JPH0776381B2 - 深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0776381B2 JPH0776381B2 JP1287888A JP28788889A JPH0776381B2 JP H0776381 B2 JPH0776381 B2 JP H0776381B2 JP 1287888 A JP1287888 A JP 1287888A JP 28788889 A JP28788889 A JP 28788889A JP H0776381 B2 JPH0776381 B2 JP H0776381B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、自動車用鋼板等に使用される深絞り性に優れ
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
自動車のパネル等に使用される冷延鋼板には、その特性
として優れた深絞り性が要求される。深絞り性向上のた
めには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード
値（ｒ値）と高い延性（El）が必要である。
として優れた深絞り性が要求される。深絞り性向上のた
めには、鋼板の機械的特性として、高いランクフォード
値（ｒ値）と高い延性（El）が必要である。
従来自動車車体の組立ては、多数のプレス部品をそれぞ
れスポット溶接して行っている。最近これらの部品のい
くつかを大型化、一体化することにより部品点数、溶接
数を経らしたいという要請が高まってきた。たとえば、
自動車のオイルパンは、その複数の形状ゆえに、溶接を
施して完成させているのが現状である。これを一体成形
したいという自動車メーカーの強い要求がある。また、
多様化するニーズに応ずるために、自動車のデザインは
より複雑化し、そのため従来の鋼板では成形が困難な部
品が増加している。これらの要求に応ずるためには、従
来よりも格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板が必要
となってきたのである。
れスポット溶接して行っている。最近これらの部品のい
くつかを大型化、一体化することにより部品点数、溶接
数を経らしたいという要請が高まってきた。たとえば、
自動車のオイルパンは、その複数の形状ゆえに、溶接を
施して完成させているのが現状である。これを一体成形
したいという自動車メーカーの強い要求がある。また、
多様化するニーズに応ずるために、自動車のデザインは
より複雑化し、そのため従来の鋼板では成形が困難な部
品が増加している。これらの要求に応ずるためには、従
来よりも格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板が必要
となってきたのである。
従来、深絞り性改善のために各種の方法が提案されてい
る。鋼板の深絞り性はその集合組織と密接な関係があ
り、｛222｝方位が多い程、また｛200｝方位が少ない
程、高いｒ値が得られることは既知である。この高ｒ値
を得る従来方法としては、例えば特公昭44−17268号公
報、特公昭44−17269号公報、特公昭44−17270号公報に
開示されているような、低炭素リムド鋼板において冷間
圧延を２回に分けて行う、いわゆる２段冷延法が提案さ
れている。
る。鋼板の深絞り性はその集合組織と密接な関係があ
り、｛222｝方位が多い程、また｛200｝方位が少ない
程、高いｒ値が得られることは既知である。この高ｒ値
を得る従来方法としては、例えば特公昭44−17268号公
報、特公昭44−17269号公報、特公昭44−17270号公報に
開示されているような、低炭素リムド鋼板において冷間
圧延を２回に分けて行う、いわゆる２段冷延法が提案さ
れている。
このような２段冷延法によれば、最終製品は｛222｝方
位粒が多く、｛200｝方位粒が少ないものとなる。これ
は一次冷延−焼鈍処理により、冷延前の熱延鋼板に比べ
て｛222｝方位粒が増加し、一方｛200｝方位粒が減少す
るため、及び次にまた冷延−焼鈍を行うと｛222｝方位
粒がさらに増加するのに対し、｛200｝方位粒は一層減
少することになるためである。このため、高ｒ値を有す
る鋼板が製造できるのである。しかしながら、２段冷延
法は深絞り性を改善するという点では優れているもの
の、従来工程に比べて冷延−焼鈍工程を一回多く行わな
ければならず、そのために要するエネルギー及びコスト
が莫大なものになるという欠点があった。
位粒が多く、｛200｝方位粒が少ないものとなる。これ
は一次冷延−焼鈍処理により、冷延前の熱延鋼板に比べ
て｛222｝方位粒が増加し、一方｛200｝方位粒が減少す
るため、及び次にまた冷延−焼鈍を行うと｛222｝方位
粒がさらに増加するのに対し、｛200｝方位粒は一層減
少することになるためである。このため、高ｒ値を有す
