JP2005520054A - 成形性及び溶接性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、自動車鋼板などの用途に有用な超深絞り用高強度薄鋼板とその製造方法に関するものである。この薄鋼板は、重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物で組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)=35〜44.9
[関係式1-2]引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布するものである。また、上記鋼板の表面にメッキ層を有する薄鋼板とその製造方法も提供する。
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)=35〜44.9
[関係式1-2]引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布するものである。また、上記鋼板の表面にメッキ層を有する薄鋼板とその製造方法も提供する。
Description
本発明は、自動車鋼板などの用途に有用な超深絞り(super deep drawing)用高強度薄鋼板とその製造方法に関するものである。より詳しくは、Ti-Nb添加鋼として粗大なTi系またはNb系析出物が分布し、加工性に優れ低温焼鈍が可能な薄鋼板とその製造方法に関するものである。また、この薄鋼板は表面処理が施され、耐パウダリング性に優れている。
（背景技術）
近年、自動車用鋼板は複雑な形状で一体成型される傾向に伴い、高レベルの成形性が要求されている。また、自動車の車体軽量化と安全性向上のために高強度化が同時に要求されている。したがって、高強度且つ高r値(Lankford value)を有する鋼板に対する研究開発が進んでいる。
近年、自動車用鋼板は複雑な形状で一体成型される傾向に伴い、高レベルの成形性が要求されている。また、自動車の車体軽量化と安全性向上のために高強度化が同時に要求されている。したがって、高強度且つ高r値(Lankford value)を有する鋼板に対する研究開発が進んでいる。
引張強度35kgf/mm2級以上でr値2.0以上の自動車用冷延鋼板に関する技術としては(1)日本公開特許公報平5-230541号、(2)米国特許公報US5,360,493号、(3)大韓民国公開特許公報2002-0047573号がある。
(1)日本公開特許公報平5-230541号は、Ti-Nbの添加された極低炭素鋼に脱酸元素としてAlを0.2重量%以下で添加した鋼スラブに、Ar3変態点以下500℃以上の温度域において潤滑熱間圧延を行った後、再結晶処理し冷間圧延後に連続焼鈍する。
(2)米国特許公報US5,360,493号は、Nbが単独で添加された低炭素鋼にAlNを析出固定するためにAl0.2重量%以下を添加した鋼スラブに、Ar3変態点以下500℃以上の温度域において潤滑熱間圧延を施し再結晶処理した後、冷間圧延し連続焼鈍する。
上記(1)、(2)の先行技術はフェライト域において潤滑圧延を行う技術なので、一般の熱延設備において生産できないとの限界がある。さらに、冷間圧延前に再結晶熱処理をしなければならない欠点があり、連続焼鈍温度が実質的に890℃と極めて高い。
一方、(3)大韓民国公開特許公報2002-0047573号は、Ti-Nb添加極低炭素鋼に脱酸元素としてAlを0.15%以下で添加した冷延鋼板の製造方法として、本発明者が提案したものである。この冷延鋼板は、熱延板の再結晶処理を行わなくても引張強度40kgf/mm2級の高強度を有し、r値2.0以上と成形性にも優れている。しかし、この技術もやはり連続焼鈍温度を830℃まで抑えてはいるが未だ高い方である。
上記(1)、(2)、(3)の先行技術は、自動車用冷延鋼板として亜鉛メッキまたは合金化溶融亜鉛メッキを施す。したがって、メッキ層の耐パウダリング性も重要となるが、耐パウダリング性に対しては考慮していない。
（発明の開示）
本発明は、低温においても連続焼鈍が可能で、また加工性と共にメッキ層の耐パウダリング性に優れた高強度薄鋼板とその製造方法を提供することにその目的がある。
本発明は、低温においても連続焼鈍が可能で、また加工性と共にメッキ層の耐パウダリング性に優れた高強度薄鋼板とその製造方法を提供することにその目的がある。
上記目的を成し遂げるために本発明の冷延鋼板は、
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%, S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布するものである。
