JPH02145748A - 深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法 - Google Patents
深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法Info
- Publication number
- JPH02145748A JPH02145748A JP29711388A JP29711388A JPH02145748A JP H02145748 A JPH02145748 A JP H02145748A JP 29711388 A JP29711388 A JP 29711388A JP 29711388 A JP29711388 A JP 29711388A JP H02145748 A JPH02145748 A JP H02145748A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- rolling
- rolled steel
- hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 45
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 45
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 27
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 27
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 abstract description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 7
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000007788 roughening Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
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、深絞り性の優れた高強度熱延鋼板及びその製
法に関し、この熱延鋼板は、コンプレッサーカバーや自
動車用部品の如く深絞り加工される鋼板として有用であ
る。
法に関し、この熱延鋼板は、コンプレッサーカバーや自
動車用部品の如く深絞り加工される鋼板として有用であ
る。
［従来の技術］
深絞り加工用鋼板としては成形性の良好な冷延鋼板が使
用されていたが、最近、コストの低減及び生産性の向上
を理由として熱延鋼板の使用が検討されている。しかし
一般に熱延鋼板は冷延鋼板に比べて深絞り性が悪く、そ
のままで冷延鋼板に代替することはできない、そこで深
絞り性を高める為の手段として、たとえば極低炭素Ｔｉ
（及び／又はＮｂ）を添加した鋼材を使用するなど、主
に成分組成の観点から検討が加えられ、それにより伸び
率（延性）はかなり改善されてきた。
用されていたが、最近、コストの低減及び生産性の向上
を理由として熱延鋼板の使用が検討されている。しかし
一般に熱延鋼板は冷延鋼板に比べて深絞り性が悪く、そ
のままで冷延鋼板に代替することはできない、そこで深
絞り性を高める為の手段として、たとえば極低炭素Ｔｉ
（及び／又はＮｂ）を添加した鋼材を使用するなど、主
に成分組成の観点から検討が加えられ、それにより伸び
率（延性）はかなり改善されてきた。
しかしそれでも、同一成分系の冷延鋼板に比べると深絞
り性は格段に劣る。
り性は格段に劣る。
［発明が解決しようとする課題］
本発明は上記の様な状況に着目してなされたものであり
て、その目的は、冷延鋼板に匹敵する深絞り加工性を有
し且つ強度にも優れた熱延鋼板及びその製法を提供しよ
うとするものである。
て、その目的は、冷延鋼板に匹敵する深絞り加工性を有
し且つ強度にも優れた熱延鋼板及びその製法を提供しよ
うとするものである。
［課題を解決するための手段］
上記課題を解決することのできた本発明鋼板の構成は、
Ｃ： ０．００８％以下
Ｓ ｉ ： ０．１５〜１．５％
Ｍ ｎ ： ０．２〜１．５％
Ｐ ： ０．０１５〜０．１％
Ｓ ：０．０１％以下
Ａｌ：０．０５％以下
Ｎ ： ０．００６％以下
であり、且つ
Ｔｉ：０．０８％以下と
Ｎ ｂ ： ０．０６％以下
のいずれか１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなると共に、下記Ｃ１１式及び［Ｉ１］式の関係
を満足し、 （Ｔ ｉ ＊／４８＋ Ｎ ｂ／９３）／ （Ｃ／１２
