JPS6369923A - 焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製造方法 - 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、プレス成形性に優れ、しかもプレス成形後の
塗装焼付工程において、顕著な焼付硬化が得られる深絞
り用冷延鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

自動車の外装パネルには冷延鋼板が用いられる。

この冷延鋼板は、車体の軽量化を図るために、近年その
薄肉化が強く求められているが、薄肉化を進めようとす
ると、高い耐プント性、すなわち指で押したり石が当た
ったとき永久変形を起こし難い性質が必要となる。

−Ｃに、この耐プント性は降伏応力が高いほど良好とさ
れるが、一方でこの種の鋼板は良好なプレス成形性を必
要とするので、ｒ値が高く降伏応力の低いことが求めら
れる。すなわち、降伏応力はプレス成形性の面からは低
いことが要求され、耐プント性の面からは高いことが求
められるのである。

焼付硬化は、この降伏応力についての矛盾を解消するも
のである。すなわち、焼付硬化は塗装焼付時に実施され
る１４０〜２００℃、１０〜３０分程度の熱処理で降伏
応力の向上をもたらすので、プレス成形時には降伏応力
が低くてもその後の塗装焼付において降伏応力が高める
ことができるのである。したがって、自動車の外装パネ
ルに用いられる冷延鋼板には、ｒ値の高いことと合わせ
て、この焼付硬化性の優れることが強く求められる。

そして、このような要求に沿った冷延鋼板は、従来は次
の三つの方法で製造可能なことが知られている。

第１は特公昭６１−７４５２号公報に見られるように、
本来ｒ値が高く、降伏応力の低い低次Ａ１キルド鋼に成
分調整を施し、これを熱間圧延、冷間圧延後、バッチ焼
鈍することにより焼付硬化性を与える方法である。第２
の方法は、特公昭６０−４６１６６号公報に示されるよ
うに、極低炭素鋼に適量のＴｉを添加した冷延鋼板を８
５０℃以上の高温で連続焼鈍するものであり、第３の方
法は、特公昭６０−４７３２８号公報に示されるように
、Ｂ、Ｔｔ、Ｎｂを複合添加した極低炭素鋼を熱間圧延
、冷間圧延後、連続焼鈍するものである。しかしながら
、これら従来方法はいずれも次のような問題を有してい
る。

〔発明が解決しようとする問題点〕

第１の従来方法は、冷間圧延後の焼鈍を７ｓｒノチ炉で
行うため、生産性に問題がある。これに対し、第２、第
３の従来方法はいずれも連続焼鈍を用いるので生産性に
は優れるが、第２の従来方法にあっては焼鈍温度が８５
０℃以上と高い。このような高温で連続焼鈍を行うと、
鋼板の平坦度が低下し、かつ破断を生しやすくなるばか
りでな（、炉寿命、熱エネルギーの面でも不利となる。

また、第３の従来方法は、固溶Ｂが焼付硬化性の発現を
助長するので、第２の従来方法とくらべて焼鈍温度を低
下させることができる反面、必要量の固溶Ｂを確保のた
めに最小でもｓｐｐｍのＢを必要とする。このような多
量のＢは製品コストを高めるのみならず、スラブ割れを
生じやすくし、製品工程でトラブルを多発させる原因と
なる。

本発明はこれらの問題点を全て解決して、高ｒ値、高焼
付硬化性の冷延鋼板を生産性よく経済的に製造する方法
を提供するものである。

〔問題点を解決するための手段〕

基本的に、本発明の方法は高ｒ値を確保しつつ、Ｂに依
存することなくしかも低温の連続焼鈍で高焼付硬化性を
冷延鋼板に付与せしめるものである。

この場合、新たな高コスト成分を使用したり、製造工程
を複雑化したのでは、生産性、経済性の向上は望めない
。本発明の方法は高コスト成分の使用、製造工程の複雑
化を回避しつつ、冷延鋼板に高ｒ値、高焼付硬化性を付
与し得る、極めて合理的な方法であり、下記の冶金反応
を背景とするものである。

