JPH0321611B2 - - Google Patents
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- JPH0321611B2 JPH0321611B2 JP21224083A JP21224083A JPH0321611B2 JP H0321611 B2 JPH0321611 B2 JP H0321611B2 JP 21224083 A JP21224083 A JP 21224083A JP 21224083 A JP21224083 A JP 21224083A JP H0321611 B2 JPH0321611 B2 JP H0321611B2
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Description
この発明は自動車外板等の如く優れた深絞り性
が要求される部品に適用される冷延鋼板の製造方
法に関し、特に複合組織を有する深絞り用冷延鋼
板の製造方法に関するものである。 近年、自動車の車体の軽量化および安全性向上
を目的として、自動車用鋼板の高強度化が急速に
進行している。自動車用鋼板の高強度化は、当初
は成形性がさほど要求されない部品から開始され
たが、最近では軟鋼板でさえも成形が困難な外板
等にも高強度化の要請が強まつている。 従来、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板と
しては、次のような鋼板が知られている。 (1) 低炭素アルミキルド鋼にＰを添加した、いわ
ゆるリフオス鋼。 (2) 極低炭素鋼にTiもしくはNbを添加した超深
絞り性軟鋼板にＰ、Si等の固溶強化元素を添加
したもの。 (3) 低炭素アルミキルド鋼にMn、Cr等を多量に
添加し、かつフアライト（α）とオーステナイ
ト（γ）の２相共存域から急冷焼鈍を行うこと
によつてフアライトとマルテンサイトの２相組
織とした複合組織鋼板。 上述のような３種の鋼板のうち(1)の鋼板は軟鋼
板と同等かまたはそれ以上のランクフオード値
（ｒ値）を有し、深絞り性に優れているが、降伏
比（降伏強度／引張強度）が高いため自動車外板
への全面的な適用は困難である。また(1)の鋼板の
場合、連続焼鈍法では充分な特性が得られないと
いう致命的な欠点がある。一方(2)の鋼板の場合、
高いｒ値、低い降伏比、優れた延性を有し、かつ
連続焼鈍法で製造できるが、鋼コストが高い欠点
があり、また強度を引張り強さで40Kgｆ／mm2以上
とするためにＰ、Si等を多量に添加すれば脆性が
急激に低下するという欠点がある。一方(3)の複合
組織鋼板は、極めて低い降伏比、優れた延性を有
し、かつ高い焼付硬化性（BH）を有するため、
自動車として好適である。しかしながら(3)の鋼板
は、合金元素を多量に必要とするため鋼コストが
高く、またｒ値が１程度と低いため深絞り性が要
求される部品には適用困難であるという欠点があ
る。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、合金添加量が少ない低コスト鋼であつて、し
かも連続焼鈍法で製造でき、かつｒ値が高く深絞
り性に優れた、自動車用外板に最適な複合組織高
強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目
的とするものである。 本発明者等は上述の目的を達成するべく種々実
験・検討を重ねた結果、鋼中Ｃ含有量が0.005％
以下の極低炭素鋼において微量のNb、Ｂ、Tiを
特定範囲内で複合添加し、かつ熱間圧延および冷
間圧延後の連続焼鈍においてα−γ共存域での均
熱および急冷を施すことによつて、ｒ値が高い深
絞り性の優れた冷延鋼板が得られることを見出
し、この発明をなすに至つた。 ここでこの発明の基礎となつた実験結果を記
す。すなわち本発明者等は、0.004％Ｃ−0.04％
Al鋼を基本組成とし、これにＢを添加した鋼
（Ａ鋼）およびＢ、Ti、Nbを複合添加した鋼
（Ｂ鋼）を熱間圧延および冷間圧延し、連続焼鈍
ラインで850〜980℃の範囲で温度を変えて均熱
し、引続いて400℃まで30℃／秒で急冷処理して
引張試験を施した。なお調質圧延は行なわれなか
つた。この引張試験により得られた引張強さTS、
平均ランクフオード（値）および降伏比（YR
＝降伏強さYS／引張強さTS）を、連続焼鈍にお