る鋼板が製造できるのである。しかしながら、２段冷延
法は深絞り性を改善するという点では優れているもの
の、従来工程に比べて冷延−焼鈍工程を一回多く行わな
ければならず、そのために要するエネルギー及びコスト
が莫大なものになるという欠点があった。
また一方、特開昭56−62926号公報では、C/0.008％、Si
/0.57％、Mn/0.35％、Al/0.43％、Nb/0.061％の成分組
成を有する鋼を、通常の熱延−冷延後、950℃−1hr箱型
焼鈍を施すことにより、ｒ＝4.73のものを得る技術を提
案している。この技術は、変態集合組織の形成機構を利
用しているため、再結晶焼鈍温度をAr3変態点以上に上
げなければならず、そのためAr3変態点未満の再結晶焼
鈍に比べて、エネルギーコストの増大及び高温焼鈍によ
る設備上及び技術上の困難さも伴う。さらに、Siあるい
はAlを多量に添加しなくてはならず、そのため鋼板表面
性状が悪化するという問題点もあった。
/0.57％、Mn/0.35％、Al/0.43％、Nb/0.061％の成分組
成を有する鋼を、通常の熱延−冷延後、950℃−1hr箱型
焼鈍を施すことにより、ｒ＝4.73のものを得る技術を提
案している。この技術は、変態集合組織の形成機構を利
用しているため、再結晶焼鈍温度をAr3変態点以上に上
げなければならず、そのためAr3変態点未満の再結晶焼
鈍に比べて、エネルギーコストの増大及び高温焼鈍によ
る設備上及び技術上の困難さも伴う。さらに、Siあるい
はAlを多量に添加しなくてはならず、そのため鋼板表面
性状が悪化するという問題点もあった。
本発明の目的は格段に優れた深絞り性を有する冷延鋼板
の有利な製造方法を提供することにある。
の有利な製造方法を提供することにある。
本発明の他の目的は主として熱延条件と成分組成との組
合わせによる新規な方法を採用することにより上記問題
点すなわち余分な冷延工程の付加や鋼成分のみの調整に
よるエネルギー及びコストの上昇を克服することにあ
る。
合わせによる新規な方法を採用することにより上記問題
点すなわち余分な冷延工程の付加や鋼成分のみの調整に
よるエネルギー及びコストの上昇を克服することにあ
る。
本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、以下のように製造
条件を規制することにより超深絞り性に優れた冷延鋼板
が製造可能となることを見出した。
条件を規制することにより超深絞り性に優れた冷延鋼板
が製造可能となることを見出した。
本発明の第１の発明は次の工程からなる深絞り性用冷延
鋼板の製造方法である。
鋼板の製造方法である。
C:0.008重量％以下、 Si:0.5重量％以下、 Mn:1.0重量％以下、 P:0.15重量％以下、 S:0.02重量％以下、 Al:0.010〜0.10重量％、 N:0.008重量％以下 で、かつTi、Nbの１種または２種の添加量が 1.2（C/12＋N/14）≦（Ti/48＋Nb/93） で、残部不可避的不純物及び鉄よりなる鋼を用い、 Ar3変態点未満600℃以上の温度域で、ロール半径:R
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満す条件でAr3変態点未満の全圧下率が60％
以上の圧延を行い、 熱延仕上温度（FDT）と巻取り温度（CT）とが （FDT）−（CT）≦100℃かつ （CT）≧600℃ なる関係を満たす条件下で巻取りを行い、 50〜95％の圧下率で冷間圧延し、 再結晶焼鈍を行う。
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満す条件でAr3変態点未満の全圧下率が60％
以上の圧延を行い、 熱延仕上温度（FDT）と巻取り温度（CT）とが （FDT）−（CT）≦100℃かつ （CT）≧600℃ なる関係を満たす条件下で巻取りを行い、 50〜95％の圧下率で冷間圧延し、 再結晶焼鈍を行う。
また、本発明の第２の発明は、次の工程からなる深絞り
用冷延鋼板の製造方法である。
用冷延鋼板の製造方法である。
C:0.008重量％以下、 Si:0.5重量％以下、 Mn:1.0重量％以下、 P:0.15重量％以下、 S:0.02重量％以下、 Al:0.010〜0.10重量％、 N:0.008重量％以下 で、かつTi、Nbの１種または２種の添加量が 1.2（C/12＋N/14）≦（Ti/48＋Nb/93） で、残部不可避的不純物よりなる鋼を用い、 Ar3変態点未満500℃以上の温度域で、ロール半径:R
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の全圧下率が6
0％以上の圧延を行い、 再結晶焼鈍を施し、 引き続き50〜95％の圧下率で冷間圧延し、 再結晶焼鈍を行うこと。
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の全圧下率が6
