JPH0570836A

JPH0570836A - 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0570836A
Application number: JP23655291A
Authority: JP
Inventors: Koichi Nishio; 康一西尾
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-09-17
Filing date: 1991-09-17
Publication date: 1993-03-23

Abstract

(57)【要約】【構成】素材として、Ｃ： 0.003〜0.010 wt％、Ｓｉ：
1.5wt％以下、Ｍｎ：0.3 〜1.5 wt％、Ｐ：0.12wt％以
下、Ｓ：0.03wt％以下、Ｔｉ： 0.020〜0.10wt％、Ｎ
ｂ： 0.010〜0.035 wt％、Ｎ： 0.004wt％以下、Ａｌ：
0.010 〜0.090 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0010wt％で、かつ
下記（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物
からなる鋼を使用する。この鋼を熱間圧延し、 700℃以
下の温度域で巻取った後、冷間圧延し、再結晶温度以上
で焼鈍して冷延鋼板にする。 1.5 ＜〔 (12/48)Ｔｉ^*＋ (12/93)Ｎｂ〕／Ｃ＜８・・・・（１）但し、Ｔｉ^*＝Ｔｉ− (48/14)Ｎ【効果】強度が高く、良好な延性およびｒ値を有し、こ
れらの特性のバランスに優れる冷延鋼板を低いコストで
製造することができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、良好な深絞り性と高
強度を備えた冷延鋼板を低いコストで製造する方法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車業界においては、排ガス成
分規制および燃費低減等を両立させるため、車体の軽量
化が進められているが、軽量化のために材料の板厚を減
少させてもなおかつ十分な車体強度を確保するには強度
の高い鋼板が必要である。しかしながら、鋼板の強度が
増すにつれて延性が低下するため、例えばプレス加工が
困難となる。このようなことから、高強度でありながら
良好な深絞り性を有する鋼板の製造が望まれている。

【０００３】従来から、このような鋼板を開発すべく多
くの研究がなされており、各種の鋼板が開発されてい
る。特に、極低炭素鋼をベースにＳｉ、Ｐ、Ｍｎ等の合
金元素を添加し強度と同時に延性の向上を計った高強度
鋼板については多くの提案がある。

【０００４】例えば特開平２−173242号公報には、Ｔｉ
およびＮｂを含む極低炭素鋼にＰ、Ｍｎを添加した引張
強度35〜42kgf/mm²クラスの加工用高張力冷延鋼板とそ
の製造方法が提案されている。この特開平２−173242号
公報の発明では、靭性等の面からＰの含有量を0.15wt％
（以下wt％を単に％で示す）以下に抑えているため、引
張強度40kgf/mm²以上の冷延鋼板を得るにはＭｎ等の強
化元素に依存している。しかしながら、Ｍｎは強化能が
小さく、40kgf/mm²以上の引張強度とするためにはかな
りの量を添加しなければならず、高価なＭｎの多量添加
は経済的に不利である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】この発明の課題は、上
述のような問題点を解消し、良好な深絞り性と高強度を
備えた冷延鋼板を低いコストで製造することができる方
法を提供することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者は、極低炭素鋼
をベースとして、深絞り性が良好で安価な高強度鋼板の
開発を目指し種々の検討を重ねた結果、Ｃが0.0030％以
下というような通常の極低炭素鋼より高いＣ量とし、そ
れに応じてＴｉ量およびＮｂ量を調整し、熱間圧延時に
これらをＴｉＣ、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ等の炭化物として析
出させ、γの再結晶および成長を抑制し、熱延板の結晶
粒を細粒化すると、冷間圧延および焼鈍後の結晶粒は細
粒となり、この細粒強化によって鋼板の強度が上昇し、
固溶強化元素により強化した鋼板に比し、強度、延性お
よびｒ値のバランスに優れる冷延鋼板になるという知見
を得た。

【０００７】この発明は、上記の知見に基づいてなされ
たものであって、下記の深絞り用冷延鋼板の製造方法を
要旨とする。

【０００８】Ｃ： 0.003〜0.010 ％、Ｓｉ： 1.5％以
下、Ｍｎ： 0.3〜1.5 ％、Ｐ：0.12％以下、Ｓ：0.03％
以下、Ｔｉ： 0.020〜0.10％、Ｎｂ： 0.010〜0.035
％、Ｎ：0.004 ％以下、Ａｌ： 0.010〜0.090 ％、Ｂ：
0.0002〜0.0010％で、かつ下記(１）式を満足し、残部
がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を熱間圧延した
後、700 ℃以下の温度域で巻取り、その後、冷間圧延し
てから再結晶温度以上で焼鈍することを特徴とする深絞
り用高強度冷延鋼板の製造方法。

