JPH042729A - 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 - 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、自動車用外装材等への使用に適した深絞り
用高強度冷延鋼板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と車体の強化を目
的として自動車用鋼板の高強度化の要求かますます高ま
つ、ている。

自動車用高強度冷延鋼板に要求される特性としては、降
伏応力、引張強さ以外に、良好なプレス成形性、スポッ
ト溶接性、疲労特性、塗装耐食性等がある。

冷延鋼板の強化機構としては、固溶体強化、析出強化、
細粒化強化、部分再結晶による強化、変態組織による強
化、加工強化などがある。

一般に鋼板の加工性は、強度が高くなるに従い劣化する
が、その程度は強化機構によって異なる。

そのため、自動車用高強度冷延鋼板としては、焼付硬化
性を有し、しかも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と
しては、Ｃ：　　０．０００５−０．００３％、Ｍｎ０
．０４〜０．５％、Ｐ：０．０３％以下の軟鋼材で、Ｎ
とＣの原子比（４８／１４　［ＮＺココ＋４８１２　［
Ｃ７：］　）以上（７）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（特開昭６１〜１１３
７２４号公報）、あるいは、Ｃ：０．００５％以下で、
Ｎ、ＳをＴｉ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（特開
昭６１〜２７６９２７号公報）等が知られている。　　
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方法に関して
は、特公昭６３−４８９９号公報が、Ｃ含有量ｏ、　ｏ
ｏｏｓ〜０．０１５％、Ｓ＋Ｎ含有量０．００５％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０．００５
％以下のＴｉ、Ｎｂ複合添加鋼についてそれぞれ開示し
ている。

これらはいずれも高い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Ｃ量を適切ならしめて、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Ｃ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、ｒ値などの成形性劣化につな
がり、逆に添加量が過剰となると、焼付硬化性が失われ
てしまう。

発明が解決しようとする課題 前記の従来法にあっては、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Ｃ
量を厳格に制御する必要がある。しかし、鋼中の固溶Ｃ
量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。

この発明の目的は、前記従来法のようにＴｉ、Ｎｂなと
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含有量を０．００１〜０．００３５ｗｔ％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
、既に特許出願（特願平１〜１８４５０）　　している
。

さらに検討の結果、前記方法で得られた鋼板を特定条件
での調質圧延を実施することによって、特に自動車用外
装材として適した性質、すなわち時効前の降伏点伸びが
常に零になることを見い出し、この発明を完成した。

すなわちこの発明は、重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．００３％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ　：　　０．１〜１．０％
、Ｐ　：　　０．０３５〜０．１％、Ｓ　：　　０．０
０４〜０．０１５％、Ａ：０．０１　〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００３％、 Ｔ　：　　０．００５％以上、かつ、（４８／３２　［
Ｓ　ｗｔＺ］＋４８／１４　　［Ｎ　ｗｔｚ］　）以下
、残部Ｆｅおよび付随不純物、 から成る組成を有する鋼、 または、重量％で、 Ｃ：Ｏ，ＯＯ１〜０．００３％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ　：　　０．１〜１．０％
、Ｐ　：　　０．０３５〜０．１％、Ｓ　：　　０．０
０４〜０．０１５％、Ａ１：０．０１〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００３％、 Ｎｂ：０．０２％以下、カッ（９３／１２［ＣＷｔｚ］
）以下、 Ｔ　ｉ　：　　０．００５％以上、かつ、（４８／３２
　［Ｓ　ｗｔｚ］＋４８／１４　　［Ｎ　ｗｔＺ］　）
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、仕上げ温度８８０℃以
上で熱間圧延を行い、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い、ついで伸
び率１．６％以上で、かつ、調質圧延張力が７．０ｋｇ
／　ｍｍ”以下の調質圧延を実施する深絞り用高強度冷
延鋼板の製造方法である。

作　　　　用 つぎにこの発明において鋼組成および製造工程を上記の
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、０．００１０ｗｔ％（以下
単に「％」と記載する）未満では、時効性、絞り性には
有利であるが、焼付硬化性が不十分である。

一方、０．００３０％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、この発明におけるＣ量は０．００１〜０、
００３％とした。