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%, S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布するものである。
また、本発明の亜鉛メッキ鋼板は、
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択された1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布し、鋼板表面に亜鉛メッキ層を有し、上記鋼板のAl含量は次の関係、メッキ層の重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Al含量(%))-0.0534から求めたAl含量以上で含むものである。
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択された1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布し、鋼板表面に亜鉛メッキ層を有し、上記鋼板のAl含量は次の関係、メッキ層の重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Al含量(%))-0.0534から求めたAl含量以上で含むものである。
また、本発明の冷延鋼板の製造方法は、
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%, Nb:0.002〜0.020%, これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択された1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
を満足する鋼スラブをオーステナイト単相域において熱間仕上げ圧延を完了し、次の条件730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[ここでTi*=Ti(%)-3.43N(%)]を満足する温度において巻取ってから冷間圧延後、780℃〜830℃の温度区間において連続焼鈍することを含んで成る。
重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%, Nb:0.002〜0.020%, これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択された1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物から組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
を満足する鋼スラブをオーステナイト単相域において熱間仕上げ圧延を完了し、次の条件730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[ここでTi*=Ti(%)-3.43N(%)]を満足する温度において巻取ってから冷間圧延後、780℃〜830℃の温度区間において連続焼鈍することを含んで成る。
（発明を実施するための最良の形態）
以下、本発明についてより詳しく説明する。
本発明において、合金化亜鉛メッキ鋼板を含む。また、引張強度35kg級は引張強度が35〜39.9kgf/mm2のもの、40kg級は引張強度40〜44.9kgf/mm2のもの、45kg級は引張強度45〜44.9kgf/mm2のものを云う。
以下、本発明についてより詳しく説明する。
本発明において、合金化亜鉛メッキ鋼板を含む。また、引張強度35kg級は引張強度が35〜39.9kgf/mm2のもの、40kg級は引張強度40〜44.9kgf/mm2のもの、45kg級は引張強度45〜44.9kgf/mm2のものを云う。
本発明は、大韓民国公開特許公報2002-0047573号に提案した冷延鋼板の特性を改良するためのものである。本発明者が提案した先行技術においては、当技術分野における他先行技術と同様に、Ti-Nb添加鋼においてAlを単なる脱酸元素としてだけ認識していた。これは日本公開特許公報平5-230541号も同じである。これと異なり、米国特許公報US5,360,493号の場合は、Alを固溶Nを析出固定する元素として捉える他視点に立っている。しかし、この場合AlはNb単独添加鋼において考察したものである。
本発明者は、Ti-Nb複合添加鋼において脱酸元素としてのみ認識していたAlの新たな作用、とりわけ析出物関係について注目し、本発明を完成したのである。
第一に、Ti-Nb複合添加鋼において、AlはTi系またはNb系析出物の駆動力に影響を与えr値を大きく増加させる。
Ti-Nb複合添加鋼においては、FeTiP析出物を抑制すると共に、Ti系とNb系微細析出物(TiC、NbC、TiS、Ti4C2S2)とを数十nmとより粗大に形成させる際、加工性が良くなる。