ける均熱温度と対応して第１図に示す。 第１図から明らかなように、Ti、Nb、Ｂを同
時に複合添加した鋼Ｂにあつては、Ｂを単独で添
加した鋼Ａと異なり、890〜Ac3点（950℃前後）
の間のα−γ共存域で均熱処理することによつて
降伏比YRが急激に低下するとともに値が急激
に高くなり、しかも引張り強さTSが高くなるこ
とが判明した。一方Ac3点以上の全γ領域で均熱
処理した場合にはいずれの鋼種でも値が急激に
低下した。 なお上述のように低降伏比、高値となつた、
890〜Ac3点間で均熱処理したTi、Nb、Ｂ複合添
加鋼板の組織を調べたところ、転位密度の極めて
低いα相と、転位が局在した第２相とからなる複
合組織となつていることが判明した。この組織は
従来のフエライト相とマルテンサイト相とからな
る複合組織鋼とは異なるものである。 以上のような実験結果を基礎としてさらに研究
を重ねた結果、本発明者等は次のように素材成分
と、製造工程条件、特に冷間圧延後の連続焼鈍条
件を規定することによつて、深絞り成形性に優れ
た複合組織高強度冷延鋼板を製造することが可能
となつたのである。 すなわちこの発明の複合組織冷延鋼板の製造方
法は、C0.005％以下、Si1.2％以下、Mn1.2％以
下、P0.15％以下、Al0.005〜0.080％、Nb0.002〜
0.025％、B0.0005〜0.0080％を含有し、かつTiを
Ti（％）／｛Ｓ（％）＋Ｎ（％）｝の値が１〜５の範
囲内となるように含有し、残部がFeおよび不可
避的不純物よりなる鋼を素材とし、その鋼素材に
熱間圧延および冷間圧延を施した後、α＋γの２
相域温度において均熱しかつその均熱温度から
600℃までの温度範囲を５℃／秒以上の平均冷却
速度で冷却する条件で、連続焼鈍を行なうことを
特徴とするものである。 以下この発明の方法についてさらに具体的に説
明する。 先ず素材鋼成分の限定理由について説明する。 Ｃ：この発明において鋼素材中のＣ量は極めて重
要な因子である。すなわち、Ｃ量が0.005％を
越える鋼では、微量のTi、Nb、Ｂを添加して
も複合組織とならず、深絞り性の指標となるｒ
値が急激に劣化し、また延性への悪影響も大き
くなる。したがつてＣ量は0.005％以下に規制
する必要がある。 Si、Mn、Ｐ：これらの元素はそれぞれSi1.2％以
下、Mn1.2％以下、P0.15％以下であれば、深
絞り性、延性への悪影響が小さく、高強度化に
有効に作用する。しかしながら上記各範囲を越
えて含有させれば材質の劣化が顕著になるのみ
ならず、鋼コストをいたずらに増加させるから
無益である。したがつてSi1.2％以下、Mn1.2
％以下、P0.15％以下に限定した。なおこれら
の下限は特に定めないが、通常はSi0.005％、
Mn0.01％、P0.005％程度以上含有される。 Al：Alは脱酸効果を有し、かつＮをAlNとして
析出固定させるに有効であるから、0.005％以
上含有させる必要があるが、0.080％を越えて
添加すれば非金属介在物の急激な増加をもたら
し、鋼板の表面性状を劣化させるから、Alは
0.005〜0.080％の範囲とする必要がある。 Nb、Ｂ、Ti：この発明においてはこれら３元素
の複合添加が極めて重要である。これらの元素
を単独もしくは複合して添加することにより冷
延鋼板の深絞り性が向上すること自体は良く知
られている。この効果は主として鋼中のＣある
いはＮを炭窒化物として析出固定することによ
り冷延再結晶過程の｛111｝集合組織の発達を
促進することにある。しかしながら従来明らか
にされている技術は、複合組織を有する高強度
冷延鋼板についてのものではない。またこれら
の元素うちＢは鋼の焼入性を向上させる元素と
して知られているが、第１図で示したように極
低炭素鋼においてＢを単独添加した場合には複
合組織とならないことが本発明者等の実験によ
り判明している。これに対しこの発明において
は、C0.005％以下の極低炭素鋼にNb、Ｂ、Ti
をそれぞれ適正範囲の微少量で複合添加するこ
とによつて、深絞り性に優れた複合組織が得ら
れるという、これまでに知られていなかつた
Nb、Ｂ、Tiの複合添加効果を見出したのであ
り、このような複合添加効果は、従来公知の
Nb等の炭窒化物形成元素の効果やＢの焼入性
向上効果とは全く異質なものである。 Nb、Ｂ、Tiの複合添加により複合組織でし
かも高ｒ値の得られる各成分範囲は、Nbは
0.002〜0.025％、Ｂは0.0005〜0.0080％、Tiは
