JP3401297B2 - 深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、優れた深絞り性と化
成処理性とが要求される自動車用鋼板等の使途に有用な
高強度冷延鋼板に関するものである。
成処理性とが要求される自動車用鋼板等の使途に有用な
高強度冷延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車の燃費向上に対応する車体
軽量化を目的として、引張強さが30〜45kgf/mm2 でかつ
優れた深絞り性を有する冷延鋼板が使用されてきた。こ
のように鋼板が優れた深絞り性を示すためには、鋼板の
機械的特性として、高いｒ値（ランクフォード値）と良
好な延性（El. ）とをそなえていることが必要である。
軽量化を目的として、引張強さが30〜45kgf/mm2 でかつ
優れた深絞り性を有する冷延鋼板が使用されてきた。こ
のように鋼板が優れた深絞り性を示すためには、鋼板の
機械的特性として、高いｒ値（ランクフォード値）と良
好な延性（El. ）とをそなえていることが必要である。
【０００３】深絞り性の改善のためには各種の方法が提
案されている。例えば特公昭44-17268号公報、特公昭44
-17269号公報及び特公昭44-17270号公報には、低炭素リ
ムド鋼に２回冷延−焼鈍を施すことにより、ｒ値を2.18
まで高めた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しか
しながらこれらの方法は、冷間圧延と再結晶焼鈍とを２
回ずつ行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストは莫大なものとなる。
案されている。例えば特公昭44-17268号公報、特公昭44
-17269号公報及び特公昭44-17270号公報には、低炭素リ
ムド鋼に２回冷延−焼鈍を施すことにより、ｒ値を2.18
まで高めた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しか
しながらこれらの方法は、冷間圧延と再結晶焼鈍とを２
回ずつ行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストは莫大なものとなる。
【０００４】近年になって自動車の車体軽量化及び安全
性向上を目的として、引張強さが45〜65kgf/mm2 のより
高強度の鋼板を用いようとする機運が急速に高まってき
ていて、個々の自動車部品に対応して軟鋼から高張力鋼
まで幅広い強度レベルの鋼板の開発が肝要となってい
る。また、自動車用鋼板には、プレス成形の際に優れた
深絞り性を示すことが要求されることは言うまでもな
い。したがって、従来鋼と比べても同等あるいはそれ以
上の高いｒ値をそなえる鋼板について研究開発が進めら
れている。
性向上を目的として、引張強さが45〜65kgf/mm2 のより
高強度の鋼板を用いようとする機運が急速に高まってき
ていて、個々の自動車部品に対応して軟鋼から高張力鋼
まで幅広い強度レベルの鋼板の開発が肝要となってい
る。また、自動車用鋼板には、プレス成形の際に優れた
深絞り性を示すことが要求されることは言うまでもな
い。したがって、従来鋼と比べても同等あるいはそれ以
上の高いｒ値をそなえる鋼板について研究開発が進めら
れている。
【０００５】従来、深絞り性を有する高強度冷延鋼板の
製造には、Si、Mn、Ｐ等を強化成分として含有させた低
炭素Alキルド鋼を、通常の熱間圧延を施した後に冷間圧
延を行い、引き続き再結晶焼鈍を施すことが一般的であ
った。しかしながら、高強度を得るためには上記の強化
成分を多量に含有させなければならず、そのため深絞り
性に好ましくない集合組織が形成され、ｒ値の低い鋼板
しか得られていなかった。
製造には、Si、Mn、Ｐ等を強化成分として含有させた低
炭素Alキルド鋼を、通常の熱間圧延を施した後に冷間圧
延を行い、引き続き再結晶焼鈍を施すことが一般的であ
った。しかしながら、高強度を得るためには上記の強化
成分を多量に含有させなければならず、そのため深絞り
性に好ましくない集合組織が形成され、ｒ値の低い鋼板
しか得られていなかった。
【０００６】また、自動車用鋼板について特に要求され
る特性として塗装前処理すなわち化成処理性が挙げられ
る。この化成処理性が良好でないと、その後の焼き付け
塗装もうまくいかない。しかしながら、鋼板の高強度化
を目的にSi、Mn、Ｐ等の強化成分を多量に含有させなけ
ればならないため、化成処理性が著しく劣化する。
る特性として塗装前処理すなわち化成処理性が挙げられ
る。この化成処理性が良好でないと、その後の焼き付け
塗装もうまくいかない。しかしながら、鋼板の高強度化
を目的にSi、Mn、Ｐ等の強化成分を多量に含有させなけ
ればならないため、化成処理性が著しく劣化する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、鋼板成分及び製造条件を特
定することにより、従来より格段に優れた深絞り性と化
成処理性とを有する、引張強さ35〜65kgf/mm2 の冷延鋼
板を経済的に製造する方法を提案することを目的とす
る。
題を有利に解決するもので、鋼板成分及び製造条件を特
定することにより、従来より格段に優れた深絞り性と化
成処理性とを有する、引張強さ35〜65kgf/mm2 の冷延鋼
板を経済的に製造する方法を提案することを目的とす
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、深絞り性と
化成処理性とを向上させるべく鋭意研究を重ねた結果、
以下のように鋼成分及び製造条件を限定することによ
り、優れた深絞り性と化成処理性とを有する冷延鋼板が
得られることを見出した。
化成処理性とを向上させるべく鋭意研究を重ねた結果、
以下のように鋼成分及び製造条件を限定することによ
り、優れた深絞り性と化成処理性とを有する冷延鋼板が
得られることを見出した。
【０００９】この発明の要旨構成は次のとおりである。
(1) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.1 〜2.0 wt％、Mn：0.5
〜3.0 wt％、Nb：0.001〜0.200 wt％、Ｂ：0.0001〜0.0
080wt％、Al：0.03〜0.20wt％、Ｐ：0.02〜0.20wt％、
Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：0.01wt％以下を含み、かつ上
記Ｃ、Nbは、各含有量〔％Ｃ〕，〔％Nb〕が、次式〔％
Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25の関係を満たす条件で、さらに
上記Si，Mn，Ｐは、各含有量〔％Si〕，〔％Mn〕及び
〔％Ｐ〕が、 次式（３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／（〔％M
n〕／55）：15〜40 の関係を満足する条件で含有する基本成分になり、残部
はFe及び不可避的不純物よりなる鋼素材に、Ar3 変態点
以下、500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつつ合計圧下
量が50％以上95％以下になる圧延加工を施した後、熱延
板再結晶処理を施し、次いで圧下率50〜95％の冷間圧延
を施し、その後に700 〜950 ℃の温度域での再結晶焼鈍
を施し、引き続き浸炭処理を施すことを特徴とする深絞
り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法
（第１発明）。
〜3.0 wt％、Nb：0.001〜0.200 wt％、Ｂ：0.0001〜0.0
080wt％、Al：0.03〜0.20wt％、Ｐ：0.02〜0.20wt％、
Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：0.01wt％以下を含み、かつ上
記Ｃ、Nbは、各含有量〔％Ｃ〕，〔％Nb〕が、次式〔％
Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25の関係を満たす条件で、さらに
上記Si，Mn，Ｐは、各含有量〔％Si〕，〔％Mn〕及び
〔％Ｐ〕が、 次式（３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／（〔％M
n〕／55）：15〜40 の関係を満足する条件で含有する基本成分になり、残部
はFe及び不可避的不純物よりなる鋼素材に、Ar3 変態点
以下、500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつつ合計圧下
量が50％以上95％以下になる圧延加工を施した後、熱延
板再結晶処理を施し、次いで圧下率50〜95％の冷間圧延
を施し、その後に700 〜950 ℃の温度域での再結晶焼鈍
を施し、引き続き浸炭処理を施すことを特徴とする深絞
り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法
（第１発明）。
【００１０】(2) 第１発明の鋼成分に加えてTi：0.005
〜0.06wt％を含有し、かつ、Ti含有量〔％Ti〕が、Ｎ，
Ｓ及びＰの各含有量〔％Ｎ〕，〔％Ｓ〕及び〔％Ｐ〕と
の関係で次式 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 を満足する深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延
鋼板の製造方法（第２発明）。
〜0.06wt％を含有し、かつ、Ti含有量〔％Ti〕が、Ｎ，
Ｓ及びＰの各含有量〔％Ｎ〕，〔％Ｓ〕及び〔％Ｐ〕と
の関係で次式 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 を満足する深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延
鋼板の製造方法（第２発明）。
【００１１】(3) 第１発明又は第２発明の鋼成分に加え
て、Ni：0.01〜1.50wt％、Cu：0.1 〜1.5 wt％及びMo：
0.01〜1.50wt％の１種又は２種以上を含有する深絞り性
と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第
３発明）。
て、Ni：0.01〜1.50wt％、Cu：0.1 〜1.5 wt％及びMo：
0.01〜1.50wt％の１種又は２種以上を含有する深絞り性
と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第
３発明）。
【００１２】以下、この発明を開発する基礎となった研
究結果について述べる。 実験１ Ｃ：0.002 wt％、Si：0.1 〜2.0 wt％、Mn：0.5 〜3.0
wt％、Ｐ：0.02〜0.2wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.05w
t％、Ｎ：0.002 wt％、Ｂ：0.003 wt％及びNb：0.025 w
t％の成分組成になる種々の鋼スラブを1150℃で加熱−
均熱後、熱延仕上温度を700 ℃とする熱間圧延を潤滑を
施しつつ行った。引き続き得られた熱延板に、加熱速度
10℃/s、850 ℃で20 s均熱保持の再結晶焼鈍を施し、次
いで圧下率75％の冷間圧延を施した後、850 ℃、20ｓの
再結晶焼鈍を行い、引き続き脱炭処理を施した。
究結果について述べる。 実験１ Ｃ：0.002 wt％、Si：0.1 〜2.0 wt％、Mn：0.5 〜3.0
wt％、Ｐ：0.02〜0.2wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.05w
t％、Ｎ：0.002 wt％、Ｂ：0.003 wt％及びNb：0.025 w
t％の成分組成になる種々の鋼スラブを1150℃で加熱−
均熱後、熱延仕上温度を700 ℃とする熱間圧延を潤滑を
施しつつ行った。引き続き得られた熱延板に、加熱速度
10℃/s、850 ℃で20 s均熱保持の再結晶焼鈍を施し、次
いで圧下率75％の冷間圧延を施した後、850 ℃、20ｓの
再結晶焼鈍を行い、引き続き脱炭処理を施した。
【００１３】かくして得られた冷延鋼板のｒ値に及ぼす
鋼成分の影響を調査した結果を図１に示す。図１から明
らかなように、鋼成分が、（３〔％Si〕／28＋ 200〔％
Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／55）：15〜40を満足する場合
において、ｒ値が2.0 以上である特性が得られることが
判明した。
鋼成分の影響を調査した結果を図１に示す。図１から明
らかなように、鋼成分が、（３〔％Si〕／28＋ 200〔％
Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／55）：15〜40を満足する場合
において、ｒ値が2.0 以上である特性が得られることが
判明した。
【００１４】実験２
Ｃ：0.002 wt％、Si：1.5 wt％、Mn：2.0 wt％、Ｐ：0.
10wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt
％、Ni：0.5 wt％、Ｂ：0.003 wt％及びNb0.0025wt％の
成分組成になる鋼スラブ（Ar3 変態点：860 ℃）を1150
℃で加熱−均熱後、熱延仕上温度を600 〜980 ℃とする
潤滑又は無潤滑の熱間圧延を行った。引き続き得られた
熱延板を、加熱速度10℃/s、均熱条件850 ℃、20 sの再
結晶焼鈍を施した後、圧下率75％の冷間圧延を施し、次
いで850 ℃、20ｓの再結晶焼鈍を行った後、650 ℃で浸
炭処理を施した。
10wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt
％、Ni：0.5 wt％、Ｂ：0.003 wt％及びNb0.0025wt％の
成分組成になる鋼スラブ（Ar3 変態点：860 ℃）を1150
℃で加熱−均熱後、熱延仕上温度を600 〜980 ℃とする
潤滑又は無潤滑の熱間圧延を行った。引き続き得られた
熱延板を、加熱速度10℃/s、均熱条件850 ℃、20 sの再
結晶焼鈍を施した後、圧下率75％の冷間圧延を施し、次
いで850 ℃、20ｓの再結晶焼鈍を行った後、650 ℃で浸
炭処理を施した。
【００１５】かくして得られた冷延鋼板のｒ値に及ぼす
熱延仕上温度及び熱延時の潤滑の有無について調査した
結果を図２に示す。図２から明らかなように、潤滑を施
しつつ熱延仕上温度をAr3 変態点以下とすることによ
り、ｒ値が2.0 以上である特性が得られる。
熱延仕上温度及び熱延時の潤滑の有無について調査した
結果を図２に示す。図２から明らかなように、潤滑を施
しつつ熱延仕上温度をAr3 変態点以下とすることによ
り、ｒ値が2.0 以上である特性が得られる。
【００１６】さらに発明者らは、上記実験１，実験２よ
り得られた成分限定条件を満足する鋼において板厚方向
における炭素濃度を制御し、すなわち鋼板の片面又は両
面における板厚方向の炭素濃度分布について、表面から
板厚の10％に相当する深さ又はそれよりも表面寄りの層
での平均炭素濃度を母材の炭素濃度の1.3 倍以上とし、
かつその炭素濃度増加量が0.01wt％以下とすることによ
り、化成処理が大幅に向上した高強度冷延鋼板が製造可
能となることを見いだし、この発明に到ったのである。
り得られた成分限定条件を満足する鋼において板厚方向
における炭素濃度を制御し、すなわち鋼板の片面又は両
面における板厚方向の炭素濃度分布について、表面から
板厚の10％に相当する深さ又はそれよりも表面寄りの層
での平均炭素濃度を母材の炭素濃度の1.3 倍以上とし、
かつその炭素濃度増加量が0.01wt％以下とすることによ
り、化成処理が大幅に向上した高強度冷延鋼板が製造可
能となることを見いだし、この発明に到ったのである。
【００１７】
【作用】上記したようにこの発明では、鋼成分は重要で
あり、かつそれに対応した製造条件でないと、優れた深
絞り性を確保することができない。以下、各成分、製造
条件について範囲を限定した理由について説明する。
あり、かつそれに対応した製造条件でないと、優れた深
絞り性を確保することができない。以下、各成分、製造
条件について範囲を限定した理由について説明する。
【００１８】１．組成
(1) Ｃ：0.01wt％以下
材質特性（深絞り性）上の要求による。すなわち、Ｃ量
が少ないほど深絞り性は向上するが、0.01wt％以下であ
れば悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。
が少ないほど深絞り性は向上するが、0.01wt％以下であ
れば悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。
【００１９】(2) 0.1 〜2.0 wt％
Siは、強度上の要求により含有させるものである。所望
の強度を得るには、0.1 wt％以上含有させる必要があ
り、また、2.0 wt％を超えて含有させると深絞り性等の
材料特性に悪影響を及ぼすため0.1 〜2.0 wt％の範囲に
限定した。 (3) Mn：0.5 〜3.0 wt％ 強度上の要求による。すなわち、所望の強度を得るため
には0.5 wt％以上を含有させる必要があり、一方3.0 wt
％を超えて含有させると深絞り性等の材料特性に悪影響
を及ぼすため0.5 〜3.0 wt％の範囲に限定した。
の強度を得るには、0.1 wt％以上含有させる必要があ
り、また、2.0 wt％を超えて含有させると深絞り性等の
材料特性に悪影響を及ぼすため0.1 〜2.0 wt％の範囲に
限定した。 (3) Mn：0.5 〜3.0 wt％ 強度上の要求による。すなわち、所望の強度を得るため
には0.5 wt％以上を含有させる必要があり、一方3.0 wt
％を超えて含有させると深絞り性等の材料特性に悪影響
を及ぼすため0.5 〜3.0 wt％の範囲に限定した。
【００２０】(4) Nb：0.001 〜0.200 wt％
Nbは、この発明において重要な成分である。Nbは、鋼中
の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、深絞り
性に有利な｛１１１｝方位の結晶粒を優先的に形成させ
る効果がある。また、Nbを含有させることにより、仕上
圧延前組織が微細化し、熱延板焼鈍後に深絞り性に有利
な｛１１１｝方位を優先的に形成させる効果がある。そ
の含有量が0.001 wt％に満たないとこれらの効果はな
く、一方0.200 wt％を超えて含有させてもそれ以上の効
果の向上は見られないので0.001 〜0.200 wt％に限定し
た。
の固溶Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、深絞り
性に有利な｛１１１｝方位の結晶粒を優先的に形成させ
る効果がある。また、Nbを含有させることにより、仕上
圧延前組織が微細化し、熱延板焼鈍後に深絞り性に有利
な｛１１１｝方位を優先的に形成させる効果がある。そ
