JP2009500524A - 耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】本発明は、主に自動車の内、外板用に用いられる深絞り用薄鋼板に関するものである。
【解決手段】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０６〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、上記成分のうちＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮが１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１の関係を満たし、上記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板及びその製造方法を含む。
本発明は、優れた成形性を有する上、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びきれいな表面品質を表す深絞り用高強度の薄鋼板を提供することができる。
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本発明は、優れた成形性を有する上、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びきれいな表面品質を表す深絞り用高強度の薄鋼板を提供することができる。
Description
本発明は、主に自動車の内、外板用に用いられる深絞り用薄鋼板に関するもので、より詳細には引張強度２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２の強度を有すると同時に従来の深絞り用高強度の鋼より遥かに優れた成形性を表すだけではなく、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板及びその製造方法に関するものである。
最近、自動車用鋼板は、自動車の成形品の複雑化、一体化の傾向に従ってさらに高い水準の成形性を有する鋼板が要求されているだけではなく、一方で、自動車の使用環境の側面において耐２次加工脆性及び溶接部の疲労特性が優れており、メッキ表面がきれいな鋼板が要求されている。一般的に、鋼板の成形性及び強度を高めるためには鋼中の不純物を最少化させた高純度の鋼を用い、加工性向上元素（Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素）及び強度向上元素（Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素）を添加することにより製造することが通常である。しかし、鉄鋼材料の特性上、成形性と強度を同時に引き上げることが簡単ではない上、基本的に超深絞り用薄鋼板は高純度の鋼を用いて製造するために結晶粒界が脆化し耐２次加工脆性と溶接部の疲労特性が著しく落ちる特性を見せることが一般的である。
上記のような要求に応える製品を製造するために、今まで日本の高炉会社らを中心に多くの研究が進められており、このような研究を通し開発された公知の深絞り用薄鋼板の製造技術に対する内容を簡単に説明すると以下の通りである。
通常、深絞り用薄鋼板を製造するためには、良好な成形性の確保のために製鋼工程でＣ、Ｎのような侵入型固溶元素の量を５０ｐｐｍ以下に低め、別途に炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ等を単独または複合で添加した、いわゆる極低炭素ＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ）鋼を用いて製造することが一般的である。上記ＩＦ鋼を用いて深絞り用薄鋼板を製造する技術の共通点は、極低炭素鋼に加工性を確保するためにＴｉまたはＮｂ等の炭窒化物形成元素を０．０１〜０．０７％程度添加するが、この場合、結晶粒界を強化させる役割をする侵入型固溶元素が鋼中に存在しないため、２次加工脆性が発生し点溶接部の疲労特性が低下する等の問題が発生する。このような問題はＰ、Ｍｎ等の固溶強化元素が添加された深絞り用高強度の鋼でさらに問題になり、従ってＢ等の粒界強化元素を添加する技術（特許文献１、特許文献２）及び鋼中の炭素含量を６０ｐｐｍ以下に制限する技術（特許文献３、特許文献４）が提案されたが、このような技術の場合、加工性の下落は避けられないだけではなく、ＧＡメッキ製品を作る場合、メッキ特性が低下する等の問題点がある。
また、本発明者が出願した特許文献５は、自動車鋼板等の用途に有用な超深絞り用高強度の薄鋼板とその製造方法に関するもので、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％、ここにＢ：０．０００１〜０．００２０％とＭｏ：０．００５〜０．０２％から選ばれた１種以上を含んで構成され、Ｔｉ及びＮｂ複合添加鋼で加工性を向上させることに特徴がある。しかし、上記従来技術はＴｉとＮｂを複合的に制御することにより加工性を向上させることは可能であるが、最近、自動車鋼板で要求される耐２次加工脆性及び疲労特性等を確保することができないという問題点があった。