【０００９】 1.5＜〔(12/48) Ｔｉ^*＋ (12/93)Ｎｂ〕／Ｃ＜８・・・（１）但し、Ｔｉ^*＝Ｔｉ− (48/14)Ｎ

【００１０】

【作用】以下に、本発明の構成要件ごとに作用効果を詳
細に説明する。

【００１１】Ｉ素材鋼の組成 (a) ＣＣは後述のＴｉおよびＮｂとともに重要な元素である。
ＣはＴｉおよびＮｂと結合して炭化物を形成し、結晶粒
を細粒化して強度を上昇させるが、その含有量が 0.003
％より低い場合には、ＴｉＣ、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ等の炭
化物の析出量が少なくて微細化効果は小さく、強度と延
性のバランスに劣るものとなる。

【００１２】図１は、Ｓｉ：0.3 ％、Ｍｎ：0.5 ％、
Ｐ：0.08％、Ｓ：0.010 ％、Ｔｉ：0.05％、Ｎｂ：0.02
0 ％、Ｎ：0.003 ％、Ａｌ：0.04％、Ｂ：0.0006％を含
有し、Ｃの含有量を 0.002〜0.008 ％の範囲で変化させ
た鋼を1250℃で加熱した後、板厚 4.8mmまで熱間圧延
し、530 ℃でコイルに巻取り、その後、板厚 1.2mmまで
冷間圧延し、830 ℃で焼鈍を施して得られた冷延鋼板の
Ｃ含有量と、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）との関係
を調べたグラフである。図１から明らかなように、Ｃ含
有量が 0.003％ (30ppm)より低い場合には、ＴＳ×ＥＬ
が約1600を下回り、強度と延性のバランスに劣る。そこ
で、本発明ではＣ含有量の下限を 0.003％とした。

【００１３】一方、Ｃ含有量が 0.010％より高い場合に
は、炭化物の析出量は多くなるが細粒化効果は飽和し、
また、炭化物として固定するためのＴｉおよびＮｂの添
加量も多くなり、コストのみが上昇することになるの
で、上限を 0.010％とした。

【００１４】(b) ＳｉＳｉはＭｎおよびＰに比べ強度を上昇させる割りには延
性を低下させないので強化元素として積極的に添加す
る。しかし、Ｓｉには鋼板を脆化させる性質があり、
1.5％を超えて含有すると耐２次加工脆性が低下するよ
うになるので、その含有量を 1.5％以下とした。

【００１５】(c) ＭｎＭｎはＳと結合してＭｎＳとなり、ＴｉＳおよびTi₄C₂S
₂の生成を防ぐ作用がある。しかし、その含有量が 0.3
％より低い場合にはＴｉＳおよびTi₄C₂S₂が生成し、
（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの生成を妨げるので、下限を 0.3％と
した。また、Ｍｎには前記作用の他に鋼板の強度を高め
る作用もあり、高強度を確保するために適正量を添加す
るが、過剰の添加は鋼板の絞り性を劣化させることにな
るので、上限を 1.5％とした。なお、本発明によれば、
同じ強度レベルを確保するために必要なＭｎ量は、先の
特開平２−173242号公報の鋼におけるよりも少なくてよ
い。

【００１６】例えば、引張強度45kgf/mm²級の鋼板とす
るのには 0.5％程度のＭｎ量で十分である。

【００１７】(d) ＰＰは最も強化能の大きな元素であり、高強度を確保する
ために添加する。しかし、Ｐは粒界に偏析して鋼板を脆
くし、耐２次加工脆性を低下させる元素でもあり、0.12
％を超えて含有すると粒界への偏析量が多くなって２次
加工脆性が発生しやすくなるので、その含有量を0.12％
以下とした。

【００１８】(e) ＳＳはその含有量が多くなるとＴｉＳが生成しやすくな
り、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの生成が妨げられる。ＴｉＳは大
きく析出して結晶粒の微細化には寄与しないので、少な
い方が望ましい。ＴｉＳの析出を抑えるため、Ｓの含有
量は0.03％以下とした。