）＝０．４〜１．０・・・［ＩＩ ・・・ ［ＩＩコ Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ，Ｓ、Ｎは各元素の含 有率を表わす。
物からなると共に、下記Ｃ１１式及び［Ｉ１］式の関係
を満足し、 （Ｔ ｉ ＊／４８＋ Ｎ ｂ／９３）／ （Ｃ／１２
）＝０．４〜１．０・・・［ＩＩ ・・・ ［ＩＩコ Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ，Ｓ、Ｎは各元素の含 有率を表わす。
あるいは更に他の成分としてＣａ ： ０．０００５〜
０．００５％及び希土類元素： ｏ、ｏｏｉ〜０，０１
％の１種又は２ ｆｆ１以上を含む鋼材からなり、組織
が加工フェライトから再結晶したフェライトであって、
且つ強度３５ Ｋｇｆ／ｍｕ２以上、伸び率が４０％以
上の熱延鋼板からなるところに要旨を有するものである
。そしてこの様な深絞り性高強度熱延鋼板は、上記成分
組成の要件を満たす鋼を加熱及び粗圧延した後、仕上げ
圧延工程で、フェライト域での圧延を５０％以上含む熱
間圧延を行なうことによって得ることができる。
０．００５％及び希土類元素： ｏ、ｏｏｉ〜０，０１
％の１種又は２ ｆｆ１以上を含む鋼材からなり、組織
が加工フェライトから再結晶したフェライトであって、
且つ強度３５ Ｋｇｆ／ｍｕ２以上、伸び率が４０％以
上の熱延鋼板からなるところに要旨を有するものである
。そしてこの様な深絞り性高強度熱延鋼板は、上記成分
組成の要件を満たす鋼を加熱及び粗圧延した後、仕上げ
圧延工程で、フェライト域での圧延を５０％以上含む熱
間圧延を行なうことによって得ることができる。
［作用］
熱延鋼板と冷延鋼板に見られる物性上の顕著な相違の１
つにランクフォード（ｒ）値があり、殻に熱延鋼板のｒ
値が低いのに対し冷延鋼板のｒ値は高いことが確認され
ている。またこのｒ値は、伸び率や深絞り性と深い関係
を有していることも知られている。しかしながら本発明
者らの経験したところでは、熱延鋼板と冷延鋼板に見ら
れる深絞り性の違いは上記ｒ値の違いを超えて格段に顕
著である。
つにランクフォード（ｒ）値があり、殻に熱延鋼板のｒ
値が低いのに対し冷延鋼板のｒ値は高いことが確認され
ている。またこのｒ値は、伸び率や深絞り性と深い関係
を有していることも知られている。しかしながら本発明
者らの経験したところでは、熱延鋼板と冷延鋼板に見ら
れる深絞り性の違いは上記ｒ値の違いを超えて格段に顕
著である。
そこでこうした違いがどの様な原因によってもたらされ
るものであるかを明らかにするため色々検討した。その
結果衣の様な事実が明らかになってきた。即ち従来の熱
延鋼板はオーステナイト域で熱間圧延するのが常法であ
ったから、その結晶組織はオーステナイトから変態した
フェライトであるのに対し、冷延鋼板の結晶組織は、オ
ーステナイトから変態した後の冷延により生成した加工
フェライトより再結晶したフェライトであり、こうした
フェライト生成過程の違いが伸び率及び深絞り性に強く
影響を及ぼしていることが確認された。そこで熱延鋼板
についても、熱間圧延を従来例の様にオースティナイト
域で行なうのではなく、フェライト域での熱間圧延を主
体にすれば、伸び率を冷延鋼板レベルまで高めることが
できるのではないかと考え、更に研究を重ねた結果本発
明に想到した。尚、フェライト域での熱間圧延材とオー
ステナイト域での熱間圧延材は、いずれも最終的には同
じフェライト組織であり、それにもかかわらずその履歴
によって伸び率、ひいては深絞り性に顕著な差がでてく
る理由については必ずしも明らかにされた訳ではないが
、フェライト生成過程の違いによって生じる結晶粒の分
布形態の違いが少なからぬ影響を及ぼしているものと考
えられる。
るものであるかを明らかにするため色々検討した。その
結果衣の様な事実が明らかになってきた。即ち従来の熱
延鋼板はオーステナイト域で熱間圧延するのが常法であ
ったから、その結晶組織はオーステナイトから変態した
フェライトであるのに対し、冷延鋼板の結晶組織は、オ
ーステナイトから変態した後の冷延により生成した加工
フェライトより再結晶したフェライトであり、こうした
フェライト生成過程の違いが伸び率及び深絞り性に強く
影響を及ぼしていることが確認された。そこで熱延鋼板
についても、熱間圧延を従来例の様にオースティナイト
域で行なうのではなく、フェライト域での熱間圧延を主
体にすれば、伸び率を冷延鋼板レベルまで高めることが
できるのではないかと考え、更に研究を重ねた結果本発
明に想到した。尚、フェライト域での熱間圧延材とオー
ステナイト域での熱間圧延材は、いずれも最終的には同
じフェライト組織であり、それにもかかわらずその履歴
