JPH04120243A - 高張力冷延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） この発明は、自動車の外板、内板の特に強度部材に用い
て好適な、引張強さが３８ｋｇｆ／ａｍ”以上の冷延鋼
板に関するものである。

近年、自動車の外板あるいは内板で、比較的苛酷な成型
性が要求される部品についても、Ｔ、Ｓ、が３５　ｋｇ
　ｆ　／　ｍｍ　２以上の高張力冷延鋼板が広く用いら
れているが、さらに、車体重量の低減要求から、より高
張力の鋼板（Ｔ、Ｓ、　４０ｋｇｆ／ＩＩＩｍ”〜４５
ｋｇｆ／ｍ”、　）の要求が高まっている。そして、こ
のような高張力銅板であっても、良好な伸びフランジ性
を有することが同時に要求されている。

（従来の技術） 加工性の良好な高張力冷延鋼板については、従来より多
くの技術が提案されている。これらは、材質劣化の少な
いＰを強化成分として添加したものであるが、Ｐを添加
した鋼板をバッチ焼鈍を行う方法では、強化元素がＰと
一部のＭｎであり、多量のＰを添加するため、マクロ偏
析に起因して、加工後に表面不良を生ずる問題があり、
また添加成分の表面濃化が非常にきつい場合には化成処
理性が劣化するという問題もある。さらに、バッチ焼鈍
プロセスそのものが生産性に劣るということも大きな問
題である。

一方、生産性に優れる連続焼鈍法で行う場合は低Ｃ鋼を
用いたのでは、深絞り性、時効性など十分な特性を得る
ことができない。

したがって、連続焼鈍法で行う場合は低Ｃ鋼よりさらに
Ｃ量の少ない極低Ｃ鋼を用いるが、極低Ｃ＠を用いる場
合は、そのままでは鋼板の強度が低いため、多量の強化
成分、Ｐ、、　Ｓｉ＋　Ｍｎなどを添加する必要がある
。

極低Ｃ鋼を用いた例として、特開昭６１−１０４０３１
号公報には基本強化成分としてＭｎ、　　Ｐを、特開昭
６３−２４３２２６号公報には基本強化成分としてＳｉ
、　Ｍｎ。

Ｐを添加した鋼を用いる技術が開示されている。

しかしながら、多量の上記強化成分を含むため、耐２次
加工脆性、化成処理性、及びスポット溶接性などの劣化
は避は難く、また製造コストも決して安価とは言えない
などの問題を有している。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、多くの問題をかかえる極低Ｃ鋼を用いるこ
となく、連続焼鈍プロセスにより製造する、加工性、伸
びフランジ性が良好で、時効劣化の少ない低鋒伏比高張
力冷延鋼板、及び、その製造方法を提供しようとするも
のである。

（課題を解決するための手段） この発明は、自動車の内板、外板用として、従来用いら
れなかった高いレベルのＣ含有量を有する鋼を用いるこ
とに特徴があり、この高レベルのＣ鋼を用いることによ
り、化成処理性、２次加工脆性などの問題点を解消する
ものである。

加えて、低Ｍｎｆｉとすることによりバンド組織の生成
をなくし、時効性、伸びフランジ性（サイドベンド伸び
）を改善し、 熱延巻取り温度を高くすることにより、炭化物の凝集化
を促進して、比較的良好な絞り性（高ｆ値）を得るもの
であり、 さらに、連続焼鈍温度を限定することにより、適正な炭
化物の分散と、望ましい集合組織が得られるものである
。

