JPH07278654A - 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH07278654A JPH07278654A JP7106194A JP7106194A JPH07278654A JP H07278654 A JPH07278654 A JP H07278654A JP 7106194 A JP7106194 A JP 7106194A JP 7106194 A JP7106194 A JP 7106194A JP H07278654 A JPH07278654 A JP H07278654A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れた成形加工性および高焼付け硬化特性を
有し、かつ幅方向の焼付け硬化性の変動の少ない高強度
冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 極低Ｃ、Ｎ鋼に原子量比でＣに対して特定の
Ｎｂと、Ｎに対しほぼ等量のＴｉを添加し、さらにＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｐを特定条件下で添加した鋼を、特定の熱延
条件、冷延条件および特定の設備を有する連続焼鈍ライ
ンで処理する。適宜、Ｂ、または／かつＣｒを添加して
もよい。 【効果】 自動車用パネルに適した加工性と耐デント特
性を具備し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動が少
ない冷延鋼板を低コストで製造可能とする事により、パ
ネルの一体成形を可能とし、自動車の製造コストの低減
を可能とした。
有し、かつ幅方向の焼付け硬化性の変動の少ない高強度
冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 極低Ｃ、Ｎ鋼に原子量比でＣに対して特定の
Ｎｂと、Ｎに対しほぼ等量のＴｉを添加し、さらにＳ
ｉ、Ｍｎ、Ｐを特定条件下で添加した鋼を、特定の熱延
条件、冷延条件および特定の設備を有する連続焼鈍ライ
ンで処理する。適宜、Ｂ、または／かつＣｒを添加して
もよい。 【効果】 自動車用パネルに適した加工性と耐デント特
性を具備し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動が少
ない冷延鋼板を低コストで製造可能とする事により、パ
ネルの一体成形を可能とし、自動車の製造コストの低減
を可能とした。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車のパネル等に適し
た高度の成形性、加工性と塗装焼付け硬化性を有し、幅
方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない高強度冷延鋼板
の製造方法に関するものである。
た高度の成形性、加工性と塗装焼付け硬化性を有し、幅
方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない高強度冷延鋼板
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】地球規模の環境問題に端を発して自動車
の軽量化が再び大きな課題となっている。自動車パネル
も軽量化対象の例外ではなく、薄手化への技術開発指向
が強まっている。しかし、一方では自動車用冷延鋼板
は、型設計のＣＡＤ，ＣＡＭ化の進展や顧客の形状に対
する嗜好への対応のため益々成形に対する自由度が求め
られている。すなわち高度の成形加工に耐える材料への
要求が強まっている。また、パネル等に対する要求とし
ては、パネル面品質の飛躍的な向上があげられる。その
技術的な意味合いは面形状とパネルの耐塑性変形度、す
なわち耐デント性の両特性にある。また、自動車の製造
コスト低減のために一体成形が指向され、広幅の冷延鋼
板が要求されている。材質的には、幅方向のばらつきを
最低限にすることが求められている。
の軽量化が再び大きな課題となっている。自動車パネル
も軽量化対象の例外ではなく、薄手化への技術開発指向
が強まっている。しかし、一方では自動車用冷延鋼板
は、型設計のＣＡＤ，ＣＡＭ化の進展や顧客の形状に対
する嗜好への対応のため益々成形に対する自由度が求め
られている。すなわち高度の成形加工に耐える材料への
要求が強まっている。また、パネル等に対する要求とし
ては、パネル面品質の飛躍的な向上があげられる。その
技術的な意味合いは面形状とパネルの耐塑性変形度、す
なわち耐デント性の両特性にある。また、自動車の製造
コスト低減のために一体成形が指向され、広幅の冷延鋼
板が要求されている。材質的には、幅方向のばらつきを
最低限にすることが求められている。
【０００３】先ず、成形加工性に対しては、ｒ値（ラン
クフォード値）、伸び値あるいはｎ値が代表指標である
が、そのレベルは益々高まっている。また、パネルの面
品質に対しては、耐面ひずみ性と耐デント性が重要であ
る。前者は形状凍結性と関連し、低降伏点強度が要求さ
れる。一方、耐デント性は製品の、すなわち成形加工、
アセンブリ組立、取り付け、塗装焼付け後の強度であ
る。このうち塗装焼付けは通常、１７０℃，２０ｍｉｎ
程度の熱処理であり、この熱処理によって硬化する特性
である塗装焼付け硬化性（通常ＢＨ性と称される）が要
求される。塗装焼付け性は、通常１７０℃程度の低温で
も十分拡散し得る鋼中の固溶Ｃ，Ｎによるひずみ時効を
利用する（この場合、ひずみは最終鋼板製造工程である
スキンパス圧延によるひずみおよび自動車工場での成形
加工におけるひずみの和である）。
クフォード値）、伸び値あるいはｎ値が代表指標である
が、そのレベルは益々高まっている。また、パネルの面
品質に対しては、耐面ひずみ性と耐デント性が重要であ
る。前者は形状凍結性と関連し、低降伏点強度が要求さ
れる。一方、耐デント性は製品の、すなわち成形加工、
アセンブリ組立、取り付け、塗装焼付け後の強度であ
る。このうち塗装焼付けは通常、１７０℃，２０ｍｉｎ
程度の熱処理であり、この熱処理によって硬化する特性
である塗装焼付け硬化性（通常ＢＨ性と称される）が要
