JPH07242949A - 焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 加工性及びＢＨ性に優れた鋼板を安定して経
済的に製造できる方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.００８％以下、Ｓi：１.０％以下、
Ｍn：０.０５〜２.０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０.０
１５％以下、sol.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：０.０
０６％以下を含有し、更に、０.０７％以下のＴi、０.
０５５％以下のＮbを次式、1.0≦{(Ｔi(％)−1.5Ｓ(％)
−3.43Ｎ(％))/4＋Ｎb(％)/7.75}/Ｃ(％)≦4.5を満足す
る範囲で単独又は複合添加され、必要に応じて、更に
Ｂ：０.００２％以下を含有し、残部がＦe及び不可避的
不純物よりなる鋼を１０００〜１２６０℃に加熱後、熱
間圧延を行い、(Ａr₃−１００)℃以上の範囲で圧延を終
了し、５００〜７５０℃の範囲で巻取り、これを圧下率
６０％以上で冷間圧延を行った後、連続焼鈍するに際し
て、均熱温度７００〜Ａc₃点で焼鈍すると同時に浸炭し
て鋼中の固溶Ｃを０.０００５〜０.００３０％とし、更
に２００〜６００℃で１分以上の過時効処理を行い、焼
鈍後に伸び率で０.５〜２％の調質圧延を行うことを特
徴としている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は焼付け硬化性(以後、Ｂ
Ｈ性と称する)に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】自動車
部材や電気機器外板等に使用される冷延鋼板には高いプ
レス成形性が要求される。そのため、極低炭素鋼にＴ
i、Ｎb等の炭窒化物形成元素を添加して鋼中の固溶Ｃ、
Ｎを固定しプレス成形性を高めた鋼、所謂ＩＦ鋼が大量
に使用されている。更に材質の均質性や経済性の観点か
ら連続焼鈍を行うことが好ましく、ＩＦ鋼においてはそ
の殆どが連続焼鈍材となっている。なお、ここでの冷延
鋼板とは、防錆等のために亜鉛メッキなどの表面処理を
施す原板としての冷延鋼板を含むものである。

【０００３】一方で、高成形性鋼板は一般的に軟質なた
め、加工後の強度が劣るという問題を有している。この
ため自動車外板等には、プレス成形後焼付塗装時に加熱
されることにより降伏応力が上昇し硬化する特性、いわ
ゆるＢＨ性を持つ鋼板が使用されている。

【０００４】しかし、ＩＦ鋼では、硬化に必要な鋼中の
固溶Ｃ、Ｎが存在していないためにＢＨ性を発現できな
い。高加工性とＢＨ性を両立させるために、極低炭素鋼
の固溶Ｃ量を連続焼鈍中に制御するという方法も従来か
ら検討されてきたが、焼鈍時に固溶Ｃが存在すると鋼板
の加工性向上に有効な再結晶集合組織の発達を阻害す
る。

【０００５】このような問題を解決する従来技術として
は、固溶Ｃ、Ｎを固定したＩＦ鋼を冷延鋼板とした後、
連続焼鈍すると同時に浸炭又は浸窒して加工性とＢＨ性
を両立させる技術が提案されている(特公平５−３０９
００号、特開平４−２７６０２６号等)。しかし、これ
らの技術では、ＣやＮが表層に濃化しているため固溶
Ｃ、Ｎ量見合いに対する常温遅時効性にも劣る等の問題
を有している。

【０００６】本発明は、上記従来の方法の有する問題点
を解決して、加工性及びＢＨ性に優れた鋼板を安定して
経済的に製造できる方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは上記の問題
点を解決するために詳細な検討を行った結果、Ｔi及び
／又はＮbを添加した極低炭素ＩＦ鋼に対して連続焼鈍
中に浸炭を行なった後、更に一定条件で過時効処理を施
すことにより、常温遅時効性を確保しながらＢＨ性が向
上し機械的性質も改善されることを見い出した。

