JPS63128149A - 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板 - 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〕 この発明は、深絞り用冷延鋼板に関し、特に焼付硬化性
（塗料焼付後の母材硬度・強度向上性。

以下ＢＨ性と記す）の改善に関するものである。

〔従来の技術〕

自動車の外板、内板およびその他の小物部品等のように
、プレス成形性の求められる自動車部品は、ランクフォ
ード値（ｒ値）をはじめ全伸びなど延性が強く求められ
、さらに近年、燃費改善を目的として車体の軽量化が求
められ、それに応じて強度の高い鋼板が求められてきた
。一方、これらの鋼板には耐プント性と称して、小さな
石の飛散などで跡形の付かないことも求められており、
これらの要求に応える鋼板として、プレス成形性の優れ
た焼付硬化型鋼板へのニーズが益々高まっている。

そして従来、この種の深絞り用冷延鋼板として、極低Ｃ
Ｉｌに、ＣおよびＮを十分固着するに必要な量のＴＩあ
るいはＮｂを添加したＩＦｔＩ４（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔ
ｌａｌ　Ｆｒｅｅ　Ｓ　ｔｅｅｌ）がよく知られている
。しかしながらＴｉキルド鋼においては、Ｃとの結合力
が極めて強いため、粒界が非常に清浄となり、深絞り成
形後、粒界破壊による２次加工割れが発生し易くなるこ
と、リン酸塩処理性が悪こと、又溶融亜鉛メッキ材につ
いてはパウダリングが発生し易いこと、などの欠点が指
摘されるようになった。

またもう一方のＮｂキルド調においても、Ｃ１Ｎｂ量と
熱延条件とｒ値との間に複雑な関係があり、製品の安定
性に問題があること、７００℃以上の高温巻取を必要と
し、酸洗性の低下を招いたり、高温で保持しにくいコイ
ルトップ部やボトム部でのｒ値の低下を生ずること、ま
た再結晶温度が高く、高温焼鈍を必要とすること、など
の欠点が指摘されている。

この様な両鋼種の欠点を克服し、両者の長所を合わせも
った鋼として、Ｔｉ　とＮｂを複合添加した鋼（特公昭
６１−３２３７５号公報参照）や、さらにＢを添加した
鋼（特開昭５９−１９３２２１号公報参照）が近年提案
され、それなりの成果が示されている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

一方焼付硬化性の要求に対し、これらのＩＦｔｌｉは全
く対応できず、各種のＡ１キルド鋼を用いたり、Ｎｂキ
ルド鋼を非常に高い温度で焼鈍してＮｂｃを分解せしめ
たりすることにより製造する方法が提案されているが、
前者はｒ値が低いこと、後者は焼鈍温度が高いことから
操業効率が著しく劣化すること、などの欠点を有してい
る。

この発明はかかる問題点に鑑み、非常に優れた成形性を
有するがＢＨ性の全くないＩＦ綱と、高いＢＨ性を有す
るもののｒ値の低いＡｊｌキルド綱の欠点を補い両者の
長所を兼備させた深絞り用冷延鋼板を提供することを目
的とする。

そして、本件発明者はかかる課題を解決すべく鋭意研究
した結果、次のような事を見出し、本発明をなしたもの
である。即ち、鋼中に存在するＣやＮは回復、再結晶を
遅らせると同時にｒ値を著しく低下させ、特にＮの悪影
響が大きい、この問題を解決するためにＮｂやＴｉを添
加したＩＦＮが開発されたことは既に述べたが、Ｎｂ添
加鋼ではＮとの結合力が弱く、Ｎが固溶原子として多量
に残存する０巻取層度を高（すると、ＮはＡｉＮとして
固定されるが、鋼中の窒化物の溶解温度績ｊ！ｏｇ（／
’Ｊり　　（Ｎ）　　（ここで（Ａｎ）は固溶Ａ１量、
　〔Ｎ〕は固溶Ｎ量である）が大きく、微量のＮが残存
する。この固溶Ｎを完全に無くしうる元素の影響を検討
した結果、Ｚｒの添加が最も有効であることが明らかと
なった。さらにＮのＢＨあるいはＡＩ（時効指数）への
寄与はＣより大きく、Ｎの固着が不完全な場合にはＡＩ
やＢＨのばらつきが非常に大きくなり、材質的にも不安
定となる。

