JP2521553B2

JP2521553B2 - 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2521553B2
Application number: JP2054591A
Authority: JP
Inventors: 浩作潮田; 直樹吉永; 治秋末
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-03-06
Filing date: 1990-03-06
Publication date: 1996-08-07
Anticipated expiration: 2011-08-07
Also published as: JPH03257124A

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（以後BH性と略称）を付与した
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〕

自動車の外・内板パネルなどには深絞り用冷延鋼板が
用いられている。ここでいう冷延鋼板とは、表面処理を
しない狭義の冷延鋼板と、防錆のためにZnめっきや合金
化Znめっきなどの表面処理を施した冷延鋼板を意味す
る。これらの鋼板に要求される材料特性には、ｉ）優れ
たプレス成形性と、ii）BH性がある。すなわち、ｉ）は
最近の自動車用部品の一体成形性やスタリング性の改善
に関連するものである。すなわち、これらの鋼板には最
近益々厳しい成形性が要求されており、成形性のきわめ
て優れた冷延鋼板が必要である。一方、成形性が向上す
ると一般に材料は軟質化し、耐デント性が劣化する。上
記ii）のBH性は、このような問題を解決する重要な特性
であり、これによりプレス時の加工性を確保しつつ、プ
レス後の塗装工程で強度が上昇し、問題となる耐デント
性が改善される。また最近、地球環境問題が表面化する
中、車体の軽量化は燃費の向上にとって重要である。そ
のためには、成形性の優れたBH性を有するパネル用高強
度冷延鋼板が必要である。

超加工性鋼板の製造は、高純度鋼（IF鋼）をベースに
連続焼鈍を用いて、あるいはIF鋼や低炭素鋼をベースに
バッチ式の脱炭焼鈍を用いて製造されるのが通例であ
る。材質の均一性や経済性の点から連続焼鈍する方が好
ましいことは周知であるが、この場合優れた加工性を満
足するためにTiやNbを添加してBH性に寄与する固溶C,N
をゼロあるいは極めて低い量に制御している。したがっ
て、超加工性鋼板にはBH性が消失するのが一般的であ
る。

しかし、このような連続焼鈍したIF鋼にBH性を付与す
べく、従来から多くの検討がなされてきた。本発明で
は、深絞り性の指標である値と伸びのバランスが良好
と考えられるTiとNbを複合添加した鋼板を前提としてい
る。このような鋼板にBH性を付与する従来の技術には、
基本的に次の３つの考え方がある。

第１は、特開昭59−31827号公報にみられるように、T
iでまずＮを固定し、ストレッチャーストレインが発生
せずかつBH性が発現するように過剰固溶Ｃを残存すべく
Nbを調整して添加する技術である。上記技術と関連して
特開昭60−47328号公報では、これにさらにＢを添加
し、固溶ＢのBH性への寄与を加えBH性の向上を狙ってい
る。第２は、特開昭61−26757号公報、特開昭62−7822
号公報によって開示されているものであり、ともにＳ量
を30ppm以下に極度に低減することにより、Tiの硫化物
や炭化物の析出挙動を変化させることによりBH性を増加
させることを特徴としている。第３は、特開昭61−2769
31号公報が開示するものであり連続焼鈍の均熱温度を85
0℃〜Ac₃と高温にして炭化物を溶解させることによりBH
性を付与することを特徴としている。しかし、これらの
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課題〕

第１の従来方法では、ＮはTiで、Ｃの一部はNbで固定
するように役割を分担している。しかし、TiもNbも当量
以下しか添加せず、特にNbはBH性に寄与する過剰の固溶
Ｃを残存させるように添加量を少なく調整している。し
たがって、熱延板にも多量の固溶Ｃが存在し、このよう
な固溶Ｃは、冷延・焼鈍板の｛111｝集合組織の発達に
きわめて有害であり、値すなわち深絞り性が劣化する
問題がある。また、TiはＮに対して当量以下しか添加し
ないのでＳを固定することはもはや不可能であり、加工
性やBH性にとって重要なTi硫化物の活用ができない。ま
た、BH性を付与するために多量のＢを添加することは、
品質を劣化させコスト上昇を招く。第２の従来方法で
は、Ｓを30ppm以下にするとTi添加極低炭素鋼にBH性が
付与されることを基本に、この技術をTiとNbを添加した
極低炭素鋼の場合まで拡張している。しかし、本発明者
らが詳細に検討した結果、TiとNbを複合添加した極低炭
素鋼では、ｉ）Ｓ量を30ppm以下に低減してもBH量が増
加するわけでなく、むしろ減少し、かつii）BH性も充分
でないことが判明した。さらに、Ｓ量を30ppm以下に低
減することは大幅なコスト上昇をきたす問題もある。第
３の従来方法では、焼鈍温度が850℃以上と高いことが
前提となっている。高温焼鈍は、加工性を向上させたり
BHを付与するためには好ましいが、操業技術的には板破
断が生じやすく、また鋼板の平坦度も低下するなど問題
が多く、かつエネルギーコストも高くつく。

