JP2818319B2 - 常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車用などのプレ
ス成形性が要求される用途に適合し、さらに、近年需要
が増大している合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板として
も好適な、TS40Kgf/mm2以上の常温非時効型高張力冷延
鋼板及びその製造方法を提案するものである。
ス成形性が要求される用途に適合し、さらに、近年需要
が増大している合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板として
も好適な、TS40Kgf/mm2以上の常温非時効型高張力冷延
鋼板及びその製造方法を提案するものである。
【０００２】近年、絞り用冷延鋼板に対する要求特性と
しては、 ・ 軽量化、コストダウン及び安全性の向上などのため
の高強度化、 ・ 耐食性の向上による寿命延長をはかるため、とくに
量産が容易で耐食性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が用いられるが、このめっき原板としての適正化、 などがあり、これらへの対応が望まれている。
しては、 ・ 軽量化、コストダウン及び安全性の向上などのため
の高強度化、 ・ 耐食性の向上による寿命延長をはかるため、とくに
量産が容易で耐食性にも優れる合金化溶融亜鉛めっき鋼
板が用いられるが、このめっき原板としての適正化、 などがあり、これらへの対応が望まれている。
【０００３】
【従来の技術】これまで、加工用冷延鋼板を高強度化す
る方法としては、 ・ Ｐ、Mnなどによる固溶強化、 ・ マルテンサイトなどの複合組織化による強化、 ・ Cuなどによる析出強化、 などが、その代表的なものとして知られている。しか
し、上記において、固溶強化は加工性の劣化を伴うの
で、絞り用鋼板への適用には限界があり、しかも、加工
性の劣化の少ないもっとも有力な強化元素であるＰは、
亜鉛めっき性を著しく阻害するという問題がある。ま
た、従来の複合組織強化は、第２相のマルテンサイトや
ベイナイトを出現させるため、加工用途向けにおいても
Ｃ量を比較的多量（0.05〜1.0wt%程度）に必要とする。
このためランクフォード値（ｒ値）の劣化が著しく、絞
り加工には不適である。さらに、亜鉛めっきの合金化処
理（約550 ℃）により、マルテンサイトやベイナイトが
焼き戻され、強度が低下するばかりでなく、成型時にス
トレッチャーストレインが発生するなどから、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板用原板としても不適である。さらに、
析出強化は、最適析出条件で処理する必要があるため、
しばしば工程を制約する。とくに工程中に新たに析出処
理工程を組み入れる必要がある場合には、生産性を著し
く阻害する。
る方法としては、 ・ Ｐ、Mnなどによる固溶強化、 ・ マルテンサイトなどの複合組織化による強化、 ・ Cuなどによる析出強化、 などが、その代表的なものとして知られている。しか
し、上記において、固溶強化は加工性の劣化を伴うの
で、絞り用鋼板への適用には限界があり、しかも、加工
性の劣化の少ないもっとも有力な強化元素であるＰは、
亜鉛めっき性を著しく阻害するという問題がある。ま
た、従来の複合組織強化は、第２相のマルテンサイトや
ベイナイトを出現させるため、加工用途向けにおいても
Ｃ量を比較的多量（0.05〜1.0wt%程度）に必要とする。
このためランクフォード値（ｒ値）の劣化が著しく、絞
り加工には不適である。さらに、亜鉛めっきの合金化処
理（約550 ℃）により、マルテンサイトやベイナイトが
焼き戻され、強度が低下するばかりでなく、成型時にス
トレッチャーストレインが発生するなどから、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板用原板としても不適である。さらに、
析出強化は、最適析出条件で処理する必要があるため、
しばしば工程を制約する。とくに工程中に新たに析出処
理工程を組み入れる必要がある場合には、生産性を著し
く阻害する。
【０００４】なお、厳密には析出強化ではないが、固溶
Ｃの転位への集積による時効硬化、すなわち、焼付塗装
時に時効させる焼付硬化性（BH性）を利用した鋼板が、
その製造工程に負担がかからないため例外的に多用され
ている。しかしながら、BHにより降伏強度が３〜５Kgf/
mm2 程度増加するため、張り剛性は改善されるものの、
BHによる引張り強さの増加が１〜２Kgf/mm2 程度と小さ
いこと、加工前やめっき処理時での時効防止手段を必要
とすることなどの問題を有している。
Ｃの転位への集積による時効硬化、すなわち、焼付塗装
時に時効させる焼付硬化性（BH性）を利用した鋼板が、
その製造工程に負担がかからないため例外的に多用され
ている。しかしながら、BHにより降伏強度が３〜５Kgf/
mm2 程度増加するため、張り剛性は改善されるものの、
BHによる引張り強さの増加が１〜２Kgf/mm2 程度と小さ
いこと、加工前やめっき処理時での時効防止手段を必要
とすることなどの問題を有している。
【０００５】したがって、上記した従来手法による、絞
り性を有する鋼板の高強度化には限界があり、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板用原板としても不適であった。
り性を有する鋼板の高強度化には限界があり、合金化溶
融亜鉛めっき鋼板用原板としても不適であった。
【０００６】このような状況のもと、発明者のうち１名
は、他の４名と共同で、特開昭60-174852 号公報に、新
しいタイプの冷延鋼板とその製造方法として、極低炭素
鋼板のα−γ２相温度域焼鈍による、フェライト相と低
温変態フェライト相の複合組織を有する深絞り性に優れ
る複合組織冷延鋼板とその製造方法を提案開示した。こ
の鋼板は、第２相としてマルテンサイトやベイナイトを
