JPH0277558A - 優れた加工性を有し、かつ面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄鋼板及びその製造方法 - 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〉 近年自動車等の用途に厳しい加工条件でも使用できる薄
鋼板あるいはめっき薄鋼板の要求があるが、本発明はそ
のような用途に適した優れた加工性を有し、面内異方性
が小さく超深絞り加工を行っても２次加工脆性割れ等の
トラブルを生じない鋼板及びその製造方法ならびにめっ
き鋼板の製造方法に関するものである。

〈従来の技術〉 加工性の優れた鋼板に要求される特性としては（１）高
延性であること。（２）高７値であること、（３）低Ｙ
Ｐであることの他、（４ン面内異方性が小さいこと２（
５）耐２次加工脆性が良好であること等がある。、この
うち（１）高延性、（２）高７値、（３）低ＹＰについ
ては、例えば特開昭５７−１８１３６１号公報、特開昭
５８−２５４３６号公報に開示されているように極低Ｃ
ｔｗ４をベースとし、Ｎｂ、　Ｔｉ等を微量加え、さら
には連続焼鈍条件を制御することで達成されており、軟
鋼でなく高張力ｔｌＪｊｌｉの場合は材質の劣化が少な
いＰを強化元素として用いることで製造されていた。

しかしながら、これら従来技術においては上述の（４）
面内異方性が小さいこと及び（５）耐２次加工脆性が良
好であることの両者を同時に満足すべきものが得られて
いなかった。

すなわち、連続焼鈍により高７値を得るため極低Ｃ鋼と
し、しかも固溶状態のＣ！ｉを低減するためＮｂ、　Ｔ
Ｉ−＋ｔ−添加しているが、フェライト粒界に偏析して
粒界の強度を高く保つ役割を果たすべきＣ量の絶対値が
減少するため、いわゆる２次加工脆性と呼ばれる粒界脆
化現象が起こりやすい、これを防止するため上記の引例
では１０ｐｐ−以上のＢを添加し、これにより２次加工
脆性を防止している。

しかしこのようにＢを添加することで、恐らくオーステ
ナイトの集合！Ｊｌ織が変化するためと思われるが、面
内異方性が顕著に大きくなり、深絞り加工後のいわゆる
耳の発生が大きく、問題となっていた。すなわち、面内
異方性を増大させることなく、充分な耐２次加工脆性を
得る手段がなかった。

〈発明が解決しようとする課題〉 本発明の目的は深絞り等の加工性金膜に優れ、かつ面内
異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄ｗ４板及
びその製造方法ならびに溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜
鉛めっき鋼板の製造方法を提供するものである。

く課題を解決するための手段〉 本発明者らは、鋼板の強度−延性、７（直、耐２次加工
脆性１面内異方性に及ばす組成、製造条件の影響につい
て調査し、本発明の知見を見出した。

すなわち、面内異方性のちととなるＢの添加を極力抑え
、さらにＣ，Ｂ等の粒界強化元素を粒界に効率よく偏析
させ、存置元素であるＰ、Ｓの粒界偏析を極力抑えるこ
とでＢ無添加あるいは少量添加の際に問題となる２次加
工脆性を抑制するものであり、連続焼鈍あるいは連続溶
融亜鉛めっき時のヒートサイクルの制御を利用するもの
である。

