JP2705437B2 - 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法Info
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- JP2705437B2 JP2705437B2 JP4070321A JP7032192A JP2705437B2 JP 2705437 B2 JP2705437 B2 JP 2705437B2 JP 4070321 A JP4070321 A JP 4070321A JP 7032192 A JP7032192 A JP 7032192A JP 2705437 B2 JP2705437 B2 JP 2705437B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、焼付硬化性を有する
深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の軽量化による燃費向上を
目的として自動車用鋼板の高強度化の要求がますます高
まってきている。自動車用高強度冷延鋼板に要求される
特性としては、降伏応力、引張強さ以外に、良好なプレ
ス成形性、スポット溶接性、疲労特性、塗装耐食性等が
ある。冷延鋼板の強化機構としては、固溶体強化、析出
強化、細粒化強化、部分再結晶による強化、変態組織に
よる強化、加工強化などが知られている。一般に鋼板の
加工性は、強度が高くなるに従って劣化するが、その程
度は強化機構によって異なる。そのため、自動車用高強
度冷延鋼板としては、焼付硬化性を有し、しかも良好な
プレス成形性を兼備する鋼板が望まれている。このプレ
ス成形性の観点からは、低降伏強度、低降伏点伸び、高
伸び、高ｒ値などの特性が要求されるため、非時効性が
望まれる。すなわち、プレス成形時には軟質で良好な成
形性を有し、その後の塗装焼付時に降伏強度が上昇する
特性（焼付硬化性）が必要とされる。
目的として自動車用鋼板の高強度化の要求がますます高
まってきている。自動車用高強度冷延鋼板に要求される
特性としては、降伏応力、引張強さ以外に、良好なプレ
ス成形性、スポット溶接性、疲労特性、塗装耐食性等が
ある。冷延鋼板の強化機構としては、固溶体強化、析出
強化、細粒化強化、部分再結晶による強化、変態組織に
よる強化、加工強化などが知られている。一般に鋼板の
加工性は、強度が高くなるに従って劣化するが、その程
度は強化機構によって異なる。そのため、自動車用高強
度冷延鋼板としては、焼付硬化性を有し、しかも良好な
プレス成形性を兼備する鋼板が望まれている。このプレ
ス成形性の観点からは、低降伏強度、低降伏点伸び、高
伸び、高ｒ値などの特性が要求されるため、非時効性が
望まれる。すなわち、プレス成形時には軟質で良好な成
形性を有し、その後の塗装焼付時に降伏強度が上昇する
特性（焼付硬化性）が必要とされる。
【０００３】良好なプレス成形性を有する冷延鋼板とそ
の製造方法としては、Ｃ：０．０００５〜０．００３
％、Ｍｎ：０．０４〜０．５％、Ｐ：０．０３％以下の
軟鋼材で、ＮとＣの原子比以上のＴｉ添加により、添加
するＮｂを固溶Ｎｂとして存在させて作用させることに
より伸び、異方性の良好な鋼板を得る方法（特開昭６１
−１１３７２４号公報）、あるいは、Ｃ：０．００５％
以下で、Ｎ、ＳをＴｉで固定し、残りのＴｉおよび添加
するＮｂでＣを固定し、深絞り性の良好な鋼板を得る方
法（特開昭６１−２７６９２７号公報）等が知られてい
る。一方、焼付硬化性を有する冷延鋼板とその方法に関
しては、特公昭６３−４８９９号公報が、Ｃ含有量０．
０００５〜０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含有量０．００５％以
下のＴｉ添加またはＴｉ、Ｎｂ添加鋼について、また、
特開昭６１−２７６９３１号公報が、Ｃ含有量０．００
５％以下のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼についてそれぞれ開示
している。
の製造方法としては、Ｃ：０．０００５〜０．００３
％、Ｍｎ：０．０４〜０．５％、Ｐ：０．０３％以下の
軟鋼材で、ＮとＣの原子比以上のＴｉ添加により、添加
するＮｂを固溶Ｎｂとして存在させて作用させることに
より伸び、異方性の良好な鋼板を得る方法（特開昭６１
−１１３７２４号公報）、あるいは、Ｃ：０．００５％
以下で、Ｎ、ＳをＴｉで固定し、残りのＴｉおよび添加
するＮｂでＣを固定し、深絞り性の良好な鋼板を得る方
法（特開昭６１−２７６９２７号公報）等が知られてい
る。一方、焼付硬化性を有する冷延鋼板とその方法に関
しては、特公昭６３−４８９９号公報が、Ｃ含有量０．
０００５〜０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含有量０．００５％以
