JPS5881952A - 成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板 - 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】 この発明は、成形性の極めて優れた非時効性冷延鋼板に
関し、とくに非時効性を満足した上で、深絞り性ならび
に伸びの一層の改善を図ったものである。

自動車の外板および内板には高度のプレス成形が行なわ
れるためτ値が高く伸びの大きな非時効性冷延鋼板が用
いられる。特にフェンダ−、クォーターハネ゛ルおよび
オイルパンにはオーブン焼鈍１による脱炭脱窒鋼板やＴ
ｉキルド極極低側鋼板用いられているが、前者は製造コ
ストが高い上に、粒径が大きく、強度が低いためにプレ
ス成形の際にオレンジビールと呼ばれる肌荒れやウオー
ル・ブレーク（ｗａｌｌ　ｂｒｅａｋＮ）を生じ易いと
いう欠点があった。一方後者のＴｉキルド鋼板はＴｉが
Ｃ１Ｈのみ′ならずＳ、０との結合力が強いために非時
効性を確保するにはＣ・およびＮに対して化学量論的当
量の数倍のＴｉを添加する必要があり、生成したＴｉ。

の硫化物、酸化物が非金属介在物となってスリーパー疵
と呼ばれる表面疵が多発するという問題があった。

これらに比べて改良された方法として、Ｔｉの代りにＮ
ｂ又はＮ、ｂとＡ／とによりＱとＮを固定して時効性お
よびＴ値を向上する方法が提案され、例えば、Ｍｅｔ、
ＴｒａｎＳ、誌１９７２年ＶＯ／、　３　Ｐ、２１７１
〜２１８２には鋼中Ｓに対してＩｎが、Ｎに対してＡ／
がそれぞれ充分配合されている場合はＮｂはＣに対して
化学量論的にＮｂＣを形成す名に充分な量、すなわち０
００００９％に対しＮｂ　Ｏ，０７１％配合すれば冷延
後７００°Ｃ９４時間以内の焼鈍により非時効性鋼が得
られることが示され、またＯ　Ｏ，０１４％に・対しＮ
ｂ′０．１７７％を配合すれば冷延後８７０°Ｃの焼鈍
を行なう場合にも降伏伸びが発生しないことが示されて
いる。

また１９７３年Ｕ、Ｓ、Ｐａｔｅｎｔ　Ａ　３７６１３
２４公報には００．００２〜０．２０％とＳに対し充分
なＭｎを含有する鋼にＮｂをｏ、ｏｔｒ　Ｎｏ、Ｊｒ％
添加した場合に０およびＮと結合していないＮｂがｏ、
ｏｘｓ％以上存在すると、Ｔ値が八を以上に達すること
が示されている。同公報の実施例によれば００．００！
　ＮＯ，０／％、Ｎ　＃’！　ｆｆ　０．００ｔ％、Ａ
Ｉ　Ｏ，０／Ｓ　ＮＯ，０２０％、Ｎｂ　Ｏ，０１〜０
．１２％の素材を熱延ならびに冷延後７ｏｏ℃、７〜１
６時間の焼鈍を行なうことによりＴ値へ７ｔ〜２．１０
．伸び％〜ａ％の非時効性鋼□板が得られることが示さ
れて−る。

以上開示された方法の他にＳＡ／を用いずＮｂ単独で添
加する方法が多く提案されているが、何れも非時効性鋼
板を得るためには上記２つの方法に比べて多量のＮｂが
当然必要となり、また成形性も劣るとψう各点がある。

このように従来提案されて−るＮｂ添加鋼はｃｏ、ｏｏ
ｓＮｏ、ｏａ≦の極低炭素鋼ニＮｂ　Ｏ，０７〜０．／
Ｉ％、好ましくは０．（Ｄｒ　−０，１２％を添加する
ことにより得られる下値へ６〜２．／、伸び俊〜ｑ％の
非時効性冷延鋼板であるが１ （１）この鋼板は伸びＱ−４／Ｓ％と脱炭脱窒鋼板の伸
（２）　Ｎｂは高価な金属であり、Ｎｂの多量添加によ
り１コスト上昇が避けられない。

