WO1994006948A1

WO1994006948A1 - Ferrite single phase cold rolled steel sheet or fused zinc plated steel sheet for cold non-ageing deep drawing and method for manufacturing the same

Info

Publication number: WO1994006948A1
Application number: PCT/JP1993/001314
Authority: WO
Inventors: Kohsaku Ushioda; Naoki Yoshinaga; Yoshikazu Matsumura; Osamu Akisue; Kunio Nishimura; Hidekuni Murakami
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1992-09-14
Filing date: 1993-09-14
Publication date: 1994-03-31
Also published as: EP0612857A1; DE69325791D1; EP0612857A4; KR0128986B1; US5486241A; EP0612857B1

Description

明細書耐二次加工性脆化特性と塗装焼付け硬化特性に優れた常温非時効性深絞り用フユライト単相冷延鐧板および溶融亜鉛めつき鋼板ならびにそれらの製造方法技術分野

本発明は、常温非時効深絞り用フユライト単相冷延鐧板および溶融亜鉛めつき鐧扳ならびにそれらの製造方法に関する。

本発明が係わる冷延鋼板および溶融亜鉛めつき鋼板とは、自動車. 家庭電気製品、建物などのプレス成形をして使用されるものである < 本発明による鋼板は、強度と加工性を兼ね備えた鐧板であるので、使用に当っては今までの鋼板より扳厚を減少できること、すなわち軽量化が可能となる。したがって、地球環境保全に寄与できるものと期待される。背景技術

溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。

このような極低炭素鋼板は、一般的に Tiおよび Nbのうち少なくとも 1種を舍有することはよく知られている。すなわち、 Tiおよび Nb は、鐧中の侵入型固溶元素（ C > N ) と強い引力の相互作用を持ち. 炭窒化物を容易に形成する。したがって、侵入型固溶元素の存在しない鐧（IF鐧： Interstitial Free Steel)が得られる。 IF鐧は、歪時効や加工性を劣化させる原因となる侵入型固溶元素を舍まないので、非時効で極めて良好な加工性を有する特徴がある。さらに、 Ti や Nbの添加は粗大化しやすい極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化し、冷延焼鈍板の深絞り性を改善する重要な役割も持つ。しかし、 Tiや Nbを添加した極低炭素鐧は次のような問題を有する。第一に製造コストが高くつく点である。すなわち、極低炭素化のための真空処理コストに加え、高価な Πや Nbの添加を必要とする点である。第二に製品板に固溶 Cや Nが残存しないので、二次加工脆化が発生したり塗装焼き付け硬化が消失したりする。第三に Tiや Nbは強い酸化物形成元素であり、これらの酸化物が表面品質を劣化させたりする。

IF鋼のこのような問題を解決する目的で、従来から多くの研究開発が行われてきた。例えば、特開昭 60— 197846号公報および特開昭 63-72830号公報では、 Tiや Nbを添加しない極低炭素鋼板およびその製造方法が開示されており、基本的には C量が 0.0010〜 0.0080%の鐧を連続焼鈍するに際し、高温焼鈍を用いていったん一部の o を r に変態させ、冷却速度を制御して r からの低温変態生成物を生成し. これととの混合組織にすることにより、上記課題を解決している , しかし、極低炭素鋼の（ α十 7" ) 二相域は極めて狭く、精度よく温度制御することは困難であり、また高温焼鈍に付随する種々の問題例えば高温通板性が不良、板形状が悪い、ヱネルギ一消費量が多いなどの問題が発生する。したがって、本発明の鐧扳は α単相の組織から成るものとする。また、特開昭 59-80727号公報、特開昭 60_ 103129号公報、特開平 1 一 184251号公報などにおいては、 Tiや Nbなどの高価な元素を添加せず、 C量が 0.0015%以下の領域を舍む冷延鐧板およびその製造方法が開示されている。しかし、これらの場合には、本発明の 1 つの特徴である Bが添加されていない。全 C量が 0.0015%以下となると、たとえ Tiや Nbが添加されていなくとも、結晶粒界に存在する Cが極度に減少し、二次加工脆化が発生する。さらに、特開昭 58— 141335号公報においては、 C量が 0.0015%以下の領域を舍み、かつ Bを 0.0005〜0.0020%添加している。しかし、 C 量が 0.0015%以下の領域となると、一般的に熱間圧延板の結晶粒径が粗大となり、冷延焼鈍板の r値（平均ランクフォード値）が確保できない。したがって、添加元素あるいは熱間圧延方法に何らかの対策が必要となる。

一方、ゼンジマー方式の連続溶融亜鉛めつき設備で溶融亜鉛めつき鋼板を製造するにあたり、 Tiや Nbなど酸化物を容易に形成して安定化する元素が添加されていると、めっき処理前に還元しても酸化膜が表面に残存する傾向にある。このような酸化膜は、めっき濡れ性や Feと Znの合金化反応に影響し、高品質の鐧板の安定製造を困難にする。発明の開示

本発明は Tiや Nbなどの高価な添加元素を使用しない極低炭素鋼を用いて、常温非時効で、耐二次加工脆化特性、塗装焼き付け硬化特性、深絞り特性が良好であり、さらに溶融亜鉛めつき特性にも優れた冷延鋼板または溶融亜鉛めつき鐧扳を提供することを目的とする, 本発明者らは先ず Ti, Nbなどの高価な炭窒化物形成元素を使用せずに常温非時効特性を得ることの手段について鋭意研究を行った結果、全 C量を一定量以下に制御した or単相の組織からなる極低炭素 A1キルド鐧を用いることが極めて有効であることを見出した。

すなわち、本発明鐧では A1を添加することにより製品板において Nを A1Nとして固定しうるので、歪時効の原因となる Cの量を特定する必要がある。本発明者らは全 C量を 15ppm 以下に減少せしめると、たとえ調質圧延率が 0.5%と通常より'低圧延率でも、安定的に常温で非時効にすることができることを究明したのである。か、る新規知見は下記の実験によって得られた。