下のＴｉ添加またはＴｉ、Ｎｂ添加鋼について、また、
特開昭６１−２７６９３１号公報が、Ｃ含有量０．００
５％以下のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼についてそれぞれ開示
している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記特開昭６１−１１
３７２４号公報、特開昭６１−２７６９２７号公報に開
示の方法は、いずれも深絞り性の改善を主眼にし、焼付
硬化性を得ることを目的とはしていない。一方、特公昭
６３−４８９９号公報、特開昭６１−２７６９３１号公
報に開示の方法は、いずれも高いＣ含有量を許容し、Ｔ
ｉ、Ｎｂの添加量または焼なまし時の冷却速度を制御す
ることにより、鋼中の固溶Ｃ量を適切ならしめて、材質
の劣化を生じさせることなく焼付硬化能を付与したもの
である。しかし、このようにＴｉ、Ｎｂ添加量を制御し
て固溶炭素を残存させようとすると、その添加量の変化
により鋼中の固溶Ｃ量が変化し、鋼板の性質が著しく変
化する。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が不足した場
合、時効劣化し易く、降伏点伸び、伸び、ｒ値などの成
形性劣化につながり、逆に添加量が過剰となると、焼付
硬化性が失われてしまう。前記の従来法にあっては、焼
付硬化性を確保し、時効劣化後の降伏点伸び、伸び、ｒ
値等の劣化を防いで、これらの相反する特性を両立させ
るためには、鋼中の固溶Ｃ量を厳格に制御する必要があ
る。しかし、鋼中の固溶Ｃ量の正確な制御は実際上著し
く困難であり、大幅な製造コストの上昇は避けられな
い。
３７２４号公報、特開昭６１−２７６９２７号公報に開
示の方法は、いずれも深絞り性の改善を主眼にし、焼付
硬化性を得ることを目的とはしていない。一方、特公昭
６３−４８９９号公報、特開昭６１−２７６９３１号公
報に開示の方法は、いずれも高いＣ含有量を許容し、Ｔ
ｉ、Ｎｂの添加量または焼なまし時の冷却速度を制御す
ることにより、鋼中の固溶Ｃ量を適切ならしめて、材質
の劣化を生じさせることなく焼付硬化能を付与したもの
である。しかし、このようにＴｉ、Ｎｂ添加量を制御し
て固溶炭素を残存させようとすると、その添加量の変化
により鋼中の固溶Ｃ量が変化し、鋼板の性質が著しく変
化する。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が不足した場
合、時効劣化し易く、降伏点伸び、伸び、ｒ値などの成
形性劣化につながり、逆に添加量が過剰となると、焼付
硬化性が失われてしまう。前記の従来法にあっては、焼
付硬化性を確保し、時効劣化後の降伏点伸び、伸び、ｒ
値等の劣化を防いで、これらの相反する特性を両立させ
るためには、鋼中の固溶Ｃ量を厳格に制御する必要があ
る。しかし、鋼中の固溶Ｃ量の正確な制御は実際上著し
く困難であり、大幅な製造コストの上昇は避けられな
い。
【０００５】この発明の目的は、前記従来法のようにＴ
ｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素の添加量制限による不
利を回避すべく、簡便な手段でもって鋼中のＣ含有量を
効果的に制御することにより、安定した焼付硬化性を有
し、同時に深絞り性の良好な冷延鋼板およびその製造方
法を提供することにある。
ｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素の添加量制限による不
利を回避すべく、簡便な手段でもって鋼中のＣ含有量を
効果的に制御することにより、安定した焼付硬化性を有
し、同時に深絞り性の良好な冷延鋼板およびその製造方
法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく鋭意試験研究を行った。その結果、極低炭
素鋼にＴｉを添加した鋼をベースとして、その時効性を
検討していた際に、鋼中のトータルＣ含有量を０．００
１〜０．００３５％という特定の範囲に制御すると、安
定した焼付硬化性を有し、かつ良好な時効性を示す鋼板
が得られることを見い出し、この発明に到達した。
を達成すべく鋭意試験研究を行った。その結果、極低炭
素鋼にＴｉを添加した鋼をベースとして、その時効性を
検討していた際に、鋼中のトータルＣ含有量を０．００
１〜０．００３５％という特定の範囲に制御すると、安
定した焼付硬化性を有し、かつ良好な時効性を示す鋼板
が得られることを見い出し、この発明に到達した。
【０００７】すなわち、この発明は、Ｃ：０．００１〜
０．００３５％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３
