JPH032224B2 - - Google Patents
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Description
（産業上の利用分野）
優れたプレス成形性が要求されるたとえば自動
車のパネル用などの使途で適合する冷延鋼板に関
連してこの明細書で述べる技術内容は、NbとＢ
の複合含有による鋼板特性への著しい寄与につい
ての開発成果を提案するところにある。 上記用途に使用される冷延鋼板は次の材料特性
が重要である。 (1) 深絞り性：ランクフオード値（γ値）で評価
され、厳しい絞り成形にはγ値2.0以上が要求
される。 (2) 高延性：低い降伏強度（YS）と高い伸び
（El）特性が要求される。 (3) 常温非時効性：常温で長時間保持しても時効
硬化により材質が劣化しない特性を要する。 (4) 耐デント性：プレス後の部品が軽荷重ではへ
こまない性質で、プレス成形後の鋼板の降伏強
度が高いことが要求される。 (4)にのべた耐デント性に関しプレス成形時には
YSは低いことが要求されるので一般的にはこの
両者を両立させることは容易でない。しかし、プ
レス成形およびひき続き加熱処理（例えば焼付塗
装）により硬化する性質（BH性）をそなえさせ
た鋼板は、成形性と耐デント性の両者を両立させ
ることが可能である。 （従来の技術） これまでに明らかにされているプレス成形用冷
延鋼板の性質は以下のように分類される。 １ 低炭素アルミキルド鋼の箱焼鈍によるもの： 深絞り性、延性、常温非時効性には優れるも
のの、焼付硬化性はほとんどなく、プレス部品
の耐デント性に劣る。またこの低炭素アルミキ
ルド鋼を素材とするものでは、生産性、製品の
均質性に有利な連続焼鈍法で上記材質を確保す
ることは困難である。 ２ 極低炭素鋼にNbまたはTiを添加したもの： この鋼板は連続焼鈍法でも箱焼鈍法と同じく
優れた深絞り性と延性を有しかつ、常温非時効
性である。とくにγ値は、1.8以上が得られ超
深絞り性を有する。しかし１）と同様にBH性
を付与することは容易でなく、プレス部品の耐
デント性に劣るという欠点がある。 ３ 低炭素アルミキルド鋼にSi，Mn，Crなどの
合金元素を添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制
御することにより、フエライト相とマルテンサ
イト相を共存させたいわゆるデユアルフエーズ
鋼： この鋼板は強度に対して降伏強度が従来鋼板
よりも低いので張り出し成形性に優れかつ、高
強度を得やすいという長所を持ち、さらに常温
非次効性でかつ高いBH性を有する。しかしな
がら、γ値は10程度と低く絞り性に劣るという
欠点を残している。 ちなみに、複合組織を有する加工用冷延鋼板の
製造法についてはこれまでに米国特許第4050959
号、同4062700号各明細書および特公昭53−39368
号、特開昭50−75113号、特開昭51−39524号各公
報などで明らかになつているがこれらはいずれも
高いγ値を有する鋼板の製造法ではなく、この発
明で所期するところにははるかに及んでいない。 （発明が解決しようとする問題点） 鋼板特性として(1)高γ値、(2)高延性、(3)常温非
時効性、(4)高BH性、のすべてを兼備した複合組
織冷延鋼板を与えることがこの発明の目的であ
る。 （問題点を解決するための手段） 上記の目的は次の事項によつて達成される。 １ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％ を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有し残部実質的に
Feおよび不可避不純物の組成にしてフエライト
相と低温変態生成相からなり、深絞り性に優れる
複合組織冷延鋼板（第１発明）。 ２ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、 Al 0.01〜0.10重量％、および Cr 0.05〜1.00重量％、 を含みかつNb0.002〜0.050重量％とB0.0005〜