焼鈍後に存在する固溶Ｃは、焼付硬化性の付与に有効と
される。しかし、その反面、固溶Ｃが多く存在すると、
ｒ値を低下させる結果になる。またＮ、Ｓといった元素
もｒ値を低下させる原因になる。本発明の方法では、Ｃ
をＯ，ＯＯ３％以下に抑えた極低炭素鋼において、鋼中
Ｃ，Ｎ、Ｓのほとんど全部を析出固定させるのに必要な
量のＴｉを添加しておく。こうすることにより、ともか
く非時効で、ｒ値の高い鋼板の基礎ができる。そして先
ず、この極低炭素鋼に対して熱間圧延を行い、その終了
温度をＡｒ＝点以上する。こうすることにより、この熱
間圧延も高ｒ値の確保に有効に寄与することになる。そ
して次に、この熱間圧延後、急冷して低温で巻き取る。

こうすることにより、ＴｉＣがダイホールあるいはクラ
スターの状態になって粗大に析出するのが阻止される。

熱延板においてＴｉＣが粗大だと、それを溶解するため
に冷間圧延後に高温で連続焼鈍を行う必要が生じるが、
ＴｉＣが析出物の形をとらず、ＴｉＣダイホールあるい
はＴｉＣクラスターの状態にしておくと、連続焼鈍時に
焼鈍温度が低くてもＴｉＣ力り容解し、焼鈍後の鋼板に
焼付硬化性を与えることが可能となる。ただし、巻き取
り温度が低くなりすぎると、Ｃの多くが固溶状態になっ
てしまい、焼鈍後に高ｒ値が得られなくなる。すなわち
、Ｃ：０．００３％以下の極低炭素鋼の熱延板において
ＴｉＣをダイホールやクラスターのような不安定な結合
状態にしておくことにより、低温の連続焼鈍でＣが都合
よく一部適量固溶し、これにより固溶Ｂに依存すること
なく高ｒ値を確保したままで焼付硬化性が得られること
になるのである。

本発明はこのような知見を骨子とするもので、その要旨
とするところは、Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｍｎ　：０．０３〜０．６０％、Ｓ：５０．００７％、
Ｎ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：ｏ、ｏｏｓ
〜０゜０６０％でかつＴｉ≧４×（Ｃ＋１２／１４Ｎ＋
１２／３４Ｓ−０，００１０）を含み、更に必要に応じ
てＢ：０．０Ｏ０１〜０．０００４％を含み、残部Ｆｅ
および不可避的不純物よりなる鋼をＡｒ３点以上の圧延
終了温度で熱間圧延した後、直ちに急冷して２００〜４
８０℃で巻き取り、次いで圧下率６０％以上で冷間圧延
後に７００〜８５０℃で連続焼鈍する冷延鋼板の製造方
法にある。

本発明の方法によれば、１．９以上のｒ値と４．０ｋｇ
ｆ／ｎｖ＋”以上の焼付硬化性が得られる。

以下、数値限定についての条件を述べ、本発明の構成を
更に明瞭にする。

Ｏ成分組織 Ｃ：焼鈍後に一部を固溶Ｃの形で存在させて焼付硬化性
の付与に寄与し、残りをＴｉにより固定してｒ値の低下
を抑える。Ｏ，０Ｏ１０％未満では固？？ｊＣが不足し
４．０　ｋｇｆ／ｎｕ＋＋２以上の焼付硬化性は得られ
ない。逆に０．００３０％を超えると、固溶Ｃが過多と
なり、ｒ値を低下させる。このようにＣ量の調整は重要
であり、製鋼時の脱炭によりＣ量をｏ、ｏｏｉｏ〜０．
００３０％の範囲に規制することは本発明の大きなポイ
ントである。

Ｍｎ：熱間脆性を防ぐのに有効な元素であるが、０．０
３％未満ではその効果が十分でない。ただし、０．６０
％超では熱間脆性の防止効果が飽和し、もっばらコスト
上昇の原因になる。

Ｎ：脆化を生じ、ｒ値を低下させる原因になるので少な
いほうが望ましいが、０．０００５％未満に抑えようと
する製鋼コストが上昇する。一方、０゜００３０％超で
は固定に必要なＴｉ量が増加し、コスト上昇を招く上に
ｒ値も低下させる。

Ｓ：熱延板の段階において、粗大なＴｉＳを形成するこ
とから、ＴｉＣを粗大化する原因になり、焼付硬化性を
与える際の大きな障害になる。したがって本発明では０
．００７％以下に抑えることが重要である。下限りつい
ては、Ｓ量が低いほど焼付硬化性を高めることができる
ので、特に制限を設けないが、実際には製鋼コスト等の
点から自ずと限界が決まる。