５〜１．００％、Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．
００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００３％以下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］
／（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．
０以下で、Ｔｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる組成を有する焼付硬化性を有する
深絞り用高強度冷延鋼板である。
０．００３５％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３
５〜１．００％、Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．
００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００３％以下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］
／（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．
０以下で、Ｔｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物からなる組成を有する焼付硬化性を有する
深絞り用高強度冷延鋼板である。
【０００８】また、Ｃ：０．００１〜０．００３５％、
Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
度冷延鋼板である。
Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
度冷延鋼板である。
【０００９】Ｃ：０．００１〜０．００３５％、Ｓｉ：
０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、Ｐ：
０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１５
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２［Ｓ
％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔｉ：
０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼、またはＣ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を用い、仕上温度８８０℃以上で熱間圧延を
行い、さらに冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、Ａ
ｒ３点以下の連続焼鈍を行うのである。
０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、Ｐ：
０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１５
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２［Ｓ
％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔｉ：
０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼、またはＣ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を用い、仕上温度８８０℃以上で熱間圧延を
行い、さらに冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、Ａ
ｒ３点以下の連続焼鈍を行うのである。
【００１０】
【作用】図１は、Ｃのみを０．０００５〜０．００４２
％の範囲で変化させ、他の化学成分は一定の表１に示す
高強度鋼（ＴＳ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2）についての炭素
含有量と焼付硬化性（ＢＨ性）および常温時効性（時効
性劣化による降伏点伸びＹＰＥ）との関連を示すグラフ
である。製造処理条件は表１に示す。これらの結果から
も明らかなように、鋼中炭素含有量が１０〜３５ｐｐｍ
のときに、従来相反すると考えられてきたのとは反対
に、高強度鋼にあっても上述の両特性が満足する程度に
改善されるのである。図２は、表１に示す化学組成を有
する高強度鋼のうち、炭素含有量０．００１９％、０．