0.0050重量％とを、Nb（％）＋10B（％）＝0.010〜
0.080％の範囲で複合含有し残部実質的にFeおよ
び不可避不純物の組成にしてフエライトと低温変
態生成相からなる深絞り性に優れる複合組織冷延
鋼板（第２発明）。 ３ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％、 を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有する組成の鋼片
を、熱間圧延および冷間圧延したのち、連続焼鈍
法によりα→γ変態点以上1000℃以下の温度に加
熱して均熱し、その均熱温度から750℃までを平
均冷却速度0.5℃／ｓ以上20℃／ｓ未満で冷却し、
ひき続き750℃から300℃以下までを平均冷却速度
20℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする複合組
織冷延鋼板の製造方法（第３発明）。 この発明の基礎になつた研究の経緯から説明を
始める。 Ｃ0.004％、Mn0.3％、Ｎ0.004％、Al
0.05％の鋼においてNbとＢの添加量を種々変え
た組成の鋼片を熱間圧延−冷間圧延−連続焼鈍し
て得られた冷延鋼板の降伏点伸び（YEl）、降伏
強度（YS）、およびフランクフオード値（γ）を
第１図に示す。 この連続焼鈍のヒートサイルは910℃に加熱し
てその温度にて20秒均熱したのち、750℃までの
平均速度を3.0℃／ｓ、750℃以下は同じく27℃／
ｓとし、その後調質圧延を施さずに、JIS5号試験
片について求めた。 NbとＢの複合添加鋼においてのみYElが１％
以下にて常温非時効性が得られている。 またこのとき鋼板の組織はフエライト相と転移
密度の高い低温変態生成相（これは従来の複合組
織鋼板のマルテンサイト相とは異なる）からなる
複合組織を認めた。 NbとＢの複合添加量と材質の関係は第１図に
示すようにNb（％）＋10B（％）のパラメータでよ
く整理でき、Nb（％）＋10B（％）が0.010％未満で
はYElが高くなつて複合組織が得られないし、ま
たγ値も低い一方、Nb（％）＋10B（％）が0.080％
を越えるとYSの上昇およびγ値の劣化が大きく
なる。 第１図に明らかなとおり、Nb（％）＋10B（％）
のパラメータの値を0.010−0.080％の範囲内の複
合含有とすることにより、高いγ値、低YS、お
よび常温非時効性（低YEl）のすべてが満足でき
た。またこのNbとＢの複合添加による連続焼鈍
鋼板はプレス時に相当する予歪を付加し、さらに
焼付塗装相当の熱処理を加えたところ、降伏強度
が大きく上昇するという性質（BH性）を有する
ことが判明した。 次にＣ0.005％、Mn0.3％、Al0.05％を基
本組成とする極低炭素アルミキルド鋼にCrをNb
およびＢとともに複合含有させた３種類の小型鋼
塊（Ｘ：Cr−Nb−Ｂ，Ｙ：Nb−Ｂ、Ｚ：Cr−
Ｂ）につき、実験室で熱延−冷延−再結晶焼鈍し
たときの降伏点伸び（YEl）、降伏強度と引張強
さの比（TR）、およびγ値と焼鈍時の750℃から
室温までの平均冷却速度の関係を第２図に示す。
なお均熱温度は900℃で、750℃までの冷却速度は
５℃／ｓとした。材質は調質圧延を施さず、JIS5
号試験片として求めた。 Cr−Ｂ鋼は冷却速度によらず高いYElを有し常
温非時効性が得られないし、またγ値は低いし、
YRが高く延性に劣る。 一方Nb−Ｂは750℃以下の冷却速度を20℃／ｓ
以上とすることにより常温非時効性が得られるも
のの、この冷却速度の範囲ではYRが55％程度あ
りやや延性に劣る。Cr−Nb−Ｂ鋼については高
ｒ値、高延性および常温非時効性のすべてが満足
される。さらにこの鋼板は軽度の予歪を加え、
170℃で熱処理すると降伏強度が大きく上昇する
いわゆる高BH性をも有していることが判明し、
またこの鋼板の組織も転移密度の低いフエライト
相と転移密度の高い低温変態生成相（従来の複合