0％以上の圧延を行い、 再結晶焼鈍を施し、 引き続き50〜95％の圧下率で冷間圧延し、 再結晶焼鈍を行うこと。
また上記第１の発明、及び第２の発明において、上記鋼
の成分に加え、 B:0.0001〜0.0020重量％ 及び／又は Sb:0.001〜0.020重量％ を含むことを特徴とする、深絞り用冷延鋼板の製造方法
である。
の成分に加え、 B:0.0001〜0.0020重量％ 及び／又は Sb:0.001〜0.020重量％ を含むことを特徴とする、深絞り用冷延鋼板の製造方法
である。
以下、本発明の数値限定の基礎となった研究結果を述べ
る。
る。
C:0.002重量％、 Si:0.02重量％、 Mn:0.12重量％、 P:0.010重量％、 S:0.011重量％、 N:0.002重量％、 Ti:0.04重量％、 Nb:0.013重量％ の組成を有する熱延鋼板を700℃で、１パスで60％の圧
延を行い、引き続き700℃で１時間の巻取自己焼鈍処理
を施した。この時、ロール半径:300mm、板厚:5mmとし、
潤滑条件を種々変えることにより摩擦係数を0.1〜0.25
の範囲で変化させた。この圧延鋼板を酸洗後、75％の冷
間圧延を施し、次いで850℃で20秒の再結晶焼鈍を施し
た。焼鈍した鋼板の値に及ぼす摩擦係数の影響を第１
図に示す。値は摩擦係数に強く依存し、μ≦0.19とす
ることにより値は著しく向上した。
延を行い、引き続き700℃で１時間の巻取自己焼鈍処理
を施した。この時、ロール半径:300mm、板厚:5mmとし、
潤滑条件を種々変えることにより摩擦係数を0.1〜0.25
の範囲で変化させた。この圧延鋼板を酸洗後、75％の冷
間圧延を施し、次いで850℃で20秒の再結晶焼鈍を施し
た。焼鈍した鋼板の値に及ぼす摩擦係数の影響を第１
図に示す。値は摩擦係数に強く依存し、μ≦0.19とす
ることにより値は著しく向上した。
また同じ熱延鋼板を使用し、摩擦係数をμ＝0.19と一定
にし、ロール半径及び板厚を変えることによりlog（R/
t）を種々変化させた。冷延−焼鈍後の冷延板の値に
及ぼすlog（R/t）の影響を第２図に示す。値はlog（R
/t）に強く依存し、log（R/t）≦1.8とすることにより
値は著しく向上した。以上の実験結果をもとに、以下
のように本発明範囲を限定した。
にし、ロール半径及び板厚を変えることによりlog（R/
t）を種々変化させた。冷延−焼鈍後の冷延板の値に
及ぼすlog（R/t）の影響を第２図に示す。値はlog（R
/t）に強く依存し、log（R/t）≦1.8とすることにより
値は著しく向上した。以上の実験結果をもとに、以下
のように本発明範囲を限定した。
（１）鋼成分 本発明においては鋼成分は重量であり、 C:0.008重量％以下、 Si:0.5重量％以下、 Mn:1.0重量％以下、 P:0.15重量％以下、 S:0.02重量％以下、 Al:0.010〜0.10重量％、 N:0.008重量％以下 で、かつTiまたはNbの１種または２種の添加量が 1.2（C/12＋N/14）≦（Ti/48＋Nb/93） でなければならない。
さらに、耐２次加工脆性の改善のためにB:0.0001〜0.00
20重量％及び、バッチ焼鈍時の浸窒防止のためにSb:0.0
01〜0.02重量％添加することが好ましい。
20重量％及び、バッチ焼鈍時の浸窒防止のためにSb:0.0
01〜0.02重量％添加することが好ましい。
鋼成分が上記の関係を満たさなければ、優れた深絞り性
を得ることができない。
を得ることができない。
以下、各々の成分について限定理由を示す。
（ａ）C:0.008重量％以下 Ｃ含有量が少なければ少ないほど深絞り性が向上するの
で好ましい。その含有量が0.008重量％以下ではさほど
悪影響を及ぼさないので0.008重量％以下と限定した。
で好ましい。その含有量が0.008重量％以下ではさほど
悪影響を及ぼさないので0.008重量％以下と限定した。
（ｂ）Si:0.5重量％以下 Siは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加される。その含有量は0.5重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので0.5重量％以下と限定した。
量添加される。その含有量は0.5重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので0.5重量％以下と限定した。
（ｃ）Mn:1.0重量％以下 Mnは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加される。その含有量は1.0重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので1.0重量％以下と限定した。
量添加される。その含有量は1.0重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので1.0重量％以下と限定した。
