JPH02163318A - プレス成形性に優れた高張力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たＴｉ、　Ｎｂ１合添加高
張力冷延鋼板の製造方法に関する。

（従来技術とその問題点） 従来の一般加工用冷延鋼板は、引張強度（以下Ｔ、Ｓ、
と略記する）が２８〜４０ｋｇｆ　／　ｍｍ”であり、
プレス成形後自動車用内外装鋼板として多量に使用され
ている。近年、自動車産業界では、車体軽量化に伴って
高強度薄鋼板に対する需要が高まり、かつ、プレス成形
性、特に、絞り性の改善要求が強く、種種の非時効性高
強度冷延薄鋼板が開発されている。

一般に鋼板の高強度化はプレス成形性を劣化させ、特に
、冷延−再結晶集合組織に依存するランクフォード値（
以下ｒ値と略記する）は、絞り性の指標として有効であ
るが、このｒ値を高めるのが非常に困羞になる。

しかし、その中でも高ｒ値を有する高強度冷延薄鋼板の
製造法として知られているのが、炭窒化物形成元素とＳ
ｉ、　Ｍｎ、　Ｐ等の置換型固溶強化元素を添加した薄
鋼板である。

このような先行技術として、特公昭５５−４９１４７号
公報にはＴｉ、　Ｖ等の析出強化型元素を添加し、ｒ値
および延性は十分でないが、Ｔ、Ｓ、５５ｋｇｆ／ｍｍ
’級の高強度鋼板が開示され、また特公昭６０−１３４
２０４−には、Ｃｕ、　Ｐを添加してＴ、５．３５〜４
０ｋｇｆ／　ｍｍ２級の強度と高い深絞り性が得られる
鋼がそれぞれ開示されている。

しかしながら、上記の例に示した従来技術ではいずれも
廻加工部材の薄肉化を可能とする良好なプレス成形性を
有する自動車用鋼板として要求されているＴ、Ｓ、　４
０ｋｇｆ　／　１１１１１２以上かつｒ値１．７以上を
兼ね備えた鋼板を得ることは不可能であった。

さらに、最近では上記の特性に加えて、ｒ値の面内異方
性が小さいことおよび、耐二次加工性れ性に優れた鋼板
が要求されている。

（問題解決に関する知見） 本発明は、薄肉化を可能とする優れたプレス成形性を有
する自動車用鋼板として要求されているＴ、５．４０ｋ
ｇｆ／ｍｍ”以上かつｒ値１．７以上、さらにｒ値の面
内異方性が小さく、耐二次加工性に優れた鋼板を製造す
ることを課題とし、課題解決に関し。

本発明者らは、高強度冷延鋼板の成分組成、製造方法に
ついて種々研究を行った結果、Ｔｉ、Ｎｂ％ｊ［合添加
鋼に所定の限定内の固溶強化元素Ｍｎ、　Ｐ、　Ｂを複
合添加し、熱間圧延から焼鈍に至る諸工程を所定の条件
範囲内に制御することによって、上記特性を有する高張
力鋼板が得られる知見を得た。

（発明の構成） 上記課題は１重量％テ、　Ｃ：　０，００２０〜０．０
１００％、Ｓ１≦０．３０％、Ｍｎ　：　１．２〜２．
０％、　Ｐ　：　０．０４０〜０．０９５％、Ｓ≦０．
０１％、Ｓｏｌ、、Ａｌ　：　０，０１．０〜０．１０
０％、Ｎ≦０、００７０％、　Ｂ　：　０．０００２〜
０．００１０％、　Ｔｉ　：　（４８／１２％Ｃ＋４８
／１４％Ｎ　＋　４８／３２％Ｓ）〜０．１０％、　Ｎ
ｂ　：　０．０１〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる丁ｊ−Ｎｂ複合添加極低炭素
鋼スラブを１１５０〜１２８０℃に加熱した後、　（Ａ
ｒ１変態点＋５０℃）以上１．０００℃以下で熱間圧延
を終了し、４００℃以上６００℃以下で巻取りを行い、
酸洗を行った後、圧下率７０〜９０％で冷間圧延を施し
た後、得られた冷延板を再結晶温度以上ＡＣ３変態点以
下の温度域で連続焼鈍することを特徴とするプレス成形
性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法によって達成さ
れる。

次に本発明において組成限定理由について説明する。

Ｃ：Ｃはその含有量が低いほど絞り性、延性に対して有
利であり、ｏ、ｏｉｏ％を超えると後述のＴｉ添加量を
増やしても、良好な絞り性が得られなくなる。一方、０
．００２０％未満では強度Ｔ、Ｓ、に寄与する微細炭窒
化物が減少することおよび製造コストが増大することが
挙げられる。したがって、ｃ　ｘｉは０．００２０〜０
．０１０％とする。

