JP2808014B2

JP2808014B2 - 焼付硬化性の優れた良加工性冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2808014B2
Application number: JP16116289A
Authority: JP
Inventors: 薫川崎; 志郎佐柳
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-06-23
Filing date: 1989-06-23
Publication date: 1998-10-08
Anticipated expiration: 2013-10-08
Also published as: JPH0328326A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）近年の自動車業界では、車体デザインの多様化によ
り、内・外板等のパネル用鋼板として自由なプレス成形
が可能な鋼板が要求されている。また、とくに外板には
車体軽量化のため板厚の薄手化が進んで、プレス成形後
の形状維持および耐デント性も要求されている。本発明
はこうした要求に応えるため、上記特性が必要とされる
部位に使用して好適な、深絞り性に優れかつ、プレス成
形後の塗装焼付により強度を高める特性、すなわち焼付
硬化性の優れた冷延鋼板の製造方法に関するものであ
る。

（従来の技術）自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化すなわち省エ
ネルギーの観点から高強度化が進んでいる。こうした動
きの中で、鋼板そのものの強度を上げるばかりでなく、
優れた成形性を兼ね備えたまま、成形時は軟質でありな
がらプレス成形後の塗装焼付により鋼板を高強度化す
る、焼付硬化型の冷延鋼板の開発が進められている。

成形性とともに優れた焼付硬化性を兼ね備えた冷延鋼
板の製造方法としては、これまでに（１）特開昭57−89
437号公報、（２）特開昭57−192225号公報及び（３）
特開昭61−26757号公報記載のものがある。（１）で
は、焼鈍温度が850℃以上と高く、コストアップにつな
がると共にラインスピードの低下による生産性の低下を
招く。また、焼鈍温度が高いため、表面性状及び形状の
劣化、さらに結晶粒の粗大化に起因した肌あれの発生が
懸念される。（２）ではTi,V,Nbの複合添加による炭化
物の析出量増加を招き、硬質化が懸念される。また、実
際にはＣ量が高いため焼付硬化量が高い反面、AIがせい
ぜい3kgf/mm²と完全には非時効とはいえない。さらにｒ
値も1.8程度で加工性としても不十分である。（３）で
はＳ及びＮの両方を規制し、焼付硬化性の付与にTiCの
焼鈍中の再固溶を利用したものであるが、いずれもAI≧
2kgf/mm²で時効性が不十分であるとともに、Ｓ＋Ｎ≦0.
005wt％、Ｓ≦0.003％としているため製鋼段階でのコス
トアップが問題である。

以上のように、焼付硬化性を付与するための方法はい
くつかあるものの、それにより時効性あるいは成形性に
いくらかの劣化をきたす結果となっており、焼付硬化性
を有する自動車用鋼板を供するには材質としていまだ不
十分であった。

（発明が解決しようとする課題） Ti添加極低炭素鋼ではTiによりＣ及びＮが完全に固定
されてしまうため、本来、焼鈍後の固溶Ｃはほとんどな
い。そのため深絞り性が優れかつ、完全に非時効なもの
であるがその反面、焼付硬化による鋼板の高強度化は期
待できない。したがって、深絞り性に優れかつ、時効性
にも優れた焼付硬化性を有する冷延鋼板の製造方法を確
立することが、本発明の目的である。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、上記の実情に鑑み鋭意検討した結果、
Tiを添加した極低炭素鋼を用い、Mn及びＳの添加量を調
整することにより、El≧40％、≧1.8、AI≦2kgf/m
m²、BH≧4kgf/mm²の特性を有する焼付硬化性の優れた良
加工性冷延鋼板の製造方法を発明するに至ったものであ
る。

第１図に本発明の確立に至った実験結果を示す。本実
験では、Ｃ及びＮ量を0.002wt％以下とした、Ti量を0.0
4wt％含む鋼にMn及びＳを種々の水準添加した鋼を真空
溶解で溶製した。それらの鋼についてAr₃点以上の仕上
温度で熱延後600℃で巻取った。続いて酸洗・冷延後、8
50℃で1.5分の焼鈍を行ない、冷却後１％のスキンパス
を施し、引張試験を行なった。すなわち、MnおよびＳの
添加量により焼付硬化量が変化することを見出したので
ある。こうした現象が生じる原因については明確ではな
いが、MnとＳの添加によりMnS,Ti₄C₂S₂等の析出が関与
し、TiC析出量あるいは固溶限が変化するためと推察さ
れる。つまり、焼鈍後のTiCの再溶解による固溶Ｃ量を
変え、低温焼鈍によっても焼付硬化量を自由に変えるこ
とができる。本発明はTi添加極低炭素鋼において、Ti,
C,S,Mnから成る析出物の種類及びその量をコントロール
することにより、深絞り性を確保しながら、Ti添加極低
炭素鋼に焼付硬化性を付与するものである。

