JPH0480323A - 高強度焼付硬化性鋼板の製造方法 - 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、プレス成形後の塗装焼付は工程で降伏応力が
上昇する焼付硬化性鋼板の製造方法に関する。本発明に
より製造される焼付硬化性鋼板は、乗用車のパネル、メ
ンバー類、その他制板構造物に適用され、その成形加工
の容易さを保ちつつ、使用時の強さと軽量化に寄与する
ものである。

（従来の技術） 乗用車その他制製構造物の軽量化のため高張力鋼板を使
用するのは永年の課題となっている。しかしながら高張
力鋼板を使用すると、一般に加工性が低下し所望の形状
がでないことが多い。

そこで開発されたのが焼付硬化性鋼板であり、プレス成
形前には軟質で成形し易く、プレス成形後の塗装焼付は
工程（１７０℃ｌ２Ｏ分前後）で硬くなる性質を有して
いるため、最終製品は高強度となり軽量化することがで
きる。

このような焼付硬化性鋼板は、主に鋼中の固溶炭素量を
制御することにより達成でき、プレス成形で導入された
転位線上に、塗装焼付の熱処理（１７０℃）中に炭素が
偏析し、それらの転位を不動化して固着し、変形を難し
くすることが焼付は硬化の機構である。

本発明者らはそのような観点にたって固溶炭素量を制御
した焼付硬化性鋼板を開発しく日本特許登録第１３８９
２３６号、特公昭６１−７４５２号公報）、それらは既
に乗用車に多量に使用されている。この発明は炭素量を
制御した低炭素へＱキルド鋼を箱焼鈍する方法であるが
、近年冷延鋼板は生産性のよい連続焼鈍法で製造されつ
つあり、また乗用車には最近熔融Ｚｎめっき鋼板も使用
されつつあり、連続焼鈍あるいは溶融Ｚｎめっきのよう
ないわゆる短時間の連続焼鈍ラインに適した材料成分と
製法の開発が急がれていた。

このような状況下で本発明者らは先に（日本特許登録第
１３９３８９１号、特公昭６１〜１４２１８号公報）で
冷延鋼板を一旦箱焼鈍し、ついで溶融Ｚｎめっきする方
法を提案し、実際に現在その方法で焼付硬化性のある溶
融Ｚｎめっき鋼板が量産されているが、これはプロセス
が長いため、冷延鋼板を直接連続焼鈍あるいは熔融Ｚｎ
めっきしても所望の特性が得られる方法の開発が必要と
なっている。このため製鋼段階で炭素を著しく低くして
深絞り性、ｒ（直を向上させた成分をヘースにした焼付
硬化性鋼板がいくつか提案されている。

例えば、特公昭６１−２７３２号公報および特公昭６３
４８９９号公報では炭素含有量を３０〜１００ｐｐＨに
して微量のＴｉを添加する方法が、特公昭６１−４５６
８９号公報では炭素含有量が７０ｐｐＨｍ以下の綱に微
量のＴｉとＮｂを複合添加する方法が提案されている。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら、このような鋼においては高いｒ値が得ら
れるものの焼付硬化性が不安定であり、所望とする焼付
硬化量２．５〜６　ｋｇｆ／ｓｍ！を鋼板全長全幅にわ
たって安定して得ることは難しいという問題があり、な
かなか量産品として実用化されなかった。

なお、本発明者らの研究によれば、焼付硬化量が２．５
ｋｇｆ／＋＊ｍ”未満であると焼付硬化性が不足して最
終部品の硬さが不足することになり、またそれが６　ｋ
ｇｆ／ｍ＋ｍ”超では常温時効性が発生し、成形前の母
材の鋒伏応力が上昇し、伸びが低下し、成形加工性が劣
化する。

ここに、本発明の目的は、綱板全長全幅にわたって焼付
硬化量２．５〜６　ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”を安定して得るこ
とができる、引張強さ３５ｋｇｆ／ｖｅ”以上の実用的
な高強度焼付硬化性ｗ４板の製造方法を提供することで
ある。

