JP3365632B2 - 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、高強度でかつ成形性に優れた冷延鋼板とそ
の製造に関する。
の製造に関する。
本発明が係わる高強度冷延鋼板とは、自動車、家庭電
気製品、建物などのプレス成形をして使用されるもので
ある。そして、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防
錆のために例えばZnメッキや合金化Znメッキなどの表面
処理を施した冷延鋼板の両方を含む。本発明による鋼板
は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用に
当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、す
なわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全
に寄与できるものと考えられる。
気製品、建物などのプレス成形をして使用されるもので
ある。そして、表面処理をしない狭義の冷延鋼板と、防
錆のために例えばZnメッキや合金化Znメッキなどの表面
処理を施した冷延鋼板の両方を含む。本発明による鋼板
は、強度と加工性を兼ね備えた鋼板であるので、使用に
当たっては今までの鋼板より板厚を減少できること、す
なわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全
に寄与できるものと考えられる。
背景技術
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素
鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極
低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、
例えば特開昭59−31827号公報、および特開昭59−38337
号公報などに開示されているTiとNbを複合添加した極低
炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬
化（BH）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れてい
るので、重要な位置をしめつつある。
鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極
低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。この中でも、
例えば特開昭59−31827号公報、および特開昭59−38337
号公報などに開示されているTiとNbを複合添加した極低
炭素鋼板は、きわめて良好な加工性を有し、塗装焼付硬
化（BH）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性にも優れてい
るので、重要な位置をしめつつある。
一方、加工性を確保しつつ強度を上昇させるために、
従来から多くの試みがなされてきた。特に、本発明が関
わる引張強度が35〜50kgf/mm2の場合には、鋼中にP,Si
などを添加し、これらの固溶体強化機構を利用して強度
を増加してきた。たとえば、特開昭59−31827号公報、
および特開昭59−38337号公報においては、TiとNbを添
加した極低炭素鋼板におもにSiとＰを添加し、引張強度
で45kgf/mm2級までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示
している。特公昭57−57945号公報はTi添加極低炭素鋼
にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関する
代表的な先行技術である。また、特開昭56−139654に
は、Nb添加極低炭素鋼を基本とした高強度鋼板およびそ
の製造方法について開示されている。
従来から多くの試みがなされてきた。特に、本発明が関
わる引張強度が35〜50kgf/mm2の場合には、鋼中にP,Si
などを添加し、これらの固溶体強化機構を利用して強度
を増加してきた。たとえば、特開昭59−31827号公報、
および特開昭59−38337号公報においては、TiとNbを添
加した極低炭素鋼板におもにSiとＰを添加し、引張強度
で45kgf/mm2級までの高強度冷延鋼板の製造方法を開示
している。特公昭57−57945号公報はTi添加極低炭素鋼
にＰを添加して高強度冷延鋼板を製造する方法に関する
代表的な先行技術である。また、特開昭56−139654に
は、Nb添加極低炭素鋼を基本とした高強度鋼板およびそ
の製造方法について開示されている。
以上のように従来から強化元素としてＰ、次いでSiが
多用されている。これは、ＰやSiは固溶体強化能が非常
に高く少量の添加で強度を上昇でき、かつ延性や深絞り
性がそれほど低下せず、添加コストもそれほど上昇しな
いと考えられてきたからである。しかし、実際にはこれ
らの元素だけで強度の上昇を達成しようとすると強度の
みならず降伏強度も同時に著しく上昇するため、面形状
不良が発生し、自動車のパネルには使用が制約される場
合がある。また、溶融亜鉛メッキをする場合にはメッキ
不良をSiが惹起したり、P,Siが合金化速度を著しく低下
させたりするので、生産性が低下したりする問題があ
る。
多用されている。これは、ＰやSiは固溶体強化能が非常
に高く少量の添加で強度を上昇でき、かつ延性や深絞り
性がそれほど低下せず、添加コストもそれほど上昇しな
いと考えられてきたからである。しかし、実際にはこれ
らの元素だけで強度の上昇を達成しようとすると強度の
みならず降伏強度も同時に著しく上昇するため、面形状
不良が発生し、自動車のパネルには使用が制約される場
合がある。また、溶融亜鉛メッキをする場合にはメッキ
不良をSiが惹起したり、P,Siが合金化速度を著しく低下
させたりするので、生産性が低下したりする問題があ
る。
一方、固溶体強化元素としてMnやCrを利用することも
知られている。特開昭63−190141号公報および特開昭64
−62440号公報にはMnをTi含有極低炭素鋼板へ添加し、
また、特公昭59−42742号公報や前記した特公昭57−579
45号公報においては、MnとCrをTi添加極低炭素鋼へ添加
する技術が開示されているが、（ｉ）MnやCrの添加は、
主な添加元素であるＰやSiの補助的な役割しかなく、し
たがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強度
が高く、かつ（ii）上記（ｉ）以外の目的で、たとえば
（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）BH性を付与す
る、（ｃ）２次加工性を向上させる、（ｄ）溶融亜鉛メ
ッキのメッキ性を改善する、などの目的で積極的に添加
しているわけでもない。
知られている。特開昭63−190141号公報および特開昭64
−62440号公報にはMnをTi含有極低炭素鋼板へ添加し、