の含有量が0.001 wt％に満たないとこれらの効果はな
く、一方0.200 wt％を超えて含有させてもそれ以上の効
果の向上は見られないので0.001 〜0.200 wt％に限定し
た。
【００２１】(5) Ｂ：0.0001〜0.0080wt％
Ｂは、耐二次加工ぜい性を改善させるために含有させ
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果はなく、
一方0.0080wt％を超えて含有させると深絞り性が劣化す
るため0.0001〜0.0080wt％に限定した。
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果はなく、
一方0.0080wt％を超えて含有させると深絞り性が劣化す
るため0.0001〜0.0080wt％に限定した。
【００２２】(6) Al：0.03〜0.20wt％
Alは、脱酸を行い、炭窒化物形成成分の歩留まりを向上
させるために必要量に応じて含有させるものであり、そ
の含有量が0.03wt％に満たないとその効果がなく、一方
0.20wt％を超えて含有させても、より一層の効果は得ら
れないため、0.03〜0.20wt％に限定した。
させるために必要量に応じて含有させるものであり、そ
の含有量が0.03wt％に満たないとその効果がなく、一方
0.20wt％を超えて含有させても、より一層の効果は得ら
れないため、0.03〜0.20wt％に限定した。
【００２３】(7) Ｐ：0.02〜0.20wt％
強度上の要求による。すなわち、所望の強度を得るため
には0.002 wt％以上を含有させる必要があり、また0.20
wt％を超えて含有させると深絞り性等の材料特性に悪影
響を及ぼすため0.02〜0.20wt％に限定した。
には0.002 wt％以上を含有させる必要があり、また0.20
wt％を超えて含有させると深絞り性等の材料特性に悪影
響を及ぼすため0.02〜0.20wt％に限定した。
【００２４】(8) Ｓ：0.05wt％以下
Ｓ量が少なければ少ないほど、深絞り性は向上するが、
Ｓ量が0.05wt％以下であれば悪影響を及ぼさないので0.
05wt％以下に限定した。
Ｓ量が0.05wt％以下であれば悪影響を及ぼさないので0.
05wt％以下に限定した。
【００２５】(9) Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、含有量が少なければ少ないほど、深絞り性が向上
するが、Ｎ量が0.01wt％以下であれば悪影響を及ぼさな
いのでかまわない。
するが、Ｎ量が0.01wt％以下であれば悪影響を及ぼさな
いのでかまわない。
【００２６】(10)〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25
この発明では、上記Ｃ及びNbを、各含有量〔％Ｃ〕，
〔％Nb〕が次式 〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25 の関係を満足する条件で含有させることが重要である。
〔％Nb〕／〔％Ｃ〕が５に満たない場合、鋼中に固溶Ｃ
が残留するので前述の請うかが得られない。また、〔％
Nb〕／〔％Ｃ〕が25より多い場合、鋼中に固溶Nbが多量
に残留するために熱延板の｛１１１｝再結晶集合組織は
発達せず、したがって冷延焼鈍板のｒ値は低い。したが
って、〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25に限定した。
〔％Nb〕が次式 〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25 の関係を満足する条件で含有させることが重要である。
〔％Nb〕／〔％Ｃ〕が５に満たない場合、鋼中に固溶Ｃ
が残留するので前述の請うかが得られない。また、〔％
Nb〕／〔％Ｃ〕が25より多い場合、鋼中に固溶Nbが多量
に残留するために熱延板の｛１１１｝再結晶集合組織は
発達せず、したがって冷延焼鈍板のｒ値は低い。したが
って、〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25に限定した。
【００２７】(11)この発明では、上記Si、Mn及びＰを、
各含有量〔％Si〕，〔％Mn〕及び〔％Ｐ〕が、次式 （３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／
55）：15〜40 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Si、Mn及びＰは、上記のとおり固溶強化成分であり、所
要の強度に応じて含有させるものである。しかし、Si及
びＰは、フェライト安定化成分であり、一方Mnは、オー
ステナイト安定化成分であるため、両安定化成分を適量
含有させることにより、変態点を制御する必要がある。
ここに、（３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／
（〔％Mn〕／55）が15に満たないと、変態点が低下し、
一方40を超えると変態点が上昇しすぎるため、熱間圧延
時にオーステナイト域において熱延板結晶粒を微細化さ
せ、フェライト域において加工歪を蓄積することが困難
になる。したがって、15≦（３〔％Si〕／28＋ 200〔％
Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／55）≦40に限定した。
各含有量〔％Si〕，〔％Mn〕及び〔％Ｐ〕が、次式 （３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／
55）：15〜40 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Si、Mn及びＰは、上記のとおり固溶強化成分であり、所
要の強度に応じて含有させるものである。しかし、Si及