鋼板のマルテンサイト相とは異なる）の複合組織
を有していることが確認された。 （作用） 上記したところにおいて鋼組成を限定する理由
は次のとおりである。 Ｃ：Ｃは0.008％をこえて含有するとｒ値が著し
く劣化する。また0.001％未満では高いBH性
を得ることができない。したがつて0.001−
0.008％の範囲を限定し、とくに0.002−0.004
％は最適である。 Si，Ｐ：Si，Ｐは必要とする強度レベルを得るの
に有効な元素であるが、Ｐ＞0.15％，Si＞１
％となるとｒ値の劣化が大きくなるのでＰ≧
0.15％，Si≦1.0％の範囲とする。 Mn：Mnは赤熱脆化防止に0.05％以上必要である
が1.8％を超えるとｒ値の劣化が大きいので
0.05〜1.8％の範囲を限定し0.1−0.9％はとく
に好適である。 Al：Alは鋼中Ｏの低減化およびＮをAlNとして
折出固定するに有効であるので0.01％以上必
要であるが、0.10％を超えると非金属介在物
の急激な増加および延性の劣化を招くので
Alは0.01−0.10％の範囲とする。 Nb，Ｂ：これら合金元素はこの発明においてと
くに重要なものであり、この元素を複合する
ことが必須である。Nb0.002％未満、また
B0.0005％未満あるいはNb＋10B（％）＜0.010
％では複合組織鋼板が得られないし、Nb＞
0.050％、Ｂ＞0.0050％あるいはNb（％）＋
10B（％）＞0.080％ではその効果が飽和する
のみならず、延性およびｒ値の劣化が大きく
なる。したがつてNb0.002〜0.050％，
B0.0005〜0.0050％の範囲のNbとＢを、Nb
＋10B（％）＝0.010〜0.080％の範囲で複合含
有することが必須である。なおNbとＢの複
合添加の効果についてその機構はまだ明らか
になつていない。Ｂは鋼材の焼入れ性を向上
させる元素として知られているが、第１図に
示したように極低炭素アルミキルド鋼ではＢ
添加のみでは低温変態生成相が得られていな
い。またＢは一般には冷延鋼板の深絞り性
（ｒ値）を劣化させる元素として知られてい
るのに対して、この発明鋼板ではＢを含有し
ているにもかかわらずきわめて高いｒ値が得
られている。 すなわち第１発明におけるNbとＢの複合含有
の効果は、これまでに明らかにされていなかつた
まつたくの新規事項である。 第２発明においては、Cr，NbおよびＢの複合
含有がとくに重要であり、これら３元素すべてが
必須である。 Crは高ｒ値と低YRのの高延性を得るのにとく
に有効であり、0.05％未満ではその効果がない
し、1.00％をこえるとその効果が飽和するのみな
らず材質とくに延性への悪影響が大きくなるので
Crは0.05−1.00％の範囲とする。 次に製鋼にあたつて極低炭素鋼を溶製するに
は、底吹転炉とRH脱ガス装置の組み合わせが最
適である。 鋼片は分塊圧延法、連続鋳造法いずれでも製造
できる。 熱間圧延は従来の再加熱方式または直接熱延法
のいずれでもよいし、また溶鋼から直接100mm以
下の薄鋳片として熱延に供してもよい。 熱延の仕上温度は950−700℃が最適である。 熱延鋼帯の冷却方法、巻取温度などはあまり重
要ではないが、鋼帯の酸洗性から600℃以下の巻
取温度が好ましい。 冷間圧延の冷延圧下率は高ｒ値を得るため、50
％以上が好ましい。 連続焼鈍における加熱速度はあまり重要でない
が生産性の観点から10℃／ｓ以上が好ましい。均
熱温度はα−γ変態温度以上、1000℃以下の範囲
が好ましく、とくに850−950℃が最適である。 均熱後の冷却過程は目的とする材質を得るに重
要な工程である。 均熱温度から750℃までを0.5〜50℃／ｓの冷却
速度で徐冷し、750℃から300℃以下まで20℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却することが必要である。こ
のことを実験データに基づいて説明する。 0.004％Ｃ−0.50％Mn−0.02％Ｐ−0.056％Al−
0.015％Nb−0.0026％Ｂからなる組成の鋼片を熱
延−冷延−再結晶焼鈍したときの降伏点伸び