（発明の構成）本発明の要旨とするところは、C:0.005wt％以下、Si:
1.0wt％以下、Mn:0.5〜1.5wt％で（１）式を満たし、P:
0.10wt％以下、S:0.005〜0.015wt％で（１）式を満た
し、Ti:0.02〜0.1wt％、Al:0.01〜0.1wt％、N:0.005wt
％以下、B:0.0001〜0.0030wt％を含み、残部Feおよび不
可避的不純物元素からなる鋼を、連続鋳造にてスラブと
した後、再加熱後あるいは鋳造後直ちにAr₃点以上の温
度で仕上圧延を終了し、500℃以上の温度で巻取り、そ
の後通常の方法で冷間圧延を施し、連続焼鈍し、調質圧
延を行うことを特徴とする焼付硬化性の優れた良加工性
冷延鋼板の製造方法。

〔Ｓ〕≦0.004・［Mn］＋0.007 （１）以下に、化学成分と熱延、冷延及び焼鈍条件の限定理
由について説明する。

Mn及びＳは本発明においてもっとも重要な役割を果た
す元素である。

Mnは、熱延板段階で析出するTiCの析出量あるいは固
溶限を変化させる目的で添加するものである。また、固
溶強化を利用して高強度化するためにも添加されるが、
過度の添加は、鋼の硬質化により第１図にあるようにEl
及び値の劣化が懸念されるため上限を1.5wt％とし
た。また、焼付硬化性を確保するため下限を0.5wt％と
し、Ｓとともに第１図から導かれる（１）式を満たす斜
線で示した範囲内とする。

Ｓはその添加量と結合させる元素により形成される硫
化物の析出量及び種類が変わる。本発明ではMnとの組み
合わせにより、焼付硬化量をコントロールすることがで
きる。したがって、本発明では第１図に示したようにMn
との組み合わせにより、（１）式を満たす範囲内とす
る。通常の製鋼工程で下がる範囲を下限とし、一方、過
度の添加は形成される硫化物の量を多くし成形性を阻害
するため、0.005〜0.015wt％とする。

Ｃも、本発明における焼付硬化性付与に対して重要な
役割を果たす元素である。常温における成形性、すなわ
ち低YP、高El及び高値を確保しかつ、非時効とするに
はその添加量は低い方が良い。そのため、上限を0.005w
t％とし、好ましくは0.003wt％以下がよい。

Siは、鋼を高強度化する場合に、その固溶強化を利用
するために添加するが、その場合でも過度の添加は鋼を
硬質化させ、延性及び深絞り性を劣化させるとともに溶
融亜鉛メッキにおけるメッキ層被膜の密着性及び化成処
理性を劣化させるため、上限を1.0wt％とする。

Ｐは、Si、Mnに比べ固溶強化能の大きな元素であると
ともに、添加による延性、深絞り性の劣化が少ない元素
であるために、成形性の確保しつつ強度を上昇させるの
に重要な元素である。本発明においても、高強度化を目
的とする場合に添加するが、過度の添加は鋼の硬質化に
つながり、成形性を劣化させるばかりでなく、Ｐの粒界
への偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を0.
10wt％とする。

Alは、鋼の脱酸のために必要であり、Tiの歩留を向上
させるため、0.01wt％以上必要である。一方、過剰の添
加はコストアップとなるとともに、鋼中に介在物を残す
ことになるため、上限を0.1wt％とする。

TiはＣ、Ｎ及びＳを固定し、時効性を確保するために
少なくとも0.02％の添加が必要である。しかし、過剰の
添加は、Ｐ添加量の高い場合はTiPの析出により値の
劣化を招くと同時に、固溶Tiが増えることはさらにElも
劣化させるため上限を0.10wt％とする。

Ｎは、熱延段階までにTiで固定されるため、Ｎ単独で
は無害であるが、多量のTiNが形成されると加工性の劣
化を招くため、上限を0.005wt％とし、好ましくは0.003
wt％以下とする。