また、特公昭59−42742号公報や前記した特公昭57−579
45号公報においては、MnとCrをTi添加極低炭素鋼へ添加
する技術が開示されているが、（ｉ）MnやCrの添加は、
主な添加元素であるＰやSiの補助的な役割しかなく、し
たがって、得られた冷延鋼板も強度のわりには降伏強度
が高く、かつ（ii）上記（ｉ）以外の目的で、たとえば
（ａ）加工硬化率を向上させる、（ｂ）BH性を付与す
る、（ｃ）２次加工性を向上させる、（ｄ）溶融亜鉛メ
ッキのメッキ性を改善する、などの目的で積極的に添加
しているわけでもない。
さらに、特開平２−111841号公報は、Tiを添加した極
低炭素鋼に1.5％以上3.5％未満のMnを添加した焼付硬化
性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板
を開示している。多量のMnの添加により、Ar3変態点の
低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を
目的としている。また、一層の延性の向上を目的にCrや
Ｖの0.2〜1.0％までの添加も開示している。しかし、多
量のMnやCrの添加が機械的性質、特に強度と延性のバラ
ンスを改善するという観点からの記述はない。さらに、
２次加工性、化成処理性、メッキ付着性の観点から、Si
の添加量0.03％以下としている。しかし、Siは有効な固
溶体強化元素でもあり、実際にはこれらの特性を大きく
阻害することなく0.03％超添加することも可能である。
低炭素鋼に1.5％以上3.5％未満のMnを添加した焼付硬化
性を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板
を開示している。多量のMnの添加により、Ar3変態点の
低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を
目的としている。また、一層の延性の向上を目的にCrや
Ｖの0.2〜1.0％までの添加も開示している。しかし、多
量のMnやCrの添加が機械的性質、特に強度と延性のバラ
ンスを改善するという観点からの記述はない。さらに、
２次加工性、化成処理性、メッキ付着性の観点から、Si
の添加量0.03％以下としている。しかし、Siは有効な固
溶体強化元素でもあり、実際にはこれらの特性を大きく
阻害することなく0.03％超添加することも可能である。
自動車のパネルなどに使用される鋼板には、プレスの
のちにスプリングバックや面歪などが生じない良好な面
形状が厳しく要求される。ところで、面形状性は、降伏
強度が低いほど好ましいことはよく知られている。しか
し、鋼板の高強度化は、従来技術で述べたように一般に
降伏強度の著しい上昇を伴う。従って、降伏強度の上昇
を極力抑制して、強度の上昇を達成する必要がある。
のちにスプリングバックや面歪などが生じない良好な面
形状が厳しく要求される。ところで、面形状性は、降伏
強度が低いほど好ましいことはよく知られている。しか
し、鋼板の高強度化は、従来技術で述べたように一般に
降伏強度の著しい上昇を伴う。従って、降伏強度の上昇
を極力抑制して、強度の上昇を達成する必要がある。
さらに、プレス成形をしたあとの鋼板には耐デント特
性が要求される。耐デント特性とは、組み上がった自動
車に石などが当たる場合、鋼板の永久的な凹み変形に対
する抵抗性を意味する。耐デント特性は、板厚が一定の
場合、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力が高
いほど良好となる。したがって、同じ降伏強度の鋼板を
考えた場合、低歪域での加工硬化能が高く、かつ塗装焼
付硬化能が高いほど、耐デント特性は向上することにな
る。
性が要求される。耐デント特性とは、組み上がった自動
車に石などが当たる場合、鋼板の永久的な凹み変形に対
する抵抗性を意味する。耐デント特性は、板厚が一定の
場合、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力が高
いほど良好となる。したがって、同じ降伏強度の鋼板を
考えた場合、低歪域での加工硬化能が高く、かつ塗装焼
付硬化能が高いほど、耐デント特性は向上することにな
る。
以上から、自動車のパネルなどに使用される望ましい
高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くなく、著しく加
工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わせ持つ鋼板で
ある。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸び（張出特
性）などの加工性にも優れる必要があり、さらに常温で
実質的に非時効である必要がある。
高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くなく、著しく加
工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わせ持つ鋼板で
ある。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸び（張出特
性）などの加工性にも優れる必要があり、さらに常温で
実質的に非時効である必要がある。
発明の開示
本発明は、このような要望を満足するものであって、
引張強度が35〜50kgf/mm2、降伏強度が15〜28kgf/mm2、
低歪域での加工硬化能の指標であるWH量（２％変形応力
−降伏強度）が4kgf/mm2以上で必要に応じて2kgf/mm2以
上のBH性を付与することができ、平均ｒ値と伸びが良好
で、２次加工脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融
亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延鋼板およびその製造
法を提供することを目的とするものである。
引張強度が35〜50kgf/mm2、降伏強度が15〜28kgf/mm2、
低歪域での加工硬化能の指標であるWH量（２％変形応力
−降伏強度）が4kgf/mm2以上で必要に応じて2kgf/mm2以
上のBH性を付与することができ、平均ｒ値と伸びが良好
で、２次加工脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融
亜鉛メッキ特性も良好な高強度冷延鋼板およびその製造
法を提供することを目的とするものである。
本発明者らは、上記の目標を達成するために、鋭意研
究を遂行し、以下に述べるような新知見を得た。
究を遂行し、以下に述べるような新知見を得た。
すなわち、Nb添加あるいはTiとNbを複合添加した極低
炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素であるSi,
P,Mn,Crを添加し、冷間圧延、焼鈍、調質圧延後の引張
特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳細に調査した。
その結果、従来から固溶体強化元素として多用されてい
