JPH108143A - 加工性，塗装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 優れた深絞り性及び耐時効性を示し、しかも
高い焼付硬化能を有する薄鋼板を安価にかつ安定しての
製造できる手段を提供する。 【構成】 Ｃ：0.0100〜 0.025％，Mn：0.05〜0.25％，
Ｓ:0.003〜 0.020％，Ｐ：0.08％以下，Al:0.005〜 0.0
30％，Ｎ：0.0030％以下，Ｂ：0.0015〜0.0035％を含む
と共に残部がFe及び不可避的不純物から成る鋼片を１２
００℃を上回らない温度に加熱して熱間圧延を施し、Ａ
r₃変態点以上の温度で仕上圧延を行ってから６００〜７
５０℃で巻取り、次に７０％以上の圧延率で冷間圧延を
施した後、続く連続焼鈍において８００超〜８８０℃で
１０〜６０秒の再結晶焼鈍を施してから、まず６５０〜
７４０℃の温度域に到達するまでを７℃/s以下の冷却速
度で徐冷し、引き続いて４０〜２５０℃/sの冷却速度で
３５０〜４００℃の温度域まで急速冷却した後、そのと
きの急冷終点温度から０〜 0.5℃/s以下の冷却速度で２
〜５分の過時効処理を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、優れた深絞り性，耐
時効性並びに塗装焼付硬化性を有する薄鋼板（冷延鋼
板）を製造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】深絞り性の優れた塗装焼付硬化
性鋼板を連続焼鈍によって製造する手段としては、従来
より、鋼中Ｃ量を 0.007％未満（以降、 成分割合を示す
％は重量％とする）にまで低減し、更にTi，Nb等の炭窒
化物生成元素を添加することによって固溶Ｃ量を制御す
る方法が一般的に知られている。しかし、この方法に
は、“Ｃ含有量の低レベル化”や“Ti，Nbといった高価
な添加元素”が必要であるため製品コストが高くなる
上、焼付硬化量の制御が困難であるという問題が指摘さ
れていた。

【０００３】そこで、TiやNb等の高価な添加元素を使用
することなく深絞り性に優れた塗装焼付硬化性鋼板を得
る方法が、特開平６−９３３７６号として提案された。
しかしながら、上記提案の方法では、鋼のＣ含有量を0.
0015％以下という更に低いレベルにまで低減する必要が
あるため工業的に多大な困難を伴い、製品コストの観点
からはそれほど有利な手段とは言えなかった。

【０００４】一方、上述のような製品コストの上昇を抑
えるため、通常の“Mn，Ｓ，sol.Alを含む低炭素Alキル
ド鋼”を用い、連続焼鈍過程において一旦過時効温度よ
り低い温度にまで冷却してから再加熱し過時効処理を行
うという工程を取り入れて結晶粒内炭化物密度を制御し
た非時効焼付硬化性冷延鋼板の製造方法も提案されてい
る（特公平６−８４８３号公報参照）。しかし、この方
法は、連続焼鈍過程において、炭化物の成長を促進させ
るための過時効処理を行う前に一旦過時効温度より低い
温度にまで急冷して粒内炭化物の核生成を促進させてか
ら再加熱するという工程が必要であるため、急冷後の再
加熱に特別な設備が必要となるばかりか、エネルギ−コ
ストの増加にもつながるという工業上好ましくない問題
を内在するものであった。

【０００５】なお、低炭素Alキルド薄鋼板の深絞り性を
向上させるため、熱間圧延後に高温巻取を行うことで
“固溶Ｃの低減",“セメンタイトの凝集析出",“AlＮの
析出粗大化”を促進させて高いｒ値を得る方法が一般に
知られていたが、高温巻取を行うと“厚いスケ−ル生成
による酸洗性の低下”や“コイル内材質の不均一に起因
する歩留低下”を招くなどの問題が生じた。

【０００６】そのため、高温巻取によらずに低炭素Alキ
ルド鋼板の深絞り性を改善する方法として、微量のＢを
添加すると共にsol.Al量を 0.010％未満の低い値に制御
した鋼を素材鋼として用いる手法が提案されている（特
公平５−４９７２８号公報参照）。しかし、Al含有量を
このような低い値に制御することは工業的には非常に困
難なことであり、そのためこの方法も実用的な手段であ
るとは言えなかった。

