JPH0784621B2

JPH0784621B2 - 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0784621B2
Application number: JP1286943A
Authority: JP
Inventors: 充北村; 俊一橋本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-11-03
Filing date: 1989-11-03
Publication date: 1995-09-13
Anticipated expiration: 2010-09-13
Also published as: JPH03150318A

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深絞り用冷延鋼板の製造
方法に関するものである。

（従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車用部材や電気機器用外板に使用される冷延
鋼板には、高いプレス成形性が要求されている。

従来、このような要求を満たす冷延鋼板の製造方法とし
て、極低炭素鋼にTi、Nbなどの炭窒化物形成元素を単独
又は複合添加して鋼中のＣ、Ｎを固定することにより、
深絞り性に有利な（111）面方位集合組織を発達させる
方法が提案されている。

更に、最近では、耐デント性を向上させるために、塗装
焼付け後に鋼板の降伏応力が上昇する特性、すなわち、
焼付硬化性の要求が高まっている。この要求に対して
は、Ｃ量に対するTi添加量を少な目にして固溶Ｃを残存
させる方法が提案されている（特公昭61−2732号公報参
照）。

しかし、前者の方法のように、Ti、Nbなどの炭窒化物形
成元素の添加により鋼中のＣ、Ｎを固定した極低炭素鋼
では、深絞り性は改善されるものの、焼付硬化性を得る
ことはできない。

また、後者のように固溶Ｃを残存させる方法は、固溶Ｃ
量が目標量より多すぎると常温時効を劣化させ、目標量
より少なすぎると焼付硬化性を確保できないという問題
がある。加えて、精鋼工程において、数ppm程度のＣ量
の残存を制御することは極めて困難であり、生産性がよ
いとは云えない。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、プレス成形
性等の深絞り用冷延鋼板の性能を損なうことなく、焼付
硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板を容易に製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段）前記目的を達成するため、本発明者等は、焼付硬化性を
付与するには数ppm程度の固溶Ｃが必要であることに鑑
みて、これを製鋼技術上の制約を受けることなく可能に
する方策について研究を重ねた。

その結果、そのような微量の固溶Ｃは、連続焼鈍のよう
な短時間処理による浸炭でも充分に確保できることか
ら、まず極低炭素鋼を用いて、再結晶集合組織が決定さ
れる焼鈍時の再結晶完了時までは固溶Ｃを零の状態にし
ておき、その後浸炭処理を行い、最終製品段階で粒界や
粒内にＣ原子を残存させるならば、プレス成形性と焼付
硬化性を共に確保できるとの知見を得た。そして、これ
を実現できるための成分調整並びに製造条件について更
に検討を重ね、ここに本発明をなしたものである。

すなわち、本発明は、C:0.008％以下、Mn:0.05〜0.40
％、P:0.10％以下、S:0.02％以下、sol.Al:0.01〜0.07
％、N:0.006％以下を含有し、更にTi及びNbの単独また
は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti量（Ti＊と表
す）及びNb量とＣ量との関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％）＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１）１≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２）を満足する範囲で含有し、必要に応じて更にB:0.003％
以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼
を1000〜1250℃の範囲に加熱した後、熱間圧延を行って
（Ar₃−50）〜（Ar₃＋100）℃の範囲で圧延を終了し、
その後500〜800℃の範囲で巻き取り、これを酸洗して冷
間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上
の範囲で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量を５〜30ppmに制御
することを特徴とする焼付硬化性に優れた深絞り用冷延
鋼板の製造方法を要旨とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用）まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。

C: Ｃは、その含有量が増大するにつれてＣを固定するTi、
Nbの添加量が増加し、製造コストの増加につながる。更
にTiC及びNbC析出量が増大し粒成長を阻害してｒ値が劣
化するので、Ｃ含有量は少ないほどよく、上限値を0.00
8％とする。なお、製鋼技術上の観点からＣ含有量の下
限値を0.001とするのが好ましい。

Mn: Mnは熱間脆性の防止を主目的に添加されるが、0.005％
より少ないとその効果が得られず、一方、添加量が多す
ぎると延性を劣化させるので、その含有量は0.05〜40％
の範囲とする。

P: Ｐはｒ値の低下を伴うことなく、鋼強度を高める効果を
有するのが、粒界に偏析し２次加工脆性を起こし易くす
るので、その含有量は0.10％以下に抑制する。

S: Ｓは、Tiと結合してTiSを形成するので、その含有量が
増大するとＣ、Ｎを固定するのに必要なTi量が増大す
る。またMnS系の伸長した介在物が増加して局部延性を
劣化させるので、その含有量は0.02％以下に抑制する。

