JPH021212B2

JPH021212B2 -

Info

Publication number: JPH021212B2
Application number: JP56074878A
Authority: JP
Inventors: Susumu Sato; Toshio Irie; Osamu Hashimoto
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1981-05-20
Filing date: 1981-05-20
Publication date: 1990-01-10
Also published as: JPS57192225A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は遅時効性でかつ焼付硬化性にすぐれ
る絞り用冷延鋼板の製造方法に関するものであ
る。ここに焼付硬化性とは、プレス成形とそれに
引き続く焼付塗装処理により降伏強度がプレス直
前の強度に比較して上昇する性質をいう。この焼
付硬化性は、通常２％の引張予歪と引き続く170
℃、20分間の加熱処理によつて生じる降伏強さの
増加量をもつて評価される。この発明は上記の焼付硬化性に優れかつ絞り加
工用としてｒ値、El（伸び）が高く、遅時効性で
ある冷延鋼板の製造法を提案することを目的とす
るものである。現今自動車の軽量化と安全性向上の観点から高
張力鋼板の使用量が増加しているが、板厚の減少
に伴う耐デント性を補うものとして、成形前は降
伏強度が低く、プレス成形および焼付塗装処理後
に降伏強度が上昇するという性質すなわち焼付硬
化性を有する鋼板が望まれる。また自動車部品に
は成形が厳しいために高張力化が困難なものが存
在し、従来使用している軟質鋼板を使用せざるえ
ない場合が多々ある。この場合も焼付硬化性を利
用し、高強度化を図ることはきわめて有意義なこ
とである。以上のことから引張強さとして、30Kgｆ／mm²程
度の軟質域から50Kgｆ／mm²程度の高張力域までの
広範囲におよび、かつ深絞り性と焼付硬化性を兼
ね備えた冷延鋼板が強く要求されている。この要求に対してフエライト―マルテンサイト
からなる複合組織鋼板は焼付硬化性の点では理想
的であるが、値が1.0前後のように低いため、
絞り性が劣り、これを適用し得る部品が限定され
る。一方値が高く焼付硬化性を有する鋼板として
は、燐添加によつて強化したアルミキルド鋼をオ
ープンコイル焼鈍しそのとき焼鈍後の冷却速度が
大きいことを利用して固溶炭素を残留させて歪時
効性を発揮させる方法、あるいはタイトコイル焼
鈍を高温で実施して炭化物を粗大化させて、固溶
炭素の析出を妨げることにより、固溶炭素を残留
させ焼付硬化性を付与させる方法が提案されてい
る。しかし、これらのうち前者は、オープンコイ
ルに巻直し、さらに焼鈍後タイトコイルに巻直す
工程を要すること、また後者は、高温焼鈍のため
コイル層間の融着と焼鈍炉内の内側カバー（レト
ルト）の変形が避けられないことの点で、ともに
製造コストの大幅な上昇が避けられない。その他、連続焼鈍を用いた製造法を種々提案さ
れていて、それらの方法は、以下のように大別さ
れる。 (1) 極低炭素鋼にTi，Nb等の炭窒化物形成元素
を、Ｃ，Ｎを完全に析出固定するよりは少なめ
に添加して連続焼鈍後比較的高速で冷却するこ
とにより、固溶状態のＣ，Ｎを焼鈍後に残留さ
せ焼付硬化性を持たせるもの、この例としては
Ti添加鋼（特開昭53−114717号）、MO，Ｗ添
加鋼（特公昭50−17011号）、Nb添加鋼（特開
昭49−130819号）等があり、いずれもＣ：＜
0.01％の極低炭素鋼を基本としている。このため、製鋼時に脱ガス処理工程が必須と
なり、コストの上昇は避けれないという欠点を
有する。 (2) Ｃ＝0.02〜0.10％程度の低炭素アルミキルド
鋼を連続焼鈍後、急速冷却して過飽和のＣを多
量に存在せしめ、引き続く過時効処理によつて
固溶Ｃの一部分をFe₃Cとして固定することに
より材質の向上を図るとともに、過時効条件
（温度、時間等）を調整することにより、適量
の固溶Ｃを残留せしめ焼付硬化性を付与する方
法が提案されている。この一例として、Ｃ＝
0.02〜0.07％のアルミキルド鋼を用いた上記方
法による特開昭54−107420号公報の製造法があ
る。ただしこの種の方法によるとまず十分な再
結晶処理ができないために箱焼鈍材並の材質が
得られない。さらに過時効処理による固溶Ｃの
低減は、材質（降伏強度、伸び等）には正の効
果を有するものの、増加する微細炭火物（おも
にFe₃Cと考えられる）が材質に負の効果を与
える。したがつて上記方法による鋼板は、材質
とくに伸びに劣りかつ降伏強度が高いという欠
点がある。このように連続焼鈍により低コストでかつ特
性に欠点のない、焼付硬化型絞り用冷延鋼板を
製造することは固難であるが、連続焼鈍が品質
の安定性、生産能率、表面性状等の観点からき
わめて有利な方法であることから、連続焼鈍に
よる、このような焼付硬化型絞り用鋼板の製造
方法が待ち望まれている。そこで、本発明者らは、上述した従来技術の問
題点を解決すべく研究を重ねた結果、 (1) Ｃ＝0.008〜0.020％組成のアルミキルド鋼板
を連続焼鈍し、500℃〜200℃の温度範囲で過時
効処理する場合、素材鋼に強力な炭化物形成元
素であるNb，Ti，Ｖを添加しあらかじめ鋼板
中に炭化物を存在せしめると、過時効による材
質改善が急速に進行すること、とくにNb等の
添加量をＣ量に対し１×Ｃ％〜５×Ｃ％の範囲
とし、Nb等と未結合状態の固溶Ｃ量を過時効
処理前にある程度（50ppm）以上過飽和に存在
せしめる場合に、このことが顕著となること。 (2) 過時効処理によつて生じる炭化物は、おもに
前述のNbC等を核生成箇所として析出し、そ
れ以外の場所に新たに析出する炭化物は少ない
ため、微細炭化物の析出による伸び、降伏強度
への負の効果はきわめて小さいこと、を発見し、これらに基いて本発明を完成した。上記問題点を克服する方法として、Ｃ：0.008〜0.020％、Mn：0.04〜1.20％、Si：
≦0.50％、Ｐ：≦0.100％、Al：0.01〜0.10％を含
み、更にNb、Ｖ、Tiの１種または２種以上を１
×Ｃ％〜５×Ｃ％で含み、残部はFeおよび不可
避的不純物よりなる鋼を、熱間圧延および冷間圧
延して冷延鋼板となし、次いでこの鋼板を再結晶
温度〜890℃の範囲の温度で連続焼鈍法によつて
再結晶焼鈍し、引続き500℃〜200℃の範囲の温度
で遅時効処理することを特徴とする遅時効性でか
つ焼付硬化性に優れる絞り用冷延鋼板の製造方
法、を提案する。本発明を先づその基礎となつた実験結果から説
明する。第１表に示すような組成を有する鋼を底吹転炉
（Ｑ―BOP）にて溶製した。鋼１，２は出鋼後、
RH―脱ガス工程を経ている。

【表】第１表において、すべての鋼は、Nbを約0.04
％含有している。Ｃ量を変化させることにより、
未結合状態となるＣ量を推定する指標となるとこ
ろのＣ―Nb／7.75量（％）を、０から0.019％ま
で変化させている。これらの鋼を連続鋳造法にてスラブとし、常法
に従い熱間圧延（CT＝650℃）―冷間圧延工程に
より0.8mm板厚の冷延板とした。これを連続焼鈍
ラインにて第１図ｂに示すような過時効処理を含
む熱サイクルで焼鈍し0.8％のスキンパスを行な
つたときのYS，TS，Elと焼付硬化性（BH）を
第１図ａに示す。Ｃ―（Nb／7.75）（以下Cfと略記する。）量の
増加に伴い、BH性は急激に上昇するものの、降
伏強度が高く、伸びが低い。ところがCf＞
50ppmとなると降伏強度の低下、伸びの向上が著
しく、かつBH量も８Kgｆ／mm²程度になることが
わかる。したがつて、上記のような熱処理によれば、室
温時効による障害を防止できる範囲内で材質特性
を制御することができる。一方Cf＞150ppm以上となると材質特性は劣化
し、とくに伸びの低下が著しい。この場合は、過
時効処理によつて、炭化物がNbCをその析出の
ための該生成箇所として析出する以外の場所に多
く析出し始め、析出物の密度が著しく増加し、か
つそれらは微細なものであるからである。なお、
このときの値は、過時効処理の有無には影響さ
れず、Ｃ≦0.020％であればは1.6以上の値を示
した。以上の実験結果から、Nb炭化物を鋼板にあら
かじめ、析出分散させておき、再結晶焼鈍後過時
効処理するときには、Nbと未結合状態のＣ量を
約50ppm〜150ppmの範囲とすることにより、焼
付硬化性を有すると同時に優れた絞り加工性を有
する鋼板が製造できることが判明した。この実験結果をもとにして、引続いて行なつた
実験によりNb以外にもTi，Ｖで、あるいはそれ
らの複合添加でも、Nbと同様な効果があること
を発見した。次に本発明の製造方法において出発材とした鋼
の組成について、その各成分の製造工程において
の機能および組成範囲限定の意義を説明する。Ｃ：Ｃは、焼付硬化性を付与するために有用な
元素であるが、0.020％を超えると過時効処理と
くにロール曲げ等の塑性歪が付加される場合に
は、炭化物の微細析出による伸び等の劣化が防止
できない。Nb等の炭化物形成元素で未結合Ｃ量
を制御する場合でも、C0.020％超過ではNbC等
の炭化物が多量に存在することになりやはり材質
へ悪影響を及ぼす。一方Ｃ量は、低い方が深絞り性、延性には有利
であるもののC0.0080％未満にするためには、脱
ガス工程が必須となりコスト高が避けられない
し、高張力化を図るのが困難となる。 Mn：MnはＳと化合し赤熱脆性を防止する機
能があるところ、そのためには0.04％以上必要で
あり、また強度を高めるのに有効な成分である
が、1.20％を超えると絞り性が著しく劣化するの
で0.04〜1.20％とする。 Si：Siは高張力化に有効であるが、0.50％を超
えると酸化膜が生成されやすく化成処理性を損う
ので0.50％以下とする。 Al：Alは0.01％以上でＮの固定化機能がある
が、0.10％を超えると介在物が多発するので好ま
しくない。 Nb，Ti，Ｖ：Nb，Ti，Ｖは強力な炭化物生
成の機能を有する成分であるところ、この発明に
おける鋼板素材にとつて、特に重要な成分であ
る。Ｃ量に対して、１×Ｃ％〜５×Ｃ％の範囲にす