求される。塗装焼付け性は、通常１７０℃程度の低温で
も十分拡散し得る鋼中の固溶Ｃ，Ｎによるひずみ時効を
利用する（この場合、ひずみは最終鋼板製造工程である
スキンパス圧延によるひずみおよび自動車工場での成形
加工におけるひずみの和である）。
【０００４】本発明は高度の加工性とこのＢＨ性を具備
し、さらに幅方向のＢＨ性のばらつきの少ない冷延鋼板
の製造方法の提供を目的としている。このような用途に
対しては通常、極低炭素鋼が使われる。本発明もこの極
低炭素鋼の一貫ではある。ＢＨ性付与に関与する溶質元
素としては上述のように固溶Ｃ，Ｎが鋼に対しては使わ
れるが、一方、ＢＨ性は一種の時効性であって常温では
成形加工性劣化を引き起こすのであまり大き過ぎると問
題となる。すなわち常温遅時効あるいは非時効と１７０
℃程度の温度での促進時効との両立ということが必要と
される。時効に対する温度依存性、すなわち時効の活性
化エネルギーはＣとＮとでは異なり、Ｃの方が大きく、
Ｃの対時効におよぼす効果は常温の時効が遅く、高温程
速いという特徴を有する。そのためＢＨ性付与技術とし
ては固溶Ｃを用いるのが通常である。
し、さらに幅方向のＢＨ性のばらつきの少ない冷延鋼板
の製造方法の提供を目的としている。このような用途に
対しては通常、極低炭素鋼が使われる。本発明もこの極
低炭素鋼の一貫ではある。ＢＨ性付与に関与する溶質元
素としては上述のように固溶Ｃ，Ｎが鋼に対しては使わ
れるが、一方、ＢＨ性は一種の時効性であって常温では
成形加工性劣化を引き起こすのであまり大き過ぎると問
題となる。すなわち常温遅時効あるいは非時効と１７０
℃程度の温度での促進時効との両立ということが必要と
される。時効に対する温度依存性、すなわち時効の活性
化エネルギーはＣとＮとでは異なり、Ｃの方が大きく、
Ｃの対時効におよぼす効果は常温の時効が遅く、高温程
速いという特徴を有する。そのためＢＨ性付与技術とし
ては固溶Ｃを用いるのが通常である。
【０００５】極低炭素ＢＨ鋼板の主な製造方法は、特開
昭５９−３１８２７号、特開昭５９−３８３３７号、特
開昭６３−１２８１４９号、および特開平２−１９７５
４９号の各公報に記載されている。いずれもＮｂをＣと
の化学量論的等量以下の範囲で添加する。また、特開平
２−１９４１２６号公報にはＴｉを、Ｃが完全にＴｉＣ
として固定されない範囲で添加する技術が記載されてい
る。さらに成分的には炭化物形成元素を炭素に対して過
剰に添加するが、この炭化物を鋼板製造時の再結晶焼鈍
で溶解させ固溶炭素を確保しようとするもので、溶融亜
鉛めっき鋼板の例として特開昭６３−２４１１２２号公
報にこの技術が記載されている。しかし、これらの方法
では板幅方向の塗装焼付け硬化性の変動を少なくし、か
つ良好な形状の鋼板を製造する技術については何等示唆
されていない。すなわち、本発明が目的とするような幅
方向の塗装焼付け性のばらつきを少なくし、低コストで
製造することは従来技術では困難である。
昭５９−３１８２７号、特開昭５９−３８３３７号、特
開昭６３−１２８１４９号、および特開平２−１９７５
４９号の各公報に記載されている。いずれもＮｂをＣと
の化学量論的等量以下の範囲で添加する。また、特開平
２−１９４１２６号公報にはＴｉを、Ｃが完全にＴｉＣ
として固定されない範囲で添加する技術が記載されてい
る。さらに成分的には炭化物形成元素を炭素に対して過
剰に添加するが、この炭化物を鋼板製造時の再結晶焼鈍
で溶解させ固溶炭素を確保しようとするもので、溶融亜
鉛めっき鋼板の例として特開昭６３−２４１１２２号公
報にこの技術が記載されている。しかし、これらの方法
では板幅方向の塗装焼付け硬化性の変動を少なくし、か
つ良好な形状の鋼板を製造する技術については何等示唆
されていない。すなわち、本発明が目的とするような幅
方向の塗装焼付け性のばらつきを少なくし、低コストで
製造することは従来技術では困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、上述のように高度の加工に耐える成形加工
性と、耐面ひずみ性と耐デント性を兼ね備え、さらに幅
方向の塗装焼付け性のばらつきが少ない冷延鋼板の製造
方法を実現するところにある。この課題を具体的に示せ
ば、加工性に対しては、ｒ値≧２．０、Ｅｌ≧４８％
（尚、Ｅｌはいずれも板厚０．８ｍｍの場合、Ｅｌは板
厚に依存する）、ｎ値≧０．２３、ただし、ＢＨ性は引
張試験で２％予ひずみを与えた後除荷し、１７０℃，２
０ｍｉｎの熱処理を加え、再び引張り、その降伏点強度
を２％予ひずみ時の流動応力から差し引いた値で評価さ
れる。すなわち、２％予ひずみ、１７０℃，２０ｍｉｎ
のひずみ時効試験での降伏点上昇代である。
する課題は、上述のように高度の加工に耐える成形加工
性と、耐面ひずみ性と耐デント性を兼ね備え、さらに幅
方向の塗装焼付け性のばらつきが少ない冷延鋼板の製造
方法を実現するところにある。この課題を具体的に示せ
ば、加工性に対しては、ｒ値≧２．０、Ｅｌ≧４８％
（尚、Ｅｌはいずれも板厚０．８ｍｍの場合、Ｅｌは板
厚に依存する）、ｎ値≧０．２３、ただし、ＢＨ性は引
張試験で２％予ひずみを与えた後除荷し、１７０℃，２
０ｍｉｎの熱処理を加え、再び引張り、その降伏点強度
を２％予ひずみ時の流動応力から差し引いた値で評価さ
れる。すなわち、２％予ひずみ、１７０℃，２０ｍｉｎ
のひずみ時効試験での降伏点上昇代である。
【０００７】すなわち、本発明では、加工性のレベルと
してｒ≧１．８、Ｅｌ≧４０％（板厚０．８ｍｍ）、ｎ
≧０．２１、（ただし、ｒ値は面内平均値で、圧延方向
に対し、０°、４５°および９０°の方向の特性値をそ
れぞれＸ０、Ｘ４５、Ｘ９０で表わすとすると、（Ｘ０
＋２Ｘ４５＋Ｘ９０）÷４で定義される）の値をすべて
満たすレベルを目的としている。ここでｒ値は深絞り性
に対する指標で、引張方向に対し［幅方向対数ひずみ÷
板厚対数ひずみ］で定義される。Ｅｌは引張試験におけ
る破断伸びである。また、ｎ値は加工硬化指数であり、
材料の流入性を表し、やはり代表的加工性の指標であ
る。
してｒ≧１．８、Ｅｌ≧４０％（板厚０．８ｍｍ）、ｎ
≧０．２１、（ただし、ｒ値は面内平均値で、圧延方向
に対し、０°、４５°および９０°の方向の特性値をそ
