JPH11335781A - プレス成形後の表面性状および材質安定性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

プレス成形後の表面性状および材質安定性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法

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JPH11335781A
JPH11335781A JP22258398A JP22258398A JPH11335781A JP H11335781 A JPH11335781 A JP H11335781A JP 22258398 A JP22258398 A JP 22258398A JP 22258398 A JP22258398 A JP 22258398A JP H11335781 A JPH11335781 A JP H11335781A
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rolled steel
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Masaaki Miura
正明 三浦
Ichiro Tsukatani
一郎 塚谷
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Kobe Steel Ltd
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Kobe Steel Ltd
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 ある程度のPを含有しながら、プレス成形後
の表面性状および材質安定性に優れる深絞り用高強度冷
延鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量%で、C≦0.0040、Si≦
1.0、0.5≦Mn≦2.0、0.03≦P≦0.1
2、S ≦0.02、0.01≦Al≦0.10、N
≦0.0040、0.02≦Ti≦0.07、0.01
≦Nb≦0.07、0.0003≦B≦0.0020か
つ、下記式(1)、式(2)を満足する各元素を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。 0.8≦{100P/(10Si+2.5Mn)}≦3.0 …式(1) 10≦{Ti−(48/14)N+(48/92)Nb}/C …式(2)

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明が属する技術分野】本発明は、プレス成形後の表
面性状および材質安定性に優れる深絞り用冷延鋼板およ
びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】近年、自動車製造業界においては、地球
環境保護の観点からの燃費低減のため、自動車車体重量
のより一層の軽減が進められている。その方策の一つ
に、部材の高強度化による薄肉化が挙げられる。高強度
化といっても、従来鋼板と同等の加工性も必要とされ
る。特に、内板等のパネル類については、延性・深絞り
性が求められ、さらに外板については、常温非時効であ
り、かつプレス時に表面欠陥(ストレッチャーストレイ
ン、ゴースト等)の発生が無いことが求められる。
【0003】このような要求に対し、かつてはバッチ焼
鈍タイプのP添加アルミキルド鋼が用いられてきたが、
近年ではさらに加工性の優れた極低炭素IF鋼ベースの
鋼種が多用されるようになっている。極低炭素IF鋼
は、Ti、Nb等の炭窒化物形成元素の添加によるC,
Nの固定により、連続焼鈍炉等における短時間焼鈍にお
いても非時効性が得られ、高純度化と合わせて、優れた
延性、深絞り性を具備させることが可能である。さらに
Si,Mn,P,Crといった固溶強化元素の添加によ
り、ある程度の深絞り性を維持したまま高強度化が可能
であるため、これまでに様々な技術が提案されている。
【0004】例えば、特開平2−163346号公報に
はTi,Nb複合添加極低炭素IF鋼をMn,P添加に
より強化する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の技術が開示さ
れている。また、特開平5−263184号公報にはや
はりTi,Nb複合添加極低炭素IF鋼を主としてM
n,Crにより強化し、さらにP,Siを添加すること
により、スポット溶接部の疲労特性に優れた冷延鋼板を
得る技術が開示されている。
【0005】これまでに検討された極低炭素IF高強度
鋼板の大多数は、強化元素としてある程度のPを添加す
るという点で共通している。その理由は、単位重量あた