１×｛Ｓ（％）＋Ｎ（％）｝以上、５×｛Ｓ（％）＋Ｎ
（％）｝の範囲内である。これより低い量でも、
また高い量でも上述の効果は得られず、また単
独添加もしくは２種のみの添加でも上述の効果
は得られない。このようなNb、Ti、Ｂの複合
添加によつて高ｒ値の複合組織が得られる金属
学的機構は未だ明確となつていない。但し、
Nb、Ti、Ｂの量が鋼中Ｃ、Ｎを充分に析出固
定し得るほどの量でないこと、またα−γ共存
域均熱でγ相を安定化し得る添加量とは考えに
くいところから、従来から知られているこれら
の元素の添加効果では説明困難であることは明
らかである。 次にこの発明の冷延鋼板製造方法の各工程につ
いて説明する。 先ず前述のような成分を有する鋼を得るための
溶製法については、転炉製鋼法等、任意の製鋼法
を適用できるが、この発明で対象とするような極
低炭素鋼の溶製には、脱ガス装置による脱炭が有
効である。また鋼片製造法は、連続鋳造法、分塊
圧延法のいずれでも良い。 鋼片に対する熱間圧延は常法に従つて行えば良
い。すなわち、鋼片を700〜1300℃に加熱均熱し、
通常の熱間圧延装置で熱間圧延し、巻取れば良
い。ここで熱延仕上温度、巻取温度は任意である
が、仕上温度については700〜900℃、巻取温度は
700℃以下が好適である。また加熱炉を使用せず
に連続鋳造された鋼片もしくはシートバーを直接
熱間圧延する方法も適用できる。 上述のようにして熱間圧延した熱延鋼板は、必
要に応じて酸洗した後、冷間圧延に付す。冷間圧
延方法は任意で良いが、圧下率はｒ値向上のため
には50％以上が有利である。 冷間圧延により得られた冷延鋼板には連続焼鈍
を施す。この発明の方法においては連続焼鈍工程
における均熱条件および均熱後の冷却条件が極め
て重要である。均熱条件としては、均熱温度がα
−γ共存域である必要がある。その具体的温度範
囲は成分によつて若干異なるが、通常は800〜950
℃程度の範囲である。均熱温度がα−γ共存域か
ら逸脱すれば、この発明の目的とする深絞り性の
優れた複合組織を得ることができない。なおα−
γ共存域における均熱時間は２秒〜２分程度が好
適である。一方、均熱直後の冷却条件は、均熱温
度から600℃までを平均冷却速度５℃／秒以上で
急冷することが必要である。平均冷却速度が５
℃／秒未満の場合には、この発明で目的とする複
合組織が得られない。また５℃／秒以上の冷却速
度による冷却を600℃よりも高い温度で終了させ
た場合にも同様に複合組織が得られない。なお上
述のような均熱条件および冷却条件が確保される
ならば、連続焼鈍炉の種類、型式は任意でもよ
く、また連続溶融亜鉛メツキなど、連続焼鈍後に
溶融金属メツキを施すラインにも適用できること
はもちろんである。 次にこの発明の実施例を比較例とともに記す。 第１表の試料番号１〜13に示す組成の鋼を転炉
およびRH脱ガス装置によつて溶製し、連続鋳造
によつて260mm厚の鋳片を得た。各鋳片を1150〜
1220℃に加熱して、仕上温度860〜900℃、巻取温
度500〜680℃で熱間圧延し、さらにその熱延鋼板
を圧下率70〜79％で冷間圧延し、板厚0.7〜0.8mm
の冷延鋼帯とした。引続き均熱温度880〜920℃、
均熱時間５〜100秒、600℃までの冷却速度３〜
120℃／秒で連続焼鈍した。各試料鋼についての
具体的熱延・冷延条件および連続焼鈍条件を第２
表に示す。また上述のように連続焼鈍した各冷延
鋼帯について、JIS5号試験片を切出して機械的性
質を調べた結果を第３表に示す。
が要求される部品に適用される冷延鋼板の製造方
法に関し、特に複合組織を有する深絞り用冷延鋼
板の製造方法に関するものである。 近年、自動車の車体の軽量化および安全性向上
を目的として、自動車用鋼板の高強度化が急速に
進行している。自動車用鋼板の高強度化は、当初
は成形性がさほど要求されない部品から開始され
たが、最近では軟鋼板でさえも成形が困難な外板
等にも高強度化の要請が強まつている。 従来、プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板と
しては、次のような鋼板が知られている。 (1) 低炭素アルミキルド鋼にＰを添加した、いわ
ゆるリフオス鋼。 (2) 極低炭素鋼にTiもしくはNbを添加した超深
絞り性軟鋼板にＰ、Si等の固溶強化元素を添加
したもの。 (3) 低炭素アルミキルド鋼にMn、Cr等を多量に