第 1 表に示す組成を有する鐧を実験室的に真空溶製した。すなわち、鋼 A ( A— 1 〜A— 5 ) と鐧 B ( B — 1 〜 B _ 5 ) のグループは、 C量が 0.0003%から 0.0030%まで 5水準変化している。ここで P量が、鐧 Aは 0.015%であり、鐧 B は 0.050%である。一方、鋼 C ( C 一 1 〜 C — 6 ) と鐧 D ( D — 1 〜 D — 6 ) のグループは、 P 量が 0.0002%から 0.04%まで 6水準変化している。ここで、鐧 Cは C量が 0.0005%であり、鐧 Dは C量が 0.0012%である。

このような化学組成を持つィンゴットを、スラブ加熱温度 1150て · 仕上温度 910て、巻取温度 710てで熱間圧延し、 4.0mm厚の鋼板とした。酸洗後 80%の圧下率の冷間圧延を施し、 0.8mmの冷延板とし. 次いで加熱速度 15'C /sec 、均熱 780'C X 50sec 、冷却速度 20°C Z sec の連続焼钝をした。さらに、 0.8%の圧下率の調質圧延をし、引張試験に供した。

引張試験方法は JIS2241記載の方法に従った。塗装焼付け硬化性 (BH性）は、 2 %引張予歪ののち 170て一 20min の焼き付け相当処理を行い、再度引張試験をした時の降伏点の上昇量である。

実験結果を第 1 図に示す。該図から明らかなように、 Tiや Nbなどを添加せずとも全 C量が 0.0015%以下になると、 100て一 1 hrの熱処理後の降伏点伸び（YP— E1 ) が 0.2%以下となり常温非時効の目標を達成することができる。

なお、 T iや Nbを添加した極低炭素鐧では全 C量が 0.0001 %以上になると良好な BH性を付与することが困難になるが、本発明鋼では第 1 図で示すように、全 C量が 0.0001〜 0.0015 %の範囲で良好な BH量を付与することができる。第 1 表

次に、本発明者らは耐二次加工脆化特性について研究した。

ところが、二次加工脆化の問題は、全 C量を上述の 15p pm 以下にすると発生しやすくなることが判明したのである。これは、粒界を強化する C量が著しく減少したためと考えられる。

さらにこの問題は深絞り性の改善や強度の上昇のために Pを添加することにより、さらに容易に発生することが判った。

かる問題を解決するためには、本発明鐧において、 Bを添加することが極めて有効であることが究明された。

第三に、本発明者らは T iや Nbなどの元素を添加しない極低炭素鐧板の深絞り性について研究した。

一般に、 T iや N bを添加しない鐧において、全 C量を低減すると熱間圧延板の結晶粒径は大きくなり、特に全 C量が 1 5 P P R1 以下の領域となると著しく大きくなり、時には板厚方向に延びた極めて粗大な柱状晶となる。しかし、深絞り性に好ましい板面 U 11 } 方位粒は初期結晶粒界から優先的に核生成するので、極低炭素化しても r値はむしろ低下する。そこで、 T iや Nbなど高価な元素を添加せずとも熱間圧延板の結晶粒径を細粒化する方策について検討を加えた結果 1 ) P添加が効果的であり、 0.01%以上の添加が好ましい、 2 ) B と共存するとこの効果がさらに顕著となる、 3 ) さらに好ましくは熱間圧延終了後 1.0秒以内に 50て /sec 以上の冷却速度で冷却すると、さらに細粒化することが判明した。上記 1 ) については理由がかならずしも明確でないが、 Pを添加すると a ) r粒が細粒化する b ) 変態したの粒成長が抑制される、ことなどが原因となったものと推察する。一方、 Bの添加は変態の速度を抑制するので変態後の粒径が小さくなるものと考えられる。また、熱間圧延仕上げ後の急冷は、粒成長の抑制や？" Z o 比の増加などにより細粒化に有効であったものと思われる。

こで第 1 図の場合と同じ条件で P添加による r値の変化について実験を行った。

その結果を第 2図に示す。該図から明らかなように、 Pを 0.01% 以上添加すると、 Tiや Nbを添加しない極低炭素鋼の欠点である低い r値、特に r ₄₅値（圧延方向に対し 45° 方向の r値）が著しく改善され、深絞り用鐧板として十分なレベルとなった。

また、 Mnは固溶体強化元素として降伏強度をあまり上舁させずに強度を上昇させるのに有効な元素である力従来より r値の向上には低 Mn化が好ましいと言われている。

しかしながら、本発明者らの研究により、 Mnは P と共存すると極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化するという新知見を得た, これは、両元素が熱力学的には Ar₃温度に対して相殺する方向に働き、かつ両元素とも r から orへの変態を速度論的には遅らせるためと思われる。したがって、 Mn量を著しく増加させると一般的には r 値が激しく劣化するが、本発明のように P量が 0.01%以上の極低炭素鐧では 3.0%まで添加してもそれほど劣化しないという有益な知見も得た。

すなわち、第 2図に示す実験例では Mnが 0.15%添加されている力く、このように Mnが多量に舍まれていても、 Pを 0.01%添加することにより高い r値を得ることができる。

さらに本発明者らが Mnと P との関係を究明したところ Mnを 0.2% 以上、 Pを 0.01%以上、かつ Mn十 20 P 0.3 の範囲で添加すると熱間圧延板の組織の細粒化を顕著に行うことができるので、 r値を高い値に維持したま ^強度を高くすることができることを知見した。かる知見は下記の実験によって得られた。

Fe-0.0010% C - 0.01%Si - 0.003 % S - 0.04 % A 1 - 0.0012 % N に 0.5%または 1 %Mnおよび 0 〜0.05% Pを舍有する鐧を実験室的に溶製した。得られた鐧片を 1100てに加熱し、 880〜 930'Cの仕上げ温度（Ar₃点直上の温度）で熱間圧延を行い、圧延終了後 0.5sec以内に 70'C Zsec の冷延速度で冷却し、 700'Cで巻取った。

