JPH024657B2

JPH024657B2 -

Info

Publication number: JPH024657B2
Application number: JP56124936A
Authority: JP
Inventors: Susumu Sato; Osamu Hashimoto; Toshio Irie; Nobuo Matsuno
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1981-08-10
Filing date: 1981-08-10
Publication date: 1990-01-30
Also published as: US4908073A; EP0085720A1; JPS5825436A; EP0085720B1; DE3277507D1; WO1983000507A1; EP0085720A4

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は遅時効性、異方性の小なる深絞り用冷
延鋼板の製造方法に関する。一般に自動車外板等の用途に使用されるプレス
加工用冷延鋼板にはすぐれた深絞り成形性と耐時
効性が要求されることが多い。深絞り成形性を支
配するのは材料特性のうちランクフオード値いわ
ゆるｒ値が最も重要であり、副次的に伸び（El）
等も影響する。一方鋼板中に固溶状態のＣ、Ｎが残存している
と室温時効によりプレス時にストレツチヤースト
レインと呼ばれる障害を生じ易い。従つてプレス
加工用鋼板は遅時効性であることが望まれる。遅時効性深絞り用冷延鋼板を製造する方法とし
て低炭素アルミキルド鋼を使用する方法がある。
これは箱焼鈍法により加熱時に析出するAlNの
作用により高ｒ値を得ると同時に、ＮはAlによ
り、ＣはFe₃Cとして析出固定し非時効化する。
またこれとは別にオープンコイル焼鈍法により、
脱炭および脱窒を行う方法もある。上記の方法はいずれもバツチ法であるため、連
続焼鈍法に比較して生産性が低く、かつ焼鈍材の
均質性に欠ける欠点がある。また長時間の熱処理
であるため鋼板表面にSi、Mn等が濃化してテン
パーカラーが発生し易い。更に脱炭、脱窒鋼にお
いて特に起り易い現象であるが、徐冷時に結晶粒
界へＰが偏析することにより２次加工脆化が問題
となることがある。上記のバツチ焼鈍法の欠点を解決する方法とし
て連続焼鈍法がある。連続焼鈍法は急速加熱、短
時間均熱および急速冷却サイクルであるため低炭
素鋼を使用している限りバツチ法に比較して、十
分な粒成長が図れず延性およびｒ値が劣り、更に
Ｃ、Ｎの固定が困難であり非時効性も得ることが
困難である。これに対して素材としてＣを極力低減した極低
炭素アルミキルド鋼を使用して連続焼鈍サイクル
でも十分な特性を得る方法が種々開示されてお
り、特公昭51−17490、特開昭55−58333等がその
例である。ところが上記の方法には次の如き欠点
がある。 (A) Ｃ量を20ppm以下の超低炭素域としない限り
実質的な非時効性を得ることは困難である。 (B) Ｃ量が20ppm以下の鋼においてもｒ値、伸び
等の材料特性の面内異方性が大きく実用上問題
がある。一方従来からすぐれた深絞り性と時効特性およ
び異方性の小さい鋼板を得る方法として強力な炭
窒化物形成元素例えばTi、Nb等を使用して鋼中
のＣ、Ｎを析出固定する方法が公知である。Ti
については特公昭42−12348、Nbについては特公
昭53−35002等がこの例である。しかしながらこ
の方法においてＣ量が多いときは多量の析出物に
より延性が劣化し、逆にＣ量が50ppm以下の低い
領域になるとこれらを析出固定するにはTi等を
化学量論的に必要な量より相当多量に含有させな
い限り効果がない。その結果、未結合の過剰Ti
等はやはり延性の劣化をもたらし成形性にとつて
好ましくない欠点がある。本発明の目的は上記の従来技術の問題点を解決
し、遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の
製造方法を提供することにある。本発明のこの目的は次の２発明によつて達成さ
れる。第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比にてＣ：0.0033％以下、
Mn：0.03〜0.30％、Ｐ：0.150％以下、Ｓ：0.020
％以下、Ｎ：0.007％以下、酸可溶Al：0.005〜
0.150％を含有し、更にNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗのう
ちから選ばれた１種もしくは２種以上を合計で
0.002〜0.011を含有し、残部がFeおよび不可避的
不純物より成る鋼を冷延後800〜950℃の温度範囲
で連続焼鈍し、その後0.1℃/secを越える冷却速
度で冷却することを特徴とする遅時効性、異方性
小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法である。第２発明の要旨とするところは、第１発明と同
一の基本組成の他に更にＢ：0.0008〜0.0050％を
含み残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を冷延後第１発明と同様の方法にて連続焼鈍およ
び冷却するものである。すなわち本発明はいずれも、Ｃが0.0033％以下
のアルミキルド鋼にNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗのうち
から選された１種あるいは２種以上を合計で
0.002〜0.011％添加し、あるいは更にＢを0.0008
〜0.0050％添加した鋼を従来の方法により熱延、
冷延を行い、ついで800〜950℃の温度範囲で連続
焼鈍し、その後0.1℃/secを越える冷却速度で冷
却し、遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板
を製造する方法である。次に本発明の基礎になつた実験から説明する。
第１表に示す組成の鋼をLD転炉にて出鋼し、
RH脱ガス工程を経て、連続鋳造により鋼片とし
た。これら鋼片を常法により仕上温度870〜910
℃、巻取温度660〜710℃の熱間圧延、圧下率75％
の冷間圧延により0.8mmの鋼板とした。ついで連
続焼鈍ラインにおいて800〜820℃で約40secの均
熱を行い室温付近までほぼ直線的に20℃/secの速
度で冷却し、0.6％の調質圧延後の冷延鋼板のｒ、
El、時効指数AI、△ｒおよび△El等の特性をＣ
量によつて２群に分けNb量との関係において、
それぞれ第１図Ａ，Ｂ，Ｃおよび第２図Ａ，Ｂに
示した。なおＣ＝0.0009〜0.0015％は△印、Ｃ＝
0.0026〜0.0033％は〇印で表示した。ここで時効
指数AIは引張予歪7.5％のときの変形応力とこれ
を一旦除荷し、100℃×30minの熱処理後再引張
したときの下降伏応力との差で示したものであ
り、引張方向は圧延方向である。