びＰは、フェライト安定化成分であり、一方Mnは、オー
ステナイト安定化成分であるため、両安定化成分を適量
含有させることにより、変態点を制御する必要がある。
ここに、（３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／
（〔％Mn〕／55）が15に満たないと、変態点が低下し、
一方40を超えると変態点が上昇しすぎるため、熱間圧延
時にオーステナイト域において熱延板結晶粒を微細化さ
せ、フェライト域において加工歪を蓄積することが困難
になる。したがって、15≦（３〔％Si〕／28＋ 200〔％
Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／55）≦40に限定した。
【００２８】(12)Ti：0.005 〜0.06wt％
第２発明においては、Tiを0.005 〜0.06wt％の範囲で含
有し、かつ、Ti含有量〔％Ti〕が、Ｎ，Ｓ及びＰの各含
有量〔％Ｎ〕，〔％Ｓ〕及び〔％Ｐ〕との関係で次式 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 を満たすことが望ましい。Tiは、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを析
出固定して減少し、深絞り性に有利な｛１１１｝方位を
優先的に形成させる効果がある。しかしながら、Tiは、
りん化物形成成分であり、鋼中に固溶Tiが多量に存在す
ると熱延板焼鈍中にTi−Ｐ化物が析出するため｛１１
１｝集合組織が形成されず、その後に冷間圧延、焼鈍を
施してもｒ値は向上しない。そこでこの発明では、固溶
Ti量をＰ含有量との兼ね合いで定め、48（〔％Ti〕／48
−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×〔％Ｐ〕が0.0015を
超えるとTi−Ｐ化物の析出量が多く、ｒ値は劣化するた
めに 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 と限定した。
有し、かつ、Ti含有量〔％Ti〕が、Ｎ，Ｓ及びＰの各含
有量〔％Ｎ〕，〔％Ｓ〕及び〔％Ｐ〕との関係で次式 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 を満たすことが望ましい。Tiは、鋼中の固溶Ｃ，Ｎを析
出固定して減少し、深絞り性に有利な｛１１１｝方位を
優先的に形成させる効果がある。しかしながら、Tiは、
りん化物形成成分であり、鋼中に固溶Tiが多量に存在す
ると熱延板焼鈍中にTi−Ｐ化物が析出するため｛１１
１｝集合組織が形成されず、その後に冷間圧延、焼鈍を
施してもｒ値は向上しない。そこでこの発明では、固溶
Ti量をＰ含有量との兼ね合いで定め、48（〔％Ti〕／48
−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×〔％Ｐ〕が0.0015を
超えるとTi−Ｐ化物の析出量が多く、ｒ値は劣化するた
めに 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 と限定した。
【００２９】第３発明では、Ni：0.01〜1.50wt％、Cu：
0.1 〜1.5 wt％及びMo：0.01〜1.50wt％の１種又は２種
以上を含有させる。これらの成分は、いずれも鋼の強化
成分である。 (13)Ni：0.01〜1.50wt％ 強度上の要求による。すなわち、第３発明では所望の強
度に応じてNiを含有させるものであるが、その含有量が
0.01wt％に満たないと効果がなく、一方1.50wt％を超え
ると深絞り性等の材料特性上、悪影響を及ぼすので0.01
〜1.50wt％に限定した。
0.1 〜1.5 wt％及びMo：0.01〜1.50wt％の１種又は２種
以上を含有させる。これらの成分は、いずれも鋼の強化
成分である。 (13)Ni：0.01〜1.50wt％ 強度上の要求による。すなわち、第３発明では所望の強
度に応じてNiを含有させるものであるが、その含有量が
0.01wt％に満たないと効果がなく、一方1.50wt％を超え
ると深絞り性等の材料特性上、悪影響を及ぼすので0.01
〜1.50wt％に限定した。
【００３０】(14)Cu：0.1 〜1.5 wt％
Cuは、鋼を強化する作用があり、第３発明では所望の強
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.1
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.1 〜1.5 wt％に限定し
た。
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.1
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.1 〜1.5 wt％に限定し
た。
【００３１】(15)Mo：0.01〜1.5 wt％
Moは、鋼を強化する作用があり、第３発明では所望の強
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.5 wt％に限定し
た。
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.5 wt％に限定し
た。
【００３２】２．製造条件
以下、この発明で製造条件について限定した理由につい
て説明する。 (1) 熱間圧延 熱間圧延工程では、Ar3 変態点以下、500 ℃以上の温度
域にて潤滑を施しつつ合計圧下量が50％以上95％以下に
なる仕上圧延工程を施す。ここに、熱間圧延をAr3 変態
点よりも高い温度域で行うと、圧延後にγ−α変態によ
り集合組織がランダム化するため、熱延板に｛１１１｝
集合組織が形成されず、そのため冷延−焼鈍後には低い
ｒ値しか得られない。一方、500 ℃未満に仕上圧延温度
を低下させても、より高いｒ値は望めず、圧延荷重が増