るSi,Pは、（ａ）まず微量の添加で著しく降伏強度を上
昇させること、（ｂ）その結果低歪域での加工硬化率が
著しく減少することが判明した。
炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化元素であるSi,
P,Mn,Crを添加し、冷間圧延、焼鈍、調質圧延後の引張
特性、特に降伏強度と加工硬化現象を詳細に調査した。
その結果、従来から固溶体強化元素として多用されてい
るSi,Pは、（ａ）まず微量の添加で著しく降伏強度を上
昇させること、（ｂ）その結果低歪域での加工硬化率が
著しく減少することが判明した。
一方、従来固溶体強化元素としてあまり用いられない
Mn,Crを添加すると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、
引張強度が上昇する、（ｃ）その結果、低歪域での加工
硬化率がむしろこれらの添加により増加するという、極
めて重要な新知見を得た。
Mn,Crを添加すると、（ａ）降伏強度は殆ど上昇せず、
引張強度が上昇する、（ｃ）その結果、低歪域での加工
硬化率がむしろこれらの添加により増加するという、極
めて重要な新知見を得た。
これらの機構についても検討を加えた結果、（ａ）降
伏強度はFe元素と添加したＸ元素との原子半径の差で決
定され、原子半径の差が大きいほど増加する、（ｂ）加
工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係し、Ｘ元素の添
加により積層欠陥エネルギーが低下すると、転位の交差
すべりが困難となる結果転位密度が上昇し加工硬化率が
増加する、という基本原理を構築した。これによれば、
Si,PはFeより著しく原子半径が小さく、したがって原子
半径差が大きくなるので降伏強度が著しく上昇し、Mn,C
rは原子半径がFeのそれと極めて近いので殆ど降伏強度
を変化させなかったものと理解できる。
伏強度はFe元素と添加したＸ元素との原子半径の差で決
定され、原子半径の差が大きいほど増加する、（ｂ）加
工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係し、Ｘ元素の添
加により積層欠陥エネルギーが低下すると、転位の交差
すべりが困難となる結果転位密度が上昇し加工硬化率が
増加する、という基本原理を構築した。これによれば、
Si,PはFeより著しく原子半径が小さく、したがって原子
半径差が大きくなるので降伏強度が著しく上昇し、Mn,C
rは原子半径がFeのそれと極めて近いので殆ど降伏強度
を変化させなかったものと理解できる。
一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネルギーへの
影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期加工硬化後
の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結果から、S
i,Pは調査した添加量の範囲内で殆ど積層欠陥エネルギ
ーに影響を与えないが、Mn,Crはこれを低下させる傾向
のあることが、初めて明らかとなった。
影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期加工硬化後
の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結果から、S
i,Pは調査した添加量の範囲内で殆ど積層欠陥エネルギ
ーに影響を与えないが、Mn,Crはこれを低下させる傾向
のあることが、初めて明らかとなった。
以上の機構により、Mn,Crを添加すると降伏強度は殆
ど変化せず、加工硬化率が増加して引張強度が上昇した
ものと考える。このような特徴的な挙動は、上述した本
発明の目的を達成するためには、従来のSi,Pの添加よ
り、Mn,Crの添加のほうが好ましいことを意味する。し
たがって、本発明ではMn,Crの積極的な活用を従来技術
の基本的な解決手段とする。ただし、Mn,Crの添加だけ
では、所望の強度が得られない場合が発生したり、製造
コストが上昇したりするので、Si,Pの添加との併用も考
える。
ど変化せず、加工硬化率が増加して引張強度が上昇した
ものと考える。このような特徴的な挙動は、上述した本
発明の目的を達成するためには、従来のSi,Pの添加よ
り、Mn,Crの添加のほうが好ましいことを意味する。し
たがって、本発明ではMn,Crの積極的な活用を従来技術
の基本的な解決手段とする。ただし、Mn,Crの添加だけ
では、所望の強度が得られない場合が発生したり、製造
コストが上昇したりするので、Si,Pの添加との併用も考
える。
さらに本発明者らは、Mn,Crの積極的な添加によりBH
性も向上するという新知見も得た。これは、これらの元
素がＣと引力の相互作用を有するため、TiCやNbCと平衡
するマトリックス中の固溶Ｃをより安定化するので、こ
れらの溶解度積が大きくなり、焼鈍中に再固溶して残存
する固溶Ｃ量が増加したものと考える。したがって、M
n,Crの添加はBH性を付与するための新しい手段としても
活用できる。また、BH性に寄与する固溶Ｃは、極低炭素
鋼の欠点として知られている２次加工脆化の防止手段と
してもＢと同様に有効である。
性も向上するという新知見も得た。これは、これらの元
素がＣと引力の相互作用を有するため、TiCやNbCと平衡
するマトリックス中の固溶Ｃをより安定化するので、こ
れらの溶解度積が大きくなり、焼鈍中に再固溶して残存
する固溶Ｃ量が増加したものと考える。したがって、M
n,Crの添加はBH性を付与するための新しい手段としても
活用できる。また、BH性に寄与する固溶Ｃは、極低炭素
鋼の欠点として知られている２次加工脆化の防止手段と
してもＢと同様に有効である。
さらに本発明者らは、従来鋼において強化元素として
多用されているSi,Pの添加量を抑制し、Mn,Crを活用す
る本発明鋼が、とくにゼンジマー方式の連続溶融亜鉛メ
ッキプロセスによる合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造に
おいて、次のような長所を有する新知見も得た。すなわ
ち、Si,PはZnとFeの合金化反応を抑制するため、これら
の元素を多量に含む鋼板を製造するときには、ラインス
ピードを減少させ生産性を低下せざるをえなかった。ま
た、Siの添加はメッキ密着性を劣化し、プレス成形時に
種々の問題を生じた。一方、Mn,Crの添加は、このよう
な悪影響を持たないことが判明した。この点も、従来法
の問題点の解決手段として活用した。
多用されているSi,Pの添加量を抑制し、Mn,Crを活用す
る本発明鋼が、とくにゼンジマー方式の連続溶融亜鉛メ
ッキプロセスによる合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造に
おいて、次のような長所を有する新知見も得た。すなわ
ち、Si,PはZnとFeの合金化反応を抑制するため、これら
の元素を多量に含む鋼板を製造するときには、ラインス
ピードを減少させ生産性を低下せざるをえなかった。ま