（課題を解決するための手段） そこで、本発明者らは焼付硬化性を支配する要因を詳細
に研究した結果、焼付硬化量が変動するのは、これら従
来の技術においてはＴｉはＴｉＮとして析出し、それ以
上過剰のＴｉはＴｉＣとして析出すると仮定しＴｉの成
分範囲を決めているからであるとの結論に達した。

すなわち、本発明者らの新知見によれば、■ＴｉはＴｉ
ＮとしてではなくＴｉ（Ｃ，Ｎ）として析出しそのＣと
Ｎの量は連続鋳造スラブの加熱条件およびＮ量により変
動し、 ■またそれより過剰（７）　Ｔ　ｉはＴｉ　Ｓ　、　Ｔ
ｉ　Ｃ，ＴｉｎＣｚＳｚ、ＦｅＴｉＰとして析出しこれ
らの析出物は鋼中Ｓ量、Ｐ量、Ｍｎ蓋およびスラブ加熱
条件により変動し、一方、従来技術ではＮｌｌが多いこ
ととＰ量、Ｓ量が少ない上、スラブ加熱条件に注目して
いないために焼付硬化量の変動が生しると推定される。

本発明者らは製鋼時の成分挙動、スラブ加熱条件の挙動
などを考慮に入れて安定して所望の焼付硬化量を得るた
めの研究を重ねた結果を特願平１１１１７７号にて特許
出願をしたが、さらにＢを適量添加することにより焼付
硬化量を得るための最適範囲が広がること、さらに、特
に近年塗装焼付温度が従来の１７０℃から１３０℃位ま
で低下する傾向にあり、このような低い焼付温度でも所
望程度に降伏応力を上昇させるためには特に適量のＢの
添加が必要であるとの知見を得て、特願平２−５９８０
号として特許出願した。

その後、本発明者らはさらに研究・開発を行っていたと
ころ、近年の車体の軽量化要求が厳しくなり、さらに強
度が高い鋼板が必要とされ、強度を上げるためＰを多量
に添加すると、鋼板の表面性状が劣化することが明らか
になった。したがって、Ｐ添加以外で鋼板を強化させ、
かつ焼付硬化性を損なわない元素の添加を検討した結果
、先に提案した鋼種においてＣ量を特定範囲に限定すれ
ばＭｎの積極的添加により焼付硬化性の変動を少なくし
て強度を上げ得ることを見い出し本発明をするに至った
。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　０．００１５〜０．００２５％、Ｍｎ：　０．２
６〜０．５０％、Ｐ：０．０３〜０．１２％、　　Ｓ：
０．００４〜０．０１５％、ｓｏｌ、ＡＱ：　０．１５
％以下、　Ｎ：０．００２０％以下、Ｔｉ：　０．００
３〜０．０２５％ ４８／１４Ｎ　＜Ｔｉ　＜４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ
あるいは、さらにＮｂ：０．００１〜０．００４％およ
び／またはＢ　：０．０００２〜０．００１５％、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物 より成る組成を有する綱を溶製し、連続鋳造スラブとな
した後、下記［１］〜［３］のいずれかの熱処理を経て
熱間圧延を８００℃以上で終了し、脱スケール後、冷間
圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする高強度焼付硬
化性鋼板の製造方法である。

０８００℃より低温に低下しないようにして８００〜１
３００”ｃにて均熱保持した後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するかあるいは ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく　８００℃以上で熱間圧延を開始するか のいずれかを採用し、次いで、熱間圧延を８００℃以上
で終了する。

（作用） 本発明の構成をより具体的に詳述する。

まず、本発明の骨子は合金成分量、すなわちＣ１Ｍｎ、
Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉの含有量を厳密にＩＩＪ　２Ｂするこ
と、および連続鋳造から熱間圧延までの工程で前述のＴ
ｉ析出物の反応を高温で行わせることにより硫化物の種
類を制御する点にある。