Al: Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量がso
l.Alで0.01％よりも少ないと、その目的が達成されず、
一方、0.07％を超えると脱酸効果が飽和すると共にAl₂O
₃介在物が増加して加工成形性を劣化させる。したがっ
て、その含有量はsol.Alで0.01〜0.07％の範囲とする。

N: Ｎは、Tiと結合してTiNを形成するので、その含有量が
増大するとＣを固定するのに必要なTi量が増大する。ま
たTiN析出量が増加して粒成長が阻害されｒ値が劣化す
る。したがって、その含有量は少ないほど好ましく、0.
006％以下に抑制する。

Ti、Nb: Ti、NbはＣ、Ｎを固定することによってｒ値を高める作
用がある。この場合、前述の如くTiはＳ、Ｎと結合して
TiS、TiNを形成するので、製品におけるTi量は、次式
（１）で計算される有効Ti量（Ti＊）として換算される
量にて考慮する必要がある。

Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％）＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１）したがって、本発明の目的に対してはTi＊、Nb量とＣ量
との関係が（２）式１≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２）を満足する範囲で含有する必要がある。この（２）式の
値が１より小さいとＣ、Ｎを充分に固定することができ
ず、ｒ値を劣化させる。一方、4.5を超えると、ｒ値を
高める作用が飽和すると共に、固溶Ti、Nbが後工程での
雰囲気焼鈍時に侵入したＣを直ちに固定してしまい、粒
界や粒内に必要なＣ量を残存させることができなくな
り、焼付硬化性が得られなくなる。

B: Ｂは耐２次加工脆性に対して有効な元素であり、耐２次
加工脆性は固溶Ｃの存在によって改善されるが、より厳
しい用途にはＢを添加することにより耐２次加工性を補
充することができるので、必要に応じて添加することが
できる。しかし、その含有量が0.003％を超えると、そ
の効果は飽和するので、併せて経済性をも考慮して、Ｂ
添加量は0.003％以下とする。

次に本発明の製造条件について説明する。

上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造され
るが、続く熱間圧延では、1000〜1250℃に加熱した後、
仕上温度を（Ar₃−50）〜（Ar₃＋100）℃の範囲とする
条件で熱間圧延を行う必要がある。これは、ｒ値向上の
観点から熱延板での粒径の細粒化と集合組織のランダム
化が必要であるために、仕上温度をAr₃点以上にするの
が好ましいためである。しかし、フェライト・オーステ
ナイト二相域であっても、オーステナイトの微細粒が多
い時は必ずしもAr₃点以上でなくても良いので、加熱温
度を1000〜1250℃の範囲とし、且つ熱間圧延の仕上温度
を（Ar₃−50）〜（Ar₃＋100）℃の範囲とする。なお、
他の熱延条件は特に制限されない。

次に、熱間圧延後は、鋼中の固溶Ｃ、Ｎを固定するため
に、巻取温度を500〜800℃の範囲にする必要がある。

続いて冷間圧延を行うが、その条件は特に制限されない
ものの、ｒ値に有利な（111）面方位集合組織を発達さ
せるために60〜90％のトータル圧延率が望ましい。

この冷間圧延後、浸炭雰囲気ガス中で再結晶温度以上の
温度範囲で連続焼鈍を行い、ｒ値に有利な（111）面方
位集合組織を形成させる。すなわち、ｒ値は主として鋼
の（111）面方位集合組織に依存しており、連続焼鈍前
に巻取処理によって固溶Ｃ及び固溶Ｎを炭窒化物として
固定して完全に除くのは、前記（111）面方位集合組織
を得るためである。しかし、一旦、再結晶が完了し前記
集合組織が形成されれば、その後に侵入するＣはｒ値に
悪影響を与えない。浸炭雰囲気中より侵入したＣのう
ち、TiC、NbCとして固定されなかったＣが焼付硬化性を
改善する。その固溶Ｃ量は常温時効性及び焼付硬化性を
共に確保するために５〜30ppmとする必要がある。5ppm
よりも少ないと必要な固溶Ｃ量が不足し、充分な焼付硬
化性が得られず、一方、30ppmを超えると伸び等の加工
性が劣化し、また連続焼鈍の通板速度を低下させねばな
らず、生産性の低下を招く。

