JPS6045689B2 - プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法

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JPS6045689B2
JPS6045689B2 JP57025567A JP2556782A JPS6045689B2 JP S6045689 B2 JPS6045689 B2 JP S6045689B2 JP 57025567 A JP57025567 A JP 57025567A JP 2556782 A JP2556782 A JP 2556782A JP S6045689 B2 JPS6045689 B2 JP S6045689B2
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Description

【発明の詳細な説明】 本発明はプレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法に
関する。
一般に自動車の外板やカリリンタンクなどの用途に使用
されるプレス加工用冷延鋼板には、すぐれた張り出し成
形性、深絞り成形性および耐時効性が要求される。
鋼板の張り出し成形性は材料特性としては、降状強度（
ＹＳ）が低く、伸び（Ｅ１）および加工硬化指数（ｎ値
）が高いほどすぐれている。深絞り成形性は材料特性と
してはほぼランクフオード値（に値）に支配され、に値
の高いものほど深絞り成形限界が上昇する。一方、鋼板
に固溶状態のＣＮＮが残存していると室温時効によりプ
レス成形加工時にストレッチャーストレインと称される
障害が生じることが知られている。従つてプレス加工用
鋼板には耐時効性が要求される。耐時効性を比較するの
に通常時効指数（Ａｌ）を用いる。これは７．５％の予
歪時の降状強度と１００℃×３０分の熱処理後の降状強
度の差て表わされ、プレス成形加工用鋼板としてＡｌが
３に９／一以下であることが要求される。上記張り出し
成形性、深絞り成形性および耐時効性にすぐれた冷延鋼
板の製造方法として従来多くの方法が開示されいる。
例えばＣ：約０．０４％の低炭素アルミキルド鋼を箱焼
鈍する方法や、Ｃ■０．０１％以下の極低炭素鋼にＴｉ
、Ｎｂの如き炭窒化物形成元素を添加した鋼板を箱焼鈍
もしくは連続焼鈍する方法等かある。しかしながら、こ
れら従来技術に共通の特徴は、熱間圧延前の鋼片の均一
熱温度（以下均熱温度と称する）が１２００゜Ｃ近傍て
あつて極めて高いことである。
この均熱温度を高くする理由は次の如くである。すなわ
ち、先す低炭素アルミキルド鋼の場合は冷間圧延後の箱
焼鈍時に析出するＡＩＮの作用によつて高いに値を得る
目的から、鋼片均熱Ｊ時にはＡＩＮをほぼ完全に固溶さ
せる必要があるからである。また、ＴｉもしくはＮ屡加
の極低炭素鋼の場合は、オーステナイト相からフェライ
ト相へ変態するＡ、Ｏ変態点が９００℃近傍ときわめて
高く、Ａ、３変態点以下の温度で熱延することによつ丁
て材質の劣化を招来することを防止するために熱延仕上
温度（ＦＤＴ）を高温にする必要があり、そのため必然
的に均熱温度を約１２００゜Ｃと高温にせざるを得ない
ためである。しかし鋼片の１２００℃近傍における高温
加熱には莫大なエネルギーを要するだけではなく、均熱
温度が高いほど表面酸化による鋼片歩留の低下が大きく
、また鋼片表面近傍の内部酸化が著しく促進されるのて
鋼片の表面欠陥、表面硬化等の障害が多発する欠点があ
る。
かくの如く、鋼片の高温加熱にはエネルギーの多消費の
みならず表面欠陥の原因となるので従来からも鋼片の均
熱温度を低温にし、しかもブレス成形性のすぐれた効果
的な冷延鋼板の製造方法の確立が強く望まれていた。本
発明の目的は、ブレス加工用冷延鋼板製造における上記
従来技術の欠点を克服し８００′Ｃ以上１０００′Ｃ未
満の如き従来よりもきわめて低い均熱温度で処理し得て
、しかもブレス成形性のすぐれた冷延鋼板を得ることが
てきる製造方法を提供するにある。本発明の要旨とする
ところは次の如くである。
すなわち、重量比にてＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１
．２０％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．
１５０％以下を含有し更にＮｂ．．Ｃｒ．．Ｔｉ．．Ａ
ｌ．．Ｂ．．Ｗのうちから選ばれた１種もしくは２種以
上を合計て０．００２〜０．１５０％を含み残部がＦｅ