その後 85ての圧下率で 0.7mm厚の冷延板とし、次いで加熱速度 10 ΐ /sec 、均熱 770。C X 40sec 、冷却速度 60'C /sec の焼钝を施した。このようにして得られた試料の実験結果を第 3図に示す。該図から明らかのように、 Pが零のときは、 Mn添加量が高いために r値は 1.1〜1.2 と極めて低いが、 Pが 0.01%添加されると r 値は急激に上昇し、 1.6〜1.7 の値が得られた。

すなわち、 Mnを 0.2%以上、 Pを 0.01%以上、かつ Mn + 20 P 0.3 の範囲で添加すると r値を高い値に維持したまゝ、熱間圧延板の結

Θ粒の細粒化の効果を顕著に得ることができ、強度を大幅に向上することができるのである。

なお、 B は耐二次加工脆化特性を改善するとともに本発明鋼の熱間圧延板の組織を細粒化せしめる効果を有しているので、本発明鐧がその目的を達成するために極めて有効な元素である。

すなわち、 Bは変態の速度を抑制するので態後の α粒径が小さくなるものと考えられ、 Ρ と共存することによりこの結晶細粒化効果がさらに顕著になるのである。

また、 Crも Si, Mn, P と同様強度を上昇させるのに有効な元素である。

したがって、本発明のように C量が 0.0015%以下の超極低炭素鐧の熱延板の組織の結晶粒径を微細化して強度の上昇を達成するために、さらに Crを所定量、特に Cr + 20 P ≥ 0 , 2 %の範囲で添加することは極めて有効である。

本発明は、また、溶融亜鉛めつき鐧板も対象とするが、本発明鋼にはめつき性を基本的に劣化させる T iや Nbを舍まないので優れためつき特性を有する。

一方、本発明の鐧板を製造するに際し、製品板の加工性（ r値）を確保するために、（Ar ₃— 100) 以上の仕上げ温度で熱間圧延を終了することと、熱延板の組織の結晶粒径の微細化のために熱間圧延終了後 1 秒以内、特に Mnを Mn十 20P ≥0.3 の関係で 0.2%以上または Crを Cr + 20 P 0.2 の関係で 0.1 %以上添加する場合は 0.5秒以内に 50て /sec 以上の冷却速度で冷却することにより本発明鐧を製造することができる。図面の簡単な説明

第 1 図は BH量および YP - El (100て — 1 hrの熱処理後）と C量との閬係を示す図である。

第 2図は 0.15% Mnの場合の r値および r ₄₅値と P量との関係を示す図である。

第 3図は 0.5%および 1 % Mnの場合の r値と P量との閬係を示す図である。発明を実施するための最良の形態

まず、本発明の化学成分について説明する。

C ： Cは製品の材質特性を決定する極めて重要な元素である。 C 量が 0.0015%超となると、もはや常温非時効でなくなるので、上限を 0.0015%とする。一方、 C量が 0.0001 %未満となると、二次加工脆化が発生する。また、製鐧技術上極めて到達困難な領域であり、コストも著しく上昇する。したがって、下限は 0.0001 %とする。なお、本発明の鐧板に溶融亜鉛めつきを施す場合、常温非時効性よりもプレス成形性を重視するときには、溶融亜鉛めつきの粒界への浸入を抑制するため、 Cの上限を 0.0018%にする。

Si ： Siは安価に強度を上舁させる元素であるが、 1.2%超となると化成処理性の低下ゃメツキ性の低下などの問題が生じるので、その上限を 1.2%とする。なお、溶融亜鉛めつきを施す場合は 0.7% 超でめっき不良が生じるので上限を 0.7%にするのが好ましい。

Mn : Mnは Siと同様に強度を上昇させるのに有効な元素である。また、 T iなどを添加しない本発明鐧では Mnが Sを固定するので、 ^は熱間圧延時の割れを防止する役割をもつ。低 Mn化は従来から r値の向上に好ましいと言われているが、 Mn量が 0.03%未満では熱間圧延時に割れが生じる。したがって、 Mn量の下限を 0.03%とする。一方. Pが 0.01%以上添加されている極低炭素鐧では Mnを 3.0%まで添加しても r値をほとんど低下せしめないので、本発明鋼での Mn量の上限は、 Pを 0.01〜0.15%の範囲で添加することを前提として、 3.0 %とする。

P ： P も Si, Mnと同様に強度を上昇させる元素として知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化する。さらに Tiや Nbを添加しない極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径は一般的に粗粒化する力 0.01%以上の Pの添加により、顕著に細粒化する。したがって、 P量の下限値を 0.01%とする。しかし、添加量が 0.15 %超となると、冷間圧延性の劣化、二次加工脆化などが発生するので、 P量の上限値を 0.15%とする。また、記述したように、 Pの細粒化効果は Mnと共存するとさらに顕著となる。

なお、本発明鐧において、 Mnが 0.2%以上の場合は Mn + 20 P ≥0.3 %の範囲で Mnおよび Pを添加することにより、より効果的に熱延板の結晶粒を細粒化することができる。

S ： S量は低いほうが好ましい力；、 0.0010%未満になると製造コストが上昇するので、これを下限値とする。一方、 0.020%超になると MnSが数多く析出して加工性が劣化するので、これを上限値とする。

A1 ： A1は脱酸調整に使用するが、 0.005%未満では安定して脱酸することが困難となる。一方、 0.1%超になるとコスト上昇を招く。したがって、これらの値を下限値および上限値とする。

N ： Nは低い方が好ましい。しかし、 0.0001%未満にするには著しいコスト上昇を招くので、これを下限値にする。一方、 0.0080% 超になると、もはや A1で Nを固定することが困難となり、歪時効の原因となる固溶 Nが残存したり、 A1Nの分率が増加したりして加工性が劣化する。したがって、 0.0080%を N量の上限値とする。

B ： B は結晶粒界に偏折し、二次加工脆化の防止に有効であるとともに熱延板の結晶粒径の細粒化に効果を有する。これらの結果は、 0.0001〜0.0030%の添加で十分である。 0.0001 %未満では上記効果は不十分であり、 0.0030 %超になると添加コストの上昇やスラブ割れの原因となる。

Cr : C iMn, P , S iと同様に強度を上异させるのに有効な元素である。 Crの添加量が 3 %超となると r値が低下し、さらに化成処理性やめつき性を劣化するので、その上限を 3 %とする。また、その添加量が 0.1%未満では強度上昇の効果が不十分である。