れぞれＸ０、Ｘ４５、Ｘ９０で表わすとすると、（Ｘ０
＋２Ｘ４５＋Ｘ９０）÷４で定義される）の値をすべて
満たすレベルを目的としている。ここでｒ値は深絞り性
に対する指標で、引張方向に対し［幅方向対数ひずみ÷
板厚対数ひずみ］で定義される。Ｅｌは引張試験におけ
る破断伸びである。また、ｎ値は加工硬化指数であり、
材料の流入性を表し、やはり代表的加工性の指標であ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上述の課題を克
服するために、特定の微量元素制御と特定の固溶体強化
元素の添加及び熱延〜連続焼鈍ラインにいたる特定の条
件とを組み合わせる。本発明の骨子とするところは （１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｎ：０．０
０３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜
１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：０．０３％
以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎｂ：
０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）の値を０．
７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７２／１４Ｎ
（％）を含有し、残部不可避的不純物からなる鋼をＡｒ
3 変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以内
に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、続いて７２
〜９２％の冷延率で冷間圧延したのち、気水冷却設備を
有する連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあたり、８３０〜
８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃超までを３〜
１５℃／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃以下を３０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却し、続いてスキンパスを伸び
率０．８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性に
優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付
け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造
方法。
服するために、特定の微量元素制御と特定の固溶体強化
元素の添加及び熱延〜連続焼鈍ラインにいたる特定の条
件とを組み合わせる。本発明の骨子とするところは （１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｎ：０．０
０３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜
１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：０．０３％
以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎｂ：
０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）の値を０．
７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７２／１４Ｎ
（％）を含有し、残部不可避的不純物からなる鋼をＡｒ
3 変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以内
に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、続いて７２
〜９２％の冷延率で冷間圧延したのち、気水冷却設備を
有する連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあたり、８３０〜
８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃超までを３〜
１５℃／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃以下を３０℃
／ｓ以上の冷却速度で冷却し、続いてスキンパスを伸び
率０．８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性に
優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付
け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造
方法。
【０００９】（２）Ｃ：０．００１０〜０．００３０
％、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、
Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０
７％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量
比）の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）
〜７２／１４Ｎ（％）を含有し、さらにＢ：０．０００
１〜０．００２０％、Ｃｒ：１．５％以下の１種または
２種を含有し、残部不可避的不純物からなる鋼をＡｒ3
変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以内に
急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、続いて７２〜
