JPH0830210B2

JPH0830210B2 - 深絞り性の優れた冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0830210B2
Application number: JP63032478A
Authority: JP
Inventors: 輝樹林田; 志郎佐柳
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-02-15
Filing date: 1988-02-15
Publication date: 1996-03-27
Anticipated expiration: 2011-03-27
Also published as: JPH01208419A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明はAlキルド冷延鋼板の製造方法に関するもので
あり、連続鋳造スラブに特定の温度履歴を与えた後、特
定の温度で直接圧延を開始することによって冷延鋼板の
深絞り性を優れたものとする方法を提供するものであ
る。

（従来の技術）従来、連続焼鈍で深絞り用Alキルド鋼板を製造する場
合、冷片スラブを1050〜1300℃に加熱した後熱延、冷延
を行うことにより製造されるのが普通であったが、この
ように冷片スラブを高温に加熱するには多大なエネルギ
ーを要する。

これに対し、省エネルギーの観点より連続鋳造スラブ
を冷片にせずにそのまま熱延を行う直接熱延プロセスが
開発されつつある。

直接圧延プロセスで製造された冷延鋼板の加工性を向
上させた先行技術としては特開昭60−43432号公報およ
び特開昭60−228617号公報に開示されている技術があ
る。

しかし前者は箱焼鈍用素材の製造方法に関するもので
あり、連続焼鈍により冷延板を製造するプロセスではな
い。

また、後者は連続焼鈍により冷延板を製造する方法に
関するものであるが時効特性の向上を狙ったものであり
深絞り性は十分でない。深絞り用鋼板としてはｒ値、延
性が大きいことおよび降伏強度が低いことが必要であ
る。しかし、特開昭60−228617号公報に開示されている
方法により製造された冷延板は冷片スラブを再加熱して
製造されたものに比べて析出物が微細になり低温の焼鈍
ではこれらの特性が劣るため高温の焼鈍が必須である。
ところが、高温焼鈍を行うと通板時にハースロールのビ
ルドアップあるいは冷延板の形状不良等が起こりやすく
なるため、通板性が劣るのみならず製品の表面欠陥、コ
ストアップを招くという問題がある。

現在、この問題を避けるために深絞り用鋼板にはTiあ
るいはNbを添加した極低炭素鋼を使用し、低温焼鈍を施
すという方法も行われているが、低炭素Alキルド鋼を使
用するのに比べて素材費の大幅なコストアップとなる。

以上のように、省エネルギーの面で大きな利点のある
直接圧延プロセスは素材費あるいは高温焼鈍のため、十
分に活かされていないのが現状である。

（発明が解決しようとする課題）そこで、本発明では低炭素Alキルド鋼を使用し、直接
圧延プロセスおよび低温の焼鈍にて深絞り性冷延鋼板を
製造することを目的としている。

（課題を解決するための手段）本発明者らは連続鋳造直後のスラブを50℃/min以下の
冷却速度でスラブ表面温度が1100〜1200℃となるまで冷
却した後、さらにスラブ表面温度が1000〜1100℃になる
まで冷却し、スラブ表面温度が1000〜1100℃で熱延を開
始することによって上記目的が達成できることを見出し
た（以後、温度について特に記述なきものは全て「表面
温度」を示す）。

以下本発明を詳細に説明する。

重量比にてC:0.010〜0.040％、Mn:0.05〜0.25％。S:
0.004〜0.020％、Al:0.010〜0.080％、N:0.0030％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
を、連続鋳造するにあたり連続鋳造直後のスラブを50℃
/min以下の冷却速度でスラブ表面温度が1100〜1200℃と
なるまで冷却する。その後はこの温度範囲内での保定、
あるいは、保定せずに熱間圧延開始温度まで冷却するこ
とのいずれを行っても良く、あるいはスラブ表面温度が
11200℃を超えない温度まで加熱しても良い。次いでス
ラブの表面温度が1000〜1100℃になるまで冷却した後に
この温度範囲から熱延を開始し、熱延鋼板を製造する。

この工程を経た後の熱延鋼板を650℃以上の温度で巻
取り、続いて冷延および連続焼鈍を行うことにより深絞
り性の優れた鋼板が得られる。

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0.010％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0.040％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0.010〜0.040％に限
定した。

Mnは熱間脆性を防止するのに必要な成分であるが、0.
05％未満ではFeSが生成しその効果がない。また、0.25
％を越えると深絞り性が劣化する。したがってMn量を0.
05〜0.25％に限定した。

