JPH04120217A - 焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法 - 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、焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法に関
するものである。

（従来の技術） 冷延鋼板の焼付硬化性を向上させる方法としては、例え
ば、特公昭５５−１４１５２６号公報、特公昭５５−１
４１５５５号公報の如＜Ｎｂ添加鋼において、鋼中のＣ
，Ｎ、　ＡＭ含有量に応じてＮｂを添加して、ａｔ、％
でＮｂ／（固溶Ｃ十固溶Ｎ）をある範囲内に制限するこ
とにより、鋼板中の固溶Ｃ１固溶Ｎを調整し、さらに焼
鈍後の冷却速度を制御する方法が開示されている。

また、特公昭６１−４５６８９号公報の如＜ＴｉとＮｂ
の複合添加によって焼付硬化性に優れた鋼板とすること
が開示されている。

しかしながら、このような方法においても、未だ工業規
模では満足すべき結果が得られ難く、また焼付硬化量が
少なくなっている。

さらに、焼付硬化性を有しない超深絞り用鋼板の製造方
法に関するものとしては、Ｔｉキルド鋼板（特公昭８１
−４５６８９号公報）およびＮｂキルド鋼板（特公昭５
４−１２４５号公報）の２つの系統のものが開示されて
いる。しかしながら、これらの鋼板は鋼板中のＣ，Ｎを
完全にＴ１あるいはＮｂ等の析出物として固定している
ために、プレス後の塗装焼付時に歪時効現象がおこらず
、したがって焼付硬化性を有しないものとなっている。

このように、冷延鋼板における焼付硬化性の向上が強く
要求されている。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は耐プント性が優れ、加工時に軟質で、使用時に
硬質になる特性を有する冷延鋼板の製造方法を提供する
ものである。

（課題を解決するための手段） 本発明の特徴とするところは、冷延鋼板を製造するに際
して、重量％にて、Ｃ：　０．００７％以下、Ｓｉ：０
．８％以下、Ｍｎ＋１％以下、Ｐ　：　０．１５％以下
、Ｓ　：　０．０２０％以下、Ａｌ）：０．０１〜０．
１％、Ｎ　：　０．０１％以下および不可避的不純物か
らなる鋼にＴｉ、Ｎｂの１種あるいは２種の合計量が０
．０］〜０．１０％を添加し、さらに、Ｍｏ：０．００
］〜３．０％を添加した鋼をＡ　ｒ　ｓ変態点以上で熱
延した後、５００℃以上の温度で巻き取り、かかる後、
冷間圧延後、再結晶温度以上Ａ３点以下の温度で連続焼
鈍を行う焼付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法である
。

本発明の対象とする冷延鋼板は、めっき等を施さない、
いわゆる冷延鋼板、亜鉛等をめっきしためっき鋼板等で
、鋼の製造方法として、転炉、電気炉、平炉等いずれの
方法でもよく、鋳型による鋳造後分塊したスラブ、連続
鋳造でスラブとしたもの等その製造方法は問わない。

本発明者らは、冷延鋼板の焼付硬化性を向上させるため
に、種々の研究を重ねた結果、重量％にて、Ｃ：０．０
０７％以下、Ｓ　ｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１％以下、
Ｐ　：　０．１５％以下、Ｓ　：０．０２０％以下、Ａ
ｇ：０．０１〜０．１％、Ｎ　：　０．０１％以下およ
び不可避的不純物からなる鋼にＴｉ、Ｎｂの１種あるい
は２種の合計量が０．Ｏ１〜０，１０％を添加し、さら
に、ＭＯ＝０．００１〜３．０％を添加した鋼をＡｒ３
変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温度で巻き取
り、かかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上、Ａ３点以
下の温度で連続焼鈍を行うことによって、時効性に優れ
、しかも焼付硬化性を大幅に改善することを見出した。

°従来の上記冷延鋼板においては、焼付硬化性を有しな
いものとなったり、焼付硬化性を有してもその量が少な
く、しかも時効性を損なうもので不安定であった。

本発明の鋼の成分を・限定した理由は以下のとおりであ
る。

まず、Ｃ：０．００７％以下としたのは、それを超える
とＣが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加工性を
損ない、しかもＴ、ｉ、Ｎｂの１種あるいは２種の元素
を添加する量が多くなり、析出物による強度上昇が避け
られず加工性が劣るとともに経済的にも不利になるため
である。

Ｓ　Ｉ　：　０．８％以下としたのは、それを超えると
Ｓｊが鋼の強化元素であり、強度が高くなり、加工性を
損なうためてあり、亜鉛めっき等を行うときには、亜鉛
が付着しにくく密着性を損なうためである。