なお、本発明鐧のように Pを 0.01%以上添加する場合は Cr + 20 P ≥ 0.2%の範囲でと Pを添加することが必要である。

通常は Cr : 0.2〜 1.0%、 P ： 0.01〜 0.1%、および B ： 0.0002 〜0.0010%の範囲に添加することが好ましい。

Cr, P , Bなどの元素は Mn同様 r域での再結晶を抑制し、かつ r → :変態温度を低下させることにより変態の核生成頻度を増加させたり、変態 o粒の成長を抑制したりして、細粒化を達成するものと推察される。

次に本発明鋼の製造条件について述べる。先ず、上述した元素を有するスラブを 1000〜1350ての範囲で加熱し、熱間圧延を行う。その仕上り温度（熱延終了温度）は製品板の加工性（ r値）を確保するため、（Ar₃— 100) 'C以上の温度とする。また、熱延終了後、 1秒以内、好ましくは 0.5秒以内に 50て /sec 以上の冷却速度で巻取温度まで冷却する。

得られた鋼帯を 600〜 750'Cの範囲で巻取る。巻取温度が 750 'C 超となると、酸洗性が劣化したりコイルの長手方向で材質が不均一となるので、これを上限値とする。一方、 600'C未満となると熱間圧延板での A1Nの折出が不十分となるので、製品板の加工性が劣化する。したがって、これを下限値とする。

次いで上記鐧帯を冷間圧延するが、製品板の r値を確保する目的から圧下率を 60%以上とする。

引続き焼鈍温度が 600〜 900ての連続焼純を施す。焼鈍温度力 600 て未満では再結晶は不十分であり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上昇とともに加工性は向上するが、 900 'C超では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。

冷延鋼帯に溶融亜鉛めつきを施す場合は、該鋼带をたとえばゼンジマー方式の連続溶融亜鉛めつき設備へ送入し、軟化焼鈍、溶融亜鉛めつき、および必要に応じて合金化熱処理を行う。焼钝温度は 600 〜 900 °C とする。焼钝温度が 600て未満では、再結晶は不十分であり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上异とともに加工性は向上するが、 900'C超では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。

かくして、本発明は新思想と新知見に基づいて構築されたものであり、本発明によれば Tiや Nbなどの高価な元素を添加せずとも、常温非時効で、耐二次加工脆化特性、塗装焼き付け硬化特性、深絞り特性が良好で、かつめつき特性に優れた薄鐧板または溶融亜鉛めつき鋼板が得られる。実施例

実施例 1

第 2表に示す化学組成を有する鐧を実機規模で溶製、铸造し、続いて熱間圧延（加熱温度： 1200て、仕上温度： 930'C、巻取温度： 710t ) 、冷間圧延（圧下率： 80%) 、連続焼钝（780'C — 40sec の保定と 400て一 2 mii の過時効処理から成る）、調質圧延（0.8%) に供した。

引張試験は JIS2241記載の方法に従った。塗装焼付け硬化性（BH 性）は 2 %引張予歪ののち 170'C — 20min の焼付け相当処理を行い、再度引張試験をしたときの降伏点の上昇量である。

また、二次加工性は、焼鈍板を円盤に打ち抜き、絞り比 1.6で力ップに絞り、種々の温度に変化させた材料を円錐台状の工具の上に伏せて、高さ 1 mから 300kgの重りを落として衝撃を加え、破壊した場合の延性一脆性遷移温度によって評価し、一 20 'C以下の値を良好とした。 '

第 3表から明らかなように、本発明に従えば、 Tiや Nbなど高価な元素が添加されていない鋼を用いて、強度レベルが 30kgf /mm² から 45kgf/_mm² 級までの常温非時効深絞り用冷延鐧板が得られ、 BH 性能も同時に O CD兼ね備えることが可能である。また、微量 Bの添加により耐二次加工脆化特性が著しく改善されることがわかる。ここで鐧 3 — 1 , 3 — 2 は、 P と Mnの同時添加により高強度化したものである力く、高 Mnであるにもかかわらず良好な r値， r ₄₅値となる。これは P と Mnの同時添加は、熱間圧延板の細粒化にも有効であるためと考えられる。

第 2 表 OO CO r— 化学組成（wt%)

鐧 No.

C Si Mn P S Al N B

1一 1 0.03 0.15 0.03 0.060 O CO O 0.0003

O

1 -2 0.03 0.15 0.03 0.060

2— 1 0.02 0.12 0.08 0.040 0.0007O L 2-2 0.02 0.12 0.08 0.040

3- 1 0.0009 0.10 0.7 0.06 0.010 0.054

3-2 0.0009 0.10 1.8 0.06 0.010 0.054

第 3 表

実施例 2

第 2表の鐧 1 一 1 , 2 — 1 を用いて、熱間圧延終了後の冷却条件について実機設備を用いて検討を加えた。第 4表に熱間圧延条件と、製品板の r値および r ₄₅値との関係を示す。ここで、熱間圧延条件として、仕上げ後の冷却条件、特に急冷開始までの時間および冷却速度を検討した。また、冷間圧延は圧下率が 80%であり、扳厚は 0.8 mmである。 780'C — 40sec の連続焼鈍、および 0.8%の圧下率の調質圧延に供した。第 4表から明らかなように、通常の条件でも深絞り用鐧扳としての r値および r ₄₅値を満たすが、好ましくは熱間圧延終了後できるだけ速やかに急冷すると、 r値特に r ₄₅値が著しく改善される。これは、熱間圧延板の結晶粒径が熱間圧延直後急冷により細粒化するためと考えられる。

第 4 表

(注） SRT：スラブ方 1 ； FT： {±±¾； t ：仕上げ後冷 ¾?开台時間

CR：冷却 ¾g； CT： .

