JPS6187819A - 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は成形性の優れた薄鋼板の製造方法に関するもの
である。

（従来技術） 現行の薄鋼板製造プロセスは、約２５０ｍｌ１１厚さの
鋼鋳片を鋳造し、熱間圧延により数ｍｍ程度の厚さまで
薄くした後、冷１１１ノ圧延、再結晶焼鈍を施すことか
ら成っている。甚大なる省エネルギー化による製造コス
トの著しい低減という観点からの、今後の革新的製造プ
ロセスを考えた場合、鋳造工程とそれに続く二回の圧延
工程を大幅に簡略化するか、もしくは、これら工程の一
部を省略することがそれに応えるとＥ゛えよう１本発明
は、従来の熱間圧延を省略したかかる革新的薄板製造プ
ロセスにて、プレス成形性の優れた薄鋼板を製造する方
法を開示するものである。

将来の薄板製造プロセスとして、従来の熱間圧延後に得
られていた厚さの薄肉鋼鋳片を鋳造し、熱間圧延を省略
して、鋼鋳片を直接冷１１ｊｌ圧延した後、再結晶焼鈍
するプロセス、あるいは、溶銅から圧延工程を全く経ず
に直接薄鋼板を鋳造するプロセスが既に報告されている
。かかる圧延工程を省略あるいは簡略化したプロセスの
場合に最も問題になるのは、鋳造組織が十分破壊されず
、鋳造組織の悪影皆が最終製品に持ち越され、プレス成
形に供される用途に対しては加工性、特に伸びが極めて
不足することである。かかる観点から、上記の圧延工程
を全く経ずに直接薄鋼板を鋳造するプロセスでは、良好
な加工性は得られない、従って、従来のプレス成形用鋼
板と同等の成形性を得るには、鋳造組織を破壊する意味
で少なくとも一回の圧延が必要である。この場合、深絞
り性を付与するためには、再結晶温度以下でｆＥ延して
圧延集合組織を発達させた後、ｐ）結晶焼鈍することか
有効となる。かかる観点に基づいて、上記の薄肉Ｓ口鋳
片を鋳造し、鋼鋳片を直接冷間圧延した後、再結晶焼鈍
するプロセスが開示されている（例えば、特開昭５９−
４３８２３号公報、鋳造後の９００〜７００℃における
鋼鋳片の平均冷却速度、圧延開始温度、圧延圧下車を制
御することによる方法を開示している）。

（発明の目的） 本発明者らは、実際にこれら従来技術を検討した結果、
その欠点およびその技術レベルの限界を見出した。そこ
で、薄肉鋼鋳片を冷間圧延、再結晶焼鈍して薄鋼板を製
造する際の材質支配要因について基礎研究を重ねた結果
、素材成分、凝固時の冷却速度、鋳片厚さ、冷間圧延率
の各々を複合して〃ｊ御することが重要であるとの新規
知見を見出し、これら知見に基づいて、かかる製造プロ
セスによってプレス成形性の優れた薄鋼板の製造技術を
確立した。

（発明の構成・作用） 本発明は、 （１）　Ｃ：　０．００７％　（ｍｆｆｉ＄以下同じ）
Ｓｉ　：　０．ＥＨ以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ　：　０．１０＄以下 Ｓ　：　０．１０Ｘ以下 ｓｏｌ、Ａｌ　；　０．０１〜０．０８”ＡＮ　：　０
．００８＄以下 および他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂトＴｉ
ヲ複合１．テ含有し、Ｔｉ１ｔ　　（４８／１４）　（
Ｎ　（Ｘ）−〇、００２駕）　＜　％）　で、かつＴｉ
（＄）　＜　〔４．００Ｃ（＄）◆（４８／１４）　Ｎ
（１）　）　ヲ満りｔｉ囲回内Ｎｂ１ｔＮｂ（＄）　＞
２、ＯＯＣｍ　テ、カッｏ、ｏｏ３Ｘ以上ｏ、ｏ２５％
未ｆａｒ　（７）　Ｋ　回内テア！Ｊ　、　カッ（Ｔｉ
（％）＋Ｎｂ（＄）　）　＜０．０４％　テｔｏ　６成
分の薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時に１５５０℃から
１３５０℃までの平均冷却速度を　１．０°Ｑ　／ｓｅ
ｃ以上とし、該鋳片の厚さを５０ｍｍ以下とし、再結晶
温度以下で圧下率を６０ｚ以上とする圧延を行った後、
再結晶焼鈍することを特徴とする成形性の優れた薄鋼板
の製造方法。