Ｓは0.020％を越えると熱間脆性の原因となるためこ
れ以下でなければならない。なお、連続焼鈍の過時効時
にMnSをセメンタイトの析出核として利用するためには
0.004％以上の含有が必要である。

Alは脱酸および巻取後にＮをAlNとして析出させるた
めには最低0.010％は必要である。しかし、0.080％を越
えると加工性を劣化させる。

また、AlNも加工性を劣化させるため少ない方が良
く、Ｎ量は0.0030％以下とした。

本発明者らは上記成分範囲内の鋼を溶解し、その後鋳
造を行い、種々の温度範囲での冷却を行った後、種々の
温度より熱延を開始した。さらに、延冷および800℃を
再結晶温度とする連続焼鈍を施し、材質を調査した。こ
の結果の代表的なものを第１図および第２図に示す。第
１図は重量比にて0.015％のＳ量を含有する凝固直後の
連続鋳造スラブを20℃/minおよび50℃/minでスラブ表面
温度が1200℃となるまで冷却した後900〜1200℃間の種
々のスラブ表面温度のときに熱延を開始し、その後冷延
および連続焼鈍を行ったとき熱延開始温度の値におよ
ぼす影響を示したものである。第２図は前記成分の鋼を
連続鋳造直後種々の冷却速度でスラブ表面温度が1100℃
となるまで冷却した後、スラブ表面温度1050℃より熱延
を開始した場合の冷却速度の値におよぼす影響を示し
たものである。

これらの結果より深絞り性の優れた鋼板を得るために
は連続鋳造後のスラブを50℃/min以下の冷却速度で冷却
し、かつスラブ表面温度が1000〜1100℃のときに熱延を
開始しなければならないことがわかった。

冷延板の析出者を透過型電子顕微鏡により調査したと
ころ、本発明の条件に従ったものは微細なMnS数は少な
いがこれから外れたものはいずれも微細なMnSが多い。
したがって、深絞り性はこれら微細なMnSに大きく影響
されるものと考えられる。

さらに、本発明の製造方法に使用するスラブはSi、Ｐ
および他の元素を含有することができる。

巻取温度はAlNの析出を十分に行わせるためには650℃
以上が必要であるがAlNの粗大化、セメンタイトの凝集
を図るためには680〜780℃の範囲が好ましい。冷延圧下
率は通常行われている通りでよいが、連続焼鈍後の（11
1）集合組織を発達させ深絞り性を良好にするためには7
0％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のべる。加熱温度は再結晶
温度以上が必要である。本発明に従って熱延、冷延等が
行われたものであれば低温焼鈍でも十分な深絞り性を持
たせることができる。そこで、現在主に700〜830℃に加
熱しているがこの温度よりも高温で焼鈍を行っても深絞
り性を損なうものではない。なお、時効特性を向上させ
るためには一次冷却速度を50℃/sec以上とし、その後25
0〜350℃の温度域で過時効処理を行うのが良い。これ
は、前記スラブ温度履歴条件により鋼中のMnSが過時効
中のセメンタイトの析出核として作用するのに丁度良い
分布状態になっており、この過時効条件によりその作用
が特に有効に発揮されるからである。

以上により製造された冷延板は、従来の直接熱延を行
った材料に比べて、優れた深絞り性を持つ。

（実施例）実施例１ C:0.020％、Si:0.010％、Mn:0.15％、P:0.007％、S:
0.011％、sol.Al:0.050％、N:0.0015％、Fe:残部よりな
る組成を有する鋼を連続鋳造した後に30℃/minで1200℃
まで冷却した後熱延を行った。試料A,BおよびＣの凝固
よりスラブ表面温度が1100℃あるいは1200℃間のスラブ
冷却速度はいずれも本発明範囲内であり熱延開始時のス
ラブ表面温度もいずれも本発明による温度範囲内であ
る。試料D,EおよびＦはスラブ冷却速度あるいは熱延開
始温度のいずれかが本発明による温度範囲から外れたも
のである。以上の試料は仕上温度は900℃で熱延板の最
終板厚は4.0mmである。また巻取温度は720℃とした。こ
の温度での巻取終了後鋼中のＮはいずれの試料もAlNと
して析出し粗大化しており成品板の加工性に対して固溶
ＮおよびAlNの悪影響はない。また、セメンタイトも十
分に凝集化しており、材質の差はMnS分布状態のみに起
因する。