００２８％、０．００４２％の３種についての連続焼鈍
温度および炭素含有量と引張強さ（ＴＳ）との関連を示
すグラフである。製造処理条件は焼鈍温度以外は表１と
同じである。これらの結果からも明らかなとおり、鋼中
炭素含有量制御により、引張強さの安定性も改善される
のである。
％の範囲で変化させ、他の化学成分は一定の表１に示す
高強度鋼（ＴＳ≧３５ｋｇｆ／ｍｍ2）についての炭素
含有量と焼付硬化性（ＢＨ性）および常温時効性（時効
性劣化による降伏点伸びＹＰＥ）との関連を示すグラフ
である。製造処理条件は表１に示す。これらの結果から
も明らかなように、鋼中炭素含有量が１０〜３５ｐｐｍ
のときに、従来相反すると考えられてきたのとは反対
に、高強度鋼にあっても上述の両特性が満足する程度に
改善されるのである。図２は、表１に示す化学組成を有
する高強度鋼のうち、炭素含有量０．００１９％、０．
００２８％、０．００４２％の３種についての連続焼鈍
温度および炭素含有量と引張強さ（ＴＳ）との関連を示
すグラフである。製造処理条件は焼鈍温度以外は表１と
同じである。これらの結果からも明らかなとおり、鋼中
炭素含有量制御により、引張強さの安定性も改善される
のである。
【００１１】
【表１】
【００１２】つぎにこの発明において鋼組成および製造
工程を上記のように限定した理由を詳述する。Ｃは最も
重要な成分であり、０．００１％未満では時効性、絞り
性には有利であるが、焼付硬化性が不十分である。一
方、０．００３５％を超えると焼付硬化性は有利となる
が、時効性劣化による降伏点伸び（以下ＹＰＥという）
の発生、降伏点（以下ＹＰという）上昇、絞り性劣化と
なり、良好なプレス成形性が得られない。また、安定し
た焼付硬化性を得るためには鋼中の固溶Ｃ量を制御すべ
く、Ｔｉ添加量の厳しい管理が必要である。しかし、実
際の製造ではＴｉ添加量の変動は避けられず、焼付硬化
性、時効性等の特性値が変動する。したがって、この発
明におけるＣ量は０．００１〜０．００３５％とした。
Ｓｉは強度上昇には有効な元素であるが、０．２５％を
超えると合金化溶融メッキを行う場合、メッキ金属の密
着性が劣化し、熱間圧延時のスケール剥離性も悪化する
ので、０．２５％以下とした。好ましくは０．０５％以
下である。Ｍｎは赤熱脆性を起こすＳを固定する働きを
するため、０．３５％以上必要である。また、Ｍｎは強
度を上げるに有効な元素であるが、１．０％を超えると
二次加工性を劣化させると共に、合金コストが高くな
る。したがって、０．３５〜１．０％とした。Ｐは絞り
性を害さずに高強度を得るのに最も有利な元素であり、
高強度鋼板を得るのに必要なため、下限を０．０３５％
とした。一方、過剰の添加は耐二次加工脆性に好ましく
ない。したがって、その上限を０．１％とした。Ｓは鋼
にとって本質的に有害な元素であり、０．０１５％を超
えるとＴｉＳ、ＭｎＳ等の析出物が増加し、伸び、絞り
性が劣化するため、０．０１５％以下とした。また、固
溶Ｃをコントロールするため０．００５％以上とする。
すなわち、２．０％予歪を与えた後、１７０℃で２０分
保持後のＹＰの上昇量（以下ＢＨ量という）が高いとＹ
ＰＥが生じ、プレス後ストレッチャーストレインが発生
し、自動車用外装材としては不適となる。そこでＹＰＥ
の発生を防止するには、ＢＨ量を適度にコントロールす
る必要がある。図３に示すとおり、ＢＨ量が６ｋｇｆ／
ｍｍ2以上となるとＹＰＥが発生するため、ＢＨ量は６
ｋｇｆ／ｍｍ2以下にコントロールする必要がある。Ｂ
Ｈ量をコントロールする要因は、固溶Ｎ、固溶Ｃであ
り、これらの値をコントロールする必要がある。まず、
ＮはＴｉを添加して全量ＴｉＮとして固定する。次に過
剰のＴｉは全量Ｓと反応してＴｉＳとなり、ＴｉはＣと
反応せずに鋼中Ｃはすべて固溶Ｃとしてコントロールす
る。すなわち、過剰のＴｉをＣと反応させずにすべてＴ
ｉＳとするためのＳが必要であり、Ｓの下限値が必要で
ある。図４にその概念図を示す。図４中の（Ａ）の場合
は、Ｔｉ量が０．０６％と多く、Ｎ、Ｓ、Ｃ共にＴｉで
固定されてＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅ
ｅ）となり、ＢＨ性を有さない。また、（Ｂ）の場合
は、Ｔｉ量が０．０２％と高いため、ＴｉがＮ、Ｓと結
合してもまだ余剰のＴｉがあり、一部Ｃと結合してＴｉ
Ｃとなり、固溶Ｃを減少させる。この場合ＢＨ量を決定
する固溶Ｃのバラツキの要因としては、鋼中のＣ、Ｓ、
Ｔｉ、Ｎの４元素の影響があり、固溶Ｃのコントロール
が困難である。さらに（Ｃ）の場合は、Ｔｉ量が０．０
１％と低いため、ＴｉがＮを全量固定してＴｉＮとな
り、過剰のＴｉの全量がＳと結合してＴｉＳとなるが、
Ｓが多いため過剰のＴｉは全量ＴｉＳとなり、残余のＳ
はＭｎＳとなってＢＨ量に寄与せず、固溶Ｃは鋼中Ｃと