添加し、かつフアライト（α）とオーステナイ
ト（γ）の２相共存域から急冷焼鈍を行うこと
によつてフアライトとマルテンサイトの２相組
織とした複合組織鋼板。 上述のような３種の鋼板のうち(1)の鋼板は軟鋼
板と同等かまたはそれ以上のランクフオード値
（ｒ値）を有し、深絞り性に優れているが、降伏
比（降伏強度／引張強度）が高いため自動車外板
への全面的な適用は困難である。また(1)の鋼板の
場合、連続焼鈍法では充分な特性が得られないと
いう致命的な欠点がある。一方(2)の鋼板の場合、
高いｒ値、低い降伏比、優れた延性を有し、かつ
連続焼鈍法で製造できるが、鋼コストが高い欠点
があり、また強度を引張り強さで40Kgｆ／mm2以上
とするためにＰ、Si等を多量に添加すれば脆性が
急激に低下するという欠点がある。一方(3)の複合
組織鋼板は、極めて低い降伏比、優れた延性を有
し、かつ高い焼付硬化性（BH）を有するため、
自動車として好適である。しかしながら(3)の鋼板
は、合金元素を多量に必要とするため鋼コストが
高く、またｒ値が１程度と低いため深絞り性が要
求される部品には適用困難であるという欠点があ
る。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、合金添加量が少ない低コスト鋼であつて、し
かも連続焼鈍法で製造でき、かつｒ値が高く深絞
り性に優れた、自動車用外板に最適な複合組織高
強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目
的とするものである。 本発明者等は上述の目的を達成するべく種々実
験・検討を重ねた結果、鋼中Ｃ含有量が0.005％
以下の極低炭素鋼において微量のNb、Ｂ、Tiを
特定範囲内で複合添加し、かつ熱間圧延および冷
間圧延後の連続焼鈍においてα−γ共存域での均
熱および急冷を施すことによつて、ｒ値が高い深
絞り性の優れた冷延鋼板が得られることを見出
し、この発明をなすに至つた。 ここでこの発明の基礎となつた実験結果を記
す。すなわち本発明者等は、0.004％Ｃ−0.04％
Al鋼を基本組成とし、これにＢを添加した鋼
（Ａ鋼）およびＢ、Ti、Nbを複合添加した鋼
（Ｂ鋼）を熱間圧延および冷間圧延し、連続焼鈍
ラインで850〜980℃の範囲で温度を変えて均熱
し、引続いて400℃まで30℃／秒で急冷処理して
引張試験を施した。なお調質圧延は行なわれなか
つた。この引張試験により得られた引張強さTS、
平均ランクフオード（値）および降伏比（YR
＝降伏強さYS／引張強さTS）を、連続焼鈍にお
ける均熱温度と対応して第１図に示す。 第１図から明らかなように、Ti、Nb、Ｂを同
時に複合添加した鋼Ｂにあつては、Ｂを単独で添
加した鋼Ａと異なり、890〜Ac3点（950℃前後）
の間のα−γ共存域で均熱処理することによつて
降伏比YRが急激に低下するとともに値が急激
に高くなり、しかも引張り強さTSが高くなるこ
とが判明した。一方Ac3点以上の全γ領域で均熱
処理した場合にはいずれの鋼種でも値が急激に
低下した。 なお上述のように低降伏比、高値となつた、
890〜Ac3点間で均熱処理したTi、Nb、Ｂ複合添
加鋼板の組織を調べたところ、転位密度の極めて
低いα相と、転位が局在した第２相とからなる複
合組織となつていることが判明した。この組織は
従来のフエライト相とマルテンサイト相とからな
る複合組織鋼とは異なるものである。 以上のような実験結果を基礎としてさらに研究
を重ねた結果、本発明者等は次のように素材成分
と、製造工程条件、特に冷間圧延後の連続焼鈍条
件を規定することによつて、深絞り成形性に優れ
た複合組織高強度冷延鋼板を製造することが可能
となつたのである。 すなわちこの発明の複合組織冷延鋼板の製造方
法は、C0.005％以下、Si1.2％以下、Mn1.2％以
下、P0.15％以下、Al0.005〜0.080％、Nb0.002〜
0.025％、B0.0005〜0.0080％を含有し、かつTiを
Ti（％）／｛Ｓ（％）＋Ｎ（％）｝の値が１〜５の範
囲内となるように含有し、残部がFeおよび不可
避的不純物よりなる鋼を素材とし、その鋼素材に
熱間圧延および冷間圧延を施した後、α＋γの２
相域温度において均熱しかつその均熱温度から
600℃までの温度範囲を５℃／秒以上の平均冷却
速度で冷却する条件で、連続焼鈍を行なうことを
特徴とするものである。 以下この発明の方法についてさらに具体的に説
