JPS6261664B2

JPS6261664B2 -

Info

Publication number: JPS6261664B2
Application number: JP56030058A
Authority: JP
Inventors: Ichiro Kokubo; Shingo Nomura; Katsumi Kameno
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1981-03-02
Filing date: 1981-03-02
Publication date: 1987-12-22
Also published as: JPS57143464A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野本発明は、焼付硬化性にすぐれた高強度冷延鋼
板及びその製造方法に関する。従来の技術近年、自動車用高強度冷延鋼板に関して、自動
車の衝突事故時等における乗員保護を目的とした
強度向上と同時に、排ガス規制や燃費改善に伴う
車体重量の軽減等の要請に応えるべく、その薄肉
化を図るために積極的に研究が展開されている。
これらの材料に要求される特性としては、先ず、
破断等を生じることなく、良好な寸法精度のもと
に複雑な形状に成形し得るすぐれた加工性と、溶
接構造物として組立てられた状態での良好な強度
及び耐衝撃性とが挙げられる。しかし、最近、これらの材料に要求される特性
として、上記に加えて、新たに焼付硬化性が注目
されるに至つている。この焼付硬化性とは、塗料
の焼付け時の熱によつて鋼板が時効硬化し、降伏
点が上昇する現象をいう。この焼付硬化性につい
ては、従来、主として、リムド鋼とアルミキルド
鋼について研究されており、リムド鋼の方が焼付
硬化性の高いことが一般的に認識されているが、
リムド鋼とアルミキルド鋼における焼付硬化性
は、従来、引張強さが40キロ程度、高々45キロま
での強度クラスの鋼板を対象として研究されてい
るにすぎず、45キロ級程度以上の強度を有する鋼
板については、その焼付硬化性は殆ど研究されて
おらず、従来では、この種の高強度冷延鋼板は、
焼付硬化性に乏しいという認識が大勢を占めてい
る。もつとも、最近、焼付硬化性が比較的すぐれた
ものとして汎用されている連続焼鈍法による高強
度冷延鋼板は、すぐれた強度と焼付硬化性を有し
てはいるものの、ランクフオード値（ｒ値）で代
表される深絞り変形性が極めて悪いという難点が
ある。発明が解決しようとする問題点本発明らは、高強度冷延鋼板における焼付硬化
性についての上述した事情に鑑み、鋭意研究した
結果、焼付硬化性にすぐれた高強度冷延鋼板、即
ち、アルミキルド鋼と同じ程度若しくはそれ以上
の成形性を有すると同時に、アルミキルド鋼を遥
かに凌ぎ、リムド鋼に匹敵する焼付硬化性を有す
る鋼板を得、かくして、一層の薄肉化を可能とす
る高強度冷延鋼板を得て、本発明を完成したもの
である。問題点を解決するための手段本発明による焼付硬化性のすぐれた高強度冷延
鋼板は、重量％でＣ 0.01％以下、 Si 0.65〜２％、 Mn 1.0％を越えて、２％まで、Ｐ 0.03〜0.15％、 Cu 0.2〜１％、及び Al 0.10％以下残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴と
する。また、本発明による焼付硬化性のすぐれた高強
度冷延鋼板の製造方法は、重量％でＣ 0.01％以下、 Si 0.65〜２％、 Mn 1.0％を越えて、２％まで、Ｐ 0.03〜0.15％、 Cu 0.2〜１％、及び Al 0.10％以下残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA₃変態
点以上の温度で熱間圧延し、600℃以上の温度で
巻取り、次いで、冷間圧延することを特徴とす
る。以下、本発明にかかる焼付硬化性のすぐれた冷
延鋼板及びその製造方法について詳細に説明す
る。本発明において、Ｃは、冷延鋼板の強度を高め
るために基本的且つ極めて重要な元素であるが、
過多に添加するときは、焼付硬化性を低下させる
ので、本発明に従つて、卓越した焼付硬化性を有
する冷延鋼板を得るには、本発明におけるような
高張力成分鋼の場合にも、Ｃを0.01％以下とする
ことが必要且つ重要である。 Siは、高強度化のための主要成分であると共
に、焼付硬化性を高める効果が顕著である。これ
らの効果を有効に得るためには、0.65％以上を添
加することが必要である。しかし、過多に添加す
るときは、製鋼操業面で障害が生じたり、或いは
主として成形性等の材料特性値が低下するので、
添加量は２％以下とされる。 Mnは、溶鋼中に不純物元素として混入するこ
との多い微量のＳを固定すると共に、鋼板を強化
するために有効な元素である。焼付硬化性の観点
からは、Mnは、その添加量が増大するに伴つ
て、固溶Ｃを減少させるので、従来、一般には、
余り多く添加することは好ましくないとされてい
る。しかしながら、本発明によれば、固溶Ｃの減
少が顕著に生じるといわれている1.0％を越える
高Mn量の高張力成分鋼についても、前述したよ
うに、特に、Ｃを低減させることによつて、極め
て高い焼付硬化量を得ることができる。しかし、
２％を越えて添加する必要はないので、本発明に
おいては、Mn量は、1.0％を越えて、２％までと
される。Ｐは、Si及びMnを主要強化元素とする基体に
適量を含有させることによつて、鋼板の焼付硬化
