JP2816592B2 - 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 近年、自動車業界では排気ガスとして大気中に排出さ
れるCO2を大幅に削減するため、車体軽量化がますます
推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板
は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚
の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。
そのためパネル用鋼板としてはプレス成形後の形状を維
持しかつ、耐デント性が要求される。本発明はこうした
要求に応えるため、上記特性が必要とされる部位に使用
して好適な、プレス成形後の塗装焼付により強度を高め
る特性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、車体デザイン
の多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備え
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
れるCO2を大幅に削減するため、車体軽量化がますます
推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板
は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚
の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。
そのためパネル用鋼板としてはプレス成形後の形状を維
持しかつ、耐デント性が要求される。本発明はこうした
要求に応えるため、上記特性が必要とされる部位に使用
して好適な、プレス成形後の塗装焼付により強度を高め
る特性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、車体デザイン
の多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備え
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術） 自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化の観点から高
強度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのも
のの強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備
えたまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗
装焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼
板の開発が進められている。成形性とともに優れた焼付
硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、これ
までに、（１）特開昭57−192225号公報及び（２）特開
昭62−83426公報に開示されている技術がある。
強度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのも
のの強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備
えたまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗
装焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼
板の開発が進められている。成形性とともに優れた焼付
硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、これ
までに、（１）特開昭57−192225号公報及び（２）特開
昭62−83426公報に開示されている技術がある。
（１）ではTi,V,Nbの複合添加により炭化物の析出量
増加を招き、硬質化が懸念される。また、実際にはＣ量
が多いため焼付硬化量が高い反面、AIがせいぜい3kgf/m
m2で完全に非時効とは言えない。さらに、ｒ値も1.8程
度で加工性としても十分とはいえない。一方、（２）で
はV,Tiを添加して固溶Ｃを極力減らすとともに、VC及び
VNを析出させることにより焼鈍後の再結晶集合組織を制
御することで深絞り性を高めたものである。しかしなが
ら、焼鈍後の冷却速度を規制したものではなく、積極的
に焼鈍後の冷却速度を規制し、高い深絞り性を確保しな
がら4kgf/mm2以上の焼付硬化性を付与する本発明とは目
的が異なる。
増加を招き、硬質化が懸念される。また、実際にはＣ量
が多いため焼付硬化量が高い反面、AIがせいぜい3kgf/m
m2で完全に非時効とは言えない。さらに、ｒ値も1.8程
度で加工性としても十分とはいえない。一方、（２）で
はV,Tiを添加して固溶Ｃを極力減らすとともに、VC及び
VNを析出させることにより焼鈍後の再結晶集合組織を制
御することで深絞り性を高めたものである。しかしなが
ら、焼鈍後の冷却速度を規制したものではなく、積極的
に焼鈍後の冷却速度を規制し、高い深絞り性を確保しな
がら4kgf/mm2以上の焼付硬化性を付与する本発明とは目
的が異なる。
（発明が解決しようとする課題） このように極低炭素鋼を用い、成形性と焼付硬化性に
優れた冷延鋼板を製造する方法はすでに開示されている
が、現状自動車業界の要求を満足するには、成形性及び
焼付硬化性ともにいまだ十分とは言えない。したがっ
て、さらに優れた成形性と焼付硬化性を有する、具体的
には2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上の焼付硬化性を有す