本発明は、上述の従来技術の問題点を解決するためのもので、メッキ特性によくないＴｉ含量を低め、加工性及びメッキ特性に有利なＡｌ含量を高めると共にＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮの含量とＮｂ、Ａｌ及びＣの含量を複合的に制御することにより、従来の深絞り用高強度の鋼より優れた成形性を有するだけではなく、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びきれいな表面品質を表す深絞り用高強度の薄鋼板を提供することにその目的がある。
上記目的を達成するための本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０６〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
上記成分のうちＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮが１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１の関係を満たし、
上記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用高強度の薄鋼板に関するものである。
上記成分のうちＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮが１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１の関係を満たし、
上記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用高強度の薄鋼板に関するものである。
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０６〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
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上記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱する段階と、
上記前記再加熱した鋼スラブを粗圧延する段階と、
上記粗圧延した鋼スラブを仕上げ圧延温度８８０℃以上で仕上げ圧延した後、該熱間圧延した鋼板を巻取する段階と、
上記巻取した熱延板を６５％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０〜８６０℃で連続焼鈍する段階と、を含む耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用高強度の薄鋼板の製造方法に関するものである。
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上記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱する段階と、
上記前記再加熱した鋼スラブを粗圧延する段階と、
上記粗圧延した鋼スラブを仕上げ圧延温度８８０℃以上で仕上げ圧延した後、該熱間圧延した鋼板を巻取する段階と、
上記巻取した熱延板を６５％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０〜８６０℃で連続焼鈍する段階と、を含む耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用高強度の薄鋼板の製造方法に関するものである。
上述のように、本発明によると従来の深絞り用高強度の鋼より優れた成形性を有するだけではなく、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びきれいな表面品質を表す深絞り用高強度の薄鋼板を提供することができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、メッキ特性に良くないＴｉ含量を低め、加工性及びメッキ特性に有利なＡｌ含量を高めると共にＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮの含量とＮｂ、Ａｌ及びＣの含量を複合的に制御することにより、従来の深絞り用高強度の鋼より優れた加工性を有するだけではなく、耐２次加工脆性、溶接部の疲労特性及びメッキ特性も同時に確保することが可能であるということにその特徴があり、以下、本発明を鋼組成と製造工程に分けて詳細に説明する。
［鋼組成］
Ｃ：０．０１０重量％以下（以下、重量％を‘％’のみ記載する）