すなわち、この発明は、高Ｃ・低Ｍｎ１ｊｌ−高温巻取
り一適正温度範囲での連続焼鈍、の組み合わせによるも
ので、 その要旨は、 Ｃ：　０．１０ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓｉ
　：　０．１（ｈｔ％以下、 Ｍｎ　：　０．３０ｗｔ％以下、 ＡＡ　：　０．０１５ｗｔ％以上、０．１００朽ｔ％以
下、Ｐ　：　０．０６ｗｔ％以下、 Ｓ　：　０．００５ｗｔ％以下、及び、Ｎ　：　０．０
０３０ｉｖｔ％以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成からなり、 化成処理性、伸びフランジ特性に優れ、かつ、室温での
遅時効性を有し、引張強さが３８ｋｇｆ／ｍｍ２以上、
降伏比が７０％以下の特性を有することを特徴とする高
張力冷延鋼板であり、 さらにこの発明は、 Ｃ：　０．１０ｗｔ％以上、０．２０’ｉｎｔ％以下、
Ｓｉ　：　０．１０ｗｔ％以下、 Ｍｎ　：　０．３０ｗｔ％以下、 Ａｌ　：　０．０１５ｗｔ％以上、０．１００ｅ＋ｔ％
以下、Ｐ　：　Ｏ，０ｈｒｔ％以下、 Ｓ　：　０．００５ｗｔ％以下、及び、Ｎ　：　０．０
０３０ｗｔ％以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成に調整した鋼
を素材として、 熱間圧延し、８００℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を
行った後、１０℃／ｓ以上の速度で冷却して、６００℃
以上７５０℃以下の温度でコイルに巻取り、その後５０
％以上の圧下率で冷間圧延した後、さらに、連続焼鈍に
て７００℃以上８５０℃以下の温度で焼鈍を行うことを
特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法である。

（作用） まず、この発明における成分組成範囲の限定理由につい
て説明する。

Ｃ：高張力化のためには必要な成分であり、０．１０ｗ
ｔ％未満では、Ｔ、Ｓ、３８ｋｇｆ／肛２以上を得るこ
と、時効性を低く抑えること、降伏比を７０％以下とす
ることが難しく、０．２０ｉｖｔ％を超えると、スポッ
ト溶接性が顕著に劣化する。したがって、その含有量は
、０．１０ｗｔ％以上０．２０ｗｔ％以下とする。

Ｓｉ：延性を確保しながら高張力化をはかるには極めて
有利な成分であるが、過剰添加は靭性及び表面性状の劣
化をもたらす。したがって、その含有量は、０．１０ｗ
ｔ％以下とする。

Ｍｎ　：　Ｍｎの含有量は、この発明における重要な構
成要件の１つである。すなわち、従来の高強度冷延綱板
では、強度の面から０．５０ｉｍｔ％以上の添加を必要
とし、特にＣ量が低い場合には強度を補うべく高Ｍｎ化
の傾向があった。そして、Ｍｎ量が多くなることにより
、ハンド組織が顕著に発達し、このためサイドベンド伸
びが劣化し、加えて、時効性も顕著に劣化するという問
題があった。

しかし、この発明においては、Ｃ含有量を０．１０ｗｔ
％以上０．２０ｗｔ％とすることで強度面でＭｎを多量
添加する必要はなく、Ｍｎ含有量を０．３０ｗｔ％以下
、望ましくは０．２０ｗｔ％以下とすることで、極めて
均一な微細組織を得ることができ、加えて熱延板のセメ
ントタイトを粗大に凝集させることができ、伸びフラン
ジ性（サイドベンド伸び）、深絞り性、時効性など向上
させることができる。

したがって、その含有量は、０．３０ｗｔ％以下とする
が、０．２０ｗｔ％以下が望ましい。

なお、下限は特に限定しないが、ＦｅＳの生成を防止し
、熱間脆性を防止できる含有量であればよく、低温スラ
ブ再加熱処理法（低ＳＲＴプロセス）を適用すれば、そ
の含有量はさらに低減できる。

Ａｌ：脱酸剤として必要であり、加工性の面から０．０
１５ｉｌｌｔ％以上の添加が必要である。しかし、０．
１００ｉｖｔ％を超えて添加するとアルミナクラスター
のため表面性状の劣化が生じ易くなる。したがって、そ
の含有量は０．０１５ｗｔ％以上、０．１００ｗｔ％以
下とする。