すなわち連続鋳造スラブは熱間圧延開始までの間に、■
鋳造後長時間の均熱保持が行われないか、■均熱保持し
ても温度を高温にしＴｉ−Ｃ系の析出反応が起らないよ
うにするか、あるいは、■−旦析出物が生成しても高温
に加熱し溶解させるかの方法であり、■さらに合金成分
においてはＮ量の低減、Ｐ量およびＳ量の増加の他にＭ
ｎ量に上限をもうけＭｎＳをなるべく形成させないこと
である。

二のようにするとＴｉ（Ｃ，Ｎ）中のＣが減少し、また
過剰のＴｉはＴｉＣやＴｉｎＣｔＳｔを形成させずＴｉ
Ｓのみを形成させることになる。　Ｍｎが著しく多いと
ＭｎＳが多量にできるためＴｉＳが形成されず過剰のＴ
ｉはＴｉＣを形成し易く望ましくなく、またＮ量が多い
とＴｉ　（Ｃ，Ｎ）の量が多くなりＣが析出してしまう
。

すなわち、Ｔｉ系析出反応を高温で起こさせることおよ
びＭｎと結合していないＳを多量に含有させることの両
者の作用により熱間圧延前の段階でＴｉＣ系の析出物は
存在しないようにすることが可能であり、この結果スラ
ブ加熱条件により固溶炭素量が変動することはなくなる
。

すなわち、焼付硬化量２．５〜６　ｋｇｆ／ｍ＊”を得
るために必要な固溶炭素量は１５〜２５ｐρ−であるが
、本発明にかかる方法によれば、溶製時に投入した炭素
量がそのまま焼付硬化量に寄与することになりＴ＋添加
量の変動、Ｎ量、Ｓ量の変動があっても、またスラブの
位置により多少の加熱履歴の変動があっても焼付硬化量
は変わらないことになる。また、従来の技術においてぼ
投入炭素がすべて焼付硬化に有効に利用されるわけでは
ないので、所望の焼付硬化量を得るのに投入炭素量を３
０ｐｐｍ以上にしなければならなかったが、本発明にか
かる方法によれば投入炭素量は必要最低限となりそれだ
け軟質でｒ値が高く加工性の良い焼付硬化性鋼板を製造
できることになる。

また、従来の方法ではＭｎ量を０．２５％以下にする必
要があったが、Ｃ量を上記のように】５〜２５ｐｐｍに
限定することにより、Ｍｎ量が多くても焼付硬化量が安
定し得ることがわかり、Ｍｎｌを０．２６％以上とする
ことでより高強度の焼付硬化性鋼板を得ることができる
。

以下、本発明において用いる鋼の組成および製造条件を
限定した理由を説明する。なお、本明細書において「％
」はいずれも特にことわりがない限り「重量％」である
。

Ｃ： 本発明においてＣは焼付硬化量を支配しているので少な
ければ焼付硬化量が低く、多ければ焼付硬化量が高い。

焼付硬化量が高いと常温時効を起こし降伏応力を上昇さ
せるとともに伸びを低下させるので、通常は焼付硬化量
２．５〜６ｋｇｆ／ｗ＋＋ｅ”に制御する。これに必要
な炭素量は、上述のように１５〜２５ｐｐｍである。

Ｍｎ： Ｍｎは鋼中にあってＭｎＳを形成しＳによる熱間脆性を
防止する作用がある。しかし、本発明においてはスラブ
加熱時ＭｎＳの析出を少なくして固溶Ｓを増加させるこ
とが重要である。このためにはＭｎの上限を０．５０％
以下にする必要がある。

０．５０％超ではＭｎＳが多Ｗに形成されＴｉＳの形成
が抑制され焼付硬化量の変動の原因となる。

方、０．２６％未満では所望とするａＦｉの強度が得ら
れないので下限を０．２６にとした。このようにＭｎの
添加量の上限を先に提案した特許出願におけるより高く
したのは、強度を確保するためであり、それはＣ量の厳
しい制限をしたため可能になったものであり、またこの
ような厳しいＣ量が工業的に可能になったのは、近年の
製鋼技術の進歩によっている。この範囲のＭｎ量ではＭ
ｎＳはスラブ加熱温度が低い場合に形成されるが、０．
５０％以下のＭｎ量ならＭｎＳの形成量は少なく焼付硬
化量の変動は少ないことが判明した。したがって、Ｍｎ
量は０．２６％以上０．５０％以下と限定した。