そしてＮの固着に必要な置板上のＺｒはＣとも結びつく
ことから、ｒ値を向上させるためにＺｒを多量に添加す
るという考え方は、ｒ（ｉだけを考えた時には可能であ
るが、Ｚｒは化成処理性を劣化させるという欠点を持つ
ため必要最小限に留め、Ｃの固着は化成処理性に害のな
いＮｂで行うことが望ましい。

Ｎｂの添加量の増加に伴いｒ値は向上し、完全にＣを固
着するＮｂを添加したときにｒ値は最高値に達するが、
この場合には先に述べた様にＢＨ性は得られない０通常
、ＢＨｔｌｌ板は少なくとも３ｋ　ｇｆ／ｍ＋ｓ”以上
のＢＨｆｌを要求されるが、本発明者はこのＢＨ性を得
るためにはｓ　ｐｐｓ＋以上の固溶Ｃが必要であること
を明らかにした。またＢＨｆｉは大きい程好ましいが、
同時に増加するＡＩ（時効指数）を実用上３ｋｇｆ／−
Ｃ以下に抑制することが必要であり、これを実現できる
条件は固溶Ｃ量が３０ｐｐ＋＊であることも明らかにし
た。

ここで第１図に計算で求めた固溶Ｃ量とＢＨ。

ＡＩおよびｒ値の関係を示したが、固溶Ｃの増加と共に
ＢＨ，ＡＩは増加し、ｒ値は劣化するが、固溶Ｃ量が３
０ｐｐ−以下であればｒ値は１．８以上確保されている
（第１図のＡ、Ｂ参照）、この値は３ｏｐｐｍのＣを含
むＡｌキルド鋼に比べ高い値であるが、ＺｒやＮｂの添
加により熱延板粒径が微細化していることが寄与したた
めと考えられる。

〔問題点を解決するための手段〕

そこでこの発明に係る焼付硬化性に優れた深絞り用冷延
鋼板は、Ｃ：０．０１５重量％以下、Ｍｎ：０゜０５〜
０．３重量％、Ｐ：０．１重量％以下、Ｓ　：０．０２
重量％以下、Ａ　ｊ！　＋ｏ、ｏ１〜０．０７重置％、
Ｎ：０．０重置型量％以下、Ｚｒ：１．５　Ｘ９１／１
４　Ｎ〜９１／１４　Ｎ、　Ｎｂ：９３／１２　Ｃ〜０
．５　Ｘ９３／１２　Ｃ１残部Ｆｅ及びその他の不純物
元素からなることを特徴としている。

ここで各元素の限定理由について説明する。

Ｃ：添加量に応じてそれを固定するためのＮｂ添加量が
増大し、コストが高くなる他、ＮｂＣが多量に析出する
ため粒成長によるｒ値向上がはかりにくくなるため、０
．０１５％以下に限定する必要がある。またＣはＢＨ性
に対して重要な働きをする元素であり、Ｎｂもしくは余
ったＺｒに固定された以外のｃｌを５〜３０ｐｐ−に制
御することによりＡＩを３　ｋｇｆ／霧ｉ以下、ＢＨを
３　ｋ　ｇｆ／ａｍ”以上をもたらすことができ、ｒ値
も高い値を維持できる。

ＭｎｓＭｎ量の増加に伴いｒ値が劣化することから、０
．３％を上限とする。一方、０．０５％以下になると、
熱間での割れが生じたり、ｒ４１が逆に低下することか
ら下限値を０．０５％とする。