（２）　Ｍ造後の１３５０℃から９００℃までの平均冷
却速度を３°Ｑ／ｗｉｎ以上とすることを特徴とする上
記（１）項記載の成形性の優れた薄鋼板の製造方法であ
る。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明は、薄肉の鋼鋳片を熱間圧延を行わずに冷間圧延
、再結晶焼鈍して高加工性の薄鋼板を製造するためには
、■薄肉の鋼鋳片を鋳造する際に、凝固組織を微細化す
ること、（り凝固後の冷却時の粒成長を抑制することに
よる組織の微細化、（４＋凝固後の冷間圧延による鋳造
組織の破壊、のすべての条件を満足する必要があるとの
知見に基づくものである０本発明を構成する各々の限定
理由は上記■〜（ホ・のいずれかに基づくものであり、
これを実験結果に基づいて説明する。

以下Ｌ７）”ＪＳ験ハ、　Ｃ：　０．００１〜０．１０
％　、　Ｓｉ　：　０．０１〜０．１０％　、　Ｍｎ　
：　Ｏ，ＩＯ〜０．１５１　、　Ｐ　：　０．０１０〜
０．１５鬼、　Ｓ　：　０．０１〜０．２０％　、　Ａ
ｌ　：　０．００１〜Ｏ，ｌＯＯ＄、　Ｎ：　　５〜１
００ＰＰ　にＤ　　、　　Ｎｂ　　：　　０．００１　
〜０．０６０％　　、　　Ｔｉ　　二　〇、ＯＯ２〜０
．０５０＄ノＱ囲の成分の溶鋼を、１５５（１℃〜１３
５０℃ｌｆｌ　８　ヨヒ１３５０’ｏ　〜９００°（：
！　ＩＩ　〕−ｆ均冷Ｊ０速度、１４片厚さを種々変化
させて鋳造した後、圧延率２０〜９０％の冷間圧延を施
し、７７５℃で４０ｓｅｃの再結晶焼鈍、１ｚの調質圧
延を行ったものである。

（１）凝固組織の微細化および凝固後の粒成長の抑制 既に述へた如く１本発明の対象とするような圧延工程を
簡略化したプロセスでは、最終製品の材質におよぼす鋳
造組織の影響が極めて大きくなる。材質特性のなかでも
特に、「伸び」が最も劣る傾向が強い、これは先に述べ
た如く、鋳造組織が十分破壊されないために、割れの起
点となり易いことか根本的な理由である。この鋳造組織
の悪影響は、デンドライト（樹枝状晶）の間隔が大きい
場合はど著しいものになる。

■鋳造組織の微細化のためには、核発生度数を多くする
ことにより凝［ξ核を微細化することと。

凝固核の成長を抑制することが必要である。前者の観点
からは、凝固時の過冷度を大きくする意味で、凝１シ１
時の冷却速度を限定する必黄があり、後者についても冷
却速度の影響が大きい、木発明者らは、発明の第１の構
成条件として、ＰＩ造時に１５５０℃から＋３５０℃ま
での平均冷却速度をＬＯ℃／ｓｅｃ以ととすればよい（
他の条件が、すべて木ＷＪ発す１の特許請求の範囲の要
件を満たす場合）との知見を得た。さらに望ましくは、
５．０℃八へｃ以上であり、最も望ましくは、２０℃／
ｓｅｃである。これを実験データによって：５１図に示
す、該条件をｂ”足する場合にのみ良好な材′ｅｊ（ｒ
値、Ｅｌ）が得られているのは明らかである。上記１５
５０〜１３５０℃の冷却速度のうち高温部が凝固時の冷
却速度に相当し、低温部は凝固組織の成＆（δ相域での
成長）、およびδ相からγ相への変態に際してγ相の大
きさを支配する冷却速度である。