ることにより、はじめて過時効処理により安定し
たBH性の付与と優れた材料特性が得られる。す
なわちNb等が５×Ｃ（％）を超えると、未結合状
態のＣ量が少なすぎるため、BH性が小さく、か
つ過時効処理による伸び等の特性改善は期待でき
ない。またNb等が１×Ｃ％未満では固溶Ｃの充
分なる過飽和状態にすることができるが、過時効
時の炭化物の核生成箇所が少なく十分な過時効が
起こらず、多量の固溶Ｃが残るため、やはり伸び
等の特性劣化をきたす。一方本発明において強力な炭化物形成元素とし
ては、Nb，Ti，Ｖの単独添加あるいは複合添加
が最も有効である。なをNb，Ti，ＶとＣとの結合を考慮する場合
には原子濃度比で整理することが化学量論上合理
的であり、Ti，ＶはNbに比較するとおよそ半分
の質量％でＣと化合物を形成しうる。ところが、
TiはＣ以外にもＮ，Ｏ，Ｓとの親和力が強いこ
と、ＶはNb，Ti，と比較すると、Ｃとの結合力
が若干弱いことなどの理由から、結果的にNb，
Ti，Ｖの添加量は、Ｃとの重量％で１×Ｃ％〜
５×Ｃ％が適当であることがわかつた。Ｐ：Ｐは通常0.010〜0.020％存在するが、高張
力鋼板を得る場合には値の劣化が少なく好まし
い元素であり、要求される強度に応じて添加すれ
ばよいが0.10％を超えると鋼板が脆化するので
0.100％以下とする。次いで製造工程について説明すると、先ず製鋼
は平炉、上吹き、又は底吹き転炉、電気炉のいず
れでもよいが低炭鋼を得るために底吹き転炉が有
利である。必要な合金成分を配合したのち造塊す
るが、イワゴツトまたは連続鋳造のいずれでも良
い。熱間圧延は、ホツトストリツプミルで通常行な
われている条件下で行なえばよく、巻取温度は低
温の方が焼付硬化性が大きく、高温の方では絞り
性にすぐれるけれども、特にその温度を限定する
程、格別の差異を生じない。熱延鋼帯を酸洗後冷間圧延を行なうが、このと
き圧下率は絞り性に対しては50％以上が好まし
い。連続焼鈍における加熱温度は、再結晶温度以
上〜890℃とする。この温度範囲の方が、ヒート
バツクルやピツクアツプの防止に有効だからであ
る。ただし、高温焼鈍の方が引張強度は低下する
ものの伸び，ｒ値は向上する。均熱後過時効温度までの冷却速度は、速い程引
き続く過時効処理に有利であるが、本発明におい
ては、鋼板に、炭化物の析出核の場所としてNb
等の炭窒化物が生成されているので、特に冷却速
度は重要でない。続く時効処理は、本発明において特に重量な工
程であつて、そのもつ意義は、室温時効による障
害のおそれが生じない範囲での適切なBH性の付
与と降伏強度、伸び等についての材質向上を図る
ことにある。このため過時温度としては500℃〜
200℃が必要である。その過時効サイクルは、一
定温度に保持するものでも、上記温度範囲を連続
的に滞留させるものでもよい。また連続炉で再結
晶焼鈍後いつたんコイルに巻取り、これを箱型炉
により500〜200℃の温度範囲で過時効処理するも
のでもよい。次に本発明の実施例について述べる。実施例底吹き転炉によつて表２に示す成分を有する鋼
を製造し、次いで連続鋳造法によつてスラブとな
し、これを７スタンドのタンデム圧延機で熱間圧
延し、CT＝520〜690℃で巻取つた。酸洗、冷延
（圧下率75〜79％）後、連続焼鈍ラインで表中に
示す過時効付ヒートサイクルで熱処理した。次いで、0.3〜0.6％のスキンパス圧延をした後
の材料特性を同じく第２表に示す。