本発明の概略は、Ｃ：　０．０００５〜０．００７０ｗ
ｔ％、Ｓｉ：　０．７ｗｔ％以下、必要に応じてＢ　：
　０．０００３賀ｔ％以下含有し、さらにＡｌ７　０．
０４０〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０６０ｗｔ％以下、
　Ｎ　：　０．００５０ｗｔ％以下、　Ｍｎ：１．０ｗ
ｔ％以下、　Ｓ　：０．００６０ｗｔ％以下でＴｉを４
８／１４（Ｎ賀Ｌ％）　＋１８／　３２　（Ｓ　Ｎｔ％
〕≦（ＴｒｗＬ％〕≦４８７１４［Ｎｗｔ％）　＋４８
７３２　（３ｗｔ％）　＋　ｓ　−４８／１２　（ＣＨ
ｔ％］の範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物
の組成からなることを特徴とする優れた加工性を有し、
かつ面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄
鋼板であり、その製造方法は上記組成のスラブを１２０
０℃以上の温度に加熱し、次いで熱間圧延し、Ａｒ＝以
上の温度で仕上げ、５００〜６５０　℃の温度で巻取り
、次いで酸洗し、さらに６０％以上の圧下率で冷間圧延
し、次いで連続焼鈍により３００℃から８００℃まで５
℃／ｓ以上の速度で加熱し、８００〜８８０　℃の最高
温度に１０ｓ以内保持した後、２０℃／ｓ以上の速度で
冷却し、３００〜１００　℃の温度で３０ｓ以上の保定
を行うものであり、さらに冷間圧延後、連続溶融亜鉛め
っき処理をする場合は、まず３００℃から８００℃まで
５℃／Ｓ以上の速度で加熱し、８００〜８８０℃の最高
温度に１０Ｓ以内保持した後、２５℃／ｓ以上の速度で
５００℃以下まで冷却し、亜鉛浴に浸漬し、次いで冷却
し、その後３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保定
を行うものであり、また合金化処理を行う場合には、亜
鉛浴に浸漬後、引続いて５５０℃以下の温度で合金化処
理を行い、合金化処理温度から３００℃以下の温度まで
ｌＯ’ｃ／Ｓ以上の速度で冷却し、その後３００〜１０
０℃の温度で３０ｓ以上の保定を行うことを特徴とする
ものである。

く作　用〉 まず以下に成分組成の限定理由を説明する。

Ｃ；　０．０００５〜０．００７０ｗＬ％Ｃは低い程、
高延性、高７値、低ＹＰ化に有利であり、Ｃ含有量が多
い場合、Ｃを固定するＴｉの添加量をそれに見合って増
さなければならず製鋼上の困難さも増大するので、その
上限を０．００７０ｗｔ％とする、一方、０．０００５
ｗｔ％以下とするとＣの粒界偏析による粒界強化の効果
が期待できない、従ってＣ量は０．０００５〜０．００
７０ｗＬ％とする。

Ｓｉ　；０．７ｗｔ％以下 Ｓｉは強度レベルを調整するために含有させるが０．７
ｗｔ％を超えると表面性状の劣化を招くので０．７ｗＬ
％以下とする。

Ｂ　；　０．０００３ｗｔ％以下 Ｂは耐２次加工脆性を改善するのに有利であるが全く無
添加で不可避的不純物程度でも本発明の処理を行えば充
分な耐２次加工脆性は確保できるので下限は特に制限し
ない、従って本発明ではＢ無添加の場合も技術的範囲に
含まれる。しかし、０．０００３ｗｔ％を超えて添加さ
れた場合は顕著に面内異方性が現れるので望ましくない
、従ってＢの添加量は０．０００３ｗｔ％以下とした。

／Ｖｉ　　０．０４０〜０．１０ｗＬ％ＡＩは脱酸のた
めの必要元素であり、連続鋳造によりスラブを製造する
場合、ノズルの詰りその他のトラブルを防ぐため、本成
分系の鋼においては０．０４０　ｗｔ％以上の添加が必
要である。また材質上Ａｆｌを多くすることのデメリッ
トはないが、表面性状が劣化することと、いたずらなコ
スト上昇を招くので上限を０．１０ｗｔ％にした。

Ｐ　；　０．０６０ｗｔ％以下 Ｐは強度を目標レベルに合わせるために調整して添加さ
れる０強度の上昇が得られる割合に延性の劣化、特にＹ
値の劣化が小さい点で優れた元素である。しかし０．０
６０ｗＬ％を超えて添加された場合は、Ｐのスラブ中心
偏析に伴うトラブルを生じ好ましくない。従って上限を
０．０６０ｉ＋ｔ％とする。

Ｎ　；　０．００５（ｂｅｔ％以下 Ｎは不可避的に混入するものであり、低い程材質には有
利である。すなわち、Ｎｌが多いと固溶Ｎの固定のため
ＴＩ含有量を増す必要があり、コストアップにつながり
、また多量のＴｉＮが生成すると深絞り性を劣化させる
ので好ましくない、しかし極端に低減することはコスト
アップとなりそれに見合うだけの材質改善効果はないの
で上限を０．００５０ｗｔ％とする。