浸炭雰囲気ガス中での連続焼鈍はこの必要固溶Ｃ量が得
られるように行う。勿論、温度は再結晶温度以上の温度
である。なお、連続焼鈍の雰囲気は、還元性雰囲気でCO
或いは低級炭化水素を混入させてカーボンポテンシャル
を制御した浸炭ガスとする。連続焼鈍炉の炉内滞留時間
は短時間であり、2sec〜2minが望ましい。

次に本発明の実施例を示す。

（実施例）第１表に示す化学成分を有する極低炭素鋼を1200℃で30
分間加熱して溶体化処理を行った後、仕上温度880℃で
熱間圧延を終了し、その後、730℃で巻取処理を行い、
酸洗後、圧下率78％で冷間圧延を行い、次いで浸炭雰囲
気又は不活性ガス中において連続焼鈍により、800℃で
１分間の再結晶焼鈍を行い、約80℃/sの冷却速度で400
℃まで冷却した後、その温度で３分間の過時効処理を行
い、１％のスキンパスを施した。

得られた冷延鋼板について機械的性質、ｒ値、２次加工
脆性限界温度、時効指数（AI）、焼付硬化性（BH量）及
び固溶Ｃ量を調べた結果を第２表に示す。

なお、脆性試験は、総絞り比2.7でカップ成形して得ら
れたカップを35mmの高さにトリムした後、各試験温度の
冷媒中において頂角40゜の円錐ポンチに押し込んで脆性
破壊の発生しない限界温度を測定し、これを２次加工脆
性限界温度とした。

また、常温時効性はAIにて評価し、AIは、10％引張時の
応力（σ_１）と100℃×1hrの時効処理後の再引張時の下
降伏応力（σ_２）から、AI＝σ_２−σ_１で求めた。

焼付硬化性はBH量で評価し、BHは、２％引張時の応力
（σ_３）と170℃×20minの時効処理後の再引張時の下降
伏応力（σ_４）から、BH＝σ_４−σ_３で求めた。

第２表より明らかなように、本発明例は、プレス成形性
（ｒ値）を維持しつつ常温時効性を示し、しかも優れた
焼付硬化性が得られていることがわかる。

以上の試験結果について、前記（２）式、固溶Ｃ量の関
係で整理したものを第１図及び第２図に示す。

第１図はTi＊/48＋Nb/93）／（C/12）の値とｒ値との関
係を示しており、この値が本発明範囲内（１〜4.5）に
ある本発明例は、ｒ値が良好である。

第２図は固溶Ｃ量とAI及びBH量との関係を示しており、
固溶Ｃ量が本発明範囲内（５〜30ppm）にある本発明例
は優れた焼付硬化性（BH量）と常温時効性を示してい
る。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、従来の深絞り用
冷延鋼板の製造方法に比較して、深絞り用冷延鋼板とし
ての要求を損なうことなく、優れた焼付硬化性を有する
冷延鋼板を得ることができ、また生産性も良い。

【図面の簡単な説明】

第１図はTi＊/48＋Nb/93）／（C/12）の値とｒ値との関
係を示す図、第２図は固溶Ｃ量とAI及びBH量との関係を示す図であ
る。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.008％以
下、Mn:0.05〜0.40％、P:0.10％以下、S:0.02％以下、s
ol.Al:0.01〜0.07％、N:0.006％以下を含有し、更にTi
及びNbの単独又は複合添加で、下式（１）に従う有効Ti
量（Ti＊と表す）及びNb量とＣ量との関係が下式（２） Ti＊（％）＝totalTi（％）−｛（48/32）×Ｓ（％）＋（48/14）×Ｎ（％）｝ …（１）１≦（Ti＊/48＋Nb/93）／（C/12）≦4.5 …（２）を満足する範囲で含有し、残部がFe及び不可避的不純物
よりなる鋼を1000〜1250℃の範囲に加熱した後、熱間圧
延を行って（Ar₃−50）〜（Ar₃＋100）℃の範囲で圧延
を終了し、その後500〜800℃の範囲で巻き取り、これを
酸洗して冷間圧延を行った後、浸炭雰囲気ガス中で再結
晶温度以上の範囲で連続焼鈍を行い、固溶Ｃ量を５〜30
ppmに制御することを特徴とする焼付硬化性に優れた深
絞り用冷延鋼板の製造方法。
【請求項２】前記鋼が、更にB:0.003％以下を含有する
ものである請求項１に記載の方法。