りの強化能が大きく、また安価であるため、経済性に優
れているからである。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Pは鋳
造時に偏析を起こし濃化しやすい元素であり、P偏析部
の存在により鋼板面内で強度のばらつきを生じるため、
プレス成形後の表面に起伏状の欠陥(ゴースト)を生じ
させる場合がある。また、P,Ti,Nb,C等の元素
を含む鋼では、これらの複合析出物が製造過程で微細に
析出するため、強度および延性、深絞り性等の加工性に
ばらつきを生じやすく、同一コイル内における材質が不
安定となる場合がある。前記例示の技術をはじめとする
これまでの技術については、いずれも表面性状および材
質安定性に関しては考慮されていない。また、深絞り性
を改善するために提案されている極低炭素IF鋼板の製
造方法は、もっぱら連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛
めっきラインによって製造することが前提となってお
り、バッチ焼鈍でのさらなる深絞り用高強度冷延鋼板の
製造方法については検討がなされていない。なお、特開
昭59−197526号公報に開示の深絞り用冷延鋼板
の製造方法には、コイル内の材質均一性への配慮が見ら
れるものの、P含有量が0.02%未満の鋼を実質的対
象としており、Pをある程度含有したP含有高強度鋼に
おける上述の問題に対する解決策は示唆されていない。
【0007】本発明はこのような状況に鑑み、ある程度
のPを含有しながら、プレス成形後の表面性状に優れ、
かつ製造時の材質安定性に優れる深絞り用高強度冷延鋼
板およびバッチ焼鈍による同冷延鋼板の製造方法を提供
するものである。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明者らが前述の問題
に対する解決策を鋭意検討した結果、以下の知見を得
た。まず、プレス成形後の鋼板の表面性状と加工性を両
立させるためにはSi, Mn, P量の適正化が必要であ
り、そのためにはP量とSi, Mn量の添加比率を制御
することが重要である。これを示す実験結果を以下に述
べる。
【0009】下記表1(a)の成分の鋼について、常法
により連続鋳造、熱延(仕上温度900℃、巻取温度5
60℃)、酸洗、冷延を行った後、830℃×90sの
連続焼鈍を施し、板厚0.8mmの焼鈍板を得た。さらに
伸び率0.5%のSKP(スキンパス)圧延を行い、引
張試験、r値測定およびプレス成形後の表面性状の確認
を行った。
【0010】引張試験は圧延方向に対して直角方向より
採取したJIS5号試験片にて行った。深絞り性の指標
であるr値は、圧延方向に対して0,45,90度方向
に採取したJIS5号引張試験片の10%変形時の板幅
歪みと板厚歪みの対数比をそれぞれr0,r45,r9
0として下記式により求めた。 r=(1/4)r0+(1/2)r45+(1/4)r
90 表面性状に関しては、プレス成形により伸び歪3%を付
与した鋼板の表面を砥石掛けし、目視により起伏の程度
を4段階で判定した。値が小さい方が起伏が少なく、表
面性状が良好である。これらの調査結果を同表(b)に
示す。表中の値1は下記式(元素記号は当該元素のmass
%を示す。)による値であり、おおよそPによる強化量
とSi, Mnによる強化量の比である。 値1=100P/(10Si+2.5Mn)
【0011】
【表1】
【0012】表1(b)より、値1が小さい場合は深絞
り性が劣化し、また大きくなるにつれてプレス後の表面
性状か劣化している。PはSi, Mnに比較して添加に
よる強化能あたりの特性劣化が少ない元素であり、この
特性を有効に活用するためには、値1を0.8以上、好
ましくは1.0以上とすることが必要であることがわか
る。
【0013】また、表面性状に関しては、Pに対してS
i, Mnよる強化が有利である。これはSi,Mnの鋳
造時の偏析がPに比較して軽微であり、圧延後の鋼板内
で地鉄中に均等に分散して存在するため、Si, Mnが
適宜添加された鋼においては、P偏析部位と地鉄との強
度差が減少し、プレス成形後のゴースト発生を軽減する
効果をもたらすことによると考えられる。自動車用鋼板
等、表面性状に対する要求の厳しい用途には表中の評価
(表面性状ランク)で3以上は問題であり、そのために
は値1を3.0以下にする必要があることがわかる。
【0014】一方、コイル内、特に長手方向の材質安定
性に関してはTi, Nb, C, Nの添加バランスを制御
することが必要であることを見出した。これを示す実験
結果を以下に述べる。表2(a)に示す成分の鋼につい
て、常法により連続鋳造、熱延(仕上温度910℃、巻
取温度600℃)、酸洗、冷延を行った後、850℃×
90sの連続焼鈍を施し、板厚0.8mmの焼鈍板を得
た。次いで伸び率0.5%のSKP圧延を行い、コイル