【０００８】一般にＢＨ鋼板を過時効処理すればＣの析
出によりＢＨ性が低下するものと考えられていたので、
従来技術ではこの温度域での保持をなるべく避けるよう
に規定されていた。一方、ＢＨ性向上のために固溶Ｃ量
を増加させるにしても常温遅時効性の悪化を考慮すると
限界があった。本発明者らの見い出した方法によれば、
常温遅時効性を確保しながらＢＨ性を向上させることが
可能である。その機構は、過時効中に固溶Ｃが一時的に
転位の近傍にトラップされるために調質圧延後の常温遅
時効性が確保され、更に加工後の塗装焼付時にはトラッ
プされたＣが固溶Ｃと相俟って加工により導入される転
位の不動化に寄与し降伏応力が大きく上昇するためにＢ
Ｈ性が向上するものと推定される。

【０００９】本発明は、以上の知見に基づいて完成され
たものであり、Ｃ：０.００８％以下、Ｓi：１.０％以
下、Ｍn：０.０５〜２.０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：
０.０１５％以下、sol.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：
０.００６％以下、を含有し、更に、０.０７％以下のＴ
i、０.０５５％以下のＮbを次式 1.0≦{(Ｔi(％)−1.5Ｓ(％)−3.43Ｎ(％))/4＋Ｎb(％)/
7.75}/Ｃ(％)≦4.5…… を満足する範囲で単独又は複合添加され、必要に応じ
て、更にＢ：０.００２％以下を含有し、残部がＦe及び
不可避的不純物よりなる鋼を１０００〜１２６０℃に加
熱後、熱間圧延を行い、(Ａr₃−１００)℃以上の範囲で
圧延を終了し、５００〜７５０℃の範囲で巻取り、これ
を圧下率６０％以上で冷間圧延を行った後、連続焼鈍す
るに際して、均熱温度７００〜Ａc₃点で焼鈍すると同時
に浸炭して鋼中の固溶Ｃを０.０００５〜０.００３０％
とし、更に２００〜６００℃で１分以上の過時効処理を
行い、焼鈍後に伸び率で０.５〜２％の調質圧延を行う
ことを特徴する焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板
の製造方法を要旨とするものである。

【００１０】

【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、鋼
の化学成分の限定理由を説明する。

【００１１】Ｃ：Ｃはその含有量が増加するにつれてＣ
を固定するために添加するＴiやＮbの必要量が増大し、
製造コストの上昇を招く。またＣ量の増加に伴い析出物
が増加すると深絞り性の指標となるｒ値の低下を招くの
で、Ｃ含有量は０.００８％以下とする。

【００１２】Ｓi：Ｓiは鋼板の伸びの低下を制御しなが
ら高強度化するために有効な固溶強化元素である。しか
し、添加量が多すぎると、化成処理性や亜鉛メッキ等の
メッキ密着性を劣化させるので、Ｓi含有量は１.０％以
下とする。

【００１３】Ｍn：Ｍnは熱間脆性の防止を主目的として
添加されるが、添加量が多すぎると延性を劣化させるの
で上限を２.０％とする。また、０.０５％より少ないと
その効果が得られないので、Ｍnの添加量範囲は０.０５
〜２.０％とする。

【００１４】Ｐ：Ｐはｒ値を大きく低下させることなく
鋼板を高強度化するために有効な元素であるが、添加量
が多すぎると、耐２次加工脆性が低下するので、Ｐ含有
量は０.１％以下とする。なお、下限値は特に規定しな
いが、製鋼の添加調整でのコスト面から０.００５％が
望ましい。

【００１５】Ｓ：ＳはＴiやＭnとＴiＳやＭnＳ等の硫化
物を形成する。したがって、その含有量が多いとＣやＮ
を固定するのに必要なＴiの添加量が増加し、製造コス
トの上昇を招く。また、Ｍn系の伸長した介在物が増加
することにより局部延性を劣化させるので、その添加量
は０.０１５％以下とする。なお、含有量が少ないほど
ＢＨ性や加工性が向上するので、下限値は特に規定しな
いが、製鋼でのコスト面から０.００３％程度が望まし
い。

【００１６】sol.Ａl：ＡlはＴiやＮbを添加する前の溶
鋼の脱酸を目的に添加されるが、sol.Ａlでその添加量
が０.０１％より少ないとその効果が十分得られず、Ｔi
やＮbが酸化され、これらの元素の歩留りが低下する。
また、０.１％を超えると、脱酸効果が飽和すると共に
Ａl₂Ｏ₃介在物が増加し、加工性を劣化させる。したが
って、sol.Ａlの添加量の範囲を０.０１〜０.１％とす
る。