本発明によると、Ti系とNb系析出物は、30〜60nmと粗大に形成され加工性を増大させる。Ti系とNb系析出物の形成とその寸法に影響を与える因子は、Alの含量と巻取条件である。Al含有はTi系とNb系析出物が分布数を減らしながら粗大になり、この際、巻取温度がそうした析出物の形成に決定的な影響を及ぼす。即ち、鋼中の窒素と結合して残った有効Ti(以下、Ti*とする)の量が、FeTiPまたはTiC析出物の駆動力に影響を及ぼすのである。したがって、Ti*量に応じて巻取温度を適切に調節すると、FeTiPの代わりにTiCなどのような析出物を誘導でき、この際TiCなどの析出物の寸法は、Al含有量の影響を受ける。一方、図1は、低Al鋼と高Al鋼の電子顕微鏡写真であり、高Al鋼において析出物の分布が相対的に減りながら、その寸法もより大きいことがわかる。このように、Ti-Nb鋼において、Alと巻取条件が析出物の分布数も減らし粗大にさせるとの驚くべき事実を発見したのである。
このように、Ti-Nb複合添加鋼において、Alと巻取温度の関係により得られる析出物の分布と寸法による効果は、r値から確認することができる。
図2に示したように、Ti-Nb複合添加鋼においてAl含有量が高くなるとr値が大きくなる。Al含有量が0.151%以上、とりわけ0.21%以上になるとr値はより大きく向上する。
第二に、Alは、Ti-Nb複合添加鋼において連続焼鈍温度を下げる。Ti-Nb複合添加鋼においては強度上昇のためにPを添加するが、このPは再結晶を抑制する。
しかし、Alの添加量が0.151%以上、とりわけ0.21%以上になると、Pの再結晶抑制作用を妨げ再結晶を促進し、連続焼鈍温度を下げることができる。これと共に、本発明の鋼においては粗大析出物が分布するので、微細析出物による焼鈍再結晶遅延現象が防止される。
第三に、AlはTi-Nb複合添加鋼において耐パウダリング性を改善する。
Ti-Nb複合添加鋼において、Alはメッキの際結晶粒界に沿って表層部に拡散され、メッキ層を緻密にさせ耐パウダリング性を改善する事実を明かした。図3に示したように、Ti-Nb複合添加鋼において、Al含有量と耐パウダリング性とは相関性があり、こうした相関性に基づきAl含有量を調節すると所望の耐パウダリング性を得られる。即ち、鋼板内Al含有量が次の関係、メッキ層重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Alの含量(%))-0.0534から求めたAlの含量以上で含まれる場合には、より優れた耐パウダリング性を確保することができる。
上記したように、本発明は、Ti-Nb複合添加鋼において粗大なTi系またはNb系析出物により得られる加工性の改善に基づき完成したものである。こうした本発明の鋼成分系において各成分の限定理由を説明する。
[C:0.01%以下]
鋼中のCは、侵入型固溶元素として、加工性に有利な{111}集合組織の形成を阻害するので、0.01%以下に制限することが好ましい。Cの含量が多いほど炭窒化物形成元素であるTi、Nbの添加量が多くなり、経済性に劣るので、より好ましくはCの含量を0.005%以下にする。
鋼中のCは、侵入型固溶元素として、加工性に有利な{111}集合組織の形成を阻害するので、0.01%以下に制限することが好ましい。Cの含量が多いほど炭窒化物形成元素であるTi、Nbの添加量が多くなり、経済性に劣るので、より好ましくはCの含量を0.005%以下にする。
[Si:0.02%以下]
鋼中のSiは、表面スケール欠陥を引き起こすばかりでなく、焼鈍時テンパーカラー及びメッキ時未メッキを発生させるので、その含量を0.02%以下に制限することが好ましい。
鋼中のSiは、表面スケール欠陥を引き起こすばかりでなく、焼鈍時テンパーカラー及びメッキ時未メッキを発生させるので、その含量を0.02%以下に制限することが好ましい。
[Mn:1.5%以下]
鋼中のMnは、置換型固溶強化元素として強度確保のために添加するが、その含量が1.5%を超過すると延伸率と共にr値が急激に低下するので、1.5%以下に制限することが好ましい。
鋼中のMnは、置換型固溶強化元素として強度確保のために添加するが、その含量が1.5%を超過すると延伸率と共にr値が急激に低下するので、1.5%以下に制限することが好ましい。
[P:0.03〜0.15%]
鋼中のPも、Mnと同様に強度上昇のために添加される代表的な固溶強化元素である。本発明の鋼のTi-Nb系鋼種において、Pは強度上昇ばかりでなく、結晶粒微細化及び粒界偏析などにより、r値に有利な{111}集合組織の発達をもたらす。したがって、Pの含量を0.03%以上添加するが、その含量が0.15%を超過すると急激な延伸率の低下と共に鋼の脆性が大きく増加する。したがって、Pの含量を0.03%〜0.15%に制限することが好ましい。