Ｔｉ　：ＮおよびＳの全景を固定し、かつＣについても
ｔｏｐｐｍ程度を除いて残り全部を固定することのでき
る量が必要である。この量は、後で詳述するとおりＴｉ
上４Ｘ　（Ｃ＋１２／１４Ｎ１２／３４Ｓ−０，００１
０）なる関係式で基本的に表される。Ｔｉがこの関係を
満足しないときはＣ１Ｎ、Ｓの固定が不十分で所望のｒ
値が得られない。

ただし、この関係が満足されていても０．００８％未満
のＴｉでは、ＴｉＣ，ＴｉＮ、ＴｉＳの固定が不足して
ｒ値を低下させ、０．０６０％超では熱延板の段階にお
いて粗大なＴｉＣが形成されやすく、所望の焼付硬化性
を得ることができなくなる。

Ｂ：特に２次加工脆性を防止する場合にｏ、　ｏ　ｏ　
。

１〜０．０００４％の添加が有効である。ここにおける
Ｂは焼付硬化を発現させるものではなく、粒界に偏析を
生じさせて粒界の強化を図ることを目的とするものであ
り、この観点から０．０００１％以上の添加が有効であ
る。一方、０．０００４％超の添加は、粒界強化に対し
て効果がないばかりでなく、コスト上昇、スラブ割れの
要因をつくる。

不可避物的不純物：Ｓｏｌ、ＡＩ、Ｐ、Ｓｉ等をいう。

これらはＮ、Ｓと同様高ｒ値、高焼付効果性を付与する
際の障害となるので極力少なくするほう力（よく、目安
となるのはＳｏｌ、ＡＩ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％
、ＳｉＳ２．１０％である。、下限については、いずれ
も少なければ少ないほどよいので、下限をもうけない、
ただし、少なくすると製鋼コストの上昇につながる場合
がある。ただし、高張力鋼板を製造する場合にはＰｏ、
０３〜０゜１２％、Ｓｉ０．１〜１．０％の含有が有効
である。

○　熱間圧延 圧延終了後＝オーステナイト域で熱間圧延を終了しない
と、フェライト相が加工されて集合Ｍｉｍが形成される
。その結果、ｒ値が低下するので、Ａｒ５点以上の温度
で熱間圧延を終了することが必要である。圧延終了温度
の上限については、特にもうけないが、９５０℃以下が
普通である。

圧延後の冷却：この冷却速度が不足すると、ＴｉＣが粗
大な析出物となるので、熱間圧延後は少なくとも５００
℃付近まで出来るだけ急速に冷却することが望まれる。

具体的には、２０℃／　ｓ　ｅ　ｃ以上が望まれるが、
熱間圧延後の冷却速度を実際に制御することは困難であ
るので、冷却速度を特定することは避ける。急冷手段と
して一般に採用されている水冷を仕上圧延直後に行うこ
とにより、２０〜ｂ 巻き取り温度二本発明において重要な事項であり、熱延
板を急冷後、４８０℃以下の温度で巻き取ることにより
ＴｉＣが粗大析出物の形をとらず、ＴｉＣダイポールあ
るいはＴｉＣクラスグーの状態にされ、冷延後の連続焼
鈍を８５０℃以下で実施してもＴｉＣが溶解し、適量の
固溶Ｃを生じることにより４　ｋｇｆ／ｓ＋ｗ”以上の
焼付硬化性を発現させることができる。すなわち、この
巻き取り温度が通常設定される５００〜７００℃の場合
にはＴｉＣの粗大析出物が生じ、８５０℃以下の連続焼
鈍では所望の焼付硬化性が得られない。ただし、この巻
き取り温度が２００℃未満になると、熱延板中に固溶炭
素が増え、望ましい再結晶集合ｕｍが発達しないためｒ
値が低下する。

Ｏ冷間圧延 通常の条件で行えばよく、圧下率は６０〜９５％程度で
ある。なお、圧下率が６０％未満は冷間圧延集合Ｍｉ織
の発達が不足で、望ましい再結晶集合組織、すなわち高
いｒ値が得られない。