Ｐ： Ｐは過剰のＴｉをＦｅＴｉＰとして析出させＴｉＣの析
出を抑制する作用があると共に鋼板の強度を上げるので
添加する必要がある。しかし、０，０３％未満ではＦｅ
ＴｉＰは形成されず焼付硬化量は変動し易い、一方、０
．１２％超では最終成品としての鋼板の表面品質が劣化
する。これは熱間圧延によって鋼板上に融点の低いｐ−
５−ｏの化合物が形成され、これが酸洗工程で除去され
不均一な表面となり、さらにこれが冷間圧延されてキズ
が広がり表面品質が劣化するためと思われるが詳細は不
明である。よって、Ｐ量は０．０３％以上０．１２％以
下と限定した。

Ｓ： ＳはＴｉＳを形成させることによってＴｉＣを形成させ
ないために添加する必要がある。Ｓが少ないと過剰のＴ
ｉがＴｉａＣｚＳｚとしてＣと結合し焼付硬化量の変動
の原因となる。しかし、０．００４％未満ではＴｉＳ量
が不充分となって焼付硬化量が変動し、一方ｏ、ｏｉｓ
％超では熱間脆性が生じる。よって、Ｓ量は０．００４
％以上０．０１５％以下と限定した。

ｓｏｌ、ＡＱ： ＡＱは脱酸調整のため添加される。ただし、ｓｏｌ、Ａ
Ｑ　０．１５％超では鋼の延性が低下する。よってｓｏ
ｌ、へＱ含有量は０．１５％以下と限定した。

Ｎ： Ｎは少ない方が望ましい。その理由はＮが０．００２０
％超であるとＴｉ（Ｃ，Ｎ）を形成した際、Ｃを吸収す
るため焼付硬化量が変動するためである。このためには
、Ｎ含有量は０．００２０％以下と限定した。

Ｔｉ： Ｎ’）ＴｉＮとして固着し、Ｎによる時効作用を防止し
、かつＴｉＣを多量に形成しないよう成分調整される。

Ｔｉの最低限は分析できる下限、すなわち０．００３％
、あるいはＮをすべてＴｉＮとして固着し得る量、すな
わち（４８／１４Ｎ）％超とした。

上限はＳ量が多いとＴｉＳを形成しＴｉＣを形成しにく
くなるので（４８／１４Ｎ　＋４８／３２５）％未満と
した。これを超えるＴｉｌではＴｉＣが形成されて焼付
硬化性変動の原因となる。

一方、Ｔｉ量が０．０２５％超になってもＴｉＣが形成
され易くなるのでそれを上限値とした。

したがって、Ｔｉ含有量は、０．００３〜０．０２５％
であって、４８／１４Ｎ＜Ｔｉ＜４８／１４Ｎ＋４８／
３２Ｓと限定した。

Ｂ： Ｂには同一炭素量を有した綱においても焼付硬化量を大
きくする作用があるので焼付硬化量の安定化に有効で必
要に応じて添加される。ただし、０．０００２％未満で
はこの効果は小さく、方０．００１５％餡では焼鈍板の
ｒ値を低下させてしまうので０．０００２〜０．００１
５％の適量添加が必要となる。このようなりの作用は固
溶Ｃ原子とＢ原子との相互作用による転位線の強固な固
着作用に起因していると考えられ、本発明において用い
る鋼のように少量の固溶炭素を含む場合にのみ少量のＢ
添加の効果が認められる。

Ｎｂ： Ｎｂはｌ１ｂＣを形成しない範囲で結晶粒の細粒化およ
び強化のために必要に応じ添加される。このためには０
．００１％以上必要であり、一方０．００４％超ではＮ
ｂＣが形成され焼付硬化量変動の原因になるし、また再
結晶温度が上昇し、高温焼鈍が必要となる。よって、Ｎ
ｂの含有量は０．００１〜０．００４％とした。