本発明は、以上の問題点を解決して、BH特性を付与し
つつ極めて加工性に優れた鋼板を安定的かつ経済的に製
造する技術を提供するものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明においては、まず極めて優れた加工性を確保す
る基本的条件として、ＮとＳの一部を固定するに充分な
Tiを添加する。この点が、既に述べたＮの当量以下のTi
しか添加しない第１の従来方法と異なる。これにより、
Ｎはまず安定してTiNとして固定されるのみならず、か
なりの量のＳもTiSとして固定される。これらの析出物
は高温で形成されるため粗大であり、粒成長をあまり阻
害しない。したがって、微細なTiCやNbCが析出する場合
より最終製品の結晶粒径が大きくなり加工性が著しく改
善される。また、TiによってＳが固定される結果、従来
熱間脆性を防止する目的で添加されていたMnも低下する
ことが可能となり、これにより一層の加工性の向上も可
能となる。また、TiとNbを複合添加した極低炭素鋼にお
いては、Ti添加極低炭素鋼と異なり、むしろＳ量を増加
させる方がBH量を上昇させるという新知見を得た。すな
わち、Ｎより当量以上添加されるTiは、Ｓ量が低い場合
にはＣはTiCとして固定することができるので、固溶Ｃ
量が低下する。一方、Ｓ量を増加させるとＮより当量以
上のTiはまずＳの固定に使用されるので、もはやＣを固
定することは不可能となる。したがって、ＣはNbによっ
て固定されることになる。このような成分状況下におい
ては、850℃未満の焼鈍温度でも、NbがＣに対して当量
以下の場合には、容易に固溶Ｃが残存しBH性が付与され
る。この場合、TiはN,Sを比較的大きな析出物として固
定し、さらにNbでＣも固定しているので、粒成長性が良
好となり、極めて優れた加工性が得られる。当然なが
ら、850℃未満の操業が可能となることから高温焼鈍に
付随する。操業技術面の問題やエネルギーコスト上昇に
起因する経済性の問題が解決される。

また、以上に述べた冶金原理は、表面処理を施さない
冷延鋼板の製造に適用できることはもとより、電気Znめ
っき冷延鋼板の原板、さらにはライン内焼鈍方式の連続
溶融Znめっき設備によるZnめっきならびに合金化Znめっ
き冷延鋼板の製造にも適用が可能である。

本発明は、このような思想と新知見に基づいて構成さ
れたものであり、その要旨とするところは下記のとおり
である。

（１）重量で、C:0.0005〜0.0040％、Si:0.8％以下、M
n:0.03〜1.0％、P:0.15％以下、S:0.004〜0.015％、Al:
0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％および残部Feと不可
避的不純物からなり、かつTiとNbを複合添加することを
必須条件とし、Tiは0.009〜0.05％で、かつ48/14・Ｎ＜
Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・Ｓを満たす範囲内で含有し、Nb
は0.009〜0.02％で、かつ93/12・（Ｃ−0.0015）≦Nb≦
93/12・Ｃを満たす範囲内で含有する鋼を（Ar₃−100）
℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、500〜750℃の
温度で巻き取り、次いで圧下率60％以上で冷間圧延した
のち、700℃以上、850℃未満で連続焼鈍をすることを特
徴とする焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方
法。

（２）重量で、C:0.0005〜0.0040％、Si:0.8％以下、M
n:0.03〜1.0％、P:0.15％以下、S:0.004〜0.015％、Al:
0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％、B:0.0002〜0.0010
％および残部Feと不可避的不純物からなり、かつTiとNb
を複合添加することを必須条件とし、Tiは0.009〜0.05
％で、かつ48/14・Ｎ＜Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・Ｓを満
たす範囲内で含有し、Nbは0.009〜0.02％で、かつ93/12
・（Ｃ−0.0015）≦Nb≦93/12・Ｃを満たす範囲内で含
有する鋼を（Ar₃−100）℃以上の仕上げ温度で熱間圧延
したのち、500〜750℃の温度で巻き取り、次いで圧下率
60％以上で冷間圧延したのち、700℃以上、850℃未満で
連続焼鈍をすることを特徴とする焼付硬化性を有する深
絞り用冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、1.8以上の値と3.0kgf/mm²のBH性
が得られる。