および不可避的不純物より成る鋼片を８００′Ｃ以上１
０００℃未満の温度範囲で均熱処理した後熱間圧延し引
続き冷間圧延および再結晶焼鈍することを特徴とするブ
レス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法である。先す
本発明者らの行つた基礎実験について説明する。第１表
に示す如き組成を有する２種類の鋼片を底吹転炉および
ＲＨ脱ガス炉によつて溶製した後連続鋳造して製造した
。
上記２種類の鋼片を一旦室温まで放冷した後、再度均熱
炉で加熱して均熱処理した。
均熱温度は７５０〜１２５０℃間に種々変化させ、該加
熱鋼片を４列からなる粗圧延機および７列からなる仕上
圧延機にて熱間圧延し熱延仕上温度（ＦＤＴ）を約９０
００Ｃと７１０℃の２種類にて行ない、いずれも板厚３
．２喘の鋼帯として約５００℃の一定温度で巻取つた。
この熱延銅帯を酸洗した後冷間圧延して板厚０．８醋の
冷延板とし、引続き連続焼鈍により８００゜Ｃにて均熱
処理し、最後に圧下率０．６％のスキンバス圧延して供
試材とした。各供試材の材料特性の鋼片の均熱温度差に
よる影響は第１図Ａ，Ｂ，Ｃ，，Ｄに示すとおりである
。各供試材の材料特性の測定に当つては、引張試験片は
ＪＩＳＺ２２Ｏｌ５号により、時効指数（ＡＩ）は圧延
方向より採取した試験片により、その他のｒ値、伸び、
降状強度はいずれも圧延方向、圧延方向に対し４５度方
向、９０度・方向の３方向の平均値とした。第１図の測
定結果より明らかな如く、第１表にて示されるＣ：０．
００６１％の供試鋼ＮＯ．２では１０００〜１２５０′
Ｃの温度範囲の均熱温度と冷延焼鈍板の材料特性との間
にはほとんど相関が認められない。
これに対し、Ｃ：０．００２２％の供試材ＮＯ．ｌの特
性は鋼片の均熱温度に強く依存することが明らかとなつ
た。すなわち、ｏ印にて示される熱延仕上温度（ＦＤＴ
）９００℃の場合の結果に着目すると、均熱温度が１２
５０℃、１１００結Ｃ１１００００Ｃと低下するに従つ
て伸びおよび７値が上昇し、時効指数（ＡＩ）および降
状強度（ＹＳ）の低下が見られ、ブレス成形性が著しく
向上することを示している。一方、●印にて示される熱
延仕上温度 （ＦＤＴ）が７１０゜Ｃの場合の結果を見ると、均熱温
度が１１００′Ｃを越して高い場合の材料特性は熱延仕
上温度が９００ＣＣの場合よりかなり劣る。
しかし鋼片の均熱温度が１０００゜Ｃ未満になるとこの
場合でも熱延仕上温度９００℃の特性と同程度に非常に
すぐれたものとなる。しかし８００℃未満の低温度で均
熱する場合は材質が急激に劣化することは判明した。こ
の事実は極めて重要な発見であつて、従来のブレス成形
性冷延鋼板の製造方法においては、熱延仕上温度を鋼の
γ相からα相へ変態すＡｒ５態点以下にすることは、著
しい材質の劣化を招くことから絶対に避けるべきである
というのが常識であつた。
しかし本発明者らの上記実験に使用した供試鋼ＮＯ．の
Ａ、３変態点は約８３０℃であることより上記実験結果
は従来の常識を完全にくつがえすものである。上記第１
図に示した実験結果において、供試鋼ＮＯ．ｌにみられ
る現象は鋼片の均熱温度を従来法よりきわめて低い範囲
の８００′Ｃ以上１０００′Ｃ未満にしたことによる結
果であつて、本発明者らは上記実，験結果に基づき、供
試鋼ＮＯ．ｌと組成の異なる多種類の鋼片について鋼片
の低温均熱の効果を確認する同一実験を繰返した結果、
次の如く鋼成分を限定することにより低温均熱の効果が
更に向上し、すぐれた成形性の冷延鋼板を得ることがで
きることを確認した。
上記実験結果より本発明においては鋼片の熱延仕上温度
を８００℃以上１０００℃未満の範囲に限定した。
本発明における銅組成の限定理由について説明４する。
Ｃ：先に示した第１図におけるＣ：０．００６１％の供
試鋼ＮＯ．２の特性より明らかな如く、Ｃ量が０．００
５％を越えて多くなると低温均熱の効果が消失するのて
０．００５％以下に限定した。
特にＣ：０．００４％以下が望ましい。Ｓｊ： Ｓ１は鋼の高強度化に有効な元素であるが、１．２０％
を越えて多くなると著しい硬質化を招き伸びの低下、降
状強度の上昇をもたらすのて１．２０％以下に限定した
。
Ｍｎ： ＭｎはＳによる赤熱脆性の防止に少くとも０．０５％を
必要とするが、１．００％を越えて多くなるとＳ１と同
様に鋼の延性の劣化をもたらすのて０．０５〜１．００
％の範囲に限定した。
Ｐ： Ｐは固溶強化能が高く冷延鋼板の高強度化に効果のある
元素であるが、０．１５０％を越えると著しいスポット
溶接性の劣化をもたらすので０．１５０％以下に限定し
た。