上記Ｃは鋼中の侵入型固溶元素として作用し、冷延及び焼鈍時に鋼板の集合組織の形成過程において加工性に有利な｛１１１｝集合組織の形成を阻害する成分である。上記Ｃの含量が０．０１０％を超えると炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂの添加量を高めなければならなく、経済的に不利であるため、その含量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
Ｃ：０．０１０重量％以下（以下、重量％を‘％’のみ記載する）
上記Ｃは鋼中の侵入型固溶元素として作用し、冷延及び焼鈍時に鋼板の集合組織の形成過程において加工性に有利な｛１１１｝集合組織の形成を阻害する成分である。上記Ｃの含量が０．０１０％を超えると炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂの添加量を高めなければならなく、経済的に不利であるため、その含量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
Ｓｉ：０．０２％以下
上記Ｓｉは、表面スケール欠陥を誘発する成分で、その含量が０．０２％を超えると焼鈍時にテンパーカラー及びメッキ時に未メッキ部を発生させるため、その含量を０．０２％以下に制限することが好ましい。
上記Ｓｉは、表面スケール欠陥を誘発する成分で、その含量が０．０２％を超えると焼鈍時にテンパーカラー及びメッキ時に未メッキ部を発生させるため、その含量を０．０２％以下に制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．０６〜１．５％
上記Ｍｎは、強度確保のための置換型固溶強化元素で、その含量が０．０６％未満であると鋼中のＳによる脆性が生じる可能性があり、１．５％を超えると伸び率と共にｒ値が急激に低下する。従って、上記Ｍｎの含量は０．０６〜１．５％に制限することが好ましい。
上記Ｍｎは、強度確保のための置換型固溶強化元素で、その含量が０．０６％未満であると鋼中のＳによる脆性が生じる可能性があり、１．５％を超えると伸び率と共にｒ値が急激に低下する。従って、上記Ｍｎの含量は０．０６〜１．５％に制限することが好ましい。
Ｐ：０．１５％以下
上記ＰもＭｎと共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、本発明のようなＴｉ−Ｎｂの複合添加鋼種では、強度上昇の上、結晶粒の微細化及び粒界偏析等によりｒ値に有利な｛１１１｝集合組織の発達をもたらすが、その含量が０．１５％を超えると伸び率の急激な下落と共に鋼の脆性が大きく増加するため、その含量を０．１５％以下に制限することが好ましい。
上記ＰもＭｎと共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、本発明のようなＴｉ−Ｎｂの複合添加鋼種では、強度上昇の上、結晶粒の微細化及び粒界偏析等によりｒ値に有利な｛１１１｝集合組織の発達をもたらすが、その含量が０．１５％を超えると伸び率の急激な下落と共に鋼の脆性が大きく増加するため、その含量を０．１５％以下に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
通常、深絞り用の鋼を製造する場合、鋼中のＳ量は０．００５％以下に低く制限されることが一般的であるが、本発明の場合にはＭｎが添加される鋼であるため、鋼中のＳは全てＭｎＳとして析出され固溶のＳによる加工性の下落は避けられるので、圧延時のエッジクラックの発生の恐れがある領域を避け、その含量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。
通常、深絞り用の鋼を製造する場合、鋼中のＳ量は０．００５％以下に低く制限されることが一般的であるが、本発明の場合にはＭｎが添加される鋼であるため、鋼中のＳは全てＭｎＳとして析出され固溶のＳによる加工性の下落は避けられるので、圧延時のエッジクラックの発生の恐れがある領域を避け、その含量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％
冷延製品の場合、鋼中のＳｏｌ．Ａｌは、鋼中の溶存酸素量を充分に低い状態に維持しながら経済的な側面を考慮し、その含有量を０．０２〜０．０７％程度に管理して生産することが一般的である。しかし、本発明の場合には上記Ｓｏｌ．Ａｌが比較的に低い焼鈍温度でも深絞り性を安定的に確保できるようにする役割をするだけではなく、メッキ時に結晶粒界に沿って表層部に拡散しメッキ層を緻密に作り、耐パウダーリング性を改善する。即ち、本発明において、鋼中のＳｏｌ．Ａｌが０．１０％以上である場合、鋼中の析出物の大きさを粗大化し、Ｐの再結晶抑制作用を妨害する効果を明らかに表し再結晶を促進させるだけではなく、｛１１１｝系列の集合組織を発達させる役割をし、耐パウダーリング性を改善するが、その含量が０．４０％を超える場合には、費用上昇及び連続鋳造操業性を害するため、その含量を０．１０％〜０．４０％に制限することが好ましい。本発明において、鋼中のＳｏｌ．Ａｌは炭窒化物であるＴｉ、Ｎｂ系析出物の形成挙動に影響を及ぼし析出物の大きさを粗大にするため、通常のＩＦ鋼に比べＴｉ、Ｎｂを少なく添加してもより良好な加工性が得られるようにする役割をする核心的な成分である。