( ) 直は Ar₃を示す。

実施例 3

第 5表に示す組成を有する鐧を実験室的に真空溶製した。鐧 Aでは、 C量を 0.0004%から 0.0030%まで変化させた。一方、鐧 Bでは- Mn量を 0.10%から 1.20%、 P量を 0.005 %から 0.06 %の範囲で変化させた。得られた鐧片を、次の条件で熱間圧延した。すなわち、スラブ加熱温度 1150' (：、仕上げ温度 910て、仕上げ後 0.2秒以内に 80 てノ s の冷却速度で冷却し、 710てで巻き取った。板厚は、 4.0mm である。酸洗後 80%の圧下率の冷間圧延を施し 0.8mmの冷延板とし. 次いで加熱速度 15'C / s 、均熱 800'C X50 s 、冷却速度 20'C / s の連続焼鈍をした。さらに、 0.8%の圧下率の調質圧延をし、引張試験に供した。引張試験方法は、 JIS2241記載の方法に従った。さらに、二次加工性は、調質圧延した鐧板から直径 110mmのブランクを打ち抜き、ついで直径 50mmのポンチでカップ成形し、これに種々の温度で頂角 53度の円錐ポンチで最大 20mm押し込み、破壊した場合の延性一脆性遷移温度によって評価し、一 50て以下の値を良好とした実験結果を第 6表に示す。

第 6表から明らかなように、 T iや Nbなどを添加せずとも全 C量が 0.0015%以下になると 100て — 1 hrの熱処理後の降伏点伸び（YP - E1 ) が、 0.2%以下となり常温で非時効の目標を達成する。また、 C量が約 0.0007%の超極低炭素鋼に、 Mn≥ 0.2%, P≥0.0010%, Mn十 20P≥0.3 を規定し、熱間圧延後に冷却制御を施すことにより r値、特に r 値が著しく改善され、深絞り用鋼板として十分なレベルとなる。したがって、本発明によれば、 T iや Nbなどの高価な元素を添加せずとも、常温非時効性で深絞り性に優れた冷延鐧板が得られる。また、本発明鐧は良好な耐二次加工性を示す。

第 5 表鋼化学組成 (wt%) 備

No. C Si Mn P S A1 N B 考

20 P

A1 0.0004 0.01 0.20 0.035 0.008 0.045 0.0012 0.0002 0.9 本

A2 0.0008 0.01 0.20 0.035 0.008 0.045 0.0012 0.0005 0.9 明鐧

A3 0.0017 0.01 0.20 0.035 0.008 0.045 0.0012 0.0002 0.9

A4 0.0030 0.01 0.20 0.035 0.008 0.045 0.0012 0.0005 0.9 比早父

B 1 0.0006 0.01 0.10 0.005 0.008 0.045 0.0012 0.0002

B2 0.0007 0.01 0.25 0.015 0.008 0.045 0.0012 0.0002 0.55

本

B 3 0.0006 0.04 0.65 0.010 0.008 0.045 0.0012 0.0002 0.85

明

B4 0.0007 0.01 0.25 0.060 0.008 0.045 0.0012 0.0005 1.45 鐧

B5 0.0008 0.06 1.20 0.040 0.008 0.045 0.0012 0.0004 2.00 第 6 表

実施例 4

実施例 3 の知見をベースに、第 7表に示す化学組成を有する鐧を実機規模で溶製、 ί寿造し、続いて熱間圧延（加熱温度： 1200 、 {：上げ温度： 930て、仕上げ後の冷却：熱間圧延仕上げ後 0.3秒後に 100'Cノ s で 740 'Cまで冷却、巻き取り温度： 680て ) 、冷間圧延 (圧下率： 80%) 、連続溶融亜鉛めつき（最高加熱温度： 820て、溶融亜鉛めつき： 460て（浴中 A1濃度 0.11%) 、合金化処理： 520

•C X 20 s ) 、調質圧延（0.8%) に供した。引張試験方法は、実施例 1 と同様である。また、めっき特性として、めっき密着性の評価およびめつき皮膜中の Fe濃度を測定した。

ここで、めっき密着性は 180° 密着曲げを行い、亜鉛皮膜の剝離状況を曲げ加工部にセ αテープを接着したのち、これをはがしてテープに付着した剝離めっき量から判定した。評価は、下記の 5段階とした。 1 一一剥離大、 2 - 一剝離中、 3 — 一剥離小、 4 一—剥離微、

5 一一剥離皆無

また、めっき層中の Fe濃度は、 X線回折によって求めた。

また、二次加工性の評価方法も、実施例 3 と全く同様である。第 8表から明らかなように、本発明鋼は、溶融亜鉛めつき性に優れた常温非時効性深絞り用合金化溶融亜鉛めつき鋼板が得られ、また耐二次加工脆化特性も良好である。

第 8 表

実施例 5

実施例 4 において、合金化処理のない連続溶融亜鉛めつきを実施した。試料は、実施例 4 の鐧 3であり、連続溶融亜鉛めつき条件は最高加熱温度が 780て、溶融亜鉛めつき温度は 460 'Cである。調質圧延（0 . 8 % ) ののち、実施例 2 と全く同様の評価を行った。特性値は、第 5表に示すとおりであり、本発明によれば、常温非時効性の深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板が製造できる。

第 9 表

実施例 6

第 7表の鐧 2 , 3を用いて、熱間圧延終了後の冷却条件について実機設備を用いて検討を加えた。第 10表に熱間圧延条件と、製品板の r値および r _{4 5}値との関係を示す。ここで、熱間圧延条件として仕上げ後の冷却条件、特に急冷開始までの時間および冷却速度を検討した。また、冷間圧延は圧下率が 80%であり、扳厚は 0.8mmである。 780て — 40 s の連続焼鈍、および 0.8の圧下率の調質圧延に供した。第 10表から明らかなように、本発明の鋼成分において熱間圧延終了後 0.5秒以内に 50てノ s以上の冷却速度で 750Ϊ以下の温度まで冷却することが、熱間仕上圧延温度にかかわらず、 r値特に r ₄₅値の改善に重要である。