Ｐ：ＢＨＩｉｌ板は通常ＴＳレベルが３０〜４０　ｋ　
ｇｆ／ｓＣ程度の範囲の鋼で求められ、かつ外板に用い
られることが多いため表面性状の要求も厳格である。

この要求に対してはＳｉよりもＰによる強化が好ましく
、要求強度に応じてＰが添加される。Ｐは０．０１％の
添加で約１　ｋｇｆ／ａｍ寡のＴＳ増加に寄与し、かつ
ｒ値の劣化の少ない元素である。しかしながらＰは粒界
に偏析し、２次加工割れを起こしやすい元素であるため
上限を０．１％に規制すべきである。この２次加工割れ
は固溶Ｃの共存で改善されるため、木調では有利である
が、厳しい用途には後述するＢの複合添加の方が有効で
ある。

Ｓ：ｒ値には何等影響を及ぼさないが、ｓｌが増加する
とＭｎＳ系の伸長した介在物が増加し、伸びフランジ性
に代表される局部延性を劣化させるため、０．０２％以
下に制限しなければならない。

Ａｌ：脱酸に必要な元素であり十分な脱酸を行うには最
低０．０１％のＡｌが必要である。逆に０．０７％を越
えると脱酸が飽和に達するだけでなく、アルミナ系介在
物が発生し、成形性を劣化させる。

ＮＵＮの増加に伴いそれを固定するに必要なＺｒの添加
量が多くなりコストアップを招く他、析出物量も増加し
、粒成長性が劣化し、ｒ値の向上示得にくくなるため、
出来るだけ低レベル、好ましくは０．００４％以下が望
ましいが、所望の材質を得るに必要な最低限の値が０．
００８％であることから、これを上限値とする。

Ｚｒ：Ｎを完全に固着するに必要な量すなわち９１／１
４　ｘＮを最低限とし、その１．５倍を最高値とする。

　９１／１４　ＸＮより少ないと固溶Ｎが残存し、ｒ値
の劣化を招く、一方、その１．５倍を越えて添加しても
、Ｎの固定に何ら寄与しないことから材質の向上は望め
ない。

Ｎｂ　：Ｃを５ｐｐｍ程度に残すため、Ｃを完全に固着
するに必要な量、即ち９３／１２　Ｃ未満とし、Ｃが３
０ｐｐｍ程度残るようにこれを固着するに必要な量、即
ち０，５　Ｘ９３／１２　Ｃを最低限とする。

次に本発明鋼の製造条件について説明する。

熱延条件ニオ−ステナイト域での熱延終了が好ましいが
、本発明鋼の様な極低炭素鋼の加工時のＡｒｓ点は９０
０〜９５０℃とかなり高く確実にオーステナイト域で熱
延終了するには、技術的にかなりの困難を伴い、かつス
ケール疵が発生しやすい。

そこで本発明者らは熱延終了温度の低下を何度まで許容
されるかを検討した所、推定される加工時のＡｒｔ点よ
り１００℃低い温度までであればｒ値の低下は０．１程
度とごくわずかであることを明らかにした。従って仕上
温度は、８００℃以上９５０℃の範囲であれば実質的に
所望の特性が得られ、かつ熱延時のスケール疵も防止で
きる０巻取温度は、高温はど析出物が粗大化し、焼鈍時
の粒成長性を促すため好ましいが、操業面では酸洗性の
劣化を伴うため必ずしも得策ではない、材質との兼ね合
わせから、６００℃から７５０℃の間で巻き取ることが
望ましい。

冷延条件＝６０％以上９０％以下の冷延条件であれば、
高い程ｒ値の向上が得られる。しかしながら最低限６０
％の冷延を加えれば所望の特性が得られ、一方９０％以
上の冷延は通常のタンデムミルで１回の圧延で完了する
ことは不可能である。

焼鈍条件：本鋼種は再結晶完了時に既に高いｒ値を有す
るという特徴を有するが、焼鈍温度を上げなければ粒成
長が促され、より高いｒ値が得られる。しかしながらＡ
ｃｓ点を越えて、オーステナイト域まで加熱するとＴ−
α変態時ランダム核生成をもたらし、極端にｒ値が劣化
する。

