JP2763161B2

JP2763161B2 - 耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法

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Publication number: JP2763161B2
Application number: JP28855189A
Authority: JP
Inventors: 秀則白沢; 隆房岩井; 光史有村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-11-06
Filing date: 1989-11-06
Publication date: 1998-06-11
Anticipated expiration: 2013-06-11
Also published as: JPH03150315A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼板の
製造方法に関し、さらに詳しくは、腐蝕が生じ易い自動
車の外板および足回り部品等に使用する鋼板自体に耐蝕
性を保持させ、さらに、成形性にも優れた引張強さが35
〜50kgf/mm²を対象とした高強度薄鋼板の製造方法に関
するものである。

［従来技術］近年、自動車用鋼板は、安全性および燃費向上の面か
ら、高強度化や軽量化が図られてきており、高強度冷間
圧延鋼板に対する需要が益々高くなっている。

この高強度冷間圧延鋼板には、薄肉化に対応すること
が可能な充分な強度を確保すること、および、高強度化
に伴って成形性の劣化をできるだけ小さくすることが要
求されてきているが、特に、自動車用車体の長寿命化の
点から、鋼板にめっき処理等を行なう表面処理鋼板の需
要が次第に高くなっている。

しかしながら、冷間圧延鋼板においては、板厚が薄い
ので耐蝕性等の防錆効果を向上させるために、めっき目
付量を必然的に多くするようになり、これは全伸び、ｎ
値、γ値等の成形性および溶接性の劣化を来している。

このようなことから、成形性や溶接性を損なうことな
く耐蝕性を改善する方法として、鋼板自体に耐蝕性を保
持させることが提案されており、この鋼板を使用すれ
ば、めっき処理を行なっても薄目付量で良いことにな
る。

従来技術として、例え、耐蝕性および成形性を有する
高強度鋼板として、特開昭55-161028号公報には、 C0.01〜0.20wt％、Si0.3〜3.0wt％、 Mn0.2〜2.0wt％、P0.03〜0.20wt％、 Cu0.2〜1.2wt％を含有し、残部Feおよび不純物からなる鋼を冷間圧延お
よび箱焼鈍を行なう方法が開示されている。

また、深絞り性に優れた高張力冷間圧延薄鋼板とし
て、特公昭60-013420号公報には、 C0.02〜0.08wt％、Si＜0.10wt％、 Mn0.05〜0.80wt％、P0.05〜0.13wt％、 Al0.02〜0.10wt％、Cu0.20〜0.50wt％を含有し、残部Feおよび不純物からなる鋼が開示されて
いる。

しかして、上記説明した従来技術のように鋼板の耐蝕
性を向上させるために、Ｐ、Cuを含有させることは既に
知られているが、板厚が薄いためにさらに耐蝕性を必要
とすることと、必要に応じてめっき処理を行なう場合、
めっき附着により生じる成形性の劣化を考慮して鋼板の
成形性をさらに向上させることが必要である。

上記従来技術においては、何れもＣ含有量が多いので
成形性に問題が残ること、また、耐蝕性を考慮している
特開昭55-161028号公報は、Ｃ含有量が多いので、鋼板
中に炭化物が生成し耐蝕性に問題のあることが考えら
れ、さらに、薄目付量のめっきを行なった場合、Si含有
量が多いのでめっき付着性に問題が残ることが考えられ
る。

［発明が解決しようとする課題］本発明は上記に説明した従来における耐蝕性および成
形性の良好な鋼または鋼の製造法の種々の問題点に鑑
み、本発明者が鋭意研究を行ない、検討を重ねた結果、
Ｐ、Cuの含有量は従来技術と同等であっても、Ｃ含有量
を極端に低減してNiを微量含有させて耐蝕性を改善した
鋼と製造条件とにより、腐蝕を発生し易い自動車の外板
や足回り部品等に使用する鋼板自体に耐蝕性を保持さ
せ、さらに、成形性に優れている高強度の薄鋼板を製造
する方法を開発したのである。