等しくなる。このため、固溶Ｃのコントロールは、鋼中
Ｃ元素のみのコントロールで可能となり、値が安定す
る。このためにはＳは適度の範囲が必要で、下限値を
０．００５％とした。ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の析出物が
焼鈍時の粒成長を抑制するため、少ないほど材質は向上
するので０．００３％以下とした。Ａｌは強力な脱酸剤
としての役割を有するため、０．００１％未満ではＴｉ
添加時の安定性（Ｔｉ歩留）が悪く、表面疵の発生が大
となるため）が得られず、０．１％を超えるとＡｌ2Ｏ3
などの介在物が増加し、プレス加工性を劣化させる。し
たがって０．０１〜０．１％とした。ＴｉはＳ、Ｎを固
定し熱間圧延等の熱履歴を受ける際に安定した析出物と
するために添加する。
工程を上記のように限定した理由を詳述する。Ｃは最も
重要な成分であり、０．００１％未満では時効性、絞り
性には有利であるが、焼付硬化性が不十分である。一
方、０．００３５％を超えると焼付硬化性は有利となる
が、時効性劣化による降伏点伸び（以下ＹＰＥという）
の発生、降伏点（以下ＹＰという）上昇、絞り性劣化と
なり、良好なプレス成形性が得られない。また、安定し
た焼付硬化性を得るためには鋼中の固溶Ｃ量を制御すべ
く、Ｔｉ添加量の厳しい管理が必要である。しかし、実
際の製造ではＴｉ添加量の変動は避けられず、焼付硬化
性、時効性等の特性値が変動する。したがって、この発
明におけるＣ量は０．００１〜０．００３５％とした。
Ｓｉは強度上昇には有効な元素であるが、０．２５％を
超えると合金化溶融メッキを行う場合、メッキ金属の密
着性が劣化し、熱間圧延時のスケール剥離性も悪化する
ので、０．２５％以下とした。好ましくは０．０５％以
下である。Ｍｎは赤熱脆性を起こすＳを固定する働きを
するため、０．３５％以上必要である。また、Ｍｎは強
度を上げるに有効な元素であるが、１．０％を超えると
二次加工性を劣化させると共に、合金コストが高くな
る。したがって、０．３５〜１．０％とした。Ｐは絞り
性を害さずに高強度を得るのに最も有利な元素であり、
高強度鋼板を得るのに必要なため、下限を０．０３５％
とした。一方、過剰の添加は耐二次加工脆性に好ましく
ない。したがって、その上限を０．１％とした。Ｓは鋼
にとって本質的に有害な元素であり、０．０１５％を超
えるとＴｉＳ、ＭｎＳ等の析出物が増加し、伸び、絞り
性が劣化するため、０．０１５％以下とした。また、固
溶Ｃをコントロールするため０．００５％以上とする。
すなわち、２．０％予歪を与えた後、１７０℃で２０分
保持後のＹＰの上昇量（以下ＢＨ量という）が高いとＹ
ＰＥが生じ、プレス後ストレッチャーストレインが発生
し、自動車用外装材としては不適となる。そこでＹＰＥ
の発生を防止するには、ＢＨ量を適度にコントロールす
る必要がある。図３に示すとおり、ＢＨ量が６ｋｇｆ／
ｍｍ2以上となるとＹＰＥが発生するため、ＢＨ量は６
ｋｇｆ／ｍｍ2以下にコントロールする必要がある。Ｂ
Ｈ量をコントロールする要因は、固溶Ｎ、固溶Ｃであ
り、これらの値をコントロールする必要がある。まず、
ＮはＴｉを添加して全量ＴｉＮとして固定する。次に過
剰のＴｉは全量Ｓと反応してＴｉＳとなり、ＴｉはＣと
反応せずに鋼中Ｃはすべて固溶Ｃとしてコントロールす
る。すなわち、過剰のＴｉをＣと反応させずにすべてＴ
ｉＳとするためのＳが必要であり、Ｓの下限値が必要で
ある。図４にその概念図を示す。図４中の（Ａ）の場合
は、Ｔｉ量が０．０６％と多く、Ｎ、Ｓ、Ｃ共にＴｉで
固定されてＩＦ鋼（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅ
ｅ）となり、ＢＨ性を有さない。また、（Ｂ）の場合
は、Ｔｉ量が０．０２％と高いため、ＴｉがＮ、Ｓと結
合してもまだ余剰のＴｉがあり、一部Ｃと結合してＴｉ
Ｃとなり、固溶Ｃを減少させる。この場合ＢＨ量を決定
する固溶Ｃのバラツキの要因としては、鋼中のＣ、Ｓ、
Ｔｉ、Ｎの４元素の影響があり、固溶Ｃのコントロール
が困難である。さらに（Ｃ）の場合は、Ｔｉ量が０．０
１％と低いため、ＴｉがＮを全量固定してＴｉＮとな
り、過剰のＴｉの全量がＳと結合してＴｉＳとなるが、
Ｓが多いため過剰のＴｉは全量ＴｉＳとなり、残余のＳ
はＭｎＳとなってＢＨ量に寄与せず、固溶Ｃは鋼中Ｃと
等しくなる。このため、固溶Ｃのコントロールは、鋼中
Ｃ元素のみのコントロールで可能となり、値が安定す
る。このためにはＳは適度の範囲が必要で、下限値を
０．００５％とした。ＮはＴｉＮ、ＡｌＮ等の析出物が
焼鈍時の粒成長を抑制するため、少ないほど材質は向上
するので０．００３％以下とした。Ａｌは強力な脱酸剤
としての役割を有するため、０．００１％未満ではＴｉ
添加時の安定性（Ｔｉ歩留）が悪く、表面疵の発生が大
となるため）が得られず、０．１％を超えるとＡｌ2Ｏ3