によって伸び率、ひいては深絞り性に顕著な差がでてく
る理由については必ずしも明らかにされた訳ではないが
、フェライト生成過程の違いによって生じる結晶粒の分
布形態の違いが少なからぬ影響を及ぼしているものと考
えられる。
熱間圧延条件の詳細は追って述べるが、こうした圧延条
件が結晶組織に与える影響は鋼材の化学成分によらずほ
ぼ同じである。しかし本発明で意図する程度の強度と深
絞り性を確保するには、鋼材の化学成分についても次に
述べる程度の制約が必要となる。以下、鋼材の化学成分
を定めた理由について詳述する。
件が結晶組織に与える影響は鋼材の化学成分によらずほ
ぼ同じである。しかし本発明で意図する程度の強度と深
絞り性を確保するには、鋼材の化学成分についても次に
述べる程度の制約が必要となる。以下、鋼材の化学成分
を定めた理由について詳述する。
Ｔｉ：０．０８％Ｐ下 び／ はＮ ｂ ： ０．０６
％ 下Ｃあるいは系中に微量存在するＮと炭窒化物を形
成して再結晶粒の粗大化を防止し、成形体の肌荒れ防止
に寄与するほか、鋼材中の固溶炭素や固溶窒素を捕捉し
て延性を高め、且つ時効性を高める作用がある。しかし
これらの効果は上記の上限値付近で飽和し、それ以上添
加してもコストが高くなるだけである。
％ 下Ｃあるいは系中に微量存在するＮと炭窒化物を形
成して再結晶粒の粗大化を防止し、成形体の肌荒れ防止
に寄与するほか、鋼材中の固溶炭素や固溶窒素を捕捉し
て延性を高め、且つ時効性を高める作用がある。しかし
これらの効果は上記の上限値付近で飽和し、それ以上添
加してもコストが高くなるだけである。
Ｃ： ０．００８％以 びＮ ： ０．００６％以Ｃ
及びＮは上記Ｔｉ及び／又はＮｂと炭化物及び窒化物を
形成して結晶粒の粗大化を防止し、ブレス成形後の肌荒
れを抑制する作用がある。しかしＣ含有率がｏ、ｏｏａ
％を超え、あるいはＮの含有率が０．０ＯＢ％を超える
と、Ｔｉｃ、ＴｉＮやＮｂＣ，ＮｂＮの析出が多くなフ
て硬質化すると共に、ＣやＮ自体の硬質化効果も加わっ
て加工性が悪くなる。
及びＮは上記Ｔｉ及び／又はＮｂと炭化物及び窒化物を
形成して結晶粒の粗大化を防止し、ブレス成形後の肌荒
れを抑制する作用がある。しかしＣ含有率がｏ、ｏｏａ
％を超え、あるいはＮの含有率が０．０ＯＢ％を超える
と、Ｔｉｃ、ＴｉＮやＮｂＣ，ＮｂＮの析出が多くなフ
て硬質化すると共に、ＣやＮ自体の硬質化効果も加わっ
て加工性が悪くなる。
尚上記Ｃ，Ｔｉ及び／又はＮｂについては、夫々の含有
率が上記の様に規定されるほか、各含有率相互の関係が
前記［Ｉ］式及び［Ｉ！］式の要件を満たすものでなけ
ればならない、即ちまず［Ｉ３式は、ＴｉＳやＴｉＮと
して析出するＴｉを除いた残りのＴｉ及びＮｂ（換言す
ればＣと結合し得るＴｉ及びＮｂ）とＣの原子当量比を
規定するものであり、適度の結晶粒微細化効果と優れた
延性を確保するには、この値が０．４〜１．０の範囲に
収まる様に各元素の含有率を定めなければならない。即
ちこの値が０．４未満では、Ｃ量に対してＴｉやＮｂの
量が少なすぎるため非固定状態の固溶炭素量が多くなっ
て延性が乏しくなり、満足のいく深絞り性が得られない
、一方［Ｉ１式の値が１．０を超える場合は、Ｃの殆ん
どがＴｉやＮｂにより固定されて残留Ｃが少なくなり、
その結果粒界強度が低下して、深絞り成形の後に縦割れ
と呼ばれる粒界破壊が生じ易くなる。
率が上記の様に規定されるほか、各含有率相互の関係が
前記［Ｉ］式及び［Ｉ！］式の要件を満たすものでなけ
ればならない、即ちまず［Ｉ３式は、ＴｉＳやＴｉＮと
して析出するＴｉを除いた残りのＴｉ及びＮｂ（換言す
ればＣと結合し得るＴｉ及びＮｂ）とＣの原子当量比を
規定するものであり、適度の結晶粒微細化効果と優れた
延性を確保するには、この値が０．４〜１．０の範囲に
収まる様に各元素の含有率を定めなければならない。即
ちこの値が０．４未満では、Ｃ量に対してＴｉやＮｂの
量が少なすぎるため非固定状態の固溶炭素量が多くなっ
て延性が乏しくなり、満足のいく深絞り性が得られない
、一方［Ｉ１式の値が１．０を超える場合は、Ｃの殆ん
どがＴｉやＮｂにより固定されて残留Ｃが少なくなり、
その結果粒界強度が低下して、深絞り成形の後に縦割れ
と呼ばれる粒界破壊が生じ易くなる。
また前記［ＩＩ］式は、ＴｉやＮｂと結合することなく
未固定状態で残される固溶炭素の絶対量を表わすものと
考えればよく、この値が０．００２５％を超える場合は
、鋼材の延性が低下して深絞り性が悪くなるばかりでな
く時効指数も高くなり、実用上様々の問題が生じてくる
。
未固定状態で残される固溶炭素の絶対量を表わすものと
考えればよく、この値が０．００２５％を超える場合は
、鋼材の延性が低下して深絞り性が悪くなるばかりでな
く時効指数も高くなり、実用上様々の問題が生じてくる