という欠点があった。

本発明は、従来知られた非時効性冷延鋼板の有。

する欠点を除去、改善した冷延鋼板を提案することを目
的とし、特許請求の範囲記載の鋼板を提供することによ
って前記目的を達成することができる。

以下本発明を由来するに至った実験データについて詳細
に説明する。

第１表に示すＣとＮｂとの含有量を変化させて溶製した
鋼スラブを圧下率９０％、最低圧延速度７０　ｍ／ｍｉ
ｎ、仕上温度８７０’Ｃ１捲取温度６８０”Ｃの条件下
で熱間圧延した後、圧下率８０％で冷間圧延・して得た
最終板厚の冷延板に対し、連続焼鈍によって８３０°Ｃ
において４０　ｓｅｃの焼鈍を施し、然る後４０°Ｃ／
ＳｅＣの速度で冷却して得た製品の特性値（ＡＩ値、　
Ｅ／値９丁値）におよぼすパラメータ・α：　Ｎｂ　（
％）／Ｃ（％）およびパラメータβミＮｂ（％）−ｒｃ
＜％）の関係を第１および２図に示す。

第１表 第１図からパラメータαが３以上において、ＡＩ値即ち
時効指数が／Ｐｃｇ／Ｎ２を下廻り、Ｔ値が八９を上廻
り実質的に非時効で７値の高い鋼板が得られることおよ
び第２図からＢｔ値（伸び）がパラメータβに従って変
化し、βが０．０２％以下の場合において十分高い値が
得られることがわかる。

か＼る実験の繰返しによりＮｂはＣ（％）に対して３倍
以上必要であるがβミＮｂ（％）−ｆｘｏ（％）即ちＣ
と未結合のＮｂ（％）は０．０２％以下であることが必
要なことが決定される。

なお上記範囲内において、Ｎｂの含有量がＯ，ＯＳ〜０
．０１％の範囲内にありかつ６×Ｃ（％）〜ｒｘｃ（％
）＋　０．０１０％の範囲内にあることが全般的な特性
値のバランスからみて好適である。

Ｃはｏ、ｏｏｒ％を超えると７値、伸びの低下が著るし
くなるので、それ以下とする必要があり、なかでもＯＯ
，００３〜ｏ、ｏｏｔ％のときが最も良い。ＡｌはＮを
ＡＩＮとして固定するために０００２％以上、かつＮ（
％）のψ倍以上添加することが必要である。

さもないと鋼中Ｎが鋼中Ｎｂと結合するために鋼中にＮ
ｂによって固定されないＣが多量に残り、ＡＩ値を十分
低減できない結果を招く。しかし０．１％以上のＡｔの
添カロは、鋼中にアルミナクラスターに起因する介在物
を増加させ、表面疵の原因となるので避けるべきである
。

Ｎはその含有量が多いとＡｔの含有量を高める必、要が
あり、そのためＮは０．０／％より多いとアルミナクラ
スターに起因する介在物の増加により表面疵が多くなる
のでＮは０．０／％以下にする必要が、あるＯ８ｔ、Ｍ
ｎについては通常の冷延鋼板に含有される程度とすれば
よく、夫々０．２０％以下、ｏ、ｏｐ〜　０．３０％と
すればよい。

その他の不純物ｐ、ｓ、ｏなどについてはｓｉ。

Ｍｎと同様、通常の冷延鋼板に含まれる程度とすればよ
く、それぞれｏ、ｏｓｓ％、０．０２０％、ｏ、ｏｏｒ
％以下とすればよい。

次に本発明鋼板、の野清製造方法を衣明する本発明の鋼
板の溶製に当っては常用されている何れかの方法を単独
あるいは組合せて用いることができる。しかしＣは溶鋼
の段階で予め脱炭しておくことが必要であり、そのため
の手段としてＲＨ法、ＤＨ法などによる真空脱炭処理を
施すことば有利である。また純酸素底吹転炉法（Ｑ−Ｂ
ＯＰ法）を用いて直接極低炭素鋼を溶製することも有利
である。ざらに従来の造塊法あるいは連続鋳造法の何れ
をも用いることができる。