（YEl）、降伏強度（YS）、引張強さ（TS）、全伸
び（El）、およびｒ値と焼鈍時の急冷開始温度の
関係を第３図に示す。なお均熱温度は900℃で、
各急冷開始温度までの冷却速度は２℃／ｓ急冷速
度は30℃／ｓとした。材質は調質圧延を施さず、
JIS5号試験片として求めた。 均熱温度から直ちに急冷するとYElは１％以下
になり常温非時効化が可能となるが、強度レベル
に対して降伏強度がやや高く、伸びも低い。これ
に対して均熱温度から750℃までを徐冷するとYS
の著しい低下、Elの著しい増加がみられる。しか
し750℃以下まで徐冷処理を加えるとYElが急上
昇する。 以上から連続焼鈍の均熱後の冷却方法が目的と
する冷延鋼板を得ることに重要な工程であること
がわかる。 焼鈍後は形状矯正等を目的として調質圧延を施
すことが可能であるが降伏点伸び（YEl）は低い
ので２％以下で十分である。 一方、ここで得られる鋼板に電気亜鉛めつきな
ど表面処理を加えることは何ら問題がない。とく
にライン内焼鈍方式の溶融金属めつき処理（合金
化処理を含む）による表面処理鋼板の製造に適し
ている。 （実施例） 第１表に示すＡ〜Ｈの組成鋼を底吹転炉、RH
脱ガス処理−連続鋳造により鋼片とした。
車のパネル用などの使途で適合する冷延鋼板に関
連してこの明細書で述べる技術内容は、NbとＢ
の複合含有による鋼板特性への著しい寄与につい
ての開発成果を提案するところにある。 上記用途に使用される冷延鋼板は次の材料特性
が重要である。 (1) 深絞り性：ランクフオード値（γ値）で評価
され、厳しい絞り成形にはγ値2.0以上が要求
される。 (2) 高延性：低い降伏強度（YS）と高い伸び
（El）特性が要求される。 (3) 常温非時効性：常温で長時間保持しても時効
硬化により材質が劣化しない特性を要する。 (4) 耐デント性：プレス後の部品が軽荷重ではへ
こまない性質で、プレス成形後の鋼板の降伏強
度が高いことが要求される。 (4)にのべた耐デント性に関しプレス成形時には
YSは低いことが要求されるので一般的にはこの
両者を両立させることは容易でない。しかし、プ
レス成形およびひき続き加熱処理（例えば焼付塗
装）により硬化する性質（BH性）をそなえさせ
た鋼板は、成形性と耐デント性の両者を両立させ
ることが可能である。 （従来の技術） これまでに明らかにされているプレス成形用冷
延鋼板の性質は以下のように分類される。 １ 低炭素アルミキルド鋼の箱焼鈍によるもの： 深絞り性、延性、常温非時効性には優れるも
のの、焼付硬化性はほとんどなく、プレス部品
の耐デント性に劣る。またこの低炭素アルミキ
ルド鋼を素材とするものでは、生産性、製品の
均質性に有利な連続焼鈍法で上記材質を確保す
ることは困難である。 ２ 極低炭素鋼にNbまたはTiを添加したもの： この鋼板は連続焼鈍法でも箱焼鈍法と同じく
優れた深絞り性と延性を有しかつ、常温非時効
性である。とくにγ値は、1.8以上が得られ超
深絞り性を有する。しかし１）と同様にBH性
を付与することは容易でなく、プレス部品の耐
デント性に劣るという欠点がある。 ３ 低炭素アルミキルド鋼にSi，Mn，Crなどの
合金元素を添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制
御することにより、フエライト相とマルテンサ
イト相を共存させたいわゆるデユアルフエーズ
鋼： この鋼板は強度に対して降伏強度が従来鋼板
よりも低いので張り出し成形性に優れかつ、高
強度を得やすいという長所を持ち、さらに常温
非次効性でかつ高いBH性を有する。しかしな
がら、γ値は10程度と低く絞り性に劣るという
欠点を残している。 ちなみに、複合組織を有する加工用冷延鋼板の
製造法についてはこれまでに米国特許第4050959
号、同4062700号各明細書および特公昭53−39368
号、特開昭50−75113号、特開昭51−39524号各公
報などで明らかになつているがこれらはいずれも
高いγ値を有する鋼板の製造法ではなく、この発