Ｍｎ　ｉ　　１．０ｗｔ％以下 Ｍｎは多く添加した場合、深絞り性の劣化が著しいが、
おおむね１．０ｗｔ％以下であれば問題のない範囲であ
る。一方Ｍｎの添加は化成処理性の改善に効果があるの
で、強化元素としてはあまり有効ではないがある程度の
量の添加が有利である。従って添加量の上限を１．０ｗ
ｔ％とする。

Ｓ　；０．００６０ｗｔ％以下 Ｓは鋼の脆性に対しては極めて有害な元素であり、鋼中
でＴｉと化合物を作り、材質向上に有効なＴ（ｆｉを低
減させるので低い方が望ましい、しかしながら同様にい
たずらな低減はコストアップを伴う、従って今回の発明
の熱処理サイクル等で充分な耐２次加工脆性、深絞り性
が得られる上限として０　、００６０ｗ　ｔ％が設定さ
れる。

Ｔｌ；ＴｉはＳ、Ｎ、およびＣを固定するために含存さ
せ延性、深絞り性および耐２次加工脆性の改善を行う。

Ｔｉの含有量が４８／１４　〔Ｎｗｔ％）　＋４８／３
２　（Ｓｗｔ％〕以下であると連続焼鈍時に充分に望ま
しい集合組織を発達させることができず、またＳの固定
も充分に行われないため、材質の面から望ましくない。

一方、Ｔｉの含有量が４８／１４　〔Ｎｗｔ％）　＋４
８／３２（Ｓｗｔ％〕＋５・４８／１２（Ｃｗｔ％〕を
超えると、鋼が完全なＩ　Ｆ　（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉ
ａｌ　Ｆｒｅｅ）　鋼となり、粒界に偏析すべきＣがな
くなり、引張特性（Ｆ　（１！　。

ＹＳ、Ｅ／）は向上するものの耐２次加工脆性はむしろ
劣化する。さらには、Ｔｉ量の増加は連続鋳造によりス
ラブを製造する場合にはノズル詰り、あるいは表面性状
の劣化等の問題を生ずる危険がある。従ってＴｉの添加
量は４８／１４　〔Ｎｗｔ％）　＋４８／３２（ＳｗＬ
％〕≦〔Ｔｉｗｔ％〕≦４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＋４８
／３２（Ｓｗｔ％〕＋５・４８／１２（Ｃｗｔ％）の範
囲とする。

なおこの発明の冷延薄鋼板は通常の手段によって製造さ
れる０例えば連続鋳造によってスラブとした後、熱間圧
延、酸洗、冷間圧延、焼鈍の工程を得る。また、いわゆ
る連続鋳造−直接圧延プロセスでも同等の効果は得られ
る。

しかしながら、本発明において望ましい製造条件につい
て言及すれば次のように規定される。

スラブ再加熱温度ｉ　１２００℃以上 スラブ再加熱温度は低い方（例えば１１００℃以下）が
耐２時加工脆性、引張特性には有利であるが、コイル長
手方向１幅方向に均一な材質を得ることが困難であるこ
とと圧延荷重の増大などで不利である。また、１１００
℃から１２００’ｃ未満の範囲では粗圧延で望ましい均
一なオーステナイト組織を得ることができず混粒となり
、特に耐２次加工脆性の面で望ましくない、　１２００
℃以上であれば上述の問題点はなくなるが、加熱コスト
面では低い方が有利であることはもちろんである。

仕上圧延温度；　　Ａｒ、点以上 仕上圧延温度は変態後の熱延板フェライトの細粒ｍ織を
得るため、Ａｒ１点以上である必要がある。

仕上圧延温度がＡｒ３点を下まわると混粒の発生・材質
のバラツキの要因となり望ましくない。

巻取り温度；５００〜６５０℃ 巻取り温度を５００℃以下とした場合、ｆ値、Ｕに不利
である。一方、６５０℃を超えて巻取った場合、フェラ
イト粒が異常粒成長を起こしやすくなり、耐２次加工脆
性の劣化を招く、従って巻取り温度は５００℃以上６５
０℃以下とする。