大するのみであるので、仕上圧延温度はAr3 変態点以下
500 ℃以上に限定した。
て説明する。 (1) 熱間圧延 熱間圧延工程では、Ar3 変態点以下、500 ℃以上の温度
域にて潤滑を施しつつ合計圧下量が50％以上95％以下に
なる仕上圧延工程を施す。ここに、熱間圧延をAr3 変態
点よりも高い温度域で行うと、圧延後にγ−α変態によ
り集合組織がランダム化するため、熱延板に｛１１１｝
集合組織が形成されず、そのため冷延−焼鈍後には低い
ｒ値しか得られない。一方、500 ℃未満に仕上圧延温度
を低下させても、より高いｒ値は望めず、圧延荷重が増
大するのみであるので、仕上圧延温度はAr3 変態点以下
500 ℃以上に限定した。
【００３３】この仕上圧延の圧下率は、50％に満たない
と熱延板に｛１１１｝集合組織が形成されず、一方、95
％を超えると熱延板にｒ値に好ましくない集合組織が形
成するという不都合が生ずるので50％以上95％以下に限
定した。
と熱延板に｛１１１｝集合組織が形成されず、一方、95
％を超えると熱延板にｒ値に好ましくない集合組織が形
成するという不都合が生ずるので50％以上95％以下に限
定した。
【００３４】さらに仕上圧延すなわちAr3 変態点以下の
圧延を無潤滑圧延にすると、ロールと鋼板との間の摩擦
力に起因するせん断変形により、深絞り性に好ましくな
い｛１１０｝方位の結晶粒が鋼板表層部に優先的に形成
され、ｒ値の向上が望めないので深絞り性を確保するた
めには潤滑圧延とすることが必要である。
圧延を無潤滑圧延にすると、ロールと鋼板との間の摩擦
力に起因するせん断変形により、深絞り性に好ましくな
い｛１１０｝方位の結晶粒が鋼板表層部に優先的に形成
され、ｒ値の向上が望めないので深絞り性を確保するた
めには潤滑圧延とすることが必要である。
【００３５】ここに上記圧延におけるロール径、ロール
の構造、潤滑剤の種類並びに圧延機の種類は任意で良
い。また、上記の圧延より前の工程については特に限定
するものではなく、例えば圧延素材については、連続鋳
造スラブを再加熱又は連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降
温することなく直ちに、又は保温処理したものを粗圧延
にてシートバーにしたものを使用するのが好適である。
の構造、潤滑剤の種類並びに圧延機の種類は任意で良
い。また、上記の圧延より前の工程については特に限定
するものではなく、例えば圧延素材については、連続鋳
造スラブを再加熱又は連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降
温することなく直ちに、又は保温処理したものを粗圧延
にてシートバーにしたものを使用するのが好適である。
【００３６】(2) 熱延板再結晶処理工程
この発明の鋼は、熱延終了温度がAr3 変態点以下である
ため、熱延板は加工組織を呈している。そのため、この
熱延板には次いで再結晶処理を施して｛１１１｝方位の
結晶粒を形成させる必要がある。再結晶処理を施さない
と、熱延板に｛１１１｝方位が形成されないため、その
後の冷延−焼鈍によっても高いｒ値は望めない。この熱
延板再結晶処理は、熱延後の巻取工程又は再結晶焼鈍工
程によって行う。巻取工程より再結晶処理を施す場合に
は、巻取温度は650 ℃以上が適する。巻取温度が 650℃
に満たないと、熱延板は再結晶し難く、熱延板に｛１１
１｝方位が形成され難いので、その後の冷延−焼鈍によ
ってもｒ値の向上は望めない。また再結晶焼鈍工程によ
り再結晶処理を施す場合には、バッチ焼鈍又は連続焼鈍
のいずれもが適するが連続焼鈍が好ましく、その焼鈍温
度は、700 〜950 ℃が好ましい。焼鈍温度が700 ℃より
低いと｛１１１｝集合組織が発達せず、950 ℃より高い
とα−γ変態により集合組織がランダム化する。
ため、熱延板は加工組織を呈している。そのため、この
熱延板には次いで再結晶処理を施して｛１１１｝方位の
結晶粒を形成させる必要がある。再結晶処理を施さない
と、熱延板に｛１１１｝方位が形成されないため、その
後の冷延−焼鈍によっても高いｒ値は望めない。この熱
延板再結晶処理は、熱延後の巻取工程又は再結晶焼鈍工
程によって行う。巻取工程より再結晶処理を施す場合に
は、巻取温度は650 ℃以上が適する。巻取温度が 650℃
に満たないと、熱延板は再結晶し難く、熱延板に｛１１
１｝方位が形成され難いので、その後の冷延−焼鈍によ
ってもｒ値の向上は望めない。また再結晶焼鈍工程によ
り再結晶処理を施す場合には、バッチ焼鈍又は連続焼鈍
のいずれもが適するが連続焼鈍が好ましく、その焼鈍温
度は、700 〜950 ℃が好ましい。焼鈍温度が700 ℃より
低いと｛１１１｝集合組織が発達せず、950 ℃より高い
とα−γ変態により集合組織がランダム化する。
【００３７】(3) 冷間圧延工程
この工程は、高いｒ値を得るためは必要不可欠であり、
熱延焼鈍板を圧下率50〜95％で冷間圧延を行う。圧下率
の増加と共に、冷延−焼鈍後の鋼板のｒ値は向上する
が、圧下率が95％を超えるとｒ値はかえって劣化する。
熱延焼鈍板を圧下率50〜95％で冷間圧延を行う。圧下率
の増加と共に、冷延−焼鈍後の鋼板のｒ値は向上する
が、圧下率が95％を超えるとｒ値はかえって劣化する。
【００３８】(4) 冷延板焼鈍工程
加工組織となっている冷延板に700 〜950 ℃で焼鈍を施
すことによって｛１１１｝集合組織が発達し高いｒ値が
得られる。焼鈍温度が700 ℃より低い場合、再結晶組織
は未発達であり、得られるｒ値は低い。また、950 ℃よ
り高い温度で焼鈍を施すと、冷却過程においてオーステ
ナイトからフェライトへの変態を生ずるため、｛１１
１｝再結晶集合組織はランダム化し、低いｒ値しか得ら
れない。この再結晶焼鈍は、箱型焼鈍法及び連続型焼鈍
法のいずれでもよいが、連続焼鈍法が好ましい。
すことによって｛１１１｝集合組織が発達し高いｒ値が
得られる。焼鈍温度が700 ℃より低い場合、再結晶組織