［問題点を解決するための手段］本発明に係る耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼
板の製造方法の特徴とするところは、 C0.0010〜0.006wt％、Si≦0.20wt％、 Mn0.10〜1.5wt％、P0.040〜0.10wt％、Ｓ≦0.010wt％、Al0.02〜0.07wt％、 Cu0.10〜0.40wt％、Ni0.10〜0.40wt％、 N0.0020〜0.0080wt％を含有し、残部不可避不純物およびFeからなる鋼を連続
鋳造または造塊によりスラブを製造し、このスラブを通
常の方法により加熱した後、累積圧下率50％以上で、か
つ、仕上げ温度Ar₃点以上の仕上げ熱間圧延を行ない、
巻取りまでの平均冷却速度を20℃/sec以上で冷却し、巻
取り温度500℃以下で巻取り、酸洗い後、冷間圧延率60
％以上の冷間圧延を行なった後、この冷間圧延鋼板を加
熱速度100℃/hr以下で加熱し、焼鈍温度が再結晶温度以
上の温度で箱焼鈍を行なうことにある。

本発明に係る耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼
板の製造方法について、以下詳細に説明する。

先ず、本発明に係る耐蝕性および成形性に優れた高強
度薄鋼板の製造方法において使用する鋼の含有成分およ
び成分割合について説明する。

Ｃは鋼板の成形性および耐蝕性に対して重要な元素で
あり、Ｃ含有量を低減することにより以下説明する特性
が向上するのは、特に、鋼中に存在する比較的大きなセ
メンタイト析出物がなくなり、腐蝕の進行が遅れるこ
と、また、Ｃ含有量が少ないために成形性が向上するも
のと考えられ、Ｃ含有量は少ない程好ましいが、0.0010
wt％未満と低すぎても効果が飽和してしまい、製鋼上の
コストが高くなり、そして、0.006wt％を越えて含有さ
せると効果は劣化する。よって、Ｃ含有量は0.0010〜0.
006wt％とする。

Siは高強度を確保するために有効な元素であり、含有
量が0.20wt％を越えて過剰に含有させると鋼板表面にSi
が濃化し、表面処理を行なう場合にめっきの付着性を損
なうという問題が発生する。よって、Si含有量は、≦0.
20wt％とする。

MnはＳによる熱間脆性防止と強度確保のために必要な
元素であり、含有量が0.10wt％未満では強度が得られな
いばかりか、Ｓ含有量とのバランスによって熱間脆性を
招来し、また、1.5wt％を越えて過剰に含有させると高
強度となり、成形性の劣化を招く。よって、Mn含有量は
0.10〜1.5wt％とする。なお、Mnは耐蝕性に影響を与え
るので少ない方が好ましい。

Ｐは高強度を確保するためと耐蝕性を向上させるため
に必須の元素であり、含有量が0.040wt％未満では高強
度および耐蝕性の効果は期待できず、また、0.10wt％を
越えて含有させると二次加工脆性が生じ易くなり、耐蝕
性の効果も飽和してしまう。よって、Ｐ含有量は0.040
〜0.10wt％とする。

Ｓは非金属介在物を生成して耐蝕性を劣化させるの
で、可能な限り低減する必要があり、含有量は≦0.010w
t％とする。なお、望ましいＳ含有量は≦0.005wt％であ
る。

Alは脱酸と深絞り性を改善するために必要な元素であ
り、この深絞り性は箱焼鈍のみで得られ、徐加熱焼鈍中
に析出するAlNが深絞り性に好ましい集合組織を発達さ
せることにあり、含有量が0.02wt％未満では析出物の効
果がなくなり、また、0.07wt％を越える含有量では効果
が飽和してしまい、かつ、アルミナ系の介在物が増加し
て耐蝕性の劣化を招く。よって、Al含有量は0.02〜0.07
wt％とする。

Cuは耐蝕性を向上させ、強度を確保するために必要な
元素であり、含有量が0.10wt％未満ではこのような効果
が期待することができず、また、0.40wt％を越えて過剰
に含有させると効果は飽和するばかりか、熱間脆性が生
じ易くなる。よって、Cu含有量は0.10〜0.40wt％とす
る。

NiはＣと共に重要な元素であり、微量の含有により成
形性は僅かに劣化させるが、耐蝕性を大きく改善させ、
含有量が0.10wt％未満ではCu含有による熱間脆性を防止
することができず、また、0.40wt％を越えて過剰に含有
させると効果は飽和し、コストが高くなる。よって、Ni
含有量は0.10〜0.40wt％とする。

ＮはAlとAlNを形成して深絞り性を向上させる元素で
あり、含有量が0.0020wt％未満ではAlNの析出量が少な
く、かつ、析出速度が極めて遅くなり、深絞り性が劣化
し、また、0.0080wt％を越えて過剰に含有させると析出
物を形成しない自由なＮが残存し、これは歪時効による
材質劣化を招くようになる。よって、Ｎ含有量は0.0020
〜0.0080wt％とする。