Ｐ：強化成分としては有効であるが、スポット溶接と降
伏比の面から規制され、その含有量は上限を０．０６ｅ
ｖｔ％とする。

なお、下限は特に限定しないが、コスト面から０．００
５ｗｔ％前後が妥当な値である。

Ｓ：Ｍｎを低減するため、低いレベルに抑える必要があ
る。また、加工性、伸びフランジ性の面からも低減が必
要であり、その含有量は上限を０．００５ｗｔ％とする
。

なお、下限は特に限定しないが、コスト面から０．００
１前後が妥当な値である。

Ｎ：加工性、延性の面から、極力低減することが望まし
いが、０．００３０ｗｔ％以下とすれば満足すべき特性
が得られる。したがって、その上限を０．００３０１１
１ｔ％とする。

つぎに、この発明の製造条件について説明する。

まず、熱延条件のうち、仕上げ圧延温度とそれに続く冷
却速度および巻取り温度が特に重要である。

Ｃ量が高いため変態点が低下しているので、より低い温
度でも可能であるが、オーステナイト低温域での加工は
第２相（パーライト）の分布を不均一にし、面内異方性
の増大、伸びフランジ特性の劣化を招くので８００℃以
上の仕上げ圧延温度とすることが必要である。

熱延後の冷却速度は、フェライト変態が不均一に起こり
、顕著なハンド組織が形成されないように１０℃／Ｓ以
上とする必要がある。

巻取り温度は、６００℃未満では十分な加工性（特にテ
値）が得られず、７５０℃を超えると、炭化物の粗大化
が進みすぎて伸びフランジ性が劣化するばかりでなく、
脱スケール性の劣化にもつながり望ましくない。したが
って、６００℃以上望ましくは６４０℃以上７５０℃以
下の高温巻取りを行う必要がある。

冷延圧下率は、適正再結晶集合組織とするために５０％
以上は必要である。

連続焼鈍温度は、十分な延性を得るために７００℃以上
の温度が必要である。しかし、８５０℃を超える温度で
焼鈍した場合、焼鈍時に生成するオーステナイト相が顕
著に増加するためと考えられるが、Ｙ、Ｐ、が増大し、
時効性の劣化が顕著となる。

したがって、その温度は、７００℃以上８５０℃以下と
する。

ここに、この発明によって得られる鋼板は、常温では遅
時効であるが、２％の予歪み後、１７０″Ｃ１３０分加
熱する、いわゆる塗装焼付は処理では３　ｋｇｆ／ｌ１
１１ｚ以上の焼付は硬化性を有する。

この常温時効特性は、特に降伏点伸びの回復が遅い点に
特徴があり、理由は必ずしも明確ではないが、硬質相が
微細均一ムこ分散しているため、いわゆる２相鋼（ｄｕ
ａｌ　ｐｈａｓｅ鋼）に似たメカニズム（硬質相の周囲
のひずみの不均一性、溶質原子分布の不均一性にもとづ
く）が働いている可能性もある。

（実施例） １脇」レー この発明の適合鋼４種類、比較鋼８種類、合計１２種類
の鋼を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、熱延、冷延
、焼鈍を行って板厚０．８　ｍｍの冷延板を製造した。

これらの鋼の化学成分組成を表１に、熱延、冷延、焼鈍
等の製造条件を表２に示す。

スキンパス後促進時効処理を行った鋼板について、引張
特性、サイドベンド伸び、化成処理性、スポット溶接性
などを調査した。

引張特性は、ＪＩＳ　５号試験片を用いて、降伏強さ、
引張強さ、伸びなどを測定した。

ここに、サイドベンド伸びは試験片寸法を幅：板厚×４
０ 長さ：１７０ｍｍ とし、試験片の両面を拘束して、曲げ半径１０ｍｍでサ
イドベンドを行い試験片に亀裂が生じた時の鋼板側縁の
伸びを測定した。

