JPH02197549A - 焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、焼付硬化性を有する深絞り用高強度冷延鋼板
およびその製造方法に関する。

（従来の技術） 近年、自動車の軽量化による燃費向上を目的に自動車鋼
板の高強度化の要求がますます高まってきている。

そのため、焼付硬化性を有し、良好なプレス成形性を兼
備する鋼板が望まれている。

このプレス成形性の観点からは低降伏強度、低降伏点伸
び、高伸び、高ｒ値などの特性が要求されるため、非時
効性が望まれる。すなわち、プレス成形時には軟質で良
好な成形性を有し、その後の塗装焼付時に降伏強度が上
昇する特性（焼付硬化性）が必要とされる。

良好なプレス成形性を有する冷延鋼板とその製造方法に
関して、特開昭６１−１１３７２４号公報や特開昭６１
−２７６９２７号公報等がある。

前者はＣ：０．００５〜０．００３０％、ｔｌｎ：０．
０４〜０．５％、Ｐ　：ｏ、ｏ３ｏ％以下の軟鋼材でＮ
とＣの原子比以上のＴｉ添加により、添加するＮｂを固
溶Ｎｂとして存在させて作用させることにより伸び、異
方性の良好な鋼板を得る方法である。

一方、後者はＣ：０．００５０％以下でＮ、ＳをＴｔで
固定し残りのＴｉおよび添加するＮｂでＣを固定し、深
絞り性の良好な鋼板を得る方法である。

しかしながら、これらの方法はいずれも深絞り性の改善
を主眼にし、焼付硬化性を得ることを目的とはしていな
い。

一方、焼付硬化性を有する冷延鋼板とその製造方法に関
しては、特公昭６３−４８９９号公報が、Ｃ含有１０．
００５〜０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含有量ｏ、ｏｏｓｏ％以
下のＴｉ添加またはＴｉ、　Ｎｂ添加鋼について、また
特開昭６１−２７６９３１号公報が、Ｃ含有量０．００
５％以下のＴｉ、　Ｎｂ複合添加鋼についてそれぞれ開
示している。

これらは何れも高いＣ含有量を許容し、Ｔｉ、　Ｎｂの
添加量または焼なまし時の冷却速度を制御することによ
り、鋼中の固溶ｃｌを適切ならしめて、材質の劣化を生
じさせることなく焼付硬化能を付与したものである。し
かし、このようにＴｉ、　Ｎｂ添加量を制御して固溶炭
素を残存させようとすると、その添加量の変化により鋼
中の固溶Ｃ量が変化し、鋼板の性質が著しく変化する。

すなわちＴｉ、　Ｎｂの添加量が不足した場合、時効劣
化し易く、降伏点伸び、伸び、「値などの成形性劣化に
つながり、一方、添加量が過剰となると、焼付硬化性が
失われてしまう。

したがって、このような従来法にあっては、焼付硬化性
を確保し、時効劣化後の降伏点伸び、伸び、ｒ値等の劣
化を防いで、これらの相反する特性を両立させるために
は、鋼中の固溶ｃｌを厳格に制御する必要がある。しか
し、鋼中の固溶ｃｌの正確な制御は実際上著しく困難で
あり、大幅な製造コストの上昇は避けられない。

（発明が解決しようとする課題） ここに、本発明の目的は、従来のようなＴｉ、　Ｎｂな
どの炭窒化物形成元素の添加量制限による不利を回避す
べく、簡便な手段でもって鋼中のＣ含有量を効果的に制
御することにより安定した焼付硬化性を有し、同時に深
絞り性の良好な冷延鋼板およびそれを製造する方法を提
供することである。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、極低炭素鋼にＴｉを添加した鋼をベース
として、その時効性を検討していた際に、鋼中のトータ
ルＣ含−ｆｉｔを０．００１〜０．００３５％という特
定の範囲に制御すると安定した焼付硬化性を有し、かつ
良好な時効性を示す鋼板が得られることを見い出し、本
発明を完成した。