次に、本発明に係る耐蝕性および成形性に優れた高強
度薄板製造方法の製造条件について説明する。

上記に説明した含有成分および成分割合の鋼を溶解
後、連続鋳造または造塊により製造したスラブを加熱し
た後、熱間圧延を行なうのであるが、この場合の加熱温
度は、特に規制する必要はないが通常の1100℃以上の温
度であればよい。

次に、熱間圧延を行なう際の累積圧下率は、極低炭素
鋼であるために、熱間圧延板におけるオーステナイトお
よびフェライト結晶粒が大きくなり、そのため、冷間圧
延、焼鈍後の成形性を劣化させる。従って、熱間圧延後
のフェライト結晶粒度は可能な限り細粒にする必要があ
り、そのためには、仕上げ熱間圧延における累積圧下率
は50％以上としなければならない。

そして、仕上げ温度はAr₃点以下では（200）面を有す
る集合組織が発達し、これは特に深絞り性（ｒ値）の劣
化を招くので、仕上げ温度はAr₃点以上とする必要があ
り、通常は900℃以上とする。

仕上げ熱間圧延後の巻取りまでの平均冷却速度と巻取
り温度は、熱間圧延状態で固溶Al、Ｎとして可能な限り
残しておくためと、フェライト結晶粒の細粒化を図るた
めに冷却速度は速く、巻取温度は低くする必要があり、
冷却速度は20℃/sec以上、巻取温度は500℃以下とする
必要がある。なお、室温まで冷却してコイルに巻取って
もよく、生産性の向上にもなる。

そして、巻取られた熱間圧延コイルは表面に生成した
酸化スケール除去のために、酸洗が行なわれる。酸洗液
は塩酸および硫酸水溶液の何れを用いてもよい。このよ
うに酸洗したコイルについて冷間圧延を成形性を確保す
るため冷間圧延率を60％以上、特に、75〜85％として冷
間圧延鋼板とする。

冷間圧延後、冷間圧延鋼板の焼鈍を行なうのである
が、焼鈍方法として生産性を向上させるために、連続焼
鈍法が良いが急速加熱短時間焼鈍を行なうため、AlNに
よる集合組織の利用が困難となり、成形性を確保するこ
とができず、箱焼鈍を行なうことは必須である。この場
合、オープンコイル、タイトコイル焼鈍の何れでもよ
い。

この箱焼鈍を行なうための加熱速度は、AlNを徐々に
析出させ、成形性に良好な集合組織を形成させるために
は、100℃/hr以下の徐やかな加熱が必要であり、そし
て、焼鈍温度は冷間圧延後の再結晶温度以上、特に、60
0〜750℃の範囲とする。この再結晶温度未満では加工組
織が残り、成形性の劣化を招来する。

焼鈍後のコイルは軽度の調質圧延を行なってもよい。

なお、このようにして製造された鋼板に、合金化溶融
めっき、電気めっき等の表面処理を行なうことができ、
この表面処理を行なっても成形性を損なうことはない。

第１図および第２図により、引張特性、深絞り性（γ
値）、耐蝕性（湿潤＋乾燥を40サイクル繰り返した時の
最大穴あき深さ）等の試験を行なった結果について説明
する。

上記に説明したような含有成分および成分割合の鋼を
溶製し、スラブとしてから本発明に係る耐蝕性および成
形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法による製造条件に
より、0.8mm厚さの焼鈍鋼板を製造した。さらに、焼鈍
方法の影響を比較するため連続焼鈍について調査を行な
った。

第１図に引張特性、Ｃ含有量およびNi含有量の影響、
めっきの影響、焼鈍方法の影響を示し、第２図にγ値、
腐蝕後の最大穴あき深さの影響を示す。

第１図および第２図からNi含有の箱焼鈍材（図中では
○印）は、Ｃ含有量が0.0060wt％以下においてEl、ｎ
値、γ値、耐蝕性共に優れていることがわかる。

そして、Ｃ含有量が0.0080wt％では鋼中に自由に存在
するＣ含有量が特に多くなるため、El、ｎ値が急激に劣
化する。

また、Niを含有しない（図中では●印）鋼の同じ製造
方法においては、引張特性、γ値は良いけれども耐蝕性
は劣化し、連続焼鈍材では（図中では□印）El、ｎ値、
γ値等の成形性が極度に劣化するので、箱焼鈍を行なう
必要のあることがわかる。