有する従来の複合組織鋼板とは異なり、その第２相は、
転位密度の高い低温変態フェライトであることが特徴で
ある。
は、他の４名と共同で、特開昭60-174852 号公報に、新
しいタイプの冷延鋼板とその製造方法として、極低炭素
鋼板のα−γ２相温度域焼鈍による、フェライト相と低
温変態フェライト相の複合組織を有する深絞り性に優れ
る複合組織冷延鋼板とその製造方法を提案開示した。こ
の鋼板は、第２相としてマルテンサイトやベイナイトを
有する従来の複合組織鋼板とは異なり、その第２相は、
転位密度の高い低温変態フェライトであることが特徴で
ある。
【０００７】その低温変態フェライトの形態は鋼成分に
より異なるが、光学顕微鏡観察によれば、 粒界が不
規則に角張った結晶状、 析出物のように粒界に添っ
て存在する結晶粒状、 引っかき傷状の模様を呈する
結晶粒状又は結晶粒群状（比較的大きな第２相粒中に亜
粒界が多数見られる）、などのいずれかが単独又は複合
して分布しているもので、これらは、通常のフェライト
とは明確に区別でき、さらに、粒内の腐食された色調
が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通常のフ
ェライトとはほとんど変りないことから、マルテンサイ
トやベイナイトとも明確に区別できるものである。一
方、透過電子顕微鏡による観察によれば、低温変態フェ
ライトは、粒界及び／又は粒内の転位密度が非常に高
く、とくに、上記の形態のものは、転位密度が非常に
高い部分と比較的低い部分とが層状になっている。
より異なるが、光学顕微鏡観察によれば、 粒界が不
規則に角張った結晶状、 析出物のように粒界に添っ
て存在する結晶粒状、 引っかき傷状の模様を呈する
結晶粒状又は結晶粒群状（比較的大きな第２相粒中に亜
粒界が多数見られる）、などのいずれかが単独又は複合
して分布しているもので、これらは、通常のフェライト
とは明確に区別でき、さらに、粒内の腐食された色調
が、マルテンサイトやベイナイトとは異なり、通常のフ
ェライトとはほとんど変りないことから、マルテンサイ
トやベイナイトとも明確に区別できるものである。一
方、透過電子顕微鏡による観察によれば、低温変態フェ
ライトは、粒界及び／又は粒内の転位密度が非常に高
く、とくに、上記の形態のものは、転位密度が非常に
高い部分と比較的低い部分とが層状になっている。
【０００８】このような、フェライト相と低温変態フェ
ライト相の複合組織を有する鋼板は、第２相の低温変態
フェライトが、転位密度が高いだけで実質的にはフェラ
イトであるので、550 ℃程度の温度にさらされても、マ
ルテンサイトやベイナイトとは異なり、焼き戻しされる
ことはなく、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板
としても好適である。さらに、この複合組織を有する鋼
板は、通常の高温で再結晶した極低炭素フェライトを母
相とするため、従来の複合組織を有する鋼板にくらべｒ
値が非常に高い点でも優れ、しかも内部に局所歪みを有
する複合組織であるため、BH性と、常温時効に対する抵
抗力、すなわち、常温非時効性とを合せ持っている。
ライト相の複合組織を有する鋼板は、第２相の低温変態
フェライトが、転位密度が高いだけで実質的にはフェラ
イトであるので、550 ℃程度の温度にさらされても、マ
ルテンサイトやベイナイトとは異なり、焼き戻しされる
ことはなく、このため合金化溶融亜鉛めっき鋼板用原板
としても好適である。さらに、この複合組織を有する鋼
板は、通常の高温で再結晶した極低炭素フェライトを母
相とするため、従来の複合組織を有する鋼板にくらべｒ
値が非常に高い点でも優れ、しかも内部に局所歪みを有
する複合組織であるため、BH性と、常温時効に対する抵
抗力、すなわち、常温非時効性とを合せ持っている。
【０００９】しかしながら、低温変態フェライトによる
強度上昇は、マルテンサイトなどにくらべると小さく、
より高強度を得るためには強化成分の助けが必要であ
る。ところが、このような鋼板に、Mn、Nb、Ｂなどの強
化成分を多量に添加すると、加工性が劣化し易くなり、
とくに良加工性が得られる焼鈍温度範囲が著しくせばめ
られ、生産性が阻害されるという問題があった。
強度上昇は、マルテンサイトなどにくらべると小さく、
より高強度を得るためには強化成分の助けが必要であ
る。ところが、このような鋼板に、Mn、Nb、Ｂなどの強
化成分を多量に添加すると、加工性が劣化し易くなり、
とくに良加工性が得られる焼鈍温度範囲が著しくせばめ
られ、生産性が阻害されるという問題があった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
ような、高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴
う加工性、生産性の劣化を有利に解決し、絞り性に優
れ、かつ、常温非時効型で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板
用原板としても好適な高張力冷延鋼板及びその製造方法
を提案することを目的とする。
ような、高温変態フェライト相と転位密度の高い低温変
態フェライト相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴
う加工性、生産性の劣化を有利に解決し、絞り性に優
れ、かつ、常温非時効型で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板
用原板としても好適な高張力冷延鋼板及びその製造方法
を提案することを目的とする。
【００１１】ここに、この鋼板の目標とする特性値は以
下のとおりである。 ＴＳ≧４０Ｋｇｆ／ｍｍ２ ＴＳ×Ｅｌ≧１８００Ｋｇｆ／ｍｍ２・％ ｒ値（平均）≧１．９ 焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき、又は調質圧延直後、及
び、これらを常温で６カ月放置後共に、 降伏点伸び＜０．５％