鋼中のPも、Mnと同様に強度上昇のために添加される代表的な固溶強化元素である。本発明の鋼のTi-Nb系鋼種において、Pは強度上昇ばかりでなく、結晶粒微細化及び粒界偏析などにより、r値に有利な{111}集合組織の発達をもたらす。したがって、Pの含量を0.03%以上添加するが、その含量が0.15%を超過すると急激な延伸率の低下と共に鋼の脆性が大きく増加する。したがって、Pの含量を0.03%〜0.15%に制限することが好ましい。
[S:0.02%以下]
Sは、少なければ少ないほど加工性に有利なので、通常0.005%以下と低く制御する。しかし、本発明においてはMnが添加されるので、鋼中のSは全部MnSとして析出され、固溶Sによる加工性の低下を免れる。したがって、Sは圧延時エッジクラック発生の恐れがある0.02%領域以下に制御することが好ましい。
Sは、少なければ少ないほど加工性に有利なので、通常0.005%以下と低く制御する。しかし、本発明においてはMnが添加されるので、鋼中のSは全部MnSとして析出され、固溶Sによる加工性の低下を免れる。したがって、Sは圧延時エッジクラック発生の恐れがある0.02%領域以下に制御することが好ましい。
[Sol.Al:0.03〜0.40%]
本発明において、Sol.Alは最も核心的な成分としてPの再結晶抑制作用を妨害し再結晶を促す。また、メッキ時結晶粒界に沿って表層部に拡散され、メッキ層を緻密にさせ耐パウダリング性を改善する。また、Alは、Ti系とNb系微細析出物(TiC、NbC、TiS、Ti4C2S2)の分布数を減らしながらより粗大に形成されるようにしr値を増大させる。こうした作用はSol.Alの含量が0.03%以上でなければならず、好ましくは0.151%以上、より好ましくは0.21%以上において多大な効果を奏する。Sol.Al含量が0.4%を超過すると、費用上昇及び軟鋳操業性低下を招くので、その含量を0.03〜0.40%、好ましくは0.151〜0.4%、より好ましくは0.21〜0.4%に制限する。
本発明において、Sol.Alは最も核心的な成分としてPの再結晶抑制作用を妨害し再結晶を促す。また、メッキ時結晶粒界に沿って表層部に拡散され、メッキ層を緻密にさせ耐パウダリング性を改善する。また、Alは、Ti系とNb系微細析出物(TiC、NbC、TiS、Ti4C2S2)の分布数を減らしながらより粗大に形成されるようにしr値を増大させる。こうした作用はSol.Alの含量が0.03%以上でなければならず、好ましくは0.151%以上、より好ましくは0.21%以上において多大な効果を奏する。Sol.Al含量が0.4%を超過すると、費用上昇及び軟鋳操業性低下を招くので、その含量を0.03〜0.40%、好ましくは0.151〜0.4%、より好ましくは0.21〜0.4%に制限する。
[N:0.004%以下]
Nは、その含量が多すぎると加工性に悪影響を及ぼすので、それだけTiの含量も増加し好ましくない。したがって、可能であれば0.004%以下に制御することが好ましい。
Nは、その含量が多すぎると加工性に悪影響を及ぼすので、それだけTiの含量も増加し好ましくない。したがって、可能であれば0.004%以下に制御することが好ましい。
[Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%]
TiとNbは、加工性(とりわけr値)の確保の面において重要な元素として、このためにTiは0.005%以上、Nbは0.002%以上添加する。しかし、Tiが0.040%を超過、Nbが0.020%を超過すると、経済的な面において不利なので、Tiは0.005〜0.04%、Nbは0.002〜0.020%にすることが好ましい。
TiとNbは、加工性(とりわけr値)の確保の面において重要な元素として、このためにTiは0.005%以上、Nbは0.002%以上添加する。しかし、Tiが0.040%を超過、Nbが0.020%を超過すると、経済的な面において不利なので、Tiは0.005〜0.04%、Nbは0.002〜0.020%にすることが好ましい。
[B:0.0001〜0.002%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種]
鋼中のBとMoは、P粒界脆性を防止して2次加工脆性を防止する有用な元素である。BとMoを複合添加する場合には、r値がやや低下し費用も上昇するので、BとMoの中から選択した1種または2種を添加することが好ましい。Bの場合、その添加量を正確に制御しがたいことから、Moの添加が容易であろう。本発明において、2次加工脆性のために添加しなければならないBの添加量は0.0001%以上で、Moの場合0.005%以上である。Bの添加量が0.002%を超過またはMoの添加量が0.02%を超過する場合には、急激に加工性が落ち、好ましくない。
