JPH02173247A - 耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板およびその製造方法ならびにそのろう付け方法 - 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） この発明は、深絞り等の加工後にろう付けが施されたり
、あるいは加工後に溶融Ｚｎめっきが施されるなど、加
工後の鋼板が液体金属と接触するような用途に用いて好
適な耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板およびそ
の製造方法ならびにそのろう付け方法に関するものであ
る。

（従来の技術） プレス加工用鋼板は従来、低炭素〔Ｃ：０．０１〜０゜
０５ｗ　ｔχ；以下単に％で示す）　Ａｌキルド鋼を素
材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、最近で
は表面性状、形状および生産性の点から、Ｃ＜０．０１
％の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法によって製造さ
れるのが主流となり、材質の点においても箱焼鈍法によ
る場合をしのいでいる。

極低Ｃ鋼では鋼中の侵入型固溶元素Ｃ，Ｎを固定し、耐
時効性や延性などを改善するために、Ｔｉ。

ＮｂあるいはＶ、　Ｚｒ、　Ｔａなどの炭窒化物形成元
素が添加される。現在、最も広く用いられているものは
、ＴｉおよびＮｂであり、とくに両者の複合添加は単独
添加に比べて多くの利点を有している（例えば特公昭５
８４０７４１４号公報）。

ところで最近、上記のような加工用鋼板につき、防錆性
、耐食性の観点からプレス成形後に溶融Ｚｎめっきが施
される用途が出現した。またかかる鋼板は、絞り成型後
の組立て工程で、気密性、寸法精度の確保の観点から、
いわゆるろう付けが行われることも多い。

このような用途で上述の極低炭素鋼を使用した場合、従
来の低炭素を用いた場合には見られなかった、脆化現象
が生じ、しかもこの脆化度は加工度に依存するため、加
工度を低く抑制する必要が生じるだけでなく、脆化が生
じにくい高価な銀ろうを用いたり、歪除去焼鈍を行わな
ければならず、大きな問題となっていた。上記の脆化現
象はいわゆる液体金属脆性に属するものであり、強度の
加工による大きなミクロの残留応力が誘因の一つである
。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、極低炭素鋼の優れた特性を活かしたままで
、極低炭素鋼に特有な現象である加工後の溶融金属脆性
（ろう脆性、溶融Ｚｎ脆性）を解消し、より広範な用途
に使用できる加工用冷延鋼板を、その有利な製造方法お
よびその有利なろう付け方法と共に提案することを目的
とする。

なおこの発明で問題とした溶融金属脆性は、加工用鋼板
の分野においては、極低炭素鋼ではじめて取り上げられ
た問題である。

すなわち従来の低炭素Ａ１キルド鋼は、絞り比が２．３
０を太き（上回るような超深絞りの用途に用いられたこ
とはなく、かような超深絞りの用の極低炭素鋼が開発さ
れ、かかる用途に用いられてはじめて問題とされた事項
である。

ここに極低炭素鋼においてとくに上記の脆化現象が生じ
る原因は、まだ明確に解明されたわけではないが、その
割れ形態およびろうの侵入形態から判断すると、それら
がいずれもフェライト粒界に沿って起っていることから
、フェライト粒界の性質が従来の低炭素鋼とは異なるた
め、より具体的には粒界に偏析している固溶Ｃなどが極
度に減少したためと考えられる。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、上述した実情に鑑み、まず上記の溶融
脆性現象について調査し、さらにそれを再現するシミュ
レーション試験行って、溶融金属脆性の軽減策について
検討した。

その際、他の諸特性（引張り特性、加工性）の劣化防止
を配慮したのは勿論であり、とくに絞り比にして２．３
０を上回るような加工を行った場合の脆化現象について
綿密な検討を行った。

その結果、脆化現象は同材料を熱間のクリープを行いな
がら試験片に液体金属を接触させる際の割れ発生の有無
、あるいは破断の臨界応力で判定できることが判明した
。そこで種々の条件の下で熱間クリープ試験を液体金属
中で行い、鋼組成や鋼の組織が脆化の度合いに及ぼす影
響について調査した。その結果、かかる脆化現象は合金
組成に依存することを突止め、従って合金組成の適正化
により、実際の絞り成型部品についても脆化現象を回避
できることの知見を得たのである。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、 Ｃ：　０．００５０％以下、 Ｓｉ　：　１．０％以下、 Ｍｎ　：　１．２％以下、 Ｔｉ　：　０．０１０〜０．１００％、Ａｌ　：　０．
００５〜０．１００％、Ｐ　　：　０．１００％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ　　：　０．００５０％以下および Ｂ　　：　０．０００５〜０．００４０％を含み、とき
にはさらに Ｎｂ　：　０．００５〜０．０２５％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板である。