その他の不純物は極力低減させる。ただし０．２％以下
のＳｉやＣａは存在していても材料特性に影響を及ぼさ
ない。

本発明にあって、スラブの熱間圧延までの熱履歴は、前
述したように高温析出物のみを形成さセるため限定され
る。すなわち、本発明によれば、０８００℃より低温に
低下しないようにして８００〜１３００℃にて均熱保持
した後熱間圧延を開始するか、 ０８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜１３
００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか、あるい
は ０８００℃より低温に低下しないようにして均熱保持す
ることなく８００℃以上で熱間圧延を開始するか するのである。

ここに、スラブが８００℃より低温になるとγ→α変態
時にＴｉ−Ｃ系析出物が出るので焼付硬化蓋が不安定に
なる。したがって、連続鋳造スラブを８００℃よりも低
温に低下させない場合はそのまま熱間圧延してもよいし
、また８００〜１３００℃の温度で均熱してから圧延し
てもよい。

しかし、８００℃より低温になるとその部分はＴｉＣ系
の析出物ができるのでこれを溶体化させる必要がある。

このためにはスラブ加熱温度を１１３０℃以上にする必
要が生じる。一方１３００℃超ではユネルギ的にロスが
多いだけで効果がないのでその場合上限を１３００℃と
した。

なお、スラブの温度は位置により１００　’Ｃ程度異な
ることが多い。本明細書に示した温度は実質的に最終成
品となりかつ最終成品の材料特性に大きな影響を及ぼす
部分の温度である。スラブのコーナーなどの特殊な部分
の温度は除外される。大略スラブの幅および長さの中央
部の表面あるいは板厚中心温度で代表されると考えてよ
い。

なお、均熱時間は特に制限されないが、−Ｃには２０分
〜３時間で十分である。

熱間圧延の終了温度は８００℃以上にする必要がある。

これより低い温度で圧延すると、前述のように圧延中に
Ｔｉ−Ｃ系の析出物力咄で焼付硬化量が不安定になるか
らである。

このようにして得られた熱延鋼板は、次いで、脱スケー
ル、冷間圧延、そして再結晶焼鈍、例えば連続焼鈍によ
る再結晶焼鈍が行われる。

なお、冷間圧延は圧下率５０〜９０％がよい。再結晶焼
鈍は箱焼鈍でも連続焼鈍でも溶融Ｚｎめっき処理に先行
する連続熱処理により行ってもよい。この再結晶焼鈍は
冷間圧延組織を再結晶させ深絞り性を向上させるのが目
的である。このための焼Ｓ温度は６００〜９００℃が好
ましい。

次いで、再結晶焼鈍済み綱板は、特に制限は４いが、必
要に応じて０〜２％程度の圧下率の調を圧延をして出荷
される。

（実施例） 次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する
が、これはあくまでも本発明の例示で浚り、これにより
本発明が不当に限定されるものてはない。

実施例１ 第１表のＡに示す成分に調整された鋼をスラブとなした
後、該スラブを８００℃以下にしないようにして１００
０〜１３００”Ｃに１時間保持し熱間圧延を開始し、仕
上温度的９１０℃で３．２■厚まで熱間圧延し、５５０
℃で巻取った。これを方法■とする。

一方、スラブを一旦５００’ｌこ冷却し次いで再加熱し
種々の温度に１時間保持後回様の熱間圧延と巻取りを行
った。これを方法■とする。

これら熱間圧延板を酸洗後、０．８　Ｍｍ厚にまで冷間
圧延し、次いで再結晶焼鈍として７９０’Ｃ１４０ｓｅ
ｃの連続焼鈍を行った。

次いで、伸び率０．２％の調質圧延後焼付硬化性を測定
した。すなわち、焼付硬化性は、ＪＩＳ５号引張試験片
を採取後、２％の予歪を加え、次いで１７０″Ｃｌ２Ｏ
分の熱処理して再引張を行いその時の降伏応力の上昇量
を焼付硬化量とした。