。
これらはいずれも強度向上元素であり、引張強さが３５
ｋｇｆ／ａｍ’以上の高強度鋼材を得るには夫々下限
値以上含有させなければならない。しかし、それらの強
度向上効果は夫々上記の上限値付近で飽和し、それ以上
に含有率を増やしても強度は殆んど上がらず、むしろＳ
Ｌ量が過剰になると成形品の表面性状が悪くなるばか溶
融亜鉛めっきを施したときの密着性が低下し、Ｍｎ量が
過剰である場合は延性が悪くなり、Ｐ量が過剰である場
合は結晶粒界に不純物として偏析して粒界強度を低下さ
せる、といったマイナス効果が表われてくるので、夫々
上限値以下に抑えなければならない。
ｋｇｆ／ａｍ’以上の高強度鋼材を得るには夫々下限
値以上含有させなければならない。しかし、それらの強
度向上効果は夫々上記の上限値付近で飽和し、それ以上
に含有率を増やしても強度は殆んど上がらず、むしろＳ
Ｌ量が過剰になると成形品の表面性状が悪くなるばか溶
融亜鉛めっきを施したときの密着性が低下し、Ｍｎ量が
過剰である場合は延性が悪くなり、Ｐ量が過剰である場
合は結晶粒界に不純物として偏析して粒界強度を低下さ
せる、といったマイナス効果が表われてくるので、夫々
上限値以下に抑えなければならない。
Ｓ ： ０．０１％以下
Ｓは様々の元素と結合して不純介在物を形成し延性に悪
影響を及ぼすので少ないほど好ましいが、０．０１％以
下であれば殆んど実害は生じない。
影響を及ぼすので少ないほど好ましいが、０．０１％以
下であれば殆んど実害は生じない。
ム工ニュ」Σｉ扶工
Ａｌは鋼材の脱酸、脱窒用として添加されることがある
が、多過ぎると鋼材が脆弱となり延性が著しく害される
ので、０．０５％以下に抑えなければならない。
が、多過ぎると鋼材が脆弱となり延性が著しく害される
ので、０．０５％以下に抑えなければならない。
深絞り性高強度熱延鋼板を得るうえで必須成分という訳
ではないが、特にＭｎＳ系の伸長した介在物を球状化し
て極限変形能（加工性）を高める作用があり、特に穴拡
げ性の向上に顕著な効果を発揮する。こうした効果は夫
々上記下限値以上の添加によって有効に発揮されるが、
いずれの場合も上限値以上添加しても効果の向上が無い
ばかりでなく、逆にこれらを含んだ介在物の量を増加さ
せ、特性劣化につながる場合が多い。
ではないが、特にＭｎＳ系の伸長した介在物を球状化し
て極限変形能（加工性）を高める作用があり、特に穴拡
げ性の向上に顕著な効果を発揮する。こうした効果は夫
々上記下限値以上の添加によって有効に発揮されるが、
いずれの場合も上限値以上添加しても効果の向上が無い
ばかりでなく、逆にこれらを含んだ介在物の量を増加さ
せ、特性劣化につながる場合が多い。
本発明で規定される高強度熱延鋼板の成分組成は上記の
通りであり、残部は鉄及び不可避不純物からなるもので
あるが、この様な鋼材を用いて冷延鋼板に匹敵する深絞
り性を確保するには、先に述べた様な理由から、組織を
加工フェライトから再結晶したフェライトとし、且つ伸
び率が４０％以上を示すものでなければならない。そし
てこの様な再結晶組織を得るには、粗圧延後の仕上げ圧
延工程でフェライト域での圧延を５０％以上含む熱間圧
延を行なわなければならず、こうした要件が満たされな
ければ、本発明で意図する様な伸び率を持った熱延鋼板
を得ることはできない。そして上記の熱間圧延条件が満
足される限り、たとえば仕上げ連続圧延の前半をオース
テナイト域あるいはオーステナイト＋フェライト２相域
で行なってもよい。またフェライトの再結晶は、圧延材
を６５０℃程度以上に加熱処理することにより行なわれ
るが、この再結晶は仕上げ熱間圧延の途中で行なっても
よく、あるいは熱間圧延終了後の冷却巻取り工程で行な
ってもよい。また最終段階で溶融亜鉛めっきを行なう場
合は、めっき工程で６５０〜７００℃に加熱されこの熱
で再結晶が進行するので、仕上げ圧延時の巻取りまでは
未再結晶状、聾であってもかまわない。
通りであり、残部は鉄及び不可避不純物からなるもので
あるが、この様な鋼材を用いて冷延鋼板に匹敵する深絞
り性を確保するには、先に述べた様な理由から、組織を
加工フェライトから再結晶したフェライトとし、且つ伸
び率が４０％以上を示すものでなければならない。そし
てこの様な再結晶組織を得るには、粗圧延後の仕上げ圧
延工程でフェライト域での圧延を５０％以上含む熱間圧
延を行なわなければならず、こうした要件が満たされな
ければ、本発明で意図する様な伸び率を持った熱延鋼板
を得ることはできない。そして上記の熱間圧延条件が満
足される限り、たとえば仕上げ連続圧延の前半をオース
テナイト域あるいはオーステナイト＋フェライト２相域
で行なってもよい。またフェライトの再結晶は、圧延材
を６５０℃程度以上に加熱処理することにより行なわれ