鋼中のBとMoは、P粒界脆性を防止して2次加工脆性を防止する有用な元素である。BとMoを複合添加する場合には、r値がやや低下し費用も上昇するので、BとMoの中から選択した1種または2種を添加することが好ましい。Bの場合、その添加量を正確に制御しがたいことから、Moの添加が容易であろう。本発明において、2次加工脆性のために添加しなければならないBの添加量は0.0001%以上で、Moの場合0.005%以上である。Bの添加量が0.002%を超過またはMoの添加量が0.02%を超過する場合には、急激に加工性が落ち、好ましくない。
本発明により、Ti-Nb複合添加鋼において所望の等級の強度を確保しながら高いr値を得るために、次の関係式1〜3を満足するよう構成することが好ましい。
下記関係式1-1、関係式1-2は、各成分が引張強度に及ぼす影響度を係数化して示した経験式を回帰式により求めたものである。関係式1-1と関係式1-2は、P、Mn、Bの他にTiとNbが強度に影響を与えるという事実に基づき求めたものである。Tiの場合は、FeTiP析出を助長して固溶強化元素であるPの強度強化効果を低減する。また、Nbの場合はそれ自体が固溶され強度を増大させる効果を奏する。
即ち、P、Mn、Ti、Nb、Bを所望の強度にあわせて関係式1-1または関係式1-2を満足するよう添加することが好ましい。関係式1-1は35kg級、40kg級に適用され、関係式1-2は45kg級に適用される。
[関係式1-1]
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18(B(ppm)またはMo(%))=35〜44.9
[関係式1-2]
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21(BまたはMo)(ppm)=45〜50
[関係式1-1]
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18(B(ppm)またはMo(%))=35〜44.9
[関係式1-2]
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21(BまたはMo)(ppm)=45〜50
図4に示したように、P、Mn、Ti、Nb、Bの含量に応じて計算した関係式1-1と関係式1-2の値(引張強度値)が実測引張強度値とほぼ一致することがわかる。したがって、本発明においては、冷延鋼板の引張強度を35〜50kg/mm2級の範囲において所望の等級に設計できる利点がある。図4において35kg級と40kg級は関係式1-1によるもので、45kg級は関係式1-2によるものである。
また、Ti-Nb複合添加鋼において炭窒化物形成元素であるTi及びNb含量が次の関係式2、3を満足する際、加工性を高めることができる。即ち、図5、6に示したように、r値は関係式2、3に依存することがわかる。
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
関係式2は、Ti添加量に対して規定したものである。鋼中のTi量において、固溶Nと原子当量的に結合し残った量の65%[=(1/0.65)(Ti-3.43N)]と鋼中の固溶炭素との原子当量比が0.6未満であると、固溶炭素の固定が不安定でr値が低下し、また3.5を超過すると、余剰Ti含量が多すぎて鋼中にFeTiP析出物が多量生じ、r値が低下する要因となる。したがって、加工性を得るためのTi添加量は、上記関係式2で最適化することが好ましい。上記関係式2、3において固溶Nと原子当量的に結合して残ったTi量の65%が固溶炭素と結合するという数値は、本発明の鋼において炭素析出物は殆ど(Ti、Nb)Cで析出し、この際固溶炭素を固定するのに関与するTi及びNb含量の比を実験的に求めた結果、65%:35%と確認されたために設定した値である。
また、関係式3は、Nb添加量に対して規定するもので、鋼中のNb量の35%と固溶炭素量との比が0.4未満の場合は、不完全スキャベンジング(scavenging)が発生する恐れが高まり、その値が2.2を超過する場合は、鋼中の固溶Nb量の増加により加工性低下が発生するので、加工性を得るためのNb添加量は、上記のような関係式で最適化することが好ましい。
また、本発明のTi-Nb複合添加鋼中には、Ti系とNb系析出物の平均寸法が30〜60nmと粗大に分布している。これら析出物の平均寸法が30nm未満の場合には加工性が良くない。析出物が粗大に分布すればするほど良いが、析出物の平均寸法が60nmを超過すると、加工性に悪影響を与えるFeTiPの析出量が増加するので好ましくない。即ち、本発明において60nmより大きい析出物を得るためには巻取温度を高めるべきであるが、この場合FeTiP析出物が増加することを確認した。結局、FeTiPの析出を抑制しながら粗大析出物を得られる限界は60nmと調査された。
