JPS63190141A - 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製法 - 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） 本発明は、高強度でかつプレス成形にすぐれた高強度冷
延鋼板とその製法に関する。

本発明にかかる冷延鋼板は適宜表面処理やプレス加工を
した後、例えば自動車、家電製品、鋼構造物などに使用
されるのであり、特にそれらに要求される造形性と強度
を同時に付与することが可能である。その結果、それら
の製品の薄肉化すなわち軽量化が達成できるのである。

（従来の技術） 製鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素としてからＴ
ｉを添加した極低炭素７ｉｉ加鋼をベースにＳｉ、　Ｍ
ｎ、　ＣｒやＰを添加して強度を上げた高張力冷延鋼板
については多くの提案がすでにある。

たとえば、特公昭５７−５７９４５号においては上記極
低炭素Ｔｉ添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼板が開示
されている。この場合においてはＭｎは０，９０％以下
しか含まれていないこともあり、得られるｒ値は１．６
〜１．９が限界になっている。また、Ｎ、Ｓ含を量につ
いて、さらには２次加工脆性について何ら言及していな
い。

また特公昭５８−２９１２９号においては上記極低炭素
Ｔｉ添加鋼に多量の一〇を単独添加した例が開示されて
いるが、この場合も強度のねりには高いｒ（ｌｌ！！が
得られ難く、その結果、連続焼鈍後の冷却を水焼き入れ
にする必要が生じており、実用性がとぼしいものとなっ
ている。

この他、上記極低炭素Ｔｉ添加鋼にＳｉを添加するもの
や、Ｃｒを添加するものなどが開示されているが、実用
的には鋼板表面の酸化が問題となりなかなか実用化され
ていないのが実情である。

一方、このような極低炭素Ｔｉ添加鋼に合金元素を添加
していくと２次加工脆性が生じやすくなることはよく知
られており、そのために一般にはＢを複合添加し２次加
工脆性を防止する手段がとられている。しかし、多量の
Ｂの添加はスラブの割れの原因になったり、またそのよ
うな多量のＢの添加は確実に行うには困難があり、操業
上の不安定性をもたらすことがあるなどから２次加工脆
性の防止の決定的手段とはなっていない。

（発明が解決しようとする問題点） 以上のことから、本発明者らにおいてはもちろん当業界
においても、引張強さが３８ｋｇ４／＋ｗｍ”以上、降
伏応力は引張強さ−１２ｋｇｆ／ｍｓ”以下、ｒ値１．
８以上でかつ２次加工脆性の生じにくい高張力冷延鋼板
およびそれを通常の連続焼鈍でかつ低コストの合金添加
で製造する方法が長年にわたって研究され、希求されて
きた。

したがって、本発明の目的とするところは、引張強さが
３８　ｋｇｆ／ａｍ”以上、降伏応力が（引張強さ１２
　ｋｇｆ／ｗ＋ＩＩＪ以下、ｒ値１．８以上かつ２次加
工脆性の生じにくい高張力冷延鋼板およびその製法を提
供することである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、かかる目的達成のため、前述の極低炭素
Ｔｉ添加鋼に着目して鋭意研究を続けてきた。

ここに、本発明者らにより新らたに見い出された知見は
、極低炭素Ｔ＋添加鋼をベースに適量のＭｎとＰを共存
させると、冷間圧延、焼鈍後の引張強さが上昇するだけ
でなく同時にｒ値が著しく向上し、さらに少量の固？Ｉ
ＪＣが残存することである。

このような固溶Ｃの残存によって２次加工脆性が効果的
に防止される。

これはＴｉ、　Ｍｎ、　Ｐ、　ＳとＣの間の相互作用に
起因するもので、例えば、Ｍｎ、！：Ｐが共存していな
い鋼においてはＴｉＣとＭｎＳがそれぞれ安定な析出物
として形成されているため、Ｔｉ≧４　（Ｃ＋１２／１
４Ｎ）のＴｉが添加されていれば固ｔＩ　Ｃは残存しな
いが、本発明におけるように多量のＭｎとＰが共存して
いるとＴｉＣの一部が分解され、鋼中にはＴｉＣ，Ｍｎ
Ｓ。