Ｎｂ．．Ｃｒ，．Ｔｉ．．Ａｌ、Ｂ，．Ｗ：これらの元
素は本発明においてきわめて重要である。
これらの元素の作用効果は明瞭ではないが次の如く考え
られる。（イ）これらの元素はいずれも炭化物、窒化物
もし くは硫化物の形成元素であり、鋼片を本発明に
より８００℃以上１０００′Ｃ未満に均熱するときにこ
れらの析出物の形態が最終成品のブレス成形性 にき
わめて有効に作用するものと考えられる。
（ロ）上記析出物形成の効果と関係なく、これらの 元
素は固溶状態で鋼片の均熱時に結晶粒の微細ｒ 化
および集合組織の改善にきわめて大きな影響 を与える
ものと考えられる。 一方、これらの添加元素は従来か
ら鉄鋼材料の特性改善に広く用いられているが、その添
加効果は添加量や他の元素との複合添加などにより異な
り、更に添加するベース鋼の化学組成にも強く依存する
ことが知られている。
特にこれらの元素はいずれもＣとの相互作用が強いと考
えられるので、ベース銅のＣ含有量の差が支配的因子で
あると考えられる。本発明にいてこれら添加元素はＣ：
０．００５％以下の超低炭素鋼の場合においてのみ８０
０′Ｃ以上１０００゜Ｃ未満の低温均熱による成形性の
向上にきわめて効果的に作用するものと考えられ、その
作用効果はいずれの元素もほぼ均等てあるこをを確認し
た。従つて、これらの元素の添加に際しては１種もしく
は２種以上の複合添加でよい。而して、その添加量は合
計量で０．００２％未満の場合は効果が認められず、ま
た０．１５０％を越すと効果が飽和するほか、固溶体硬
化により延性への悪影響が現れるので合計添加量を０．
００２〜０．１５０ノ％の範囲に限定した。なお、本発
明者らの実験によると、これらの元素の最適添加量は元
素によつて若干異なるものの上記限定範囲を出るもので
ないことが明らかとなつた。 上記本発明鋼の各成分の
限定理由を説明した７が、上記組成のほか残部はＦｅお
よび不可避的不純物より成るものである。
次に上記組成の本発明による冷延鋼板の製造工程につ
いて説明する。
先ず製鋼法については特に限定を要しないが、クＣを
０．００５％以下にするために転炉と脱ガス炉との組合
わせが有効である。
銅片の製造方法は従来の造塊および分塊圧延によつても
よく、連続鋳造法によつてもよい。鋼片の加熱において
は、本発明では８００゜Ｃ以上１０００℃未満の温度範
囲に均熱することが重要であつて、この温度範囲に均熱
できればその加熱方法および装置の種類は問わず、また
均熱する前の鋼片の温度も任意でよい。従つて鋼片は室
温まて完全に冷却されたものでも、室温以上のものでも
差支えなく、再加熱によつて８００゜Ｃ以上１０００℃
未満の温度範囲に均熱すればよい。また均熱時間につい
ても特に限定の要なく、鋼片全体が８００℃以上１００
０℃未満の均熱温度に到達できれば十分である。従つて
連続的にて製造された鋼片については、鋼片温度が８０
０℃以上にあるときは、これを一旦冷却して再加熱する
必要が全くなく、８００゜Ｃ以上１０００゜Ｃ未満の温
度範囲て保熱処理するか、もしくはこの温度範囲を徐冷
すればよい。
そのため連続鋳造による鋼片の場合は特別の加熱炉を必
要とせす、冷却速度の制御のみによつて十分の効果を得
ることが可能である。上記均熱処理した鋼片の熱間圧延
に際しては、圧延速度、圧延圧下配分、圧延仕上温度お
よび巻取温度等の圧延条件は通常の範囲てあれは最終冷
延鋼板の材料特性にほとんど影響を及ほさない。
しかしすぐれた成形性を得るために熱延仕上温度は８０
０〜９００形Ｃの高温域の方が有利てある。しかしなが
ら、スラブ均熱温度を８００′Ｃ以上１０００′Ｃ未満
とすることにより、Ａ，３点以下の低温で熱延を仕上げ
てもすぐれた成形性が得られる。従つて高温て熱延する
ことによる圧延ロールの損傷、鋼板の酸化膜の増加等を
考慮すると、６００〜８００゜Ｃの低温熱延仕上が好ま
しい。また、熱延巻取温度は低温ほど酸洗性が向上して
酸洗コストが低減し、かつ良好な表面性状を確保し得る
が、成形特性上は高温ほど有利であるので４００〜７０
０℃の範囲が好ましい。 上記熱延鋼帯を酸洗した後の
冷間圧延に際しては、圧下率は特に限定しないが、深絞
り性を十分確保するために５０〜９５％の圧下率とする
ことが好ましい。
最終焼鈍法は、ベル炉による箱焼鈍もしくは急熱タイ
プの連続焼鈍法のいずれでもよく、焼鈍温度は６５０〜
８５０℃の温度範囲が好適である。
なお、）連続焼鈍の場合の均熱後の冷却速度および過時
効処理の有無などは本発明においては本質的な影響はな
い。 焼鈍を終了した冷延鋼板は形状の矯正等を目的と
して１．５％以下の圧下率によつてスキンバスと称され