化成処理性は、通常のデイツプ処理でりん酸塩処理し、
水洗、乾燥の後に通常の「皮膜重量測定」「Ｐ比測定」
　「結晶サイズ測定」　「目視」の判定を行った。

スケとは、目視判定で化成処理膜が健全に形成されてい
ない部分がある場合をいう。化成処理性不良の典型とい
える。

スポット溶接性は、ＲＷＭＡ（Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　
ＷｅｌｄｉｎｇＭａｎｕｆａｃｔｕｒｅ　Ａｓ５ｏｃｉ
ａｔｉｏｎ）の推奨条件に準して行い、その継手強度で
（せん断引張、 評価した溶接条件としては、 溶接時間二８サイクル 加圧力　＝２００ 電極：５鵬φＣＦ である。

これらの調査結果を表３に示す。

十字引張） 表３より、鋼組成が、この発明の成分組成範囲を外れる
比較例は、いずれかの調査項目で劣っているのに対し、
この発明の成分組成範囲内にある鋼を用いた適合例は、
いずれも満足できる結果を示している。

実施貫Ｉ 表４に示す成分組成を有する、この発明の適合ｗ４２種
類を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、表５に示す、
この発明の適合例５種類、比較例７種類、合計１２種類
の製造条件で冷延板とした。

これらの鋼板については引張特性、ＡＩ　（時効硬化係
数）、サイドベンド伸び、ｊ値、ＢＨ（焼付は硬化性）
などを調査した。

ここに、 引張特性、サイドベンド伸びは実施例１と同様の方法で
行い、 ＡＩは７．５％予ひずみの後、１００℃で３０分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定し、 ＢＨは２．０％予ひずみの後、１７０℃で２０分の時効
処理し、ひずみ・時効前後の変形応力の差を測定した。

これらの調査結果をまとめて表６に示す。

表６から明らかなように、この発明の製造条件を外れる
比較例は、それぞれ、ＹＲ、サイドベンド伸び、及びｆ
値などで劣っているが、この発明の適合例は、いずれも
良好な値を示している。

なお、この実施例のようにＳを十分低減させておけば、
通常のスラブ加熱温度でも、全く表面性状の劣化は見ら
れなかったが、良好な表面性状を得るためには、できる
だけスラブ加熱温度を低くすることが好ましい。

（発明の効果） この発明によれば、自動車の内板、外板用として、従来
用いられなかった高いレベルのＣ含有量を有する高Ｃ１
低Ｍｎ綱を用いて、高温巻取り、適正温度での連続焼鈍
を行うことにより、加工性、伸びフランジ性、耐時効性
、化成処理性に優れる低降伏比高張力冷延鋼板を得るこ
とができるもので、かくして得られる銅板は自動車の内
板、外板の強度部材に用いて好適である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．１０ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
   ｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１５ｗｔ％以上、０．１００ｗｔ％以下、
   Ｐ：０．０６ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、及び、 Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成からなり、 化成処理性、伸びフランジ特性に優れ、か つ、室温での遅時効性を有し、引張強さが３８ｋｇｆ／
   ｍｍ＾２以上、降伏比が７０％以下の特性を有すること
   を特徴とする高張力冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．１０ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下、Ｓ
   ｉ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．３０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１５ｗｔ％以上、０．１００ｗｔ％以下、
   Ｐ：０．０６ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、及び、 Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、 を含有し、残部は鉄及び不可避不純物組成に調整した鋼
   を素材として、 熱間圧延し、８００℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を
   行った後、１０℃／ｓ以上の速度で冷却して、６００℃
   以上７５０℃以下の温度でコイルに巻取り、その後５０
   ％以上の圧下率で冷間圧延した後、さらに、連続焼鈍に
   て７００℃以上８５０℃以下の温度で焼鈍を行うことを
   特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。