（ｄ）P:0.15重量％以下 Ｐは鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要
量添加される。その含有量が0.15重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので0.15重量％以下と限定した。
量添加される。その含有量が0.15重量％を越えると深絞
り性に悪影響を及ぼすので0.15重量％以下と限定した。
（ｅ）S:0.02重量％以下 Ｓは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい。その含有量が0.02重量％以下ではさほど悪影響を
及ぼさないので0.02重量％以下と限定した。
しい。その含有量が0.02重量％以下ではさほど悪影響を
及ぼさないので0.02重量％以下と限定した。
（ｆ）Al:0.010〜0.10重量％ Alは脱酸を行い、炭窒化物形成元素の歩留向上のために
必要に応じて添加される。その添加量が0.010重量％以
下では添加効果がなく、一方0.10重量％を越えてもより
一層の脱酸効果は得られないため、Al含有量は0.010〜
0.10に重量％と限定した。
必要に応じて添加される。その添加量が0.010重量％以
下では添加効果がなく、一方0.10重量％を越えてもより
一層の脱酸効果は得られないため、Al含有量は0.010〜
0.10に重量％と限定した。
（ｇ）N:0.008重量％以下 Ｎは少なければ少ないほど深絞り性が向上するので好ま
しい。その含有量が0.008重量％以下ではさほど悪影響
を及ぼさないので0.008重量％以下と限定した。
しい。その含有量が0.008重量％以下ではさほど悪影響
を及ぼさないので0.008重量％以下と限定した。
（ｈ）Ti:0.01〜0.20重量％ Tiは炭窒化物形成元素であり、鋼中に固溶しているＣ量
及びＮ量を低減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位の
粒を優先的に形成させる。その添加量が0.01重量％未満
では上記効果がなく、一方、0.20重量％を越えて添加し
てもそれ以上の効果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣
化につながる。したがって、Ti含有量は0.01〜0.20重量
％と限定した。
及びＮ量を低減させ、深絞り性に有利な｛111｝方位の
粒を優先的に形成させる。その添加量が0.01重量％未満
では上記効果がなく、一方、0.20重量％を越えて添加し
てもそれ以上の効果は得られず、逆に鋼板表面性状の劣
化につながる。したがって、Ti含有量は0.01〜0.20重量
％と限定した。
（ｉ）Nb:0.001〜0.40重量％ Nbは炭化物形成元素であり、鋼中の固溶Ｃを低減させる
効果がある。また、仕上圧延前組織の微細化に有効であ
る。すなわち、たとえ鋼中に固溶しているＣ及びＮがな
くても、仕上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入
されるひずみが蓄積されないため、｛111｝方位が形成
されにくくなる。一方、仕上圧延前組織が微細である
と、ひずみが蓄積されやすくなり、その結果、｛111｝
方位が優先的に形成され、深絞り性が向上する。さらに
固溶Nbは圧延時の歪を蓄積する効果があることも明らか
になった。その含有量が0.001重量％未満では効果がな
く、一方0.040重量％を越えると再結晶温度が上昇する
ので0.001〜0.040重量％と限定した。
効果がある。また、仕上圧延前組織の微細化に有効であ
る。すなわち、たとえ鋼中に固溶しているＣ及びＮがな
くても、仕上圧延前組織が粗大であると、圧延時に導入
されるひずみが蓄積されないため、｛111｝方位が形成
されにくくなる。一方、仕上圧延前組織が微細である
と、ひずみが蓄積されやすくなり、その結果、｛111｝
方位が優先的に形成され、深絞り性が向上する。さらに
固溶Nbは圧延時の歪を蓄積する効果があることも明らか
になった。その含有量が0.001重量％未満では効果がな
く、一方0.040重量％を越えると再結晶温度が上昇する
ので0.001〜0.040重量％と限定した。
（ｊ）1.2（C/12＋N/14）≦（Ti/48＋Nb/93） 仕上圧延前に、固溶Ｃ、固溶Ｎが存在しない場合、圧延
−焼鈍後に｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性
が向上する。含有Ｃ及びＮに対して当量以上のTiまたは
Nbを添加することにより、仕上げ圧延前に固溶Ｃ、Ｎが
存在しなくなることを見出した。さらにその時、ｒ値が
向上することを明らかにした。そのため、1.2（C/12＋N
/14）≦（Ti/48＋Nb/93）と限定した。
−焼鈍後に｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性