さらに、製造された鋼板にめっき等の薄目付の表面処
理を行なっても、充分な成形性を有している（El＞40
％、ｎ値≧0.25、γ値＞1.8）。

［実施例］本発明に係る耐蝕性および成形性に優れた高強度薄鋼
板の製造方法の実施例を比較例と共に説明する。

実施例第１表（１）に示す含有成分および成分割合の鋼を常
法により溶製後、造塊を行なった。

第１表（１）において鋼１〜５は本発明に係る耐蝕性
および成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法に使用す
る鋼、鋼６〜14は比較例に使用する鋼である。

次に、このような鋼を第１表（２）に示す熱間圧延、
冷間圧延および焼鈍の各条件で0.8mm厚の薄鋼板を製造
した。

これに0.8〜1.0％の調質圧延を行ない、引張試験（JI
S5号）、深絞り性試験（γ値＝γＬ＋γＣ＋γN/4,γL,
N,Cは各圧延方向、45°方向、直角方向のγ値を示
す。）フェライト結晶粒度、展伸度を調査した。

また、耐蝕性試験は、湿潤＋乾燥を40サイクル繰り返
した時の最大穴あき深さを測定して評価した。

なお、酸洗は10％塩酸水溶液中において酸洗を行なっ
た。

第２表に結果を示す。

この第２表より本発明に係る耐蝕性および成形性に優
れた高強度薄鋼板の製造方法により製造された鋼は、引
張強さ35kgf/mm²以上、全伸び、ｎ値が高く、γ値も1.8
以上あり、さらに、最大穴あき深さも0.4mm以下と小さ
いことがわかる。

これに対して、比較例では上記に説明した各特性にお
いて何れも劣っていることがわかる。なお、鋼７はめっ
き特性に問題があった。

次に、第１表（１）に示す鋼２を使用して熱間圧延、
冷間圧延および焼鈍条件を調査した。

鋼2Aは累積圧下率、鋼2Bは仕上げ温度、鋼2Cは冷却速
度、鋼2Dは巻取り温度、鋼2E、鋼2F、鋼2Gはそれぞれ冷
間圧延率、焼鈍加熱温度、焼鈍温度が異なっている。

また、鋼2Hは連続焼鈍法により製造した場合である。

第２表に示す結果から明らかであるが、何れも目標と
する特性の１つについて劣っていることがわかる。

さらに、鋼２および鋼５について、合金化溶融Znめっ
き（片面付着量35g/m²）処理材の結果を鋼2J、鋼5Aで示
すが、目標特性の何れも満足していることがわかる。

［発明の効果］以上説明したように、本発明に係る耐蝕性および成形
性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は上記の構成である
から、極低炭素鋼に微量のＰ、Cu、Niを含有する鋼板自
体に耐蝕性を保持させて、成形性にも優れ、かつ、表面
処理を行なうことなく優れた防錆効果を有する鋼板を製
造することができ、その上、製造された鋼板は表面処理
した鋼板を使用できない部品の防錆を図る上にも最適で
あり、さらに、防錆力を増加させるために薄目付量の表
面処理は鋼板の成形性を何等阻害することがなく、厚目
付量による成形性の劣化や溶接性の劣化を招くことがな
いという効果を有するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は引張特性とＣ含有量およびNi含有量、焼鈍方
法、めっき処理との関係を示す図、第２図はγ値、ｎ
値、最大あなあき深さとＣ含有量、Ni含有量、焼鈍方
法、めっき処理との関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 9/46 C21D 9/48

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】C0.0010〜0.006wt％、Si≦0.20wt％、 Mn0.10〜1.5wt％、P0.040〜0.10wt％、Ｓ≦0.010wt％、Al0.02〜0.07wt％、 Cu0.10〜0.40wt％、Ni0.10〜0.40wt％、 N0.0020〜0.0080wt％を含有し、残部不可避不純物およびFeからなる鋼を連続
鋳造または造塊によりスラブを製造し、このスラブを通
常の方法により加熱した後、累積圧下率50％以上で、か
つ、仕上げ温度Ar₃点以上の仕上げ熱間圧延を行ない、
巻取りまでの平均冷却速度を20℃/sec以上で冷却し、巻
取り温度500℃以下で巻取り、酸洗い後、冷間圧延率60
％以上の冷間圧延を行なった後、この冷間圧延鋼板を加
熱速度100℃/hr以下で加熱し、焼鈍温度が再結晶温度以
上の温度で箱焼鈍を行なうことを特徴とする耐蝕性およ
び成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。