は未発達であり、得られるｒ値は低い。また、950 ℃よ
り高い温度で焼鈍を施すと、冷却過程においてオーステ
ナイトからフェライトへの変態を生ずるため、｛１１
１｝再結晶集合組織はランダム化し、低いｒ値しか得ら
れない。この再結晶焼鈍は、箱型焼鈍法及び連続型焼鈍
法のいずれでもよいが、連続焼鈍法が好ましい。
【００３９】(5) 浸炭処理
鋼板の両面あるいは片面における表層の炭素含有量を目
的とする特性に適合するように調整するのは重要であ
り、板厚方向でのＣ濃度分布が鋼板の片面又は両面にお
いて表面から板厚の10％に相当する深さ又は板厚の10％
の深さに満たない厚さの層にて、平均Ｃ濃度が母材の炭
素濃度の1.3 倍以上でありそのＣ濃度増加量は0.01wt％
以下であるようにする。このような浸炭処理は、再結晶
焼鈍後、引き続き500 ℃以上のフェライト域における加
熱保持中または冷却中に浸炭雰囲気とするか、再結晶焼
鈍後、一旦冷却した後に500 ℃以上のフェライト域に解
加熱し浸炭処理を行って処理する。かくして、｛１１
１｝再結晶集合組織が十分発達した後にＣが表面に侵入
するため、ｒ値には悪影響を与えない。その一方で侵入
したＣにより鋼板表面層の性状が変化し、それによって
化成処理性が改善されるのである。なお、Ar3 変態点よ
りも高い温度で浸炭処理を施すと、冷却過程においてオ
ーステナイトからフェライトへの変態を生ずるため、
｛１１１｝再結晶集合組織はランダム化し、低いｒ値し
か得られない。浸炭雰囲気としては、N2＋H2を主体とす
るガス中にCOを適量添加したものを用いる。そして浸炭
条件は適切に選定する。また、特にＣＡＬ設備における
加熱、均熱及び冷却ゾーンのうち、均熱ゾーンにかけて
浸炭に適する条件で行う方法が効果的である。
的とする特性に適合するように調整するのは重要であ
り、板厚方向でのＣ濃度分布が鋼板の片面又は両面にお
いて表面から板厚の10％に相当する深さ又は板厚の10％
の深さに満たない厚さの層にて、平均Ｃ濃度が母材の炭
素濃度の1.3 倍以上でありそのＣ濃度増加量は0.01wt％
以下であるようにする。このような浸炭処理は、再結晶
焼鈍後、引き続き500 ℃以上のフェライト域における加
熱保持中または冷却中に浸炭雰囲気とするか、再結晶焼
鈍後、一旦冷却した後に500 ℃以上のフェライト域に解
加熱し浸炭処理を行って処理する。かくして、｛１１
１｝再結晶集合組織が十分発達した後にＣが表面に侵入
するため、ｒ値には悪影響を与えない。その一方で侵入
したＣにより鋼板表面層の性状が変化し、それによって
化成処理性が改善されるのである。なお、Ar3 変態点よ
りも高い温度で浸炭処理を施すと、冷却過程においてオ
ーステナイトからフェライトへの変態を生ずるため、
｛１１１｝再結晶集合組織はランダム化し、低いｒ値し
か得られない。浸炭雰囲気としては、N2＋H2を主体とす
るガス中にCOを適量添加したものを用いる。そして浸炭
条件は適切に選定する。また、特にＣＡＬ設備における
加熱、均熱及び冷却ゾーンのうち、均熱ゾーンにかけて
浸炭に適する条件で行う方法が効果的である。
【００４０】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを
準備した。なお表１において、数値がこの発明の範囲を
外れるものには下線をひいてある。
準備した。なお表１において、数値がこの発明の範囲を
外れるものには下線をひいてある。
【００４１】
【表１】
【００４２】これらのスラブに熱間圧延を施し、その後
熱延板焼鈍を行った。得られた熱延板を酸洗後、冷間圧
延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼帯にした後、連続焼鈍設備
にて再結晶焼鈍を施し、次いで浸炭処理を施した。これ
らの熱延条件、熱延板焼鈍条件、冷延条件、冷延板焼鈍
条件及び浸炭処理条件を表２に示す。
熱延板焼鈍を行った。得られた熱延板を酸洗後、冷間圧
延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼帯にした後、連続焼鈍設備
にて再結晶焼鈍を施し、次いで浸炭処理を施した。これ
らの熱延条件、熱延板焼鈍条件、冷延条件、冷延板焼鈍
条件及び浸炭処理条件を表２に示す。
【００４３】
【表２】
【００４４】このようにして得られた冷延鋼板の材料特
性及び化成処理性について調べた結果を表２に併記し
た。ここにｒ値は、引張予ひずみを15％与え、３点法に
て求め、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向から45
度方向）及びＣ方向（圧延方向から90度方向）の値をｒ
値を測定し、平均のｒ値を ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ の式から求めた。さらに、化成処理性は、鋼板を脱脂、
水洗後、リン酸塩処理を施し、特に処理の初期（15秒）
におけるリン酸塩の核発生数を調べた。核の発生数が多
いほど、最終的に形成される化成処理膜は綿密になり、
その後の塗装膜の特性が優れていることがわかってい
る。この塗装膜の評価は、良好を○印、むらありを△
印、透けありを×印で表２に示した。
性及び化成処理性について調べた結果を表２に併記し
た。ここにｒ値は、引張予ひずみを15％与え、３点法に
て求め、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向から45
度方向）及びＣ方向（圧延方向から90度方向）の値をｒ
値を測定し、平均のｒ値を ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ の式から求めた。さらに、化成処理性は、鋼板を脱脂、
水洗後、リン酸塩処理を施し、特に処理の初期（15秒）
におけるリン酸塩の核発生数を調べた。核の発生数が多
いほど、最終的に形成される化成処理膜は綿密になり、
その後の塗装膜の特性が優れていることがわかってい
る。この塗装膜の評価は、良好を○印、むらありを△