本発明の冷延鋼板は表面に亜鉛メッキ層を有するが、この際、亜鉛メッキ層のパウダリング性は冷延鋼板のAl含量に影響を受ける。下記関係式は、図3に示したメッキ層の重量減量(パウダリング評価時)と鋼中Al含量との関係を回帰式により求めたものである。
メッキ層の重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Alの含量(%))-0.0534
メッキ層の重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Alの含量(%))-0.0534
したがって、基準になるメッキ層の重量減量を定め、これを関係式に代入して、この関係から求めた鋼板内Al含量以上に鋼板内にAlを含有させれば、基準になるメッキ層の重量減量よりメッキ層の重量減量の少ない亜鉛メッキ鋼板を得ることができる。
次に本発明の製造工程について説明する。
[熱間圧延工程]
上記のように組成される鋼スラブを再加熱後、オーステナイト単相域のAr3変態点以上において仕上げ圧延する条件で熱間圧延を行う。本発明のTi-Nb複合添加鋼において、Ar3変態点は約900℃付近である。本発明において、仕上げ圧延温度がAr3変態点以下の2相域において行われる場合は、r値に悪影響を与える集合組織が発達し好ましくない。
上記のように組成される鋼スラブを再加熱後、オーステナイト単相域のAr3変態点以上において仕上げ圧延する条件で熱間圧延を行う。本発明のTi-Nb複合添加鋼において、Ar3変態点は約900℃付近である。本発明において、仕上げ圧延温度がAr3変態点以下の2相域において行われる場合は、r値に悪影響を与える集合組織が発達し好ましくない。
次に熱間圧延した鋼板を巻き取る。
巻取温度(CT)は関係式4を満足するものである。
[関係式4]
CT=730√(1-(Ti*/0.027)2) ± 15℃
ここで、Ti*はTi(%)-3.43N(%)である。
巻取温度(CT)は関係式4を満足するものである。
[関係式4]
CT=730√(1-(Ti*/0.027)2) ± 15℃
ここで、Ti*はTi(%)-3.43N(%)である。
Ti*は、鋼中の窒素と結合して残った有効Tiを意味する。したがって、有効Ti量が多いと、加工性に悪影響を与えるFeTiPが析出する可能性が高い。この場合、FeTiPの析出を抑制するためには低温巻取を行うことが好ましい。また、有効Ti量が低いと、固溶炭素をTiCなどの析出物に固定させなければr値を確保できないので、このため高温巻取を行うことが好ましい。このように、有効Ti量に応じた析出物の駆動力を考慮して求めた巻取温度の経験式が関係式4である。
図7に示したように、巻取温度は関係式4に依存することがわかる。図7では、関係式4により計算した巻取温度を基準にその差が±15℃の範囲内でr値が良好であることがわかる。
[冷間圧延工程]
上記のように巻取して得た熱延鋼板を冷間圧延する。
冷間圧延は、高いr値を得るために70%以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。より好ましくは、70〜90%の冷間圧下率で行うことである。
上記のように巻取して得た熱延鋼板を冷間圧延する。
冷間圧延は、高いr値を得るために70%以上の冷間圧下率で行うことが好ましい。より好ましくは、70〜90%の冷間圧下率で行うことである。
[連続焼鈍工程]
冷間圧延した冷延鋼板は焼鈍を施す。
焼鈍は連続焼鈍が好ましい。本発明において、焼鈍温度は780〜860℃が好ましい。焼鈍温度が780℃未満の場合は2.0以上のr値を得がたく、860℃を超過すると高温焼鈍により操業上ストリップの通板性などに問題が起こりかねない。本発明のTi-Nb添加鋼において、Al含量が0.151%以上または0.21%以上の場合には、焼鈍温度を830℃以下に下げることができる。したがって、この場合焼鈍温度は780〜830℃において行うことができる。
冷間圧延した冷延鋼板は焼鈍を施す。
焼鈍は連続焼鈍が好ましい。本発明において、焼鈍温度は780〜860℃が好ましい。焼鈍温度が780℃未満の場合は2.0以上のr値を得がたく、860℃を超過すると高温焼鈍により操業上ストリップの通板性などに問題が起こりかねない。本発明のTi-Nb添加鋼において、Al含量が0.151%以上または0.21%以上の場合には、焼鈍温度を830℃以下に下げることができる。したがって、この場合焼鈍温度は780〜830℃において行うことができる。
連続焼鈍後の冷却速度は7〜30℃/secが好ましい。引張強度45kg級の場合には、連続焼鈍後の冷却速度を15〜30℃/secにすることが好ましい。冷却速度が15℃/sec未満の場合には、45kg級として所望の強度を得がたい。