るが、この再結晶は仕上げ熱間圧延の途中で行なっても
よく、あるいは熱間圧延終了後の冷却巻取り工程で行な
ってもよい。また最終段階で溶融亜鉛めっきを行なう場
合は、めっき工程で６５０〜７００℃に加熱されこの熱
で再結晶が進行するので、仕上げ圧延時の巻取りまでは
未再結晶状、聾であってもかまわない。
［実施例］
第１表に示す成分組成の鋼材（厚さ１００ｍｍ）を１１
００℃に加熱し、９５０℃以上の温度で厚さ２５Ｉｌｌ
ｆｆｉまで粗圧延した後、空冷時間を色々変え圧延開始
温度を変化させて仕上げ連続圧延を行なった。尚仕上げ
連続圧延はいずれも３バスで行ない、仕上げ板厚は２．
８ ｍｍとした。また供試材の一部については９５０℃
以上で行なう粗圧延の圧下量を変えて仕上げ圧延開始時
の板厚を変更することにより、フェライト域での圧下量
を変化させた。
００℃に加熱し、９５０℃以上の温度で厚さ２５Ｉｌｌ
ｆｆｉまで粗圧延した後、空冷時間を色々変え圧延開始
温度を変化させて仕上げ連続圧延を行なった。尚仕上げ
連続圧延はいずれも３バスで行ない、仕上げ板厚は２．
８ ｍｍとした。また供試材の一部については９５０℃
以上で行なう粗圧延の圧下量を変えて仕上げ圧延開始時
の板厚を変更することにより、フェライト域での圧下量
を変化させた。
圧延終了後、実操業時のコイル巻取りによる保温状態を
シミュレートするため、供試板を保温炉に装入して１時
間保持した後炉冷した。
シミュレートするため、供試板を保温炉に装入して１時
間保持した後炉冷した。
また得られた仕上げ圧延板の一部については、その後合
金化溶融亜鉛めっき処理（焼鈍加熱温度＝７５０℃、合
金化処理温度＝６００℃）を行なった。
金化溶融亜鉛めっき処理（焼鈍加熱温度＝７５０℃、合
金化処理温度＝６００℃）を行なった。
得られた各圧延板（及びめっｔ！処理材）について、時
効指数（Ａｌ）及び焼付き硬化指数（ＢＨ）を求めると
共に、Ｊ Ｉ Ｓ−５号試験片による引張試験を行ない
、更に厚さ２．５ ａｒｍのＪＩＳ−４号試験片を用、
いたシャルピー試験によフて遷移温度（ｖＴｒｓ）を求
め、また初期穴を１０ｍｍφ打抜穴としたときの限界穴
拡げ率（λ）を求めた。
効指数（Ａｌ）及び焼付き硬化指数（ＢＨ）を求めると
共に、Ｊ Ｉ Ｓ−５号試験片による引張試験を行ない
、更に厚さ２．５ ａｒｍのＪＩＳ−４号試験片を用、
いたシャルピー試験によフて遷移温度（ｖＴｒｓ）を求
め、また初期穴を１０ｍｍφ打抜穴としたときの限界穴
拡げ率（λ）を求めた。
尚上記遷移温度は、深絞り加工時における耐粒界破壊性
の評価基準になるものであり、この温度が低いほど粒界
破壊は起こりにくい。
の評価基準になるものであり、この温度が低いほど粒界
破壊は起こりにくい。
時効指数（Ａｌ）：８％予歪、１００℃×ｌｈｒ時効後
の降伏点の 上昇量 焼付硬化指数（ＢＨ）：２％予歪、１７０℃×２０分、
加熱後の降伏 点の上昇量 結果を第２表に示す。
の降伏点の 上昇量 焼付硬化指数（ＢＨ）：２％予歪、１７０℃×２０分、
加熱後の降伏 点の上昇量 結果を第２表に示す。
第１．２表において、実験Ｎｏ、 ２〜８は本発明の規
定要件をすべて満たす実施例であり、伸び率（Ｅｕ）、
引張強度（ＴＳ）、及び衝撃試験による遷移温度（ｖＴ
ｒｓ）のいずれをとっても良好な値が得られており、優
れた強度と深絞り性を兼備したものであることが分かる
。また実験Ｎｏ、 ７．８はＣａまたはＲＥＭ （希土
類元素）を加えた実施例であり、穴拡げ性（λ）が著し
く高められている。
定要件をすべて満たす実施例であり、伸び率（Ｅｕ）、
引張強度（ＴＳ）、及び衝撃試験による遷移温度（ｖＴ
ｒｓ）のいずれをとっても良好な値が得られており、優
れた強度と深絞り性を兼備したものであることが分かる
。また実験Ｎｏ、 ７．８はＣａまたはＲＥＭ （希土
類元素）を加えた実施例であり、穴拡げ性（λ）が著し
く高められている。
これに対し実験Ｎ０９１．９．１０は規定要件のいずれ
かを欠く比較例であり、下記の如く物性上何らかの問題
がある。
かを欠く比較例であり、下記の如く物性上何らかの問題
がある。
実験Ｎｏ、 １ ：強度向上元素であるＳｉとＭｎが不
足する比較例であり、引張強度 が低い。
足する比較例であり、引張強度 が低い。
実験Ｎｏ、 ９ ：計算上の残存Ｃ１ｔが０．００２５
％を超える（［Ｉ１式の規定要件を欠 く）比較例であり、時効指数が高 くなりすぎて遷移温度（ｖＴｒｓ）が上昇し、加工性に
問題がでてくる。
％を超える（［Ｉ１式の規定要件を欠 く）比較例であり、時効指数が高 くなりすぎて遷移温度（ｖＴｒｓ）が上昇し、加工性に
問題がでてくる。
実験Ｎｏ、ｆＯ：強度向上元素であるＰが多過ぎるため
引張り強さが大き過ぎ、 しかもＰの粒界偏析により粒界 強度が低下するため伸び率が極 端に低くなる。