下のとおりである。 ＴＳ≧４０Ｋｇｆ／ｍｍ２ ＴＳ×Ｅｌ≧１８００Ｋｇｆ／ｍｍ２・％ ｒ値（平均）≧１．９ 焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき、又は調質圧延直後、及
び、これらを常温で６カ月放置後共に、 降伏点伸び＜０．５％
【００１２】
【課題を解決するための手段】この発明の要旨は以下と
おりである。 1. Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0z05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄
及び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェラ
イト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合
組織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張
力冷延鋼板。
おりである。 1. Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0z05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は鉄
及び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェラ
イト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合
組織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張
力冷延鋼板。
【００１３】2. Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0.05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上と Cr：0.05wt% 以上、3.0wt%以下 及び Ti：0.005wt%以上、1.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種とを含有し、残部は鉄及
び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェライ
ト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合組
織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力
冷延鋼板。
び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェライ
ト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合組
織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力
冷延鋼板。
【００１４】３．上記１又は２の組成になる、それぞれ
の熱延板を、６０％以上の圧下率で冷延後、γ変態開始
温度以上、Ａｃ３変態点未満の温度範囲での焼鈍につづ
いて、５℃／秒以上、１００℃／秒以下の速度で冷却す
ることを特徴とするＴＳ・Ｅｌバランスに優れる常温非
時効型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。
の熱延板を、６０％以上の圧下率で冷延後、γ変態開始
温度以上、Ａｃ３変態点未満の温度範囲での焼鈍につづ
いて、５℃／秒以上、１００℃／秒以下の速度で冷却す
ることを特徴とするＴＳ・Ｅｌバランスに優れる常温非
時効型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１５】
【作用】この発明は、前にも述べたように、通常の高温
変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト
相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴う加工性の劣
化を改善しようとするもので、その改善には、強化成分
でもあるNi、Mo、Cuのうち、いずれか１種以上を適量含
有させることが非常に有効であることを見出したことに
よるものである。
変態フェライト相と転位密度の高い低温変態フェライト
相の複合組織を有する鋼板の高強度化に伴う加工性の劣
化を改善しようとするもので、その改善には、強化成分
でもあるNi、Mo、Cuのうち、いずれか１種以上を適量含
有させることが非常に有効であることを見出したことに
よるものである。
【００１６】まず、Ni、Mo、Cuの効果を実験結果にもと
づいて述べる。表１に示す、３種類の成分組成になる連
鋳スラブを用い、以下に示す条件で冷延板を製造し、引
張り特性を調査した。
づいて述べる。表１に示す、３種類の成分組成になる連
鋳スラブを用い、以下に示す条件で冷延板を製造し、引
張り特性を調査した。
【００１７】
【表１】
【００１８】製造条件 ・ 熱間圧延 スラブ加熱温度（SRT)：1200℃ 熱延終了温度（FDT)：910 ℃ コイル巻取り温度(CT)：600 ℃ 仕上げ板厚：3.5mm ・ 冷間圧延 圧下率：77% 最終板厚：0.8mm ・ 連続焼鈍 加熱温度：880 〜950 ℃（10℃刻み） 冷却速度：30℃／秒
【００１９】この調査結果を図１に示す。図１は、TS-E
l バランスにおよぼすNi, Mo又はCuの影響を示したもの
である。図１から明らかなように、Ni, Mo, Cuなどを含
有していないＣ鋼は、TS40Kgf/mm2近傍でElが急激に低
下し、かつ、この値以上のTSが得られていないのに対
し、Ni、Mo又はCuを含有させたＡ鋼及びＢ鋼は、TSの上
昇にともなうElの急激な低下は見られずTS-El バランス
が良好であり、高強度化ができ、２相域焼鈍における材
質安定性に優れていることを示している。