た、Siの添加はメッキ密着性を劣化し、プレス成形時に
種々の問題を生じた。一方、Mn,Crの添加は、このよう
な悪影響を持たないことが判明した。この点も、従来法
の問題点の解決手段として活用した。
本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築さ
れたものであり、その要旨とするところは以下のとおり
である。
れたものであり、その要旨とするところは以下のとおり
である。
（１） 重量％で、C:0.0005−0.01％、Si:0.8％以下、
Mn:0.5超〜3.0％、P:0.01〜0.12％、S:0.0010〜0.015
％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％、B:0.0001〜
0.0005％未満かつB/N≦0.48となるように含有し、さら
にNb:0.005〜0.1％かつNb≧93/12（Ｃ−0.0015）を満た
すように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
低降伏点で加工硬化性と焼付硬化性に優れ、平均ｒ値1.
6以上の成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶融亜鉛
メッキ高強度冷延鋼板。
Mn:0.5超〜3.0％、P:0.01〜0.12％、S:0.0010〜0.015
％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％、B:0.0001〜
0.0005％未満かつB/N≦0.48となるように含有し、さら
にNb:0.005〜0.1％かつNb≧93/12（Ｃ−0.0015）を満た
すように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
低降伏点で加工硬化性と焼付硬化性に優れ、平均ｒ値1.
6以上の成形性に優れた高強度冷延鋼板および溶融亜鉛
メッキ高強度冷延鋼板。
（２） Cr:0.2〜3.0％を含有する請求項（１）に記載
の高強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼
板。
の高強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼
板。
（３） 重量％で、C:0.0005−0.01％、Si:0.03超〜0.8
％、Mn:0.5超〜3.0％、Cr:0.2〜3.0％、P:0.01〜0.12
％、S:0.0010〜0.015％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜
0.0060％、さらに、Ti:0.005〜0.1％およびNb:0.003〜
0.1％の両方をTi≧3.42Nとなるように含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる低降伏点で加工硬化性と焼
付硬化性に優れ、平均ｒ値1.6以上の成形性に優れた高
強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。
％、Mn:0.5超〜3.0％、Cr:0.2〜3.0％、P:0.01〜0.12
％、S:0.0010〜0.015％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜
0.0060％、さらに、Ti:0.005〜0.1％およびNb:0.003〜
0.1％の両方をTi≧3.42Nとなるように含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる低降伏点で加工硬化性と焼
付硬化性に優れ、平均ｒ値1.6以上の成形性に優れた高
強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。
（４） B:0.0001〜0.0020％を含有する請求項（３）に
記載の高強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延
鋼板。
記載の高強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延
鋼板。
（５） 請求項（１）〜（４）のいずれか１項に記載の
化学成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で
熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取
り、60％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍にお
ける焼鈍温度を700〜900℃とすることを特徴とする高強
度冷延鋼板の製造方法。
化学成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で
熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取
り、60％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍にお
ける焼鈍温度を700〜900℃とすることを特徴とする高強
度冷延鋼板の製造方法。
（６） 請求項（１）〜（４）のいずれか１項に記載の
化学成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で
熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取
り、60％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を70
0〜900℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛メッキ
高強度冷延鋼板の製造方法。
化学成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で
熱間圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取
り、60％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を70
0〜900℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛メッキ
高強度冷延鋼板の製造方法。
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。
ように限定する理由についてさらに説明する。
C:Cは成品の材質特性を決定する極めて重要な元素で
ある。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提
とするが、Ｃが0.0005％未満になると粒界強度が低下
し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著しく増
加するので、その下限を0.0005％とする。一方、Ｃ量が