連続焼鈍後に、形状矯正または表面粗度などの調整のために、適当な圧下率で調質圧延を行ってもよい。また、本発明により得られた冷延鋼板は、表面処理鋼板の円盤に適用することもできる。表面処理としては亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキなどを例に挙げられる。この場合、連続焼鈍処理し、亜鉛メッキするかまたは亜鉛メッキ後に追加的に合金化処理を行うことができる。
以下、本発明を実施例に基づいてより詳しく説明する。
実施例の表において関係式1、2、3、4は次の関係式を用いた。
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C) ≦2.2
[関係式4]
730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[ここでTi*=Ti(%)-3.43N(%)]
実施例の表において関係式1、2、3、4は次の関係式を用いた。
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C) ≦2.2
[関係式4]
730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[ここでTi*=Ti(%)-3.43N(%)]
[実施例1]
下記表1に示した鋼スラブをAr3変態点以上において熱間圧延し、巻取してから、次の表2の条件で冷間圧延と連続焼鈍処理を行った。得られた冷延鋼板の機械的特性を表2に示した。表1において、Siの含量は0.01%で、Sの含量も0.01%である。
下記表1に示した鋼スラブをAr3変態点以上において熱間圧延し、巻取してから、次の表2の条件で冷間圧延と連続焼鈍処理を行った。得られた冷延鋼板の機械的特性を表2に示した。表1において、Siの含量は0.01%で、Sの含量も0.01%である。
表2において、r値は、15%の引張予備変形を与えてから3点法により測定し、L方向(圧延方向)、D方向(圧延方向に45°方向)、C方向(圧延方向に90°方向)の平均値を次の式r=(rL+2rD+rC)/4から求めた。また、パウダリング特性、即ちメッキ層の重量減量は、試片を100mmの円形にパンチングした後、ドローイング比率2.0の条件でカッピング(cupping)する場合の重量減量を測定し調査した。
表から分かるように、本発明を満足する鋼は35kg級、40kg級、45kg級と様々に引張強度の設計が可能であり、r値が2.0以上であり、またパウダリング評価時のメッキ層の重量減量もはるかに少ない。
[実施例2]
表3に示した鋼スラブをAr3変態点以上において熱間圧延し、巻取してから77%の冷間圧下率で冷間圧延し、830℃において連続焼鈍処理した。得られた冷延鋼板の機械的特性を表4に示した。表3においてSiの含有量は0.01重量%で、Sの含有量も0.01重量%である。
表3に示した鋼スラブをAr3変態点以上において熱間圧延し、巻取してから77%の冷間圧下率で冷間圧延し、830℃において連続焼鈍処理した。得られた冷延鋼板の機械的特性を表4に示した。表3においてSiの含有量は0.01重量%で、Sの含有量も0.01重量%である。
[実施例3]
表5の成分組成を有する鋼スラブに、910℃において熱間仕上げ圧延を施して3.2mmの熱延鋼板に製造し、表6の条件で巻取ってから、77％の冷間圧下率で冷間圧延後、下記表6の連続焼鈍条件で冷延板を連続焼鈍した。製造した冷延鋼板の機械的性質を測定し、その結果を下記表6に示した。下記表5の鋼中のSiの含量は0.01％で、Sの含量は0.01％である。
表5の成分組成を有する鋼スラブに、910℃において熱間仕上げ圧延を施して3.2mmの熱延鋼板に製造し、表6の条件で巻取ってから、77％の冷間圧下率で冷間圧延後、下記表6の連続焼鈍条件で冷延板を連続焼鈍した。製造した冷延鋼板の機械的性質を測定し、その結果を下記表6に示した。下記表5の鋼中のSiの含量は0.01％で、Sの含量は0.01％である。
上記表6から分かるように、本発明の方法により成分が組成された鋼を用い、有効Ti*含量に応じて計算した巻取温度(目標温度)で巻取して薄鋼板を製造することにより、はるかに高いr値を有する超深絞り用高強度鋼の安定な製造が可能なことが分かる。
[実施例4]
表7の成分組成を有する鋼スラブに、910℃において熱間仕上げ圧延を施して3.2mmの熱延鋼板に製造し、表8の条件で巻き取りした後、77%の冷間圧下率で冷間圧延した。この冷延鋼板の焼鈍再結晶完了温度を測定し、その結果を機械的性質と共に表8に示した。
表7の成分組成を有する鋼スラブに、910℃において熱間仕上げ圧延を施して3.2mmの熱延鋼板に製造し、表8の条件で巻き取りした後、77%の冷間圧下率で冷間圧延した。この冷延鋼板の焼鈍再結晶完了温度を測定し、その結果を機械的性質と共に表8に示した。
下記表7の鋼中Siの含量は0.01%で、Sの含量は0.01%である。
