JPH02149624A - 成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法 - 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、高強度でかつプレス成形性にすぐれた高強度
冷延鋼板の製造法に関する。

本発明により製造される冷延鋼板は適宜表面処理やプレ
ス加工をした後、例えば自動車、家電製品、ｆｊＡ構造
物などに使用されるのであり、特にそれらに要求される
造形性と強度を同時に付与することが可能である。その
結果、それらの製品の薄肉化すなわち軽量化が達成でき
る。

（従来の技術） 製鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素としてからＴ
ｉを添加した極低炭素Ｔｉ添加鋼をベースにＳｉｂ　Ｍ
ｎｓ　Ｃ’やＰを添加して強度を上げた高張力冷延鋼板
については多くの提案がすでにある。

たとえば、特公昭５７−５７９４５号においては上記極
低炭素Ｔｉ添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼板が開示
されている。この場合においてはＭｎは０．９０％未満
しか含まれていないこともあり、得られるｒ値は１．６
〜１．９が限界になっている。また、Ｎ。

Ｓ含有量について、さらには２次加工脆性について何ら
言及していない。

また特公昭５８−２９１２９号においては上記極低炭素
Ｔｉ添加鋼に多量のＭｎを単独添加した例が開示されて
いるが、この場合も強度の割りには高いｒ値が得られ難
く、その結果、連続焼鈍後の冷却を水焼き入れにする必
要がＢＥしており、実用性がとぼしいものとなっている
。

その他、上記極低炭素Ｔｉ添加鋼にＳｉを添加するもの
や、Ｃ「を添加するものなどが開示されているが実用的
には鋼板表面の酸化が問題となりなかなか実用化されて
いないのが実情である。

一方、このような極低炭素Ｔｉ添加鋼に合金元素を添加
していくと２次加工脆性が生じやすくなることは良く知
られており、そのために一般にはＢを複合添加し２次加
工脆性を防止する手段がとられている。しかし、多量の
Ｂの添加はスラブの割れの原因になったり、またそのよ
うな多量のＢの添加を確実に行うには困難があり、操業
上の不安定性をもたらすことがあるなど、２次加工脆性
の防止の決定的手段とはなっていない。

（発明が解決しようとする問題点） 以上のことから、本発明者らにおいてはもちろ、ｌ−’
＋　、Ｅ　ｕニｈ　（ｔ’　テも、引張強サカ３８　ｋ
ｇｆ／＋ｕ＋２以上、降伏応力は（引張強さ−１２ｋｇ
ｆ／ｍｓ”）以下、ｒ値１．８以上でかつ２次加工脆性
の生じにくい冷延鋼４反およびそれを通常の連ＶＥ焼Ｓ
屯でかつ（氏コストの合金添加で製造する方法が長年に
わたって研究され、希求されてきた。

したがって、本発明の目的とするところは、引張強さが
３８　ｋｇｆ／ｍｓ＋”以上、降伏応力が（引張強さ１
２　ｋｇｆ／ａｍ”）以下、ｒ値１．８以上かつ２次加
工脆性の生じにくい成形性にすぐれた高張力冷延鋼板の
製造法を提供することである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、かかる目的達成のため、前述の極低炭素
Ｔ＋添加鋼に着目して鋭意研究を続けてきた。

ここに、本発明者らにより見い出された知見は、極低炭
素Ｔｉ添加鋼をベースに適債のＭｎとＰを共存させると
、冷間圧延、焼鈍後の引張強さが上昇するだけでなく同
時にｒ値が著しく向上し、さらに少量の固溶Ｃが残存す
ることである。このような固溶Ｃの残存によって２次加
工脆性が効果的に防止される。

これは？！、Ｍｎ５Ｐ、　ＳとＣの間の相互作用に起因
するもので、例えば、ＭｎとＰが共存していない鋼にお
いてはＴｉＣとＭｎＳがそれぞれ安定な析出物として形
成されているため、ＴＩ≧４　（Ｃ＋　１２／１４Ｎ）
のＴｉが添加されていれば固溶Ｃは残存しないが、多量
のＭｎとＰが共存しているとＴｉＣの一部が分解され、
鋼中にはＦｅＴｉＰ、　ＭＩＩＳ、　ｉｔｓ、　ＭｎＰ
などの析出物が形成され、固溶状態のＣが存在すること
になるためと思われる゛、このような状態で再結晶焼鈍
させるとこのｉＨｔの固溶Ｃのためｒ値に好ましい再結
晶集合組織が発達し、ｒ値が著しく向上する上にそのよ
うな固溶Ｃは焼鈍後の鋼板中にも残存し、結晶粒界を強
化し２次加工脆性を防止するとともに、少量の焼付硬化
性を発揮することも可能となる。