0.01％超になると強度は上昇するが、成形性が著しく低
下するので、その上限を0.01％とする。
ある。本発明は真空脱ガス処理をした極低炭素鋼を前提
とするが、Ｃが0.0005％未満になると粒界強度が低下
し、２次加工脆性が発生し、かつ製造コストが著しく増
加するので、その下限を0.0005％とする。一方、Ｃ量が
0.01％超になると強度は上昇するが、成形性が著しく低
下するので、その上限を0.01％とする。
Si:Siは、安価に強度を上昇する元素として知られて
おり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化
するが、添加量が0.8％超となると、降伏強度が上昇し
すぎてプレス時に面歪が発生する。さらに化成処理性の
低下、溶融亜鉛メッキの密着性の低下、合金化反応の遅
延による生産性の低下などの問題が発生する。したがっ
て、その上限を0.8％とする。また、TiとNbを複合添加
した極低炭素鋼の場合には、比較的粗大なTiNが析出す
るため高強度化するためにSiを活用する必要があるの
で、その下限を0.03％超とする。Nb添加極低炭素鋼の場
合には、下限は特に指定しない。
おり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化
するが、添加量が0.8％超となると、降伏強度が上昇し
すぎてプレス時に面歪が発生する。さらに化成処理性の
低下、溶融亜鉛メッキの密着性の低下、合金化反応の遅
延による生産性の低下などの問題が発生する。したがっ
て、その上限を0.8％とする。また、TiとNbを複合添加
した極低炭素鋼の場合には、比較的粗大なTiNが析出す
るため高強度化するためにSiを活用する必要があるの
で、その下限を0.03％超とする。Nb添加極低炭素鋼の場
合には、下限は特に指定しない。
Mn:Mnは、降伏強度をあまり上昇させず強度を増加さ
せる有効な固溶体強化元素であり、かつ焼付硬化能を付
与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を改善する効
果も有するので、本発明では積極的に添加する。0.5％
以下の添加では、上に述べた効果が顕著に現れないの
で、その下限を0.5％超とする。一方、3.0％を超えると
焼鈍後低温変態生成物が増加し、降伏強度が著しく増加
したり延性が低下したりする。さらに、平均ｒ値も低下
するので、その上限を3.0％とする。
せる有効な固溶体強化元素であり、かつ焼付硬化能を付
与したり、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を改善する効
果も有するので、本発明では積極的に添加する。0.5％
以下の添加では、上に述べた効果が顕著に現れないの
で、その下限を0.5％超とする。一方、3.0％を超えると
焼鈍後低温変態生成物が増加し、降伏強度が著しく増加
したり延性が低下したりする。さらに、平均ｒ値も低下
するので、その上限を3.0％とする。
Cr:CrもMn同様、降伏強度をほとんど上昇させず強度
を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能を付与
するので、一層のBH性の増加や低降伏強度化を狙う場合
には活用する。この観点から、Ti、Nbを複合添加する場
合は、Cr添加を必須とする。しかし、Crを利用する場合
にはその添加量が0.2％未満では効果が現れないので、
下限値を0.2％とする。一方、３％を超えると熱延板の
酸洗性が低下したり、製品板の化成処理性が劣化したり
するので、上限を３％とする。
を増加させる有効な元素であり、かつ焼付硬化能を付与
するので、一層のBH性の増加や低降伏強度化を狙う場合
には活用する。この観点から、Ti、Nbを複合添加する場
合は、Cr添加を必須とする。しかし、Crを利用する場合
にはその添加量が0.2％未満では効果が現れないので、
下限値を0.2％とする。一方、３％を超えると熱延板の
酸洗性が低下したり、製品板の化成処理性が劣化したり
するので、上限を３％とする。
P:PはSi同様、安価に強度を上昇する元素として知ら
れており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて
変化するが、本発明のように引張強度を35〜50kgf/mm2
とするためには、その添加量を0.01％以上とする。しか
し、添加量が0.12％超となると、降伏強度が上昇しすぎ
てプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶
融亜鉛メッキ時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性
が低下する。また、２次加工脆化も発生する。したがっ
て、上限値を、0.12％とする。
れており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて
変化するが、本発明のように引張強度を35〜50kgf/mm2
とするためには、その添加量を0.01％以上とする。しか
し、添加量が0.12％超となると、降伏強度が上昇しすぎ
てプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶
融亜鉛メッキ時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性
が低下する。また、２次加工脆化も発生する。したがっ
て、上限値を、0.12％とする。
S:S量は低い方が好ましいが、0.001％未満になると製
造コストが上昇するので、これを下限値とする。一方、
0.015％超になるとMnSが数多く析出し、加工性が劣化す
るので、これを上限値とする。
造コストが上昇するので、これを下限値とする。一方、
0.015％超になるとMnSが数多く析出し、加工性が劣化す
るので、これを上限値とする。
Al:Alは脱酸調整およびＮの固定に使用するが、0.01
％未満ではTiおよびNbの添加歩留が低下する。一方、0.
1％超になるとコスト上昇を招く。
％未満ではTiおよびNbの添加歩留が低下する。一方、0.
1％超になるとコスト上昇を招く。
Nb:Nbは、Ｃの一部あるいは全部をNbCとして固定する
ことにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を確保す
る役割を有する。Nb量が0.005％未満のときやNb≦93/12
（Ｃ−0.0015）のときは、その添加効果が現れないの
で、0.005％以上かつNb≧93/12（Ｃ−0.0015）を満たす
ように添加する。
ことにより、極低炭素鋼板の加工性と非時効性を確保す
る役割を有する。Nb量が0.005％未満のときやNb≦93/12
（Ｃ−0.0015）のときは、その添加効果が現れないの
で、0.005％以上かつNb≧93/12（Ｃ−0.0015）を満たす
ように添加する。
ただし、TiとNbを複合で添加する場合には、TiがNbの
役割を補うのでNbの下限0.003％とする。一方、Nb量が
0.10％超になると著しい合金コストの上昇と、再結晶温
度の上昇、さらに加工性の低下を招くので、上限値を0.
