400℃までの加熱速度は15℃／ｓ、600〜795℃ま
での加熱速度は４℃／ｓとし795℃に40s均熱し
795℃から600℃まで1.5℃／ｓで冷却し、600℃以
下の温度域は約５℃／ｓの冷却とした。0.5％調
質圧延後の結果を表１に示す。この発明の加熱速
度を限定することにより、ｒ値や延性を劣化させ
ることなく耐２次加工ぜい性が向上している。
【表】
【表】
実施例 ２
表２に示した化学成分．、熱延条件にてＡ〜Ｎ
（Ｂ、Ｊ及びＬは欠）の供試鋼板を作成した。な
お連続焼鈍条件以外の製造条件は実施例１と同様
とした。 連続焼鈍条件は、400℃までを13℃／ｓ、400〜
650℃までは６℃／ｓ、650℃から810℃まで３
℃／ｓで加熱し810℃で20s保持した。次いで室温
まで10℃／secで冷却した。
（Ｂ、Ｊ及びＬは欠）の供試鋼板を作成した。な
お連続焼鈍条件以外の製造条件は実施例１と同様
とした。 連続焼鈍条件は、400℃までを13℃／ｓ、400〜
650℃までは６℃／ｓ、650℃から810℃まで３
℃／ｓで加熱し810℃で20s保持した。次いで室温
まで10℃／secで冷却した。
【表】
【表】
＊ 比較例 が範囲外の成分
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0050wt％以下、 Si：1.0wt％以下、 Mn：1.0wt％以下、 Ti：４・（Ｃ（％）＋Ｎ（％））〜（３・48／12Ｃ（％
） ＋48／14Ｎ（％）＋48／32Ｓ（％）wt％ ただし ４・（Ｃ（％）＋Ｎ（％））＞48／14Ｎ（％）＋48／32
Ｓ（％） Nb：（0.2・93／12Ｃ（％）〜93／12Ｃ（％）wt％ Al：0.005〜0.10wt％、 Ｐ：0.15wt％以下、 Ｎ：0.0050wt％以下、 Ｓ：0.015wt％以下、 を含有する組成になる鋼の熱間圧延の仕上圧延完
了から２秒以内に冷却を開始して、巻取りに至る
までを平均冷却速度10℃／ｓ以上で冷却し、710
℃以下の温度で巻取り、その後圧下率50％以上の
冷間圧延を施した上で、400〜600℃までの加熱速
度を５℃／ｓ以上として加熱し、700℃〜Ac3点
の温度域で１秒間以上均熱するヒートサイクルで
連続焼鈍を行うことを特徴とする、深絞り性の良
好な冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
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|---|---|---|---|
| JP60116661A JPS61276927A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
| EP86304020A EP0203809B1 (en) | 1985-05-31 | 1986-05-27 | A method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
| DE86304020T DE3688862T2 (de) | 1985-05-31 | 1986-05-27 | Verfahren zum Herstellen kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Tiefziehbarkeit. |
| ZA864017A ZA864017B (en) | 1985-05-31 | 1986-05-29 | A method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
| CA000510435A CA1271692A (en) | 1985-05-31 | 1986-05-30 | Method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
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| US07/161,438 US4857117A (en) | 1985-05-31 | 1988-02-25 | Method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having a good deep drawability |
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|---|---|---|---|
| JP60116661A JPS61276927A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61276927A JPS61276927A (ja) | 1986-12-06 |
| JPH0510411B2 true JPH0510411B2 (ja) | 1993-02-09 |
Family
ID=14692762
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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Country Status (7)
| Country | Link |
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| EP (1) | EP0203809B1 (ja) |
| JP (1) | JPS61276927A (ja) |
| KR (1) | KR910002867B1 (ja) |
| CA (1) | CA1271692A (ja) |
| DE (1) | DE3688862T2 (ja) |
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- 1986-05-30 CA CA000510435A patent/CA1271692A/en not_active Expired - Lifetime
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1988
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