連続鋳造によって得られるスラブ、あるいは従来の造塊
法によって製造される鋼塊を一分塊して得られるスラブ
は連続熱間圧延に供せられる。その際スラブの加熱温度
とし″てはＮｂＯを鋼中に固溶さｌせるに必要な１１３
０４以上が確保されればよく、一般的な１１３０〜７３
００℃の温度範囲で十分である。

凄−と１ろＣで４上記の連続熱間圧延の際番０は圧下率
と圧下速度が１どり−わけ重要である。すなわち圧下率
はスラブが粗圧延を経て仕上圧延スタンド群を出るまで
の全圧下率が９０％以上となるようにする必要がある。

また仕上スタンド群の圧延速度は最低’１．０　”／ｍ
　ｉ　ｎ好適にはざ”’／ｍｉｎ以上とする必要がある
。

上記圧下率と圧延速度との条件が満足された場合には、
微細な、例えば１ｏｏｏλ以下ノＮｂ（Ｃ，Ｎ）　。

ｋｌ　Ｎ２Ｍｎ　Ｓからなるとみられる複合析出物が非
常に密に存在し、これら析出物の周囲に鋼中のＣが安定
して存在することとなり、実質的に非時効性超深絞り用
鋼板が得られるに至る。

一方圧工率が９０％より低く、あるいは圧下速度が”０
”／ｍｉｎより遅い場合には上記の如き現象は生ぜず、
非時効性を有する超深絞り用鋼板を得ることができない
。

またこのときの熱延仕上温度はｔＳＯ℃以上（好適には
１７０℃以上）とする必要がある。この温度より低い仕
上温度を採用した場合には下値、伸び、時効特性が劣化
する。

引続く：捲−駁工；程での捲取温度はｔｏｏ’ｃ以上と
する、　　必要がある。この温度より低い温度で捲取る
とＮｂによるＣの固定が、またＡ／によるＮの固定が不
充分となり非時効性の鋼板を得ることができない。

ＡＩ値、下値、Ｂｔ値の点からみて、高温の捲取温度、
すなわちｔｒｏ〜７５０℃の範囲が有利である。

なおざｏｏ’ｃ以上とすると鋼中ＣおよびＮの固定が飽
和する一方、スケールの生成が増大するので好ましくな
い。この温度範囲内の捲取温度とするためには仕上圧延
後の水冷を弱めるとか、もしくは水冷を全く省略するな
どの手段をとることができる。

このようにして得られた熱延コイルはその後常法に従っ
て酸化スケールを酸洗してから冷延するか、または冷延
後酸洗又は研削によりスケールを除去する。冷延の際の
冷延率が１０％より少ないと所期のｒＭが得られず、一
方９０％を超えるとｒ値は高くなるが、異方性が大きく
なるので、冷延率は６０〜ｂ に好適である。

上記の如くして得られた冷延鋼帯にはさらに連続焼鈍が
施される。焼鈍温度および時間は７００〜９００”Ｃ，
１０秒〜５分間の範囲内であれば目標とする材質に合わ
せて適当に選ぶことができる。

７００〜９００°Ｃの間では高温の方が強度は低くなる
が、下値および伸びは大きくなる。７８０〜８８０°Ｃ
１３０〜１２０秒間の均熱が特に好適である。

なお連続焼鈍後の冷ＭＪ速度が１００°Ｃ／　ｓｅｃを
超えると非時効性とするために別途過時効処理が必要に
なる。この意味で１〜３０’Ｃ／ｓｅｃの冷却速度とす
るのがよい。なお前記別途の過時効処理を行なう場合は
２５０〜５００℃の範囲内で行なえばよい。

本発明の鋼板は連続焼鈍を施した状態においてＡＩがｌ
　ｋｇ　／　朋”以下の非時効性であるが、表面粗、度
調整を兼ねて２％以下、好ましくは１％以下′の・スキ
ンバス圧延をかけることは一向に差支えない。