明する。 先ず素材鋼成分の限定理由について説明する。 Ｃ：この発明において鋼素材中のＣ量は極めて重
要な因子である。すなわち、Ｃ量が0.005％を
越える鋼では、微量のTi、Nb、Ｂを添加して
も複合組織とならず、深絞り性の指標となるｒ
値が急激に劣化し、また延性への悪影響も大き
くなる。したがつてＣ量は0.005％以下に規制
する必要がある。 Si、Mn、Ｐ：これらの元素はそれぞれSi1.2％以
下、Mn1.2％以下、P0.15％以下であれば、深
絞り性、延性への悪影響が小さく、高強度化に
有効に作用する。しかしながら上記各範囲を越
えて含有させれば材質の劣化が顕著になるのみ
ならず、鋼コストをいたずらに増加させるから
無益である。したがつてSi1.2％以下、Mn1.2
％以下、P0.15％以下に限定した。なおこれら
の下限は特に定めないが、通常はSi0.005％、
Mn0.01％、P0.005％程度以上含有される。 Al：Alは脱酸効果を有し、かつＮをAlNとして
析出固定させるに有効であるから、0.005％以
上含有させる必要があるが、0.080％を越えて
添加すれば非金属介在物の急激な増加をもたら
し、鋼板の表面性状を劣化させるから、Alは
0.005〜0.080％の範囲とする必要がある。 Nb、Ｂ、Ti：この発明においてはこれら３元素
の複合添加が極めて重要である。これらの元素
を単独もしくは複合して添加することにより冷
延鋼板の深絞り性が向上すること自体は良く知
られている。この効果は主として鋼中のＣある
いはＮを炭窒化物として析出固定することによ
り冷延再結晶過程の｛111｝集合組織の発達を
促進することにある。しかしながら従来明らか
にされている技術は、複合組織を有する高強度
冷延鋼板についてのものではない。またこれら
の元素うちＢは鋼の焼入性を向上させる元素と
して知られているが、第１図で示したように極
低炭素鋼においてＢを単独添加した場合には複
合組織とならないことが本発明者等の実験によ
り判明している。これに対しこの発明において
は、C0.005％以下の極低炭素鋼にNb、Ｂ、Ti
をそれぞれ適正範囲の微少量で複合添加するこ
とによつて、深絞り性に優れた複合組織が得ら
れるという、これまでに知られていなかつた
Nb、Ｂ、Tiの複合添加効果を見出したのであ
り、このような複合添加効果は、従来公知の
Nb等の炭窒化物形成元素の効果やＢの焼入性
向上効果とは全く異質なものである。 Nb、Ｂ、Tiの複合添加により複合組織でし
かも高ｒ値の得られる各成分範囲は、Nbは
0.002〜0.025％、Ｂは0.0005〜0.0080％、Tiは
１×｛Ｓ（％）＋Ｎ（％）｝以上、５×｛Ｓ（％）＋Ｎ
（％）｝の範囲内である。これより低い量でも、
また高い量でも上述の効果は得られず、また単
独添加もしくは２種のみの添加でも上述の効果
は得られない。このようなNb、Ti、Ｂの複合
添加によつて高ｒ値の複合組織が得られる金属
学的機構は未だ明確となつていない。但し、
Nb、Ti、Ｂの量が鋼中Ｃ、Ｎを充分に析出固
定し得るほどの量でないこと、またα−γ共存
域均熱でγ相を安定化し得る添加量とは考えに
くいところから、従来から知られているこれら
の元素の添加効果では説明困難であることは明
らかである。 次にこの発明の冷延鋼板製造方法の各工程につ
いて説明する。 先ず前述のような成分を有する鋼を得るための
溶製法については、転炉製鋼法等、任意の製鋼法
を適用できるが、この発明で対象とするような極
低炭素鋼の溶製には、脱ガス装置による脱炭が有
効である。また鋼片製造法は、連続鋳造法、分塊
圧延法のいずれでも良い。 鋼片に対する熱間圧延は常法に従つて行えば良
い。すなわち、鋼片を700〜1300℃に加熱均熱し、
通常の熱間圧延装置で熱間圧延し、巻取れば良
い。ここで熱延仕上温度、巻取温度は任意である
が、仕上温度については700〜900℃、巻取温度は
700℃以下が好適である。また加熱炉を使用せず
に連続鋳造された鋼片もしくはシートバーを直接
熱間圧延する方法も適用できる。 上述のようにして熱間圧延した熱延鋼板は、必
要に応じて酸洗した後、冷間圧延に付す。冷間圧
延方法は任意で良いが、圧下率はｒ値向上のため
には50％以上が有利である。 冷間圧延により得られた冷延鋼板には連続焼鈍
を施す。この発明の方法においては連続焼鈍工程
における均熱条件および均熱後の冷却条件が極め
て重要である。均熱条件としては、均熱温度がα