明で所期するところにははるかに及んでいない。 （発明が解決しようとする問題点） 鋼板特性として(1)高γ値、(2)高延性、(3)常温非
時効性、(4)高BH性、のすべてを兼備した複合組
織冷延鋼板を与えることがこの発明の目的であ
る。 （問題点を解決するための手段） 上記の目的は次の事項によつて達成される。 １ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％ を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有し残部実質的に
Feおよび不可避不純物の組成にしてフエライト
相と低温変態生成相からなり、深絞り性に優れる
複合組織冷延鋼板（第１発明）。 ２ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、 Al 0.01〜0.10重量％、および Cr 0.05〜1.00重量％、 を含みかつNb0.002〜0.050重量％とB0.0005〜
0.0050重量％とを、Nb（％）＋10B（％）＝0.010〜
0.080％の範囲で複合含有し残部実質的にFeおよ
び不可避不純物の組成にしてフエライトと低温変
態生成相からなる深絞り性に優れる複合組織冷延
鋼板（第２発明）。 ３ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％、 を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有する組成の鋼片
を、熱間圧延および冷間圧延したのち、連続焼鈍
法によりα→γ変態点以上1000℃以下の温度に加
熱して均熱し、その均熱温度から750℃までを平
均冷却速度0.5℃／ｓ以上20℃／ｓ未満で冷却し、
ひき続き750℃から300℃以下までを平均冷却速度
20℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする複合組
織冷延鋼板の製造方法（第３発明）。 この発明の基礎になつた研究の経緯から説明を
始める。 Ｃ0.004％、Mn0.3％、Ｎ0.004％、Al
0.05％の鋼においてNbとＢの添加量を種々変え
た組成の鋼片を熱間圧延−冷間圧延−連続焼鈍し
て得られた冷延鋼板の降伏点伸び（YEl）、降伏
強度（YS）、およびフランクフオード値（γ）を
第１図に示す。 この連続焼鈍のヒートサイルは910℃に加熱し
てその温度にて20秒均熱したのち、750℃までの
平均速度を3.0℃／ｓ、750℃以下は同じく27℃／
ｓとし、その後調質圧延を施さずに、JIS5号試験
片について求めた。 NbとＢの複合添加鋼においてのみYElが１％
以下にて常温非時効性が得られている。 またこのとき鋼板の組織はフエライト相と転移
密度の高い低温変態生成相（これは従来の複合組
織鋼板のマルテンサイト相とは異なる）からなる
複合組織を認めた。 NbとＢの複合添加量と材質の関係は第１図に
示すようにNb（％）＋10B（％）のパラメータでよ
く整理でき、Nb（％）＋10B（％）が0.010％未満で
はYElが高くなつて複合組織が得られないし、ま
たγ値も低い一方、Nb（％）＋10B（％）が0.080％
を越えるとYSの上昇およびγ値の劣化が大きく
なる。 第１図に明らかなとおり、Nb（％）＋10B（％）
のパラメータの値を0.010−0.080％の範囲内の複
合含有とすることにより、高いγ値、低YS、お
よび常温非時効性（低YEl）のすべてが満足でき
た。またこのNbとＢの複合添加による連続焼鈍
鋼板はプレス時に相当する予歪を付加し、さらに
焼付塗装相当の熱処理を加えたところ、降伏強度
が大きく上昇するという性質（BH性）を有する
ことが判明した。 次にＣ0.005％、Mn0.3％、Al0.05％を基
本組成とする極低炭素アルミキルド鋼にCrをNb
およびＢとともに複合含有させた３種類の小型鋼
塊（Ｘ：Cr−Nb−Ｂ，Ｙ：Nb−Ｂ、Ｚ：Cr−
Ｂ）につき、実験室で熱延−冷延−再結晶焼鈍し
たときの降伏点伸び（YEl）、降伏強度と引張強