が向上する。含有Ｃ及びＮに対して当量以上のTiまたは
Nbを添加することにより、仕上げ圧延前に固溶Ｃ、Ｎが
存在しなくなることを見出した。さらにその時、ｒ値が
向上することを明らかにした。そのため、1.2（C/12＋N
/14）≦（Ti/48＋Nb/93）と限定した。
（ｋ）B:0.0001〜0.0020重量％ Ｂは耐２次加工脆性の改善に有効である。その添加量が
0.0001重量％未満では効果がなく、一方、0.0020重量％
を越えると深絞り性が劣化するので0.0001〜0.0020重量
％と限定した。
0.0001重量％未満では効果がなく、一方、0.0020重量％
を越えると深絞り性が劣化するので0.0001〜0.0020重量
％と限定した。
（ｌ）Sb:0.001〜0.020重量％ Sbはバッチ焼鈍時の浸窒防止のために添加される。その
含有量が0.001重量％未満では効果がなく、一方、0.02
重量％を越えて添加すると、鋼板表面性状が劣化するの
で0.001〜0.020重量％と限定した。
含有量が0.001重量％未満では効果がなく、一方、0.02
重量％を越えて添加すると、鋼板表面性状が劣化するの
で0.001〜0.020重量％と限定した。
（２）熱間圧延工程 熱間圧延工程は本発明において重要である。圧延工程は
次の２者のうちの何れかとする。
次の２者のうちの何れかとする。
Ar3変態点未満600℃以上の温度域で、ロール半径:R
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の合計圧下率
が60％以上の圧延を行い、その後、熱延仕上温度（FD
T）と巻取り温度（CT）とが、 （FDT）−（CT）≦100℃ かつ （CT）≧600℃ なる関係を満たす熱間圧延を行う。
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦
係数：μとが μ≦−2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の合計圧下率
が60％以上の圧延を行い、その後、熱延仕上温度（FD
T）と巻取り温度（CT）とが、 （FDT）−（CT）≦100℃ かつ （CT）≧600℃ なる関係を満たす熱間圧延を行う。
あるいは、 Ar3変態点未満500℃以上の温度域で、ロール半径:R
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）と摩擦係
数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の合計圧下率
が60％以上の圧延を行い、その後、再結晶焼鈍を行う。
（mm）と該ロールによる圧延前の板厚:t（mm）と摩擦係
数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 なる関係を満たす条件下でAr3変態点未満の合計圧下率
が60％以上の圧延を行い、その後、再結晶焼鈍を行う。
さらに、より一層の深絞り性の向上を図るためには、粗
圧延を950℃以下Ar3変態点以上で終了し、かつ熱延開始
温度（FET）を800℃以下にするのが好適である。すなわ
ち、950℃以下Ar3変態点以上の温度域にて粗圧延を終了
した場合には、仕上圧延前組織が微細になるため、仕上
圧延時に導入される歪が蓄積されやすくなり、その結果
｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性が向上す
る。なお、粗圧延時の圧下率は組織微細化のため50％以
上が望ましい。また、FETを800℃以下とした場合には、
低温域での圧下率が高くなるため、圧延時に導入される
｛111｝方位粒のひずみ量が増大し、再結晶焼鈍後に｛1
11｝方位が優先的に形成される。
圧延を950℃以下Ar3変態点以上で終了し、かつ熱延開始
温度（FET）を800℃以下にするのが好適である。すなわ
ち、950℃以下Ar3変態点以上の温度域にて粗圧延を終了
した場合には、仕上圧延前組織が微細になるため、仕上
圧延時に導入される歪が蓄積されやすくなり、その結果
｛111｝方位が優先的に形成され、深絞り性が向上す
る。なお、粗圧延時の圧下率は組織微細化のため50％以
上が望ましい。また、FETを800℃以下とした場合には、
低温域での圧下率が高くなるため、圧延時に導入される
｛111｝方位粒のひずみ量が増大し、再結晶焼鈍後に｛1
11｝方位が優先的に形成される。
また、仕上圧延をAr3変態点以上の温度域にて終了する
と、γ→α変態により集合組織がランダム化し、優れた
深絞り性が得られない。一方、仕上温度を500℃以下に
下げても、より一層の深絞り性の向上は望めず、圧延荷
重が増大するのみである。従って、圧延温度はAr3変態
点以下500℃以上に限定した。
と、γ→α変態により集合組織がランダム化し、優れた
深絞り性が得られない。一方、仕上温度を500℃以下に