−γ共存域である必要がある。その具体的温度範
囲は成分によつて若干異なるが、通常は800〜950
℃程度の範囲である。均熱温度がα−γ共存域か
ら逸脱すれば、この発明の目的とする深絞り性の
優れた複合組織を得ることができない。なおα−
γ共存域における均熱時間は２秒〜２分程度が好
適である。一方、均熱直後の冷却条件は、均熱温
度から600℃までを平均冷却速度５℃／秒以上で
急冷することが必要である。平均冷却速度が５
℃／秒未満の場合には、この発明で目的とする複
合組織が得られない。また５℃／秒以上の冷却速
度による冷却を600℃よりも高い温度で終了させ
た場合にも同様に複合組織が得られない。なお上
述のような均熱条件および冷却条件が確保される
ならば、連続焼鈍炉の種類、型式は任意でもよ
く、また連続溶融亜鉛メツキなど、連続焼鈍後に
溶融金属メツキを施すラインにも適用できること
はもちろんである。 次にこの発明の実施例を比較例とともに記す。 第１表の試料番号１〜13に示す組成の鋼を転炉
およびRH脱ガス装置によつて溶製し、連続鋳造
によつて260mm厚の鋳片を得た。各鋳片を1150〜
1220℃に加熱して、仕上温度860〜900℃、巻取温
度500〜680℃で熱間圧延し、さらにその熱延鋼板
を圧下率70〜79％で冷間圧延し、板厚0.7〜0.8mm
の冷延鋼帯とした。引続き均熱温度880〜920℃、
均熱時間５〜100秒、600℃までの冷却速度３〜
120℃／秒で連続焼鈍した。各試料鋼についての
具体的熱延・冷延条件および連続焼鈍条件を第２
表に示す。また上述のように連続焼鈍した各冷延
鋼帯について、JIS5号試験片を切出して機械的性
質を調べた結果を第３表に示す。
【表】
＊ 比較例；表中のアンダーラインは本発明範囲外の
値を示す。
値を示す。
【表】
【表】
＊ 比較例；表中のアンダーラインは
本発明範囲外の値を示す。
本発明範囲外の値を示す。
【表】
＊ 比較例
＊＊ 2％引張予歪、170℃×20分時効処
理による歪時効硬化量
第３表から、この発明で規定する成分範囲内の
鋼を素材とし、かつ熱間圧延および冷間圧延後の
連続焼鈍条件もこの発明の範囲内とした試料番号
２、５、８、10、11、12の冷延鋼板は、その他の
比較例の冷延鋼板と比較して、降伏比YRが低い
とともに、値が高く、しかも伸びElも高く、し
たがつて特に深絞り性が優れており、かつまた高
強度を有していることが明らかである。 またこの発明の方法により得られた冷延鋼板
は、いずれも高い焼付硬化性（BH）を有するか
ら、自動車外板などの耐デント性向上にも有利で
あることが明らかである。 以上のようにこの発明の方法によれば、特に深
絞り性に優れた高強度冷延鋼板を得ることがで
き、しかも高価な合金元素の添加量が少ないため
低コストで製造でき、さらには連続焼鈍法を適用
するため生産性も高い等、各種の効果が得られ
る。
＊＊ 2％引張予歪、170℃×20分時効処
理による歪時効硬化量
第３表から、この発明で規定する成分範囲内の
鋼を素材とし、かつ熱間圧延および冷間圧延後の
連続焼鈍条件もこの発明の範囲内とした試料番号
２、５、８、10、11、12の冷延鋼板は、その他の
比較例の冷延鋼板と比較して、降伏比YRが低い
とともに、値が高く、しかも伸びElも高く、し
たがつて特に深絞り性が優れており、かつまた高
強度を有していることが明らかである。 またこの発明の方法により得られた冷延鋼板
は、いずれも高い焼付硬化性（BH）を有するか
ら、自動車外板などの耐デント性向上にも有利で
あることが明らかである。 以上のようにこの発明の方法によれば、特に深
絞り性に優れた高強度冷延鋼板を得ることがで
き、しかも高価な合金元素の添加量が少ないため
低コストで製造でき、さらには連続焼鈍法を適用
するため生産性も高い等、各種の効果が得られ
る。
第１図は熱間圧延および冷間圧延後の連続焼鈍
における均熱温度と、鋼板の機械的諸特性との関
係を示す相関図である。
における均熱温度と、鋼板の機械的諸特性との関
係を示す相関図である。
Claims (1)
- １ C0.005％（重量％、以下同じ）以下、Si1.2
％以下、Mn1.2％以下、P0.15％以下、Al0.005〜
0.080％、Nb0.002〜0.025％、B0.0005〜0.0080％
を含有しかつTiをTi（％）／｛Ｓ（％）＋Ｎ（％）｝
の値が１〜５の範囲内となるように含有し、残部