これらの結果を第１図にグラフにまとめて示す。

方法■の結果を［・ｊで、方法■の結果を「○」で示す
。

図示結果からも、方法■では１１３０℃以上の加熱によ
り２．５ｋｇｆ／＋ｕ＋”以上の焼付硬化性が安定して
得られているのに対し、方法■ではすべてのスラブ加熱
温度で安定した焼付硬化性が得られていることが分かる
。

なお、この他にスラブを連続鋳造後そのまま直ちに１１
００〜９００″Ｃで熱間圧延した場合（方法■とする）
には、同一処理後３．８ｋｇｆ／ａｍ”の焼付硬化量が
得られた。

このように、本発明によるスラブの熱履歴を経た材料は
熱間圧延、冷間圧延、再結晶焼鈍後、所望の焼付硬化量
ばかりでなく、引張強さ３５ｋｇｆ／ｍｍ’以上と高強
度特性を安定して得られることが明らかである。

実施例２ 第２表に示す成分の各供試鋼を連続鋳造接種々のスラブ
保持条件下で８５０℃以上で熱間圧延して３．２　ａｍ
厚とし、酸洗後、０．８１厚まで冷間圧延し、次いで再
結晶焼鈍として７８０″Ｃ１２０ｓｅｃの連続焼鈍を行
い、さらに１．２％の調質圧延を行った。焼付硬化量の
測定は実施例１と同しであった。引張試験はＪＩ５５号
試験片にてし、 Ｃ１ Ｔ。

３方向に引 張って求めた。

（以下余白） 本発明により製造された鋼板はｒ値が高く焼付硬化量も
２．５〜６　ｋｇｆｒ／ａｍ”の範囲内に入っているこ
とがわかる。

これに対して比較例ＲｕｎＮｏ、９はＭｎ量が少なすぎ
るため強度が低い。

比較例Ｒｕｎ　Ｎα１０はＮ量が多すぎ焼付硬化量が不
足している。

比較例Ｒｕｎ　ｋｌｌはＰ量が多すぎ、冷延後表面キズ
がみられるなど表面性状がよくない。

比較例Ｒｕｎ　Ｎ［１１２はＳ量が少なすぎ焼付硬化量
が不足している。

比較例Ｒｕｎ　ｋ１３はＴｉ−４８／１４Ｎが負のため
ｒ値が低く焼付硬化量が高すぎる。

比較例Ｒｕｎ　ｋ１４はＴｉ−４８／１４Ｎが正のため
焼付硬化量が低すぎる。

（発明の効果） 以上のように、本発明にかかる方法によれば、良好なプ
レス成形性を有しつつ適当な焼付硬化能を有した高強度
鋼板が安定して製造可能となり、本発明は自動車その他
鋼板構造物の強度の確保と軽量化に大きく寄与するもの
である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、 本発明の実施例の結果をまとめて示 すグラフである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．００１５〜０．００２５％、Ｍｎ：０．２６〜
   ０．５０％、Ｐ：０．０３〜０．１２％、Ｓ：０．００
   ４〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ
   ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２５
   ％ ４８／１４Ｎ＜Ｔｉ＜４８／１４Ｎ＋４８／３２Ｓ残部
   Ｆｅおよび不可避的不純物 より成る組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造スラブとな
   した後、下記［１］〜［３］のいずれかの熱処理を経て
   熱間圧延を８００℃以上で終了し、脱スケール後、冷間
   圧延と再結晶焼鈍を行うことを特徴とする高強度焼付硬
   化性鋼板の製造方法。 ［１］８００℃より低温に低下しないようにして８００
   〜１３００℃にて均熱保持した後熱間圧延を開始するか
   、 ［２］８００℃より低温に低下したスラブを１１３０〜
   １３００℃に均熱保持した後熱間圧延を開始するか あるいは ［３］８００℃より低温に低下しないようにして均熱保
   持することなく８００℃以上で熱間圧延を開始する。
2. （２）重量％で、さらにＮｂ：０．００１〜０．００４
   ％を含む鋼を用いる請求項１記載の高強度焼付硬化性鋼
   板の製造方法。
3. （３）重量％で、さらにＢ：０．０００２〜０．００１
   ５％を含む鋼を用いる請求項１または２記載の高強度焼
   付硬化性鋼板の製造方法。