下げても、より一層の深絞り性の向上は望めず、圧延荷
重が増大するのみである。従って、圧延温度はAr3変態
点以下500℃以上に限定した。
また、Ar3変態点未満の合計圧下率を60％以上にしない
と、圧延時に｛111｝方位が形成されないため、深絞り
性が劣る。
と、圧延時に｛111｝方位が形成されないため、深絞り
性が劣る。
さらに、ロール半径と圧延前板厚及び摩擦係数との関係
を μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 とする必要がある。Ar3変態点未満で μ＞−0.2log（R/t）＋0.55 の条件で圧延を行うと、ロールと鋼板との間の摩擦力に
より、鋼板表層部に付加的剪断力が働く。その結果、鋼
板表層部に深絞り性に対して好ましくない｛110｝方位
が優先的に形成される。したがって深絞り性が劣化す
る。
を μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 とする必要がある。Ar3変態点未満で μ＞−0.2log（R/t）＋0.55 の条件で圧延を行うと、ロールと鋼板との間の摩擦力に
より、鋼板表層部に付加的剪断力が働く。その結果、鋼
板表層部に深絞り性に対して好ましくない｛110｝方位
が優先的に形成される。したがって深絞り性が劣化す
る。
しかしながら、 μ≦−0.2log（R/t）＋0.55 とすることにより、鋼板表層部の｛110｝方位が減少
し、さらに｛111｝方位も増加することが明らかとなっ
たのでこのように限定した。このロール半径及び圧延前
板厚の効果は、圧延時の変形様式及び変形機構が変化し
たためであると考えられる。
し、さらに｛111｝方位も増加することが明らかとなっ
たのでこのように限定した。このロール半径及び圧延前
板厚の効果は、圧延時の変形様式及び変形機構が変化し
たためであると考えられる。
なお、板厚が比較的薄い仕上中段ないし仕上後段スタン
ドにおいて、ロール半径が通常の300mm以上の寸法で
は、摩擦係数μを極めて小さくしなければならない。そ
の結果、スリップ等の操業上のトラブルを起こしやすく
なる。そのため仕上中段ないし仕上後段スタンドでは、
ロール半径を250mm以下、好ましくは200mm以下とするの
がよい。
ドにおいて、ロール半径が通常の300mm以上の寸法で
は、摩擦係数μを極めて小さくしなければならない。そ
の結果、スリップ等の操業上のトラブルを起こしやすく
なる。そのため仕上中段ないし仕上後段スタンドでは、
ロール半径を250mm以下、好ましくは200mm以下とするの
がよい。
なお、本発明におけるロール半径及び初期板厚による効
果は、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、
例えばプラネタリーミルの如く、通常の圧延とは変形様
式の異なるものに対しては、効果はない。
果は、通常の圧延形式においてのみ有効なものであり、
例えばプラネタリーミルの如く、通常の圧延とは変形様
式の異なるものに対しては、効果はない。
なお、圧延後、再結晶焼鈍を施さない巻取自己焼鈍材で
は、巻取温度が600℃以上でないと再結晶が完了しない
ため、巻取温度（CT）を600℃以上とした。また、深絞
り性の向上には圧延温度は低い方がよく、また巻取温度
は高い方が有利である。そのため、圧延仕上温度（FD
T）と巻取温度（CT）とが（FDT）−（CT）≦100℃の条
件を満たす条件下で圧延を施す必要がある。なお、熱間
圧延後、再結晶焼鈍を施すものについては、巻取自己焼
鈍を行う必要がないため、熱延終了温度を500℃以上と
し、さらに巻取温度も低温でもよい。
は、巻取温度が600℃以上でないと再結晶が完了しない
ため、巻取温度（CT）を600℃以上とした。また、深絞
り性の向上には圧延温度は低い方がよく、また巻取温度
は高い方が有利である。そのため、圧延仕上温度（FD
T）と巻取温度（CT）とが（FDT）−（CT）≦100℃の条
件を満たす条件下で圧延を施す必要がある。なお、熱間
圧延後、再結晶焼鈍を施すものについては、巻取自己焼
鈍を行う必要がないため、熱延終了温度を500℃以上と
し、さらに巻取温度も低温でもよい。
冷延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍あるいは箱型焼鈍のど
ちらでもよい。焼鈍温度は、550℃〜950℃の範囲が適す
る。また加熱速度も10℃/hr〜50℃/sの範囲でもよい。
ちらでもよい。焼鈍温度は、550℃〜950℃の範囲が適す
る。また加熱速度も10℃/hr〜50℃/sの範囲でもよい。
なお、本発明鋼は溶融亜鉛めっき等の各種表面処理厚板
として適用可能である。
として適用可能である。
（３）冷間圧延−焼鈍工程 冷間圧延−焼鈍工程は本発明において重要である。熱間
圧延された鋼板は、引き続き冷間圧延及び再結晶焼鈍を
施される。超深絞り性を得るためには、冷間圧延時の圧