がFeおよび不可避的よりなる鋼を素材とし、そ
の鋼素材に熱間圧延および冷間圧延を施した後、
α＋γの２相域温度において均熱しかつその均熱
温度から600℃までの温度範囲を５℃／秒以上の
平均冷却速度で冷却する連続焼鈍処理を施すこと
を特徴とする複合組織冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224083A JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21224083A JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60103128A JPS60103128A (ja) | 1985-06-07 |
| JPH0321611B2 true JPH0321611B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=16619286
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21224083A Granted JPS60103128A (ja) | 1983-11-11 | 1983-11-11 | 複合組織冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60103128A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1994000615A1 (en) * | 1992-06-22 | 1994-01-06 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same |
| WO1994005823A1 (en) * | 1992-08-31 | 1994-03-17 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled sheet and hot-galvanized, cold-rolled sheet, both excellent in bake hardening, cold nonaging and forming properties, and process for producing the same |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06104862B2 (ja) * | 1989-03-06 | 1994-12-21 | 川崎製鉄株式会社 | 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 |
| JPH06102816B2 (ja) * | 1990-03-28 | 1994-12-14 | 川崎製鉄株式会社 | 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
-
1983
- 1983-11-11 JP JP21224083A patent/JPS60103128A/ja active Granted
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1994000615A1 (en) * | 1992-06-22 | 1994-01-06 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same |
| WO1994005823A1 (en) * | 1992-08-31 | 1994-03-17 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled sheet and hot-galvanized, cold-rolled sheet, both excellent in bake hardening, cold nonaging and forming properties, and process for producing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60103128A (ja) | 1985-06-07 |
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