【０００７】このようなことから、本発明が目的とした
のは、優れた深絞り性及び耐時効性を示し、しかも高い
焼付硬化能を有する薄鋼板を安価にかつ安定して製造で
きる手段を提供することであった。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく、特に「１００℃×６０分」の人工促進時
効後に降伏点伸び:0.3％以下、焼付硬化量（ＢＨ量):３
０Ｎ/mm²以上、平均ｒ値:1.5以上という優れた深絞り
性，耐時効性，焼付硬化性を示す薄鋼板の工業的に有利
な製造法の確立を目指して種々研究を重ねたところ、
「素材鋼の化学組成を規制すると共に、 これと特定の熱
延及び連続焼鈍条件を組み合わせることにより、 製造コ
ストの著しい上昇を伴うことなく優れた深絞り性，耐時
効性，焼付硬化性を有する薄鋼板の安定製造が可能とな
る」との知見を得ることができた。

【０００９】本発明は、上記知見事項等に基づいてなさ
れたものであり、「Ｃ：0.0100〜 0.025％， Mn：0.
05〜0.25％， Ｓ： 0.003〜 0.020％，Ｐ：0.08％以
下， Al： 0.005〜 0.030％， Ｎ：0.0030％以
下，Ｂ：0.0015〜0.0035％を含むと共に残部がFe及び不
可避的不純物から成る鋼片を１２００℃を上回らない温
度に加熱して熱間圧延を施し、 Ａr₃変態点以上の温度で
仕上圧延を行ってから６００〜７５０℃で巻取り、 次に
７０％以上の圧延率で冷間圧延を施した後、続く連続焼
鈍において８００超〜８８０℃で１０〜６０秒の再結晶
焼鈍を施してから、 まず６５０〜７４０℃の温度域に到
達するまでを７℃/s以下の冷却速度で徐冷し、 引き続い
て４０〜２５０℃/sの冷却速度で３５０〜４００℃の温
度域まで急速冷却した後、 そのときの急冷終点温度から
０〜 0.5℃/s以下の冷却速度で２〜５分の過時効処理を
行うことによって、 “１００℃×６０分”の人工促進時
効後に降伏点伸び:0.3％以下、 焼付硬化量（ＢＨ量):３
０Ｎ/mm²以上、 平均ｒ値:1.5以上という優れた深絞り
性，耐時効性，焼付硬化性を示す薄鋼板を安価にかつ安
定して製造できにようにした点」に大きな特徴を有して
いる。

【００１０】即ち、本発明は、特に、冷延板を焼鈍する
前の固溶Ｎを低減させ深絞り性に有効な集合組織を得る
ために窒化物形成能の高いＢを添加した低炭素Alキルド
鋼を素材鋼として用いると共に、焼鈍条件を添加したＢ
の効果が最大限に発揮されるように設定することで、熱
延工程において厚いスケ−ル生成による酸洗性の低下や
コイル内材質の不均一化を懸念することのない比較的低
温の巻取を実施した場合でも冷延板製品に良好な深絞り
性が実現されるようにし、優れた深絞り性，耐時効性，
焼付硬化性の兼備を可能ならしめるという技術思想に沿
って完成されたものであるが、以下、本発明において素
材鋼の化学組成及び薄鋼板（冷延鋼板）の製造条件を前
記の如く限定した理由を説明する。

【００１１】

【作用】

[A] 素材鋼の化学組成 Ｃ：Ｃ含有量の下限は時効性の観点から制限される。即
ち、Ｃ含有量が0.0100％よりも低くなると、過時効析出
に当って焼鈍後の冷却速度を大きくしてもＣの過飽和度
が増加しないために粒内炭化物の密度が低下し、時効性
の劣化を招く傾向が著しくなる。一方、Ｃ含有量の上限
は深絞り性の観点から制限される。つまり、 0.025％を
超えるＣ含有量であると、焼鈍過程において炭化物から
のＣの再固溶により深絞り性に有効な組織の成長が阻害
されるようになる。従って、Ｃ含有量は0.0100〜 0.025
％と定めたが、好ましくは 0.013〜 0.020％に調整する
のが良い。

【００１２】Mn及びＳ：Mn及びＳは、MnＳを形成して窒
化物や粒内炭化物の析出核となる重要な成分であり、こ
の効果を得るためにはMn含有量：0.05％以上，Ｓ含有
量:0.003％以上をそれぞれ確保する必要があるが、Mn含
有量が0.25％を超えると深絞り性の劣化を招き、またＳ
含有量が 0.020％を超えると熱間脆性の悪化が目立つよ
うになる。従って、Mn含有量を0.05〜0.25％、Ｓ含有量
を 0.003〜 0.020％とそれぞれ定めたが、好ましくはMn
含有量は0.07〜 0.015％、Ｓ含有量は 0.003〜 0.010％
に調整するのが良い。