Ｓｉは強度上昇には有効な元素であるが、０．２５％を
超すと合金溶融めっきを行う場合、めっき金属の密着性
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
を劣化させると共に、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利な元素
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
好ましくない。したがって、その上限を０．１％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ので０．００３％
以下とした。また、ＴｉＮ、ＴｉＳによる固溶Ｃの制御
の観点から下限を　０．００１０％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。ま
た、上記Ｎの範囲が０．００１０〜０、００３％である
ため、Ｎが下限値に近い場合、添加したＴｉがＴｉＮに
なっても、Ｔｉが余剰となり、このＴｉがＣと結合して
ＴｉＣとなり、固溶Ｃが低下するので、焼付硬化量が低
下する。そこでＳを添加することによりＴｉＳとなし、
ＴｉＣとなるＴｉをＳと反応させることによって固溶Ｃ
の制御を可能とした。以上の理由によりＳの下限を０．
００４％とした。

Ａｌは強力な脱酸剤としての役割を有するため、０．０
０１％未満ではＴｉ添加時の安定性（Ｔｉ歩留が悪く、
表面疵の発生が大となるため）が得られず、０．１％を
超えるとＡ１．Ｏ，などの介在物が増加し、プレス成形
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の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号公報）は、高いＣ含有量
を許容し、ＴｉをＮおよびＳを固定するに要する量、す
なわち（４８／３２　［Ｓ％］　＋４８／１４［Ｎ％］
）以上を添加しているため、Ｔｉ、添加量の変動により
、鍋中の固溶Ｃが変化する。そのため、焼付硬化性、時
効性等鋼板性質が変化し易い。

したがって、この発明ではＴｉをＮおよびＳを固定する
に要する量、すなわち（４８／３２　［Ｓ％］＋４８／
１４　［Ｎ％コ）以下とすると共に、最も重要な鋼中の
固溶ＣをトータルＣ含有量で０．００１〜０、００３％
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、熱間圧延等の熱履歴による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４８／１４［Ｎ％］以上のＴｉｔＩＡ加が必
要である。

したがってＴｉ添加量は０．００５％以上で、かつ、（
４８／３２　［Ｓ％］　＋４８／１４［Ｎ％コ）以下と
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％あるいは（９３／１２［Ｃ％］）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
の適性固溶Ｃ量が得られない。

この発明においては、熱間圧延および冷間圧延して得た
鋼板を連続焼鈍したのち、調質圧延によって製品とする
。

熱間圧延は、８８０℃未満の仕上温度では、未再結晶組
織が残存するため、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℃以上とした。好ましくは９０
０℃以上である。巻取り温度は特に制限しないが、要す
れば６００〜７２０℃で行うのが好ましい。また、冷間
圧延は特に制限はなく、通常圧下率である５０〜９５％
程度で行えばよい。

焼鈍温度は、再結晶温度以上、Ａ　ｒ　ｓ意思下の連続
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
定化から焼鈍温度は８３０〜８５０℃程度が好ましい。

なお、前託連続焼鈍は、溶融亜鉛めっき装置における連
続焼鈍であっても、この発明の範囲に含まれるのは言う
までもない。

鋼板の自動車用外装材への適用に際しては、時効前の降
伏点伸び（ＹＰＥ）が常に零でなくてはならない。

そこで連続焼鈍後、仕上げ処理として調質圧延すること
によりＹＰＥは零となる。ただしその調質圧延条件であ
るが、伸び率１．６％以上が必要であり、かつ、張力を
７．０ｋｇ／　ｍｍ”以下にし、圧延荷重を十分にかけ
ることが必要である。

つぎにこの発明を実施例によってさらに詳細に説明する
。

実　　　施　　　例 実施例１ 第１表に示す化学組成のうち、炭素以外の元素成分含有
量はそのままで、炭素含有量を０．０００５ｗｔ％から
　０．００４２　ｗｔ％の範囲で変化させた鋼（ＴＳ≧
３５ｋｇｆ／ｍｍ”　）を転炉にて溶製し、真空脱ガス
処理したのち、連続鋳造によりスラブとした。このスラ
ブを加熱温度１２５０℃、仕上げ温度９３０℃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厚
０．８ｍｍの冷延板とした。この冷延板を焼鈍温度８２
０℃の条件下で連続焼鈍を行った。