【表】いずれの場合でも、Al（時効指数）が４Kg／mm²
以下で、室温では遅時効性であると同時に、BH
＝８〜10Kg／mm²の高い焼付硬化性を有し、かつｒ
値、伸びに優れた冷延鋼板（引張強さ32〜41Kg／
mm²）が得られた。過時効処理は、既述のとおり、本発明では必須であるが、連続焼鈍ラインで過
時効帯を持たない場合には、いつたんコイルに巻
取つた後、ベル炉により500〜200℃で過時効処理
することが可能である。（実施例No.５）また本発明の方法は、ライン内焼鈍方式の連続
溶融金属めつきラインによる表面処理鋼板の製造
にも適用できる。その例として合金化溶融亜鉛め
つきの場合について述べると、まず均熱後亜鉛浴
温度（約500℃）まで冷却しめつき浴に浸漬する。
引き続き約600℃まで再加熱して合金化処理を施
す、このあと400℃以下200℃までの温度に冷却
（冷却速度は速い方が有利）して過時効処理を施
すことにより、BH性を有する合金化溶融亜鉛め
つき鋼板が製造できる。なお過時効処理帯のない
連続溶融金属めつきラインの場合には、めつき後
あるいは引き続く合金化処理後いつたんコイルに
巻取り、ベル炉により400〜200℃の温度域で過時
効処理すればよい。以上詳しく述べてきたように、本発明は、特許
請求の範囲に記載したとおり、Nb，Ｖ，Tiの１
種又は２種以上添加したアルミニウムキルド冷延
鋼板を連続焼鈍法により再結晶焼鈍し、引き続い
て500℃〜200℃で過時効処理する、絞り用冷延鋼
板の製造方法であつて、焼付け硬化性（BH）に
優れているほか、絞り加工性としてのｒ値、伸び
（El）が高く、また遅時効化性、すなわち室温時
効による硬化が少ないことの特性をもつ冷延鋼板
を製造することができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図ａは、第１表に示した各種供試鋼からな
る連続鋳造スラブをそれぞれ熱間圧延（CT：650
℃）―冷間圧延して製造した鋼板に連続焼鈍ライ
ンにて過時効処理を含めた熱サイクルで焼鈍を施
こし、次いで0.8％のスキンパスを行なつた、そ
れら鋼板について、その材質におよぼすその鋼板
における未結合Ｃ量（Ｃ−Nb／7.75）の影響を表わした図表である。第１図ｂは、同ａにおける熱サ
イクルを示したものである。

Claims

【特許請求の範囲】

１Ｃ：0.008〜0.020％、Mn：0.04〜1.20％、
Si：≦0.50％、Ｐ：≦0.100％、Al：0.01〜0.10％
を含み、更にNb、Ｖ、Tiの１種または２種以上
を１×Ｃ％〜５×Ｃ％で含み、残部はFeおよび
不可避的不純物よりなる鋼を、熱間圧延および冷
間圧延して冷延鋼板となし、次いでこの鋼板を再
結晶温度〜890℃の範囲の温度で連続焼鈍法によ
つて再結晶焼鈍し、引続き500℃〜200℃の範囲の
温度で遅時効処理することを特徴とする焼付硬化
性を有する絞り用冷延鋼板の製造方法。