次に本発明を実施例について説明する。

実施例 （１）製鋼・造塊 純酸素上吹転炉（ＬＤＩ炉）′とＲＨ脱ガス工程を経て
第２表Ｉ、■に示す成分組成の溶鋼を、純酸素底吹転炉
（Ｑ−ＢＯＰ）とｌ’ＬＨ脱ガス工程を経て第２表１に
示す成分組成の溶鋼を得た。

脱ガス処理時間は鋼１２ｓ分、鋼１２７分、鋼Ｎ３５分
であった。ＮｂおよびＡＩは脱ガス処理終了直前に添加
した。鋼Ｉ、Ｉは・造塊−分塊圧延により２２０ｗ＋厚
のスラブとした。鋼■は連続鋳造により同上厚°のスラ
ブとした。

（２）熱間圧延 上記スラブを表面手入れ後、加熱炉で鋼Ｉ、Ｉ：／２１
０℃−３Ｓ分、１ｉＩＩＩ：１３００℃−３θ分（温度
はスラブ表面での測定値）の均熱保持を行なった。ジ［
き続きダ列の粗圧延機、７スタンドからなる仕上圧延機
にて連続圧延して３．２陣厚の熱延鋼帯を得た。

このとき仕上圧延においてシートバーから銅帯とすると
きの圧下率は鋼１．１では９２％、鋼■では９３％であ
った。また仕上圧延入側スタンドの圧延速度（各ロール
出側通板速度にほぼ対応）は鋼Ｉ、Ｉ：第Ｉ：タンド９
ｒ　ｓ／　分＊第７ス゛タン　ドロ６０　ａ／分 鋼■　　：第１スタンド１０３簿／分。

第７スタンド７ｉ”７分　に設定した。

いずれの場合も仕上圧延入側の温度は１０３０〜１０！
；０℃、仕上温度ハ１９０−９２０℃に制御した〇捲取
温度ハｌｉｌ　Ｉ　：　７７０　”Ｃ，鋼Ｉ［：　６６
０℃、鋼層ニア１０℃とした。

（３）冷間圧延、焼鈍 熱延鋼帯を酸洗して冷間圧延によりｏａ７Ｋｍ厚（圧下
率ニアｒ％）あるいはＯｏざ酵厚（圧下率＝７ｓ％）の
冷延コイルとした。

再結晶焼鈍は連続焼鈍ラインにて下記の条件で行なった
。

鋼Ｉ　：　１２０　Ｎ１３０℃、３０ｓｅｃ均熱保持後
２００℃ま□で約３′Ｃ／ｓｅｃで冷却 鋼ｎ　：　ｙｒｏ　Ｎｒ３ｏ℃、Ｂｓｅｃ均熱保持後２
３０℃まで約７２℃／　Ｓｅｃで冷却 鋼■：ざ１１０〜１７０℃、４１０ｓｅｃ均熱保持後ｒ
ｓｏ”ｃまで約１２℃／Ｂｅｅで冷却 焼鈍コイルを０．３〜０．７％のスキンバス圧延して製
品とした。第３表にそのときの機械的性質を示す。

第３表 なお表面検査の結果、いずれの製品も一般Ａ！ギルド鋼
並みで製品としての使用に問題がなかった。

以上本発明の鋼板は表面性状も優れ非時効性冷延延鋼板
であることが判る。

関係を示す図、第２図はパラメーターβと、Ｅノとの関
係を示す図である。

第１図 （ａ） ″ラメーターフ　　Ｎルと 第２図 一θθ４　−０．０２　　０　　　　θ０２ｏ、０４ノ
ψラメ−ターρ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｌ　　ＯＯ，００８％以下、ｓｉ　０．２０′％以下、
   Ｍｎ　Ｏ，，０４〜０．３０％、Ｐ　Ｏ，０２５％以下
   、ＡｌＯ，０２〜０．１０％でかつＮ％×４以上、ｓ　
   Ｏ，ｏ２％以下、Ｎ０１０１％以下、Ｎｂ　Ｏ，０１〜
   ０．０７％でかつＣ％×３−（ｃ％Ｘ　８　＋　Ｏ，’
   ０２　）％、残部実質的にＦｅよりなる成形性の極めて
   優れた非時４効性冷羞鋼板。