【００１７】Ｎ：ＮはＴiやＡlと窒化物を形成する。加
工性の観点からはＴiＮとして析出させた方が好ましい
が、Ｎを固定するために必要なＴiの添加量の増大は製
造コストの上昇を招くので、その含有量は少ないほど好
ましく、０.００６％以下とする。なお、含有量が少な
いほど加工性が向上するので、特に下限値は規定しない
が、製鋼の成分調整での製造コストの観点から０.００
０５％が望ましい。

【００１８】Ｔi、Ｎb：ＴiはＣとＮを固定し、ＮbはＣ
を固定するために単独又は複合添加される。その場合、
次の式を満足する範囲で添加する必要がある。

【００１９】1.0≦{(Ｔi(％)−1.5Ｓ(％)−3.43Ｎ(％))
/4＋Ｎb(％)/7.75}/Ｃ(％)≦4.5……

【００２０】ここで、この式の値が１.０より小さいと
焼鈍再結晶時にＣ、Ｎを充分に固定することができず、
深絞り性を劣化させるので、１.０以上とする。また、
４.５を超えると、ｒ値を高める作用が飽和すると共
に、固溶Ｔi、Ｎbが後工程での浸炭時に導入されるＣを
固定してしまい、ＢＨ性の付与が困難となるので、４.
５以下とする。

【００２１】Ｂ：Ｂは２次加工脆化を抑制するために有
効な元素であり、本発明においても耐２次加工性を向上
させるために、必要に応じて添加することができる。し
かし、０.００２％を超えて添加するとその効果が飽和
するので、経済的な観点も含めて０.００２％以下とす
る。

【００２２】次に本発明における製造条件について説明
する。

【００２３】上記の化学成分を有する鋼スラブを熱間圧
延する。すなわち、１０００〜１２６０℃に加熱後、仕
上温度を(Ａr₃−１００)℃以上の範囲で圧延を終了す
る。ｒ値を向上させるためには、熱延板の結晶粒の微細
化と集合組織のランダム化が必要であるために、Ａr₃点
以上の温度で熱延を終了することが好ましい。しかし、
Ａr₃点以下の２相域でも(Ａr₃−１００)℃以上でオース
テナイトの微細粒が多い場合には、熱延板の結晶粒微細
化及びランダムな集合組織が得られる。なお、粗圧延等
の他の熱延条件は特に制限されない。

【００２４】巻取温度は延性や深絞り性を確保するため
に下限を５００℃とし、コイル両端部での材質劣化及び
製造コストの観点から上限を７５０℃とする。

【００２５】続いて冷間圧延を行う。ＢＨ鋼板としては
冷延条件は特に制限はないが、加工性の観点からその圧
下率を６０％以上とする。圧下率の増加に伴い、ｒ値に
有利な冷延・焼鈍板の集合組織が発達することは周知で
あり、深絞り用冷延鋼板としての加工性を得るためには
６０％以上の圧下率が必要である。なお、圧下率の上限
は特に規定しないが、９０％を超えると、ｒ値が低下す
ると共に、圧延機に過剰な負荷をかけるので、９０％以
下とするのが好ましい。

【００２６】こうして得られた冷延鋼板を連続焼鈍設備
にて焼鈍するに際して同時に浸炭する。まず、均熱温度
は７００℃〜Ａc₃点とする。これは、７００℃未満では
再結晶が不十分で材質が劣化し、また、Ａc₃点を超える
と、結晶方位のランダム化による深絞り性の低下、及び
結晶粒の粗大化による伸びの悪化が起こるためである。
なお、８５０℃を超えると、板破断の問題や平坦度の劣
化が起こり得るので、８５０℃以下が望ましい。

【００２７】浸炭の方法については特に限定されない
が、例えば通常還元性ガスで満たされている連続焼鈍炉
の一部にＣＯ、ＣＨ₄等を含有するＨ₂＋Ｎ₂ガス等の浸
炭性ガスを導入して行えば良い。その場合、浸炭性ガス
を導入する場所としては、鋼板が浸炭可能な温度にある
領域であればどこでもかまわないが、深絞り性に寄与す
る集合組織の発達を妨げないように再結晶が完了した以
降であるのが望ましい。