10％とする。
役割を補うのでNbの下限0.003％とする。一方、Nb量が
0.10％超になると著しい合金コストの上昇と、再結晶温
度の上昇、さらに加工性の低下を招くので、上限値を0.
10％とする。
Ti:Tiは、全部のＮ、あるいはＣやＳの一部あるいは
全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時
効性を確保する役割を有する。Tiは、全量のＮをTiNと
して固定するので、Ti≧3.4Nとする。Tiが0.005％未満
ではその添加効果が現れないので、これを下限値とす
る。一方、0.1％以上となると著しい合金コストの上昇
を招くので、上限値を0.10％とする。
全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時
効性を確保する役割を有する。Tiは、全量のＮをTiNと
して固定するので、Ti≧3.4Nとする。Tiが0.005％未満
ではその添加効果が現れないので、これを下限値とす
る。一方、0.1％以上となると著しい合金コストの上昇
を招くので、上限値を0.10％とする。
N:Nは低い方が好ましい。しかし、0.0005％未満にす
るには著しいコスト上昇を招く。一方、余り多いと多量
のNbやAlの添加が必要となったり、加工性が劣化したり
するので、0.0060％を上限値とする。
るには著しいコスト上昇を招く。一方、余り多いと多量
のNbやAlの添加が必要となったり、加工性が劣化したり
するので、0.0060％を上限値とする。
B:Bは、Ｎが事前に固定されている場合には、結晶粒
界に偏析し、２次加工脆化の防止に有効であるので0.00
01〜0.0005％未満添加する。
界に偏析し、２次加工脆化の防止に有効であるので0.00
01〜0.0005％未満添加する。
0.0001％未満では、その効果が不充分であり、0.0005％
以上になると加工性の劣化の原因となる。ただし、Ti,N
bを複合添加する場合には、0.0005％以上添加しても加
工性が確保されるので、その上限を0.0020％とする。さ
らにＢは、B/N≦0.48を満たす範囲で添加しなくてはな
らない。即ちB/Nが0.48を超えるとBNが多数析出して、
降伏強度が高くなり、伸び、ｒ値等も劣化するばかり
か、固溶Ｂが確保されなくなり充分な耐２次加工脆性を
確保できなくなるからである。
以上になると加工性の劣化の原因となる。ただし、Ti,N
bを複合添加する場合には、0.0005％以上添加しても加
工性が確保されるので、その上限を0.0020％とする。さ
らにＢは、B/N≦0.48を満たす範囲で添加しなくてはな
らない。即ちB/Nが0.48を超えるとBNが多数析出して、
降伏強度が高くなり、伸び、ｒ値等も劣化するばかり
か、固溶Ｂが確保されなくなり充分な耐２次加工脆性を
確保できなくなるからである。
次に、製造条件の限定理由について述べる。
熱延の仕上げ温度は、成品板の加工性を確保するとい
う観点からAr3−100℃以上とする必要がある。また、巻
き取り温度は室温から750℃とする。本発明はその成品
材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受けないという
特徴を有する。これは、MnやCrなどをかなり添加してお
り熱延板の組織が著しく微細で均一化していることが一
因と考えられる。巻き取り温度の上限が750℃であるこ
とは、コイル両端部での材質劣化に起因する歩留減少を
防止する観点から決定される。
う観点からAr3−100℃以上とする必要がある。また、巻
き取り温度は室温から750℃とする。本発明はその成品
材質が熱延巻き取り温度の影響をあまり受けないという
特徴を有する。これは、MnやCrなどをかなり添加してお
り熱延板の組織が著しく微細で均一化していることが一
因と考えられる。巻き取り温度の上限が750℃であるこ
とは、コイル両端部での材質劣化に起因する歩留減少を
防止する観点から決定される。
冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深絞り性を確
保する目的から、その圧下率は60％以上とする。
保する目的から、その圧下率は60％以上とする。
連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Znメッ
キ設備の焼鈍温度は、700℃〜900℃とする。焼鈍温度が
700℃未満では、再結晶が不充分である。また、加工性
やBH性は焼鈍温度の上昇とともに向上するが、900℃超
では高すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。
キ設備の焼鈍温度は、700℃〜900℃とする。焼鈍温度が
700℃未満では、再結晶が不充分である。また、加工性
やBH性は焼鈍温度の上昇とともに向上するが、900℃超
では高すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。
かくして、本発明によれば、引張強度が35〜50kgf/mm
2、降伏強度が15〜28kgf/mm2、低歪域での加工硬化能の
指標であるWH量（２％変形応力−降伏強度）が4kgf/mm2
以上で必要に応じて2kgf/mm2以上のBH性を付与すること
ができかつ平均ｒ値1.6以上で伸びにも優れ、２次加工
脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特
性も良好な高強度冷延鋼板が製造される。
2、降伏強度が15〜28kgf/mm2、低歪域での加工硬化能の