引張り強さが大き過ぎ、 しかもＰの粒界偏析により粒界 強度が低下するため伸び率が極 端に低くなる。
次に前記第１表に示した実験Ｎｏ、 ２及びＮｏ、 ６
の鋼材を使用し、熱間仕上げ圧延温度を色々変えた場合
の物性に与える影響を調べた。但しＮｏ、 ２について
は、巻取り温度を７００℃に設定してこの段階でフェラ
イトの再結晶を完了せしめ、一方Ｎ０８６については巻
取り温度を４５０℃に設定し、この時点では未再結晶状
態であるので、引き続いて合金化溶融亜鉛めっき処理（
焼鈍加熱温度＝７５０℃、合金化処理温度＝６００℃）
する際に再結晶させた。
の鋼材を使用し、熱間仕上げ圧延温度を色々変えた場合
の物性に与える影響を調べた。但しＮｏ、 ２について
は、巻取り温度を７００℃に設定してこの段階でフェラ
イトの再結晶を完了せしめ、一方Ｎ０８６については巻
取り温度を４５０℃に設定し、この時点では未再結晶状
態であるので、引き続いて合金化溶融亜鉛めっき処理（
焼鈍加熱温度＝７５０℃、合金化処理温度＝６００℃）
する際に再結晶させた。
結果は第１図に示す通りであり、熱間仕上げ圧延温度が
９００℃未満の低温になると降伏点及び引張強度が低下
し、伸び率が増大する傾向がうかがわれる。即ち９００
℃の熱間仕上げ材は全てがオーステナイト域で圧延され
たものであるのに対し、８００℃の熱間仕上げ材は全て
がフェライト域で圧延されたものであり、圧延がいかな
る相領域の温度で行なわれたかにより、得られる鋼板の
強度及び伸び率が著しく変わってくることが分かる。尚
８５０℃の温度域ではオーステナイトが共存すると考え
られるが、本例の鋼材には多量のＳｉ、Ｐが含有されて
おりＡｌ変態点が上昇しているので、フェライト域の圧
延が５０％以上を占め優れた伸び率が得られている。
９００℃未満の低温になると降伏点及び引張強度が低下
し、伸び率が増大する傾向がうかがわれる。即ち９００
℃の熱間仕上げ材は全てがオーステナイト域で圧延され
たものであるのに対し、８００℃の熱間仕上げ材は全て
がフェライト域で圧延されたものであり、圧延がいかな
る相領域の温度で行なわれたかにより、得られる鋼板の
強度及び伸び率が著しく変わってくることが分かる。尚
８５０℃の温度域ではオーステナイトが共存すると考え
られるが、本例の鋼材には多量のＳｉ、Ｐが含有されて
おりＡｌ変態点が上昇しているので、フェライト域の圧
延が５０％以上を占め優れた伸び率が得られている。
［発明の効果］
本発明は以上の様に構成されており、鋼板の成分組成を
特定すると共に仕上げ圧延条件を規定することによって
、強度及び深絞り性の共に優れた鋼板を熱間圧延法によ
り効率良く製造し得ることになった。
特定すると共に仕上げ圧延条件を規定することによって
、強度及び深絞り性の共に優れた鋼板を熱間圧延法によ
り効率良く製造し得ることになった。
第１図は熱延仕上げ温度と強度及び伸び率の関係を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (4)
- （１）Ｃ：０．００８％以下 Ｓｉ：０．１５〜１．５％ Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｐ：０．０１５〜０．１％ Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．０５％以下 Ｎ：０．００６％以下 であり、且つ Ｔｉ：０．０８％以下と Ｎｂ：０．０６％以下 のいずれか１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなると共に、下記［ I ］式及び［II］式の関係
を満足し、 （Ｔｉ＾＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＝０．
４〜１．０・・・［ I ］ Ｃ−（１２／４８）Ｔｉ＾＊−（１２／９３）Ｎｂ＜０
．００２５％・・・［II］ 但し、Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１
４）ＮＴｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｓ、Ｎは各元素の含 有率を表わす。 組織が加工フェライトから再結晶したフェライトを示し
、且つ強度が３５Ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、伸び率が４０
％以上であることを特徴とする深絞り性高強度熱延鋼板
。 - （２）更に他の元素として、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％及び 希土類元素：０．００１〜０．０１％ の１種又は２種以上を含有するものである請求項（１）