以下に、数値限定理由を述べ、本発明をさらに明確に
する。

ＣはBH性に寄与する元素であり、その範囲は極めて重
要である。すなわち、Ｃ量は0.0005〜0.0040％でなけれ
ばならない。Ｃ量を0.0005％未満に低減することは技術
的に極めて困難であり、かつ著しいコスト上昇を招く。
Ｃ量が0.0040％超になると、Ｃ量を固定するためのNb量
が多くなり、ｉ）Nbの合金コストの上昇を招き、かつi
i）微細なNbCが増加するので粒成長性が阻害され、値
の低下、伸びの劣化が著しく、超加工性鋼板の範疇外と
なる。

Siは伸びの劣化を抑えて強度を上昇させるので高強度
化のためには有効な元素であるが、0.8％超になると、
化成処理性が劣化したり、溶融亜鉛メッキ鋼板を製造す
る場合には、メッキ性が劣化する。したがって、その量
は0.8％以下とする。Siは低ければ低い程、加工性が向
上するので下限はもうけない。

Mn量は0.03〜1.0％とする。その量が0.03％未満にな
ると、熱間脆化が生じる。また、1.0％超になると硬質
化しかつ加工性が劣化する。

Ｐ量は0.15％以下とする。Ｐは加工性の劣化を少なく
して強度を上昇させる有効な元素であるが、0.15％超に
なると硬質化しすぎ、かつ２次加工脆化をひきおこす。

Ｓ量は本発明においてきわめて重要であり、その量を
0.004〜0.015％とする。Ｓ量が0.004％未満となるとＮ
を固定しても余剰となったTiは、Ti硫化物を形成する前
にTi炭化物を形成する。その結果、焼鈍後に固溶Ｃは残
存せずBH性も乏しくなる。また、このようなTi炭化物
は、Ti硫化物と比較して微細なため、焼鈍板の結晶粒径
が微細となり、加工性も劣化する。一方、Ｓ量が0.015
％超になると、熱間脆化が発生し、また冷延・焼鈍後の
加工性も著しく劣化する。本発明の範囲である0.004〜
0.015％Ｓにおいては、Ｎを固定しても余剰となったTi
が、Ti硫化物を形成する。その結果、ＣはNbに一定ある
いは全量固定されることになる。ところで、本発明のＣ
とNbとの成分範囲および焼鈍条件においては、焼鈍前か
ら固溶Ｃが残存あるいは焼鈍中にNbCが再溶解して固溶
Ｃが存在するのでBH性が発現する。また、比較的大きい
Ti硫化物が存在するので粒成長性も良好で、本発明材は
加工性にも優れる。

Al量は0.01〜0.1％とする。AlはTi、Nb添加前の溶鋼
脱酸剤として加えるが、0.01％未満と少量すぎる場合に
は、TiやNbが酸化されこれらの歩留が低下する。一方、
0.1％超と多量に添加しすぎるとAl₂O₃介在物が増加し、
材質を劣化させる。

Ｎ量は0.0005〜0.0060％とする。加工性という観点か
らするとＮ量は少ないほど好ましいが、0.0005％未満に
するには製鋼コストが著しく上昇する。一方、Ｎ量が0.
0060％超と多量にすぎると、これを固定するためのTiが
増加し、コスト上昇を招き好ましくない。

本発明においては、TiとNbとの複合添加を必須条件と
するが、まずTi添加量は0.009〜0.05％でかつ48/14・Ｎ
＜Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・Ｓでなければならない。すな
わち、TiはAl脱酸後に添加され鋼中のＮをまずTiNとし
て固定するが、必ず余剰Tiが存在するように成分調整す
る必要がある。これは、Ｓ量の限定理由で述べたように
余剰TiがTi硫化物（TiSなど）を形成し、その結果、鋼
板の加工性が向上し、BH性が付与されるからである。し
たがって、まずTi＞48/14・Ｎでなければならない。一
方、Ti量が48/14・Ｎ＋48/32・Ｓを超えると、ＮとＳを
固定してもなお残存するTiがＣを固定するため、BH量が
低下したり、微量TiCによって加工性が劣化したりする
ため、Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・Ｓでなければならない。
また、この条件が満たされてもTi添加量が0.009％未満
になるとTiNやTi硫化物を形成することは困難となる。
したがって、Tiは0.009％以上を添加する必要がある。
一方、Ti添加量が0.05％超になるとTiNやTi硫化物は形
成されるが、さらに余剰のTiが存在することになり、こ
れがＣをTiCやTi₄C₂S₂などという形で固定するため、残
存する固溶Ｃは極めてわずかになり、耐デント性を向上
するに有効なBH性を付与することは不可能となる。した
がって、Ti添加量は、0.05％以下とする。