【００２８】この浸炭により鋼中の固溶Ｃ量を０.００
０５〜０.００３０％とする。固溶Ｃが０.０００５％よ
り少ないと十分なＢＨ量が得られず、また０.００３０
％を超えると機械的性質が劣化すると共に常温遅時効威
勢が得られない。いうまでもなく、浸炭により付与され
るＣはすべて固溶Ｃとして存在するわけではなく、ある
程度炭化物形成元素によって固定されるので、浸炭量と
してはこれらの値より多くする必要がある。

【００２９】更に、均熱、浸炭後に、過時効開始温度も
しくは過時効冷却温度まで冷却する。冷却条件は特に制
限されないが、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するこ
とが望ましい。

【００３０】本発明において、最も重要な条件は過時効
条件である。従来、極低炭素ＩＦ鋼は過時効処理が扶養
のみならず、浸炭処理を施してＢＨ性を付与した場合に
はなるべく避ける方が良いと考えられていたが、本発明
においては２００〜６００℃の範囲で１分以上の過時効
を行うものである。２００℃より低温の場合、過時効処
理中に十分にＣが転位にトラップされず、ＢＨ性の向上
が認められない。また、６００℃を超えると、転位にト
ラップされるＣの割合が低下し、またＴiＣの析出等に
よりＢＨ性が低下する。更に、過時効時間が１分未満で
あると、その効果が不十分である。なお、過時効時間の
上限は特に規定されないが、操業面及び生産性の観点か
ら３分以下とするのが好ましい。また、本発明における
過時効は等温又は傾斜過時効のどちらでもよいが、傾斜
過時効を行う方がよりＢＨ性を向上させるので望まし
く、４００〜２５０℃の範囲で傾斜過時効を行うことが
更に望ましい。

【００３１】焼鈍後、伸び率で０.５〜２％の調質圧延
を行う。伸び率が０.５％未満では、降伏応力が高く降
伏点伸びを残存し、また２％を超えると硬質化によって
降伏応力の上昇及び延性の低下を招く。伸び率は０.８
〜１.５％とするのが望ましい。

【００３２】次に本発明の実施例を示す。

【００３３】

【実施例】以下の実施例にて示す材料特性は、ｒ値を除
いてＪｉＳ５号試験片により測定した結果である。

【００３４】常温遅時効性は、３８０℃×３０日の促進
時効後の降伏伸び(ＹＰＥl)より求めた。ＢＨは２％引
張時の応力と１７０℃×２０分の時効処理後の再引張時
の降伏応力から、応力上昇量で求めた。

【００３５】ｒ値は、短冊型試験片を用い、圧延方向に
対して０゜(

【化１】 )、４５゜(

【化２】 )、９０゜(

【化３】 )方向のｒ値から、

【化４】 で求めた。

【００３６】

【実施例１】表１に示す鋼Ａ〜Ｉについて、スラブ加熱
温度：１１５０℃、仕上温度：９２０℃、巻取温度：６
８０℃で熱間圧延を行った。酸洗後、圧下率：８０％で
冷間圧延を行い、板厚：０.８mmの冷延板とした。これ
を連続焼鈍するに際し、加熱終了後、８３０℃で浸炭性
ガス中で６０秒、又は還元性ガス中で６０秒の均熱を行
い、２０℃／ｓで冷却し、４００℃で２分の過時効処理
を行った。更に、焼鈍板に伸び率で１.０％の調質圧延
を行い、機械的性質、ｒ値、及びＢＨを測定した。

【００３７】測定結果及び過時効前の材料の内部摩擦か
ら換算した焼鈍後の固溶Ｃ量を表２に示す。

【００３８】これからわかるように、Ｔi、Ｎbの添加量
がＣ当量比(前記式)で１.０〜４.５の鋼板に浸炭して
固溶Ｃ量を０.０００５〜０.００３０％にすることによ
り、常温遅時効性及び機械的性質の優れたＢＨ鋼板を得
ることができる。当量比が１.０より小さい鋼Ｉはｒ値
が低く、また４.５より大きい鋼Ｈは浸炭してＢＨ性を
付与すると機械的性質が低下する。