冷延製品の場合、鋼中のＳｏｌ．Ａｌは、鋼中の溶存酸素量を充分に低い状態に維持しながら経済的な側面を考慮し、その含有量を０．０２〜０．０７％程度に管理して生産することが一般的である。しかし、本発明の場合には上記Ｓｏｌ．Ａｌが比較的に低い焼鈍温度でも深絞り性を安定的に確保できるようにする役割をするだけではなく、メッキ時に結晶粒界に沿って表層部に拡散しメッキ層を緻密に作り、耐パウダーリング性を改善する。即ち、本発明において、鋼中のＳｏｌ．Ａｌが０．１０％以上である場合、鋼中の析出物の大きさを粗大化し、Ｐの再結晶抑制作用を妨害する効果を明らかに表し再結晶を促進させるだけではなく、｛１１１｝系列の集合組織を発達させる役割をし、耐パウダーリング性を改善するが、その含量が０．４０％を超える場合には、費用上昇及び連続鋳造操業性を害するため、その含量を０．１０％〜０．４０％に制限することが好ましい。本発明において、鋼中のＳｏｌ．Ａｌは炭窒化物であるＴｉ、Ｎｂ系析出物の形成挙動に影響を及ぼし析出物の大きさを粗大にするため、通常のＩＦ鋼に比べＴｉ、Ｎｂを少なく添加してもより良好な加工性が得られるようにする役割をする核心的な成分である。
Ｎ：０．０１０％以下
上記Ｎは、固溶状態で存在する場合、加工性を大きく害する成分である。上記Ｎの含量が０．０１０％を超える場合、析出物として固定するためのＴｉ及びＮｂの添加量を増加させなければならないため、その含量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
上記Ｎは、固溶状態で存在する場合、加工性を大きく害する成分である。上記Ｎの含量が０．０１０％を超える場合、析出物として固定するためのＴｉ及びＮｂの添加量を増加させなければならないため、その含量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％
上記Ｔｉは、本発明の加工性確保の側面で非常に重要な元素で、加工性（特にｒ値）の上昇効果を出すためには最小限０．００３％以上が添加されなければならないが、０．０１０％を超える場合、経済的に不利な上、合金化溶融亜鉛メッキ時のメッキ性にも良くないという問題点がある。従って、上記Ｔｉの含量は０．００３〜０．０１０％に制限することが好ましい。
上記Ｔｉは、本発明の加工性確保の側面で非常に重要な元素で、加工性（特にｒ値）の上昇効果を出すためには最小限０．００３％以上が添加されなければならないが、０．０１０％を超える場合、経済的に不利な上、合金化溶融亜鉛メッキ時のメッキ性にも良くないという問題点がある。従って、上記Ｔｉの含量は０．００３〜０．０１０％に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％
上記Ｎｂは、Ｔｉと同様に本発明の加工性確保の側面で非常に重要な元素で、加工性（特にｒ値）の上昇効果を出すためには最小限０．００３％以上が添加されなければならないが、０．０４０％を超える場合、経済的に不利な上、メッキ性にも良くない。従って、上記Ｎｂの含量は０．００３〜０．０４０％に制限することが好ましい。
上記Ｎｂは、Ｔｉと同様に本発明の加工性確保の側面で非常に重要な元素で、加工性（特にｒ値）の上昇効果を出すためには最小限０．００３％以上が添加されなければならないが、０．０４０％を超える場合、経済的に不利な上、メッキ性にも良くない。従って、上記Ｎｂの含量は０．００３〜０．０４０％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
上記Ｂは、粒界強化元素で点溶接部の疲労特性を向上させ、Ｐの粒界脆性を防ぐのに有効な成分である。上記Ｂの含量が０．０００２％未満であると添加による上記効果を得ることが出来ず、０．００２０％を超えると加工性が急激に下落する上、メッキ鋼板の表面特性が劣化するという問題点があるため、その含量を０．０００２〜０．００２０％に制限することが好ましい。
上記Ｂは、粒界強化元素で点溶接部の疲労特性を向上させ、Ｐの粒界脆性を防ぐのに有効な成分である。上記Ｂの含量が０．０００２％未満であると添加による上記効果を得ることが出来ず、０．００２０％を超えると加工性が急激に下落する上、メッキ鋼板の表面特性が劣化するという問題点があるため、その含量を０．０００２〜０．００２０％に制限することが好ましい。
本発明は、上記の成分以外の残りは、Ｆｅ及びその他不可避な不純物により組成され、耐２次加工脆性及びメッキ性をより向上させるために、Ｍｏをさらに添加することが可能である。このとき、上記Ｍｏの含量は０．０５％以下に制限することが好ましいが、その理由は、Ｍｏの含量が０．０５％を超えると耐２次加工脆性及びメッキ性の改善効果が大きく減少する上、経済的にも不利なためである。
本発明では、Ｔｉの含量を低め、Ａｌ含量を高めた上記した成分により組成される鋼の加工性、メッキ性だけではなく、耐２次加工脆性及び疲労特性も同時に確保するために下記の関係式１のように、Ｔｉ添加量によるＡｌ、Ｂ、Ｎ含量を複合的に制御する必要がある。即ち、本発明では、従来より低いＴｉ含量により加工性の低下を避けることが出来ず、上記のように、Ｔｉ含量の減少による加工性の低下を解消し、その他にメッキ性、耐２次加工脆性及び疲労特性を同時に確保するために下記の関係式１を提案している。