すなわち、第１図は、下掲の第１表に示す化学組成を有
する高強度鋼（ＴＳ≧３５ｋｇｆ／ａｍ”）についての
炭素含有量と焼付硬化性（Ｂｌｌｉｌ）および常温時効
性との関連を示すグラフである。製造処理条件は同じく
第１表にまとめて示す。これらの結果からも明らかなよ
うに、鋼中炭素含有量がｌＯ〜３５ｐｐｍのときに、従
来相反すると考えられてきたのとは反対に、高強度鋼に
あっても上述の両特性が満足する程度に改善されるので
ある。

第２図は、第１表に示す化学組成を有する高強度鋼につ
いての連続焼鈍温度および炭素含有量と引張強さの関連
を示すグラフである。製造処理条件は焼鈍温度以外は第
１表と同じである。

これらの結果からも明らかなように、鋼中炭素含有量制
御により、引張強さの安定性も改善されるのである。

第　　１　　表 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　　０．００１〜０．００３５％、Ｓｉ：　０．２
５％以下、　　　ＭＩＧ　Ｏ，１〜１．０％、Ｐ：０．
０３５〜０．１％、　Ｓ：　０．０１５％以下、八Ｑ：
　０．０１〜０．１％、　　　Ｎ：０．００３％以下で
かつ、Ｔｉ原子比 Ｔｉ原子比＝ が１．０以下で、Ｔｉ　０．００５％以上、さらに必要
に応じ、 Ｎｂ：　０．０２％以下でかつ（（Ｃｗｔ％〕）以下、
残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
度冷延鋼板である。

また、別の面からは、本発明の要旨とするところは、重
量％で、 Ｃ：　０．００１〜０．００３５％、 Ｓｉ：　０．２５％以下、　　　Ｍｎ：　０．１〜１．
０％、Ｐ：０．０３５〜０．１％、　Ｓ：０．０１５％
以下、Ａｌ：　０．０１〜０．１％、　　Ｎ：　０．０
０３％以下でＴｉ原子比− が１．０以下で、Ｔｉ：０．００５％以上、さらに必要
に応じ Ｎｂ：　０．０２％以下でかつ（−（Ｃｗｔ％〕）以下
、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する鋼を用い、仕上温度８８０℃以上
、好ましくは９００℃以上、さらに要すれば巻取温度６
００°Ｃ以上、７２０°Ｃ以下として熱間圧延を行ない
さらに冷間圧延を行った後、再結晶温度以上、Ａｒｓ点
以下の連続焼鈍を行うことを特徴とする、焼付硬化性を
有する深絞り用高強度冷延＃１ｉ１４Ｊｉの製造方法で
ある。

（作用） 次に、本発明にあって鋼組成および製造工程を上述のよ
うに限定した理由を詳述する。

Ｃは最も重要な成分であり、０．００１０％未満では時
効性、絞り性には有利であるが、焼付硬化性が不充分で
ある。一方、０．００３５％を超すと焼付硬化性は有利
となるが、時効性劣化による降伏点伸びの発生、降伏点
上昇、絞り性劣化となり、良好なプレス成形性が得られ
ない、また安定した焼付硬化性を得るためには鋼中の固
溶Ｃ量を制御すべく、Ｔｉ添加量の厳しい管理が必要で
ある。しかし実際の製造ではＴｉ添加量の変動は避けら
れず、焼付硬化性、時効性等の特性値が変動する。

したがって、本発明にあって、ｃｌは０．００１０〜０
．００３５％とした。

Ｓｉは強度上昇には有効な元素であるが、０．２５％を
超すと合金溶融メツキを行う場合、メツキ金属の密着性
が劣化し、熱間圧延時のスケール剥離性も悪化するので
、０．２５％以下とした。好ましくは０．０５％以下で
ある。