の長手方向先端部(T)と中央部(M)について、前述
同様の引張試験、r値測定を行った。結果を同表(b)
に示す。値2は下記式(元素記号は当該元素のmass%を
示す。)にて計算され、鋼板中のCに対して結合可能な
Ti,Nbとのおおよその比を示す。 値2={Ti−(48/14)N+(48/93)N
b}/C
【0015】
【表2】
【0016】表2(b)より、値2が10未満の場合
は、コイル長手方向の材質差が大きくなることがわか
る。これは、所定のP, Mn, Siを含有する極低炭素
高強度鋼板において、その材質安定性にはTiC, Nb
Cの析出形態が係わっており、C量をTi,N,Nbの
量にて規定される一定量以下とした場合には、熱履歴に
より異なる析出形態を安定させる効果があるためと考え
られる。
【0017】さらに、Pを主強化元素とするTi含有極
低炭素鋼においては、適量のBの添加により深絞り性が
改善されることをも見出した。通常、Bは深絞り性を劣
化させる元素として知られているが、本発明の如くP,
Tiをある程度含有する鋼種においては、B添加により
FeTiPの析出部位および析出形態が変化する。その
ため鋼板の集合組織が変化し、深絞り性の改善に寄与す
ると考えられる。
【0018】本発明の深絞り用高強度冷延鋼板は以上の
知見に基づいて完成したものであり、その内容は以下の
通りである。すなわち、質量%で、 C : C ≦0.0040 Si: Si≦1.0 Mn: 0.5≦Mn≦2.0 P :0.03≦P ≦0.12 S : S ≦0.02 Al:0.01≦Al≦0.10 N : N ≦0.0040 Ti:0.02≦Ti≦0.07 Nb:0.01≦Nb≦0.07 B:0.0003≦B≦0.0020 かつ、下記式(1)、式(2)を満足する各元素を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物からなるものであ
る。なお、下記式中の元素記号は当該元素の含有量mass
%を示す。 0.8≦{100P/(10Si+2.5Mn)}≦3.0 …式(1) 10≦{Ti−(48/14)N+(48/93)Nb}/C …式(2)
【0019】以下、本発明鋼板の成分限定理由を説明す
る。単位は質量%である。 C≦0.0040 Cは加工性の向上および材質安定性の観点から固溶元素
として残留させることを避ける必要があり、そのために
添加するTi,Nb等の炭窒化物形成元素量の増大は加
工性の劣化を招くので、C量の上限を0.0040%と
する。下限は特に規定しないが、過度の低減はコストア
ップとなる割には特性安定性への寄与が小さいので、現
実的には0.0010%程度であろう。
【0020】Si≦1.0 Siは高強度化には有効な元素であり、0.1%以上の
添加が好ましいが、過剰な添加は加工性、溶融亜鉛めっ
き性、また冷延鋼板の化成処理性等を悪化させるので、
上限を1.0%とする。
【0021】0.5≦Mn≦2.0 Mnは強化を目的として添加する元素であり、0.5%
未満の添加ではその効果が過少である。このため、最低
限0.5%以上、好ましくは1.0%以上添加する。一
方、過度に添加すると添加量の増加と共に強化への寄与
が減少し、逆に延性の低下を招くことになるので、上限
を2.0%とする。
【0022】0.03≦P≦0.12 Pは添加による強化能が大きく、また深絞り性に及ぼす
悪影響が小さいため、深絞り用高強度鋼板には必須の元
素であり、0.03%以上添加する。また強度と加工性
のバランスを良好とするために、Mn,Siに対して下
記式(1)の下限値0.8以上、好ましくは1.0以上
の添加量を満足することが必要である。しかし過剰の添
加は2次加工脆性の劣化を招くため上限を0.12%と
する。さらに、プレス後のゴースト発生を防止するため
にはSi,Mnとの間で式(1)に示す上限値3.0以
下とする必要がある。 0.8≦{100P/(10Si+2.5Mn)}≦3.0……式(1)
【0023】S≦0.02 Sは鋼中で金属元素等と結合し硫化物系介在物となって
存在する。特に強化元素としてMnを多く含有する鋼の
場合、圧延後に伸張した多数の硫化物系介在物が鋼板の
延性劣化の原因となるので、なるべく低減することが望
ましく、上限を0.02%とする。
【0024】0.01≦Al≦0.10 Alは脱酸の目的で添加するが、0.01%未満ではそ
の効果が過少であり、一方0.10%を超えて添加して
もその効果が飽和するため、添加範囲の下限を0.01
%、上限を0.10%とする。
【0025】N≦0.0040 NはTiを含有する鋼中ではTiと結合してTiNを形
成し、加工性劣化の原因となるばかりでなく、Cを固定
するために添加されるTi量の増加を招くことになるた
め、できるだけ低減することが望ましく、その上限を
0.0040%とする。
【0026】0.02≦Ti≦0.07 0.01≦Nb≦0.07 Tiは鋼中でまずNと結合し、さらにPを多量に含む鋼