【表】また、およびEl、ｒ値の面内異方性を示す
△El、△ｒの定義は次のとおりである。＝El₀゜＋2El₄₅゜＋El₉₀゜／４＝r₀゜＋2r₄₅゜＋r₉₀゜／４ △El＝El₀゜＋El₉₀゜＋2El₄₅゜／２ △ｒ＝r₀゜＋r₉₀゜＋2r₄₅゜／２ただしr₀゜、El₀゜はそれぞれ圧延方向との角度が
０度のｒ値およびElを意味する。第１図Ａ、第１図ＣからＣ量に関係なく、
AIは0.002％以上の微量Nbの添加により著しく向
上することがわかる。ただしNbの0.011％越えの
添加は第１図Ｂに示す如くが劣化している。一
方Ｃ＝0.0010％であつてNb無添加のNo.１鋼はAI
が３Kgf/mm²以下であり、実質的非時効性が得られ
El、も高くほぼ目的とする特性が得られている
が、第２図Ａ、第２図Ｂに示す如く、ｒ値、El面
内異方性が極めて大きいという欠点がある。とこ
ろがこれに微量のNbを添加することにより△El、
△ｒが著しく減少し面内異方性が小さくなること
を発見した。このことから、Ｃ：0.0033％以下の極低炭素ア
ルミキルド鋼に0.002〜0.011％のNbを添加するこ
とにより、値が高く更に非時効性と同時に異
方性の小さいものが得られた。更に引続く研究により、前記現象はNb以外に
おいても、Ti、Ｖ、Zr、Ｗの単独あるいは複合
添加する場合にも見出だされた。またこれら添加
鋼にＢを複合添加すると延性が向上し材質上有効
であることも判明した。Ｃが極めて低いアルミキルド鋼に前記のNb等
の元素の微量添加がすぐれた特性を生じる理由に
ついては必ずしも明確ではないが、次の如く考え
られる。いずれも炭窒化物形成元素であるから、
まず析出物の効果が考えられるが添加量も少な
く、かつＣ量が極めて低い領域であるから、Ｃを
完全に析出固定することは著しく困難であると考
えられ、Nb等の固溶状態としての作用が大きい
と推定できる。次に本発明の成分の限定理由について説明す
る。Ｃ：Ｃは連続焼鈍法において十分な延性とｒ値を得
るため、また耐時効性のためにも0.0033％以下で
なければならない。また連続焼鈍であり冷却速度
が速くＰによる脆化現象はほとんど問題とならな
いので下限の必要はない。 Mn： Mnは赤熱脆性を防止するため0.03％以上必要
であるが、0.03％を越すと｛111｝集合組織の発
達が阻害され深絞り性が劣化するので0.03〜0.30
％に限定した。Ｐ：Ｐは固溶硬化能が大きく、微量で引張強さを上
昇させ、深絞り性を劣化させる度合も小さいの
で、高強度の深絞り性鋼板を得るには極めて有効
な元素であるが、0.150％を越えると点溶接性が
劣化するので0.150％以下に限定した。Ｓ：Ｓは0.020％を越えると延性の劣化が大きくな
るので0.020％以下に限定した。Ｎ：ＮもＣと同様に固溶状態において、深絞り性、
耐時効性を劣化させるので0.007％以下に限定し
た。酸可溶Al：酸可溶Alは脱酸およびＮの固定に0.005％以上
必要であるが、0.150％を越える含有は延性の劣
化および介在物の増加をきたすので、0.005〜
0.150％の範囲に限定した。 Nb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗ：これらの元素の添加は本発明では特に重要であ
り、これら元素の合計で0.002％以上の添加によ
つて極低炭素アルミキルド鋼の深絞り性のみなら
ず時効特性およびｒ値、伸び等の面内異方性を著
しく改善するが、0.011％を越えると伸びの劣化
が著しいので合計量で0.002〜0.011％の範囲内に
限定した。上記の各限定量をもつて本発明の深絞り用冷延
鋼板の基本成分とするが、更にＢを同時に含有す
る深絞り冷延鋼板において本発明の目的をより有
効に達成できる。その限定理由は次の如くであ
る。Ｂ：Ｂを単独で添加することは深絞り性を劣化させ
るので無意味であるが、上記のNb等の元素と複
合添加する場合のみ深絞り性が劣化せず降伏強度
の低下および伸びの上昇が得られ、プレス成形性
に有効である。しかし、0.0008％未満ではその効
果がなく、0.0050％を越えてもその効果は飽和す
るので、0.0008〜0.0050％の範囲に限定した。次に上記組成の深絞り冷延鋼板の製造工程につ