Ｍｎは赤熱脆性を起こすＳを固定する働きをするため０
．１０％以上必要である。一方Ｍｎは強度を上げるに有
効な元素であるが、１．０％を超えると二次加工性を劣
化させるとともに合金コストが高くなる。したがって、
０．１〜１．０％とした。

Ｐは絞り性を害さずに高強度を得るのに最も有効な元素
であり、高強度鋼板を得るのに必要なため、下限を０．
０３５％とした。一方過剰の添加は耐二次加工脆性に好
ましくなく、したがって、その上限を０．１％とした。

Ｓは鋼にとって本質的に有害な元素であり、０．０１５
％を超えるとＴｉＳ、ＭｎＳ等の析出物が増加し、伸び
、絞り性が劣化するため０．０１５％以下とした。

ＮはＴｉＮ、　ＡｌＮ等の析出物が焼鈍時の粒成長を抑
制するため少ないほど材質は向上するため０．００３％
以下とした。

Ａｌは強力な脱酸剤としての役割を有する。Ｏ，００１
％未満ではＴ１添加時の安定性（Ｔｉ歩留が悪く、表面
疵発生大となるため）が得られず、０．１％を超えると
Ａｌ！０３などの介在物が増加し、プレス加工性を劣化
させる。したがって０．０１〜０．１％とした。

ＴｉはＳ、Ｎを固定し、熱間圧延等熱履歴を受ける際に
安定した析出物とするために添加する。

従来（特公昭６３−４８９９号）は、高いＣ含有量を許
容し、Ｔｉ量をＮおよびＳ含有量の原子比以上、すなわ
ちＴＩ原子比−（７４％）　／（４Ｂ／３２　（Ｓ％〕
＋４８／１４　（Ｎ％〕）で１を超えて添加しているた
め、Ｔｉ添加量の変動により、鋼中の固溶Ｃが変化する
。

そのため、焼付硬化性、時効性等、鋼板の性質が変化し
易い。

したがうて、本発明ではＴｉ原子比を１．０以下とする
とともに、最も重要な鋼中の固溶ＣをトークルＣ含有量
で０．００１〜０．００３５％に制御するため、安定し
た焼付硬化性と良好な時効性が得られる。

一方、熱間圧延等熱履歴によるＮ等の固溶によって焼付
硬化性、時効性の変化あるいは表面疵発生を防止すべく
、安定な析出物とするためには０．００５％以上、好ま
しくは−〔Ｎ１３以上のＴｉ添加が必要である。

したがって、Ｔｉ添加量は０．００５％≦（Ｔｉ％〕と
する。

Ｎｂは、所望により添加される合金成分であって、Ｔｉ
添加鋼にＮｂを複合添加すると、焼付硬化性が失われる
ことなく、良好な伸び、ｒ値が得られる。

しかし、０．０２％を超える多量添加を行う場合、連続
焼鈍時に焼付硬化性を確保するための適正固溶Ｃ量が得
られない。

本発明にかかる鋼板は、熱間圧延および冷間圧延により
成形され、最終的に連続焼鈍によって成品とされる。

熱間圧延は８８０　”Ｃ未満の仕上温度では未再結組礒
が残存するために連続焼鈍後の特性とくにｒ値を劣化さ
せ、不均一変形による平坦不良が発生し易い、したがっ
て、仕上温度は８８０°Ｃ以上とした。

好ましくは９００°Ｃ以上である０巻取部度は特に制限
ないが、要すれば６００〜７２０°Ｃで行うのが好まし
い、また、冷間圧延は特に制限はなく、通常圧下率＝５
０〜９５％程度で行えばよい。

仕上処理として焼鈍温度が再結晶温度以上、Ａｒ２点以
下の連続焼鈍処理を行う、この連続焼鈍処理は強度調整
、プレス成形性付与を目的に行うものであって、特性の
高位安定化より焼鈍温度は８３０〜８５０℃程度が好ま
しい。

なお、この連続焼鈍は溶融メツキ装置における連続焼鈍
であっても本発明の範囲に含まれるのは言うまでもない
。

次に、本発明をその実施例によってさらに詳述する。

実施例 第２表に示す組成の鋼を転炉にて溶製し、真空脱ガス処
理後連続鋳造によりスラブとした。このスラブを加熱温
度１２５０°Ｃ１仕上げ温度９３０″Ｃで熱間圧延を行
い、次いで圧下率８０％の冷間圧延を行って板Ｉｙ：０
．８　ｗａの冷延板とした後、焼鈍温度８３０〜８４０
℃の条件下で連続焼鈍を行った。

第３表にこのようにして得られた製品の機械的性質を示
す、なお、機械的性質はすべてＪＩＳＳ号試験片を用い
て測定を行った。試験片は圧延方向に沿って切り出した
ものである。

これらの試験片から機械的特性として得られたＹＳＳＴ
Ｓ、　　Ｈｊ！、ＹＰ［！　（降伏点伸び）、ｒ値は５
０℃×１２０Ｈｒ保持の常温時効を行った後の特性であ
る。

これは３０″Ｃ１１ケ月の時効相当のシミュレーション
である。なお、Ｂ１１！は第３図にグラフで測定要Ｈお
よびその定義を示すように２％予歪後、１７０℃、２０
ｓ＋ｉｎ保持後測定したものである。これはプレス成形
および塗装後焼付けのシュミレーションである。

本発明例では、いずれもＴＳは３５　ｋｇｆ／ｍｍ”以
上、［！２は４３％以上、ｒ値は１．９以上、ＹＰＥは
０％、そして旧１景は３．５〜４．１　ｋｇｆ／ｍ＋ｓ
”が得られた。

しかし、Ｔｉ原子比が範囲外の比較鋼ＦはＢ１１量が低
く、またＣ含有量が範囲外の比較鋼ＧはＢ１１３］は高
いが、時効によるＹＰＥ発生が見られ、伸び、ｒ値の低
下がみられた。

（以下余白） （発明の効果） 以上詳述してきたように、本発明によれば、プレス成形
時には軟質で良好な成形性を有し、その後の塗装焼付は
時には時効硬化により降伏強度が上昇する優れた焼付硬
化性を示す優れた高強度冷延鋼板が得られるのであって
、従来両立しないと考えられていたそれらの性質を合わ
せ持つことからも、本発明の価値は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼中炭素量とＯＨ量、加速時効ＹＰＥとの相
関を示すグラフ； 第２図は、鋼中炭素量および連続焼鈍温度と引張強さと
の相関を示すグラフ；および 第３図は、８１１７７の定義を説明するグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．００３５％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ０．１〜１．０％、Ｐ：０
   ．０３５〜０．１％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０
   ．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下、かつ、 Ｔｉ原子比＝ 〔Ｔｉｗｔ％〕／｛（４８／３２）〔Ｓｗｔ％〕｝＋｛
   （４８／１４）〔Ｎｗｔ％〕｝が１．０以下で、Ｔｉ：
   ０．００５％以上、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
   度冷延鋼板。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．００３５％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：
   ０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
   ０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下、Ｎｂ：０
   ．０２％以下、かつ｛（９３／１２）／〔Ｃｗｔ％〕｝
   以下、Ｔｉ原子比＝ 〔Ｔｉｗｔ％〕／｛（４８／３２）〔Ｓｗｔ％〕｝＋｛
   （４８／１４）〔Ｎｗｔ％〕｝が１．０以下で、Ｔｉ０
   ．００５％以上、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する焼付硬化性を有する深絞り用高強
   度冷延鋼板。
3. （３）請求項１または２に記載の組成を有する鋼を用い
   、仕上温度８８０℃以上で熱間圧延を行ない、さらに冷
   間圧延を行った後、再結晶温度以上、Ａｒ＿３点以下の
   連続焼鈍を行うことを特徴とする、焼付硬化性を有する
   深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。