表8に示したように、目標巻取温度に対して低い温度で巻取作業を行った場合は極めて微細な析出物が存在し、r値下落と共に焼鈍再結晶完了温度も上昇した。高すぎる温度で巻取した場合は、鋼中のFeTiPが多量形成され、r値が下落する要因となった。FeTiPは、焼鈍時に分解され再結晶集合組織の発達を阻害することになる。また、33番鋼種の場合のように、S.Al含量が高い場合は、析出物が安定して形成され(寸法の増加をやや伴う)加工性向上と共に焼鈍再結晶温度を低下させる効果を奏する。
（発明の効果）
上述したように、本発明は、TiCなどの析出物の分布数を減らしながら粗大に分布するようにして、加工性に優れながら低温焼鈍が可能で、また耐パウダリング性に優れた薄鋼板を提供する効果を奏する。
上述したように、本発明は、TiCなどの析出物の分布数を減らしながら粗大に分布するようにして、加工性に優れながら低温焼鈍が可能で、また耐パウダリング性に優れた薄鋼板を提供する効果を奏する。
本発明の好ましき実施例が説明の目的から記載されているが、当業者は、添付の請求範囲に記載された技術思想と範囲を外れずに、様々な変更、追加及び代替が可能なことに想到するであろう。
Claims (8)
- 重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、 S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物で組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布することを特徴とする超深絞り用高強度薄鋼板。 - 重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物で組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3を満足し、
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
Ti系とNb系析出物が30〜60nmの平均寸法で分布し、鋼板の表面に亜鉛メッキ層を有し、上記鋼板のAlの含量は次の関係、メッキ層重量減量=-0.0642Ln(鋼中sol. Alの含量(%))-0.0534から求めたAlの含量以上で含まれることを特徴とする耐パウダリング性の優れた超深絞り用高強度薄鋼板。 - 上記Alは、0.151〜0.4%であることを特徴とする請求項1または2に記載の超深絞り用高強度薄鋼板。
- 上記Alは、0.21〜0.4%であることを特徴とする請求項1または2に記載の超深絞り用高強度薄鋼板。
- 重量%で、C:0.010%以下、Si:0.02%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03〜0.15%、S:0.02%以下、Sol.Al:0.03〜0.40%、N:0.004%以下、Ti:0.005〜0.040%、Nb:0.002〜0.020%、これにB:0.0001〜0.0020%とMo:0.005〜0.02%から選択した1種または2種、残部Fe及びその他不可避な不純物で組成され、
上記P、Mn、Ti、Nb、Bは所望の強度に応じて関係式1を満足し、
[関係式1-1]-引張強度35kg級、40kg級
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)またはMo(%)]=35〜44.9
[関係式1-2]-引張強度45kg級
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)またはMo(%)]=45〜50
上記Ti、N、C、Nbは次の関係式2、3
[関係式2]
0.6≦(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≦3.5
[関係式3]
0.4≦(1/0.35)(Nb/7.75C)≦2.2
を満足する鋼スラブをオーステナイト単相域において熱間仕上げ圧延を完了し、次の条件、730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[ここで、Ti*=Ti(%)-3.43N(%)]を満足する温度において巻取ってから冷間圧延した後、780℃〜860℃の温度区間において連続焼鈍することを含んでなる超深絞り用高強度薄鋼板の製造方法。 - 上記Alは、0.151〜0.4%であることを特徴とするドローイング性に優れた請求項5に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 上記Alは、0.21〜0.4%であることを特徴とする請求項5に記載の超深絞り用高強度薄鋼板の製造方法。
- 上記連続焼鈍は、780℃〜830℃の温度区間において行われることを特徴とする請求項6または7に記載の超深絞り用高強度薄鋼板の製造方法。
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