冷延圧下率；６０％ 細粒化による耐２次加工脆性の向上と面内異方性の低減
のため最低６０％の冷延圧下が必要である。

さて本発明では冷延板の焼鈍は連続焼鈍の利用が有利で
あり、以下にその望ましいヒートサイクルを詳述する。

加熱速度、　３００℃からｓｏｏ’ｃまで５℃／　ｓ以
上３００℃から８００℃までの加熱速度を大きくするこ
とで均一に再結晶を起こすことができ最終的に均一なフ
ェライト組織を得るのにを利であり、ひいては耐２次加
工脆性を改善することができる。

また次に述べるように均熱時間を極力短縮することと合
わせてＰ、Ｓのフェライト粒界への偏析を軽減すること
ができる。その効果は５℃／　ｓ以上の速度で加熱する
ことで顕著となる。温度範囲としては３００℃から８０
０℃の範囲が重要であり、この範囲を５℃／ｓ以上とす
ることで顕著な耐２次加工脆性改善効果が得られる。

最高加熱温度、　　８ｏｏ〜ｇｓｏ℃ 最高加熱温度が８００℃未満では本組成鋼の場合、深絞
り性に有利な集合組機を十分発達させることができず、
また８８０℃超では部分的に混粒ＬｌＩＩＯ１を生ずる
ことで耐２次加工脆性の劣化をもたらす。

均熱時間１１０ｓ以下 実質的に均熱時間はＯ３でも良い、均熱時間を短（する
ことで均一な組織を確保するとともにＰ。

Ｓ等の有害元素の粒界偏析を防止できるので耐２次加工
脆性を確保するには１０ｓ以下が望ましい。

冷却条件；最高加熱温度到達後２０℃／ｓの速度で冷却
することは、粒界上および粒内への炭化物の析出、およ
びＰ、Ｓの粒界偏析を防止し、良好な耐２次加工脆性を
確保するうえで有効である。

ひき続いて、３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保
定を行うことはＣ，Ｂを粒界へ偏析させ、さらに耐２次
加工脆性を良好にすることができる。

本発明の鋼板は溶融亜鉛めっきあるいは合金化溶融亜鉛
めっき処理をして用いることができるが、その際の望ま
しいめっき条件について詳述する。

亜鉛めっき条件；亜鉛めっきの場合は熱履歴という観点
では連続焼鈍の場合と同じであるが、亜鉛ポットに浸漬
する工程および合金化過程が入ることのみが異なる。

すなわち、合金化処理を含む場合８００〜８８０℃の最
高加熱温度に１０ｓ以内保持した後、２５℃／ｓ以上の
速度で５００℃以下まで冷却し、亜鉛浴に浸漬して亜鉛
めっきした後５５０℃以下の温度で合金化処理し、その
温度から３００℃以下の温度まで好ましくは５　℃／　
ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上の速度で冷却し
その後３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保定を行
う。

合金化処理を含まない場合は、亜鉛浴に浸漬後直ちに好
ましくは５℃／ｓ以上の速度で冷却し、３００〜ｉｏｏ
’ｃの温度で３０ｓ以上の保定を行う。

いずれも高温部をできるだけ急冷することで炭化物の析
出、Ｐ、Ｓの粒界偏析を防止し、３００〜１００℃の低
温域に保持することでＣを粒界に偏析させ耐２次加工脆
性を向上させる。

〈実施例〉 表１に示す成分の鋼を溶製し、表２に示す条件で熱延、
冷延、焼鈍して引張特性と耐２次加工脆性を調査した。

耐２次加工脆性は鋼板をブランクした後、コニカル・ダ
イスでカップ成形し、種々の試験温度で５ｋｇの重鎮を
８０ＣＩの高さから落下させ、試片を圧壊させ脆性割れ
の発生する臨界温度を調査した。なおりツブの絞り比は
１．８になるようにブランク径を定めて成形した。