本発明鋼は、冷延前にＣ，ＮがそれぞれＮｂ。

Ｚｒによって固定され、冷延、焼鈍後もほとんど分解す
るこことがないため、過時効処理は特に必要でないが、
現状の連続焼鈍ラインに設置されている過時効帯を通過
し、通常のＡｌキルド鋼に採用されている様な過時効処
理を加えても何ら材質を劣化させるものではない。

〔作用〕

この発明においては、Ｎを強固に固定する元素であるＺ
ｒを原子当量添加し、Ｃをｓ　ｐｐｍ−３０ｐｐ１残し
て固定するようにＮｂを添加するようにしたことから、
ｒ値に悪影響を及ぼすＮ、Ｃが可能な限り除去されてｒ
値の改善が図られるとともに、Ｃが適量残存してＢＨ性
が改善されるものである。

〔実施例〕

以下、実施例に基づいて本発明を説明する。

実施例１ 第１表はＮを完全に固着するに必要なＺ「を添加し、Ｎ
ｂ量をｏ、ｏｏｓから０．０８％まで種々加えた綱であ
る。焼純温度は８５０℃、保持時間はｌｌｌ１ｎであり
、ロールクエンチ相当の冷却の後、４００℃×３ｍ１ｎ
の過時効処理を施し、ｒ値を測定した。Ｆ値を（ｒｏ　
＋ｒ＊ｓ　＋２ｒａｓ）／４の式に従い算出したところ
良好なＦ値が得られた。

実施例２ 第２表は固溶Ｃを約１０ｐｐ＋＊残す様にＮｂを添加し
、Ｚｒ添加量を０から０．０２％まで種々変え、ｒ値の
変化を調査したときの供試鋼であり、第３図にその結果
を示す、Ｚｒ添加量が増加し、（Ｎ／Ｚｒ）の原子比が
１に近付（につれｒ値の向上が顕著であり、本発明の範
囲（第３図Ｃ参照）において２．２以上のｒ値が得られ
た。

実施例３ 第３表は本発明に従った鋼（第１〜９欄）および比較鋼
（第１０〜１５４ｍ）の化学成分である。これらの材料
を熱延仕上温度９００℃、ｔ！取湯温度６５０℃、板厚
３．２ｍｍに熱間圧延し、酸洗後７５％の冷延を加え、
０．８ｗ５ｔの鋼板を得た。焼鈍は温度８００℃。

保持時間１．５ｍ１ｎとし、約７０℃へｅｃの冷却速度
で４００℃まで冷却し、その温度で３ｍ１ｎ間の保持を
行った。その後１％のスキンパスを施し、機械的性質を
測定した。２次加工性の評価は、１段の絞り成形にて３
３ＩｌｌＩφの平底円筒カップを成形し、絞り比２．１
の高さに揃えて切断し、種々の温度で円錐台治具で押し
拡げ試験を行い延性−脆性遷移温度を求めた。結果を第
４表に示した。従来知られているＮｂキルド鋼、Ｔｉキ
ルド綱あるいはＴｌ　−Ｎｂキルド鋼に比べ１．８以上
の優れたｒ値を示した。

またＡＩ、ＢＨについてもＹＳ、　ＴＳ、　［、遷移温
度を劣化させることなく、各々３．０　ｋｇｆ／−Ｎ以
下、３．５ｋｇｆ／＋ｕ＋”以上の良好な値が得られ、
／１性、ＢＨ性が改善されていることが分かる。

ここでＡＩ、ＢＨの測定方法について説明する。

ＡＩについては、まず第２図（ａ）に示されるように、
熱処理前のＬ　ｏａｄ曲ｖＡＬ、においてε＝１０％の
ときのσ−八を求め、次に１００℃Ｘ　ｌｈｒの熱処理
後のＬ　ｏａｄ曲線曲線上１σ−Ｂを求め、ＡＩ係数−
Ｂ−Ａで求めた。またＢＨについては、第２図（ｂｌに
示されるように、熱処理前のＬ　ｏａｄ曲ｖＡＬ３にお
いてａ−１１２％のときのσ−Ｉｌｌ　Ａ　’を求め、
次に１７０℃Ｘ２０ｍ１ｎの熱処理後のＬ　ｏａｄ曲線
Ｌ４よりσ−Ｂ′を求め、ＢＨ係数−Ｂ’−Ａ’で求め
た。