性を顕著に向上させる効果を有する。かかる効果
を有効に得るためには、少なくとも0.03％を含有
させることが必要である。しかし、0.15％を越え
るときは、二次加工性に代表される材料特性値の
劣化が生じる。このように、Ｐの添加によつて、冷延鋼板にお
ける焼付硬化性が向上する機構については、必ず
しも明確ではないが、種々の実験の結果、焼鈍後
の炭化物の大きさ、量、スペーシング等にＰが影
響を及ぼし、Ｐ量の増加と共に析出炭化物の面積
率が低下する事実から、Ｐ量の増大と共に固溶Ｃ
量が増大して、焼付硬化性を上昇させるものと推
定される。焼付硬化性に対するＰの添加効果は、Ｃ量が
0.05％程度の場合には、高Si系鋼（Si／Mn重量
比≧１）で大きく、Ｃ量が0.01％以下の低炭素領
域では、高Si系鋼と高Mn系鋼（Si／Mn重量比＜
１）との間の差が小さくなる。このことは、炭化
物が多く存在する状態では、パーライト状にてあ
る程度大きい形状にて存在する高Mn系鋼より
も、塊状の微細なセメンタイトとして存在する高
Si系鋼に対する場合の方が、Ｐが一層有効に作用
することを示すものと考えられる。焼付硬化性に
対する作用の仕方としては、上記のように、炭化
物の状態を変え、それを介してその特性値を左右
する場合と、Ｃの固溶量を直接左右する場合とが
考え得るが、炭化物量の少ないＣ量が0.01％以下
の場合には、固溶Ｃに対する作用のみを考えれば
よいこととなり、高Si系鋼と高Mn系鋼の差が小
さくなるものと推定される。 Cuは、本発明によれば、特に、Ｐと共存した
場合に、高い焼付硬化量を維持しつつ、成形性を
大きく改善する元素であり、その添加量は0.2〜
１％の範囲であるが、特に好ましい添加量は0.2
〜0.8％の範囲である。 Alは、従来、脱酸効果のみが注目されてお
り、高張力成分鋼に対するAlの添加効果につい
ては、殆ど研究されていない。本発明による前記
化学成分組成の範囲内では、鋼は、Si及びMnの
効果によつて、鋼は実質的にキルド鋼となるの
で、脱酸の目的からすれば、Alの添加は不必要
である。しかし、本発明者らによれば、Ｃ量が
0.03〜0.08％である鋼材に適量のAlを含有させる
とき、焼付硬化性が大幅に改善され、更に、この
焼付硬化性を向上させるAlの効果は、Ｃ量が0.01
％以下の鋼についても認められる。 Alは、かかる焼付硬化性に対する効果に加え
て、加工性を向上させ、或いは、Si、Mn等の添
加元素の歩留りを向上させる効果を有する。本発
明においては、これらAlの効果を有効に発揮さ
せるために、0.10％以下の範囲で添加される。し
かし、製品の表面性状が厳しく要求される場合
は、0.08％以下とすることが好ましい。尚、鋼中の酸素は、殆どが非金属介在物として
存在し、強度付与及び焼付硬化性に寄与するＣ，
Si，Mn，Ｐ等の効果を減ずるので、酸素量は
0.015％以下に抑えることが望ましい。本発明による焼付硬化性にすぐれた高強度冷延
鋼板は、上記のような化学成分組成を有する溶鋼
を通常の方法にて造塊、分塊した後、A₃変態点
以上の温度で仕上熱延を行ない、600℃以上の温
度で巻取り、次いで、冷間圧延することによつて
得ることができる。熱間圧延工程において、溶製
後、熱鋼片状態としたものを熱間溶削後、直ちに
熱間圧延を行なうか、又は温片装入熱間圧延を行
ない、仕上温度をA₃変態点以上とし、600℃以上
の温度で巻取る方法は、鋼がCuを含有する場合
に特に表面性状対策から推奨される。本発明によ
れば、このように、熱間圧延及び巻取条件を規定
することによつて、焼付硬化性に影響する固溶Ｃ
量を析出炭化物の状態変化を通じて変更させ、高
い焼付硬化性を得るに適した状態に維持すること
が可能となる。このようにして得た熱間圧延鋼板の冷間圧延及
び焼鈍は、通常の方法にて行なえばよいが、焼鈍
後の冷却速度を速くすることによつて、焼付硬化
性を一層向上させることができる。発明の効果本発明による高強度冷延鋼板は、すぐれた成形
性と共に、きわめて高い焼付硬化性を有するの
で、例えば、自動車用冷延鋼板として、一層の薄
肉化を実現することができる。実施例以下に本発明を実施例に基づいて説明する。実施例１第１表に示す化学成分を有する供試鋼を常法に
従つて、造塊、分塊した後、仕上温度を910℃と
して熱間圧延し、640℃の温度で巻取つて、2.7mm
厚の熱間圧延板を得た。次いで、これを酸洗した
後、冷間圧延を行なつて、0.8mm厚とし、次い
で、710℃にて３時間焼鈍し、この後、１％の調
質圧延を施して、冷延鋼板を得た。このようにして得たそれぞれの冷延鋼板につい
て、焼付硬化量を第１表に示す。ここに、焼付硬
化量は、JIS ５号の引張試験片に２％の引張予歪
を与えた後、焼付け条件に対応させるために、こ
の試験片を170℃で30分間熱処理し、再度、引張
試験を行なつて、このとき得た降伏応力から２％
引張時の変形応力を差し引いた値で示す。第１表に示す各供試材について、化学成分と焼
付硬化量との関係を第１図から第５図に示す。第
１図は、供試材番号１〜６（Ｐ＜0.01％、Al0.04
〜0.05％）について、第２図は、供試材番号７〜
12（Ｐ約0.08％、Al0.04〜0.05％）について、そ
れぞれＣ量と焼付硬化量との関係を示すグラフで
ある。第１図及び第２図にみられるように、高Si系鋼
のＰ含有材を除いて、いずれの材料ともＣ量を
0.01％以下とすることによつて、焼付硬化性が向
上し、その値は、高Si系鋼で高くなる傾向が認め
られる。高Si系鋼のＰ含有材は、焼付硬化