種ではFeTiP析出物を形成する。ついで、Mn添加
量が比較的多く、固溶Sの少ない鋼種ではCと結合す
る。Nbはある程度のTiを含有する鋼種では、主にC
と結合する。固溶Cの残存は深絞り性を劣化させ、また
Cに対して当量を超えて十分の炭化物形成元素を含有し
ない場合には、製造条件の微妙な変動により、材料特性
が大きくばらつく要因となる。そのため、Tiを少なく
とも0.02%、Nbを少なくとも0.01%添加する
ことが必要である。一方、過剰な添加はかえって鋼板の
特性劣化を招くと共にコストアップにつながるので、双
方の上限を0.07%とする。さらに、コイル内での材
質安定性を向上させるためには式(2)を満足すること
が必要である。 10≦{Ti−(48/14)N+(48/93)Nb}/C……式(2)
【0027】0.0003≦B≦0.0020 Bは通常、極低炭素IF鋼の耐2次加工脆性改善のため
に添加されるが、本発明では深絞り性改善をも目的とし
て添加する。それらの効果は0.0003%未満の添加
では過少であり、また0.0020%を超えて添加する
とかえって深絞り性が劣化するようになるため、添加範
囲の下限を0.0003%、上限を0.0020%とす
る。
【0028】次に、本発明の深絞り用高強度冷延鋼板の
製造方法について説明する。通常、本発明のP、Ti添
加極低炭素IF鋼板の製造においては、深絞り性に有害
なFeTiP析出物の生成を極力抑制する必要があるた
め、常法により連続鋳造等によって製造された鋼スラブ
を熱間圧延した後、低温(好ましくは630℃以下)で
巻き取り、さらに酸洗、冷延後、連続焼鈍ラインや連続
溶融亜鉛めっきライン等の短時間焼鈍が可能な設備で再
結晶焼鈍を行う。一方、熱延原板を酸洗し、冷間圧延
後、箱焼鈍(バッチ焼鈍)する場合には、再結晶焼鈍中
にFeTiPがある程度析出することは不可避であり、
熱延時に低温巻き取りを行うことによって得られる効果
は少ないどころか、かえって焼鈍時に析出するFeTi
P量を増やすことになり逆効果である。よって、バッチ
焼鈍を行う際の熱延原板は、常法により連続鋳造等によ
って製造された鋼スラブを熱間圧延した後、650℃以
上の比較的高温で巻き取り、熱延段階である程度のFe
TiPを析出させることが必要である。熱延巻取時にあ
る程度粗大に析出したFeTiPは、バッチ焼鈍のよう
な遅加熱焼鈍時にその場で析出するFeTiPに比較し
て粒成長をそれほど抑制しないために、深絞り性への悪
影響を防止することが可能となる。なお、熱間圧延の際
の仕上温度、冷却方式には制限はない。また、焼鈍温度
は再結晶温度以上であればよく、焼鈍方式は箱焼鈍であ
れば特にタイト焼鈍、オープン焼鈍の如何を問わない。
【0029】本発明の冷延鋼板は、これを原板として溶
融めっき、電気めっき、蒸着めっき等の各種めっきや、
各種の塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理を行うことが
でき、これらの表面処理を施すことにより各種表面処理
鋼板とすることができる。
【0030】
【実施例】[実施例A]下記表3に示した発明鋼および
比較鋼からなるスラブを常法により加熱、粗圧延後、仕
上げ温度890℃、巻取温度600℃にて熱延を行っ
た。引き続いて酸洗を行った後、圧下率75%で0.8
mm厚まで冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて820℃
×60秒の焼鈍を行い、さらに伸び率0.5%のSKP
圧延を施した。
【0031】
【表3】
【0032】鋼種No. 1〜12を用いた試料について機
械的性質、耐2次加工脆性およびプレス後の表面性状を
調べた。引張試験は圧延方向に対して直角方向より採取
したJIS5号試験片を用いて行った。また深絞り性の
指標であるr値は、先の実験と同様、下記式から算出し
た。 r=(1/4)r0+(1/2)r45+(1/4)r
90 また、耐2次加工脆性の指標である延性脆性遷移温度
(縦割れ温度)は、板厚0.8mmのブランクを絞り比
2.5で25mm径のカップに成形し、頂角30°の円錐
ポンチを1.5tの荷重でカップの開口部より圧下した
ときの破壊形態を各温度で調査して求めた。また、プレ
ス後の表面性状(ゴーストの発生状態)に関しては、プ
レス成形により伸び歪3%を付与した鋼板の表面を砥石
掛けし、目視により起伏の程度を小さいものから順に4
段階で判定し、ランク2以下を問題ないレベルとした。
これらの調査結果を表4に示す。
【0033】
【表4】
【0034】表4より、本発明条件を満足する鋼種(発
明鋼)No. 1〜8を用いた試料No.1〜8では、深絞り
性に優れ、ゴーストの発生も軽微であるが、本発明条件
を外れた鋼種(比較鋼)No. 9〜12を用いた試料No.
9〜12では、深絞り性及び/又はプレス後の表面性状
に劣ることがわかる。また、B添加量の過少な試料No.