【００１３】Ｐ：Ｐには鋼板の強度を上昇させる作用が
あり、所望の強度を確保するために任意の量を含有させ
れば良いが、過剰に含有させると耐二次加工脆性の劣化
を招くにうになることから、Ｐ含有量の上限を0.08％と
定めた。

【００１４】Al：AlはAlＮを形成して固溶Ｎの捕捉を促
進させる作用を有しているが、その含有量が 0.005％未
満では前記作用による所望の効果が得られず、一方、Al
含有量が0.030 ％を超えると、Ｂ添加によって目論むＢ
Ｎの析出率が低下し、焼鈍過程での微細AlＮの析出が促
進されて深絞り性の劣化を招くようになる。従って、Al
含有量は 0.005〜 0.030％と定めた。

【００１５】Ｎ：不可避的不純物の１つであるＮは加工
性の面からその含有量は低いほど好ましいが、製鋼コス
トとの兼ね合いからＮ含有量の上限を0.0030％と定め
た。

【００１６】Ｂ：Ｂは、Alより窒化物形成能が高く、Ｂ
Ｎを形成して焼鈍前の残留固溶Ｎを低減させることによ
り焼鈍後の粒成長性を向上させる作用を発揮するが、そ
の含有量が0.0015％未満では前記作用による所望の効果
を得ることができず、一方、Ｂ含有量が0.0035％を超え
ると過剰なＢが固溶Ｂとなって逆に焼鈍時の粒成長性を
阻害するようになる。従って、Ｂ含有量は0.0015〜0.00
35％と定めたが、好ましくは 0.00018〜0.0025％に調整
するのが良い。

【００１７】[B] 製造条件 a) 熱延条件 常法通りに溶製され連続鋳造されて得られる上記化学組
成の鋼片（スラブ）にはまず熱間圧延が施されるが、熱
間圧延に際してのスラブ加熱温度が高すぎる場合には
“窒化物”及び“焼鈍後の粒内炭化物の析出サイトであ
るMnＳ”の一部が固溶し、ＢＮの析出率低下による深絞
り性及び耐時効性の劣化を招くこととなるので、熱間圧
延に際してのスラブの加熱は１２００℃を上回らないよ
うに留意する必要がある。なお、仕上圧延はＡr₃変態点
以上の温度で行うが、これは熱延板粗粒化による冷延焼
鈍板のｒ値低下を防止するためである。

【００１８】仕上圧延後の巻取温度は、炭化物凝集析出
を促進させると共に、Ｂ添加の効果を顕著化させて連続
焼鈍時の粒成長性を向上させることにより高いｒ値を得
るべく６００℃以上とする必要がある。一方、スケ−ル
厚が厚くなることによる酸洗性悪化の防止という観点か
ら巻取温度の上限は７５０℃と定めた。ただ、より好ま
しくは巻取温度を６３０〜７２０℃と設定するのが良い
と言える。

【００１９】b) 冷延条件 冷間圧延における圧延率が小さいと十分なｒ値を得るこ
とができないので、冷間圧延は７０％以上の圧延率で実
施する必要があるが、圧延率の上限は特に制限する必要
はない。なお、より好ましい冷間圧延率は７５〜８５％
である。

【００２０】c) 連続焼鈍条件 本発明において、焼鈍条件はＢ添加低炭素Alキルド鋼冷
延板に十分な粒成長を行い高ｒ値を得るために規定され
る。本発明では、まず前記冷延板に８００℃を超える温
度で１０秒以上の再結晶焼鈍が施される。この場合、焼
鈍温度が高すぎると結晶方位のランダム化による特性劣
化を招くため、焼鈍温度の上限は８８０℃とする。ま
た、焼鈍設備の長大化及びエネルギ−コストの増加を防
ぐため焼鈍時間の上限は６０秒とする。

【００２１】続いて、冷延板は上記再結晶焼鈍が終了し
た時点から急冷開始温度（６５０〜７４０℃）に至るま
で徐冷されるが、この時の冷却速度は、フェライト中の
固溶Ｃ量を高めて続く急冷，過時効過程において効果的
に粒内炭化物を生成させるため７℃/s以下（好ましくは
５℃/s以下）とされる。なお、フェライト中へのＣの固
溶限の関係から急冷開始温度が６５０℃よりも低いかあ
るいは７４０℃より高い場合には十分な固溶Ｃの過飽和
度が得られず、粒内の炭化物密度が減少して時効性が劣
化することから、急冷開始温度は６５０〜７４０℃とす
る。