【００３９】

【実施例２】表１に示す鋼Ｂ、Ｄについて、スラブ加熱
温度：１１８０℃、仕上温度：９２０℃、巻取温度：６
８０℃で熱間圧延を行った。酸洗後、圧下率：８０％で
冷間圧延を行い、板厚：０.８mmの冷延板とした。これ
を連続焼鈍するに際し、加熱終了後、８３０℃で浸炭性
ガス(０.５％ＣＯ−５％Ｈ₂−Ｎ₂)中で６０秒の均熱を
行い、２０℃／ｓで室温又は過時効温度まで冷却した。
この時の固溶Ｃ量は、鋼Ｂ、鋼Ｄにつきそれぞれ６pp
m、８ppm程度である。過時効処理は１００〜７００℃で
０.５〜５分行った。更に、焼鈍板に伸び率で１.０％の
調質圧延を行い、機械的性質、ｒ値、及びＢＨを測定し
た。

【００４０】測定結果を表３に示す。これより、過時効
温度を２００〜６００℃に、また、過時効時間を１分以
上にすることによりＢＨ性を向上させることができるこ
とがわかる。

【００４１】

【実施例３】表１に示す鋼Ａ、Ｃについて、スラブ加熱
温度：１２００℃、仕上温度：９１０℃、巻取温度：７
００℃で熱間圧延を行った。酸洗後、圧下率：８０％で
冷間圧延を行い、板厚：０.８mmの冷延板とした。これ
を連続焼鈍するに際し、加熱終了後、８２０℃で還元性
ガス中で５０秒、引き続き浸炭性ガス(５％ＣＯ−１０
％Ｈ₂−Ｎ₂)中で１０秒の均熱を行い、室温、過冷却温
度、又は過時効温度まで５０℃／ｓで冷却した。この時
の固溶Ｃ量は、鋼Ａ、鋼Ｃにつきそれぞれ１５ppm、１
８ppm程度である。過時効処理は１００〜４００℃で０.
５〜３分行った。更に、焼鈍板に伸び率で１.０％の調
質圧延を行い、機械的性質、ｒ値、及びＢＨを測定し
た。

【００４２】測定結果を表４に示す。これより、過時効
を施すことにより機械的性質を改善し、ＢＨ性を向上さ
せることができることがわかる。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】

【表４】

【００４７】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
加工性及びＢＨ性が共に優れた冷延鋼板を安定して経済
的に製造することができ、その効果は極めて顕著であ
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、 Ｃ：０.００８％以下、 Ｓi：１.０％以下、 Ｍn：０.０５〜２.０％、 Ｐ：０．１％以下、 Ｓ：０.０１５％以下、 sol.Ａｌ：０.０１〜０.１％、 Ｎ：０.００６％以下、 を含有し、更に、０.０７％以下のＴi、０.０５５％以
   下のＮbを次式 1.0≦{(Ｔi(％)−1.5Ｓ(％)−3.43Ｎ(％))/4＋Ｎb(％)/
   7.75}/Ｃ(％)≦4.5…… を満足する範囲で単独又は複合添加され、残部がＦe及
   び不可避的不純物よりなる鋼を１０００〜１２６０℃に
   加熱後、熱間圧延を行い、(Ａr₃−１００)℃以上の範囲
   で圧延を終了し、５００〜７５０℃の範囲で巻取り、こ
   れを圧下率６０％以上で冷間圧延を行った後、連続焼鈍
   するに際して、均熱温度７００〜Ａc₃点で焼鈍すると同
   時に浸炭して鋼中の固溶Ｃを０.０００５〜０.００３０
   ％とし、更に２００〜６００℃で１分以上の過時効処理
   を行い、焼鈍後に伸び率で０.５〜２％の調質圧延を行
   うことを特徴する焼付け硬化性に優れた深絞り用冷延鋼
   板の製造方法。
2. 【請求項２】 前記鋼が、更にＢ：０.００２％以下を
   含有するものである請求項１に記載の方法。