10では耐2次加工脆性も劣化している。
【0035】次に表3の鋼種No. 1,4,7および13
〜15の6鋼種について、上記同様の熱延、酸洗、冷延
の後、850℃×60秒の連続焼鈍および伸び率0.5
%のSKP圧延を施したコイルの長手方向中央部(M)
およびトップ部(T)より引張試験片を採取して、機械
的性質を調査した。調査結果を表5に示す。
【0036】
【表5】
【0037】表5から明らかな通り、C,N,Ti,N
b量の適正化が行われていない鋼種No. 13〜15を用
いた試料No. 24〜26はコイル長手方向の材質に大き
な差異を生じているが、発明鋼を用いた試料No. 21〜
23では中央部、トップ部においてほとんど差がないこ
とがわかる。
【0038】[実施例B]下記表6に示した鋼を常法に
より連続鋳造した後、仕上温度890℃で3.2mm厚に
熱間圧延し、表7に示す温度にて巻き取り、酸洗し、
0.8mm厚に冷間圧延した後、同表に示す焼鈍条件にて
箱焼鈍を行い、さらに伸び率0.5%のSKP圧延を施
した。
【0039】
【表6】
【0040】
【表7】
【0041】得られた冷延鋼板のコイル長手方向中央部
(M)およびトップ部(T)から引張試験片を採取し、
機械的性質を調べた。また、実施例Aと同様にして縦割
れ温度、表面性状ランクを調べた。これらの調査結果を
表7に併せて示す。また、発明成分を満足する発明鋼
(鋼種A,D,F)を用いた試料No. 1〜3、6〜8、
10〜12について、巻取温度とElおよびr値との関
係を整理したグラフを図1に示す。
【0042】試料No. 15〜20は本発明成分を満足し
ない比較鋼を用いた例であり、B量の多い鋼種Iおよび
値1の小さい鋼種Kを用いた試料No. 15,17ではE
l、r値が劣っている。B量の少ない鋼種Jを用いた試
料No. 16では縦割れ温度が上昇し、また値1の大きい
鋼種Lを用いた試料No. 18ではプレス後の表面性状が
劣化している。また、値2の小さい鋼種M,Nを用いた
試料No. 19,20ではコイル内の材質特性のばらつき
が大きい。一方、図1から明らかなように、発明鋼を用
いた場合でも、巻取温度が本発明条件(650℃以上)
よりも低い試料No. 3,8および12ではEl、r値の
劣化が著しい。これらに対して、本発明の鋼成分、バッ
チ焼鈍下での製造条件を満足する発明例では、優れた深
絞り性を有し、また表面性状およびコイル内の材質均一
性にも優れている。
【0043】
【発明の効果】本発明の深絞り用高強度冷延鋼板によれ
ば、優れたプレス成形性を備え、しかも製品欠陥となる
ようなプレス後の表面欠陥がなく、かつ材質安定性にも
優れる。このため、自動車用鋼板等、外観に対する要求
が厳しく、また軽量化が要求される工業分野における素
材鋼板として最適である。また、本発明の製造方法によ
れば、バッチ焼鈍によっても、前記特性を備えた高強度
冷延鋼板を容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】冷延後、箱焼鈍によって再結晶焼鈍を行った実
施例における巻取温度とElおよびr値との関係を示す
グラフである。

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 質量%で、 C : C ≦0.0040 Si: Si≦1.0 Mn: 0.5≦Mn≦2.0 P :0.03≦P ≦0.12 S : S ≦0.02 Al:0.01≦Al≦0.10 N : N ≦0.0040 Ti:0.02≦Ti≦0.07 Nb:0.01≦Nb≦0.07 B:0.0003≦B≦0.0020 かつ、下記式(1)、式(2)を満足する各元素を含有
    し、残部がFe及び不可避的不純物からなるプレス成形
    後の表面性状および材質安定性に優れた深絞り用高強度
    冷延鋼板。 0.8≦{100P/(10Si+2.5Mn)}≦3.0 …式(1) 10≦{Ti−(48/14)N+(48/93)Nb}/C …式(2)
  2. 【請求項2】 請求項1に記載した成分を有する鋼スラ
    ブを熱間圧延した後、650℃以上で巻き取り、さらに
    酸洗し、冷間圧延した後、再結晶温度以上で箱焼鈍する
    プレス成形後の表面性状および材質安定性に優れた深絞
    り用高強度冷延鋼板の製造方法。
JP22258398A 1998-03-25 1998-08-06 プレス成形後の表面性状および材質安定性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 Pending JPH11335781A (ja)

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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8828153B2 (en) 2005-07-04 2014-09-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and high-strength plated steel sheet
WO2022223719A1 (en) * 2021-04-21 2022-10-27 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel strip or sheet and method for producing it

Cited By (2)

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