に記載の深絞り性高強度熱延鋼板。 - （３）Ｃ：０．００８％以下 Ｓｉ：０．１５〜１．５％ Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｐ：０．０１５〜０．１％ Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．０５％以下 Ｎ：０．００６％以下 であり、且つ Ｔｉ：０．０８％以下と Ｎｂ：０．０６％以下 のいずれか１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなると共に、下記［ I ］式及び［II］式の関係
を満足する鋼を、 （Ｔｉ＾＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）＝０．
４〜１．０・・・［ I ］ Ｃ−（１２／４８）Ｔｉ＾＊−（１２／９３）Ｎｂ＜０
．００２５％・・・［II］ 但し、Ｔｉ＾＊＝Ｔｉ−（４８／３２）Ｓ−（４８／１
４）ＮＴｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｓ、Ｎは各元素の含 有率を表わす。 加熱及び粗圧延した後、仕上げ圧延工程で、フェライト
再結晶温度域での圧延を５０％以上含む熱間圧延を行な
うことを特徴とする深絞り性高強度熱延鋼板の製法。 - （４）更に他の元素として、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％及び 希土類元素：０．００１〜０．０１％ の１種又は２種以上を含む鋼材を使用する請求項（３）
に記載の深絞り性高強度熱延鋼板の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29711388A JPH02145748A (ja) | 1988-11-24 | 1988-11-24 | 深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29711388A JPH02145748A (ja) | 1988-11-24 | 1988-11-24 | 深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02145748A true JPH02145748A (ja) | 1990-06-05 |
Family
ID=17842380
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29711388A Pending JPH02145748A (ja) | 1988-11-24 | 1988-11-24 | 深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02145748A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012136773A (ja) * | 2010-12-07 | 2012-07-19 | Nippon Steel Corp | 低温靭性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
| JPS6199631A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用薄鋼板の製造方法 |
| JPS61133322A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61276951A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 化成処理性の優れたプレス加工用冷延鋼板 |
-
1988
- 1988-11-24 JP JP29711388A patent/JPH02145748A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS613844A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Nippon Steel Corp | 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法 |
| JPS6199631A (ja) * | 1984-10-22 | 1986-05-17 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用薄鋼板の製造方法 |
| JPS61133322A (ja) * | 1984-11-30 | 1986-06-20 | Nippon Steel Corp | 成形性の優れた薄鋼板の製造方法 |