本発明者らはそれらの知見に基づき、特開昭６３−１９
０１４１号に開示する冷延鋼板およびその製造法を出願
したが、さらに研究を重ねた結果、Ｎｂの複合添加を行
いかつ再結晶焼鈍の際の加熱速度を特定範囲内に限定す
るとＴｉ１ｉｌの低減が可能となり、それだけのコスト
低下、表面処理法の改善がなされることが判明し、本発
明に至った。

なお、Ｎｂ添加の効果のメカニズムは不明であるが、Ｎ
ｂはＣやＮと結合し、上記ＦｅＴｉ　Ｐ　、　Ｔｉ　Ｓ
の形成を助け、このような化合物の析出と再結晶のスピ
ードが競争するように再結晶焼鈍時の加熱速度が！Ｉ！
整されていると高いｒ値を示す再結晶集合組織が焼鈍の
加熱時に発達するものと思われる。

さらに、上記の知見をベースに安価な強化元素であるＳ
ｉを適量添加したところ上記の効果は失われず容易に高
強度が得られる上、ＭｎｌとＰｇが適当な範囲にある綱
ではＳｉによる酸化の問題が軽減され冷延鋼板や亜鉛め
っき鋼板の製造に有利なことも同時に見い出した。

ここに、本発明の要旨とするところは 重量％で、 Ｃ：　ｏ、ｏｏｏｓ〜０．０１２％、Ｎ：０．０００５
〜０．００８％、ｓｏｌ、ＡＱ：　０．０８％以下、　
Ｓ：　０．０１０％以下、Ｔｉ：　０．００５〜０．０
４％、　Ｎｂ：　０．００３〜０．０３％、を含み、 さらにＭｎ：　０．９０６Ａ超、３．０％以下およびＰ
：０．０５〜０．１５％を複合添加し、 ならびに所望によりさらにＢ　：Ｏ，０ＯＯ１〜０．０
００５％およびＭｏ：０．０３〜０．２５％の１種また
は２種を添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
そして５００℃から７００℃までの平均加熱速度をｌＯ
〜１００℃／Ｓにて再結晶焼鈍をすることを特徴とする
成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法である。

本発明の好適態様にあっては、さらにＳｉ：　０．０２
〜０．６０％を添加してもよい。

（作用） ここに、本発明において鋼組成および製造条件を上述の
ように限定する理由についてさらに説明する。なお、本
明細四において「％」はとくにことわりがない限り、「
重■％」である。

Ｃ： Ｃは鋼中に必然的に含有される。前述の粒界強化に必要
なＣは０．０００３％程度であるが、Ｃを低下させるの
はコストアップにつながることから、下限を０．０００
５％にした。Ｃが多くなると強化には寄与するが必要と
されるＴｉ１ｉｌが増してコストアップになる。したが
って、本発明にあってＣの上限を０．０１２％とした。

Ｎ： Ｎは少ない方が望ましい、しかし、その低減にはコスト
がかかるため、下限をｏ、ｏｏｏｓ％とじた。一方、余
り多いと多量のＴｉやＮｂ添加が必要なことから上限を
０．００８％とした。

ｓｏｌ、△Ｑ： 脱酸調整に添加される。必ずしも添加しなくてもよいが
その時はＴｉやＮｂの添加歩留が低下する。ＳＯｌ、Ａ
Ｑが多いとコストアンプになるので上限を０．０８％と
した。

Ｓ： 本発明においては特に低下するのが望ましい。

ｓｌが０．０１０％を超えるとＭｎＳが形成され、これ
が加工性を劣化させる上に前述のＭｎＰが形成されにく
くなる。

Ｔｌ： Ｔｉは低降伏応力と高いｒ値を得るために添加される。

その添加量は０．００５％未満では固溶炭素や固溶Ｎが
多くなり降伏応力が高く、かつ低いｒ値しか得られない
。

一方、０．０４％超添加してもその効果が飽和するだけ
でコストアンプになりかつ鋼板の表面処理性を劣化させ
る。

Ｎｂ： ＮｂもＴＩと同様の作用がある。特に上記の様にＴｉ％
を限定した場合、ＮｂはＴｉと相互作用をもち、Ｔｉの
作用を効果的に発揮させる。

このためには０．００３〜０．０３％の添加が有効であ
る。０．００３％未満では降伏応力が高くなりかつｒ値
も低下する。　０．０３０％超では再結晶温度が高くな
り延性が低下してしまう。

Ｍｎ： これは、ＭｎＳ、ＭｎＰを形成させるめに必要である。

　０．９０％以下ではその形成が不十分で、高いｒ値と
粒界強化が得られない、一方、３．０％を超えるとＭｎ
Ｐが形成され過ぎ、却ってｒ値が低下する。したがって
、０．９０％超、３．０％以下に限定した。好ましくは
、１．２〜２．０％である。