［関係式１］
１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１
即ち、本発明では（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］が１．０〜４．１を満たさなければならないが、その理由は以下の通りである。
鋼中のＴｉ、Ａｌ及びＢは、Ｎと窒化物を形成するため、これら元素の含量が少なすぎると、固溶窒素により時効現象が発生する上、絞り性が低下し、また鋼中の固溶Ｔｉ、Ｂ等が一定量以上に多くなると加工時にストレッチング性が落ち、メッキ特性も低下する。即ち、上記経験式により計算された値が１．０未満であると時効現象が発生する上、絞り性が低下し、耐２次加工脆性及び疲労特性を確保することも出来ず、４．１を超える場合にはストレッチング性が落ちる上、メッキ特性も低下する。従って、上記（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］は１．０〜４．１を満たすように制御することが好ましい。
１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１
即ち、本発明では（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］が１．０〜４．１を満たさなければならないが、その理由は以下の通りである。
鋼中のＴｉ、Ａｌ及びＢは、Ｎと窒化物を形成するため、これら元素の含量が少なすぎると、固溶窒素により時効現象が発生する上、絞り性が低下し、また鋼中の固溶Ｔｉ、Ｂ等が一定量以上に多くなると加工時にストレッチング性が落ち、メッキ特性も低下する。即ち、上記経験式により計算された値が１．０未満であると時効現象が発生する上、絞り性が低下し、耐２次加工脆性及び疲労特性を確保することも出来ず、４．１を超える場合にはストレッチング性が落ちる上、メッキ特性も低下する。従って、上記（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］は１．０〜４．１を満たすように制御することが好ましい。
また、本発明において下記の関係式２を満たすように制御し、深絞り性及びストレッチング性をより安定的に確保する必要がある。即ち、本発明ではＴｉ含量を既存より低く管理するようになり、これで深絞り性及びストレッチング性等の加工性をさらに確保する必要があり、このために本発明では、下記の関係式２のようにＮｂ、Ａｌ及びＣの含量を複合的に制御する。
［関係式２］
０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５
上記経験式により計算された値が０．７未満であると、鋼中のＣのスカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）が不完全で絞り性が落ちる恐れがあり、３．５を超える場合には鋼中の固溶Ｎｂの量が増加してストレッチング性が落ちるという問題点がある。
０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５
上記経験式により計算された値が０．７未満であると、鋼中のＣのスカベンジング（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）が不完全で絞り性が落ちる恐れがあり、３．５を超える場合には鋼中の固溶Ｎｂの量が増加してストレッチング性が落ちるという問題点がある。
本発明の鋼板内には、Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物が形成され、このとき上記Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物の平均の大きさを４０ｎｍ以上に制御すると鋼板の加工性をより向上させることができ、より好ましい。また、本発明ではＮｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物のうちＴｉ４Ｃ２Ｓ２を５０％以上に、そしてＴｉＣを５％未満に制限することにより、加工性及びメッキ特性をより向上させることができる。上記Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２は本発明が目的とする物性中の加工性及びメッキ特性に有利な析出物で、複合析出物のうち上記Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２の分率を５０％以上に制限すると、加工性及びメッキ特性をより良好に確保することができる。また、上記ＴｉＣは本発明の物性中のメッキ特性に特に良くない析出物で、複合析出物のうち上記ＴｉＣの分率を５％未満に制限すると、より良好なメッキ特性が確保できるようになる。上記のような複合析出物の制御は本発明の製造工程中の熱間圧延の圧下配分比と密接に関連している。
