JP2530338B2

JP2530338B2 - 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製造法

Info

Publication number: JP2530338B2
Application number: JP62217050A
Authority: JP
Inventors: 篤樹岡本; 直光水井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-08-31
Filing date: 1987-08-31
Publication date: 1996-09-04
Anticipated expiration: 2011-09-04
Also published as: JPS6462440A

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、特に引張強さ38kgf/mm²以上、降伏応力（引
張強さ−12kgf/mm²）以下、ｒ値1.9以上でかつ２次加工
脆性の生じにくい高張力冷延鋼板とその製造法に関す
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、鋼構造物用に使用
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、今日特
に要求されているそれらの製品の薄肉化すなわち軽量化
が効果的に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
Tiを添加した極低炭素Ti添加鋼をベースにSi、Mn、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含有量について、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Mnを単独添加した例が開示されているが、
この場合も強度の割りには高いｒ値が得られ難く、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。

また特公昭50−31089号には上記極低炭素Ti添加鋼にS
iを添加する例が開示されているが、ｒ値のレベルは必
ずしも高くない上に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良く知
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の添加を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、２次加工脆性
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
者においても、引張強さが38kgf/mm²以上の高張力冷延
鋼板において低い降伏応力と高いｒ値を有し成形法が軟
鋼板並に良好でかつ２次加工脆性の生じにくい冷延鋼板
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38kgf/mm²以上の高張力冷延鋼板において降伏応力が
（引張強さ−12kgf/mm²）以下、ｒ値1.9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造法を
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たに見い出された知見
は、極低炭素Ti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、さらに少量の固溶Ｃが
残存することである。そして、このような固溶Ｃの残存
と適量のＢの存在とによって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と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＋12/14N）のTiがて化されていれば固
溶Ｃは残存しないが、Mn:1.0％超、2.5％以下、P:0.04
〜0.12％と多量の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、MnS、TiP、TiS、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、少しながら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℃より著しく低下させることによりｒ
値がさらに向上することを見い出した。

そこで、上記の知見をベースに安価な強化元素である
Siを適量添加したところ上記の効果は失われず容易に高
強度が得られる上、Mn量とＰ量が上記範囲にある鋼では
Siによる酸化の問題が軽減され冷延鋼板や亜鉛めっき鋼
板の製造には有利なことも同時に見い出された。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 C:0.001〜0.012％、Si:0.05〜1.2％、 N:0.001〜0.008％、sol.Al:0.08％以下、Ｓ≦0.010％、 Ti:0.01〜0.15％でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12/14N）を含み、さらにMn:1.0％超、2.5％以下およびP:0.04〜0.12％を
複合添加し、さらにB:0.0001〜0.0005％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造法である。

（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
ストアッ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
ってはＣの上限を0.012％とした。

Si: Siは安価に鋼板の強度を上げることができる元素であ
る。それだけ脆化を起こし易いＰの添加量を低減できる
利点がある。

本発明においては0.05％以上の添加が必要である。0.
05％未満では強度の上昇が得られない。本発明のように
MnとＰを多量に含む鋼においてはSiの添加による表面酸
化の促進は軽減され、従来考えているより多量に添加で
きる。

しかし1.2％を超えると酸洗性が悪くなったり、表面
酸化もはなはだしくなるので1.2％以下とした。

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添加が必要なことから上限を0.008％とし
た。

sol.Al: 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。sol.Al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。

Ti: Ti％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
るに足りるTi量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％超
添加するとコストアップをもたらすばかりか、前述のTi
Cの分解が起こりにくくなるため0.01〜0.15％に限定し
た。

Mn: これは、MnS、MnPを形成させるために必要である。1.
0％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、2.5％を超えるとMnPが形成され過
ぎ、却ってｒ値が低下する。したがって、1.0％超、2.5
％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Ti
CよTiを補足しＣを固溶させる作用がある。0.04％未満
ではそのような効果が不足で高いｒ値が達成できない。
一方、0.12％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、0.04〜
0.12％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する作用とさ
らに少量のＢを複合添加して粒界を強化する作用により
２次加工脆性が防止できることを特徴としている。この
場合のＢの添加量は、0.0001％未満では意味がなく、ま
た0.0005％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、0.0001〜0.0005％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℃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値が一層向上
することを見い出した。これは、低温巻取により上述の
TiCなどの析出物がｒ値を上げるのに望ましい大きさに
なるためと推測される。