l バランスにおよぼすNi, Mo又はCuの影響を示したもの
である。図１から明らかなように、Ni, Mo, Cuなどを含
有していないＣ鋼は、TS40Kgf/mm2近傍でElが急激に低
下し、かつ、この値以上のTSが得られていないのに対
し、Ni、Mo又はCuを含有させたＡ鋼及びＢ鋼は、TSの上
昇にともなうElの急激な低下は見られずTS-El バランス
が良好であり、高強度化ができ、２相域焼鈍における材
質安定性に優れていることを示している。
【００２０】Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕが上記のような効果を
有する理由は明確ではないが、 ・ これらの成分が粒界移動抑制傾向を持つこと、 ・ この鋼板において加工性と強度が最適となるために
は、α→γ変態開始以前の再結晶段階では粒成長し易
く、変態中は逆に粒成長が抑制される必要があること、 の２点から、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕが丁度変態点付近を堺
に高温側で多量に固溶した状態になり、γ粒成長を抑制
するのではないかと推定される。
有する理由は明確ではないが、 ・ これらの成分が粒界移動抑制傾向を持つこと、 ・ この鋼板において加工性と強度が最適となるために
は、α→γ変態開始以前の再結晶段階では粒成長し易
く、変態中は逆に粒成長が抑制される必要があること、 の２点から、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕが丁度変態点付近を堺
に高温側で多量に固溶した状態になり、γ粒成長を抑制
するのではないかと推定される。
【００２１】なお、表１の各鋼とも、γ変態開始温度以
上の焼鈍では、第２相（低温変態フェライト相）が１〜
70% 出現し、常温非時効性及びBH性を示した。また、こ
れらの第２相の形態は、Ｃ, Ni, Mo及びCuの含有量によ
り、前記した３種類のいずれかの形態が単独又は複合し
た形であらわれるが、その形態や結晶粒の絶対的な大き
さと加工性との間にはさしたる相関は認められなかっ
た。
上の焼鈍では、第２相（低温変態フェライト相）が１〜
70% 出現し、常温非時効性及びBH性を示した。また、こ
れらの第２相の形態は、Ｃ, Ni, Mo及びCuの含有量によ
り、前記した３種類のいずれかの形態が単独又は複合し
た形であらわれるが、その形態や結晶粒の絶対的な大き
さと加工性との間にはさしたる相関は認められなかっ
た。
【００２２】ただし、別途の実験結果によれば、強化成
分を比較的多量に含有した鋼では、第２相粒径が母相
（高温変態フェライト相）粒径より大きく成長する傾向
にあり、平均して母相粒径の３倍を超える大きさになる
が、この発明の成分組成範囲にあり優れた加工性を示す
鋼板にあっては、第２相粒径が平均して母相粒径の３倍
以下であった。このことは、先に述べたα粒成長促進・
γ粒成長抑制が、材質に好影響をおよぼすという考えを
支持するものである。
分を比較的多量に含有した鋼では、第２相粒径が母相
（高温変態フェライト相）粒径より大きく成長する傾向
にあり、平均して母相粒径の３倍を超える大きさになる
が、この発明の成分組成範囲にあり優れた加工性を示す
鋼板にあっては、第２相粒径が平均して母相粒径の３倍
以下であった。このことは、先に述べたα粒成長促進・
γ粒成長抑制が、材質に好影響をおよぼすという考えを
支持するものである。
【００２３】つぎに、この発明の成分組成の限定理由に
ついて記す。 Ｃ：0.001 〜0.025wt% Ｃは、0.001wt%未満では軟質化しやすく、高強度を得る
ためには合金の多量添加が必要であるばかりでなく、工
業的に0.001wt%未満を実現させることは不経済である。
一方、0.025wt%を超えるとｒ値の劣化を抑制できず、ま
た、第２相がマルテンサイト化するため合金化溶融亜鉛
めっき処理を施すと軟化・歪時効などの弊害がでる。し
たがって、その含有量は0.001wt%以上、0.025wt%以下と
する。
ついて記す。 Ｃ：0.001 〜0.025wt% Ｃは、0.001wt%未満では軟質化しやすく、高強度を得る
ためには合金の多量添加が必要であるばかりでなく、工
業的に0.001wt%未満を実現させることは不経済である。
一方、0.025wt%を超えるとｒ値の劣化を抑制できず、ま
た、第２相がマルテンサイト化するため合金化溶融亜鉛
めっき処理を施すと軟化・歪時効などの弊害がでる。し
たがって、その含有量は0.001wt%以上、0.025wt%以下と
する。
【００２４】Si：1.0wt%以下 Siは、1.0wt%を超えると、変態点が上昇し高温焼鈍が必
要になる。また、溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっき
がつきにくくなる。したがって、その含有量は1.0wt%以
下とする。ただし、強度を上げ、強度−伸びバランスを
多小改善するので0.05wt% 以上含有させることが好まし
い。これは、第２相へのＣの濃化を促進するためと考え
られる。
要になる。また、溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっき
がつきにくくなる。したがって、その含有量は1.0wt%以
下とする。ただし、強度を上げ、強度−伸びバランスを
多小改善するので0.05wt% 以上含有させることが好まし
い。これは、第２相へのＣの濃化を促進するためと考え
られる。
【００２５】Mn：0.1 〜2.0wt% Mnは、0.1wt%未満では有害な硫化物（Fe S）が形成され
る。また、2.0wt%を超えると強度−伸びバランスが極度
に劣化する。したがって、その含有量は0.1wt%以上、2.
0wt%以下とするが、望ましくは1.0wt%以下とし、その強
度低下分をNi、Mo、Cuで補うことが好ましい。
る。また、2.0wt%を超えると強度−伸びバランスが極度
に劣化する。したがって、その含有量は0.1wt%以上、2.