ＰもＭｎ　Ｐ　、　ＦｅＴｉ　Ｐを形成させるために必
要である。特にＴｉＣよりＴｉをｈ１１提しＣを固溶さ
せる作用がある。　Ｏ，ＯＳ％未満ではそのような効果
が不足で高いｒ値と粒界強化が達成できない。

方、０６１５％を超えると鋼中でのＰ偏析が多くなり、
スラブの割れなどが生じやすくなる。したがって、０．
０５〜０．１５％に限定した。

Ｓｉ： Ｓｉは所望により添加され、本発明において規定する上
述のようなＭｎｌとＰｆｆｉとの範囲内にあっては、Ｓ
ｉは０．０２〜０．６０％添加すれば十分であって、酸
化の問題は起こらない。

Ｂ： Ｂは粒界に偏析し粒界を強化する作用を有する０本発明
においてはＣが粒界に偏析し粒界を強化し、２次加工脆
性を防止することを特徴としているが、必要に応じ少量
のＢを複合添加しても本発明の効果を減することはなく
、粒界の強化を確実にするため必要に応じ添加してもよ
い、この場合Ｂの添加量は、０．０００１％未満では意
味がなく、またｏ、ｏｏｏｓ％超では添加コストの上昇
やスラブ割れの原因となるため、０．０００１〜０．０
００５％とした。本発明では、従来の場合と比較してこ
のように少量のＢでよいことが一つの特徴である。

ＭＯ： ？ＩＯも粒界を強化させる作用を有する。さらに粒界を
強化し、２次加工脆性を確実に防止したい場合、必要に
応じて添加される。この添加量は０．０３％以上必要で
ある。ただし−〇は高価なのでその効果が飽和する０、
２５％を上限とした。

この他に必要強度に応じ六「などを適量（１％以下）添
加してもよい。

次に、製造法における条件限定の理由について述べる。

熱間圧延、冷間圧延、焼鈍： 熱間圧延は特に制限なく、慣用のそれを行えばよい０例
えば７００℃以上で９５０℃以下で５０％以上の加工を
行う。

本発明にあって、熱間圧延−冷間圧延−焼鈍が行われる
が、熱間圧延終了後の巻取温度は通常のように７００℃
〜常温でよい、冷間圧延も同様である。

しかしながら、再結晶焼鈍の加熱速度は限定されなけれ
ばならない。

すなわち、その加熱の５００〜７００℃までの平均加熱
速度を１０〜ｂ 通常の連続焼鈍では加熱速度は２〜ｂ るのでそれより速くする必要がある。実際にはラジアン
トチューブの能力を増すとか直火加熱をするとかが採用
される。

上記限定の意味は冷間圧延組織が再結晶する時の加熱速
度、実際には再結晶のスピードを制御し再結晶時にＦｅ
Ｔｉ　Ｐなどの析出物を作用させることがｒ値に好まし
い再結晶集合ｍｍを得るために必要との知見によってい
る。

再結晶の開始温度は一般に約５６０℃、完了は約７００
℃である。したがって再結晶が開始するより前の段階か
ら完了までの温度範囲での加熱速度が制御される。

１０℃／Ｓ未満では再結晶のスピードが遅すぎ裔いｒ値
が得られない、１００℃／Ｓ超では再結晶のスピードが
速すぎ集合ｍｒａのｕＪＴａＩがなされる余裕がなくや
はり高いｒ値が得られない、好ましくは２０〜ｂ なお、焼鈍は連続焼鈍が望ましい、その場合の最高焼鈍
温度は７００〜９２０℃が好ましい、連続溶融亜鉛めっ
きラインで連続焼鈍する場合も同様である。この後適当
量の調質圧延を行っ、て製造される。

次に、実施例によって本発明を詳述する。

実施例１ 第１表 第１表に示す組成をベースにし、これにＴｉとＮｂ添加
量が変動した鋼を溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、
仕上温度９００℃、巻取温度５００℃の条件下での熱間
圧延により３．２１厚のＩ仮に仕上げた。

酸洗後、これらを０　、８ｍｍ厚まで圧下率７５％で冷
間圧延し、次いで５００〜７００℃間の平均加熱速度２
０℃／ｓｅｃ、均熱８５０℃×４０秒、冷却速度２０℃
／ｓｅｃの連続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。加熱は
直火加熱で行った。