Nb添加量は0.009〜0.02％でかつ93/12・（Ｃ−0.001
5）≦Nb≦93/12・Ｃでなければならない。微量のNb添加
により深絞り性は向上するが、添加量が0.009％未満で
はその効果は僅かである。一方、Nbが0.02％超になる
と、延性が著しく劣化し、かつBH性も極めて低い値にな
り、耐デント性が劣化する。すなわち、本発明では、基
本的にTiはＮとＳの一部を固定することにより消費され
るので、ＣはNbにより固定されることになる。この場
合、既に述べたC,Nb量の範囲に加えて、93/12・（Ｃ−
0.0015）≦Nb≦93/12・Ｃとする必要がある。原子比でN
b/Cが１以下の領域であればNbが不足して固溶Ｃが残存
し、高いBH量が得られる。これらの固溶Ｃが耐デント性
に有効なBH特性に寄与する。また、Nb量がNb＜93/12・
〔Ｃ−0.0015〕となるとBH量は増加するが、固溶Ｃや微
細なNbCに起因して加工性が劣化する。一方Nb量の上限
は93/12・Ｃとする必要がある。Nb量がNb＞93/12・Ｃと
なると、ほぼ全てのＣがNbにより固定され、充分なBH量
が得られなくなる。

Ｂは２次加工性劣化を防止する目的で必要に応じて添
加されるもので、その添加量は0.0002〜0.0010％とす
る。添加量が0.0002％未満になると２次加工性劣化の防
止に効果がなく、一方、0.0010％を超えて添加しすぎる
と加工性が劣化したり、スラブ割れが生じたりする。

上記化学組成を有するスラブを熱間圧延する。熱延の
仕上げ温度は、冷延・焼鈍後の加工性を確保するという
観点から（Ar₃−100）℃以上とする必要がある。また、
巻き取り温度は500〜750℃とする。巻き取り温度の下限
は、深絞り性や延性を確保する目的で決定され、上限は
コイル両端部での材質劣化に起因する歩留減少を防止す
る観点から決定される。

冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深絞り性を確
保する目的から、その圧下率は60％以上とする。

連続焼鈍あるいはライン内焼鈍方式の連続溶融Znめつ
き設備の焼鈍温度は、700℃以上850℃未満とする。焼鈍
温度が700℃未満では、再結晶は不充分である。また、
加工性やBH性は焼鈍温度の上昇とともに向上するが、85
0℃以上では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化す
る。

次に、本発明を実施例にて説明する。

（実施例１）第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、
連続鋳造機にてスラブとし、その後1070℃に加熱し、仕
上げ温度がAr₃変態点近傍の910℃、板厚が4.2mmとなる
ような熱間圧延を行った。ランアウトテーブルでの平均
冷却速度は40℃/sであり、その後700℃でコイルに巻き
取った。酸洗後0.8mmで冷間圧延を行い、続いて実機で
連続焼鈍を施した。連続焼鈍条件は、焼鈍温度:830℃，
均熱:1min,冷却速度：室温まで100℃/sである。その
後、0.6％の圧下率で調質圧延を行い、引張試験に供し
た。

試験結果を第２表に示した。ここで、引張試験はJIS5
号試験片を用いて評価した。BH性は、まず圧延方向に２
％の引張予歪を加え、一旦除荷し、170℃で20分間の塗
装焼付相当の熱処理を施してから、再度引張試験を行
い、このときの降伏応力の上昇量を求めることで評価し
た。また、ｒ値は一般によく知られた方法で求めた。ま
た２次加工性は、絞り比2.5（シャーエッジ）で絞った
カップを−50℃に冷却し、圧壊して割れ発生状況を観察
することにより評価した。

第１表，第２表の鋼No.A−１〜Ｅ−１は、Ｐは約0.00
8％含まれる強度レベルが30kgf/mm²級の冷延鋼板であ
り、Ａ−２〜Ｅ−２は、Ｐを約0.07％添加して強度レベ
ルが35kgf/mm²級の高強度冷延鋼板である。