0wt%以下とするが、望ましくは1.0wt%以下とし、その強
度低下分をNi、Mo、Cuで補うことが好ましい。
【００２６】Nb：0.001 〜0.2wt% Nbは、Ｂとの共存で低温変態フェライトの形成を促進す
るため不可欠の成分であり、そのためには0.001wt%以上
を必要とする。しかし、0.2wt%を超えると加工性への悪
影響が顕著になり、コスト高にもなる。したがって、そ
の含有量は0.001wt%以上、0.2wt%以下とする。
るため不可欠の成分であり、そのためには0.001wt%以上
を必要とする。しかし、0.2wt%を超えると加工性への悪
影響が顕著になり、コスト高にもなる。したがって、そ
の含有量は0.001wt%以上、0.2wt%以下とする。
【００２７】Ｂ：0.0003〜0.01wt% Ｂは、Nbとの共存で低温変態フェライトの形成を促進す
るため不可欠の成分であり、0.0003wt% 未満ではその効
果がない。また、0.01wt% を超えると加工性への悪影響
が顕著になる。したがって、その含有量は0.0003wt% 以
上、0.01wt% 以下とする。
るため不可欠の成分であり、0.0003wt% 未満ではその効
果がない。また、0.01wt% を超えると加工性への悪影響
が顕著になる。したがって、その含有量は0.0003wt% 以
上、0.01wt% 以下とする。
【００２８】Al：0.005 〜0.10wt% Alは、精錬時の脱酸に必要な成分で、そのためには0.00
5wt%以上含有させることを必要とするが、0.10wt% を超
えて含有させると介在物が増加し、材質を劣化させる。
したがって、その含有量は0.005wt%以上、0.10wt% 以下
とする。
5wt%以上含有させることを必要とするが、0.10wt% を超
えて含有させると介在物が増加し、材質を劣化させる。
したがって、その含有量は0.005wt%以上、0.10wt% 以下
とする。
【００２９】Ｐ：0.1wt%以下 Ｐは、鋼の強化成分であるが、0.1wt%を超えて含有させ
ると、偏析による表面欠陥が顕著になるばかりでなく、
溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっきがつきにくくな
る。また、第２相による強化を弱める点不利である。し
たがって、その含有量は0.1wt%以下とするが望ましくは
0.05wt% 以下とし、その強度低下分をNi,Mo, Cuで補う
ことが好ましい。
ると、偏析による表面欠陥が顕著になるばかりでなく、
溶融亜鉛めっき向けの用途ではめっきがつきにくくな
る。また、第２相による強化を弱める点不利である。し
たがって、その含有量は0.1wt%以下とするが望ましくは
0.05wt% 以下とし、その強度低下分をNi,Mo, Cuで補う
ことが好ましい。
【００３０】Ｎ：0.007wt%以下 Ｎは、0.007wt%を超えると加工性、常温非時効性を劣化
させ、また、BNの形成によりＢの歩止りを悪くする。し
たがって、その含有量は0.007wt%以下とする。
させ、また、BNの形成によりＢの歩止りを悪くする。し
たがって、その含有量は0.007wt%以下とする。
【００３１】Ni：0.05〜3.0wt%, Mo：0.01〜2.0wt%, C
u：0.05〜5.0wt% Ni, Mo及びCuは、これらのうちの１種以上を含有させる
ことが、この発明の最大の要件であって、前記したよう
に、これらは、材質劣化をもたらさずに高強度化ができ
る成分である。それぞれ、Niが0.05wt%, Mo が0.01wt%,
Cu が0.05wt%未満では、その効果がなく、Niが3.0wt%,
Moが2.0wt%, Cuが5.0wt%を超えると加工性に悪影響を
およぼす。したがって、これらの含有量は、Niが0.05wt
% 以上、3.0wt%以下、Moが0.01wt% 以上、2.0wt%以下、
Cuが0.05wt% 以上、5.0wt%以下とする。なお、溶融亜鉛
めっき向けの用途では、めっきのぬれ性の観点からNi,
Mo及びCuとも1.0wt%以下とすることが好ましい。
u：0.05〜5.0wt% Ni, Mo及びCuは、これらのうちの１種以上を含有させる
ことが、この発明の最大の要件であって、前記したよう
に、これらは、材質劣化をもたらさずに高強度化ができ
る成分である。それぞれ、Niが0.05wt%, Mo が0.01wt%,
Cu が0.05wt%未満では、その効果がなく、Niが3.0wt%,
Moが2.0wt%, Cuが5.0wt%を超えると加工性に悪影響を
およぼす。したがって、これらの含有量は、Niが0.05wt
% 以上、3.0wt%以下、Moが0.01wt% 以上、2.0wt%以下、
Cuが0.05wt% 以上、5.0wt%以下とする。なお、溶融亜鉛
めっき向けの用途では、めっきのぬれ性の観点からNi,
Mo及びCuとも1.0wt%以下とすることが好ましい。
【００３２】Cr：0.05〜3.0wt%, Ti：0.005 〜1.0wt% Cr及びTiは、Ｃ，Ｓ及びＮを固定し、材質及びＢの歩止
りへの悪影響を抑制する。それぞれ、Crが0.05wt% 、Ti
が 0.005wt% 未満では、上記効果がなく、Crが3.0wt%、
Tiが1.0wt%を超えると、その効果が飽和する。したがっ
て、これらの含有量は、Crが0.05wt% 以上、3.0wt%以
下、Tiが0.005wt%以上、1.0wt%以下とする。なお、Tiの
Ｃ固定効果は高温でも安定しているが、Cr, NbのＣ固定
効果は高温で弱まるため、Tiが無添加あるいはその含有
量が48/12 〔Ｃ〕+ 48/32 〔Ｓ〕+48/14 〔Ｎ〕未満の
ときは鋼板は常温非時効でありながらBH性が付与され、
より高強度化に有利となる。
りへの悪影響を抑制する。それぞれ、Crが0.05wt% 、Ti
が 0.005wt% 未満では、上記効果がなく、Crが3.0wt%、
Tiが1.0wt%を超えると、その効果が飽和する。したがっ
て、これらの含有量は、Crが0.05wt% 以上、3.0wt%以
下、Tiが0.005wt%以上、1.0wt%以下とする。なお、Tiの
Ｃ固定効果は高温でも安定しているが、Cr, NbのＣ固定
効果は高温で弱まるため、Tiが無添加あるいはその含有