９２％の冷延率で冷間圧延したのち、気水冷却設備を有
する連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあたり、８３０〜８
８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃超までを３〜１
５℃／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃以下を３０℃／
ｓ以上の冷却速度で冷却し、続いてスキンパスを伸び率
０．８〜１．５％で行うことを特徴とする成形性に優
れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け
性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法で
ある。
％、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、
Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０
７％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量
比）の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）
〜７２／１４Ｎ（％）を含有し、さらにＢ：０．０００
１〜０．００２０％、Ｃｒ：１．５％以下の１種または
２種を含有し、残部不可避的不純物からなる鋼をＡｒ3
変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以内に
急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、続いて７２〜
９２％の冷延率で冷間圧延したのち、気水冷却設備を有
する連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあたり、８３０〜８
８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃超までを３〜１
５℃／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃以下を３０℃／
ｓ以上の冷却速度で冷却し、続いてスキンパスを伸び率
０．８〜１．５％で行うことを特徴とする成形性に優
れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け
性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法で
ある。
【００１０】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明において、塗装焼付け性のばらつきを少なく、かつ
良好な形状の鋼板を低コストで製造するには連続焼鈍ラ
インでの冷却方法が重要なポイントとなる。ＢＨ性と鋼
板の形状は、焼鈍後の冷却速度、パターンに敏感である
ことから冷却条件を定める必要がある。その連続焼鈍ラ
インでの冷却方法としては、気水冷却、ＧＡＳ冷却、ロ
ール冷却、水冷却がある。本発明者らは、表１、２に示
す成分系および製造条件の鋼を用い上記の冷却方法ごと
の、板幅方向の冷却速度分布とＢＨ性分布の調査を行な
った。その結果を図１及び表３に示す。すなわち図１
（Ａ）は板幅方向の部位と冷却速度との関係を示す図で
あり、また図１（Ｂ）は板幅方向の部位とＢＨ性との関
係を示す図である。これにより気水冷却法が板幅方向の
冷却速度分布のばらつきが少なく、その結果、塗装焼付
け性のばらつきが少なく、良好な形状を有する鋼板が低
コストで得られることを明らかにした。
発明において、塗装焼付け性のばらつきを少なく、かつ
良好な形状の鋼板を低コストで製造するには連続焼鈍ラ
インでの冷却方法が重要なポイントとなる。ＢＨ性と鋼
板の形状は、焼鈍後の冷却速度、パターンに敏感である
ことから冷却条件を定める必要がある。その連続焼鈍ラ
インでの冷却方法としては、気水冷却、ＧＡＳ冷却、ロ
ール冷却、水冷却がある。本発明者らは、表１、２に示
す成分系および製造条件の鋼を用い上記の冷却方法ごと
の、板幅方向の冷却速度分布とＢＨ性分布の調査を行な
った。その結果を図１及び表３に示す。すなわち図１
（Ａ）は板幅方向の部位と冷却速度との関係を示す図で
あり、また図１（Ｂ）は板幅方向の部位とＢＨ性との関
係を示す図である。これにより気水冷却法が板幅方向の
冷却速度分布のばらつきが少なく、その結果、塗装焼付
け性のばらつきが少なく、良好な形状を有する鋼板が低
コストで得られることを明らかにした。
【００１１】
【表１】
【００１２】
【表２】
【００１３】
【表３】
【００１４】
【作用】次に、個々の構成要件の作用および数値限定理
由について述べる。 Ｃ：Ｃは侵入型固溶元素で冷延鋼板の加工性付与、すな
わち集合組織形成や十分大きな結晶粒成長に有害であ
り、極力低下させるが、一方ＢＨは最終の製品板での固
溶炭素量に依存し、そのため最低量必要である。これら
の理由よりＣの下限と上限はそれぞれ０．００１０％、
０．００３０％とする必要がある。尚、望ましくは上限
は０．００２５％とする。
由について述べる。 Ｃ：Ｃは侵入型固溶元素で冷延鋼板の加工性付与、すな
わち集合組織形成や十分大きな結晶粒成長に有害であ
り、極力低下させるが、一方ＢＨは最終の製品板での固
溶炭素量に依存し、そのため最低量必要である。これら
の理由よりＣの下限と上限はそれぞれ０．００１０％、
０．００３０％とする必要がある。尚、望ましくは上限
は０．００２５％とする。
【００１５】Ｎ：Ｎはやはり侵入型固溶元素で有害であ
る。また、常温で拡散しやすいのでＢＨ性と耐常温時効
性の両立も困難なためＢＨ性のために用いることは不利
である。そのため０．００３０％以下とする必要があ
る。 Ｓｉ：Ｓｉは固溶体強化にて鋼を強化するが、一方で加
工性・化成処理性を阻害するので上限を０．５％以下と
する。 Ｍｎ：Ｍｎも固溶体強化にて鋼を強化する。特に強化の