Ｂは、二次加工性向上のために添加する。本発明の場
合、極低炭素鋼であるため粒界強度が弱く、また、Ｐを
添加して鋼の強度を高める場合、Ｐが粒界に偏析するた
めさらに粒界が脆化し、二次加工性の劣化を招く。この
二次加工性を確保するためにＢを添加する。0.0001wt％
未満ではその効果がなく、また過剰の添加は鋼を硬質化
し、加工性が劣化するとともに二次加工性改善効果が飽
和するため、上限を0.0030wt％する。

以上の化学組成を有する鋼は、通常の連続鋳造にてス
ラブとして得られるが、板厚が薄スラブ連鋳法にて製造
されたものでもかまわない。

次に、熱間圧延条件についてであるが、加熱温度は特
に限定するものではないが、コスト及びスラブ段階で形
成されたＣ及びＮを再固溶させないことを考慮し、好ま
しくは1150℃以下の温度で加熱する。その際、下限は、
仕上圧延温度を確保できる温度であれば良い。また、直
送圧延及び薄スラブ連鋳法による場合は、必ずしも加熱
する必要はなく、圧延開始温度を仕上温度が確保される
温度とすれば良い。仕上圧延温度は熱延で形成される集
合組織をランダムとするためにAr₃点温度以上であるこ
とが必要である。しかし、操業上好ましい上限として、
1000℃とする。巻取温度は、熱延前及び熱延中に形成さ
れた析出物の凝集粗大化を促進させるために500℃以上
とする。ただし酸洗性を考慮し、上限は800℃とする。
さらに、Ｐ添加量が多い場合、TiPが析出すると深絞り
性を劣化させるので、その析出を抑制するため、650℃
以下が好ましい。

冷間圧延は、深絞り性を確保するため、好ましくは圧
下率を60％以下とする。

その後、延性及び深絞り性を確保するため、再結晶や
粒成長を十分に行なわせると同時に、焼付硬化量を確保
するため、TiCを再溶解させる目的で、（再結晶温度＋5
0℃）以上860℃未満の温度域で１秒以上保持するヒート
サイクルで連続焼鈍を行う。860℃以上の温度では結晶
粒が粗大化し、肌有れの原因となるため好ましくない。
焼鈍後の冷却速度及び過時効処理については、それらが
材質に及ぼす影響はなく、とくに規定するものではな
い。本発明では、極低炭素鋼であるため過時効処理は必
ずしも必要ではない。

（実施例）実施例１ C:0.0018wt％、Si:0.005wt％、Mn:0.62wt％、P:0.082
wt％、S:0.0071wt％、Al:0.036wt％、Ti:0.040wt％、B:
0.0010wt％、N:0.0014wt％、残部Fe及び不可避的不純物
からなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。次
いで、第１表に示すような条件で熱延を行ない、酸洗後
80％の圧下率で冷間圧延を施した後、850℃で１分の連
続焼鈍を行ない、続いて１％の調質圧延を施した。その
後、材質評価としてJIS Z 2201、５号試験片に加工し、
同2241記載の試験方法にしたがって引張試験を行なっ
た。歪時効劣化（AI）については、10％の予歪みを与え
て100℃、60分間の保定を行なったときの処理前後での
降伏点応力の上昇量で、一方、焼付硬化量（BH）につい
ては、２％の予歪みを与えて170℃で２分の保定を行な
ったときの処理前後での降伏点応力の上昇量で表わし
た。

1150℃以下の低温加熱、Ar₃点以上の温度で仕上圧延
を終了し、500℃以上の温度で巻取ることにより、No.1,
2,5,6,9及び10のようにEl≧40％、≧2.0、AI≦2kgf/m
m²、BH≧4kgf/mm²の材質が得られる。No.3,7,及び11で
は仕上温度が低いため、混粒により、冷却延・焼鈍後の
El及び値が低い。No.4,8及び12では巻取温度が低いた
め、析出物の凝集粗大化が不十分かつ粒径が小さく、冷
延・焼鈍後のEl及び値が低い。さらにNo.13は加熱温
度が高めのため、スラブ中の析出物の一部が再溶解し、
熱延終了後に微細に分散析出するため粒径が小さく、El
が他の加熱条件のものに比べて低い。一方、No.14は薄
スラブとしたものであり、仕上温度及び巻取温度も本発
明の範囲内であるためEl≧40％、≧2.0、AI≦2kgf/mm
²、BH≧4kgf/mm²の材質が得られる。