る冷延鋼板の製造方法を確立することが、本発明の目的
である。
優れた冷延鋼板を製造する方法はすでに開示されている
が、現状自動車業界の要求を満足するには、成形性及び
焼付硬化性ともにいまだ十分とは言えない。したがっ
て、さらに優れた成形性と焼付硬化性を有する、具体的
には2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上の焼付硬化性を有す
る冷延鋼板の製造方法を確立することが、本発明の目的
である。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、上記実情に鑑み鋭意検討した結果、極
低炭素鋼にＶ及びTiを複合添加した再結晶焼鈍後の冷却
速度を制限することで、深絞り性及び焼付硬化性に優れ
た冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
低炭素鋼にＶ及びTiを複合添加した再結晶焼鈍後の冷却
速度を制限することで、深絞り性及び焼付硬化性に優れ
た冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
第１図に本発明の確立に至った実験結果を示す。本実
験ではＣ及びＮ量を0.002wt％とし、Ｖ及びTi量を種々
の水準変化させた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼
についてAr3点以上の仕上温度で熱延後600℃で巻取っ
た。これを酸洗・冷却後、850℃で再結晶焼鈍してから8
0℃/sで室温まで冷却してから１％の調質圧延を行な
い、焼付硬化量（２％の予歪を与えて170℃で20分の保
定を行なったときの熱処理前後での降伏点応力の上昇
量）を調査した。すなわち、ＶとTiの添加量により焼付
硬化量が変化することを見いだしたのである。こうした
現象が生じる原因については明確ではないが、VC及びTi
Cの析出が関与しているものと考えられる。つまり、TiC
に比べて固溶限の広いVCを利用することで再結晶焼鈍後
にも固溶Ｃを残存させ、焼付硬化性を付与することがで
きる。本発明はＶとTiを複合添加した極低炭素鋼におい
て、それらの添加量と再結晶焼鈍後の冷却速度を適切に
とることで焼付硬化性を付与するものである。
験ではＣ及びＮ量を0.002wt％とし、Ｖ及びTi量を種々
の水準変化させた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼
についてAr3点以上の仕上温度で熱延後600℃で巻取っ
た。これを酸洗・冷却後、850℃で再結晶焼鈍してから8
0℃/sで室温まで冷却してから１％の調質圧延を行な
い、焼付硬化量（２％の予歪を与えて170℃で20分の保
定を行なったときの熱処理前後での降伏点応力の上昇
量）を調査した。すなわち、ＶとTiの添加量により焼付
硬化量が変化することを見いだしたのである。こうした
現象が生じる原因については明確ではないが、VC及びTi
Cの析出が関与しているものと考えられる。つまり、TiC
に比べて固溶限の広いVCを利用することで再結晶焼鈍後
にも固溶Ｃを残存させ、焼付硬化性を付与することがで
きる。本発明はＶとTiを複合添加した極低炭素鋼におい
て、それらの添加量と再結晶焼鈍後の冷却速度を適切に
とることで焼付硬化性を付与するものである。
つまり、本発明は次のように構成したものである。
C:0.003wt％以下、Si:1.5wt％以下、Mn:0.01〜2.0wt
％、P:0.15wt％以下、S:0.01wt％以下、Al:0.01〜0.1wt
％、N:0.005wt％以下、Ti:〔Ｎ（wt％）〕×（48/14）
〜0.02wt％を含むほか、V:（〔Ｃ（wt％）〕−〔T
1 ＊（wt％）〕×（12/48））×（51/12）〜0.1wt％を含
有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連
続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ち
にAr3点以上の温度で仕上熱延を終了して600℃以上の温
度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続
焼鈍にて800℃以上850℃以下の温度域で１秒以上の再結
晶焼鈍を施した後、70℃/s以上の冷却速度で冷却し、さ
らに調質圧延を行なうことを特徴とする焼付硬化性の優
れた深絞り用冷延鋼板の製造方法、 〔T1 ＊〕＝total〔Ti〕−〔Ti as TiN〕 である。
％、P:0.15wt％以下、S:0.01wt％以下、Al:0.01〜0.1wt
％、N:0.005wt％以下、Ti:〔Ｎ（wt％）〕×（48/14）
〜0.02wt％を含むほか、V:（〔Ｃ（wt％）〕−〔T
1 ＊（wt％）〕×（12/48））×（51/12）〜0.1wt％を含
有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連
続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ち
にAr3点以上の温度で仕上熱延を終了して600℃以上の温
度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続
焼鈍にて800℃以上850℃以下の温度域で１秒以上の再結
晶焼鈍を施した後、70℃/s以上の冷却速度で冷却し、さ
らに調質圧延を行なうことを特徴とする焼付硬化性の優
れた深絞り用冷延鋼板の製造方法、 〔T1 ＊〕＝total〔Ti〕−〔Ti as TiN〕 である。
まず、本発明における化学成分の限定理由について述
べる。
べる。
Ｃは、本発明における焼付硬化性の付与に対して重要
な役割を果たす元素である。常温における成形性、すな
わち低YP、高El及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とする
にはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を0.00
3wt％とする。
な役割を果たす元素である。常温における成形性、すな
わち低YP、高El及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とする
にはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を0.00
3wt％とする。
Siは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は
少ない方が良く、上限を1.5wt％とする。
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は
少ない方が良く、上限を1.5wt％とする。
Mnも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は
鋼を硬質化させるため2.0wt％を上限として添加する。
なお、Mn量が少ない場合は熱間割れを招くため、下限を
0.01wt％とする。
鋼を硬質化させるため2.0wt％を上限として添加する。
なお、Mn量が少ない場合は熱間割れを招くため、下限を
0.01wt％とする。
Ｐは、Si、Mnに比べ固溶強化能の大きな元素であると
ともに、添加による延性及び深絞り性の劣化が少ない元
素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させる
のに重要な元素である。本発明においても高強度化を目
的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質
化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの粒
界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を0.15
wt％とする。
ともに、添加による延性及び深絞り性の劣化が少ない元
素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させる
のに重要な元素である。本発明においても高強度化を目
的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質
化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの粒
界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を0.15
wt％とする。
Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため0.01wt％
以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から0.003w
t％以上が好ましい。
以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から0.003w
t％以上が好ましい。
Alは、鋼の脱硫のために必要であり、Tiの歩留を向上
させるため0.01wt％以上必要である。一方、過剰の添加
はコストアップとなるとともに鋼中に介在物を残すこと
になるため、上限は0.1wt％とする。
させるため0.01wt％以上必要である。一方、過剰の添加
はコストアップとなるとともに鋼中に介在物を残すこと
になるため、上限は0.1wt％とする。
Ｎは、熱延段階までにTiで固定されるため、多量のTi
Nが形成されると加工性の劣化を招くため、上限を0.005
wt％とする。好ましくは0.003wt％以下がよい。
Nが形成されると加工性の劣化を招くため、上限を0.005
wt％とする。好ましくは0.003wt％以下がよい。
Tiは通常C,N及びＳを固定するために添加されるが、
本発明ではＶを複合添加するとともに、Ｓ量を低く規制
するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すなわ
ち、〔Nwt％〕×（48/14）以上とする。一方、Ti量が増
えると焼付硬化性が減少し、0.02wt％を超えると焼付硬
化性が失われるため、上限を0.02wt％とする。
本発明ではＶを複合添加するとともに、Ｓ量を低く規制
するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すなわ
ち、〔Nwt％〕×（48/14）以上とする。一方、Ti量が増
えると焼付硬化性が減少し、0.02wt％を超えると焼付硬
化性が失われるため、上限を0.02wt％とする。
Ｖは、本発明において最も重要な役割を果たす元素で
ある。すなわち、固溶限の広いVCの析出を利用すること
で、最結晶焼鈍中に再溶解させるとともに焼鈍後にも十
分な焼付硬化性が得られる程度の固溶Ｃ量を残存させる
ことができる。こうしたVCの特性を効率よく発揮するに
は、TiやＳで固定されたＣ以外のＣをすべて固定できる
ぐらいの添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを過剰に
残すことになり、時効性を劣化させる原因となる。した
がって｛（〔Cwt％〕−〔T1 ＊（wt％）〕×（12/48））
×（51/12）｝以上とする。また、過剰に添加しても効
果は飽和するため上限を0.1wt％とする。
ある。すなわち、固溶限の広いVCの析出を利用すること
で、最結晶焼鈍中に再溶解させるとともに焼鈍後にも十
分な焼付硬化性が得られる程度の固溶Ｃ量を残存させる
ことができる。こうしたVCの特性を効率よく発揮するに
は、TiやＳで固定されたＣ以外のＣをすべて固定できる
ぐらいの添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを過剰に
残すことになり、時効性を劣化させる原因となる。した
がって｛（〔Cwt％〕−〔T1 ＊（wt％）〕×（12/48））
×（51/12）｝以上とする。また、過剰に添加しても効
果は飽和するため上限を0.1wt％とする。
なお、本発明ではとくに規定しないが、Nb,Mo,Cr,Wあ
るいはCa,Zr,Ce等の希土類元素を添加してもさしつかえ
ない。
るいはCa,Zr,Ce等の希土類元素を添加してもさしつかえ
ない。
次に、本発明に従う製造方法について説明する。上述
した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造にてスラブと
して得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたもので
もかまわない。さらに、Ar3点以上の仕上温度で熱間圧
延を行ない、600℃以上の温度域で巻取るが、これより
低い温度で巻取る熱延板段階でＣの析出が不十分とな
り、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、酸洗性
を考慮し800℃以下が好ましい。続いて通常の酸洗及び
冷間圧延によって冷延板とする。
した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造にてスラブと
して得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたもので
もかまわない。さらに、Ar3点以上の仕上温度で熱間圧
延を行ない、600℃以上の温度域で巻取るが、これより
低い温度で巻取る熱延板段階でＣの析出が不十分とな
り、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、酸洗性
を考慮し800℃以下が好ましい。続いて通常の酸洗及び
冷間圧延によって冷延板とする。
再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を確保するため再結
晶や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性を付
与するためVCを再溶解させる目的で800℃以上の温度域
で１秒以上保持するものとする。850℃を超える温度で
は変態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や結晶粒
の粗大化による肌荒れの原因となるため好ましくない。
晶や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性を付
与するためVCを再溶解させる目的で800℃以上の温度域
で１秒以上保持するものとする。850℃を超える温度で
は変態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や結晶粒
の粗大化による肌荒れの原因となるため好ましくない。
再結晶焼鈍後の冷却は焼付硬化性を付与するための固
溶Ｃを十分に残す程度の冷却速度が必要である。すなわ
ち、70℃/s以下の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが
再析出し、4kgf/mm2以上の焼付硬化性が得られない。な
お、冷却は途中で中断し200〜400℃の温度域で過時効処
理を施しても本質的な差はない。
溶Ｃを十分に残す程度の冷却速度が必要である。すなわ
ち、70℃/s以下の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが
再析出し、4kgf/mm2以上の焼付硬化性が得られない。な
お、冷却は途中で中断し200〜400℃の温度域で過時効処
理を施しても本質的な差はない。
（実施例） 実施例１ C:0.0021wt％,Si:0.20wt％,Mn:0.15wt％,P:0.011wt
％,S:0.007wt％,Al:0.028wt％,N:0.0015wt％,Ti:0.011w
t％,V:0.010wt％、残部Fe及び不可避的不純物からなる
鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。熱延は1100
℃で加熱後仕上温度を930℃とし、600℃で巻取った。酸
洗後80％の圧下率で冷間圧延を施し、第１表に示すよう
な条件で再結晶焼鈍及び冷却後、１％の調質圧延を行な
った。その後材質評価としてJIS Z 2201,5号試験片に加
工し、同2241記載の試験方法にしたがって引張試験を行
なった。焼付硬化量（BH）については、２％の予歪を与
えて170℃で20分の保定を行なったときの処理前後での
降伏点応力の上昇量で表した。また、時効性については
100℃で60分の保定後引張試験を行ない、降伏点伸びの
程度で評価した。第２表に結果をまとめて示す。
％,S:0.007wt％,Al:0.028wt％,N:0.0015wt％,Ti:0.011w
t％,V:0.010wt％、残部Fe及び不可避的不純物からなる
鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。熱延は1100
℃で加熱後仕上温度を930℃とし、600℃で巻取った。酸
洗後80％の圧下率で冷間圧延を施し、第１表に示すよう
な条件で再結晶焼鈍及び冷却後、１％の調質圧延を行な
った。その後材質評価としてJIS Z 2201,5号試験片に加
工し、同2241記載の試験方法にしたがって引張試験を行
なった。焼付硬化量（BH）については、２％の予歪を与
えて170℃で20分の保定を行なったときの処理前後での
降伏点応力の上昇量で表した。また、時効性については
100℃で60分の保定後引張試験を行ない、降伏点伸びの
程度で評価した。第２表に結果をまとめて示す。
再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったNo.
2,3及び４は2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上のBHを有し、
しかも時効性についても問題のない材質が得られる。N
o.1は再結晶させるための温度が低く、若干硬質気味で
あると同時にVCの再溶解が少ないためBHがほとんどな
い。再結晶焼鈍後の冷却速度が低くはずれたNo.5及び６
は、冷却中にVCが析出して固溶Ｃの残存量が不足するた
め、2kgf/mm2程度のBHしか得られていない。No.7は再結
晶焼鈍の温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化する
とともに集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生
じ、ｒ値が低い。
2,3及び４は2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上のBHを有し、
しかも時効性についても問題のない材質が得られる。N
o.1は再結晶させるための温度が低く、若干硬質気味で
あると同時にVCの再溶解が少ないためBHがほとんどな
い。再結晶焼鈍後の冷却速度が低くはずれたNo.5及び６
は、冷却中にVCが析出して固溶Ｃの残存量が不足するた
め、2kgf/mm2程度のBHしか得られていない。No.7は再結
晶焼鈍の温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化する
とともに集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生
じ、ｒ値が低い。
実施例２ 第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造
でスラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶
焼鈍及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわ
ち、熱延は1150℃で加熱した後、910℃で仕上げ圧延を
終了した。酸洗後80％の冷間圧延を施し、再結晶焼鈍は
850℃で60sとし、100℃/sで300℃まで冷却しその温度で
５分の保定後室温に冷却した。続いて１％の調質圧延を
行なってから、実施例１と同じ方法で材質評価を行なっ
た。第４表に結果をまとめて示す。
でスラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶
焼鈍及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわ
ち、熱延は1150℃で加熱した後、910℃で仕上げ圧延を
終了した。酸洗後80％の冷間圧延を施し、再結晶焼鈍は
850℃で60sとし、100℃/sで300℃まで冷却しその温度で
５分の保定後室温に冷却した。続いて１％の調質圧延を
行なってから、実施例１と同じ方法で材質評価を行なっ
た。第４表に結果をまとめて示す。
本発明の範囲に従ったA,B,C,D及びＥ鋼のNo.2,3,5,7
及び８は2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上のBHを有し、し
かも時効性についても問題のない材質が得られる。No.
1,4及び６は本発明に従った成分の鋼であるが、巻取温
度がいずれも600℃未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残
存し、冷延・焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明
の範囲から高くはずれたＦ鋼（No.9）では冷延・焼鈍後
のｒ値が十分に高くない。Ｇ鋼はTi量が本発明の範囲か
ら高くはずれたため、BHがほとんどない。また、Ｈ鋼は
逆にTi量が低すぎてＮを十分に固定できず、冷延・焼鈍
後の時効性が劣る。Ｉ鋼はＶが添加されていないため、
VCの析出がなくBHが全く得られない。
及び８は2.2以上のｒ値と4kgf/mm2以上のBHを有し、し
かも時効性についても問題のない材質が得られる。No.
1,4及び６は本発明に従った成分の鋼であるが、巻取温
度がいずれも600℃未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残
存し、冷延・焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明
の範囲から高くはずれたＦ鋼（No.9）では冷延・焼鈍後
のｒ値が十分に高くない。Ｇ鋼はTi量が本発明の範囲か
ら高くはずれたため、BHがほとんどない。また、Ｈ鋼は
逆にTi量が低すぎてＮを十分に固定できず、冷延・焼鈍
後の時効性が劣る。Ｉ鋼はＶが添加されていないため、
VCの析出がなくBHが全く得られない。
（発明の効果） 本発明は、自動車のパネル用鋼板とくに外板用鋼板と
して使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しな
がら成形後の塗装焼付により強度を高めることができる
冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発
明によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となると
同時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能と
なる。
して使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しな
がら成形後の塗装焼付により強度を高めることができる
冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発
明によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となると
同時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能と
なる。
第１図は、Ti及びＶの本発明範囲を示す説明図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−246327（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−276931（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/02 - 8/04
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.003wt％以下、Si:1.5wt％以下、Mn:0.
01〜2.0wt％、P:0.15wt％以下、S:0.01wt％以下、Al:0.
01〜0.1wt％、N:0.005wt％以下、Ti:〔Ｎ（wt％）〕×
（48/14）〜0.02wt％を含むほか、V:｛〔Ｃ（wt％）−
［Ti＊（wt％）〕×（12/48）｝×（51/12）〜0.1wt％
を含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼
を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後
直ちにAr3点以上の温度で仕上熱延を終了して600℃以上
の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、
連続焼鈍にて800℃以上850℃以下の温度域で１秒以上の
再結晶焼鈍を施した後、70℃/s以上の冷却速度で冷却
し、さらに調質圧延を行なうことを特徴とする焼付硬化
性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13522590A JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP13522590A JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0432519A JPH0432519A (ja) | 1992-02-04 |
| JP2816592B2 true JP2816592B2 (ja) | 1998-10-27 |
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ID=15146741
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP13522590A Expired - Fee Related JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2816592B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263146A (ja) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| CN114959427A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-08-30 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种汽车用180MPa级超低碳烘烤硬化钢的制造方法 |
-
1990
- 1990-05-28 JP JP13522590A patent/JP2816592B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JPH0432519A (ja) | 1992-02-04 |
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