割りに材料の延性の劣化が少なく好ましい強化元素であ
る。しかし、多すぎる添加は、材料の延性を減じ、加工
性を劣化させる。そのため、Ｍｎは０．３％〜１．５％
の添加とする。
る。また、常温で拡散しやすいのでＢＨ性と耐常温時効
性の両立も困難なためＢＨ性のために用いることは不利
である。そのため０．００３０％以下とする必要があ
る。 Ｓｉ：Ｓｉは固溶体強化にて鋼を強化するが、一方で加
工性・化成処理性を阻害するので上限を０．５％以下と
する。 Ｍｎ：Ｍｎも固溶体強化にて鋼を強化する。特に強化の
割りに材料の延性の劣化が少なく好ましい強化元素であ
る。しかし、多すぎる添加は、材料の延性を減じ、加工
性を劣化させる。そのため、Ｍｎは０．３％〜１．５％
の添加とする。
【００１６】Ｐ：Ｐも固溶体元素であり、高強度化に有
効であるが、一方で加工性の劣化や、脆性破壊をまねく
ので、０．０３〜０．０８％の添加とする。 Ｓ：Ｓは不純物で介在物を形成し、鋼の加工性を減じる
ので、０．０３％以下とする必要がある。好ましくは
０．００４％未満とすべきである。 Ａｌ：Ａｌは脱酸に使用する。また、侵入型不純物であ
るＮ固定の補助にも使われる。そのため酸可溶Ａｌとし
て０．００５％は必要である。一方、０．０７％を越え
る添加は鋼の加工性を劣化させる。
効であるが、一方で加工性の劣化や、脆性破壊をまねく
ので、０．０３〜０．０８％の添加とする。 Ｓ：Ｓは不純物で介在物を形成し、鋼の加工性を減じる
ので、０．０３％以下とする必要がある。好ましくは
０．００４％未満とすべきである。 Ａｌ：Ａｌは脱酸に使用する。また、侵入型不純物であ
るＮ固定の補助にも使われる。そのため酸可溶Ａｌとし
て０．００５％は必要である。一方、０．０７％を越え
る添加は鋼の加工性を劣化させる。
【００１７】Ｎｂ：Ｎｂは本発明にあっては極めて重要
な元素であり、０．０３％を上限とする。更に本発明に
あっては、ＣとＮｂに関して次の関係を満たす必要があ
る。 ０．７０≦Ｎｂ／Ｃ（原子比）≦１．３０ この関係式の下限値未満では、鋼板中の固溶Ｃが多す
ぎ、ｒ値、伸び等の加工性が低下する。関係式の上限値
を超えるとＮｂＣの溶解温度が高くなり、焼鈍時にＮｂ
Ｃを分解できず、ＢＨ性に必要な固溶Ｃが得られず、十
分なＢＨ性が得られない。
な元素であり、０．０３％を上限とする。更に本発明に
あっては、ＣとＮｂに関して次の関係を満たす必要があ
る。 ０．７０≦Ｎｂ／Ｃ（原子比）≦１．３０ この関係式の下限値未満では、鋼板中の固溶Ｃが多す
ぎ、ｒ値、伸び等の加工性が低下する。関係式の上限値
を超えるとＮｂＣの溶解温度が高くなり、焼鈍時にＮｂ
Ｃを分解できず、ＢＨ性に必要な固溶Ｃが得られず、十
分なＢＨ性が得られない。
【００１８】Ｔｉ：ＴｉはＮ固定のため添加する。しか
し多すぎる添加は微細なＴｉＣを熱延段階で形成し、良
好な再結晶集合組織が得られない。そのためＮの化学量
論的等量（４８／１４×Ｔｉ（％））の０．５〜１．５
の範囲で添加する。Ｎが少量過剰になる場合があるがそ
の場合には本発明の特定熱延にて残存のＮはＡｌＮとし
て固定され冷延前に固溶Ｎが残存することはない。
し多すぎる添加は微細なＴｉＣを熱延段階で形成し、良
好な再結晶集合組織が得られない。そのためＮの化学量
論的等量（４８／１４×Ｔｉ（％））の０．５〜１．５
の範囲で添加する。Ｎが少量過剰になる場合があるがそ
の場合には本発明の特定熱延にて残存のＮはＡｌＮとし
て固定され冷延前に固溶Ｎが残存することはない。
【００１９】本発明では最終製品ではＢＨ性付与のため
固溶炭素が残存し、そのため結晶粒界にも炭素が偏析し
二次加工脆化に対しては良好であるが、さらに厳しい耐
二次加工脆化が求められる場合はＢを添加する。Ｂの添
加量は０．０００１％未満ではその効果がなく、０．０
０２０％を越える添加は鋼の加工性を劣化させる。より
好ましくは０．０００８％以下の添加とすべきである。
固溶炭素が残存し、そのため結晶粒界にも炭素が偏析し
二次加工脆化に対しては良好であるが、さらに厳しい耐
二次加工脆化が求められる場合はＢを添加する。Ｂの添
加量は０．０００１％未満ではその効果がなく、０．０
０２０％を越える添加は鋼の加工性を劣化させる。より
好ましくは０．０００８％以下の添加とすべきである。
【００２０】さらに強度を補う場合にはＣｒを１．０％
以下添加する。Ｃｒは固溶体強化能としては小さいが加
工硬化特性を改善し、高強度化の割にｎ値の劣化を最小
限にする好ましい元素である。１．０％を越える添加は
経済的ではない。下限の規定は特に必要ないが、０．０
２％未満では有効性は認められない。好ましくは０．１
〜１．０％とする。
以下添加する。Ｃｒは固溶体強化能としては小さいが加
工硬化特性を改善し、高強度化の割にｎ値の劣化を最小
限にする好ましい元素である。１．０％を越える添加は
経済的ではない。下限の規定は特に必要ないが、０．０
２％未満では有効性は認められない。好ましくは０．１
〜１．０％とする。
【００２１】熱延条件：熱延はＡｒ3 変態点以上の温度
で終了する。α相域での熱延はｒ値形成に悪影響をおよ
ぼす。熱間圧延後の冷却条件は重要である。熱延板の結
晶粒界は再結晶焼鈍時にｒ値に好ましい結晶方位の核発
生位置であり、細粒の組織ほど核生成が活発となり良好
なｒ値が得られる。そのため圧延終了後２ｓ以内で急冷
する必要がある。２ｓを越えては粗大な熱延組織となり
良好なｒ値が得られない。好ましくは０．８ｓ以内に急
冷すべきである。急冷速度は通常とられるスプレー等の
冷却速度である３０℃／ｓ以上程度でよいが好ましくは
５０℃／ｓ以上で、１００℃程度以上冷却する。
で終了する。α相域での熱延はｒ値形成に悪影響をおよ
ぼす。熱間圧延後の冷却条件は重要である。熱延板の結
晶粒界は再結晶焼鈍時にｒ値に好ましい結晶方位の核発
生位置であり、細粒の組織ほど核生成が活発となり良好
なｒ値が得られる。そのため圧延終了後２ｓ以内で急冷
する必要がある。２ｓを越えては粗大な熱延組織となり
良好なｒ値が得られない。好ましくは０．８ｓ以内に急
冷すべきである。急冷速度は通常とられるスプレー等の
冷却速度である３０℃／ｓ以上程度でよいが好ましくは
５０℃／ｓ以上で、１００℃程度以上冷却する。
【００２２】巻取温度は６５０〜７７０℃とする必要が