本発明は、上記の成分範囲を満たしながら、各成分が下記の関係式３を満たすように制御することにより所望の引張強度を容易に得ることができる。
［関係式３］
２８≦２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］≦５０
即ち、本発明では２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋ ３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］により計算された値が２８から５０の間の値を有するように制御することができる。上記関係式は本発明の引張強度の回帰式で、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で、上記式を満たすと商業的に販売される引張強度２８、３５、４０及び４５ｋｇｆ／ｍｍ２級の深絞り用製品の材質を容易に確保することができる。
２８≦２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］≦５０
即ち、本発明では２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋ ３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］により計算された値が２８から５０の間の値を有するように制御することができる。上記関係式は本発明の引張強度の回帰式で、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で、上記式を満たすと商業的に販売される引張強度２８、３５、４０及び４５ｋｇｆ／ｍｍ２級の深絞り用製品の材質を容易に確保することができる。
以下、本発明の製造工程について説明する。
［製造工程］
先ず、本発明では上記のように組成される鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱するが、その理由は上記再加熱温度が１１００℃未満であるとこの後の熱間圧延が難しくなることがあり、１２５０℃を超えると表面不良が発生することがあるためである。
先ず、本発明では上記のように組成される鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱するが、その理由は上記再加熱温度が１１００℃未満であるとこの後の熱間圧延が難しくなることがあり、１２５０℃を超えると表面不良が発生することがあるためである。
この後、上記再加熱した鋼スラブを熱間圧延した後、巻取する。このとき、上記熱間圧延時の仕上げ圧延温度は８８０℃以上に制限することが好ましいが、その理由は仕上げ圧延温度が８８０℃未満であると混粒が発生し材質不良の原因になることができるためである。また、本発明では最終製品のｒ値を高めるために熱間圧延時に粗圧延と仕上げ圧延の圧下配分比（粗圧延時の圧下量／仕上げ圧延時の圧下量）を適切に制御することがより好ましい。即ち、本発明で上記粗圧延と仕上げ圧延の圧下配分比を１．０〜３．５に制限することが好ましいが、その理由は上記圧下配分比が１．０未満であると仕上げ圧延の圧下量が非常に大きくなり、圧延時に負荷が増大する上、析出物中のＴｉ４Ｃ２Ｓ２の分率を５０％以上に、またＴｉＣを５％未満に制御することが出来ず、３．５を超えるとｒ値の上昇効果が殆ど表れないためであり、これに対してより詳細に説明すると以下の通りである。
本発明の鋼中に添加されたＴｉ、Ｎｂ等は窒素、硫黄、炭素のような鋼中の不純物固溶元素と結合して析出物を形成するが、これら析出物の大きさ及び分布状態は最終冷延製品の加工性に大きな影響を及ぼす。即ち、熱延板中のＣ、Ｎ、Ｓ等の不純物元素が全て析出物として固定された状態で析出物の大きさが数十Å以下である極微細析出物に代わり、主に数百Å以上の析出物が均一に分布する場合に最終製品である冷延鋼板のｒ値が大きく改善される。一方、これら析出物が活発に析出される温度領域は主に熱間圧延時の温度領域と一致するため、結局、極低炭素鋼中の析出物の大きさ及び分布状態は熱間圧延温度及び圧下量等により大きく左右される。上記析出物は、圧延時に動的析出により析出が促進されるので、析出が最も活発に起きる温度領域で圧下量を大きくするほど析出物の形成が容易である。従って、仕上げ圧延の圧下量を高くするほど析出物の形成が容易な上、その大きさも動的析出物であるため、数百Å以上の大きさが主種を成し鋼中に存在するＮｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物の平均の大きさが４０ｎｍ以上になり、また加工性及びメッキ特性に有利なＴｉ４Ｃ２Ｓ２の分率を増加させ、メッキ特性に不利なＴｉＣ析出物の分率を減少させることができる。即ち、本発明で圧下配分比を制限する理由は仕上げ圧延の圧下量を高め、熱延板中に固溶元素は存在しなく、主に数百Å以上の大きさの析出物が分布するように助長すると共に加工性及びメッキ特性に有利な析出物の分率は高め、メッキ特性に不利な析出物の分率は低めることにより最終製品のｒ値及びメッキ特性を向上させるための手段である。