450℃超ではその効果が小さく通常の巻取条件の場合
と変わりないが、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、下
限を常温とした。ここに、「常温」とは一般には室温を
云い、25℃程度であるが、本発明の場合はそれにのみ限
定されず、特別の冷却手段を用いない周囲温度のことで
ある。

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間鋼板や表面処理鋼板の製造法が適
用される。本発明にあってそれら特に制限されず、慣用
のものを利用できる。

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る。

かくして、本発明によれば、引張強さが38kgf/mm²以
上、降伏応力は（引張強さ−12kgf/mm²）以下、ｒ値1.9
以上でかつ２次加工脆性の生じにくい高張力冷延鋼板が
容易に製造されるのであって、特にその製造法は従来法
によるものであってもよいが、特に巻取温度を常温〜45
0℃の範囲の温度とすることにより、ｒ値の改善は一層
顕著となる。

次に、実施例によって本発明を詳述する。

実施例１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℃、巻取温度600℃の条件下での熱間圧延により3.2m
m厚の鋼板に仕上げた。酸洗後、これらを0.8mm厚まで圧
下率75％で冷間圧延し、次いで加熱速度20℃/sec、均熱
850℃×40秒、冷却速度20℃/secの連続焼鈍により再結
晶焼鈍を行った。

なお、本例では熱間圧延後の巻取温度を従来例によっ
て600℃とした。

これらよりJIS5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。

次いで、本例により得られた本発明鋼板の降伏応力、
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溶製し、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3.2mm厚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80℃/sec、均熱820℃×60秒、冷却速度40℃/secの連
続焼鈍により再結晶焼鈍を行った。その後、伸び率0.3
％の調質圧延を行いそれよりJIS 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℃、1hr
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重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38kgf/mm²以上でかつ
降伏応力が（引張強さ−12kgf/mm²）以下であり、また
強度の割りに伸びがよく、ｒ値も1.9以上で非常に高い
ことがわかる。

これに対し、比較鋼３はMn＝2.80％とMnが多すぎるた
めｒ値が低すぎ、比較鋼８はMnが不足しているためｒ値
が低く、比較鋼９はＰが不足しているためｒ値が低く、
比較鋼10はＰが多すぎるため伸びが低く、そして比較鋼
11はTiの添加量が不足のため降伏応力が高くｒ値が低か
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
−20℃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12〜18は熱間圧延後の巻取温度が低い場合の
データである。いずれも550℃巻取材よりｒ値が高いこ
とがわかる。つまり、本発明の好適製造例によれば、熱
間圧延後の巻取温度を450℃以下に制限することによ
り、ｒ値の一層の改善を図ることが出来るのである。

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るのであり、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、本発明による鋼板は自動車のフレーム、その他
主要構造部材類に使用した場合、車体重量の軽減に大き
く寄与するものであり、その産業上の意義、利益は大き
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、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
すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭61−133322（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−291924（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−276930（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−82617（ＪＰ，Ａ) 特開昭64−28325（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、 C:0.001〜0.012％、Si:0.05〜1.2％、 N:0.001〜0.008％、sol.Al:0.08％以下、 S:0.010％以下、 Ti:0.01〜0.15％でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12/14N）を含み、さらにMn:1.0％超、2.5％以下および P:0.04〜0.12％、ならびにB:0.0001〜0.0005％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。
【請求項２】重量％で、 C:0.001〜0.012％、Si:0.05〜1.2％、 N:0.001〜0.008％、sol.Al:0.08％以下、 S:0.010％以下、 Ti:0.01〜0.15％でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12/14N）を含み、さらにMn:1.0％超、2.5％以下および P:0.04〜0.12％、ならびにB:0.0001〜0.0005％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
延鋼板の製造法。