第 10 表

(注） SRT：スラブ謹； FT：仕上け ¾Jg； t ：仕上げ後冷始時間

CR:冷却速度； CT:巻き取り温度

実施例 7

第 11表に示す組成を有する鋼を実験室的に真空溶製した。鐧 Aでは、 C量を 0.0004%から 0.0030%まで変化させた。一方、鐧 Bでは、 Cr量を 0.01%から 1.50%、 P量を 0.005%から 0.120%の範囲で変化させた。得られた鐧片を、次の条件で熱間圧延した。すなわち、スラブ加熱温度 1150て、仕上温度 910'Cで仕上圧延後、 0.2秒以内に 80'C /sec の冷却速度で冷却し、 710'Cで巻取った。板厚は、 4.0 である。酸洗後、 80%の圧下率の冷間圧延を施し、 0.8mmの冷延板とし、次いで加熱速度 15°C /sec 、均熱 800'C X 50秒、冷却速度 20 t / sec の連続焼鈍をした。さらに、 0.8%の圧下率の調質圧延をし、引張試験に供した。引張試験方法は、 JIS2241記載の方法に従った。歪時効特性は、 100'C — 1 時間の人工時効後の降伏点伸び (YP - E1 ) で評価し、 0.2%以下であれば非時効とした。また、塗装焼付硬化特性（BH性）は、 2 %の引張予歪の後、 17CTC - 20分の塗装焼付相当の処理を行い、再度引張試験をした時の降伏点の上昇量である。二次加工性は、調質圧延した鐧板から直径 llOmniのブランクを打抜き、次いで直径 50mmのポンチでカップ成形し、これに種々の温度で頂角 53度の円錐ポンチで最大 20mm押し込み、破壊した場合の延性一脆性遷移温度によって評価し、一 50て以下の値を良好とした。

第 12表から明らかなように、 Πや Nbなどを添加せずとも、全 C量が 0.0015%以下になると 100'C — 1 hrの熱処理後の降伏点伸び（YP - E1 ) が 0.2%以下となり、常温で非時効の目標を達成する。また- 同表から明らかなように、 C量が 0.0006〜0.0013%の超極低炭素鐧に、 Cr≥ 0.1 % , P ≥ 0.01% , Cr + 20 P ≥ 0.2%を規定し、熱間圧延後に冷却制御を施すことにより、 r値、特に r ₄₅値が著しく改善され、深絞り用鐧板として十分なレベルとなる。したがって、本発明によれば、 Πや Nbなどの高価な元素を添加せずとも、常温非時効性で深絞り性に優れた冷延鐧板が得られる。また、第 12表から明らかなように本発明鐧は塗装焼付硬化特性、および良好な耐二次加工性を示す。第 11 表化組成（wt% )

綱 No. 備考

C Si Mn P Cr S A l N B Cr + 20 P

A 1 0.0004 0.01 0.20 0.035 0.50 0.008 0.045 0. 0012 0. 0002 1.2 本発明鋼

A 2 0.0008 0.01 0.20 0.035 0.50 0.008 0.045 0. 0012 0. 0005 1.2 本発明鋼

A 3 0.0014 0.01 0.20 0.035 0.50 0.008 0.045 0. 0012 0. 0002 1.2 本発明綱

A 4 0.0030 0.01 0.20 0.035 0.50 0.008 0.045 0. 0012 0. 0005 1.2 比較鋼 t

t B 1 0.0006 0.01 0. 10 0.005 0.012 0.045 0. 0012 0. 0002 0. 10 比較綱

B 2 0.0013 0.01 0. 15 0.015 0. 15 0.010 0.045 0. 0012 0. 0002 0.45 木発明鐧

B 3 0.0006 0.04 0.65 0.035 0.45 0.008 0.045 0. 0012 0. 0002 1. 15 本発明鋼

B 4 0.0011 0.01 0.25 0.060 1.05 0.008 0.045 0. 0012 0. 0005 2.25 本発明鋼

B 5 0.0008 0.06 1.50 0. 120 1.50 0.008 0.045 0. 0012 0. 0004 4.55 本発明鋼

第 12 表

実施例 8

実施例 7 の知見をベースに、第 13表に示す化学組成を有する鐧を実機規模で溶製、铸造し、続いて熱間圧延 .（加熱温度： 1200て、仕上温度： 930て、仕上後の冷却：熱間圧延仕上後 0.3秒後に 100て /sec で 740'Cまで冷却、巻取温度： 710'C ) 、冷間圧延（圧下率 84% ) 、連続溶融亜鉛めつき（最高加熱温度： 820て、溶融亜鉛めつき： 460て（浴中 A1濃度 0.11% ) 、合金化処理： 52CTC X20秒） . 調質圧延（0.8%) に供した。引張試験方法は実施例 7 と同様である , また、めっき特性として、めっき密着性の評価およびめつき皮膜中の Fe濃度を測定した。ここで、めっき密着性は、実施例 4 と同様の方法によつて判定した。

また、めっき層中の Feの濃度は、 X線回折によって求めた。

また、二次加工性の評価方法も、実施例 7 と全く同様である。第 14表から明らかなように、本発明鋼は、溶融亜鉛めつき性に優れた常温非時効性深絞り用合金化溶融亜鉛めつき鋼板であり、また塗装焼付硬化特性および耐良好な耐二次加工脆化性も示す。

実施例 9

実施例 8 において、合金化処理のない連続溶融亜鉛めつきを実施した。試料は、実施例 8 の鐧 3であり、連続溶融亜鉛めつき条件は最高加熱温度が 780て、溶融亜鉛めつき温度は 460 Ϊである。調質圧延（0. 8 % ) の後、実施例 2 と全く同様の評価を行った。特性値は第 15表に示すとおりであり、本発明によれば、常温非時効性の深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板が製造できる。

第 15 表

実施例 10

第 13表の鐧 2 , 3 を用いて、熱間圧延終了後の冷却条件について実機設備を用いて検討を加えた。第 16表に熱間圧延条件と、製品板の r値および r ₄₅値との閬係を示す。ここで、熱間圧延条件として仕上げ後の冷却条件、特に急冷開始までの時間および冷却速度を検討した。また、冷間圧延は圧下率が 84%であり、板厚は 0.8 である。 780'C — 40秒の連続焼鈍、および 0.8%の圧下率の調質圧延に供した。第 16表から明らかなように、本発明の鋼成分において熱間圧延終了後、 0.5秒以内に 50'C /sec 以上の冷却速度で 750て以下の温度まで冷却することが、 r値特に r ₄₅値の改善に重要である。