○　連続焼鈍 焼鈍温度ニア００℃未満では焼鈍時の再結晶が不安定と
なり、ｒ値を低下させる。８５０℃超では板の破断が生
じやすくなるとともに、板の平坦度が悪化し、更に何と
いっても熱経済性が低下する。

保持時間二通常の条件で行えばよく、０秒〜６０秒が生
産性から望ましい。

〔実施冷〕

○　実施例１ 第１表に成分組織を示す極低炭素鋼を転炉溶製し、その
スラブを１１００℃に加熱後、圧延終了温度８９０℃、
仕上板厚４．０ｖａで熱間圧延した。

この鋼のＡｒ、点は８６０℃である。そして、圧延後の
複数の鋼板に対し、スプレー冷却（推定冷却速度１５℃
／５ｅｃ）により急冷を行い、これらを巻き取る際に巻
き取り温度として常温から７００゛Ｃまでの種々の温度
を設定した。

次に、得られた各コイルを巻き戻しながら酸洗し、０．
７１厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍炉で８００℃、４
Ｑｓｅｃ均熱、ガスジェット冷却（冷却速度約１５℃／
５ｅｃ）の連続焼鈍を行い、更に伸び率０．３％でｌｌ
ｔ圧延を行った。

最後に、得られた各種鋼板から３方向にＪＩＳ５号引張
試験片を採取し、各々についてｒ値と焼付硬化性とを測
定した。なお、焼付硬化性については、試験片に引張り
により圧延方向の２％予歪を加え、一旦除荷した後１７
０℃、２０分の焼付相当熱処理を施してから、再度引張
りを行い、このときの降伏応力の上昇量を測定すること
により評価した。

第　　　１　　　表（ｗｔ％） ※Ｔｉ−４（Ｃ＋１２／１４Ｎ　＋１２／３４Ｓ　−０
，００１０）結果を第１図に示す。この冷延鋼板は成分
組成が本発明範囲内であり、製造条件も一部の巻き取り
温度を除き本発明の範囲内にある。同図から明らかなよ
うに、巻き取り温度が本発明範囲外の４８０℃超ではｒ
値は高いものの、４　ｋｇｆ７’＋＋ｍ”　（Ｄ焼付硬
化性は得られず、同２００℃未満では焼付硬化性は良好
なるもｒ値が１．９未満となる。

○　実施例２ 成分組成を第２表に示す範囲内で種々調整した２３種類
の鋼を溶製し、更に各鋼を実施例１と同じ方法で冷間圧
延した後、ｒ値と焼付硬化性とを測定して、Ｃ，Ｎ、Ｓ
とＴｉとの関係がｒ値および焼付硬化性に与える影響を
調査した。なお、巻き取り温度は３５０〜４００℃とし
た。結果を第２図に示す。

※Ｔｉ−４（Ｃ＋１２／１４Ｎ　＋１２／３４Ｓ　−０
，００１０）第２図において、Ｏはｒ値が１．９以上で
焼付硬化性が４．０　ｋｇｆ／ｍｓ”以上、・はｒ４Ｉ
ｉが１．９以上で焼付硬化性が４．０　ｋｇｆ／ｍｍｚ
未満、△はｒ値が１．９未満で焼付硬化性が４．０　ｋ
ｇｆ／ｍｍ”以上、ムはｒ値が１．９未満で焼付硬化性
が４．０　ｋｇｆ／ｍ＋ｗ！未満をそれぞれ表している
。また、直線ＸはＴｉ−４Ｘ　（Ｃ＋１２／１４Ｎ＋１
２／３４３−０．００１０）、直線ＹはＴｉＳ０．０６
％である。

同図より明らかなように、ｒ値が１．９以上、焼付硬化
性が４．０　ｋｇｆ／ｍｎ”以上を同時達成するために
は、Ｔｉ≧４Ｘ　（Ｃ＋１２／１４Ｎ＋１２／３４３−
０．００１０）でかつＴｉＳ２．０６％を満足しなけれ
ばならない。

○　実施例３ 第３表に示す組成の鋼Ａ−Ｅを、第４表に示す製造方法
ぬ１〜１０で冷延鋼板とし、各鋼板の材料特性を調査し
た結果を第４表に併示する。なお、表中、★は本発明範
囲外を表している。第２表に表されている以外の製造条
件は下記のとおりである。