【００１９】(f) ＴｉＴｉはＮｂとともに重要な元素である。Ｔｉは鋼中のＮ
を固定してＴｉＮとなり深絞り性に悪影響をおよぼす固
溶Ｎを減少させる。また、ＮｂおよびＣとともに熱間圧
延時に（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃとして析出し、結晶を細粒化す
る。しかし、その含有量が少なすぎると前記の効果が得
られず、多すぎると炭化物とならに過剰のＴｉによって
深絞り性が劣化するようになるので、その含有量を 0.0
20〜0.10％とした。

【００２０】(g) Ｎｂ熱延板の細粒化効果はＴｉ単独添加よりＮｂが複合添加
された方が大きいのでＮｂも積極的に添加する。Ｎｂが
少なすぎると細粒化効果が小さく、多すぎると再結晶温
度が高くなりすぎて通常の連続焼鈍炉の加熱可能範囲で
は未再結晶部分が残るようになるので、その含有量を
0.010〜0.035 ％とした。

【００２１】なお、Ｎｂ単独添加鋼では焼鈍後の特性が
熱延巻取温度に大きく依存し、安定して良好な特性を得
るためには 700℃程度以上の高温で巻取る必要がある。
このような高温巻取りはフェライト粒の粗大化を招き、
細粒化効果が減殺される。

【００２２】(h)ＮＮは固溶Ｎとして残存すると深絞り性が劣化するため、
ＴｉＮとして析出させる必要がある。ＴｉＮはスラブの
鋳造段階で既に析出するため熱延板の細粒化に対しては
効果は小さい。また、Ｎ含有量が増えるとこれをＴｉＮ
として固定するためのＴｉの必要量が増加し不経済とな
るので、その含有量を 0.004％以下とした。

【００２３】(i) ＡｌＡｌは脱酸とＴｉおよびＮｉの添加歩留りを向上させる
ために、0.010 ％以上の含有が必要である。一方、本発
明の対象となる鋼では鋼中のＮは大部分Ｔｉで固定され
るため、Ａｌの過剰添加はコストの増大を招くだけであ
る。従ってＡｌ含有量の上限は0.090 ％とした。

【００２４】(j) ＢＢは粒界強度を高め、耐２次加工脆性を改善するために
添加するが、添加量が少なすぎると効果が小さく、多す
ぎるとｒ値が低下するようになるので、その含有量を0.
0002〜0.0010％とした。

【００２５】素材鋼の含有成分は上記の通りであるが、
Ｃ、Ｔｉ、ＮｂおよびＮについては上記含有量の範囲内
で前記（１）式を満足させる必要がある。

【００２６】前記（１）式の〔 (12/48)Ｔｉ^*＋ (12/9
3)Ｎｂ〕／ＣはＴｉとＮｂのトータルのＣ等量比を示す
ものであり、Ｃ、Ｔｉ、ＮｂおよびＮの含有量が前記範
囲内であってもこのＣ等量比が1.5以下になると、熱間
圧延時に十分な (Ｔｉ、Ｎｂ) Ｃの炭化物が析出せず、
細粒化の効果が少なくて強度上昇が小さいばかりか、再
結晶の過程で深絞り性に好ましくない集合組織が形成さ
れる。一方、同じくＣ等量比が８以上になると、即ち、
Ｃ量に対し過剰のＴｉおよびＮｂを添加した場合にはｒ
の低下が著しくなる。

【００２７】図２は、上記のＣ等量比と引張強度および
ｒ値の関係を調べたグラフである。

【００２８】供試材は、Ｃ： 0.002〜0.010 ％、Ｓｉ：
0.3 ％、Ｍｎ：0.5 ％、Ｐ：0.08％、Ｓ：0.010 ％、Ｔ
ｉ： 0.010〜0.150 ％、Ｎｂ： 0〜0.04％、Ｎ：0.003
％、Ａｌ：0.04％、Ｂ：0.0006％、残部：Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼を1250℃で加熱した後、板厚 4.8
mmまで熱間圧延し、500 ℃でコイルに巻取り、その後、
板厚 1.2mmまで冷間圧延し、830 ℃で焼鈍を施して冷延
鋼板である。

【００２９】図２から、Ｃ等量比が 1.5以下になると引
張強度に劣り、８以上になるとｒ値が低下しているが、
1.5 を超えて８未満の範囲内では良好なｒ値および高強
度を示していることがわかる。このことから、〔(12/4
8) Ｔｉ^*＋ (12/93)Ｎｂ〕／Ｃで表されるＣ等量比を
1.5超え８未満としたのである。