第 16 表

(注） SRT _:スラブカ 1 ； FT：仕±¾； t ：仕上後冷 ¾ΠΓ开 ^寺間

CR：冷却； CT：巻実施例 11

第 17表に示す組成を有する鋼を実験室的に真空溶製した。すなわち、鐧 A ( A— 1 〜A— 5 ) は、 C量が 0.0003%から 0.0030%まで 5水準変化した鐧であり、 P量は 0.050%である。一方、鐧 B ( B 1 ~ B 6 ) は、 P量が 0.0002%から 0.04%まで 6水準変化した鋼であり、 C量は 0.0009%である。このような化学組成を持つインゴットを、スラブ加熱温度 1150て、仕上温度 910て、巻取温度 710'Cで熱間圧延し、 4.0mm厚の鋼板とした。酸洗後 80%の圧下率の冷間圧延を施し O.Smniの冷延板とし、次いで加熱速度 15'C /sec で最高加熱温度 820てまで加熱してから、約 10'C Zsec で冷却し、 460てで慣用の溶融亜鉛めつき（浴中 A1濃度： 0.1% ) を行い、さらに加熱して 520 'C X20sec の合金化処理後、約 10'C Zsec で室温まで冷却した。さらに、 0.8%の圧下率の調質圧延をし、引張試験に供した, 引張試験方法は、 JIS2241記載の方法に従った。また、塗装焼き付け硬化性（BH性）は、 2 %引張歪ののち 170'C _20_miii の焼き付け相当処理を行い、再度引張試験をした時の降伏点の上昇量である。

Tiや Nbなどを添加せずとも全 C量が 0.0018%以下になると 100て一 1 hrの熱処理後の降伏点伸び（YP— ) が 0.2%以下となり、常温非時効の目標を達成する。また、全 C量が 0.0001 %以上になると. Πや Nbを添加した極低炭素鋼ではなかなか困難な BH性を付与することが可能となる。一方、 P添加量を 0.01%以上とすると、 Πや Nbを添加しない極低炭素鋼の欠点である低い r値、特に r ₄₅値が著しく改善され、深絞り用鋼板として十分なレベルとなる。化学組成（wt%)

鐧 No.

C Si Mn P S Al N B

Al

0.01 0.15 0.050 0.008 0.045 0.0012 0.0002

A5

O O C

B 1 0.0002

0.0009 0.01 0.15 0.008 0.045 0.0012 0.0002 B 6 0.04 実施例 12

実施例 11の知見をベースに第、第 18表に示す化学組成を有する綱を実機規模で溶製、寿造し、続いて熱間圧延（加熱温度： 1200て、仕表

上温度： 930'C、巻取温度： 710'C ) 、冷間圧延（圧下率： 80% ) 、連続溶融亜鉛めつき（最高加熱温度： 820て、溶融亜鉛めつき： 460 'C (浴中 A1濃度 0.11% ) 、合金化処理： 520'C X20sec)、調質圧延 (0.8%) に供した。引張試験は実施例 1 と同様である。また、めつき特性として、めっき密着性の評価およびめつき皮膜中の Fe濃度を測定した。ここで、めっき密着性は実施例 4 と同様の方法で行った。

また、めっき層中の Fe濃度は X線回折によって求めた。

二次加工性は、焼鈍板を円盤に打き抜き、絞り比 1.6でカップに絞り、種々の温度に変化させた材料を円錐台状の工具の上に伏せて、高さ 1 mから 300kgの重りを落として衝撃を加え、破壊した場合の延性一脆性遷移温度によって評価し、 — 20 'C以下の値を良好とした。結果を第 19表に示す。

第 19表から明らかなように、本発明に従えば、 Tiや Nbなど高価な元素が添加されていない鐧を用いて、強度レベルが SOkgfZmm² から 45kgfZ_mm ² 級までの溶融亜鉛めつき性に優れた常温非時効深絞り用溶融亜鉛めつき鋼板が得られ、 BH性能も同時に兼ね備えることが可能である。また、微量 Bの添加により耐二次加工脆化特性が著しく改善されることがわかる。ここで、鐧 3 — 1 , 3 — 2 は、 P と Mnの同時添加により高強度化したものである力高 Mnであるにもかかわらず良好な r値， r ₄₅値となる。これは P と Mnの同時添加は、熱間圧延板の細粒化にも有効であるためと考えられる。

第 18 表

第 19 表綱 No. YP TS T-E1 r値 r 45値 YP-E1 BII 遷移めっきめっき備考

) )又層の Fe

(kgf/mm^z) (%) (%) (kgf/mm²) ( ) 密着性濃度

1 一 1 18 33 47 1.6 1.4 0 2.1 90 5 12% 本発明鋼

1 一 2 17 32 48 1.7 1.4 0 1.5 -18 5 17% 比較鐧

2 一 1 22 39 43 1.8 1.5 0.1 5.0 -70 5 8% 本発明綱

2 - 2 21 38 44 1.8 1.6 0.1 3.6 一 10 5 13% 比較鋼

3 一 1 22 41 39 1.6 1.4 0 3.9 一 70 5 9% 本発明鋼

3 - 2 25 44 37 1.5 1.4 0.1 4.6 -60 5 11% 本発明鋼

産業上の利用可能性

以上詳述したように、本発明によれば T iや M bなどの高価な元素を添加せずとも、常温非時効で深絞り性に優れた冷延鐧板が得られ、耐二次加工脆化特性と塗装焼き付け硬化性も付与できる。また、本発明は、電気めつきおよび溶融めつきなどを施す表面処理鐧板、およびその製造にも適用が可能である。このように、本発明は従来技術と比較して安価にかつ安定的に優れた性能を有する鐧板の製造を可能とするばかりでなく、高価な元素の地球資源を確保したり、あるいは本発明による高強度鐧板の利用により地球環境保全にも寄与するものと考えられ、その効果は著しい。