さの比（TR）、およびγ値と焼鈍時の750℃から
室温までの平均冷却速度の関係を第２図に示す。
なお均熱温度は900℃で、750℃までの冷却速度は
５℃／ｓとした。材質は調質圧延を施さず、JIS5
号試験片として求めた。 Cr−Ｂ鋼は冷却速度によらず高いYElを有し常
温非時効性が得られないし、またγ値は低いし、
YRが高く延性に劣る。 一方Nb−Ｂは750℃以下の冷却速度を20℃／ｓ
以上とすることにより常温非時効性が得られるも
のの、この冷却速度の範囲ではYRが55％程度あ
りやや延性に劣る。Cr−Nb−Ｂ鋼については高
ｒ値、高延性および常温非時効性のすべてが満足
される。さらにこの鋼板は軽度の予歪を加え、
170℃で熱処理すると降伏強度が大きく上昇する
いわゆる高BH性をも有していることが判明し、
またこの鋼板の組織も転移密度の低いフエライト
相と転移密度の高い低温変態生成相（従来の複合
鋼板のマルテンサイト相とは異なる）の複合組織
を有していることが確認された。 （作用） 上記したところにおいて鋼組成を限定する理由
は次のとおりである。 Ｃ：Ｃは0.008％をこえて含有するとｒ値が著し
く劣化する。また0.001％未満では高いBH性
を得ることができない。したがつて0.001−
0.008％の範囲を限定し、とくに0.002−0.004
％は最適である。 Si，Ｐ：Si，Ｐは必要とする強度レベルを得るの
に有効な元素であるが、Ｐ＞0.15％，Si＞１
％となるとｒ値の劣化が大きくなるのでＰ≧
0.15％，Si≦1.0％の範囲とする。 Mn：Mnは赤熱脆化防止に0.05％以上必要である
が1.8％を超えるとｒ値の劣化が大きいので
0.05〜1.8％の範囲を限定し0.1−0.9％はとく
に好適である。 Al：Alは鋼中Ｏの低減化およびＮをAlNとして
折出固定するに有効であるので0.01％以上必
要であるが、0.10％を超えると非金属介在物
の急激な増加および延性の劣化を招くので
Alは0.01−0.10％の範囲とする。 Nb，Ｂ：これら合金元素はこの発明においてと
くに重要なものであり、この元素を複合する
ことが必須である。Nb0.002％未満、また
B0.0005％未満あるいはNb＋10B（％）＜0.010
％では複合組織鋼板が得られないし、Nb＞
0.050％、Ｂ＞0.0050％あるいはNb（％）＋
10B（％）＞0.080％ではその効果が飽和する
のみならず、延性およびｒ値の劣化が大きく
なる。したがつてNb0.002〜0.050％，
B0.0005〜0.0050％の範囲のNbとＢを、Nb
＋10B（％）＝0.010〜0.080％の範囲で複合含
有することが必須である。なおNbとＢの複
合添加の効果についてその機構はまだ明らか
になつていない。Ｂは鋼材の焼入れ性を向上
させる元素として知られているが、第１図に
示したように極低炭素アルミキルド鋼ではＢ
添加のみでは低温変態生成相が得られていな
い。またＢは一般には冷延鋼板の深絞り性
（ｒ値）を劣化させる元素として知られてい
るのに対して、この発明鋼板ではＢを含有し
ているにもかかわらずきわめて高いｒ値が得
られている。 すなわち第１発明におけるNbとＢの複合含有
の効果は、これまでに明らかにされていなかつた
まつたくの新規事項である。 第２発明においては、Cr，NbおよびＢの複合
含有がとくに重要であり、これら３元素すべてが
必須である。 Crは高ｒ値と低YRのの高延性を得るのにとく
に有効であり、0.05％未満ではその効果がない
し、1.00％をこえるとその効果が飽和するのみな
らず材質とくに延性への悪影響が大きくなるので
Crは0.05−1.00％の範囲とする。 次に製鋼にあたつて極低炭素鋼を溶製するに
は、底吹転炉とRH脱ガス装置の組み合わせが最
適である。 鋼片は分塊圧延法、連続鋳造法いずれでも製造
できる。 熱間圧延は従来の再加熱方式または直接熱延法
のいずれでもよいし、また溶鋼から直接100mm以
下の薄鋳片として熱延に供してもよい。 熱延の仕上温度は950−700℃が最適である。 熱延鋼帯の冷却方法、巻取温度などはあまり重