| JPS61276951A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 化成処理性の優れたプレス加工用冷延鋼板 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012136773A (ja) * | 2010-12-07 | 2012-07-19 | Nippon Steel Corp | 低温靭性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9458521B2 (en) | High tensile strength galvanized steel sheets excellent in formability and methods of manufacturing the same | |
| JP2018536764A (ja) | 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP5764498B2 (ja) | 深絞り性に優れ高降伏比を有する高強度冷延鋼板、これを用いた溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板及びこれらの製造方法 | |
| CN113316649A (zh) | 高强度高延展性的复相的冷轧钢带或板 | |
| JP3263143B2 (ja) | 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JPH1180890A (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH02163318A (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3168665B2 (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 | |
| CN116507753A (zh) | 延展性优异的超高强度钢板及其制造方法 | |
| JPH09209039A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR20220087086A (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| JP2582894B2 (ja) | 深絞り用熱延鋼板及びその製法 | |
| JPH02145747A (ja) | 深絞り用熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH06104862B2 (ja) | 焼付け硬化性及び常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH02145748A (ja) | 深絞り性高強度熱延鋼板及びその製法 | |
| JP3911075B2 (ja) | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 | |
| JP2003342680A (ja) | 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH04333526A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板およびその製造方法 | |
| KR100285649B1 (ko) | 심가공용 박물 열연강판의 제조방법 | |
| KR20240106706A (ko) | 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR20240106713A (ko) | 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| JPH0466620A (ja) | 焼付硬化性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2023549373A (ja) | 成形性に優れた高強度亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JPH02145727A (ja) | 深絞り性熱延鋼板の製法 | |
| KR20020040214A (ko) | 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 |