またこの発明は、 Ｃ：　０．００５０％以下、 Ｓｉ　：　１．０％以下、 Ｍｎ　：　１．２％以下、 Ｔｉ　　：　　０．０１０〜０．１００　　％、Ａｌ　
　：　　０．００５〜０．１００　　％、Ｐ：０．１０
０％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ　　：　０．００５０％以下および Ｂ　　：　０．０００５〜０．００４０％を含み、とき
にはさらに Ｎｂ　：　０．００５〜０．０２５％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
鋼片を、熱間圧延し、仕上げ熱延終了から１秒以内に冷
却を開始して、巻取りに至るまで１０℃／Ｓ以上の平均
冷却速度で冷却したのち、７００　’Ｃ以下の温度で巻
取り、ついで圧下率：６０％以上の冷間圧延を施したの
ち、７００℃％ＡＣ，点の温度域で焼鈍を行うことを特
徴とする、耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板の
製造方法である。

さらにこの発明は、上掲の鋼板をろう付けするに際し、
ろう付け温度Ｔが鋼板の成分組成に応じて定まる下記（
１）式を満足する条件下に行うことからなる耐溶融金属
脆性に優れた良加工性冷延鋼板のろう付け方法である。

記 Ｔ（’Ｃ）　　≦２２００［Ｃ％］＋２１６７　（Ｐ％
）　　＋６１１７〔Ａｌ％）　　＋１７２２０　　（Ｔ
ｉ％）　　＋２１８３３［Ｎｂ％）　　＋　　１２２５
００　　〔Ｂ％］　　　・・・（１）（作　用） まずこの発明鋼において成分組成を上記の範囲に限定し
た理由について述べる。

ｃ　：　ｏ、ｏｏｓｏ％以下 加工用綱板として重要な伸び（Ｅｌおよびランクフォー
ド値（「）を向上させるためには、Ｃは少ないほど有利
である。従ってこの発明では、Ｃ含有量につき０．００
５０％以下より望ましくは０．００３５％以下に定めた
。なおｃｌが増加すると、これを炭化物として固定し、
固溶Ｃ量を時効性等に無害な程度まで減少させるために
、より多くのＴｉ、　Ｎｂが必要となり、溶製コストの
上昇、作業の煩雑化、連続焼鈍温度の上昇などを招く不
利もある。

Ｓｉ　：　１，０％以下 Ｓｉは、延性を大幅に低減することなしに引張強度を高
めることができるので、深絞り用高強度鋼板の製造にあ
たっては好ましい添加元素である。

しかしながら、過度の添加は表面性状を劣化させるだけ
でなく、圧延等の製造工程を困難化するので、その上限
は１．０％とした。

門ｎ　：　１．２％以下 ＭｎもＳｉと同様な有用元素であるが、過度の添加はや
はり表面性状の劣化を招くので、」二限は１．２％とし
た。

Ｔｉ：　０．０１０〜０．１００％ Ｔｉは、ＣをＴｉＣの形で固定無害化し、Ｅｌ！、　　
ｒ値を向上させる有用元素であり、鋼板の製造工程で析
出物を理想的な大きさまで粗大化させるためには少なく
とも０．０１０％を必要とする。

しかしながら、０．１００％を超えて多量に添加した場
合は、固溶Ｔｉ量が顕著に増加する結果、再結晶温度が
上昇し、連続焼鈍温度を高くしなければならない不利が
生じるだけでなく、スラブ鋳造段階でノズル詰りか生し
易くなるなどの弊害も生じる。従ってこの発明ではＴｉ
含有看は０．０’ＩＯ−０，１００％の範囲に限定した
。

八Ｉ　　：　　０．００５〜０．１００　　％ＡＩは、
溶鋼中の０を固定し、鋼の清浄度を高める有用元素であ
るが、添加量が０．００５％に満たないとその添加効果
に乏しく、一方０．１００％を超える多量添加はコスト
アップのみならずむしろ材質の劣化を招（ので、０．０
０５〜０．１００％の範囲で添加するものとした。

Ｓ　：　０．０１５％以下 Ｓは加工性の面からは低減することが望ましい。

またＳはＴｉと結合し、Ｃの固定に有効なＴｉを低減さ
せるので、上限を０．０１５％とした。

Ｎ　：　０．００５０％以下 Ｎは、Ｓと同様にＴｉ、　Ｎｂ、ＡＩ　で固定されるが
、析出物の存在はそれ自体が延性に有害であるばかりで
なく、Ｎ量に見合ったＴｉｌを添加しなければならない
のでコストの上昇につながる。従ってＮの混入は極力抑
制することが好ましいが、０．００５０％以下で許容さ
れる。