指標であるWH量（２％変形応力−降伏強度）が4kgf/mm2
以上で必要に応じて2kgf/mm2以上のBH性を付与すること
ができかつ平均ｒ値1.6以上で伸びにも優れ、２次加工
脆性の生じにくく、更に必要に応じて溶融亜鉛メッキ特
性も良好な高強度冷延鋼板が製造される。
次に本発明を実施例にて説明する。
図面の簡単な説明
図は、降伏強度σｄ（デント特性の指標）との関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
〔実施例１〕
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ加熱温度
1150℃、仕上げ温度910℃、巻き取り温度650℃で熱間圧
延し、4.0mm厚の鋼板とした。酸洗後、80％の圧下率の
冷間圧延を施し0.8mmの冷延板とし、次いで加熱速度15
℃／秒、均熱840℃×50秒、冷却速度20℃／秒の連続焼
鈍をした。さらに、0.5％の圧下率の調質圧延をし、JIS
5号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結
果をまとめて表２に示す。
1150℃、仕上げ温度910℃、巻き取り温度650℃で熱間圧
延し、4.0mm厚の鋼板とした。酸洗後、80％の圧下率の
冷間圧延を施し0.8mmの冷延板とし、次いで加熱速度15
℃／秒、均熱840℃×50秒、冷却速度20℃／秒の連続焼
鈍をした。さらに、0.5％の圧下率の調質圧延をし、JIS
5号引張試験片を採取し引張試験に供した。引張試験結
果をまとめて表２に示す。
ここで、本発明において重要となるWH量は、圧延方向
に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量であり、２％
変形応力から降伏応力（YP）を差し引いた量である。ま
た、BH量は２％予歪材に170℃×20分の塗装焼付相当の
熱処理を施してから再度引張試験を行った場合の応力の
上昇量（再引張試験時の下降伏応力から２％変形応力を
差し引いた値）である。また、２次加工脆化遷移温度
は、調質圧延した鋼板から直径50mmのブランクを打ち抜
きついで直径33mmのポンチでカップ成形し、これに種々
の温度で落重試験を施した場合の延性−脆性遷移温度で
ある。
に２％の引張歪を付加した時の加工硬化量であり、２％
変形応力から降伏応力（YP）を差し引いた量である。ま
た、BH量は２％予歪材に170℃×20分の塗装焼付相当の
熱処理を施してから再度引張試験を行った場合の応力の
上昇量（再引張試験時の下降伏応力から２％変形応力を
差し引いた値）である。また、２次加工脆化遷移温度
は、調質圧延した鋼板から直径50mmのブランクを打ち抜
きついで直径33mmのポンチでカップ成形し、これに種々
の温度で落重試験を施した場合の延性−脆性遷移温度で
ある。
表２から明らかなように、本発明鋼は、従来鋼の同レ
ベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較して降伏強度
が低く面形状性が良好であり、WHとBH量が高いので、た
とえば自動車の外・内板パネルには好適の材料である。
すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較して、同一強度でも
降伏強度が低くプレス後の面形状が良好となることが期
待できる。
ベルの引張試験を有する高強度鋼板と比較して降伏強度
が低く面形状性が良好であり、WHとBH量が高いので、た
とえば自動車の外・内板パネルには好適の材料である。
すなわち、本発明鋼は従来鋼と比較して、同一強度でも
降伏強度が低くプレス後の面形状が良好となることが期
待できる。
一方、図１に示すように本発明鋼は、従来鋼と比較し
て降伏強度が同一でも（WH＋BH）量が高いので耐デント
特性（σｄ＝YP＋WH＋BH）も同時に改善される。
て降伏強度が同一でも（WH＋BH）量が高いので耐デント
特性（σｄ＝YP＋WH＋BH）も同時に改善される。
さらに、表２に示すように本発明鋼は従来鋼よりP,Si
の添加量が少なく、MnやCrを多量に添加しているのでBH
量も高く、耐２次加工脆性にも優れている。ここで、鋼
２−３は、100℃で１時間人工時効すると降伏点伸び（Y
P−EI）が1.2％も生じた。これでは、プレス時にストレ
ッチャーストレインが発生する。
の添加量が少なく、MnやCrを多量に添加しているのでBH
量も高く、耐２次加工脆性にも優れている。ここで、鋼
２−３は、100℃で１時間人工時効すると降伏点伸び（Y
P−EI）が1.2％も生じた。これでは、プレス時にストレ
ッチャーストレインが発生する。
〔実施例２〕
表１の１−1,1−2,1−3,2−1,2−２に示す組成を有す
る鋼を溶製し、スラブ加熱温度1150℃、仕上げ温度900
℃、巻き取り温度500℃の条件で熱間圧延し、4.0mm厚の
鋼板とした。酸洗後、80％の圧下率の冷間圧延を施し0.
8mmの冷延板とし、次いで加熱速度15℃／秒で最高加熱
温度820℃まで加熱してから約10℃／秒で冷却し、460℃
で慣用の溶融亜鉛メッキを行い（浴中Al濃度は0.11
％）、さらに加熱して520℃で20秒間合金化処理後約10
℃／秒で室温まで冷却した。得られた合金化亜鉛メッキ
鋼板について機械的性質、メッキ密着性、およびメッキ
皮膜中のFe濃度を測定した。これらの結果も表３にまと
めて示す。
る鋼を溶製し、スラブ加熱温度1150℃、仕上げ温度900
℃、巻き取り温度500℃の条件で熱間圧延し、4.0mm厚の
鋼板とした。酸洗後、80％の圧下率の冷間圧延を施し0.