（９）溶鋼中の合金成分は、概して凝固温度区間を広げ
ることから、樹枝状晶が発達して好ましくなく、特に、
鋼中Ｃはかかる傾向が強い、更に、本発明の対象とする
製造プロセスで製造される≦着板は材質特性のうち特に
延性が劣る傾向が強いことから鋼中Ｃ（１ｔを低くして
延性を高める必要がある。

ところが、合金元素の低下は凝固後の著しい粒成長を招
き（特に冷却速度の小さい場合）、材質を劣化させる欠
点があり、ＣＭの減少はかかる傾向が極めて強いため、
上記の凝固温度区間の低減、延性の向上を狙って単にＣ
Ｍｔを下げることはできない。

本発明者らは、既述の、凝固時、δ相域、δ相からγ相
への変態時およびγ相高温域の冷却速度（前記１５５０
℃〜１３５０℃間の冷却速度）を限定することによる組
織の微細化と、ＴｉＮによる特にγ相中での粒成長の抑
制およびＮｂＣによるα相中での粒成長の抑制によって
、これらの問題点を解決できることを知見した。これを
実験データによって第２図に示す、即ち、Ｔｉ　、　Ｎ
ｂを添加しない場合には極低炭素成分では組織の粗大化
によりｒ値、Ｅｌが劣る。これに対しＴｉとＮｂを複合
して添加した場合は前記γ、α相の微細化により極低炭
素鋼成分とする効果が発揮され、Ｅｌ、ｒ値の良好な鋼
板が得られるのである。Ｔ１の添加苗はｒＩＮを微細に
析出させるためにＮ　量とのほぼ当量が望ましく、少な
くともＣ，Ｎの総駿に対する謁量未満でなければならな
い、Ｃ，Ｎを完全に析出させる１（％）　＞　〔４．０
０Ｇ　（駕）”（４８／１４）％）　）　）　テ＋ｔ、
ＴｉＮ　カ’高温から析出して粗大化しγ相の粗大化抑
制効果が小さくなる。また、　Ｎｂ単独ではＴｉＮによ
る上記γ相の微細化が得られず材質は劣る。更にこの場
合には、Ｎが冷却中のα相域あるいは圧延後の焼鈍時に
微細に析出するこ之による材質劣化もおこることになる
。

即ち本発明の第２の構成条件は成分にあり、（１）延性
を高めるとの観点から極低炭素鋼（Ｃ：０．０Ｏ？Ｘ以
下）とする、（２）γ相域での粒成長を抑えるためにＴ
ｉｌ添加しＴｉＮを析出させる、（３）α相域での粒成
長を抑えるためにＮｂを添加しＮｂＣを析出させるとの
技術思想である。第２図に示す如く、γ相域での組織微
細化の観点からは、上記ＴｉＮによる効果に加えて１３
５０℃から８００℃までの平均冷却速度を制限すること
が有効である。この場合、該温度域の平均冷却速度は３
°Ｑ／ｍｉｎ以上が必黄である。さらに望ましくはｌＯ
℃／ｗｉｎ以上である。Ｌ３＋　、ｉｋ、Ｍ片の厚さは
５０ｍｍ以ｒにする必要がある。第３図に示す如く鋳片
厚さが厚くなると、その厚さ方向中心部は冷却速度が小
さくなるために組織が粗大化して材質が劣化し、厚さ方
向の材質均一性か劣ることになる。従って鋳片の厚さは
５０ｍｌ１１以下が必要である。さらに望ましくは２０
ｍｍ以下であり、最も望ましくは、＋０１１Ｉｍ以下で
ある。