Ｐ　：　　０．１００％以下 Ｐは、Ｔ値を低下させることな（、また延性を大きく低
下させることなく鋼を強化できる有用元素であり、高張
力鋼板の製造の際は望ましい元素であるが、ｏ、ｔｏｏ
％を超えて添加した場合には耐２次加工脆性が著しく劣
化するので、０．１００％以下に限定した。

Ｂ　：　０．０００５〜０．００４０％Ｂは、少量の添
加で耐２次加工脆性の改善に大きく寄与するだけでなく
、ろう脆性および溶融Ｚｎめっき脆性などの溶融金属脆
性の改善にも有効に寄与する。ここに上記の効果が顕著
となるのは５ｐｐｍ以上の添加からであり、また４０ｐ
ｐｍを超えて添加しても効果は飽和に達するので、０．
０００５〜０．００４０％の範囲で添加するものとした
。

Ｎｂ　：　０．００５〜０．０２５％ Ｔｉに加えてＮｂを０．００５％以上加えることで、主
として熱延母板の組織が整粒微細化され、冷延鋼板の段
階では、面内異方性の小さい鋼板とすることができる。

またＮｂの添加は溶融金属脆性にも有効である。しかし
ながら０．００２５％を超える添加は伸び値の低下およ
び再結晶温度の上昇を招くので、０．００５〜０．０２
５％の範囲で添加するものとした。

次に製造法について説明すると、以下の項目について制
御を行う必要がある。

■）仕上げ圧延終了から水冷開始までの時間１秒以内 この発明法で用いる極低炭素網は、高温における粒成長
性が極めて良いため、熱間圧延終了後の水冷開始が、圧
延終了後から１秒を超えて遅れると、極めて不均一な粒
成長が進む結果、熱延母板のフェライト粒径が不均一と
なり、冷延鋼板のｒ値が低下し、材質の面内異方性が増
加するばかりでなく、混粒組織となって耐２次加工脆性
も劣化する。

２）水冷開始から巻取りに至るまでの平均冷却速度１０
℃／ｓ以上 これも１）と同じく熱延母板の不均一な粒成長を防止す
るために規定したものである。

３）巻取り温度・−７００℃以下 ７００℃を超える温度で巻取った場合、Ｅｊ２゜下値な
どの向上効果が飽和してしまうのに加え、巻取り工程の
トラブルの増加、デスゲーリング性の劣化というデメリ
ットがある。

４）冷延圧下率−６０％以」二 冷延圧下率は特にｒ値を向上させる上で重要であり、優
れたｒ値を得るためには少なくとも６０％の圧下率を必
要とする。より好ましい範囲は７０〜９５％である。

５）焼鈍温度　−７００℃−Ａｃ３点 焼鈍温度は、好ましい材質を確保する上で重要であり、
この温度が７００″Ｃに満たないと加工性に有利な集合
組織が充分に発達しないので高ｒ値が得られず、であり
、一方八〇３点（約９２０〜９３０℃）を超えると深絞
り性、延性が急激に低下するので、加熱温度は７００〜
Ａｃ、の範囲に限定した。

なお上記の焼鈍処理においては、とくに均熱を必要とす
ることはないので、かような処理に当っては連続焼鈍炉
を活用することが好ましい。

さらに発明者らは、種々の化学組成より成る鋼を用いて
溶融金属脆性に及ぼす各元素の影響についても検討した
。

すなわち表１に示す種々の組成の鋼を溶製し、熱延、冷
延、焼鈍を行った後、絞り比２．６０で円筒成型し、７
５０℃に加熱してから高周波加熱ろう付けを行い、その
ときの割れ発生の有無について調べた。

□□□」 その調査結果を整理して第１図に示す。

第１図の縦軸Ｔ　ｃ　ａ　Ｌ　ｃは、鋼の成分組成に応
じる次式、 Ｔ””　＝　２２００　　〔Ｃ％）　＋２１６７　（Ｐ
％）　＋６１１７〔Ａｌ％）　＋１７２２０　　（Ｔｉ
％）　＋２１８３３〔Ｎｂ％）　＋１２２５００　［Ｂ
％］から算出された値である。

また図中の直線は、’１’　＝　Ｔ　ｃ＋ａｔ　ｃを示
す線である。

同図より明らかなようにＴ　ｃ　ａ　Ｌ　ｃ≧Ｔであれ
ば、すなわち実際のろう付け温度Ｔが、鋼の成分組成に
応じて求めた算出値’１’　ｃ　ａ　ｔ　ｃ以下であれ
ば、割れの発生なしに良好なろう付けが実現されている
。

（実施例） 実施例１ 表２に示す種々の成分組成になる鋼を溶製したのち、表
３に示す条件で熱延、冷延、酸洗ついで焼鈍を行った。

最終板厚はいずれも０．７　ｍｍである。

かくして得られた冷延板の機械的諸性質および脆化特性
について調査した結果を、表４に示す。

なお表３中、Ｌは熱延後水冷開始までの時間（Ｓ）、■
は熱延終了後巻取りまでの平均冷却速度（℃／ｓ）、Ｃ
Ｔは巻取り温度（℃）　、ＲＥＤは冷延圧下率、Ｔは連
続焼鈍の均熱温度、１．は均熱時間である。

また表４中、Ｔｃｒが耐２次加工脆性の指標となるもの
であり、鋼板をブランクした後、コニカル・ダイスでカ
ップ成形し、種々の試験温度で５　ｋｇの重鎮を８０ｃ
ｍの高さから落下させ、試片を圧壊させたとき脆性割れ
の発生する臨界温度をさす。その際の絞り比は２．０一
定とした。

表 表 表４から明らかなように、この発明の成分組成および製
造条件を満足するものはいずれも、強度レベルに応じた
低いＹＰ、高いＥｆおよび高Ｔ値が得られ良好な加工性
を存するだけでなく、脆性遷移温度が一１００’ｃ程度
という実用上全く問題がないレベルの優れた耐２次加工
脆性を呈している。

実施例２ 表２に示すＮα１の鋼を、表５に示す種々の条件で処理
した。

か（して得られた冷延板の緒特性について調べた結果を
、表５に併記する。

同表より明らかなようにこの発明法に従って製造した場
合には、高Ｅ２、高Ｔ値でしかもＴｃｒの低い良加工性
でかつ耐２次加工脆性に優れた冷延鋼板が得られている
。

実施例３ 表４、表５の各供試材について絞り比２．３０に絞り成
型したのち、カップ縁付近の部分を打抜き、ついで穴拡
げ加工の後、６５０〜９００℃の各温度でろう付け試験
を行い、冷却後、割れ発生の有無を調べた。なおこのろ
う付けはろう付け部のみを局部的に高周波加熱するもの
である。

その結果、鋼成分とろう付け温度の関係が、この発明の
適正範囲を満たす場合にはろう付けに起因した割れの発
生はなく、良好なろう付け性、言い換えれば良好な耐溶
融金属脆性を示した。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、加工性に優れるだけでなく
、耐溶融金属脆性にも優れた極低Ｃ鋼を得ることができ
、しかも実際のろう付けや溶融Ｚｎめっきに際して割れ
発生のおそれもない。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ろう付け割れに及ぼするう付け温度と鋼の成
分組成との影響を示したグラフである。 第１図 特 許 出 願 人 川 崎 製 鉄 株 式 ううイ吋１づｉ鼻！Ｌ　下　（０Ｃ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．２ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｐ：０．１００ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下および Ｂ：０．０００５〜０．００４０ｗｔ％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
   耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．２ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｐ：０．１００ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下および Ｂ：０．０００５〜０．００４０ｗｔ％ を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
   耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板。 ３、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．２ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｐ：０．１００ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下および Ｂ：０．０００５〜０．００４０ｗｔ％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
   鋼片を、熱間圧延し、仕上げ熱延終了から１秒以内に冷
   却を開始して、巻取りに至るまで１０℃／ｓ以上の平均
   冷却速度で冷却したのち、７００℃以下の温度で巻取り
   、ついで圧下率：６０％以上の冷間圧延を施したのち、
   ７００℃〜Ａｃ＿３点の温度域で焼鈍を行うことを特徴
   とする、耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板の製
   造方法。 ４、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：１．２ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１０〜０．１００ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｐ：０．１００ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下および Ｂ：０．０００５〜０．００４０ｗｔ％ を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になる
   鋼片を、熱間圧延し、仕上げ熱延終了から１秒以内に冷
   却を開始して、巻取りに至るまで１０℃／ｓ以上の平均
   冷却速度で冷却したのち、７００℃以下の温度で巻取り
   、ついで圧下率：６０％以上の冷間圧延を施したのち、
   ７００℃〜Ａｃ＿３点の温度域で焼鈍を行うことを特徴
   とする、耐溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板の製
   造方法。 ５、請求項１または２記載の鋼板をろう付けするに際し
   、ろう付け温度Ｔが鋼板の成分組成に応じて定まる下記
   （１）式を満足する条件下に行うことを特徴とする、耐
   溶融金属脆性に優れた良加工性冷延鋼板のろう付け方法
   。 記 Ｔ（℃）≦２２００〔Ｃ％〕＋２１６７〔Ｐ％〕＋６１
   １７〔Ａｌ％〕＋１７２２０〔Ｔｉ％〕＋２１８３３〔
   Ｎｂ％〕＋１２２５００〔Ｂ％〕・・・（１）