などの介在物が増加し、プレス加工性を劣化させる。し
たがって０．０１〜０．１％とした。ＴｉはＳ、Ｎを固
定し熱間圧延等の熱履歴を受ける際に安定した析出物と
するために添加する。
【００１３】前記特公昭６３−４８９９号公報に開示の
方法は、高いＣ含有量を許容し、Ｔｉ量をＮおよびＳ含
有量の原子比以上、すなわちＴｉ原子比＝［Ｔｉ％］／
（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）で１を超
えて添加しているため、Ｔｉ添加量の変動により、鋼中
の固溶Ｃが変化する。そのため、焼付硬化性、時効性等
鋼板性質が変化し易い。したがって、この発明ではＴｉ
原子比を１．０以下とすると共に、最も重要な鋼中の固
溶ＣをトータルＣ含有量で０．００１〜０．００３５％
に制御するため、安定した焼付硬化性と良好な時効性が
得られる。一方、熱間圧延等の熱履歴によるＮ等の固溶
によって焼付硬化性、時効性の変化あるいは表面疵発生
を防止すべく、安定な析出物とするためには、０．００
５％以上、好ましくは４８／１４［Ｎ％］以上のＴｉ添
加が必要である。したがってＴｉ添加量は０．００５％
≦［Ｔｉ％］≦（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ
％］）とする。Ｎｂは、所望により添加される合金成分
であって、Ｔｉ添加鋼にＮｂを複合添加すると、焼付硬
化性が失われることなく、良好な伸び、ｒ値が得られ
る。しかし、０．０２％を超えて多量添加を行う場合、
連続焼鈍時に焼付硬化性を確保するための適性固溶Ｃ量
が得られない。
方法は、高いＣ含有量を許容し、Ｔｉ量をＮおよびＳ含
有量の原子比以上、すなわちＴｉ原子比＝［Ｔｉ％］／
（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）で１を超
えて添加しているため、Ｔｉ添加量の変動により、鋼中
の固溶Ｃが変化する。そのため、焼付硬化性、時効性等
鋼板性質が変化し易い。したがって、この発明ではＴｉ
原子比を１．０以下とすると共に、最も重要な鋼中の固
溶ＣをトータルＣ含有量で０．００１〜０．００３５％
に制御するため、安定した焼付硬化性と良好な時効性が
得られる。一方、熱間圧延等の熱履歴によるＮ等の固溶
によって焼付硬化性、時効性の変化あるいは表面疵発生
を防止すべく、安定な析出物とするためには、０．００
５％以上、好ましくは４８／１４［Ｎ％］以上のＴｉ添
加が必要である。したがってＴｉ添加量は０．００５％
≦［Ｔｉ％］≦（４８／３２［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ
％］）とする。Ｎｂは、所望により添加される合金成分
であって、Ｔｉ添加鋼にＮｂを複合添加すると、焼付硬
化性が失われることなく、良好な伸び、ｒ値が得られ
る。しかし、０．０２％を超えて多量添加を行う場合、
連続焼鈍時に焼付硬化性を確保するための適性固溶Ｃ量
が得られない。
【００１４】この発明の鋼板は、熱間圧延および冷間圧
延により形成され、最終的には連続焼鈍によって製品と
される。熱間圧延における仕上温度は、８８０℃未満で
は未再結晶組織が残存するため、連続焼鈍後の特性とく
にｒ値を劣化させ、不均一変形による平坦不良が発生し
易い。したがって、仕上温度は８８０℃以上とした。好
ましくは９００℃以上である。巻取り温度は特に制限し
ないが、要すれば６００〜７２０℃で行うのが好まし
い。また、冷間圧延は特に制限はなく、通常圧下率であ
る５０〜９５％程度で行えばよい。仕上げ処理としての
焼鈍温度は、再結晶温度以上、Ａｒ3点以下の連続焼鈍
処理を行う。この連続焼鈍処理は、強度調整、プレス成
形性付与を目的に行うものであって、特性の高位安定化
から焼鈍温度は８３０〜８５０℃程度が好ましい。な
お、この連続焼鈍は、溶融亜鉛メッキ装置における連続
焼鈍であっても、この発明の範囲に含まれるのは言うま
でもない。
延により形成され、最終的には連続焼鈍によって製品と
される。熱間圧延における仕上温度は、８８０℃未満で
は未再結晶組織が残存するため、連続焼鈍後の特性とく
にｒ値を劣化させ、不均一変形による平坦不良が発生し
易い。したがって、仕上温度は８８０℃以上とした。好
ましくは９００℃以上である。巻取り温度は特に制限し
ないが、要すれば６００〜７２０℃で行うのが好まし
い。また、冷間圧延は特に制限はなく、通常圧下率であ
る５０〜９５％程度で行えばよい。仕上げ処理としての
焼鈍温度は、再結晶温度以上、Ａｒ3点以下の連続焼鈍
処理を行う。この連続焼鈍処理は、強度調整、プレス成
形性付与を目的に行うものであって、特性の高位安定化
から焼鈍温度は８３０〜８５０℃程度が好ましい。な
お、この連続焼鈍は、溶融亜鉛メッキ装置における連続
焼鈍であっても、この発明の範囲に含まれるのは言うま