ある。これにより熱延段階で残存したＣ等の固溶不純物
を十分にスカベンジングさせる。６５０℃未満では拡散
が十分でなくスカベンジングの効果がない。一方、７７
０℃を越えると結晶粒成長が生じ、特定の熱延を行った
効果が失われる。より好ましくは、巻取温度は７００〜
７７０℃とする。
ある。これにより熱延段階で残存したＣ等の固溶不純物
を十分にスカベンジングさせる。６５０℃未満では拡散
が十分でなくスカベンジングの効果がない。一方、７７
０℃を越えると結晶粒成長が生じ、特定の熱延を行った
効果が失われる。より好ましくは、巻取温度は７００〜
７７０℃とする。
【００２３】冷延・焼鈍条件：冷延率は、高ｒ値とする
ために７２〜９２％と高めとする必要がある。好ましく
は７７％以上である。９５％を越える冷延率は現状の設
備等を考えると現実的でない。冷延後、連続焼鈍ライン
にて再結晶焼鈍を行なう。その際、加熱温度としては８
３０〜８８０℃とする必要がある。加熱、すなわち焼鈍
は、｛１１１｝方位の揃った、かつ十分大きな再結晶集
合組織を得るためと、そしてＮｂＣを一部ＮｂとＣに溶
解し固溶炭素を確保しＢＨ性を付与させるため、８３０
℃は必要となる。一方、８８０℃を越える焼鈍では結晶
粒が大きくなりすぎてプレス成形時の肌荒れという欠陥
につながる。尚、加工性とＢＨ性の確保のために高温保
持時間も重要であり、２０ｓ以上保持する必要がある。
ために７２〜９２％と高めとする必要がある。好ましく
は７７％以上である。９５％を越える冷延率は現状の設
備等を考えると現実的でない。冷延後、連続焼鈍ライン
にて再結晶焼鈍を行なう。その際、加熱温度としては８
３０〜８８０℃とする必要がある。加熱、すなわち焼鈍
は、｛１１１｝方位の揃った、かつ十分大きな再結晶集
合組織を得るためと、そしてＮｂＣを一部ＮｂとＣに溶
解し固溶炭素を確保しＢＨ性を付与させるため、８３０
℃は必要となる。一方、８８０℃を越える焼鈍では結晶
粒が大きくなりすぎてプレス成形時の肌荒れという欠陥
につながる。尚、加工性とＢＨ性の確保のために高温保
持時間も重要であり、２０ｓ以上保持する必要がある。
【００２４】焼鈍後の冷却速度は本発明では重要であ
る。６７０℃超では３℃／ｓ〜１５℃／ｓとする。下限
値未満では固溶ＣがＮｂＣとして析出し、十分なＢＨ性
が得られない。上限値を超えると鋼板の形状が劣化す
る。６７０℃以下では３０℃／ｓ以上とする。これ未満
の冷却速度では生産性が低下する。また、固溶ＣがＮｂ
Ｃが析出しＢＨ性が低下する。スキンパスの伸び率は
０．８〜１．５％とする。下限値未満では、製品板で降
伏伸びが残存し、パネルのプレス時等にストレッチャー
ストレーンが生じる。上限値を超えると加工硬化を生
じ、降伏点強度が上昇し、プレス性を低下させる。
る。６７０℃超では３℃／ｓ〜１５℃／ｓとする。下限
値未満では固溶ＣがＮｂＣとして析出し、十分なＢＨ性
が得られない。上限値を超えると鋼板の形状が劣化す
る。６７０℃以下では３０℃／ｓ以上とする。これ未満
の冷却速度では生産性が低下する。また、固溶ＣがＮｂ
Ｃが析出しＢＨ性が低下する。スキンパスの伸び率は
０．８〜１．５％とする。下限値未満では、製品板で降
伏伸びが残存し、パネルのプレス時等にストレッチャー
ストレーンが生じる。上限値を超えると加工硬化を生
じ、降伏点強度が上昇し、プレス性を低下させる。
【００２５】本鋼の溶製は転炉で行なわれる。転炉精錬
後、真空脱ガスにより脱炭される。そして造塊・分塊ま
たは連続鋳造にてスラブとした後熱延される。熱延条件
は、仕上終了温度、仕上圧延後の冷却条件および巻取温
度を除き通常取られる条件でよい。しかし、一層加工性
を高めるには加熱温度を１１５０℃以下とすることが望
ましい。焼鈍は、気水冷却設備を有する連続焼鈍ライン
で行なう。焼鈍の後、ストリップは気水冷却され、続い
てスキンパスが行われる。
後、真空脱ガスにより脱炭される。そして造塊・分塊ま
たは連続鋳造にてスラブとした後熱延される。熱延条件
は、仕上終了温度、仕上圧延後の冷却条件および巻取温
度を除き通常取られる条件でよい。しかし、一層加工性
を高めるには加熱温度を１１５０℃以下とすることが望
ましい。焼鈍は、気水冷却設備を有する連続焼鈍ライン
で行なう。焼鈍の後、ストリップは気水冷却され、続い
てスキンパスが行われる。
【００２６】
【実施例】次に実施例について述べる。表４に示す化学
成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、溶製した。いずれも
ＲＨ真空脱ガスにて極低炭素としている。これらの鋼の
内、鋼符号Ａ〜Ｊ，およびＭ，Ｎ，Ｏの鋼は本発明にし
たがっているが、それ以外は下線をひいた項目において
本発明と異なる。これらの鋼を連続鋳造にてスラブとし
た後熱延を行なった。酸洗後冷延し、続いて連続焼鈍ラ
インを通板し、製品とした。熱延および焼鈍条件を表５
に示す。なお、熱延加熱温度は１１１０〜１１５０℃で
あった。結果の機械試験値を表６に示す。機械試験はＪ
ＩＳＺ２２０１記載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１
記載の方法に従って行ない、降伏点強度ＹＰ、引張強度
ＴＳ、破断伸びＥｌを測定した。また、１０％〜２０％
ひずみよりｎ値を計算した。塗装焼付け性の評価は、前
に述べたＢＨ性で示した。また、耐常温時効性を評価す
るため４０℃で３０日間置いた後の降伏点伸びの復元量
をＹＰ−Ｅｌで示した。ＹＰ−Ｅｌはストレッチャース
トレーン欠陥に対応する量で０．２％以内でないとこの
欠陥が発生する。
成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、溶製した。いずれも
ＲＨ真空脱ガスにて極低炭素としている。これらの鋼の
内、鋼符号Ａ〜Ｊ，およびＭ，Ｎ，Ｏの鋼は本発明にし
たがっているが、それ以外は下線をひいた項目において
本発明と異なる。これらの鋼を連続鋳造にてスラブとし
た後熱延を行なった。酸洗後冷延し、続いて連続焼鈍ラ
インを通板し、製品とした。熱延および焼鈍条件を表５
に示す。なお、熱延加熱温度は１１１０〜１１５０℃で
あった。結果の機械試験値を表６に示す。機械試験はＪ