このようにして得られた各鋼板の炭素含有量と焼付硬化
性（ＢＨ量）および常温時効性との関連を試験した。な
お、試験はすべて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ＹＰＥ　
（降伏点伸び）値は５０℃Ｘ　１２０Ｈｒ保持の常温時
効を行った後の特性である。これは３０℃、１ケ力の時
効相当のシミュレーションである。なお、ＢＨ量は第３
図にグラフで測定要領およびその定義を示すように２％
予歪後、１７０℃、２０　ｍｉｎ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ミュレ
ーションである。

その結果を第１図に示す。

また、各製品のうち、炭素含有量０．００１９ｗｔ％、
０、００２８ｗｔ％および０．００４２ｗｔ％のものに
ついて、連続焼鈍温度を７６０〜８４０℃に変化させて
引張強さ（ＴＳ）を前記と同様の試験片を用いて試験し
た。なお、引張強さ値は、５０℃Ｘ　１２０Ｈｒ保持の
常温時効を行った後の特性である。これは３０℃、１ケ
月の時効相当のシミュレーションである。その結果を第
２図に示す。

第１図から明らかなとおり、鋼中炭素含有量が１０〜３
０ｐｐｍ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前述の両特性が満足する
程度に改善されるのである。

また、第２図の結果からも明らかなとおり、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。

以下余白 第 表 実施例２ 実施例１で得られた連続焼鈍後の各鋼板のうち、鋼中の
炭素含有量が０．００１〜０．００３％で、常温時効後
の降伏点伸びが０％の鋼板について、圧延条件、すなわ
ち伸び率を０．５〜２．０％の範囲で変化せしめた場合
、および伸び率を　１．６５〜１．７５の範囲に固定し
、張力を５〜１０ｋｇ／ｍｍ”　に変化せしめて調質圧
延を実施し、時効前の降伏点伸び（ＹＰＥ）を測定した
。その結果を第４図および第５図に示す。

なお、試験はすべて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出したものである。

第４図に示すとおり、鋼中炭素含有量が０．００１〜０
．００３％で、常温時効後の降伏点伸びが０％の鋼板で
あっても、調質圧延時の伸び率が１．６％以下の場合は
、時効前の降伏点伸びが０％とならず、自動車用外装材
として不適当である。

また、第５図に示すとおり、調質圧延時の張力が７．０
ｋｇ／　ｍｍ”以下でなければ、時効前の降伏点伸びが
０％とならず、自動車用外装材としては不適当である。

発明の効果 以上述べたとおりこの発明方法によれば、従来両立しな
いと考えられていた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し、自動車用外
装材として優れた高強度冷延鋼板を得ることができるの
で、この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ＢＨ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
と引張り強さとの相関を示すグラフ、第３図はＢＨ量の
定義を説明するグラフ、第４図は調質圧延伸び率と時効
前ＹＰＥとの相関を示すグラフ、第５図は調質圧延時の
張力と時効前ＹＰＥとの相関を示すグラフである。 出　願　人　　住友金属工業株式会社 第１図 第２図 連続焼鈍温度１） 予歪（２，０％） 歪

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．００３％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：
   ０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００４〜０．０１５％
   、Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００３％、 Ｔｉ：０．００５％以上、かつ、（４８／３２［Ｓｗｔ
   ％］＋４８／１４［Ｎｗｔ％］）以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物、 から成る組成を有する鋼、 または、重量％で、 Ｃ：０．００１〜０．００３％、 Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：
   ０．０３５〜０．１％、Ｓ：０．００４〜０．０１５％
   、Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００３％、 Ｎｂ：０．０２％以下、かつ（９３／１２［Ｃｗｔ％］
   ）以下、 Ｔｉ：０．００５％以上、かつ、（４８／３２［Ｓｗｔ
   ％］＋４８／１４［Ｎｗｔ％］）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
   で熱間圧延を行い、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ったのち、伸
   び率１．６％以上で、かつ、張力７．０ｋｇ／ｍｍ＾２
   以下の調質圧延を実施する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。