Ｍｎ：１％以下としたのは、それを超えるとＭｎが鋼の
強化元素であり、強度が高くなり、加工性を損なうため
である。

Ｐ　：　０．１５％以下としたのは、Ｐが少量でも鋼の
強化元素であり、強度が高くなり、加工性を損なうため
であり、しかも、Ｐは結晶粒界に濃化して、粒界脆化を
起こしやすい元素であり、それを超えて添加することは
加工性を損なうためである。

Ｓ　：０．０２０％以下としたのは本来、鋼中に存在す
ることが無意味な元素であり、それを超えて添加すると
、Ｍｎ等の硫化物形成元素が少ないと熱間圧延時に赤熱
脆性を起こし、表面で割れる、いわゆる熱間脆性を起こ
すことがあるためである。

ＡｌＩ：０．０１〜０．１％として、その下限を０．０
１％としたのは、それ未満ではＮをＡｌＮとして析出さ
せ、Ｎによる時効性を改善することが困難になるためで
ある。また、その上限を０．１％としたのは、それを超
えて添加しても、時効性の向上は飽和し、しかも強度が
高くなり、加工性を損なうためである。

Ｎ　：　０．０１％以下としたのは、それを超えて添加
すれば、Ａｇの添加量を多くしないと時効性を確保でき
ず、しかも強度が高くなり、加工性を損なうためである
。

Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種の合計量が０，０１〜０
．１０％として、Ｔｉ、Ｎｂの１種あるいは２種とした
のはＴｉのみ添加することによって、加工性がよく、Ｎ
ｂのみ添加することによって、焼付硬化性がよく、２種
を複合添加することによって、双方の欠点を補うことか
ら有効である。その下限を０．０１％としたのはそれ以
下ではＣ，Ｎ等の固溶元素を固定して、時効性を確保す
ることが可能となる。また、その上限を０．１０％とし
たのはそれ以上添加しても、時効性は飽和し、しかも析
出物による強度上昇かあり、加工性の劣化を招くためで
ある。

Ｍｏ：０．００１〜３．０％とし、その下限を０．０吋
％としたのは、それ未満では焼付硬化性を高くする効果
かないためである。また、上限を３．０％としたのはそ
れを超えるとＭｏが鋼の強化元素であり、強度が高くな
りすぎ、加工性を損なうためてあり、焼付硬化性も飽和
してしまうために、高価で経済的になりたたなくなるた
めである。

ＭｏはＦ　ｅ　ｓ　Ｃめ核生成を抑制し、パーライト変
態を抑制する元素であることが知られているが、焼付硬
化性を高くする理由は明らかではないか、極低炭素鋼の
ために、添加したＭＯが固溶して、多くの歪場を作るた
めに、加工歪の少ない部位での塗装焼付時の１７０℃程
度の低温でも、容易に残存している固溶炭素、固溶窒素
との析出物を生成するか、クラスター状となり、可動転
位を固着して硬化すると考えられ、Ｍｏを添加した効果
が表れると考えられる。

つぎに、熱延条件で、仕上圧延終了温度をＡ　ｒ　ａ変
態点以上としたのはそれ未満では、圧延組織が残存し、
冷延圧下時、その圧下量が大きくなり、不利となるため
である。また、加工性を向上させるには、熱延終了後の
結晶粒はランダムなほどよいとされているために、圧延
組織が残存することは結晶の集合組織の面からも加工性
に悪既響をおよほすためである。

また、巻取温度を５００℃以上としたのは、銅相の加工
性を向上するために結晶粒を大きくすることが必要であ
り、高温からの冷却過程での結晶柱の成長が見込まれる
ためである。

さらに、冷間圧延後、再結晶温度以上Ａ３点り下の温度
で連続焼鈍を行う条件として、冷間圧列率は加工性を良
くする最適点があり、冷延鋼板Ｃ最終板厚にあわせるこ
とで、とくに規定するもＣではないが、７０〜９０％が
望ましい。

連続焼鈍の温度条件を再結晶温度以上Ａ３点り下として
、その下限を再結晶温度としたのはそ１未満では冷間圧
延によって生成した歪が除去さｔず、しかも、再結晶し
ないために加工性の優れた結晶とならず加工性が劣るた
めである。また、その上限をＡ３点としたのはそれを超
えて焼鈍す２と再結晶粒が粗大化して加工後の鋼板表面
が肌荒れを呈し、外観上の問題を生じるためである。

なお、焼鈍時の加熱速度は高速なほど加工性を良くする
（ＩＩＩ）面の発達が促進されるといわれているが、と
くに、規定するものではない。その範囲は連続焼鈍と称
する焼鈍では５〜ｂ 程度で、その加熱方法は規定するものではない。