ている調質圧延を付加することができる。
実施例 第２表示す如き本発明の要件を満足する組成の
鋼片を底吹転炉およびＲＨ脱ガス炉を使用して溶製し、
連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延により鋼片とした。
これらの供試鋼鋼片を第３表に示す如く８５０〜９７
０゜Ｃの温度範囲で均熱処理前の銅片温度は区々であり
２０〜８７０℃であつた。
この均熱処理した銅片を熱間圧延し、それぞれ２
熱延仕上温度６３０〜８９０℃、熱延巻取温度３２０〜
７００℃として板厚２．８〜３．２ＴｆｒＩｎの熱延板
を得た。
該熱延板を冷間圧延しすべて板厚０．８順の冷延板とし
、第３表に示す如く供試鋼ＦおよびＪはベル炉によつて
均熱温度７１０゜Ｃで箱焼鈍し、その他の供試鋼３
は均熱温度７６０〜８００℃にて連続焼鈍炉にて再結晶
焼鈍を施した。すべての焼鈍供試板は０．６％のスキン
バスを施し成品とした。
これら各成品の圧延方向、圧延方向と４５度方向および
９０度方向の平均特性は第４表に示すとおりである。
第４表の材料特性値より明らかな如く、引強強さは供試
材の組成により異なり供試ＧｕＢ，Ｇ，Ｋについては３
０ｋ９／ｉ以上を示し、その他は３０ｋ９／ｄ以下であ
るが、いずれも降状強度が低く、伸び率、７値、ｎ値が
共に高く、かつ時効指数（ＡＩ）が３ｋ９／ｉ以下とす
ぐれた張り出し成形性、深絞り成形性と同時に耐時効性
を有する冷延鋼板であることを示している。
上記実施例て示した鋼片は造塊後分塊圧延法によるもの
および連続鋳造法によつて製造された板厚１００〜２５
０？程度のものであるが、本発明はシートパーキャスタ
ーによつて溶鋼から直接製造された板厚２０〜６０ｗＬ
のシートパーにも適用可能であることは明らかである。
すなわち、該シートパーの熱間圧延に際しては８００゜
Ｃ以上１０００℃未満の温度範囲に均熱ないし保熱処理
を行えばよい。更に本発明による冷延鋼板はライン内焼
鈍方式による連続溶融亜鉛めつき鋼板などあらゆる種類
の表面処理鋼板の製造素材として有効に使用てきる。本
発明はＣ：０．００５％以下の超低炭素鋼に適量のＮｂ
，Ｃｒ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｂ，Ｗのいずれか１種または２種
以上を合計量で０．００２〜０．１５０％添加した鋼片
を熱間圧延するに際し８００℃以上１０００℃未満の温
度範囲で均熱処理するのみで、その後の熱延および冷延
条件ならびに焼鈍条件にほとんど拘束されることなく、
きわめてすぐれた張り出し成形性、深絞り成形性および
耐時効性を有する冷延鋼板を製造することができた。
本発明による均熱処理温度範囲は上記の如く、従来の常
識を破る低温域であるので、従来の如き莫大なエネルギ
ーの消費が大幅に節減されるばかりでなく、表面酸化量
の低減による歩留の向上、成品表面および内部性状の著
しい向上が可能となる副次的効果をも収めることができ
た。
【図面の簡単な説明】
第１図Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは本発明を得る基礎実験における
銅片の均熱温度の変化によるそれぞれ時効指数（ＡＩ）
、７値、伸び（Ｅ１）、降状強度（■５に及ぼす影響を
示す相関図てある。

Claims (1)

    【特許請求の範囲】
  1. １ 重量比にてＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．２０
    ％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．１５０
    ％以下を含有し更にＮｂ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｗの
    うちから選ばれた１種もしくは２種以上を合計で０．０
    ０２〜０．１５０％を含み残部がＦｅおよび不可避的不
    純物より成る鋼片を８００℃以上１０００℃未満の温度
    範囲で均熱処理した後熱間圧延し引続き冷間圧延および
    再結晶焼純することを特徴とするプレス成形性にすぐれ
    た冷延鋼板の製造方法。
JP57025567A 1982-02-19 1982-02-19 プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 Expired JPS6045689B2 (ja)

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