ＩＳＺ２２０１記載の５号試験片を用い、同Ｚ２２４１
記載の方法に従って行ない、降伏点強度ＹＰ、引張強度
ＴＳ、破断伸びＥｌを測定した。また、１０％〜２０％
ひずみよりｎ値を計算した。塗装焼付け性の評価は、前
に述べたＢＨ性で示した。また、耐常温時効性を評価す
るため４０℃で３０日間置いた後の降伏点伸びの復元量
をＹＰ−Ｅｌで示した。ＹＰ−Ｅｌはストレッチャース
トレーン欠陥に対応する量で０．２％以内でないとこの
欠陥が発生する。
【００２７】
【表４】
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】表４〜表６より明白なように、本発明にし
たがった鋼板（Ａ〜Ｇ）は、幅方向の変動のほとんどな
い３０ＭＰａ以上のＢＨ性を有し、十分低ＹＰ（耐面ひ
ずみ性）で、伸び、ｒ値、ｎ値が良好（高成形加工性）
で、時効性も常温時効でのＹＰ−Ｅｌの復元はほとんど
なく、常温非ないし遅時効性を示す。これに対し、比較
の鋼板ではこれらすべての特性を満たすものはない。Ｈ
の鋼では、連続焼鈍時にロール冷却を用いたために、冷
却時の冷速がばらつき、その結果、ＢＨ性の変動が大き
く、鋼板の形状が劣化し、耳波を生じた。Ｉの鋼では、
連続焼鈍時にＧＡＳ冷却を用いたために、気水冷却に対
して、製造コストが上昇した。
たがった鋼板（Ａ〜Ｇ）は、幅方向の変動のほとんどな
い３０ＭＰａ以上のＢＨ性を有し、十分低ＹＰ（耐面ひ
ずみ性）で、伸び、ｒ値、ｎ値が良好（高成形加工性）
で、時効性も常温時効でのＹＰ−Ｅｌの復元はほとんど
なく、常温非ないし遅時効性を示す。これに対し、比較
の鋼板ではこれらすべての特性を満たすものはない。Ｈ
の鋼では、連続焼鈍時にロール冷却を用いたために、冷
却時の冷速がばらつき、その結果、ＢＨ性の変動が大き
く、鋼板の形状が劣化し、耳波を生じた。Ｉの鋼では、
連続焼鈍時にＧＡＳ冷却を用いたために、気水冷却に対
して、製造コストが上昇した。
【００３１】Ｊの鋼では、連続焼鈍時に水冷却を用いた
ので、鋼板の形状が劣化し、耳波や板反りを生じた。Ｋ
の鋼では、Ｎｂが上限値を超えたので、ＮｂＣの溶解温
度が上昇し、連続焼鈍時にＮｂＣがほとんど溶解でき
ず、必要な固溶Ｃが得られなかった。そのため、ＢＨ性
が低下した。Ｌの鋼では、Ｃが上限値を超えたので、固
溶Ｃが多すぎ、ｒ値、伸びが低下した。また、時効後の
降伏点伸びも０．２％を超え、時効性に劣る。Ｍの鋼で
は、６７０℃超の冷却速度が上限値を超えたので、鋼板
の形状が劣化し、耳波を生じた。Ｎの鋼では、６７０℃
以下の冷却速度が下限値未満なのでＢＨ性が低下した。
また、生産性が低下した。Ｏの鋼では、６７０℃超の冷
却速度が下限値未満なので、固溶ＣがＮｂＣとして析出
し、ＢＨ性が低下した。
ので、鋼板の形状が劣化し、耳波や板反りを生じた。Ｋ
の鋼では、Ｎｂが上限値を超えたので、ＮｂＣの溶解温
度が上昇し、連続焼鈍時にＮｂＣがほとんど溶解でき
ず、必要な固溶Ｃが得られなかった。そのため、ＢＨ性
が低下した。Ｌの鋼では、Ｃが上限値を超えたので、固
溶Ｃが多すぎ、ｒ値、伸びが低下した。また、時効後の
降伏点伸びも０．２％を超え、時効性に劣る。Ｍの鋼で
は、６７０℃超の冷却速度が上限値を超えたので、鋼板
の形状が劣化し、耳波を生じた。Ｎの鋼では、６７０℃
以下の冷却速度が下限値未満なのでＢＨ性が低下した。
また、生産性が低下した。Ｏの鋼では、６７０℃超の冷
却速度が下限値未満なので、固溶ＣがＮｂＣとして析出
し、ＢＨ性が低下した。
【００３２】
【発明の効果】自動車は環境問題とも関係し、燃費軽減
のためその車体重量を軽くしようとしている。パネルも
例外ではなく、自動車重量に占める割合が大きくむしろ
重要視されている。一方、パネルは自動車品質の最も目
立つところであり、その意匠性の重要さは益々高まって
いる。このことは複雑な形状が益々要求されることにつ
ながる。このような観点から本発明の目的とするような
優れた加工性と塗装焼付け硬化性を兼ね備えることは極
めて重要である。さらに幅方向の塗装焼付け硬化性の変
動を少なくすることにより、パネル等の一体成形も可能
とした。
のためその車体重量を軽くしようとしている。パネルも
例外ではなく、自動車重量に占める割合が大きくむしろ
重要視されている。一方、パネルは自動車品質の最も目
立つところであり、その意匠性の重要さは益々高まって
いる。このことは複雑な形状が益々要求されることにつ
ながる。このような観点から本発明の目的とするような
優れた加工性と塗装焼付け硬化性を兼ね備えることは極
めて重要である。さらに幅方向の塗装焼付け硬化性の変
動を少なくすることにより、パネル等の一体成形も可能
とした。
【図１】連続焼鈍ラインでの冷却方法ごとの冷却速度分
布、ＢＨ性分布を示す図である。
布、ＢＨ性分布を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：
０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７
％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）
の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７
２／１４Ｎ（％）を含有し、残部不可避的不純物からな
る鋼をＡｒ3変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延
後２ｓ以内に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、
続いて７２〜９２％の冷延率で冷間圧延したのち、気水
冷却設備を有する連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあた
り、８３０〜８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃
超までを３〜１５℃／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃
以下を３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、続いてスキ