このようにし得た再結晶焼鈍材よりＪＩＳ　Ｓ号試験片
を採取し、引張試験を行い「値（３方向平均値）を測定
した。

結果を第１図および第２図にまとめて示す。

第１図は、Ｔｉ％、Ｎｂ％とｒ値との関係を示すグラフ
で本発明の範囲では高いｒ値が得られることがわかる。

本発明による降伏応力、ｒ値および引張強さの各データ
点を、従来製造されていた高張力冷延鋼板のｒ値、降伏
応力および引張強さの関係図上に示すと第２図のように
なり、本発明によれば同一強度レベルの従来の鋼板にく
らべｒ値が高く降伏応力が低くプレス成形性が良好な鋼
板が得られることがわかる。

実施例２ 第２表に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブとなした後
１１００℃にて１時間加熱後直ちに熱間圧延を開始し、
仕上温度８８０°Ｃにて３．２１厚の熱延鋼板に仕上げ
た。酸洗後、これらを０　、８ｍｍ厚まで冷間圧延し、
次いで、５００〜７００℃間の平均加熱速度０．１〜２
５０℃／ｓｅｃ、均熱８２０℃Ｘ６０秒、冷却速度４０
℃／ｓｅｃの連続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。

その後、伸び率０．３％の調質圧延を行いそれよりＪＩ
Ｓ　Ｓ号引張試験片を採取し引張試験を行った。

ここで時効指数は８％の予歪を加えた後、１００℃、１
　ｈｒの時効処理をし、次いで再引張を行いこの時の降
伏応力の上昇量から求めた。鋼板中に固溶炭素量が多い
とこの時効指数が高い値を示すことがわかっている。

この他に調質圧延をしたｗＪ板より直径６６ｓ＋ｍのブ
ランクを打抜き次いで直径３３ｆｆｉ１１のポンチでカ
ップ状に深絞りを行い、これに対し種々の温度で薄型テ
ストを行い何度で脆性破壊をするかを調べた。

これが２次加工脆性テストの方法である。

第２表にはこれらの結果もまとめて示されている。

本発明による鋼板は引張強さが３８　ｋｇｆ／ａｒｍ”
以上でかつ降伏応力が（引張強さ−１２ｋｇｒ／ｍ＋”
）以下であり、また強度の割りに伸びがよ＜、ｒ値も１
．８以上、多くは２．０以上で非常に高いことがわかる
。

これに対し、比較鋼１．２．６は加熱速度が不適切なた
めｒ値が低くそして比較１１５はＴｉの添加量が不足の
ため降伏応力が高くｒ値が低かった。

比較鋼１６はＭｎが不足しているためｒ値が低い。

比較例１７はＰが少ないためｒ値が低い。

また、２次加工脆性については本発明例ではいずれも一
４０℃以下であり実用上問題ないが、特に比較鋼１日は
Ｎｂ含を量が多すぎるために、前述の如き理由により、
延性が低下し、２次加工脆性遷移点度が一１０℃となっ
て本発明の目的を達し得ない。

（発明の効果） このように、本発明によれば、成形性にすぐれた高張力
鋼が低コストの製造法によって得られるのであり、コス
トの低減そして製造ラインの面素化が強く求められてい
る今日的状況からはその効果は著しいものと云わざるを
得ない。

特に、本発明により製造される鋼板は自動車のフレーム
、その他主要構造部材メンバー類に使用した場合、車体
重量の軽減に大きく寄与するものであり、その産業上の
意義、利益は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｎｂ％、Ｔｉ％とｒ値および引張強さとの関
係を示すグラフ：および 第２図は、本発明にかかる鋼板の降伏応力、ｒ値および
引張強さの各データ点を、従来製造されていた高張力冷
延鋼板のｒ値、降伏応力および引張強さの関係図上に示
すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０１２％、Ｎ：０．０００５〜
   ０．００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ：０
   ．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ
   ：０．００３〜０．０３％、Ｍｎ０．９０％超、３．０
   ％以下、 Ｐ：０．０５〜０．１５％、および 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
   そして５００℃から７００℃までの平均加熱速度を１０
   〜１００℃／Ｓとして再結晶焼鈍をすることを特徴とす
   る成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０００５〜０．０１２％、Ｎ：０．０００５〜
   ０．００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ：０
   ．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ
   ：０．００３〜０．０３％、Ｍｎ：０．９０％超、３．
   ０％以下、 Ｐ：０．０５〜０．１５％、および Ｂ：０．０００１〜０．０００５％およびＭｏ：０．０
   ３〜０．２５％の１種または２種、ならびに 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
   そして５００℃から７００℃までの平均加熱速度を１０
   〜１００℃／Ｓとして再結晶焼鈍をすることを特徴とす
   る成形性の良好な高張力冷延鋼板の製造法。
3. （３）前記鋼がさらにＳｉ：０．０２〜０．６０％を含
   有する請求項１または２記載の成形性の良好な高張力冷
   延鋼板の製造法。