Claims

請求の範囲

1 . 耐二次加工脆化特性と塗装焼付け硬化特性に優れた常温非時効性深絞り用フユライト単相冷延鐧板であって、重量％で、 c ：

0.0001〜0.0015%、 Si : 1.2%以下、 Mn : 0.03〜 3.0%、 P ： 0.01 〜0.15%、 S ： 0.0010〜 0.020%、 A1 ： 0.005〜 0.1%、 N ： 0.0001 〜0.0080%、 B ： 0.000】〜0.0030%を舍み、残部 Feおよび不可避的不純物からなる、フライト単相冷延鐧板。

2. 上記成分範囲において、 Mn ： 0.2〜 3.0%の範囲では、 Mnと Pの関係を下記式

Mn十 20 P≥0.3(重量％)

で規制する請求の範囲 1項記載のフユライト単相冷延鋼板。

3. 上記成分範囲において、さらに： 0.1〜 3重量％を舍むとともに Crと Pの閔係を下記式

Cr十 20 P≥0.2(重量％)

4. 耐二次加工脆化特性と塗装焼付け硬化性に優れた常温非時効性深絞り用フユライト単相溶融亜鉛めつき鋼板であって、重量％で、 C ： 0.0001〜0.0018%、 Si ： 0.7%以下、 Mn ： 0.03〜 3.0%、 P ： 0.01〜0.15%、 S ： 0·0005〜 0.020%、 A1 ： 0.005〜 0.1%、 Ν ： 0.0002〜0.0080%、 Β ： 0.0001〜0.0030%を舍み、残部 Feおよび不可避的不純物からなる、フユライト単相溶融亜鉛めつき鐧扳。

5. 上記成分範囲において、 Mn ： 0.2〜 3.0%の範囲では、 Mnと Pの関係を下記式

Mn + 20 P≥0.3(重量％)

で規制する請求の範囲 4項記載のフユライト単相溶融亜鉛めつき鐧板。

6. 上記成分範囲において、さらに： 0.1〜 3重量％を舍むとともにと Pの関係を下記式

Cr + 20 P≥0.2(重量％)

で規制する請求の範囲 4項記載のフユライト単相溶融亜鉛めつき鋼板。

7. フユライト単相冷延鐧扳を製造する方法であって、次の工程力、らなる：

重量％で、 C ： 0.0001〜0.0015%、 Si ： 1.2%以下、 Mn ： 0.03〜 3.0%、 P ： 0.01〜0.15%、 S ： 0.0010〜 0.020%、 A1 ： 0.005〜 0.1%、 N ： 0.0001〜0.0080%、 B ： 0.0001〜0.0030%、残部 Fe及び不可避的不純物からなるスラブを 1000〜 1350 'Cの温度範囲で加熱したあと、仕上げ温度が（Ar ₃— 100)て以上の温度で熱間圧延を行うこと；

上記熱間圧延で得られた熱延コイルを上記仕上げ温度から 1秒以内に 50。C /sec 以上の冷却速度で 600〜 750 'Cの温度範囲まで冷却し. 該温度範囲において巻取ること；

該熱延コイルを 60%以上の圧延率で冷間圧延を行うこと；

冷間圧延によって得られた冷延コイルを 600〜 900 'Cの温度で連続焼钝を行うこと；

以上からなる二次加工脆化特性と塗装焼付け硬化特性に優れた常温非時効性深絞り用フユライト単相冷延鐧板の製造方法。

8. 熱間圧延後、 0.5秒以内に 50'C /sec 以上の冷却速度で 600 〜 750ての巻取温度まで冷却する請求の範囲 7項記載のフユライト単相冷延鋼板の製造方法。

9. 上記スラブの成分範囲において、 Mn ： 0.2〜 3.0%の範囲では、 Mnと Pの関係を下記式

Mn + 20P 0.3(重量％) で規制する請求の範囲 7項記載のフユライト単相冷延鐧板の製造方法。 _

10. 上記スラブの成分範囲において、さらに Cr : 0.1〜 3重量％を舍むとともに Crと Pの関係を下記式

Cr + 20 P 0.2(重量％)

で規制する請求の範囲 7項記載のフライト単相冷延鋼板の製造方法。

11. フライト単相溶融亜鉛めつき鋼板を製造する方法であって、次の工程からなる；

重量％で C ： 0.0001〜 0.0018%、 Si ： 0.7%以下、： 0.03〜3.0 %、 P ： 0.01〜0.15%、 S ： 0.0005〜 0.020%、 A1 ： 0.005〜 0.1 %_s N ： 0.0002〜0.0080%、 B ： 0.0001〜0.0030%を舍み、残部 Fe および不可避的不純物からなるスラブを 1000〜1350ての温度範囲で加熱したあと、仕上げ温度が（Ar₃— 100) 'C以上の温度で熱間圧延を行うこと；

熱間圧延で得られた熱延コィルを上記仕上げ温度から 1 秒以内に 50 'C /sec 以上の冷却速度で 500〜 750'Cまで冷却し、該温度範囲において卷取ること；

該熱延コイルを 60%以上の圧延率で冷間圧延を行うこと；

冷間圧延によって得られた冷延コイルを連続溶融亜鉛めつき設備に送入し、該設備で 600〜 900'Cの温度範囲で焼鈍を施し、次いで溶融亜鉛槽に浸漬して溶融亜鉛めつきを行うこと；

以上からなる二次加工脆化特性と塗装焼付け硬化特性に優れた常温非時効性深絞り用フユライト単相溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。

12. 冷延鐧带に溶融亜鉛めつきを施した後、合金化熱処理を行う請求の範囲 11項記載のフライト単相溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。

13. 上記スラブの成分範囲において、 Mn ： 0.2〜 3.0%の範囲では、 Mriと Pの閔係を下記式 '

Mn十 20 P ≥0.3(重量％)

で規制する請求の範囲 11項記載のフライト単相亜鉛めつき鋼板の製造方法。

14. 上記スラブの成分範囲において、さらに： 0.1~ 3重量％を含むとともに Crと Pの関係を下記式

Cr + 20 P ≥0.2(重量％)

で規制する請求の範囲 11項記載のフェライト単相亜鉛めつき鋼板の製造方法。