ＴｉＰＳＴｉＳ、ＭｎＰなどの析出物が形成され、固溶
状態のＣが存在することになると思われる。このような
状態で再結晶焼鈍させるとこの微量の固溶Ｃのためｒ値
に好ましい再結晶集合組織が発達し、ｒ値が著しく向上
する上にそのような固溶Ｃは焼鈍後の鋼板中にも残存し
、結晶粒界を強化し２次加工脆性を防止するとともに、
少量の焼付硬化性を発揮することも可能となる。

さらに本発明者らは熱間圧延後の巻取温度を通常行われ
ている５５０〜７００℃より著しく低下することにより
ｒ（ｉがさらに向上することを見い出した。

ここに、本発明の要旨とするところは 重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．０１２％、　Ｎ：０．ＯＯ１〜０
　、　ＯＯ，８％、３ｏ１．ＡＱ：０．０８％以下、　
Ｓ≦０．０１０％、Ｔｉ　４０．０、９０％でかつ、Ｔ
ｉ≧４　（Ｃ＋１２／１４　Ｎ）を含み、 さらにＭｎ：０．９０％超、３．０％以下およびＰ：０
゜０５〜０．１５％を複合添加し、 ならびに、所望によりさらにＢ　：Ｏ，０ＯＯ１〜０゜
０００４％を添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する、成形性の良好な高張力冷延鋼板
である。

また、別の面からは本発明は、上記組成の鋼を熱間圧延
し、熱間圧延後の巻取温度を常？！Ａ〜４５０℃とし、
次いで冷間圧延そして再結晶焼鈍をすることを特徴とす
る成形性良好な高張力冷延鋼板の製法である。

（作用） ここに、本発明において鋼組成および製造条件を上述の
ように限定する理由についてさらに説明する。

Ｃ： Ｃは鋼中に必然的に含有される。前述の粒界強化に必要
なＣは０．０００５％程度であるが、Ｃを低下させるの
はコストアンプにつながることから、下限を０．００１
　％にした。Ｃが多くなると強化には寄与するが必要と
されるＴｉが増してコストアップになる。したがって、
本発明にありてＣの上限を０．０１２％とした。

Ｎ： Ｎは少ない方が望ましい、しかし、その低減にはコスト
がかかるため、下限を０．００１％とした。

一方、余り多いと多量のＴｉ添加が必要なこふから上限
を０．００８％とした。

ｓ　ｏ　ｌ　、　ＡＱ： 脱酸調整に添加される。添加しなくてもよいがその時は
Ｔｉの添加歩留が低下する＊　５ｏｌＪ９が多いとコス
トアップになるので上限を０．０８％とした。

Ｓ： 本発明においては特に低下するのが望ましい。

Ｓ量が０．０１０％を超えるとＭｎＳが形成され、これ
が加工性を劣化させる上に前述のＭｎＰが形成されにく
くなる。

Ｔ１； １１％はＴｉ≧４　（Ｃ＋　１２／１４Ｎ）で決められ
る。これは従来からいわれている式でＣ，ＮをＴｉｃ、
ＴｉＮとして固着するにたりるＴｉｆｌｌを添加すべき
であることを示している。０．０１％未満は上式からも
現実的でないし、また０、１５％以上添加するとコスト
アップをもたらすばかりか、前述のＴｉＣの分解が起こ
りにくくなるため０．０、９０％に限定した。

？Ｉｎｓ これは、Ｍｉｓ、ＭｎＰを形成させるために必要である
。　０．９０％以下ではその形成が不十分で高いｒ値と
粒界強化が得られない、一方、３．０％を超えるとＭｎ
Ｐが形成されすぎ、却ってｒ値が低下する。したがって
、０．９０％超、３．０％以下に限定した。好ましくは
、１．２〜２．０％である。

Ｐ： ＰもＭｎＰ−ＴｉＰを形成させるために必要である。

特にＴｉＣよりＴＩを捕捉しＣを固溶させる作用がある
。０．０５％未満ではそのような効果が不足で高いｒ値
と粒界強化が達成できない。一方、０゜１５％を超える
と鋼中でのＰ偏析が多くなり、スラブの割れなどが生じ
やすくなる。したがって、０．０５〜０．１５％に限定
した。

Ｂ： Ｂは粒界に偏析し粒界を強化する作用を有する。

本発明においてはＣが粒界に偏析し粒界を強化し２次加
工脆性を防止することを特徴としているが、必要に応じ
て少量のＢを複合添加しても本発明の効果を減すること
はなく粒界の強化を確実にするため、必要に応じ添加し
てもよい。

この場合、ｏ、ｏｏｏｉ％未満では意味がなく、また０
、０００４％超では添加コストの上昇やスラブ割れの原
因となるため、０．０００１〜０．０００４％とした。

本発明では、従来の場合と比較してこのように少量のＢ
でよいことが一つの特徴である。

次に、製造法における条件限定の理由について述べる。

熱間圧延、冷間圧延、焼鈍： 熱間圧延終了後の巻取温度は通常５５０〜７００℃であ
り、コイル位置による変動を入れても５００〜７５０　
’Ｃである。

本発明においてはこのような通常の巻取条件においても
高ｒ値となり効果を発揮できるが、本発明者らはさらに
低い４５０℃〜常温の巻取温度にするとｒ値が一石向上
するこ、とを見い出した。これば、低温巻取により上述
のＴｉＣなどの析出物がｒ値を上げるの望ましい大きさ
になるためと推測される。

４５０℃超はその効果が小さく通常の巻取条件の場合と
かわりないが、４５０℃以下ではｒ値の向上が顕著とな
る。一方、常温未満では巻取ることができないので、そ
の場合の下限を常温とした。

熱間圧延後、冷間圧延、焼鈍が行われるが、この場合に
あっても通常の冷延鋼板や表面処理鋼板の製造法が適用
される。

なお、焼鈍は連続焼鈍が望ましい。その場合の焼鈍温度
は７００〜９２０℃が好ましい。連続溶融亜鉛めっきラ
インで連続焼鈍する場合も同様である。

バッチ焼鈍の場合は７００〜７５０℃で行うのが好まし
い、この後適当量の調質圧延を行って製造され次に、実
施例によって本発明を詳述する。

実施例１ 第１表 第１表に示す組成をベースにし、これにＭｎとＰ添加量
が変動した鋼を溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、仕
上温度９００℃、＠を温度６００℃の条件下での熱間圧
延により３．２　ａｓ厚の鋼板に仕上げた。

酸洗後、これらをＯ，ｈｓ厚まで圧下率７５％で冷間圧
延し、次いで加熱速度２０℃八ｅへｓ均熱８５０℃×４
０秒、冷却速度２０℃八ｅｃの連続焼鈍を行った。

これらよりＪＩＳ　５号　試験片を採取し、引張試験を
行いｒ値（３方向平均値）などを測定した。

第１図は、Ｍｎ％、Ｐ％とｒ値および引張強さとの関係
を示すグラフで本発明の範囲では高いｒ値と高い引張強
さの両方が得られることがわかる。

本発明による降伏応力、ｒ値および引張強さの各データ
点を、従来製造されていた高張力冷延鋼板のｒ値、降伏
応力および引張強さの関係図上に示すと第２図のように
なり、本発明によれば同一強度レベルの従来の鋼板にく
らべｒ値が高く降伏応力が低くプレス成形性が良好な鋼
板が得られることがわかる。

実施例２ 第２表に示す成分組成の鋼を熔製し、スラブとなした後
１１００℃にて１時間加熱後直ちに熱間圧延を開始し、
仕上温度８８０℃にて３．２＋ｍｓ　１１［の熱延鋼板
に仕上げた。酸洗後、これらを０．８ｍｍ厚まで冷間圧
延し、次いで、昇温速度４０℃八ｅｃ、均熱８２０℃×
６０秒、冷却速度４０℃／ｓｅｃの連続焼鈍を行った。

その後、伸び率０．３％の調質圧延を行いそれよりＪＩ
Ｓ　５号引張試験片を採取し引張試験を行った。

ここで時効指数は８％の予歪を加えた後、１００℃、１
　ｈｒの時効処理をし、次いで再引張を行いこの時の降
伏応力の上昇量から求めた。鋼板中に固溶炭素量が多い
とこの時効指数が高い値を示すことがわかっている。