（２）冷間圧延による鋳造組織の破壊と圧延集合組織の
付与 本発明の対象とする如き製造プロセスで最も問題となる
のは既に述べているように、鋳造組織が十分破壊されず
、ｎ造組織の想影臂が最終製品に持ち越され、プレス成
形に供される用途に対しては加工性、特に伸びが極めて
不足することである。従来のプレス成形用鋼板と同等の
成形性を得るには、ＰＩ造組織を破壊する意味で少なく
とも一回の圧延が必要である。この場合、深絞り性を付
与するためには、再結晶温度以下でＦｆ：延して圧延集
合組織を発達させた後、再結晶焼鈍することが有効とな
る０本発明では凝固時およびその後の冷ムＪ時において
組織の微細化を図っていることから低い圧延率によって
ｊ４市組織の破壊、圧延集合組織の付与が可能である。

第４図は冷間（再結晶温度以下）圧延率と材質の関係を
示すものであり、８ｏｚ以上の圧延を行うことにより、
従来のプレス成形用銅板と同等の成形性をイｌすること
ができる。

最も望ｔＬ＜は７５Ｎ以上である。本発明においては、
圧延温度は再結晶温度以下であれば特に限定する必要は
ない。

次に成分元素の範囲について記す。

Ｃは、先に述べた如く延性を向丘させる観点からＱ、（
ｌＱ７＄以下とする。

Ｓｉは、高強度鋼板を製造する場合添加することがある
が、脆性を助長する元素であり、また化成処理性、亜鉛
めっき性を阻害する元素でもあり。

かかる観点から０．８ｚ以下にすべきである。軟鋼板を
製造する場合には０．１ｘ以下がよい。

Ｍｎも高強度化するに際して使用することができる。し
かしｒ値を劣化させる働きがあることと、合金鉄のコス
トが高いことがら１．０Ｘ以下にすべきである。軟鋼板
を製造する場合には０．３を以下がよい。

Ｐは最も強化能の大きな元素であり高強度化する場合添
加されるが、多量に含まれると粒界偏析量が多ぐなって
脆化、すなわち二次加工脆性をひきおこすので、上限は
ｏ、　ｔｏｘとする。軟鋼板を製造する場合には０．０
３Ｘ以下がよい。

ｓ　４Ｈの増力Ｈに伴い硫化物を形成する鋼中の合金元
素の必要量は増加する。従ってＳの上限は０．１（１２
とする。

Ａ１はＴｉ　、　Ｎｂ添加前の溶用脱酸剤として加える
が、Ｔｉ、Ｎｂの歩留をよくするためには０．０１％以
上の添加が必要であり、加え過ぎはコストアップになる
ことから上限をｏ、ｏｅ’ｉ、　、ｌ！ｌ−する。

Ｎは、　ＴｉＮとしてＴｉに大部分は固定されるがＮ含
有量が多いとＴｌ量も多く必要になり、この場合、Ｔｉ
Ｎは高温から析出して粗大化し、γ相の微細化効果が小
さくなる。従って、上限をｏ、ｏｏａｘとする。該効果
を発揮せしめるためのＴｉＮ？ｄを（するには１０ｐｐ
ｍ以上のＮ量が望ましい。

ＴｉはＴｉＮを形成してγ相を倣Ｍ＋＋化する効果と、
鋼中ＮがＡＩＮとして析出することによる悪影響を排除
する役割を果たす、かかる効果を発揮するには（４８／
１４）　（Ｎ（ｇ）　−０，００２Ｎ、ｌ　＜％）　テ
、カッＴＩ（Ｘ）　＜　〔４．ｏｏｃ（＄）＋（４ａ／
１４）Ｎ（Ｘ）　）　ｌ！２だｔ範＆ＴＪ内に添加する
ことが必要である。

ＮｂはＣの一部をＮｂＣとして析出させることによりα
相を微細化する効果、および実質的にＣによる時効性を
無くす役割を果たす、かかる効果を発揮すルニはＮｂ（
＄）　＞２．００Ｇ（＄）　”’Ｃ’、カｒｏ、ｏｏｒ
ｏ以上０．０２５χ未満の範囲内とすることが必要であ
る。