でもない。
【００１５】
【実施例】つぎにこの発明を実施例によってさらに詳細
に説明する。表２に示す組成のＡ〜Ｌの鋼を転炉にて溶
製し、真空脱ガス処理したのち、連続鋳造によりスラブ
とした。このスラブを加熱温度１２５０℃、仕上温度９
３０℃で熱間圧延を行い、次いで圧下率８０％の冷間圧
延を行って板厚０．８ｍｍの冷延板とした。この冷延板
を焼鈍温度８３０〜８４０℃の条件下で連続焼鈍を行っ
た。表３にこのようにして得られた各製品の機械的性質
を示す。なお、機械的性質はすべてＪＩＳ５号試験片を
用いて測定を行った。試験片は圧延方向に沿って切出し
たものである。これらの試験片から機械的特性として得
られたＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ＹＰＥ（降伏点伸び）、ｒ値
は５０℃で１２０時間保持の常温時効を行った後の特性
である。これは３０℃、１ケ月の時効相当のシミュレー
ションである。なお、ＢＨ量は図５にグラフで測定要領
およびその定義を示すように２％予歪後、１７０℃、２
０ｍｉｎ保持後測定したものである。これはプレス成形
および塗装後焼付けのシミュレーションである。
に説明する。表２に示す組成のＡ〜Ｌの鋼を転炉にて溶
製し、真空脱ガス処理したのち、連続鋳造によりスラブ
とした。このスラブを加熱温度１２５０℃、仕上温度９
３０℃で熱間圧延を行い、次いで圧下率８０％の冷間圧
延を行って板厚０．８ｍｍの冷延板とした。この冷延板
を焼鈍温度８３０〜８４０℃の条件下で連続焼鈍を行っ
た。表３にこのようにして得られた各製品の機械的性質
を示す。なお、機械的性質はすべてＪＩＳ５号試験片を
用いて測定を行った。試験片は圧延方向に沿って切出し
たものである。これらの試験片から機械的特性として得
られたＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ＹＰＥ（降伏点伸び）、ｒ値
は５０℃で１２０時間保持の常温時効を行った後の特性
である。これは３０℃、１ケ月の時効相当のシミュレー
ションである。なお、ＢＨ量は図５にグラフで測定要領
およびその定義を示すように２％予歪後、１７０℃、２
０ｍｉｎ保持後測定したものである。これはプレス成形
および塗装後焼付けのシミュレーションである。
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】表３に示すとおり、本発明鋼であるＡ〜Ｇ
鋼は、いずれもＴＳは３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上、Ｅｌは
３８％以上、ｒ値は１．９以上、ＹＰＥは０％、そして
ＢＨ量は３．４〜４．１ｋｇｆ／ｍｍ2が得られた。し
かし、Ｔｉ原子比が範囲外の比較鋼Ｈは、ＢＨ量が低
く、またＣ含有量が範囲外の比較鋼Ｉは、ＢＨ量は高い
が、時効によるＹＰＥの発生が見られ、伸び、ｒ値の低
下が見られた。
鋼は、いずれもＴＳは３５ｋｇｆ／ｍｍ2以上、Ｅｌは
３８％以上、ｒ値は１．９以上、ＹＰＥは０％、そして
ＢＨ量は３．４〜４．１ｋｇｆ／ｍｍ2が得られた。し
かし、Ｔｉ原子比が範囲外の比較鋼Ｈは、ＢＨ量が低
く、またＣ含有量が範囲外の比較鋼Ｉは、ＢＨ量は高い
が、時効によるＹＰＥの発生が見られ、伸び、ｒ値の低
下が見られた。
【００１９】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明によれば、
プレス成形時には軟質で良好な成形性を有し、その後の
塗装焼付け時には時効硬化により降伏強度が上昇する優
れた焼付硬化性を示す優れた高強度冷延鋼板が得られる
のであって、従来両立しないと考えられていたそれらの
性質を併せ持つことからも、この発明の価値は大きい。
プレス成形時には軟質で良好な成形性を有し、その後の
塗装焼付け時には時効硬化により降伏強度が上昇する優
れた焼付硬化性を示す優れた高強度冷延鋼板が得られる
のであって、従来両立しないと考えられていたそれらの
性質を併せ持つことからも、この発明の価値は大きい。
【図１】鋼中炭素量とＢＨ量、加速時効ＹＰＥとの相関
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】鋼中炭素量および連続焼鈍温度と引張り強さと
の相関を示すグラフである。
の相関を示すグラフである。
【図３】鋼中固溶ＣとＹＰＥ、ＢＨ料との関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図４】過剰のＴｉをＣと反応させずにすべてＴｉＳと
するための概念説明図で、（Ａ）図はＴｉ：０．０６
％、（Ｂ）図はＴｉ：０．０２％、（Ｃ）図はＴｉ：
０．０１％の場合を示す。
するための概念説明図で、（Ａ）図はＴｉ：０．０６
％、（Ｂ）図はＴｉ：０．０２％、（Ｃ）図はＴｉ：