その結果を表３に示す。

適正な範囲に成分調整された鋼であれば、良好な強度−
延性のバランスを有し、高いｆ値が得られ異方性Δ「も
小さく、かつ耐２次加工脆性も良好なレベルとなってい
る。

次に表１の鋼ｌを素材として表４に示す各製造条件で鋼
板を製造し、引張特性、耐２次加工脆性を調査した。そ
の結果を表５に示す、適正に成分調整された鋼を用いて
熱延、冷延、焼鈍条件を適正化することで加工性に優れ
、かつ面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた鋼板
を製造できることがわかる。

次いで表１の綱３を用い表６に示す条件で溶融亜鉛めっ
き（一部合金化処理を含む）を行った。

ただし熱延条件および冷延条件は表２と同一とした。そ
の結果を表７に示す、いずれの条件においてもめっき性
状は良好であった。単純引張特性について顕著な差はな
くいずれも良好な値を示しているが、耐２次加工脆性に
は明瞭な差があり、本発明に伴う製造条件の場合は良好
な耐２次加工脆性を示すことがわかる。

〈発明の効果〉 本発明によれば、延性や深絞り性等の加工性に優れ、か
つ面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄鋼
板ならびにその溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車用
を始めとして多方面の用途において有効活用が期待でき
る。

特許出願人　　　川崎製鉄株式会社

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０００５〜０．００７０ｗｔ％、Ｓｉ：０
   ．７ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０４０〜０．１０ｗｔ％、
   Ｐ：０．０６０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以
   下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００６０ｗｔ％
   以下でＴｉを４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓ
   ｗｔ％〕≦〔Ｔｉｗｔ％〕≦４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＋
   ４８／３２〔Ｓｗｔ％〕＋５・４８／１２〔Ｃｗｔ％〕
   の範囲で含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物の組成
   からなることを特徴とする優れた加工性を有し、かつ面
   内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄鋼板。 ２、Ｃ：０．０００５〜０．００７０ｗｔ％、Ｓｉ：０
   ．７ｗｔ％以下、Ｂ：０．０００３ｗｔ％以下、Ｍ：０
   ．０４０〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０６０ｗｔ％以下
   、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．０ｗｔ％以
   下、Ｓ：０．００６０ｗｔ％以下でＴｉを４８／１４〔
   Ｎｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓｗｔ％〕≦〔Ｔｉｗｔ％〕
   ≦４８／１４〔Ｎｗｔ％〕＋４８／３２〔Ｓｗｔ％〕＋
   ５・４８／１２（Ｃｗｔ％〕の範囲で含有し、残部はＦ
   ｅ及び不可避的不純物の組成からなることを特徴とする
   優れた加工性を有し、かつ面内異方性が小さく耐２次加
   工脆性に優れた冷延薄鋼板。 ３、請求項１又は２記載の組成のスラブを１２００℃以
   上の温度に加熱し、次いで熱間圧延し、Ａｒ＿３以上の
   温度で仕上げ、５００〜６５０℃の温度で巻取り、次い
   で酸洗し、さらに６０％以上の圧下率で冷間圧延し、次
   いで連続焼鈍により３００℃から８００℃まで５℃／ｓ
   以上の速度で加熱し、８００〜８８０℃の最高温度に１
   ０ｓ以内保持した後、２０℃／ｓ以上の速度で冷却し、
   ３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保定を行うこと
   を特徴とする優れた加工性を有し、かつ面内異方性が小
   さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄鋼板の製造方法。 ４、請求項３記載の冷間圧延後、連続溶融亜鉛めっき処
   理をするに当たり、まず３００℃から８００℃まで５℃
   ／ｓ以上の速度で加熱し、８００〜８８０℃の最高温度
   に１０ｓ以内保持した後、２５℃／ｓ以上の速度で５０
   ０℃以下まで冷却し、亜鉛浴に浸漬し、次いで冷却し、
   その後３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保定を行
   うことを特徴とする優れた加工性を有し、かつ面内異方
   性が小さく耐２次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。 ５、請求項４記載の亜鉛浴に浸漬後、引続いて５５０℃
   以下の温度で合金化処理を行い、合金化処理温度から３
   ００℃以下の温度まで１０℃／ｓ以上の速度で冷却し、
   その後３００〜１００℃の温度で３０ｓ以上の保定を行
   うことを特徴とする優れた加工性を有し、かつ面内異方
   性が小さく耐２次加工脆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板
   の製造方法。