8mmの冷延板とし、次いで加熱速度15℃／秒で最高加熱
温度820℃まで加熱してから約10℃／秒で冷却し、460℃
で慣用の溶融亜鉛メッキを行い（浴中Al濃度は0.11
％）、さらに加熱して520℃で20秒間合金化処理後約10
℃／秒で室温まで冷却した。得られた合金化亜鉛メッキ
鋼板について機械的性質、メッキ密着性、およびメッキ
皮膜中のFe濃度を測定した。これらの結果も表３にまと
めて示す。
ここで、メッキ密着性は180゜密着曲げを行い、亜鉛
皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテープを接着した
のち、これをはがしてテープに付着した剥離メッキ量か
ら判定した。評価は、下記の５段階とした。
皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテープを接着した
のち、これをはがしてテープに付着した剥離メッキ量か
ら判定した。評価は、下記の５段階とした。
１…剥離大、２…剥離中、３…剥離小、４…剥離少
量、５…剥離全く無 また、メッキ層中のFe濃度は、Ｘ線回折によって求め
た。
量、５…剥離全く無 また、メッキ層中のFe濃度は、Ｘ線回折によって求め
た。
表３から明らかなように、本発明鋼は従来鋼と比較し
て低YPで、かつWHとBH量が高く、耐デント性と対応する
σｄも向上する。これは、実施例１でも確認された点で
ある。さらに、従来鋼と比較し本発明鋼はメッキ密着性
が良好であり、合金層中のFe濃度も望ましい相と考えら
れているδｉ相のそれに相当する量となっている。これ
は、本発明においてはメッキ密着性を劣化させるSiや合
金化反応を抑制するＰやSiを極力低減し、MnやCrを添加
して強度を上昇させているためと考えられる。
て低YPで、かつWHとBH量が高く、耐デント性と対応する
σｄも向上する。これは、実施例１でも確認された点で
ある。さらに、従来鋼と比較し本発明鋼はメッキ密着性
が良好であり、合金層中のFe濃度も望ましい相と考えら
れているδｉ相のそれに相当する量となっている。これ
は、本発明においてはメッキ密着性を劣化させるSiや合
金化反応を抑制するＰやSiを極力低減し、MnやCrを添加
して強度を上昇させているためと考えられる。
産業上の利用可能性
以上の説明から明らかなように、本発明によれば従来
にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板が、低コス
トの製造法によって得られる。また、本発明鋼は溶融亜
鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発揮できる。そ
の結果、本発明鋼を自動車のボディやフレームなどに使
用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量化が可能とな
るので、最近話題となっている地球環境の保全にも本発
明は大きく寄与できる。このように、本発明の産業上の
意義はきわめて大きい。
にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板が、低コス
トの製造法によって得られる。また、本発明鋼は溶融亜
鉛メッキ特性も良好であり、防錆機能も発揮できる。そ
の結果、本発明鋼を自動車のボディやフレームなどに使
用すると、板厚の軽減すなわち車体の軽量化が可能とな
るので、最近話題となっている地球環境の保全にも本発
明は大きく寄与できる。このように、本発明の産業上の
意義はきわめて大きい。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭64−75659（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−25436（ＪＰ，Ａ)
特開 昭57−181361（ＪＰ，Ａ)
特公 昭62−56209（ＪＰ，Ｂ２)
特公 昭62−40405（ＪＰ，Ｂ２)
特公 昭60−49698（ＪＰ，Ｂ２)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/12
C21D 8/04
C21D 9/48
C22C 38/38
C23C 2/06
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で、C:0.0005−0.01％、Si:0.8％以
下、Mn:0.5超〜3.0％、P:0.01〜0.12％、S:0.0010〜0.0
15％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％、B:0.0001
〜0.0005％未満、さらにNb:0.005〜0.1％かつNb≧93/12
（Ｃ−0.0015）を満たすように含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる成形性に優れた高強度冷延鋼板お
よび溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】Cr:0.2〜3.0％を含有する請求項１に記載
の高強度冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼
板。 - 【請求項３】重量％で、C:0.0005−0.01％、Si:0.03超
〜0.8％、Mn:0.5超〜3.0％、Cr:0.2〜3.0％、P:0.01〜
0.12％、S:0.0010〜0.015％、Al:0.01〜0.1％、N:0.000
5〜0.0060％、さらに、Ti:0.005〜0.1％およびNb:0.003
〜0.1％の両方をTi≧3.42Nとなるように含有し、残部Fe
および不可避的不純物からなる成形性に優れた高強度冷
延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項４】B:0.0001〜0.0020％を含有する請求項３に
記載の冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学
成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で熱間
圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取り、6
0％以上の圧延率で冷間圧延を行い、連続焼鈍における
焼鈍温度を700〜900℃とすることを特徴とする高強度冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１〜４のいずれか１項に記載の化学
成分よりなるスラブを（Ar3−100）℃以上の温度で熱間
圧延の仕上げを行い、室温から750℃の温度で巻取り、6
0％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度を700〜90
0℃のインライン焼鈍型溶融亜鉛メッキを施すことを特
徴とする溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3-74201 | 1991-03-15 | ||
| JP7420191 | 1991-03-15 | ||
| JP3-140481 | 1991-06-12 | ||
| JP14048191 | 1991-06-12 | ||
| PCT/JP1992/000304 WO1992016668A1 (fr) | 1991-03-15 | 1992-03-13 | Tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et presentant une excellente aptitude au formage, tole d'acier laminee a froid, a haute resistance et zinguee a chaud, et procede de fabrication desdites toles |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3365632B2 true JP3365632B2 (ja) | 2003-01-14 |
Family
ID=26415330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50641692A Expired - Lifetime JP3365632B2 (ja) | 1991-03-15 | 1992-03-13 | 成形性の良好な高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
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