印、透けありを×印で表２に示した。
【００４５】
【発明の効果】この発明によれば、鋼成分及び製造方法
を限定することにより、従来よりも格段に優れた化成処
理性及び深絞り性を有する高強度冷延鋼板の製造が可能
となる。
を限定することにより、従来よりも格段に優れた化成処
理性及び深絞り性を有する高強度冷延鋼板の製造が可能
となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中のSi量、Ｐ量及びMn量が、製品のｒ値に及
ぼす影響を示すグラフである。
ぼす影響を示すグラフである。
【図２】製品のｒ値に及ぼす熱延仕上温度及び熱延時の
潤滑の有無の影響を示すグラフである。
潤滑の有無の影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16
(72)発明者 坂田 敬
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎
製鉄株式会社 技術研究本部内
(72)発明者 加藤 俊之
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎
製鉄株式会社 技術研究本部内
(56)参考文献 特開 平３−199343（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−149729（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−230541（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−339641（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 9/46 - 9/48
C21D 8/00 - 8/04
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：0.01wt％以下、 Si：0.1 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜3.0 wt％、 Nb：0.001 〜0.200 wt％、 Ｂ：0.0001〜0.0080wt％、 Al：0.03〜0.20wt％、 Ｐ：0.02〜0.20wt％、 Ｓ：0.05wt％以下及び Ｎ：0.01wt％以下 を含み、かつ上記Ｃ、Nbは、各含有量〔％Ｃ〕，〔％N
b〕が、次式 〔％Nb〕／〔％Ｃ〕：５〜25 の関係を満たす条件で、さらに上記Si，Mn，Ｐは、各含
有量〔％Si〕，〔％Mn〕及び〔％Ｐ〕が、次式 （３〔％Si〕／28＋ 200〔％Ｐ〕／31）／（〔％Mn〕／
55）：15〜40 の関係を満足する条件で含有する基本成分になり、残部
はFe及び不可避的不純物よりなる鋼素材に、 Ar3 変態点以下、500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつ
つ合計圧下量が50％以上95％以下になる圧延加工を施し
た後、熱延板再結晶処理を施し、次いで圧下率50〜95％
の冷間圧延を施し、その後に700 〜950 ℃の温度域での
再結晶焼鈍を施し、引き続き浸炭処理を施すことを特徴
とする深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】 鋼素材が、基本成分に加えて Ti：0.005 〜0.06wt％ を含有し、かつ、Ti含有量〔％Ti〕が、Ｎ，Ｓ及びＰの
各含有量〔％Ｎ〕，〔％Ｓ〕及び〔％Ｐ〕との関係で次
式 48（〔％Ti〕／48−〔％Ｎ〕／14−〔％Ｓ〕／32）×
〔％Ｐ〕≦0.0015 を満足する請求項１記載の深絞り性と化成処理性とに優
れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 鋼素材が、基本成分に加えて Ni：0.01〜1.50wt％、 Cu：0.1 〜1.5 wt％及び Mo：0.01〜1.50wt％ の１種又は２種以上を含有する請求項１又は２記載の深
絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23489593A JP3401297B2 (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23489593A JP3401297B2 (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790386A JPH0790386A (ja) | 1995-04-04 |
| JP3401297B2 true JP3401297B2 (ja) | 2003-04-28 |
Family
ID=16977994
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23489593A Expired - Fee Related JP3401297B2 (ja) | 1993-09-21 | 1993-09-21 | 深絞り性と化成処理性とに優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3401297B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1150211A (ja) * | 1997-08-05 | 1999-02-23 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-09-21 JP JP23489593A patent/JP3401297B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0790386A (ja) | 1995-04-04 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |