JPH0567684B2

JPH0567684B2 -

Info

Publication number: JPH0567684B2
Application number: JP62022208A
Authority: JP
Inventors: Atsuki Okamoto; Naomitsu Mizui
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-02-02
Filing date: 1987-02-02
Publication date: 1993-09-27
Also published as: JPS63190141A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、高強度でかつプレス成形にすぐれた
高強度冷延鋼板の製法に関する。本発明にかかる冷延鋼板は適宜表面処理やプレ
ス加工をした後、例えば自動車、家電製品、鋼構
造物などに使用されるのであり、特にそれらに要
求される造形性と強度を同時に付与することが可
能である。その結果、それらの製品の薄肉化すな
わち軽量化が達成できるのである。（従来の技術）製鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素とし
てからTiを添加した極低炭素Ti添加鋼をベース
にSi、Mn、CrやＰを添加して強度を上げた高張
力冷延鋼板については多くの提案がすでにある。たとえば、特公昭57−57945号においては上記
極低炭素Ti添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼
板が開示されている。この場合においてはMnは
0.90％以下しか含まれていないこともあり、得ら
れるｒ値は1.6〜1.9が限界になつている。また、
Ｎ、Ｓ含有量について、さらには２次加工脆性に
ついて何ら言及していない。また特公昭58−29129号においては上記極低炭
素Ti添加鋼に多量のMnを単独添加した例が開示
されているが、この場合も強度のわりには高いｒ
値が得られ難く、その結果、連続焼鈍後の冷却を
水焼き入れにする必要が生じており、実用性がと
ぼしいものとなつている。この他、上記極低炭素Ti添加鋼にSiを添加す
るものや、Crを添加するものなどが開示されて
いるが、実用的には鋼板表面の酸化が問題となり
なかなか実用化されていないのが実情である。一方、このような極低炭素Ti添加鋼に合金元
素を添加していくと２次加工脆性が生じやすくな
ることはよく知られており、そのために一般には
Ｂを複合添加し２次加工脆性を防止する手段がと
られている。しかし、多量のＢの添加はスラブの
割れの原因になつたり、またそのような多量のＢ
の添加は確実に行うには困難があり、操業上の不
安定性をもたらすことがあるなどから２次加工脆
性の防止の決定的手段とはなつていない。（発明が解決しようとする問題点）以上のことから、本発明者らにおいてはもちろ
ん当業界においても、引張強さが38Kgｆ／mm²以
上、降伏応力は引張強さ−12Kgｆ／mm²以下、ｒ値
2.2以上でかつ２次加工脆性の生じにくい高張力
冷延鋼板およびそれを通常の連続焼鈍でかつ低コ
ストの合金添加で製造する方法が長年にわたつて
研究され、希求されてきた。したがつて、本発明の目的とするところは、引
張強さが38Kgｆ／mm²以上、降伏応力が（引張強さ
−12Kgｆ／mm²）以下、ｒ値2.2以上かつ２次加工
脆性の生じにくい高張力冷延鋼板の製法を提供す
ることである。（問題点を解決するための手段）本発明者らは、かかる目的達成のため、前述の
極低炭素Ti添加鋼に着目して鋭意研究を続けて
きた。ここに、本発明者らにより新らたに見い出され
た知見は、極低炭素Ti添加鋼をベースに適量の
MnとＰを共存させると、冷間圧延、焼鈍後の引
張強さが上昇するだけでなく同時にｒ値が著しく
向上し、さらに少量の固溶Ｃが残存することであ
る。このような固溶Ｃの残存によつて２次加工脆
性が効果的に防止される。これはTi、Mn、Ｐ、ＳとＣの間の相互作用に
起因するもので、例えば、MnとＰが共存してい
ない鋼においてはTiCとMnSがそれぞれ安定な析
出物として形成されているため、Ti≧４（Ｃ＋
12／14N）のTiが添加されていれば固溶Ｃは残
存しないが、本発明におけるように多量のMnと
Ｐが共存しているとTiCの一部が分解され、鋼中
にはTiC、MnS、TiP、TiS、MnPなどの析出物
が形成され、固溶状態のＣが存在することになる
と思われる。このような状態で再結晶焼鈍させる
とこの微量の固溶Ｃのためｒ値に好ましい再結晶
集合組織が発達し、ｒ値が著しく向上する上にそ
のような固溶Ｃは焼鈍後の鋼板中にも残存し、結
晶粒界を強化し２次加工脆性を防止するととも
に、少量の焼付硬化性を発揮することも可能とな
る。さらに本発明者らは、上述のような熱延鋼板の
場合、熱間圧延後の巻取温度を通常行われている
550〜700℃より著しく低下することによりｒ値が
さらに向上することを見い出した。ここに、本発明の要旨とするところは重量％で、Ｃ：0.001〜0.012％、Ｎ：0.001〜0.008％、 sol.Al：0.08％以下、Ｓ≦0.010％、 Ti：0.01〜0.15％でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12／
14N）を含み、さらにMn：1.0％超、3.0％以下およびＰ：0.05
〜0.15％を複合添加し、ならびに、所望によりさらにＢ：0.0001〜
0.0004％を添加し、残部Feおよび不可避的不純物よりなる組成の鋼を熱間圧延し、熱間圧延後の巻
取温度を常温〜450℃とし、次いで冷間圧延そし
て再結晶焼鈍をすることを特徴とする成形性良好
な高張力冷延鋼板の製法である。（作用）ここに、本発明において鋼組成および製造条件
を上述のように限定する理由についてさらに説明
する。Ｃ：Ｃは鋼中に必然的に含有される。前述の粒界強
化に必要なＣは0.0005％程度であるが、Ｃを低下
させるのはコストアツプにつながることから、下
限を0.001％にした。Ｃが多くなると強化には寄
与するが必要とされるTiが増してコストアツプ
になる。したがつて、本発明にあつてＣの上限を
0.012％とした。Ｎ：Ｎは少ない方が望ましい。しかし、その低減に
はコストがかかるため、下限を0.001％とした。
一方、余り多いと多量のTi添加が必要なことか
ら上限を0.008％とした。 sol.Al：脱酸調整に添加される。添加しなくてもよいが
その時はTiの添加歩留が低下する。sol.Alが多い
とコストアツプになるので上限を0.08％とした。Ｓ：本発明においては特に低下するのが望ましい。
Ｓ量が0.010％を超えるとMnSが形成され、これ
が加工性を劣化させる上に前述のMnPが形成さ
れにくくなる。 Ti： Ti％はTi≧４（Ｃ＋12／14N）で決められる。
これは従来からいわれている式でＣ、ＮをTiC、
TiNとして固着するにたりるTi量を添加すべき
であることを示している。0.01％未満は上式から
も現実的でないし、また0.15％以上添加するとコ
ストアツプをもたらすばかりか、前述のTiCの分
解が起こりにくくなるため0.01〜0.15％に限定し
た。 Mn：これは、MnS、MnPを形成させるために必要
である。1.0％以下ではその形成が不十分で高い
ｒ値と粒界強化が得られない。一方、3.0％を超
えるとMnPが形成されすぎ、却つてｒ値が低下
する。したがつて、1.0％超、3.0％以下に限定し
た。好ましくは、1.2〜2.0％である。Ｐ：ＰもMnP、TiPを形成させるために必要であ
る。特にTiCよりTiを捕捉しＣを固溶させる作用
がある。0.05％未満ではそのような効果が不足で
高いｒ値と粒界強化が達成できない。一方、0.15
％を超えると鋼中でのＰ偏析が多くなり、スラブ
の割れなどが生じやすくなる。したがつて、0.05
〜0.15％に限定した。Ｂ：Ｂは粒界に偏析し粒界を強化する作用を有す
る。本発明においてはＣが粒界に偏析し粒界を強
化し２次加工脆性を防止することを特徴としてい
るが、必要に応じて少量のＢを複合添加しても本
発明の効果を減ずることはなく粒界の強化を確実
にするため、必要に応じ添加してもよい。この場
合、0.0001％未満では意味がなく、また0.0004％
超では添加コストの上昇やスラブ割れの原因とな
るだけではなく、本発明のような高Mn材では過
剰のＢ添加ではかえつて深絞り性を劣化するた
め、0.0001〜0.0004％とした。本発明では、従来
の場合と比較してこのように少量のＢでよいこと
が一つの特徴である。次に、製造法における条件限定の理由について
述べる。熱間圧延、冷間圧延、焼鈍：熱間圧延終了後の巻取温度は通常550〜700℃で
あり、コイル位置による変動を入れても500〜750
℃である。しかしながら、本発明者らはさらに低い450℃
〜常温の巻取温度にするとｒ値が一層向上するこ
とを見い出した。これは、低温巻取により上述の
TiCなどの析出物がｒ値を上げるの望ましい大き
さになるためと推測される。 450℃超ではその効果が小さく通常の巻取条件
の場合とかわりないが、450℃以下ではｒ値の向
上が顕著となる。一方、常温未満では巻取ること
ができないので、本発明における低温巻取りの下
限を常温とした。熱間圧延後、冷間圧延、焼鈍が行われるが、こ
の場合にあつても通常の冷延鋼板や表面処理鋼板
の製造法が適用される。なお、焼鈍は連続焼鈍が望ましい。その場合の
焼鈍温度は700〜920℃が好ましい。連続溶融亜鉛
めつきラインで連続焼鈍する場合も同様である。
バツチ焼鈍の場合は700〜750℃で行うのが好まし
い。この後、適当量の調質圧延を行つて製造され
る。次に、実施例によつて本発明を詳述する。実施例１第１表に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブと
なした後1100℃にて１時間加熱後直ちに熱間圧延
を開始し、仕上温度880℃にて3.2mm厚の熱延鋼板
に仕上げた。酸洗後、これらを0.8mm厚まで冷間
圧延し、次いで、昇温速度40℃／sec、均熱820℃
×60秒、冷却速度40℃／secの連続焼鈍を行つた。
その後、伸び率0.3％の調質圧延を行いそれより
JIS5号引張試験片を採取し引張試験を行つた。ここで時効指数は８％の予歪を加えた後、100
℃、1hrの時効処理をし、次いで再引張を行いこ
の時の降伏応力の上昇量から求めた。鋼板中に固
溶炭素量が多いとこの時効指数が高い値を示すこ
とがわかつている。この他に調質圧延をした鋼板より直径50mmのブ
ランクを打抜き次いで直径33mmのポンチでカツプ
状に深絞りを行い、これに対し種々の温度で落重
テストを行い何度で脆性破壊するかを調べた。こ
れが２次加工脆性テストの方法である。第１表にはこれらの結果もまとめて示されてい
る。本発明による鋼板は引張強さが35Kgｆ／mm²以上
でかつ降伏応力が引張強さ−12Kgｆ／mm²以下であ
り、また強度のわりに伸びがよくｒ値も2.2以上
で非常に高いことがわかる。これに対し比較鋼15はＳが多いため伸びがわる
く、比較鋼16はMnが不足しているためｒ値が低
く、比較鋼17はＰが不足しているためｒ値が低
く、比較鋼18はＰが多すぎるため伸びが低く、そ
して比較鋼19はTiの添加量が不足のため伸びが
低かつた。また、２次加工脆性については本発明例ではい
ずれも−40℃以下であり実用上問題なく、比較鋼
は０℃またはそれ以上で問題がある。比較鋼１、11は熱間圧延後の巻取温度が高い場
合のデータである。450℃以下の巻取材よりｒ値
が低いことがわかる。また、鋼No.20に示すように、Ｂを本発明の範囲
を越えて添加すると、ｒ値が著しく低下し、深絞
り用途には不適切な材料になる。

【表】（発明の効果）このように、本発明によれば、成形性にすぐれ
た高張力鋼が低コストの製造法によつて得られた
のであり、コストの低減そして製造ラインの簡素
化が強く求められている今日的状況からはその効
果は著しいものと云わざるを得ない。特に、本発明により鋼板は、自動車のフレー
ム、その他主要構造部材メンバー類に使用した場
合、車体重量の軽減に大きく寄与するものであ
り、その産業上の効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Mn％、Ｐ％とｒ値および引張強さ
との関係を示すグラフ；および第２図は、本発明
にかかる鋼板の降伏応力、ｒ値および引張強さの
各データ点を、従来製造されていた高張力冷延鋼
板のｒ値、降伏応力および引張強さの関係図上に
示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.001〜0.012％、Ｎ：0.001〜0.008％、sol.
Al：0.08％以下、Ｓ≦0.010％、Ti：0.01〜0.15％
でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12／14N）を含み、さらにMn：1.0％超、3.0％以下およびＰ：0.05
〜0.15％を複合添加し、残部Feおよび不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、熱間圧延
後の巻取温度を常温〜450℃とし、次いで冷間圧
延そして再結晶焼鈍をすることを特徴とする成形
性の良好な高張力冷延鋼板の製法。２重量％で、Ｃ：0.001〜0.012％、Ｎ：0.001〜0.008％、sol.
Al：0.08％以下、Ｓ≦0.010％、Ti：0.01〜0.15％
でかつ、Ti≧４（Ｃ＋12／14N）を含み、さらにMn：1.0％超、3.0％以下およびＰ：0.05
〜0.15％、ならびにＢ：0.0001〜0.0004％を添加し、残部Feおよび不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、熱間圧延
後の巻取温度を常温〜450℃とし、次いで冷間圧
延そして再結晶焼鈍をすることを特徴とする成形
性の良好な高張力冷延鋼板の製法。