【００２２】前記徐冷に続く急冷過程は粒内炭化物の析
出駆動力を確保するために必要であるが、本発明に係る
製造条件では粒内炭化物の析出サイトであるMnＳが粗大
に析出し、粒内炭化物の析出が促進される。そのため、
従来提案された「過時効温度よりも低い温度まで過冷却
を行い核生成を行った後に再加熱を行う」という処理を
施さなくても十分に良好な耐時効性を実現することがで
きる。この急冷過程での冷却速度については、４０℃/s
よりも低い場合には粒内炭化物密度が低下するため長い
過時効処理時間を要するようになり、一方、２５０℃/s
よりも高くなると粒内炭化物が微細に分散するために降
伏強度が増加して延性を低下させる。従って、急冷過程
での冷却速度は４０〜２５０℃/sと定めたが、好ましく
は６０〜１５０℃/sとするのが良い。

【００２３】上記急冷の終点温度及び過時効温度は、粒
内炭化物の分布と成長を決定して固溶Ｃの残留量を左右
し、耐時効性に大きな影響を及ぼす。急冷終点温度が４
００℃より高いと、固溶Ｃの拡散は十分に確保できるも
のの固溶Ｃの溶解度が大きいために結果として固溶Ｃの
低減が十分に行われない。一方、急冷終点温度が３５０
℃よりも低い場合には固溶Ｃの拡散が不十分となって固
溶Ｃが大量に残留してしまう。従って、固溶Ｃを十分に
低減して優れた耐時効性を確保すべく、急冷終点温度は
３５０〜４００℃と定めた。

【００２４】過時効処理は、上記急冷終点温度に保持す
る等温過時効か、あるいは該急冷終点温度から十分に遅
い冷却速度で徐々に温度降下させる傾斜過時効によって
行われる。即ち、過時効過程における冷却速度が 0.5℃
/sより大きい場合には固溶Ｃの析出サイトまでの拡散が
不十分となり時効性が劣化するので、 0.5℃/s以下の傾
斜過時効又は等温過時効を適用する。何れの場合も過時
効処理時間は２〜５分間である。

【００２５】前記本発明で規定する化学組成の鋼片に以
上の条件に従った処理を施すことにより深絞り性，耐時
効性及び焼付硬化性に優れた薄鋼板が得られるが、この
薄鋼板の製造法を実施例によって更に具体的に説明す
る。

【００２６】

【実施例】

〔実施例１〕まず、表１及び表２に示す化学組成の鋼を
溶製して出鋼し、連続鋳造法によってスラブとした後、
このスラブを１１００〜１１５０℃に加熱してから熱間
圧延を施し、この熱間圧延において８８０〜９２０℃
（何れの鋼のＡr₃変態よりも高い温度）で仕上圧延を行
い板厚を 4.0mmとして６４０〜６６０℃でコイルに巻取
った。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】次いで、前記熱延コイルを巻戻して酸洗し
てから 0.8mm厚にまで冷間圧延を行い（冷間圧延率８０
％）、引き続いて連続焼鈍を施した。連続焼鈍では、焼
鈍温度を８２０℃、均熱時間を３０秒とし、均熱後は７
００℃までを冷却速度４℃/sで徐冷してから、３８０℃
までを８０℃/sの冷却速度で急冷し、続いて３８０℃か
ら３３０℃までを 2.5分間の時間をかけて過時効処理し
た（冷却速度 0.3℃/s）。そして、常法に従って過時効
処理後の鋼板に 1.2％の伸び率でスキンパス圧延を施し
た。

【００３０】このように製造された各冷延鋼板について
「１００℃×６０分」の人工促進時効を行った後の機械
特性を求めた。この結果を表１及び表２に併せて示す。

【００３１】一般に、遅時効と見なすには耐ストレッチ
ャ−ストレインの観点から「１００℃×６０分」の人工
促進時効後で降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）を 0.3％以下に
する必要がある。また、深絞り用鋼板として用いるに
は、３方向の平均ｒ値を 1.5以上とする必要がある。し
かるに、表１及び表２に示される結果から分かるよう
に、本発明で規定する条件通りに製造された薄鋼板（本
発明例１〜16に係る鋼板）では、優れた深絞り性，耐時
効性及び塗装焼付性が実現されている。

【００３２】これに対して、比較例17及び24では、素材
鋼のＣ含有量が低すぎるために連続焼鈍過程における粒
内炭化物の析出が不十分となって固溶Ｃが残留してしま
うため、製品鋼板の時効性が劣る結果となっている。一
方、比較例18及び25では、素材鋼のＣ含有量が高すぎる
ために製品鋼板の深絞り性が劣る結果となっている。

