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Info
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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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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）
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
【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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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）
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。
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。
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
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。
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。
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）
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。
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。
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。
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）
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。
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。
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。
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）
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
〜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。
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。
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。
（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。
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。
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。
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)
- 【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） - 【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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22258398A JPH11335781A (ja) | 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 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9847098 | 1998-03-25 | ||
| JP10-98470 | 1998-03-25 | ||
| JP22258398A JPH11335781A (ja) | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335781A true JPH11335781A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=26439638
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22258398A Pending JPH11335781A (ja) | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11335781A (ja) |
Cited By (2)
| 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 |
-
1998
- 1998-08-06 JP JP22258398A patent/JPH11335781A/ja active Pending
Cited By (2)
| 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 |
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