これらの表から明らかなように、本発明の範囲によっ
て製造された鋼では、所望の3kgf/mm²以上のBH量と1.8
以上のが得られる。すなわち、鋼Ａ−１、Ｅ−１は強
度レベルが30kgf/mm²級でBH性が付与された超成形性冷
延鋼板となっており、鋼Ａ−2,E−２は強度レベルが35k
gf/mm²級でBH性が付与された加工性に優れた高強度冷延
鋼板となっている。ここで、鋼Ｂ−1,B−２はＳ量が低
すぎるため、BH性が不充分である。一方、鋼Ｃ−1,C−
２はNb添加量が多すぎるため、加工性、特に延性に劣
り、さらにBH性が不充分である。また、鋼Ｄ−１はTi添
加量が多すぎるためBH性がほとんどない。鋼Ｄ−２にお
いては、C,Nb量がNb≧93/12・（Ｃ−0.0015）を満足し
ないので、加工性、特に値が低い。

（実施例）第１表に示す供試材のうち、Ａ−1,B−１について実
施例１の場合と同一条件で冷間圧延まで行ったのち、実
機にて溶融Znめっき冷延鋼板を製造した。焼鈍の最高温
度は810℃であり、Znめっき浴の温度は460℃であった。
合金化処理を施した場合には、鋼板をZnめっき浴に浸漬
後520℃まで再加熱して約20秒保定したのち、ただちに
冷却した。第３表に実施例１と同様の方法で評価したBH
性の結果を示す。表から明らかなように、本発明鋼Ａ−
１は合金化処理の有無にかかわらず、所望のBH量を有す
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
よって、ｉ）BH性を付加した強度レベルが30kgf/mm²級
の超成形性冷延鋼板、およびii）BH性を付与した強度レ
ベルが35kgf/mm²級の深絞り用高強度冷延鋼板が得られ
る。本発明は、自動車用の難成形部品の成形を可能に
し、さらに一体成形性を可能にするのみならず、耐デン
ト性の向上にも多きな効果を発揮する。また、本発明に
より得られたBH性を有する高強度冷延鋼板を使用するこ
とにより自動車用パネル鋼板の板厚を減少し、車体重量
を軽減することも可能となる。したがって、本発明は燃
費の向上ひいては地球温暖化問題の対策としても貢献す
る。さらに、このような冷延鋼板が連続焼鈍あるいはラ
イン内焼鈍方式の連続溶融Znめっき設備で製造可能とな
るため、材質の均一性や経済性などの点においても連続
焼鈍のメリットを享受できる。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量で、C:0.0005〜0.0040％、Si:0.8％以
下、Mn:0.03〜1.0％、P:0.15％以下、S:0.004〜0.015
％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％および残部Fe
と不可避的不純物からなり、かつTiとNbを複合添加する
ことを必須条件とし、Tiは0.009〜0.05％で、かつ48/14
・Ｎ＜Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・Ｓを満たす範囲内で含有
し、Nbは0.009〜0.02％で、かつ93/12・（Ｃ−0.0015）
≦Nb≦93/12・Ｃを満たす範囲内で含有する鋼を（Ar₃−
100）℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、500〜75
0℃の温度で巻き取り、次いで圧下率60％以上で冷間圧
延したのち、700℃以上、850℃未満で連続焼鈍をするこ
とを特徴とする焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の
製造方法。
【請求項２】重量で、C:0.0005〜0.0040％、Si:0.8％以
下、Mn:0.03〜1.0％、P:0.15％以下、S:0.004〜0.015
％、Al:0.01〜0.1％、N:0.0005〜0.0060％、B:0.0002〜
0.0010％および残部Feと不可避的不純物からなり、かつ
TiとNbを複合添加することを必須条件とし、Tiは0.009
〜0.05％で、かつ48/14・Ｎ＜Ti＜48/14・Ｎ＋48/32・
Ｓを満たす範囲内で含有し、Nbは0.009〜0.02％で、か
つ93/12・（Ｃ−0.0015）≦Nb≦93/12・Ｃを満たす範囲
内で含有する鋼を（Ar₃−100）℃以上の仕上げ温度で熱
間圧延したのち、500〜750℃の温度で巻き取り、次いで
圧下率60％以上で冷間圧延したのち、700℃以上、850℃
未満で連続焼鈍をすることを特徴とする焼付硬化性を有
する深絞り用冷延鋼板の製造方法。