量が48/12 〔Ｃ〕+ 48/32 〔Ｓ〕+48/14 〔Ｎ〕未満の
ときは鋼板は常温非時効でありながらBH性が付与され、
より高強度化に有利となる。
【００３３】つぎに、この発明の製造工程を以下に述べ
る。スラブの製造は、常法の連鋳法又は造塊法でよく、
また、熱延も、通常の工程通りの、 Ar3変態点以上の仕
上げ温度で行なえばよい。コイルの巻取り温度も特に規
定しないが、Nb炭化物を適度な粒径に析出させるために
は600 〜700 ℃の温度範囲がよい。
る。スラブの製造は、常法の連鋳法又は造塊法でよく、
また、熱延も、通常の工程通りの、 Ar3変態点以上の仕
上げ温度で行なえばよい。コイルの巻取り温度も特に規
定しないが、Nb炭化物を適度な粒径に析出させるために
は600 〜700 ℃の温度範囲がよい。
【００３４】冷延においては、圧下率が60% 未満では、
その後の焼鈍時における変態開始の遅延によるものと考
えられるが、第２相が粗大化し、前記した母相フェライ
ト粒径との比が３倍を超えてしまい、加工性が劣化す
る。したがって、冷延圧下率は60% 以上を必要とする。
その後の焼鈍時における変態開始の遅延によるものと考
えられるが、第２相が粗大化し、前記した母相フェライ
ト粒径との比が３倍を超えてしまい、加工性が劣化す
る。したがって、冷延圧下率は60% 以上を必要とする。
【００３５】焼鈍は、いうまでもなくγ変態開始温度よ
り高温で行われなければ複合組織化しない。しかし、α
−γ共存温度域を超えて焼鈍すると、ｒ値に有利な結晶
方位の形成に寄与する残留α粒も焼鈍中に消失してしま
ううえ、第２相の比率が高くなり過ぎ、さらに、冷却時
に第２相が粗大化して母相フェライト粒径との比が３倍
を超える組織となるため、加工性が著しく損なわれる。
したがって、焼鈍温度は、γ変態開始温度以上 AC3変態
点未満とする。
り高温で行われなければ複合組織化しない。しかし、α
−γ共存温度域を超えて焼鈍すると、ｒ値に有利な結晶
方位の形成に寄与する残留α粒も焼鈍中に消失してしま
ううえ、第２相の比率が高くなり過ぎ、さらに、冷却時
に第２相が粗大化して母相フェライト粒径との比が３倍
を超える組織となるため、加工性が著しく損なわれる。
したがって、焼鈍温度は、γ変態開始温度以上 AC3変態
点未満とする。
【００３６】焼鈍後の冷却速度は、Nb・Ｂの複合添加で
あるので、２相化するのにさほどの急冷は必要としない
が、それでも５℃／秒未満の徐冷では低温までγ粒が残
存しにくく、十分な低温変態フェライト相が出現しな
い。一方、100 ℃／秒を超えての冷却は不要であるう
え、板の形状悪化をもたらす。したがって、焼鈍後の冷
却速度は５℃／秒以上、100 ℃／秒以下とする。
あるので、２相化するのにさほどの急冷は必要としない
が、それでも５℃／秒未満の徐冷では低温までγ粒が残
存しにくく、十分な低温変態フェライト相が出現しな
い。一方、100 ℃／秒を超えての冷却は不要であるう
え、板の形状悪化をもたらす。したがって、焼鈍後の冷
却速度は５℃／秒以上、100 ℃／秒以下とする。
【００３７】なお、調質圧延は特に必要としないが、板
の形状矯正のために伸び率３% 以下で行っても問題な
い。
の形状矯正のために伸び率３% 以下で行っても問題な
い。
【００３８】
【実施例】表２に示す成分組成に調製した、この発明の
適合鋼12種類と比較鋼７種類の連鋳スラブを、それぞ
れ、表３に示す条件で、熱延（仕上げ板厚：1.6 〜3.5m
m ）、冷延（仕上げ板厚：0.7mm ）、焼鈍、及び一部に
ついて、合金化溶融亜鉛めっき又は調質圧延を行い製品
板とした。
適合鋼12種類と比較鋼７種類の連鋳スラブを、それぞ
れ、表３に示す条件で、熱延（仕上げ板厚：1.6 〜3.5m
m ）、冷延（仕上げ板厚：0.7mm ）、焼鈍、及び一部に
ついて、合金化溶融亜鉛めっき又は調質圧延を行い製品
板とした。
【００３９】
【表２】
【００４１】なお、表３における合金化溶融亜鉛めっき
は、連続めっきライン（CGL)で、焼鈍−溶融亜鉛めっき
−合金化処理（550 ℃・20秒）を施したもので、めっき
の付着状態にはなんら問題はなかった。
は、連続めっきライン（CGL)で、焼鈍−溶融亜鉛めっき
−合金化処理（550 ℃・20秒）を施したもので、めっき
の付着状態にはなんら問題はなかった。
【００４２】上記製品板について、引張り特性、ｒ値、
BH、常温非時効性、組織調査などを行った。これらの調
査結果を表４にまとめて示す。
BH、常温非時効性、組織調査などを行った。これらの調
査結果を表４にまとめて示す。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】ここに、各測定条件は以下のとおりであ
る。引張り特性：JISZ 2201の５号試験片を使用して測
定した。
る。引張り特性：JISZ 2201の５号試験片を使用して測
定した。
【００４６】ｒ値（平均）：15% 引張り時の値を３点法
にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方法（圧延方向に
45度方向）及びＣ方向（圧延方向に90度方向) の平均値
を γ値（平均）= ( ｒL + 2 ｒD + ｒC）／４ として求めた。
にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方法（圧延方向に
45度方向）及びＣ方向（圧延方向に90度方向) の平均値
を γ値（平均）= ( ｒL + 2 ｒD + ｒC）／４ として求めた。
【００４７】BH：２% の引張りひずみ時の応力（σ2 ）
と、２% の引張り予ひずみを与えた後除荷し、さらに17
0 ℃20分間の時効処理を行った後の降伏応力（σY ）と
を測定し、 BH = (σY )- (σ2 ) として求めた。
と、２% の引張り予ひずみを与えた後除荷し、さらに17
0 ℃20分間の時効処理を行った後の降伏応力（σY ）と
を測定し、 BH = (σY )- (σ2 ) として求めた。
【００４８】常温非時効性：焼鈍直後の引張り試験（引
張り速度10mm /min)における降伏伸び(YEl) と、100 ℃
×10時間（30℃×６カ月相当）の時効処理後、上記と同
様に降伏伸びを求め評価した。