いて説明する。まず製鋼法は特に指定しないが、
Ｃを0.0033％以下にするには転炉法−脱ガス法の
組み合わせが有効である。鋼片への加工は造塊−
分塊圧延および連続鋳造のいずれの方法でもよ
い。熱間圧延はホツトストリツプミルにおいて通
常の条件でよく、仕上温度は830℃以上、巻取温
度は形状の確保および酸洗性の観点から400〜750
℃の範囲が好ましい。熱延鋼帯は酸洗後冷間圧延を行うが、圧下率は
50％以上であることが深絞り性を確保するために
望ましい。冷延鋼板を連続焼鈍するには最高到達温度800
℃以上が必要である。800℃未満では再結晶粒の
成長が不十分で、すぐれた加工性が得られない。
しかし特に良質な材質を得るためには800℃以上
が必要であり、また950℃を越えると延性および
絞り性の劣化が著しい。従つて連続焼鈍における
加熱温度は800〜950℃の範囲に限定した。均熱保
持時間は特に限定しないが、材質確保と経済性の
ために10秒〜３分が好適である。焼鈍後の冷却速度は0.1℃/sec越えに限定する。
これは冷却速度が0.1℃/sec以下では、冷却中に
鋼板の結晶粒界に粒界偏析元素のＰなどが偏析し
易くなり、その結果、プレス成形などの２次加工
後脆化し易くなり、実用上問題が生じるからであ
る。特に700〜300℃の温度範囲がＰなどが偏析し
易いので、この温度範囲を特に0.1℃/sec越えで
冷却することが好ましい。なお過時効帯を有する連続焼鈍ラインにおい
て、本発明鋼を過時効処理しても伸びや強度等の
材質への影響はほとんどない。一方、過時効帯で
は低温に保持中に鋼板が移動用ロール上を運搬さ
れるので、ロールによる曲げ作用で表面疵の発
生、耐２次加工脆性の劣化等の欠陥発生率が高く
なることがある。従つて過時効処理を特に行う必
要はない。本発明の焼鈍材はAIが３Kgf/mm²以下であつて
遅時効性であるが、若干の降伏点伸びを有するこ
とがあるので、２％以下の調質圧延を付加するこ
とができる。本発明法はかくの如き処理により、極低炭素ア
ルミキルド鋼に微量のNb等を添加した鋼から遅
時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板を製造す
ることができた。すなわち、本発明は成分組成としてはＣを非常
に低くし、かつNb等の添加合金元素を合計で
0.002〜0.011％と極めて微量としたこと、更に連
続焼鈍に際しては800〜950℃の高温焼鈍を適用し
たことが最も大きな特徴であり、これらの特徴が
相乗効果により遅時効性で異方性小なるすぐれた
材質の深絞り用冷延鋼板を得たものである。すな
わち、これらの効果は、Ｃ量低減による延性の大
幅な向上と、Nb、Ti等の添加による熱延板組織
の微細化、すなわち、冷延組織の均一化と集合組
織の発達による異方性の著しい改善とｒ値、延性
の向上、更に高温焼鈍による総合的材質改善効果
が、すべて有機的に作用して達成されたものであ
る。従つて、本発明における合金元素添加の主た
る目的は、従来技術の如く単にＣ、Ｎを固定し侵
入型固溶元素の悪作用を除去することにあるので
はなく、合金元素を主として固溶状態で作用させ
ることにより鋼板組織を改善することにある。こ
れが本発明における合金元素が従来レベルに比し
著しく少い理由である。なお本発明はライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛
めつきラインによる亜鉛めつき鋼板の製造にも適
用できる。均熱条件および亜鉛浴の温度約500℃
までの冷却法は前記のとおりであり、めつき後の
冷却法も任意でよく、更に合金化処理も可能であ
る。実施例１第２表に示す成分および巻取温度の鋼を冷延鋼
板とした後、第３図に示したヒートサイクルで連
続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めつきライン
を通板し、その引張特性、時効特性および脆性を
第３表に示した。２次加工脆性はCCV試験機に
よりカツプ状に１次加工後、０℃に10分間保持後
衝撃エネルギー５Kgｆ×１ｍで落重試験を行い、
その割れ長さで評価した。いずれの場合も時効特性、深絞り性にすぐれ、
面内異方性が小さい冷延鋼板が得られた。亜鉛め