スラブ加熱温度：１１５０℃ 熱間圧延後の冷却速度：３０℃／　ｓ　ｅ　ｃ連続焼鈍
均熱時間：４０秒 調圧伸び率：０．５％ 第　　　３　　　表（ｗｔ％） ※Ｔｉ−４（Ｃ＋１２／１４Ｎ＋１２／３４Ｓ　−０，
００１Ｑ）ｗ４Ａ−Ｄが本発明範囲内の成分組成を有し
ているのに対し、鋼りはＮｉｌが多く、鋼ＥはＳ量が多
く、いずれも本発明範囲外の成分組成となっている。各
鋼のＡｒ＝点はＡ：８５０℃、Ｂ：８４０℃、Ｃ：８４
０℃、Ｄ；８５０℃、ｇ：　８６０℃である。

製造方法隘１においては、本発明範囲内の成分組成の鋼
Ａを本発明範囲内の製造条件で冷延鋼板としており、ｒ
値、焼付硬化性ともに所望の値を得ている。

ｌｌ＆１２は、磁１で使用したのと同し鋼Ａを用いてい
るが、熱間圧延終了温度がＡｒ１点未満であるため、ｒ
値が低下している。

寛３も鋼Ａを用いているが、連続焼鈍温度が低いために
、ｒ値の低いものとなっている。

−４〜６においては、本発明範囲内の成分組成の鋼Ｂ、
Ｃを本発明範囲内の製造条件で冷延鋼板としており、ｒ
値、焼付硬化性ともに所望の値を得ている。

隘７は、本発明範囲内の成分組成のＥＣを用いているが
、熱間圧延後の巻き取り温度が高いために、焼付硬化性
が低下している。

障８も鋼Ｃを用いているが、巻き取り温度が低いために
、ｒ値の低いものとなっている。

隨９は、使用調ＤＯＮ量が高いために、他の条件は本発
明範囲内に制限されているものの、ｒ値の低いものとな
っている。

寛１０は、使用鋼のＳ量が高いために、焼付硬化性の低
いものとなっている。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように、本発明の製造方法によ
り得られる冷延鋼板は、ｒ値、焼付硬化性ともに良好で
、プレス成形時には軟質で成形性に優れ、プレス成形後
の塗装焼付工程において耐プント性が向上するので、自
動車の外装パネル等に対して特に良好な適性を示し、そ
の薄肉化、軽量化等に大きく貢献するものとなる。その
上、本発明の方法により製造される鋼板は、焼付硬化性
を与えるにあたりＢ等の高コスト成分を多量に使用する
必要がなく、また複雑な熱処理や高温の熱処理を必要と
することもないので、経済性、生産性に著しく優れ、こ
れにより製造コストの大幅な引下げを期待できるものと
なる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明の根拠を示すグラフで、第
１図は巻き取り温度がｒ値および焼付硬化性に及ぼす影
響を示し、第２図はＴｔとＣ，Ｎ。 Ｓとの関係がｒ値および焼付硬化性に及ぼす影響を示し
ている。 −嬬　嚢寞む≦ ＞　　　　Ｘ μメ

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｎ：０．
   ０３〜０．６０％、Ｓ：≦０．００７％、Ｎ：０．００
   ０５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０６０
   ％でかつＴｉ≧４×（Ｃ＋１２／１４Ｎ＋１２／３４Ｓ
   −０．００１０）を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
   物よりなる鋼をＡｒ＿３以上の圧延終了温度で熱間圧延
   した後、直ちに急冷して２００〜４８０℃で巻き取り、
   次いで圧下率６０％以上で冷間圧延後に７００〜８５０
   ℃で連続焼鈍することを特徴とする焼付硬化性をもつ深
   絞り用冷延鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｎ：０．
   ０３〜０．６０％、Ｓ：≦０．００７％、Ｎ：０．００
   ０５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００
   ４、Ｔｉ：０．００８〜０．０６０％でかつＴｉ≧４×
   （Ｃ＋１２／１４Ｎ＋１２／３４Ｓ−０．００１０）を
   含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡｒ
   ＿３以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、直ちに急冷
   して２００〜４８０℃で巻き取り、次いで圧下率６０％
   以上で冷間圧延後に７００〜８５０℃で連続焼鈍するこ
   とを特徴とする焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製
   造方法。