Ｓｉ　：　Ｓｉは鋼板の強度を上げるために有効である
が、０．３％を超えるとｒ値の面内異方比が大きくなり
、また伸びが低下するので、添加量は０．３％以下とす
る。

Ｍｎ　：　Ｍｎは本発明の骨子となる合金元素であり深
′絞り性を劣化させずに鋼板の強度を上げるのに有効で
ある。また、Ｓｉとは異なりＭｎのｒ値の面内異力性に
及ぼす影響も非常に小さく、かつ後述の粒界脆化をもた
らすＰの添加量を低減できる点がらも、Ｍｎは固溶強化
元素として有効な元素である。

しかしながら、２．０％を超えるとＡｃ、変態点が大き
く低下し再結晶温度近傍となってしまい、焼鈍時にα→
γ変態が促進される。このために回復−再結晶過程で形
成されたｒ値に有利な（］Ｔ１）面冷延−再結晶集合組
織が損われてしまう。また、焼鈍時の冷却過程で硬化し
た組織を生じてしまう場合もある。従って２．０％を超
えると鋼板の伸び、ｒ値を著しく劣化させてしまうので
、阿ｎの添加量は２．０％以下とする。また１、０％未
満では、後述の固溶強化元素Ｐを所定の範囲内で変化さ
せても目標とする強度が得られないので下限は１．０％
以上とする。

ＦＤＰもＳｉ、　Ｍｎと同様に鋼板の強度を上げるが０
．０９５％を超えると耐二次加工割れ性が著しく低下す
るばかりでなく、溶接性を阻害し、また再結晶温度が非
常に高くなりライン内での焼鈍が回層どなるので０．０
９５％以下とする。また、０．０４０％未満では、前述
のＭｎを所定範囲内で変化させても目標とする高強度が
得られないので下限を０．０４０％とする。

ＡｌΔｌは脱酸のために０．（１１０％以上添加するが
、０．１００％　を超えると表面性状に悪影響をおよぼ
すので上限を０，１０％とする。

ＳＯ３はＭｎと結合し非金属介在物を形成し、プレス成
形時に割れなどの不具合を生じさせ易い。

さらにＴｉとＴｉＳを生成するためＴｉの添加量が増し
、コストの面で好ましくなく、０．０１％以下とする。

Ｎ：Ｎは鋼中の不純物元素であるが、ＴｉによりＴｉＮ
として固定され、ｒ値を向上させるが、このＮ含有量が
０．００７０％を超えるとその安定化に要するＴ１添加
量が増し、ロス１−面で好ましくない。したがってその
上限を０．００７０％とする。

Ｔｉ　：　ＴｉはＳ、ＮそしてＣを固定し、　（１１，
１）面冷延−再結晶集合組、織を発達させるために添加
するもので下限を（４８／２２％Ｃ＋４８／１４％Ｎ＋
４８／３２％Ｓ）とする。上限を０．１０％とするのは
、これを超える添加を行なってもその効果が飽和するか
らである。

Ｎｂ　：　Ｎｂは安定なＴｉの炭窒化物を核として熱間
圧延時に生成し粗大な貫、　Ｎｂ複合炭窒化物を形成す
る。このため（１１１）面冷延−再結晶集合組織をより
一層発達させるので、絞り性およびｒ値の面内異方性を
改善する。しかし、　０．０１％未満の添加’ｒｔでは
面内異方性の数百は見られないので０．０１％以上とし
、また、上限を０．１０％とするのはこれを超えて添加
してもその効果が飽和するからである°。

巳：Ｂは鋼板中の粒界に前述のＰよりも優先偏析し、Ｐ
の粒界脆性によるプレス成形性の劣化を抑制するもので
あるが、その含有量が多過ぎると粒成長を阻害し肩板の
ｒ値、伸びを低下させるので、Ｂ添加の上限をｏ、ｏｏ
ｉｏ％とする。

一方、Ｐの粒界偏析を抑制し粒界脆性によるプレス成形
性の劣性を防止するのに有効な下限値を０．０００２％
とする。

また１本発明鋼の製造条件は、上記の成分組成範囲に成
分調整された溶鋼を連続鋳造し、このスラブをそのまま
冷却なしに直送するか、あるいは−旦冷却し冷片として
再加熱した後に熱間圧延する。このスラブの加熱温度は
（Ａｒ、変態点＋５０℃）以上の熱延仕上温度を確保す
るために下限温度を１１５０℃とする。上限温度は、加
熱炉内で析出物が固溶し熱延時に非常に小さい析出物を
生じさせるのを抑制するために１２８０’Ｃとする。こ
の非常に小さい析出物は（１１，１）面冷延−再結晶集
合組職の発達を抑制しｒ値を低下してしまうからである
。

またその仕上温度は、第３図に示すようにＡｒ。

変態点以下では（Ｉ　Ｉ　Ｉ）面冷延−再結晶集合組織
に対して好ましくない熱延−再結晶集合組織もしくは未
再結晶集合組織を生じさせるので、Ａｒ、点以上とする
のが通常であるが、Ｔｉ　−Ｎｂの析出物を変化させ、
ｒ値の面内異方性をより改善することから（Ａｒ３変態
点＋５０℃）以上とする。また上限温度１０００℃を設
定するのは熱延加熱温度がこれ以」二であると熱延板の
結晶粒径が大きくなり、　（１１１）面冷延−再結晶集
合訊１織の発達を抑制しｒ値を低下してしまうからであ
る。