下率は50〜95％でなければならない。冷間圧延率が50％
未満では優れた深絞り性を得ることができない。一方95
％を越える圧下率で冷間圧延を行うと、深絞り性に悪影
響を及ぼす集合組織が発達する。また再結晶焼鈍は700
〜950℃が好ましい。なお再結晶焼鈍は、連続焼鈍又は
箱型焼鈍のいずれでもよい。
圧延された鋼板は、引き続き冷間圧延及び再結晶焼鈍を
施される。超深絞り性を得るためには、冷間圧延時の圧
下率は50〜95％でなければならない。冷間圧延率が50％
未満では優れた深絞り性を得ることができない。一方95
％を越える圧下率で冷間圧延を行うと、深絞り性に悪影
響を及ぼす集合組織が発達する。また再結晶焼鈍は700
〜950℃が好ましい。なお再結晶焼鈍は、連続焼鈍又は
箱型焼鈍のいずれでもよい。
本発明鋼板には0.1〜５％の調質圧延を施すことが可能
である。さらに、本発明に鋼板は溶融亜鉛めっき等の各
種表面処理を施してもよく、めっき鋼板としても利用可
能である。
である。さらに、本発明に鋼板は溶融亜鉛めっき等の各
種表面処理を施してもよく、めっき鋼板としても利用可
能である。
第１表に示す組成の鋼スラブ（Ａ）〜（Ｋ）を、1150℃
に加熱し、均熱した後、粗圧延を行い、次いで仕上圧延
を行った。第１表中Ｘ（×10-4）は（Ti/48＋Nb/93）−
1.2（C/12＋N/14）を示し、鋼Ｃ、Ｅ、Ｋは比較例であ
る。
に加熱し、均熱した後、粗圧延を行い、次いで仕上圧延
を行った。第１表中Ｘ（×10-4）は（Ti/48＋Nb/93）−
1.2（C/12＋N/14）を示し、鋼Ｃ、Ｅ、Ｋは比較例であ
る。
この時の粗圧延終了温度（RDT）、仕上圧延開始温度（F
ET）、仕上圧延終了温度（FDT）、巻取温度（CT）、仕
上圧延終了温度と巻取温度との差（FDT−CT）、ロール
径（Ｒ）、圧延前板厚（ｔ）、Ｚ＝−0.2log（R/t）＋
0.55、摩擦係数（μ）及び熱延鋼板焼鈍の有無を第２表
に示した。熱延板焼鈍欄に720℃×５時間とあるのはバ
ッチ焼鈍条件を示したものである。
ET）、仕上圧延終了温度（FDT）、巻取温度（CT）、仕
上圧延終了温度と巻取温度との差（FDT−CT）、ロール
径（Ｒ）、圧延前板厚（ｔ）、Ｚ＝−0.2log（R/t）＋
0.55、摩擦係数（μ）及び熱延鋼板焼鈍の有無を第２表
に示した。熱延板焼鈍欄に720℃×５時間とあるのはバ
ッチ焼鈍条件を示したものである。
以上鋼板を引き続き熱延し、酸洗後、圧下率75％の冷間
圧延を施し、次いで830℃で40秒の焼鈍を施した。
圧延を施し、次いで830℃で40秒の焼鈍を施した。
冷間圧延−焼鈍後の材料特性及びEl（％）を第２表に
示す。引張特性（伸びEl）はJIS5号引張試験片を使用し
て測定した。またｒ値は15％引張ひずみを与えた後、３
点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）をr1、Ｄ方向（圧
延方向に45゜方向）をr2及びＣ方向（圧延方向に90゜方
向）をr3としてその平均値は ＝（r1＋2r2＋r3）/4 として求めた。本発明方法にて製造した冷延鋼板は、比
較例に比べて優れた深絞り性を有することが明らかであ
る。
示す。引張特性（伸びEl）はJIS5号引張試験片を使用し
て測定した。またｒ値は15％引張ひずみを与えた後、３
点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）をr1、Ｄ方向（圧
延方向に45゜方向）をr2及びＣ方向（圧延方向に90゜方
向）をr3としてその平均値は ＝（r1＋2r2＋r3）/4 として求めた。本発明方法にて製造した冷延鋼板は、比
較例に比べて優れた深絞り性を有することが明らかであ
る。
本発明では、従来よりも格段に優れた深絞り性を有する
冷延鋼板の製造が可能となる。
冷延鋼板の製造が可能となる。
第１図は冷延−焼鈍後の値に及ぼす摩擦係数（μ）の
影響を示すグラフ、第２図は冷延−焼鈍後の値に及ぼ
すlog（R/t）の影響を示すグラフである。
影響を示すグラフ、第２図は冷延−焼鈍後の値に及ぼ
すlog（R/t）の影響を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】C:0.008重量％以下、 Si:0.5重量％以下、 Mn:1.0重量％以下、 P:0.15重量％以下、 S:0.02重量％以下、 Al:0.010〜0.10重量％、 N:0.008重量％以下 で、かつTi、Nbの１種または２種の添加量が 1.2（C/12＋N/14）≦（Ti/48＋Nb/93） で、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を、Ar3変態
点未満600℃以上の温度域で、ロール半径:R（mm）と該
ロールによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦係数：μと
が μ≦−0.2log（R/t）＋0.55なる関係を満たし、かつAr3