この後、上記のように巻取した熱延板を冷間圧延した後、連続焼鈍する。このとき、上記冷間圧延時の圧下率は６５％以上に制限することが好ましいが、その理由は上記冷間圧下率が６５％未満であると１．９以上の高いｒ値を得ることが困難であるためである。また、上記連続焼鈍時の焼鈍温度は７８０〜８６０℃に制限することが好ましいが、この理由は、上記焼鈍温度が７８０℃未満であると１．９以上の高いｒ値を得ることが困難で、８６０℃を超える場合には高温焼鈍により操業上、ストリップの通板性等に問題が発生する危険性が非常に高いためである。このような本発明の連続焼鈍温度は通常の深絞り用鋼板の製造方法で用いる温度区間（８８０〜９３０℃）より遥かに低いため、より経済的で、優れた操業性を提供するという特徴がある。
上記のように製造された冷延鋼板は、この後、必要によって通常のメッキ工程により処理されることができる。上記メッキは、亜鉛メッキ及び合金化溶融亜鉛メッキ等を例に挙げることができる。
以下、実施例を通し本発明をより詳細に説明するが、これは本発明の好ましい一実施例であるだけで、本発明の範囲がこのような実施例の記載範囲により制限されるものではない。
［実施例１］
下記表１のように組成された鋼スラブを１１８０℃で再加熱した後、９１０℃で仕上げの熱間圧延をし、６５０℃で巻取した。上記巻取した熱延板を表２の条件で冷間圧延及び連続焼鈍処理した。上記のようにして得られた冷延鋼板の機械的特性を評価した。その結果は下記表２の通りである。このとき耐２次加工脆性の評価は、加工比１．９の条件で成形したコップを寝かせて置き錘を落下させて延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ、Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定する方式で評価した。また、疲労特性は点溶接した試片を６０Ｈｚの条件で一千万回繰り返して荷重を与え、破壊が発生しない条件で評価し、耐パウダーリングは絞り比率２．０でカッピング（ｃｕｐｐｉｎｇ）を実施する場合のメッキ層の脱落比率を重量比で計算し測定した。
下記表１のように組成された鋼スラブを１１８０℃で再加熱した後、９１０℃で仕上げの熱間圧延をし、６５０℃で巻取した。上記巻取した熱延板を表２の条件で冷間圧延及び連続焼鈍処理した。上記のようにして得られた冷延鋼板の機械的特性を評価した。その結果は下記表２の通りである。このとき耐２次加工脆性の評価は、加工比１．９の条件で成形したコップを寝かせて置き錘を落下させて延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ、Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を測定する方式で評価した。また、疲労特性は点溶接した試片を６０Ｈｚの条件で一千万回繰り返して荷重を与え、破壊が発生しない条件で評価し、耐パウダーリングは絞り比率２．０でカッピング（ｃｕｐｐｉｎｇ）を実施する場合のメッキ層の脱落比率を重量比で計算し測定した。
上記表２で分かるように、本発明の範囲を満たす発明鋼（１〜１６）は加工性が優れている上、耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性（耐パウダーリング性）が優れていると示されている。
しかし、本発明の成分範囲や関係式を満たさない比較鋼（１〜１２）は加工性が発明鋼に比べ劣位する上、耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性も発明鋼に比べてよくなかった。特に、本発明の成分範囲は満たすが、関係式を満たさない比較鋼（１、４、７、１０）は伸び率、ｒ値、耐２次加工脆性及び疲労強度等が発明鋼より劣っているという問題点があった。
［実施例２］
上記表１の発明鋼１及び発明鋼５を１１８０℃で再加熱した後、９１０℃で仕上げの熱間圧延をし、６５０℃で巻取した。このとき、上記熱間圧延時の圧下配分比（粗圧延時の圧下量／仕上げ圧延時の圧下量）を下記表３の条件にし、この後、上記巻取した熱延板を表２の条件（発明鋼１及び発明鋼５の条件）で冷間圧延及び連続焼鈍処理した。
上記表１の発明鋼１及び発明鋼５を１１８０℃で再加熱した後、９１０℃で仕上げの熱間圧延をし、６５０℃で巻取した。このとき、上記熱間圧延時の圧下配分比（粗圧延時の圧下量／仕上げ圧延時の圧下量）を下記表３の条件にし、この後、上記巻取した熱延板を表２の条件（発明鋼１及び発明鋼５の条件）で冷間圧延及び連続焼鈍処理した。
上記のようにして得られた試片の機械的特性を評価し、析出物分布を観察した。その結果は下記表３の通りである。
上記表３で分かるように、圧下配分比を１．０〜３．５に制御した発明例２及び５は、圧下配分比が１．０〜３．５を満たさない発明例（１、３、４、６）に比べｒ値及びメッキ特性が優れていると表れ、これは析出物の平均の大きさが粗大になった上、加工性に有利なＴｉ４Ｃ２Ｓ２析出物の分率が増加し、メッキ特性に不利なＴｉＣ析出物の分率が減少したためであると表れた。