張り速度10mm /min)における降伏伸び(YEl) と、100 ℃
×10時間（30℃×６カ月相当）の時効処理後、上記と同
様に降伏伸びを求め評価した。
【００４９】表４から明らかなように、この発明の適合
例は、TSが全て40Kgf/mm2 以上であり、常温非時効性、
加工性ともに優れた特性を示し、また、Tiで固溶Ｃの全
てを固定した試料記号８以外は3.5Kgf/mm2以上のBHを有
している。また、CGL による合金化溶融亜鉛めっき処
理、調質圧延などによっても材質が劣化することはな
い。
例は、TSが全て40Kgf/mm2 以上であり、常温非時効性、
加工性ともに優れた特性を示し、また、Tiで固溶Ｃの全
てを固定した試料記号８以外は3.5Kgf/mm2以上のBHを有
している。また、CGL による合金化溶融亜鉛めっき処
理、調質圧延などによっても材質が劣化することはな
い。
【００５０】一方、比較例はそれぞれ以下の通りであ
る。 1D：焼鈍温度がγ変態温度より低く、α単相のため、常
温非時効性が得られていない。 1E：焼鈍後の冷却速度が低く、ほとんどα単相のため、
常温非時効性が得られていない。 1F：冷間圧下率が低いため、第２相の粒径が母相に比し
て大きく、良好な加工性が得られていない。 5B：焼鈍温度がα−γ共存温度より高いため、良好な加
工性が得られていない。 13A, 13B：Cu, Ni及びMoのいずれも含有していないた
め、第２相の粒径が母相にくらべ極めて大きくなり、加
工性が劣化し、常温非時効性にも悪影響をおよぼしてい
る。なお、常温非時効性に対する悪影響は、合金化溶融
亜鉛めっき後において顕著である。 14、15：Ni, Mo又はCuの含有量が過剰で、第２相の粒径
と母相との粒径比が最適範囲を外れており、良好な加工
性が得られていない。 16：Mnの含有量が過剰で、第２相の粒径と母相との粒径
比が最適範囲を外れ、良好な加工性が得られていない。 17：Nb含有量が高く、加工性に悪影響を与えている。 18, 19：Nb又はＢが無添加のため、低温変態フェライト
相が出現せず、良好な加工性、常温非時効性が得られて
いない。 以上比較例は、それぞれ、いずれかの特性が適合例にく
らべ劣っている。
る。 1D：焼鈍温度がγ変態温度より低く、α単相のため、常
温非時効性が得られていない。 1E：焼鈍後の冷却速度が低く、ほとんどα単相のため、
常温非時効性が得られていない。 1F：冷間圧下率が低いため、第２相の粒径が母相に比し
て大きく、良好な加工性が得られていない。 5B：焼鈍温度がα−γ共存温度より高いため、良好な加
工性が得られていない。 13A, 13B：Cu, Ni及びMoのいずれも含有していないた
め、第２相の粒径が母相にくらべ極めて大きくなり、加
工性が劣化し、常温非時効性にも悪影響をおよぼしてい
る。なお、常温非時効性に対する悪影響は、合金化溶融
亜鉛めっき後において顕著である。 14、15：Ni, Mo又はCuの含有量が過剰で、第２相の粒径
と母相との粒径比が最適範囲を外れており、良好な加工
性が得られていない。 16：Mnの含有量が過剰で、第２相の粒径と母相との粒径
比が最適範囲を外れ、良好な加工性が得られていない。 17：Nb含有量が高く、加工性に悪影響を与えている。 18, 19：Nb又はＢが無添加のため、低温変態フェライト
相が出現せず、良好な加工性、常温非時効性が得られて
いない。 以上比較例は、それぞれ、いずれかの特性が適合例にく
らべ劣っている。
【００５１】
【発明の効果】この発明は、Ni, Mo及びCuのうちいずれ
か１種以上を適量含有させることにより、高温変態フェ
ライト相と転位密度の高い低温変態フェライト相の複合
組織を有する鋼板の高強度化に伴う加工性の劣化を改善
するもので、この発明によって得られる高張力冷延鋼板
は、常温非時効性型又は常温非時効BH型で良好な絞り性
を有し、かつ、合金化溶融亜鉛めっき処理を施しても材
質劣化がなく、自動車用などに有利に用いることができ
る。
か１種以上を適量含有させることにより、高温変態フェ
ライト相と転位密度の高い低温変態フェライト相の複合
組織を有する鋼板の高強度化に伴う加工性の劣化を改善
するもので、この発明によって得られる高張力冷延鋼板
は、常温非時効性型又は常温非時効BH型で良好な絞り性
を有し、かつ、合金化溶融亜鉛めっき処理を施しても材
質劣化がなく、自動車用などに有利に用いることができ
る。
【図１】焼鈍後の鋼板のTS-El バランスにおよぼすNi,
Cu又はMoの影響を示すグラフである。
Cu又はMoの影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森田 正彦 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社 技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭58−84929（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−174852（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0.05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種とを含有し、残部は鉄及
び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェライ
ト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合組
織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力
冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0.05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上と Cr：0.05wt% 以上、3.0wt%以下 及び Ti：0.005wt%以上、1.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種とを含有し、残部は鉄及