ンパスを伸び率０．８〜１．５％で行なうことを特徴と
する成形性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方
向の塗装焼付け性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：
０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７
％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）
の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７
２／１４Ｎ（％）を含有し、さらにＢ：０．０００１〜
０．００２０％、Ｃｒ：１．５％以下の１種または２種
を含有し、残部不可避的不純物からなる鋼をＡｒ3 変態
点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以内に急冷
を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、続いて７２〜９２
％の冷延率で冷間圧延したのち、気水冷却設備を有する
連続焼鈍設備にて焼鈍を行うにあたり、８３０〜８８０
℃で２０ｓ以上焼鈍の後、６７０℃超までを３〜１５℃
／ｓの冷却速度で冷却し、６７０℃以下を３０℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、続いてスキンパスを伸び率０．
８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性に優れ、
塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け性の
変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06071061A JP3140289B2 (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06071061A JP3140289B2 (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278654A true JPH07278654A (ja) | 1995-10-24 |
| JP3140289B2 JP3140289B2 (ja) | 2001-03-05 |
Family
ID=13449640
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06071061A Expired - Fee Related JP3140289B2 (ja) | 1994-04-08 | 1994-04-08 | 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ幅方向の塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3140289B2 (ja) |
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| WO2002012580A1 (en) * | 2000-08-04 | 2002-02-14 | Nippon Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and hot rolled steel sheet excellent in bake hardenability and resistance to ordinary temperature aging and method for their production |
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| US9011615B2 (en) | 2008-06-23 | 2015-04-21 | Posco | Bake hardening steel with excellent surface properties and resistance to secondary work embrittlement, and preparation method thereof |
| CN112779475A (zh) * | 2019-11-11 | 2021-05-11 | 本特勒汽车有限公司 | 具有更高强度的汽车零部件 |
| KR20210077973A (ko) | 2019-12-18 | 2021-06-28 | 주식회사 포스코 | 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR20220040594A (ko) | 2020-09-24 | 2022-03-31 | 주식회사 포스코 | 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
| KR20220060799A (ko) | 2020-11-05 | 2022-05-12 | 주식회사 포스코 | 소부 경화성 및 내시효성이 우수한 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO1992014854A1 (fr) | 1991-02-20 | 1992-09-03 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee presentant une bonne aptitude au formage et a la trempe au four, et sa production |
-
1994
- 1994-04-08 JP JP06071061A patent/JP3140289B2/ja not_active Expired - Fee Related
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