変態点未満の全圧下率が60％以上の圧延を行った後、熱
延仕上温度（FDT）と巻取り温度（CT）とが （FDT）−（CT）≦100℃かつ （CT）≧600℃ なる関係を満たす条件下で巻取後、50〜95％の圧下率で
冷間圧延後、再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、深絞
り用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】請求項１記載の成分の鋼を、Ar3変態点未
満500℃以上の温度域で、ロール半径:R（mm）と該ロー
ルによる圧延前の板厚:t（mm）及び摩擦係数：μとが μ≦−0.2log（R/t）＋0.55なる関係を満たし、かつAr3
変態点未満の全圧下率が60％以上の圧延を行った後、再
結晶焼鈍を施し、引続き50〜95％の圧下率で冷間圧延
後、再結晶焼鈍を行うことを特徴とする、深絞り用冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項３】前記の鋼の成分に加え、B:0.0001〜0.0020
重量％を含むことを特徴とする、請求項１又は２記載の
深絞り用冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】前記鋼の成分に加え、Sb:0.001〜0.020重
量％を含むことを特徴とする、請求項１、２又は３記載
の深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287888A JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1287888A JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03150316A JPH03150316A (ja) | 1991-06-26 |
| JPH0776381B2 true JPH0776381B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=17723020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1287888A Expired - Fee Related JPH0776381B2 (ja) | 1989-11-07 | 1989-11-07 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0776381B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09241755A (ja) * | 1996-03-04 | 1997-09-16 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
| JP3843478B2 (ja) * | 1996-03-26 | 2006-11-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPH1150211A (ja) * | 1997-08-05 | 1999-02-23 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法 |
| TWI744780B (zh) * | 2020-01-21 | 2021-11-01 | 日商日本製鐵股份有限公司 | 加工鈦材及其製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07812B2 (ja) * | 1984-11-16 | 1995-01-11 | 新日本製鐵株式会社 | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6376849A (ja) * | 1986-09-19 | 1988-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 超深絞り用冷延鋼板とその製造方法 |
| JPS6428325A (en) * | 1987-07-24 | 1989-01-30 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength cold rolled steel sheet for ultra-deep drawing |
-
1989
- 1989-11-07 JP JP1287888A patent/JPH0776381B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03150316A (ja) | 1991-06-26 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |