JPH04136123A - 高い焼付硬化能を有する深絞り用冷延板の製造方法 - 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） 高延性（Ｅｌ）て超深絞り性（Ｔ値）を有し、プレス成
形性にすぐれ、しかも、高い焼付硬化能を有することが
、冷間圧延鋼板をはじめ表面処理鋼板の、溶融亜鉛めっ
き及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板において必要とされる
。

ところで、近年、自動車の軽量化は燃費向上による地球
的規模での環境問題改善に有用で、そのための方策とし
て、自動車用鋼板の高強度化の要求か高まりつつある。

一方で、プレス成形性の面から低降伏応力、高延性、優
れた深絞り性なとの特性をそなえるものでなければなら
ない。

このような、二律背反の要求を満たすものとして、プレ
ス成形時には軟質で、その後の塗装焼付後には降伏強度
、さらには引張強度が上昇する特性、すなわち、焼付硬
化能（以下この明細書ではＢＨ性で論じる。）の高い深
絞り用鋼板の開発か強く望まれている。

（従来の技術） ＢＨ性を有する冷延鋼板の製造方法に関して、特開昭５
３−１１４７１７号公報ではＴｉ添加鋼について、特開
昭５７−７０２５８号公報ではＮｂ添加鋼について、さ
らに、特開昭５９−３１８２７号公報ではＴｉとＮｂの
複合添加鋼についてそれぞれ開示されている。

これらは、いずれもＴｉ及び／又はＮｂの添加量を制御
することや焼なまし時の冷却速度を制御することにより
、材質の劣化を生じさせることなくＢＨ性を付与させる
ものである。

しかし、このようにＴｉ、　Ｎｂの添加量を制御して固
溶Ｃを残存させようとすると、その添加量の微妙な変化
により鋼板の性質、とりわけ延性や絞り性か大きく変化
して品質的に不安定となり、また、ＴｉＱＮｂを過剰に
添加するとＢＨ性か低下するなとの問題かある。

このような問題点を回避するため、Ｔｉと結合するＳや
Ｎの含有量に制限を加える技術か、特開昭６１−２６７
５７号公報に提案開示されている。

しかしながら、この技術によると、Ｔ値、Ｅｌを向上さ
せるための同効成分としてＢ、Ｎｂを添加しているもの
の、製造条件についての特別の考慮か払われていないた
め、超深絞り性と共に３ｋｇｆ／ｍｍ２から５ｋｇｆ／
ｍｍ２の焼付硬化量（単にＢｔ（量という）か得られて
はいるものの、５ｋｇｆ／ｍｍ２を越える高いＢＨ量を
深絞り性の劣化なしに安定して確保するまでには至って
いない。

（発明か解決しようとする課題） この発明は、Ｔ１を添加した極低炭素鋼をベースにして
、成分組成と焼鈍条件を適正化することにより、高いＢ
Ｈ性を有する深絞り用冷延板を製造することにある。

ここに、冷延板というのは、冷間圧延鋼板のみならず、
液体亜鉛中に浸漬しめつき処理を施した溶融亜鉛めっき
鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板を包含するも
のである。

（課題を解決するための手段） この発明は、種々実験の結果、Ｔ１添加の極イ氏炭素鋼
において、Ｓ、Ｈの含有量の規則、Ｂの添カロに加えて
、焼鈍条件を特定することにより、Ｊト常に高いＢＨ性
か得られることを見出したもので、その要旨は Ｃ：　０．０００５　ｗｔ％以上、０．００６０　ｗｔ
％以下、Ｓｉ　：　１．５　ｗｔ％以下、 Ｍｎ　：　１．５　ｗｔ％以下、 Ｔｉ　：　０．００５　ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以
下、Ｂ　：　０．０００４　ｗｔ％以上、０．００１５
　ｗｔ％以下、Ａｌ　：　０．００５　ｗｔ％以上、０
．１００　ｗｔ％以下、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ　：　０．００３０　ｗｔ％以下、及びＮ・０．００
４０　ｗｔ％以下、 を含み、 ＳとＮの含有量の合計か０．００５０　ｗｔ％以下にお
いて、 次式 て与えられる有効Ｔｉ（Ｔｉ”）か（Ｃｗｔ％〕の４倍
から２０倍の範囲となる条件を満たし、残部は鉄および
不可避不純物組成からなる鋼素材に、熱間圧延を施し、
ついて、冷間圧延を行った後、この鋼板をｌ″Ｃ／ＳＣ
／３以上度で、７３０°Ｃ以上９００°Ｃ以下の温度範
囲に昇温させ、その後、５５０°Ｃ以下の温度まで２０
°Ｃ／Ｓ以上の冷却速度で急冷する条件で再結晶焼鈍を
行なうことを特徴とする高い焼付硬化能を有する深絞り
用冷延板の製造方法である。

ここに、再結晶焼鈍においては、７３０°Ｃ以上９００
°Ｃ以下の温度範囲に昇温させた後、該温度に３０秒程
度の短時間の均熱保持を施す場合を含むものである。

（作　用） まず、この発明に至った実験について、その内容を説明
する。

（実験１） Ｃ：　０．００２１ｗｔ％、Ｓｉ　：　０．０１ｗｔ％
、Ｍｎ　：　０．１２ｗｔ％、Ａｌ　：　０．０４６　
ｗｔ％、Ｐ二０．０１１　ｗｔ％を含み、Ｂ、　　Ｓ。

Ｎの含有量を変化させ、Ｔ１については有効Ｔｉ　（ｗ
ｔ％）かＣ（ｗｔ％）の７倍から８倍になるように調整
した真空溶解鋼を実験室的に作成し、板厚３．５ｍｍま
で熱間圧延後、０．７ｍｍまて冷間圧延した。この圧延
薄板を５°Ｃ／Ｓの加熱速度で７９５°Ｃに加熱して１
５秒間均熱保持し、ついて、室温まで３５℃／Ｓて急冷
する連続焼鈍タイプの熱サイクルを施し、０゜７％伸び
の調質圧延を行なった。

このようにして得られた冷延板について、伸び（ＥＮ）
　、ＢＨ量を調査した。

第１図にＳ、　Ｎ、及びＳ含有量と、ＥＡ、　Ｂｌ（量
の関係を示す。

ここに、Ｅｌは圧延方向に対し平行（Ｅｚｏ）、４５°
方向（ＥＪ？ｎｓ）、及び９０°方向（Ｅｆ９゜）に採
取した試験片の測定結果を次式で平均化して求めた値で
あり、 ＢＨ量は、第２図に示すように、２％の引張歪みを施し
た後、１７０°Ｃて２０分間の焼付は相当の熱処理を行
い、この時の降伏点の上昇量を測定した値である。

第１図より、ＳとＮの含有量の和か減少するとともにＥ
ｌ、ＢＨ量は増加する傾向を示し、Ｂ添加の影響はＢＨ
量に顕著に現われている。すなわち、ＳとＮの含有量の
和か５０ｗｔｐｐｍ（０，００５ｗｔ％）で比較すると
、Ｂ無添加鋼か３ｋｇｆ／ｍｍ２のＢＨ量量であるのに
対し、Ｓ含有量かｌ１ｗｔ　ＰＰｍになると５ｋｇｆ／
ｍｍ２と高いＢＨ量を示すか、Ｓ含有量かさらに増加し
て２０ｗｔｐ１）ｍになるとＢＨ量は３ｋｇｆ／ｍｍ２
　と低下する。

そして、Ｓ含有量かｌｌｗｔｌ）ｐｍでＳとＮの含有量
の和か２０ｗｔｐｐｍ以下の鋼では、”ｋｇｆ／ｍｍ２
以上と非常に高いＢＨ量を示している。

一方、Ｓ含有量かＩｌｗｔｐｐｍであっても、Ｓ含有量
か４０ｗｔｐｐｍの鋼や、Ｎ含有量か４５ｗｔｐｐｍの
鋼では、ＳとＮの合計の含有量か５０ｗｔ　ｐｆ）ｍで
あるにもかかわらす４ｋｇｆ／ｍｍ”未満のＢＨ量しか
得られていない。

（実験２） 実験１と同じ含有量のＣ，Ｓｉ、Ｍｎ、Ａ１．　　Ｐを
有し、かつ、有効Ｔｉ　（ｗｔ％）かＣ（ｗｔ％）の８
倍から１０倍て、Ｓ　：　０．００１５ｗｔ％から０．
００２ｗｔ％、Ｎ　：　０．００１８ｗｔ％から０．０
０２２ｗｔ％を含有する成分系にＢを０．００２９ｗｔ
％まての間で添加した鋼（Ｂ無添加鋼も含む）を実験１
と同じ処理を行なって鋼板を製造し、これらの鋼板につ
いてＢＨ量を測定した。Ｂ添加量とＢＨ量の関係を第３
図に示す。第３図から明らかなように、Ｂ添加量か４　
ｗｔｐｐｍから１５ｗｔｌ）ｐｍの間て、ＢＨ量は５ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上になっている。

実験１および実験２の結果より、Ｓ、　Ｎ、　　Ｂの含
有量及びＳとＮの含有量の和はＢＨ量に大きく影響する
ことから、これらの含有量を規制すること、さらには連
続焼鈍での冷却速度を適正化することにより、 て表わされるＴビかＣ（ｗｔ％）の４倍以上であっても
、すなわちＣに対する有効なＴ１の原子比が１．０以上
であっても、５ｋｇｆ／ａ＋ｍ２以上の高いＢＨ量が得
られることか明らかとなった。

これらの結果について、まずＳとＮの含有量を規制する
ことによりＢＨ性が向上する理由は、ＴｉＳ、ならびに
ＴｉＮの析出物の減少により、ＴｉＣの析出核か減少し
、形成されたＴｉＣが不安定になり固溶Ｃか残留しやす
いことによるものと考えられ、また、４　ｗｔｐｐｍか
ら１５Ｗｔｐｐｍの範囲のＢ添加により、ＢＨ性か向上
する理由は明らかではないが、Ｂが粒界に偏析しやすい
元素であるため、固溶Ｃを安定化する傾向か高いことに
よるものと考えられ、さらにＢ添加量か１５ｗｔｐｐｍ
を超えると再びＢＨ性が低下する現象は、Ｂの一部が窒
化物を形成し、有効なＴｉ量を増加させることによるも
のと推定する。

つぎに、この発明の鋼組成における化学成分範囲の限定
理由を以下に述べる。

Ｃ：良好な深絞り性や延性を得るためには少ないほど有
利である。０．００６０　ｗｔ％を超えると後述のＴｉ
量を増しても良好な延性や深絞り性が得られなくなる。

一方、０．０００５ｗｔ％未満では、この発明の目的で
ある高いＢＨ性か得られない。

したがって、その含有量は０００００５ｗｔ％以上０．
００６０ｗｔ％以下とする。

Ｓｉ、Ｍｎ　：深絞り性をあまり劣化させずに鋼板の強
度を上昇させるために有効な元素である。しかし、多量
の添加は、加工性はかりてなく溶接性や表面処理性も劣
化させるので、それらの含有量は、上限をそれぞれ、Ｓ
ｌを１．５ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％とする。

Ｔ１．含有量か少ないと７値、伸びなどの改善効果か期
待できず、また、多過ぎると、鋼の鋳造段階でのノズル
詰まり、表面性状の劣化、コストアップなとの問題を生
ずる。

したかって、その含有量は０．００５　ｗｔ％以上０．
１０ｗｔ％以下とし、 さらに、ＴｉはＳ、　Ｎ、そしてＣを固定するために添
加するものであることから、これらの含有量との関係に
おいて、 て表わされる有効Ｔｉ量をＣ（ｗｔ％）の４倍以上２０
倍以下の範囲となる条件を満たすことを必要とする。

なお、従来、深絞り用鋼板を製造するため、Ｓ。

Ｎ、及びＣを完全に固定する目的で、有効ＴｉかＣ（ｗ
ｔ％）の４倍以上、すなわち原子比で１以上になるよう
に調整して添加されていたが、この場合には、固溶Ｃか
存在しないので、深絞り性はともかく、優れたＢＨ性を
得ることはできなかった。しかし、この発明においては
、有効ＴｉかＣ（ｗｔ％）の４倍以上であっても、深絞
り性とともに優れたＢｌ（性を有する鋼板か得られるよ
うにしたものである。

Ｂ：この発明において最も重要な成分てあり、前記した
実験ｌ及び実験２の結果より明らかなように、５ｋｇｆ
／ｍｍ２を超える高いＢ）Ｉ量を得るためには、 その含有量は、０．０００４ｗｔ％以上０．００１５ｗ
ｔ％以下とする必要かある。

Ａ１：鋼の脱酸に必要であるか、過剰な添加は効果か飽
和するばかりでなく、表面性状を劣化させる。

したかって、その含有量は、０．００５　ｗｔ％以上０
゜１００　ｗｔ％以下とする。

Ｐ：Ｓｉ、Ｍｎと同様深絞り性をあまり劣化させずに鋼
板の強度を上昇させるために有効な元素であるか、過剰
添加は加工性、溶接性、表面処理性を劣化させる。

したかって、その含有量は、０．１５ｗｔ％以下とする
。

Ｓ、Ｎ・これらの成分規制は、この発明にとって重要で
ある。前記した実験１及び実験２の結果−より、５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２を超える高いＢｌ量を得るためには、それら
の含有量は、上限をそれぞれ、Ｓを０、００３０ｗｔ％
、Ｎを０．００４０ｗｔ％とし、さらにＳとＮの含有量
の和を０．００５０ｗｔ％とする必要かある。

つぎに製造方法について述へる。

上記の組成を有する鋼を溶製後、常法によりスラブとし
、熱間圧延をし、ついで冷間圧延を行なった後、１’Ｃ
／Ｓ以上の加熱速度で加熱し、その後急速冷却すること
により、再結晶焼鈍を行う。

再結晶焼鈍における加熱速度は、加熱中におけるＴｉＣ
の分解を防止するため１℃／Ｓ以上であることか必要で
あり、加熱温度は完全再結晶組織を得るために最低７３
０℃を必要とする。しかし、加熱温度の上昇とともにｒ
値や伸びは向上するか、９００°Ｃを超えると変態によ
るｒ値の劣化かおこるとともに、結晶粒粗大化によりプ
レス成形性か著しく低下する。したかって、その上限は
９００°Ｃとする。

７３０°Ｃから９００°Ｃの温度範囲に加熱後、短時間
の均熱保持を含み急冷する。この時の冷却速度か遅いと
冷却中にＴｉＣの析出か進行し、５ｋｇｆ／ｍ＋ｎ２以
上の高いＢ）（量を確保することかできなくなる。

したかって冷却速度を２０°Ｃ／Ｓ以上に限定する。

また、Ｔｉ系の炭化物の析出速度は５５０°Ｃ以下ては
無視てきるほど遅いので、急冷終了温度は最高５５０°
Ｃとし、それ以降の冷却パターンについては特に制限す
る必要はなく、さらに、再結晶焼鈍後に４５０″Ｃから
５５０″Ｃてめっき及び必要に応じて合金化熱処理を施
す溶融亜鉛めっきプロセスにも適用できる。

なお、この発明方法によって得られる冷延鋼板、及び溶
融亜鉛めっき鋼板は、固溶Ｃか存在すること、Ｂを添加
していることなとから、優れた耐２次加工脆性をも有し
ている。

（実施例） 実施例１ この発明の適合鋼１０種類、比較鋼７種類の鋼を転炉お
よびＲＨ脱ガスプロセスにて溶製し、連鋳スラブとした
。このスラブを１２００°Ｃに加熱後、仕上げ圧延温度
９１０’Ｃ，巻取り温度５９０°Ｃで熱延コイルとし、
デスケーリング後、圧下率７８％て冷間圧延し、板厚０
．７ｍの冷延板とした。ついで、連続焼鈍炉にて５°Ｃ
／Ｓの加熱速度で８２０°Ｃに加熱し、２０秒間保持後
４００°Ｃまで３５°Ｃ／Ｓの冷却速度で冷却し、４０
０°Ｃ以下は５°Ｃ／Ｓの冷却速度で徐冷した後、０．
６％の調質圧延を行なった。

これらの鋼の化学成分組成を表１に、調質圧延後の冷延
板の引張特性を表２に示す。

表２ 表２に示すＹＳ、ＴＳ、　Ｅｌ、　　ｒ値は、それぞれ
板面内において、圧延方向（Ｚ、）、圧延方向に対して
４５゛方向（ｚ４．）、及び圧延方向に対し９０’方向
（ｚ、ｅ）の測定値を用いて次式で計算した平均値であ
る。

表２により、この発明の適合側鋼ｂｉから７は、５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上の高いＢｌ（量と、５１以上の伸びとと
もにｒ値か１，９以上と良好な深絞り性を示しており、
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐなとの含有量を多くし高張力化した、こ
の発明の適合側鋼Ｎα８．　９．１０においても、引張
強さが高いにもかかわらず５ｋｇｆ／ａｉ２以上の高い
ＢＨｉとともにｒ値２．１以上と良好な深絞り性を示し
ている。

一方、Ｂ量の多い比較例鋼Ｎ（Ｌｌｌ、　Ｎ量の多い比
較例鋼Ｎα１２、Ｓ＋Ｎ量の多い比較例鋼Ｎα１３、Ｂ
量か上下限を外れた比較例鋼Ｎ［ｌＩ４．１５．、及び
有効Ｔｉか（Ｃｗｔ％　）の２０倍以上の比較例鋼Ｎ（
ｌＩ６ては、Ｂｌ（量か５ｋｇｆ／ｒｎｍ２以下と劣っ
ている。

また、Ｃ量の多い比較例鋼Ｎ（ｌ１７は、伸び、下値か
劣化している。

なお、これら、この発明の適合例の鋼板は、３か月装置
しても降伏点伸びの発生、及び伸び特性の劣化は見られ
なかった。

実施例２ 表１に示す、鋼Ｎαｌの化学成分組成を有する鋼スラブ
を用いて、冷延工程までは実施例１と同じ工程処理条件
で板厚０．７ｍｍの冷延板とし、連続焼鈍炉にて７°Ｃ
／Ｓの加熱速度で８２０°Ｃに加熱し、３０秒間保持の
焼鈍後、種々の冷却パターンで処理し、一部溶融亜鉛め
っき処理も合せ行った。これらの鋼板について０，６％
の調質圧延を行ない実施例１と同様の方法て引張特性を
調査した。

焼鈍後の冷却パターン及び溶融亜鉛めっき条件を表３に
、引張特性の調査結果を表４に示す。

表４より冷却速度が２０°Ｃ／Ｓより遅い試料Ｎα３、
及び急冷終了温度か５５０°Ｃより高い試料隘５の場合
にはＢＨ量５ｋｇｆ／ｍｍ２を得ることはてきないか、
この発明の処理条件では安定してＢＨ量５ｋｇｆ／１１
ｍ２以上を確保することができることを示している。

また、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した試料Ｎα６に
おいても、伸び、７値などの材質の劣化をともなうこと
なくＢＨ量５ｋｇｆ／ｍｍ”以上の値か得られている。

（発明の効果） この発明は、Ｓ、　Ｎ、の含有量を規制し、さらにＢを
添加しその含有量を規制し、有効ＴｉをＣとの原子比で
１．０以上含有する極低炭素鋼を用い、再結晶焼鈍にお
ける冷却パターンを適正化することにより、高い焼付硬
化性が、良好な深絞り性と共に得られることを見出した
もので、この発明のよって得られる冷延板は、深絞り用
冷延鋼板として、また、溶融亜鉛めっき鋼板用及び合金
化溶融亜鉛めっき鋼板用として好適である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、ＢＨ量におよほす、Ｓ、Ｎ及びＢ含有量の影
響を示すグラフ、 第２図は、ＢＨ量の測定要領を示すグラフ、及び、第３
図は、ＢＨ量におよばず焼鈍後の冷却速度の影響を示す
グラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０００５ｗｔ％以上、０．００６０ｗｔ％
   以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以
   下、 Ｔｉ：０．００５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下、Ｂ
   ：０．０００４ｗｔ％以上、０．００１５ｗｔ％以下、
   Ａｌ：０．００５ｗｔ％以上、０．１００ｗｔ％以下、
   Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００３０ｗｔ％以下、及び Ｎ：０．００４０ｗｔ％以下、 を含み、 ＳとＮの含有量の合計が０．００５０ｗｔ％以下におい
   て、 次式 Ｔｉ＾≠ｗｔ％＝（［Ｔｉｗｔ％］−４８／１４［Ｎｗ
   ｔ％］−４８／３２［Ｓｗｔ％］）で与えられる有効Ｔ
   ｉ（Ｔｉ＾≠）が〔Ｃｗｔ％〕の４倍から２０倍の範囲
   となる条件を満たし、残部は鉄および不可避不純物組成
   からなる鋼素材に、 熱間圧延を施し、ついで、冷間圧延を行った後、この鋼
   板を１℃／Ｓ以上の加熱速度で、７３０℃以上９００℃
   以下の温度範囲に昇温させ、その後、５５０℃以下の温
   度まで２０℃／Ｓ以上の冷却速度で急冷する条件で再結
   晶焼鈍を行なうことを特徴とする高い焼付硬化能を有す
   る深絞り用冷延板の製造方法。