０．０１％の場合を示す。
【図５】ＢＨ量の定義を説明するグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２［Ｓ
％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔｉ：
０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷
延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
度冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、かつ、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２［Ｓ
％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔｉ：
０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼、またはＣ：０．００１〜０．００３５％、Ｓ
ｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．３５〜１．００％、
Ｐ：０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．０１
５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以
下、Ｎｂ：０．０２％以下で、かつ（９３／１２［Ｃ
％］）以下、Ｔｉ原子比＝［Ｔｉ％］／（４８／３２
［Ｓ％］＋４８／１４［Ｎ％］）が１．０以下で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を用い、仕上温度８８０℃以上で熱間圧延を
行い、さらに冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、Ａ
ｒ３点以下の連続焼鈍を行うことを特徴とする焼付硬化
性を有する深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4070321A JP2705437B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4070321A JP2705437B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05230598A JPH05230598A (ja) | 1993-09-07 |
| JP2705437B2 true JP2705437B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=13428071
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4070321A Expired - Lifetime JP2705437B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2705437B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3442396A1 (de) * | 1984-11-20 | 1986-05-28 | Heisig, Wilhelm, 8122 Penzberg | Verfahren und vorrichtung zur herstellung von folienbeutel-kissen sowie folienbeutel zur behandlung durch das verfahren und die vorrichtung |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6126757A (ja) * | 1984-07-17 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板 |
| JP2521553B2 (ja) * | 1990-03-06 | 1996-08-07 | 新日本製鐵株式会社 | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-02-19 JP JP4070321A patent/JP2705437B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05230598A (ja) | 1993-09-07 |
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