び不可避不純物の組成になり、組織が高温変態フェライ
ト相及び転位密度の高い低温変態フェライト相の複合組
織からなることを特徴とする常温非時効型絞り用高張力
冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0.05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する熱延板
を、60% 以上の圧下率で冷延後、γ変態開始温度以上、
AC3変態点未満の温度範囲での焼鈍につづいて、５℃／
秒以上、100 ℃／秒以下の速度で冷却することを特徴と
する常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃ：0.001wt%以上、0.025wt%以下、 Si：1.0wt%以下、 Mn：0.1wt%以上、2.0wt%以下、 Nb：0.001wt%以上、0.2wt%以下、 Ｂ：0.0003wt% 以上、0.01wt% 以下、 Al：0.005wt%以上、0.10wt% 以下、 Ｐ：0.1wt%以下 及び Ｎ：0.007wt%以下 を含み、さらに Ni：0.05wt% 以上、3.0wt%以下、 Mo：0.01wt% 以上、2.0wt%以下 及び Cu：0z05wt% 以上、5.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種以上と Cr：0.05wt% 以上、3.0wt%以下 及び Ti：0.005wt%以上、1.0wt%以下 のうちから選んだ１種又は２種とを含有する熱延板を、
60% 以上の圧下率で冷延後、γ変態開始温度以上、 AC3
変態点未満の温度範囲での焼鈍につづいて、５℃／秒以
上、100 ℃／秒以下の速度で冷却することを特徴とする
常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3123135A JP2818319B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
| US07/874,306 US5356494A (en) | 1991-04-26 | 1992-04-24 | High strength cold rolled steel sheet having excellent non-aging property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same |
| CA002067043A CA2067043C (en) | 1991-04-26 | 1992-04-24 | High strength cold rolled steel sheet having excellent non-aging property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same |
| KR1019920007134A KR950007472B1 (ko) | 1991-04-26 | 1992-04-27 | 상온 비시효 소성경화성 인발 가공용 고장력 냉연강판 및 그 제조방법 |
| DE69228403T DE69228403T2 (de) | 1991-04-26 | 1992-04-27 | Hochfestes, kaltgewalztes, bei Raumtemperatur alterungsbeständiges, tiefziehbares Stahlblech und Herstellungsverfahren |
| EP92107173A EP0510718B1 (en) | 1991-04-26 | 1992-04-27 | High strength cold rolled steel sheet having excellent non-agin property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3123135A JP2818319B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04325656A JPH04325656A (ja) | 1992-11-16 |
| JP2818319B2 true JP2818319B2 (ja) | 1998-10-30 |
Family
ID=14853054
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3123135A Expired - Fee Related JP2818319B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 常温非時効型絞り用高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2818319B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5884929A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-05-21 | Nippon Steel Corp | 非時効性で塗装焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造法 |
| JPS60174852A (ja) * | 1984-02-18 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
-
1991
- 1991-04-26 JP JP3123135A patent/JP2818319B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04325656A (ja) | 1992-11-16 |
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Legal Events
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