【表】性を向上させるSiとＰの複合添加効果が顕著であ
つて、その値を高いレベルで安定させ、Ｃの影響
は殆ど認められないが、この場合にも、低炭素化
に伴う加工性の向上は極めて大きい。高Mn系鋼
の場合は、第２図に明らかなように、特に、Ｃ量
を0.01％以下とすることによつて、焼付硬化性が
著しく向上し、高Si系鋼のレベルに近づくことが
理解される。次に、第３図及び第４図は、Ｃ量が0.01％以下
の供試材について、Ｐ及びAl量と焼付硬化量と
の関係を示すグラフであり、Ｐ及びAlの添加に
よつて焼付硬化量の増加が認められる。また、第
５図は、Ｐ及びCuの複合添加鋼（Ｐ約0.08％、
Cu約0.4％）についてのＣ量と焼付硬化量との関
係を示すグラフであり、高Mn系鋼において、焼
付硬化量に対するＣの影響が特に大きく、低炭素
化することによつて、高Si系鋼のそれに近づくこ
とが示される。高Si系鋼にＰとCuを複合添加し
た材料は、焼付硬化性を向上させるSiとＰの複合
添加による効果が顕著であつて、その値を高いレ
ベルで安定させ、Ｃの影響は殆ど認められない
が、この場合にも、低炭素化に伴う加工性の向上
は極めて大きい。比較例１第１表に示す供試材のうち、番号３，６，９，
12，17及び18の６鋼種を用いて、巻取温度の影響
を調べた。巻取温度のみを570℃とし、ほかは実
施例１と同様の処理を行なつた材料の焼付硬化量
を実施例１との比較にて第２表に示す。

【表】第２表から明らかなように、570℃の温度で巻
取つた場合にも、本発明鋼であれば、高い焼付硬
化量を得ることができるが、より高い焼付硬化量
を得る目的からは、巻取温度を600℃以上とする
ことの必要性が明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｐ無添加材についてのＣ含有量と焼
付硬化量（ΔYP）との関係を示すグラフ、第２
図は、Ｐ添加材についてのＣ含有量と焼付硬化量
（ΔYP）との関係を示すグラフ、第３図は、Ｃ量
が0.01％以下の材料についてのＰ含有量と焼付硬
化量（ΔYP）との関係を示すグラフ、第４図
は、Ｃ量が0.01％以下の材料についてのAl含有量
と焼付硬化量（ΔYP）との関係を示すグラフ、
第５図は、Ｐ及びCu複合添加材についてのＣ含
有量と焼付硬化量（ΔYP）との関係を示すグラ
フである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ 0.01％以下、 Si 0.65〜２％、 Mn 1.0％を越えて、２％まで、Ｐ 0.03〜0.15％、 Cu 0.2〜１％、及び Al 0.10％以下残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴と
する焼付硬化性のすぐれた高強度冷延鋼板。２重量％でＣ 0.01％以下、 Si 0.65〜２％、 Mn 1.0％を越えて、２％まで、Ｐ 0.03〜0.15％、 Cu 0.2〜１％、及び Al 0.10％以下残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をA₃変態
点以上の温度で熱間圧延し、600℃以上の温度で
巻取り、次いで、冷間圧延することを特徴とする
焼付硬化性のすぐれた高強度冷延鋼板の製造法。