【表】

【表】つきラインを通板したNo.３およびNo.５の亜鉛めつ
き性に関する結果は良好であつた。No.８は引張強
さ35Kgf/mm²級の高張力鋼の例であるが、時効特
性、深絞り性ともに良好な結果を示している。なお、第３表において△ｒ＜0.5、△El＜５％
であれば異方性が小であるを示し、遅時効性につ
いては、時効指数AIが３Kgf/mm²以下であれば遅
時効性と称することができる。上記の実施例の結果からも明らかな如く、本発
明法は極低炭素鋼に微量のNb等を添加し、冷延
鋼板を800〜950℃の温度範囲で連続焼鈍し、その
後0.1℃/secを越える冷却速度で冷却することに
より遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板を
製造することができた。

【図面の簡単な説明】

第１図Ａ，Ｂ，ＣはそれぞれNb含有量と、
Elおよび時効指数AIとの関係を示す相関図、第
２図Ａ，ＢはそれぞれNb含有量と△ｒおよび△
Elとの関係を示す相関図、第３図は連続焼鈍ライ
ンおよび連続溶融亜鉛めつきラインのヒートサイ
クルを示す線図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比にてＣ：0.0033％以下、Mn：0.03〜
0.30％、Ｐ：0.150％以下、Ｓ：0.020％以下、
Ｎ：0.007％以下、酸可溶Al：0.005〜0.150％を含
有し、更にNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗのうちから選ば
れた１種もしくは２種以上を合計で0.002〜0.011
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より
成る鋼を冷延後800〜950℃の温度範囲で連続焼鈍
し、その後0.1℃/secを越える冷却速度で冷却す
ることを特徴とする遅時効性、異方性小なる深絞
り用冷延鋼板の製造方法。２重量比にてＣ：0.0033％以下、Mn：0.03〜
0.30％、Ｐ：0.150％以下、酸可溶Al：0.005〜
0.150％を含有し、更にNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗのう
ちから選ばれた１種もしくは２種以上を合計で
0.002〜0.011％を含有し、更にＢ：0.0008〜
0.0050％を含み残部がFeおよび不可避的不純物よ
り成る鋼を冷延後800〜950℃の温度範囲で連続焼
鈍し、その後0.1℃/secを越える冷却速度で冷却
することを特徴とする遅時効性、異方性小なる深
絞り用冷延鋼板の製造方法。