焼鈍時間は、と（に規定するものではないが、温度との
関係で温度が高いと時間が短く、低いと長くなる再結晶
完了時間以上とすればよい。

焼鈍後の冷却速度は規定するものではないが、焼付硬化
性を高くする点から急速冷却することが望ましい。

その後の調質圧延は形状調整のために実施してもよいか
、そのまま、調質圧延をしないで製品とすることでもよ
い。調質圧延をしなくても降伏伸びがなく加工性がよい
のは、先述のとおり可動転位を多く残存させ製造できる
方法であるからであり、調質圧延を行わないことにより
降伏点が低く加工が容易になる点でも有利である。

第１図にＭＯ添加量と焼付硬化性とを示す。この試料の
化学組成、製造条件は次の通りである。

重量比でＣ：　０．００３０％、Ｓ　ｉ　：　０．０１
％、Ｍｎ：０．２０％、Ｐ　：０．０１０％、Ｓ　：０
．００５％、Ａｆｉ　：０．０４０％、Ｎ　：　０．０
０３０％、Ｔ　ｉ：ｏ、０５０％、Ｍｏ：Ｏ〜３．８％
、残Ｆｅ及び不純物からなる鋼を熱延仕上温度：９１０
℃、熱延巻取温度＝６５０℃、冷間圧延率＝８０％、冷
延最終板厚＝０．７龍、焼鈍温度＝８００℃Ｘ４０ｓ（
３Ｃｓ冷却速度＝１００℃／　ｓｅｅ、調質圧延率二〇
として試料を得た。

Ｍｏの添加量が０．００１〜３．０％の領域で焼付硬化
量は高くなり、しかも、降伏伸びのない加工性のよい焼
付硬化性に優れた冷延鋼板とすることができる。

かくして、鋼の成分を調整し、熱延条件、冷延条件、焼
鈍条件を調整することで、焼付硬化性に優れた冷延鋼板
とすることができる。

しかして、前記の如き焼付硬化性に優れた冷延鋼板を製
造する方法としては、連続鋳造で、重量％にて、Ｃ：０
．００７％以下、Ｓ　ｉ：ｏ、８％以下、Ｍｎ：１％以
下、Ｐ　：　０．１５％以下、Ｓ　：　０．０２０％以
下、ＡＪ：０．０１〜０．１％、Ｎ　：　０．０１％以
下および不可避的不純物からなる鋼に、Ｔｊ、Ｎｂの１
種あるいは２種の合計量が０．Ｏ１〜０．１０％を添加
し、さらに、Ｍｏ：０．００１〜３．０％を添加した鋼
をＡ　ｒ　ｓ変態点以上で熱延した後、５００℃以上の
温度で巻き取り、かかる後、冷間圧延後、再結晶温度以
上、Ａ３点以下の温度で連続焼鈍を行うことによって、
ストレッチャーストレインの生成しない時効性に優れ、
しかも、焼付硬化性を大幅に改善することができる。

なお、かくして製造した鋼板をたとえばＺｎを電気めっ
きして、防錆鋼板とすることができ、焼付硬化性に優れ
た防錆鋼板とすることができ、さらに、かかる鋼板を冷
間圧延後、再結晶温度以上、Ａ３点以下の温度で連続焼
鈍を行った後、直ちに、溶融亜鉛めっきを施′し、付は
加えて合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と
し、高強度化、高防錆化に寄与できる鋼板とすることが
可能である。

（実　施　例） 本発明の実施例を比較例とともに第１〜２表に挙げる。

第１表に鋼の成分、第２表に製造条件と鋼板の特性値を
示す。

（発明の効果） 本発明により、冷延鋼板の焼付硬化性は向上し、例えば
、自動車の外板に使用され、耐プント性に優れ、加工時
に軟質で、使用時に硬質になる特性を上げることができ
る等の優れた効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷延鋼板のＭＯ添加量と焼付硬化性の関係を示
す図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　失策 図 Ｍｏ添刀０量　（ＩＡ／ｌ、％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％にて、 Ｃ：０．００７％以下、 Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ：１％以下、 Ｐ：０．１５％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｎ：０．０１％以下、 および不可避的不純物からなる鋼に、Ｔｉ、Ｎｂの１種
   あるいは２種の合計量が０．０１〜０．１０％を添加し
   、さらに、Ｍｏ：０．００１〜３．０％を添加した鋼を
   Ａｒ＿３変態点以上で熱延した後、５００℃以上の温度
   で巻き取り、かかる後、冷間圧延後、再結晶温度以上Ａ
   ＿３点以下の温度で連続焼鈍を行うことを特徴とする焼
   付硬化性に優れた冷延鋼板の製造方法。