次に１巻取り温度は高過ぎるとスケールの醜洗性が低下
するので上限を６００’Ｃとし、下限は巻取り後の板形
状不良を生じさせないために４００℃とする。

冷間圧延に際しては、通常の酸洗を行い鋼板表面を清浄
にしたのち圧延を行う。その時の圧下率はｒ値を１．７
以上確保するために第４図に示すように下限を７０％と
する。上限を９０％とするのは。

これを超えて冷間圧延を実施してもその効果が飽和して
しまうので９０％以下とする。

得られた冷延板は再結晶温度以上Ａｃ、変態点以下の温
度域で連続焼鈍する。

このようにして、本発明によれば、プレス成形性に優れ
、耐二次加工割れ性の良好な面内異方性の小さい高張力
冷延鋼板が製造される。

（発明の具体的開示） 本発明を実施例によって説明する。

第１表は、試作実験に用いた供試材の化学組成で１本発
明鋼は、〜ａ、ｌ、　２．３．６．７．１２である。

また、本発明鋼との比較鋼の化学組成も同様に第１表に
示す。

試作実験は、転炉で組成調整して、溶製し、連続鋳造に
より厚み２５０ｍｍのスラブとしている。続いて、これ
らのスラブを用いて、熱間圧延し、板厚２．３．２．７
．３．２．４．０ｍｍの然延板を作製、酸洗、冷間圧延
を施し、連続焼鈍を行って板厚０．８ｍｍの高張力冷延
鋼板を′１５造した。同表中のＮｏ、］、、　２．３゜
６、７．１２が本発明鋼であるが、低ＹＰ、４０ｋｇｆ
　／　ｍｍ２以上の高Ｔ、Ｓ、、１．７以上の高ｒ値、
３５％以上の高ビＱ（伸び率）ならびに良好な耐二次加
工割れ性を具備したｔＴｙ４４反を得ることができる。

第２表には、具体的に熱間圧延巻取り温度、仕上げ温度
、冷間圧延率、焼鈍Ｕ度の製造条件および製品の特性を
示す。

第２表の結果に見られるように、本発明鋼のＮｏ。

１〜３は、Ｔ、Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上で、ｒ値
も１．７以上、Ｅρ（伸び）も３５％以上と高く、また
、遷移温度−４０℃以下と耐二次加工割れ性も良好な高
張力冷延鋼板であることが判る。

Ｃ量が本発明範囲より多いＮ００４鋼はＴ、Ｓ、は高い
値を示しているもののｒ値が１．２６と低く、加工性に
問題がある。

ｈ量が本発明範囲より多いＮｏ、　５　ｇは、Ｎｏ、４
鋼同様であり、絞り成形性に問題がある。

冷間圧延率が本発明範囲より小さいＮｏ、８鋼もＴ、Ｓ
、は高いが、伸び、ｒ値が低くプレス成形性に問題があ
る。

Ｂを無添加のＮＯ１９鋼は、Ｔ、Ｓ、、ｒ値は良好であ
るが、遷移温度が一１０℃と高くプレス成形の際。

二次加工割れが発生する問題がある。

（発明の効果） 本発明にがかるＴｉ、　Ｎｂ複合添加高張力冷延鋼板の
製造方法によって、茫肉化を可能とする優れたプレス成
形性を有する高張力冷延鋼板を製造することが可能とな
り、産業の利用に対する発明の効第１図はＴ、Ｓ、およ
びｒ値に及ぼすＣ添加量との関係を示す図、第２図はｒ
値に及ぼすスラブ加熱温度との関係を示す図、第３図は
ｒ値に及ぼす熱延仕上温度との関係を示す図、第４図は
ｒ値に及ぼす冷間延圧率との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．００２０〜０．０１００％、 Ｓｉ≦０．３％、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０４０〜０．０９５％、 Ｓ≦０．０１％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ≦０．０
   ０７０％、 Ｂ：０．０００２〜０．００１０％、 Ｔｉ：（４８／１２％Ｃ＋４８／１４％Ｎ＋４８／３２
   ％Ｓ）〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 を含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物からなる
   Ｔｉ−Ｎｂ複合添加極低炭素鋼スラブを１１５０〜１２
   ８０℃に加熱した後、（Ａｒ＿３変態点＋５０℃）以上
   １０００℃以下で熱間圧延を終了し、４００℃以上６０
   ０℃以下で捲取を行い、酸洗を行った後、圧下率７０〜
   ９０％で冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板を再結
   晶温度以上Ａｃ＿３変態点以下の温度域で連続焼鈍する
   ことを特徴とするプレス成形性にすぐれた高張力冷延鋼
   板の製造方法。