【００３３】また、比較例19及び26では、素材鋼のAl含
有量が少なすぎるために固溶Ｎが残留してしまい、製品
鋼板の時効性が劣る結果となっている。比較例20及び27
では、素材鋼のAl含有量が過剰であるために製品鋼板の
深絞り性が劣る結果となっている。

【００３４】そして、比較例21及び28では、素材鋼のＮ
含有量が高すぎるために製品鋼板の深絞り性が劣ってい
る。比較例22及び29では、素材鋼にＢが添加されていな
いため粒成長が悪く、製品鋼板の深絞り性が劣ってい
る。逆に、比較例23及び30では、素材鋼のＢ含有量が過
剰であるために粒成長が阻害され、製品鋼板の深絞り性
が劣る結果となっている。

【００３５】〔実施例２〕まず、表３に示す本発明の規
定条件を満足する化学組成の鋼Ａ〜Ｚを溶製して出鋼
し、連続鋳造法によってスラブとした。

【００３６】

【表３】

【００３７】次に、この各スラブを表４及び表５に示す
条件で熱間圧延し（仕上圧延は何れもＡr₃変態以上の温
度で実施した）、板厚を 4.0mmとして表４及び表５に示
す温度でコイルに巻取った。

【００３８】

【表４】

【００３９】

【表５】

【００４０】次いで、この熱延コイルを巻戻して酸洗し
てから 0.8mm厚にまで冷間圧延を行い（冷間圧延率８０
％）、引き続いて連続焼鈍を施した。連続焼鈍では、焼
鈍過程での均熱時間を３０秒間とした以外は表４及び表
５に示した条件が適用された。

【００４１】このように製造された各冷延鋼板について
「１００℃×６０分」の人工促進時効を行った後の機械
特性を求めた。この結果を表４及び表５に併せて示す。

【００４２】表４及び表５に示される結果から明らかな
ように、本発明で規定する条件通りに製造された薄鋼板
（本発明例31〜35及び44〜48に係る鋼板）では、優れた
深絞り性，耐時効性及び塗装焼付性が実現されている。

【００４３】これに対して、比較例36及び49ではスラブ
の加熱温度が高すぎたために製品鋼板の深絞り性が劣る
結果となっている。また、比較例37及び50では巻取温度
が低すぎたために製品鋼板の深絞り性が劣る結果となっ
ている。比較例38及び51では、焼鈍温度が低すぎたため
に粒成長が不足し、製品鋼板の深絞り性が劣っている。
一方、比較例39及び52では焼鈍温度が高すぎたために結
晶方位のランダム化が生じ、製品鋼板の深絞り性が劣る
結果となっている。

【００４４】そして、比較例40，41，53及び54では過時
効処理温度が適正温度から外れているため製品鋼板の時
効性が悪い結果となっている。更に、比較例42及び55で
は過時効処理温度の傾斜が大きいために製品鋼板の時効
性が悪くなっている。比較例43及び56では、過時効処理
時間が短かすぎるために製品鋼板の時効性が悪くなって
いる。

【００４５】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、格別なコスト高を招く手段を適用することなく、素
材鋼の化学組成調整及び熱間圧延条件と連続焼鈍熱サイ
クルの適正化によって優れた深絞り性，耐時効性及び塗
装焼付硬化性を有する薄鋼板の安定製造を可能とするな
ど、産業上有用な効果がもたらされる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にてＣ：0.0100〜 0.025％，
   Mn：0.05〜0.25％， Ｓ： 0.003〜 0.020％，Ｐ：0.
   08％以下， Al： 0.005〜 0.030％， Ｎ：0.0030
   ％以下，Ｂ：0.0015〜0.0035％を含むと共に残部がFe及
   び不可避的不純物から成る鋼片を１２００℃を上回らな
   い温度に加熱して熱間圧延を施し、Ａr₃変態点以上の温
   度で仕上圧延を行ってから６００〜７５０℃で巻取り、
   次に７０％以上の圧延率で冷間圧延を施した後、続く連
   続焼鈍において８００超〜８８０℃で１０〜６０秒の再
   結晶焼鈍を施してから、まず６５０〜７４０℃の温度域
   に到達するまでを７℃/s以下の冷却速度で徐冷し、引き
   続いて４０〜２５０℃/sの冷却速度で３５０〜４００℃
   の温度域まで急速冷却した後、そのときの急冷終点温度
   から０〜 0.5℃/s以下の冷却速度で２〜５分の過時効処
   理を行うことを特徴とする、深絞り性，耐時効性及び塗
   装焼付硬化性に優れた薄鋼板の製造方法。