上述のように、本発明は実施例を通し詳細に説明したが、本発明はこのような実施例の内容に制限されたものではない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、実施例は提示されていないが、上記の請求項の記載範囲内で本発明に対する多様な模造や改良が可能であり、これらは全てが本発明の技術的範囲に属することは自明である。
Claims (9)
- 重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０６〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
前記成分のうちＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮが１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１の関係を満たし、
前記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板。 - 前記鋼組成にＭｏ：０．０５％以下をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板。
- 前記薄鋼板内のＮｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物の平均の大きさが４０ｎｍ以上で、前記複合析出物のうちＴｉ４Ｃ２Ｓ２が５０％以上、ＴｉＣが５％未満であることを特徴とする請求項１に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板。
- 前記薄鋼板は、下記引張強度（ＴＳ）式により計算された引張強度が２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２を満たすように前記Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＢの含量を制御することを特徴とする請求項１に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板。
ＴＳ＝２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］ - 重量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．０２％以下、Ｍｎ：０．０６〜１．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０〜０．４０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、残りのＦｅ及びその他不可避な不純物により組成され、
前記成分のうちＴｉ、Ａｌ、Ｂ及びＮが１．０≦（Ｔｉ［％］＋Ａｌ［％］／１６＋６Ｂ［％］）／３．４３Ｎ［％］≦４．１の関係を満たし、
前記成分のうちＮｂ、Ａｌ及びＣが０．７≦（Ｎｂ［％］＋Ａｌ［％］／２０）／７．７５Ｃ［％］≦３．５の関係を満たす鋼スラブを１１００〜１２５０℃で再加熱する段階と、
前記再加熱した鋼スラブを粗圧延する段階と、
前記粗圧延した鋼スラブを仕上げ圧延温度８８０℃以上で仕上げ圧延した後、該熱間圧延した鋼板を巻取する段階と、
前記巻取した熱延板を６５％以上の圧下率で冷間圧延した後、７８０〜８６０℃で連続焼鈍する段階と、を含む耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板の製造方法。 - 前記鋼組成にＭｏ：０．０５％以下をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板の製造方法。
- 前記薄鋼板内にＮｂ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ−Ｃ系複合析出物の平均の大きさが４０ｎｍ以上で、前記複合析出物のうちＴｉ４Ｃ２Ｓ２が５０％以上、ＴｉＣが５％未満であることを特徴とする請求項５に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板の製造方法。
- 前記薄鋼板は、下記引張強度（ＴＳ）式により計算された引張強度が２８〜５０ｋｇｆ／ｍｍ２を満たすように前記Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＢの含量を制御することを特徴とする請求項５に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板の製造方法。
ＴＳ＝２７．６＋４．８１Ｍｎ［％］＋９０．７Ｐ［％］＋１３２Ｎｂ［％］＋３０Ｍｏ［％］＋１８０Ｂ［％］ - 前記熱間圧延時に粗圧延と仕上げ圧延の圧下配分比が１．０〜３．５であることを特徴とする請求項５に記載の耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板の製造方法。
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