０．０２５％以上では再結晶温度が高くなってしまう。

さらに塗装下地処理として行われるリン酸１ｉ！処理（
ボンデ処理）性を良好なものにするために（％）＋Ｎｂ
（Ｘ）　）　＜　０．０４Ｎとすることが必要である。

次に製造条件について記す、　Ｕｔ造条件についてはす
でに述べた。鋳造後、圧延を行うまでの間に脱スケール
処理を行うことは同等本発明の主旨に反するものではな
く１機械的処理２化学的処理を始めとしていかなる方法
を適用することも可能である。圧延条件についてはすで
に記した。圧延温度によっては圧延後にスケールが厚く
成長することがあるが、この場合にも脱スケール処理を
行うことは可能である。焼鈍条件については１次のよう
である。まず、焼鈍方法は冷間圧延された鋼板の焼鈍方
法としであるいかなる方法を適用することも可能であり
１例えば、箱型焼鈍方法および連続型亜鉛めっきライン
、その他のめっきを行う連続焼鈍型ラインを含む連続焼
鈍方法等である。焼鈍温度については再結晶温度以上で
あれば特に駆足する必要はない、焼鈍後に調質圧延を施
すことは同等本発明の主旨に反するも、のではなく、必
要に応じて実施してよい。

（実施例） 第１表に示す化学成分を有する薄肉ＭＭ片を。

表に示す種々の鋳造条件にてＰｉ造し、かかる後。

表記の冷間圧延、焼鈍を行って得た薄鋼板を引張試験に
供した。その機械的性質を第２表に示す。

本発明例である供試％ｌＮｏ、１〜８はいずれも良好な
材質特性を示し、本発明の対象とする如き製造プロセス
においても、従来の「鋳造−熱間圧延一冷間圧延一焼鈍
」のプロセスで得られていたのとほぼ同等の材質が得ら
れ、プレス成形に供される鋼板として十分な加工性を有
することが実証された。これに対し、比１咬鋼Ｎ０１８
は鋳造後の１５５０〜１３５０℃の冷却速度が小さく、
Ｎｏ、１０は鋳片厚さが厚く、Ｎｏ、１１は冷間圧延率
が小さいために、既述の理由により良好な材質（特にＥ
ｌ、ｒ値）が得られない、また、供試ｆｉＮｏ、＋２〜
１Ｂはいずれも本発明の成分範囲と異なり、同様に材質
は極めて低いものである。

（発明の効果） 本発明によれば熱間圧延工程を省略して成形性の＋ａれ
た薄鋼板を製造することができ、省エネルキー、製造コ
ストａの著しい低減ができ、その効果は極めて大きいも
のである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本）Ａ明の平均冷却速度と材質との関係を示す
図、第２図は成分と材質の関係を示す図、第３図は訪片
の厚さと材質の関係を示す図、第４図は冷間圧延率と材
質の関係を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００７％（重量％以下同じ）Ｓｉ：０．
   ８％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ：０．１０％以下 Ｓ：０．１０％以下 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％ Ｎ：０．００８％以下 および他の不可避的不純物からなり、さらにＮｂとＴｉ
   を複合して含有し、Ｔｉは（４８／１４）〔Ｎ（％）−
   ０．００２％〕＜Ｔｉ（％）で、かつＴｉ（％）＜〔４
   ．００Ｃ（％）＋（４８／１４）Ｎ（％）〕を満たす範
   囲内、ＮｂはＮｂ（％）＞２．００Ｃ（％）で、かつ０
   ．００３％以上０．０２５％未満の範囲内であり、かつ
   〔Ｔｉ（％）＋Ｎｂ（％）〕＜０．０４％である成分の
   薄肉鋼鋳片を連続鋳造し、鋳造時に１５５０℃から１３
   ５０℃までの平均冷却速度を１．０℃／ｓｅｃ以上とし
   、該鋳片の厚さを５０ｍｍ以下とし、再結晶温度以下で
   圧下率を６０％以上とする圧延を行った後、再結晶焼鈍
   することを特徴とする成形性の優れた薄鋼板の製造方法
   。
2. （２）鋳造後の１３５０℃から９００℃までの平均冷却
   速度を３℃／ｍｉｎ以上とすることを特徴とする特許請
   求の範囲第１項記載の成形性の優れた薄鋼板の製造方法
   。