この他に調質圧延をした鋼板より直径５０ｍｍのブラン
クを打抜き次いで直径３３ｍｍのポンチでカップ状に深
絞りを行い、これに対し種々の温度で落雷テストを行い
何度で脆性破壊をするかを調べた。

これが２次加工脆性テストの方法である。

第２表にはこれらの結果もまとめて示されている。

本発明による鋼板は引張強さが３５　ｋｇｆ／ｍｓ”以
上でかつ降伏応力が引張強さ−１２ｋｇｆ／ｍｓ”以下
であり、また強度のわりに伸びがよくｒ値も１．８以上
で非常に高いことがわかる。

これに対し比較鋼１０はＳが多いため伸びがわるく、比
較鋼１１はＭｎが不足しているためｒ値が低く、比較鋼
１２はＰが不足しているためｒ値が低く、比較１１１３
はＰが多すぎるため伸びが低く、そして比較鋼１４はＴ
ｉの添加量が不足のため降伏応力が高くｒ（ｉが低かっ
た。

また、２次加工脆性については本発明例ではいずれも一
４０℃以下であり実用上問題なく、比較鋼は０℃または
それ以上で問題がある。

本発明例１５〜２１は熱間圧延後の巻取温度が低い場合
のデータである。６００’Ｃｔ！取材よりｒ（ｌ！Ｉが
高（発明の効果） このように、本発明によれば、成形性にすぐれた高張力
鋼が低コストの製造法によって得られたのであり、コス
トの低減そして製造ラインの簡素化が強く求められてい
る今日的状況からはその効果は著しいものと云わざるを
得ない。

特に、本発明により鋼板は、自動車のフレーム、その他
主要構造部材メンバー類に使用した場合、車体！ｉ量の
軽減に大きく寄与するものであり、その産業上の効果は
大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｍｎ％、Ｐ％とｒ値および引張強さとの関係
を示すグラフ；および 第２図は、本発明にかかる鋼板の降伏応力、「値および
引張強さの各データ点を、従来製造されていた高張力冷
延鋼板のｒ値、降伏応力および引張強さの関係図上に示
すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．０１２％、Ｎ：０．００１〜０．
   ００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ≦０．０
   １０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％でかつ、Ｔｉ≧４
   （Ｃ＋１２／１４Ｎ）を含み、 さらにＭｎ：０、９０％超、３．０％以下およびＰ：０
   ．０５〜０．１５％を複合添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する、成形性の良好な高張力冷延鋼板
   。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．０１２％、Ｎ：０．００１〜０．
   ００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ≦０．０
   １０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％でかつ、Ｔｉ≧４
   （Ｃ＋１２／１４Ｎ）を含み、 さらにＭｎ：０．９０％超、３．０％以下およびＰ：０
   ．０５〜０．１５％、 ならびにＢ：０．０００１〜０．０００４％を添加し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する、成形性の良好な高張力冷延鋼板
   。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．０１２％、Ｎ：０．００１〜０．
   ００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ≦０．０
   １０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％でかつ、Ｔｉ≧４
   （Ｃ＋１２／１４Ｎ）を含み、 さらにＭｎ：０．９０％超、３．０％以下およびＰ：０
   ．０５〜０．１５％を複合添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、熱間圧延後の巻
   取温度を常温〜４５０℃とし、次いで冷間圧延そして再
   結晶焼鈍をすることを特徴とする成形性の良好な高張力
   冷延鋼板の製法。
4. （４）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．０１２％、Ｎ：０．００１〜０．
   ００８％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８％以下、Ｓ≦０．０
   １０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％でかつ、Ｔｉ≧４
   （Ｃ＋１２／１４Ｎ）を含み、 さらにＭｎ：０．９０％超、３．０％以下およびＰ：０
   ．０５〜０．１５％、 ならびにＢ：０．０００１〜０．０００４％を添加し、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物 よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、熱間圧延後の巻
   取温度を常温〜４５０℃とし、次いで冷間圧延そして再
   結晶焼鈍をすることを特徴とする成形性の良好な高張力
   冷延鋼板の製法。