【００３０】II 製造工程 (a) 熱間圧延素材の鋼は前記の組成をもつものである。これは転炉、
電気炉等で溶製した溶鋼を連続鋳造法でスラブにしたも
の、インゴットにして分塊圧延してスラブにしたものの
いずれでもよい。

【００３１】熱間圧延の条件については特に制約はない
が、望ましいのは加熱温度：1200〜1300℃、仕上げ温
度：Ａｒ₃変態点以上である。

【００３２】(b) 巻取り巻取り温度が高すぎると熱延板の結晶粒が粗大化して強
度が低下するため、低い温度で巻取る方がよい。 700℃
以下の温度で巻取ればほとんど粒成長は認められない。

【００３３】(c) 冷間圧延冷間圧延についての条件も特に制約はないが、圧下率を
増加するにともない深絞り性は向上する傾向があり、２
次加工脆性は鋼板のｒ値（深絞り性を示す指標）が高い
程発生しにくいことから、50％以上の圧下率とするのが
望ましい。

【００３４】(d) 再結晶焼鈍再結晶焼鈍における焼鈍温度は再結晶温度以上であれば
よいが、Ａｒ₃変態点以上の温度になると深絞り性に好
ましくない集合組織が発達するので、再結晶温度以上Ａ
ｒ₃変態点未満とするのがよい。

【００３５】再結晶焼鈍後は、必要に応じて板形状の矯
正等の目的で圧下率 1.0％程度でスキンパス圧延を施し
ても構わない。

【００３６】

【実施例】連続鋳造法で表１に示す組成のスラブを鋳造
し、これらを1250℃に加熱した後、仕上げ温度 900〜94
0 ℃で板厚 4.8mmまで熱間圧延し、表２に示す巻取温度
にてコイルに巻取った。次いで、酸洗した後、板厚 1.2
mmまで冷間圧延し、連続焼鈍炉で約10℃／秒で 830℃ま
で昇温し、この温度で40秒間保持した後、室温まで40℃
／秒の冷却速度で冷却する焼鈍を施し、圧下率 0.8％の
スキンパス圧延を施して冷延鋼板とした。

【００３７】このようにして得た冷延鋼板から試験片を
切り出し、引張り特性および遷移温度について調査し
た。これらの結果を同じく表２に示す。

【００３８】なお、表２に示す遷移温度とは脆性割れを
発生する境界温度を意味し、絞り比1.6 の円筒を絞り成
形した後、これを円錐台に被せ、衝撃を加えて押し込ん
で脆性割れを調べる方法により測定した。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】表２から、本発明の方法で製造された冷延
鋼板（本発明例）はいずれも高強度で、延性およびｒ値
にも優れ、これらのバランスも良好であり、かつ遷移温
度が低く耐２次加工脆性に優れていることがわかる。こ
れらに対して、組成または製造条件が本発明で規定する
条件から外れる比較例は、深絞り用高強度冷延鋼板とし
ては十分に満足できる特性を有していない。

【００４２】

【発明の効果】実施例にも示したように、この発明によ
れば強度が高く、良好な延性およびｒ値を有し、これら
の特性のバランスも良好であり、耐２次加工脆性にも優
れた冷延鋼板を製造することができる。この冷延鋼板は
要求される特性の厳しい自動車用鋼板として十分使用で
きるものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】冷延鋼板のＣ含有量と引張強度（ＴＳ）×伸び
（ＥＬ）との関係を示すグラフである。

【図２】Ｃ等量比を示す〔 (12/48)Ｔｉ^*＋ (12/93)Ｎ
ｂ〕／Ｃと引張強度およびｒ値との関係を示すグラフで
ある。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ： 0.003〜0.010 wt％、Ｓｉ： 1.5wt％
以下、Ｍｎ： 0.3〜1.5 wt％、Ｐ：0.12wt％以下、Ｓ：
0.03wt％以下、Ｔｉ： 0.020〜0.10wt％、Ｎｂ： 0.010
〜0.035 wt％、Ｎ： 0.004wt％以下、Ａｌ： 0.010〜0.
090 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0010wt％で、かつ下記（１）
式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼
を熱間圧延した後、 700℃以下の温度域で巻取り、その
後、冷間圧延してから再結晶温度以上で焼鈍することを
特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。 1.5＜〔(12/48) Ｔｉ^*＋ (12/93)Ｎｂ〕／Ｃ＜８・・・（１）但し、Ｔｉ^*＝Ｔｉ− (48/14)Ｎ