次に、試料Ｇはスラブ冷却速度および熱延開始温度の
いずれも本発明による範囲内であるが巻取温度が範囲内
から外れている。

これらの熱延板を酸洗後、圧下率80％にて0.8mm厚に
冷間圧延し、さらにこの冷延板に温度800℃に１分間保
持の条件で連続焼鈍を施した。

この結果得られた冷延鋼板について、JIS5号引張試験
片を用いて引張試験を行いｒ値、降伏強度および伸びを
測定した。これらの測定結果を第１表に示す。

第１表に示される結果から熱延開始時のスラブ表面温
度が本発明の範囲から外れた場合にはｒ値、降伏強度お
よび伸びのいずれかまたは全部が深絞りを行うに十分な
材質が得られないのに対して本発明の範囲内にある場合
にはｒ値、降伏強度および伸びのいずれも深絞りを行う
のに十分な材質となっていることが明らかである。

冷延鋼板中のMnS分布を調査したところ以下のような
ことがわかった。

スラブの冷却速度および熱延開始時のスラブ表面温度
が本発明の範囲外にある場合（試料D,EおよびＦ）のMnS
分布は0.05μｍ未満の微細なものが多数を占めているの
に対して本発明の範囲内にある場合（試料A,Bおよび
Ｃ）は0.05〜0.2μｍのMnSが主体となり、0.05μｍ未満
の微細なMnS数は大幅に減少し、MnS総個数も大幅に減少
する。また、試料ＧはMnS分布は本発明の範囲内にある
場合と同じであるが、巻取温度が本発明の範囲より低温
であるため熱延板中のAlNが720℃で巻取ったものに比べ
て微細に析出しており、セメンタイトの凝集度も不十分
であることがわかった。

すなわち、スラブの冷却速度および熱延開始時のスラ
ブ表面温度を本発明の範囲内におくことにより鋼中のMn
Sのサイズ、分布を制御できこれによって優れた深絞り
性を持つ冷延鋼板を製造できるのである。

実施例２第２表に示す組成を有する鋼を連続鋳造した後に20℃
/minでスラブ表面温度が1200℃となるまで冷却した後、
スラブ表面温度が1100℃のときに熱延を開始した。試料
H,IおよびＪの組成は本発明の範囲内であるが、試料K,
L,M,NおよびＯはいずれも下線を施した成分について発
明の範囲からはずれている。以上の試料は仕上温度は90
0℃で熱延板の最終板厚は4.0mmである。また巻取温度は
720℃とした。これらの熱延板を酸洗後、圧下率80％に
て0.8mm厚に冷間圧延し、さらにこの冷延板に温度800℃
に１分間保持の条件で連続焼鈍を施した。

この結果得られた冷延鋼板について、JIS5号引張試験
片を用いて引張試験を行いｒ値、降伏強度および伸びを
測定した。これらの測定結果を第３表に示す。

第３表に示される結果から組成が本発明の範囲から外
れた場合にはｒ値、降伏強度および伸びのいずれかまた
は全部が深絞りを行うに十分な材質が得られないことが
わかる。

（発明の効果）以上の説明で明らかなように、この発明の方法によれ
ば優れた深絞り性を持つ冷延鋼板が製造できる。また、
この方法では、直接熱延プロセスおよび連続焼鈍プロセ
スを適用するため、生産性が高く、省エネルギーおよび
省力化も可能となった。

【図面の簡単な説明】

第１図は良好な深絞り性が得られる熱延開始温度範囲を
斜線で示したものである。第２図は良好な深絞り性が得
られるスラブの冷却速度範囲を斜線で示したものであ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比にてC:0.010〜0.040％、Mn:0.05〜
0.25％、S:0.004〜0.020％、Al:0.010〜0.080％、N:0.0
030％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よ
りなる鋼を連続鋳造し、その直後の鋳片（スラブ）を50
℃/min以下の冷却速度でスラブ表面温度が1100〜1200℃
となるまで冷却した後、スラブ表面温度が1000〜1100℃
の温度域にあるときに熱延を開始し、得られた熱延鋼板
の表面温度が650℃以上の温度域で巻き取った後、冷延
および連続焼鈍を行うことを特徴とする深絞り性の優れ
た冷延鋼板の製造方法。