なお本発明に関しては、これまで連続焼鈍炉で製造され
る冷延鋼板について記述してきたが、溶融亜鉛メッキ鋼
板、もしくは合金化溶融亜鉛メッキ鋼板に適用しても、
何ら本質的な特性が損われるものでないし、Ｔｉが含ま
れている鋼板でしばしば見られるメッキ付着不良や、パ
ウダリングなどの不良現象を回避しうるなどのメリット
を存している。すなわち、溶融亜鉛メツキラインにおい
ても、均熱時間はやや短いものの連続焼鈍と同じように
冷延後、急速加熱、急速冷却の熱サイクルを受けるから
、本網種が連続焼鈍で優れた特性を発揮した冶金的メカ
ニズムは、この溶融亜鉛メ。

キラインにおいても全く共通の冶金的背景として存在す
るものである。なお、ここで冶金的メカニズムとは冷延
前にＮをＺｒで、ＣをＮｂで完全に固着し、このことが
、冷延においてマクロ的には結晶方位、ミクロ的には粒
界近傍の転位配列を（２２２）再結晶核生成に有利な方
向に制御するということ、さらに再結晶過程においても
Ｎ、　Ｃが全く存在しないことが（２２２）再結晶核生
成に有効であるということをいう。

またＴｉ添加鋼におけるメッキ付着不良や、パウダリン
グの発生機構は必ずしも明らかではないが非常に酸素と
の親和力の強いＴｉの存在が関与しているものと考えら
れ、本鋼種の様にＺｒ　−Ｎｂ系においては、本発明鋼
の成分範囲の中ではこれらの不良現象は全く認められな
かった。

さらにまた、ＣやＮがほぼ完全に固定され、粒界からＣ
やＮがほぼ完全に除去されると、粒界の結合力が著しく
弱くなる。さらに深絞り成形を受けて絞り比が大きくな
ればなるほど粒界破壊を起こしやすくなる。従ってＺｒ
、Ｎｂを添加した鋼も用途によってはこの粒界割れを防
止した鋼を提供する必要がある。深絞り成形後の粒界割
れ防止にはＢ、Ｎｉ、Ｍｏがを効であることが明らかと
なったがＢが最も少量で効果があることから、本目的に
対してはＢを添加することが望ましい、ここでＢは３　
ｐｐｍ未満では添加効果がなく、一方３Ｏｐｐ−を越え
ても２次加工性改善効果が飽和するだけでなく、ｒ値の
低下をきたすことから、Ｂは３ｐｐＩｌ〜３０ｐｐ−添
加するのが好ましい。

〔発明の効果〕

以上のように本発明によれば、Ｎを強固に固定する元素
であるＺｒを原子当量添加し、Ｃを５１）ＰＩｌ〜３０
ｐｐ−残して固定するようにＮｂを添加するようにした
ので、Ｎ、Ｃを除去してｒ値を改善できるとともに、Ｃ
を適量残存させてＢＨ性を改善できる効果がある。

【図面の簡単な説明】

第１図は発明が解決しようとする問題点を説明するため
の固溶Ｃ量とＢＨ，ＡＩ及びｒ値との関係を示す図、第
２図（ａ）、　（ｂｌは各々ＡＩ、ＢＨの測定方法を説
明するための図、第３図は本発明の詳細な説明するため
のＺｒとｒ値との関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０１５重量％以下、Ｍｎ：０．０５〜０
   ．３重量％、Ｐ：０．１重量％以下、Ｓ：０．０２重量
   ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７重量％、Ｎ：０．０
   ０８重量％以下、Ｚｒ：１．５×９１／１４Ｎ〜９１／
   １４Ｎ、Ｎｂ：９３／１２Ｃ〜０．５×９３／１２Ｃ、
   残部Ｆｅ及びその他の不純物からなることを特徴とする
   焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板。