実施例２ C:0.026wt％、Si:0.01wt％、Mn:1.04wt％、P:0.009wt
％、S:0.0080wt％、Al:0.036wt％、Ti:0.044wt％、B:0.
0007wt％、N:0.0027wt％、残部Fe及び不可避的不純物か
らなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造によりスラブとした。
次いで本発明の範囲である熱延条件で熱延終了後、酸洗
し80％の圧下率で冷間圧延を施した後、第２表に示すよ
うな種々の温度で保定時間１分の連続焼鈍を行ない、そ
の後１％の調質圧延を行なった。得られた鋼板について
実施例１と同じ方法により、材質評価を行なった。それ
らの結果は同表にあわせて示したように、800℃以上
（エ、オ）の焼鈍温度でEl≧40％、≧1.8、AI≦2kgf/
mm²、BH≧4kgf/mm²で肌荒れの発生しない材質が得られ
た。一方、800℃未満の焼鈍温度ではア、イのように、
再結晶が不十分なため硬質で、El及び値が低く、肌荒
れが生じるとともにTiCの再溶解する最も少なくBHも低
い。また、カのように870℃になると粗大粒が発生し、
肌荒れを生じた。

実施例３第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造
した後、熱延、冷延及び焼鈍条件は一定として製品を得
た。すなわち、1050℃で加熱し、930℃で仕上圧延を終
了し、600℃で巻取った。酸洗後80％の冷間圧延を施
し、焼鈍は連続焼鈍炉にて、焼鈍温度を850℃とし１分
の保定後、冷却途中350℃で冷却を中止し、その温度で
５分の過時効処理を行なった。その後、１％の調質圧延
をした後、実施例１及び２と同じ方法により材質評価を
行なうとともに、二次加工性及び化成処理性の評価も行
なった。二次加工性については第２図に示すように、試
料を100φに打ち抜き、絞り比2.0で円筒に絞ったカップ
を、−50℃のエタノール中に浸し、テーパーポンチにの
せて荷重を与えて、押し拡げ脆性破壊の有無で判定し、
○：脆性破壊割れなし、×：脆性破壊割れありとした。
また、化成処理性については、通常使われているディッ
プ式のボンデ液を用い、リン酸塩結晶状態と密着性を調
査した。結果については、○：良好、△：問題ない程
度、×：不良で評価した。第４表にまとめて結果を示
す。本発明の範囲にしたがったもの（Ａ〜Ｈ鋼）は、El
≧40％、≧1.8、AI≦2kgf/mm²、BH≧4kgf/mm²の材質
が得られる。Ｃ及びＮ含有量の多いＩ鋼はEl及び値が
低い。Ｊ鋼はSi量が高いため化成処理性が悪い。Ｋ及び
Ｌ鋼はそれぞれMn及びＰ量が高いため、硬質化しEl及び
値が低い。Mn及びＳ量が（１）式を満たしていないＭ
及びＮ鋼ではBHが低い。Ｐ鋼も（１）式を満たしていな
いが、Ti量が低いため固溶Ｃ量が多くBHは高いが、AIも
高く時効性が悪い。さらにEl及び値が低い。Ｏ鋼はTi
量が高くはずれたため、硬質化してEl及び値が低い。

（発明の効果）本発明は、自動車の内・外板として使用されるパネル
用鋼板に関し、延性及び深絞り性といった加工性を維持
しながら、成形後の塗装焼付により強度を高めることの
できる焼付硬化性を有する冷延鋼板の製造方法を明らか
にしたものである。

本発明により、プレス成形後の鋼板の高強度化が可能
となり、車体のデザイン多用化への対応が可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図はMn添加量の本発明範囲及びMn及びＳ添加量の本
発明範囲を示す説明図、第２図は本発明で用いた二次加
工性を調査するための試験方法を示す図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.0wt％以下、Mn:0.
5〜1.5wt％で（１）式を満たし、P:0.10wt％以下、S:0.
005〜0.015wt％で（１）式を満たし、Ti:0.02〜0.1wt
％、Al:0.01〜0.1wt％、N:0.005wt％以下、B:0.0001〜
0.0030wt％を含み、残部Feおよび不可避的不純物元素か
らなる鋼を、連続鋳造にてスラブとした後、再加熱後あ
るいは鋳造後直ちにAr₃点以上の温度で仕上圧延を終了
し、500℃以上の温度で巻取り、その後通常の方法で冷
間圧延を施し、連続焼鈍し、調質圧延を行うことを特徴
とする焼付硬化性の優れた良加工性冷延鋼板の製造方
法。〔Ｓ〕≦0.004・［Mn］＋0.007 （１）