要ではないが、鋼帯の酸洗性から600℃以下の巻
取温度が好ましい。 冷間圧延の冷延圧下率は高ｒ値を得るため、50
％以上が好ましい。 連続焼鈍における加熱速度はあまり重要でない
が生産性の観点から10℃／ｓ以上が好ましい。均
熱温度はα−γ変態温度以上、1000℃以下の範囲
が好ましく、とくに850−950℃が最適である。 均熱後の冷却過程は目的とする材質を得るに重
要な工程である。 均熱温度から750℃までを0.5〜50℃／ｓの冷却
速度で徐冷し、750℃から300℃以下まで20℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却することが必要である。こ
のことを実験データに基づいて説明する。 0.004％Ｃ−0.50％Mn−0.02％Ｐ−0.056％Al−
0.015％Nb−0.0026％Ｂからなる組成の鋼片を熱
延−冷延−再結晶焼鈍したときの降伏点伸び
（YEl）、降伏強度（YS）、引張強さ（TS）、全伸
び（El）、およびｒ値と焼鈍時の急冷開始温度の
関係を第３図に示す。なお均熱温度は900℃で、
各急冷開始温度までの冷却速度は２℃／ｓ急冷速
度は30℃／ｓとした。材質は調質圧延を施さず、
JIS5号試験片として求めた。 均熱温度から直ちに急冷するとYElは１％以下
になり常温非時効化が可能となるが、強度レベル
に対して降伏強度がやや高く、伸びも低い。これ
に対して均熱温度から750℃までを徐冷するとYS
の著しい低下、Elの著しい増加がみられる。しか
し750℃以下まで徐冷処理を加えるとYElが急上
昇する。 以上から連続焼鈍の均熱後の冷却方法が目的と
する冷延鋼板を得ることに重要な工程であること
がわかる。 焼鈍後は形状矯正等を目的として調質圧延を施
すことが可能であるが降伏点伸び（YEl）は低い
ので２％以下で十分である。 一方、ここで得られる鋼板に電気亜鉛めつきな
ど表面処理を加えることは何ら問題がない。とく
にライン内焼鈍方式の溶融金属めつき処理（合金
化処理を含む）による表面処理鋼板の製造に適し
ている。 （実施例） 第１表に示すＡ〜Ｈの組成鋼を底吹転炉、RH
脱ガス処理−連続鋳造により鋼片とした。
【表】
＊ 比較例
鋼片を1200℃で均熱処理し仕上温度860〜900
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し3.2mm板厚の鋼
帯とした。酸洗後0.8mm板厚とし連続焼鈍ライン
にて近熱温度910℃、910℃から750℃までの平均
冷却速度3.2℃／ｓ、750℃から250℃までの平均
冷却速度40℃／ｓで焼鈍したままの鋼板の材料特
性を第２表に示す。
鋼片を1200℃で均熱処理し仕上温度860〜900
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し3.2mm板厚の鋼
帯とした。酸洗後0.8mm板厚とし連続焼鈍ライン
にて近熱温度910℃、910℃から750℃までの平均
冷却速度3.2℃／ｓ、750℃から250℃までの平均
冷却速度40℃／ｓで焼鈍したままの鋼板の材料特
性を第２表に示す。
【表】
＊ 比較例
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃−100daysの
時効処理後のYS上昇量（Kg／cm2）、BHは２％引
張予歪時は170℃−20minの焼付塗装相当処理を
施したときの変形応力の差で示した。発明鋼
（Ｂ，Ｃ，Ｆ，Ｈ）ではｒ値が2.0以上、高延性、
常温非時効性、および高BH性が得られている。
またＣ，Ｈ，ＦはTS35Kg／mm2以上の高強度冷延
鋼板の製造例である。一方第１表のＣ鋼を用い第
３表に示す連続焼鈍条件で処理したときの材質を
第４表に示す。
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃−100daysの
時効処理後のYS上昇量（Kg／cm2）、BHは２％引
張予歪時は170℃−20minの焼付塗装相当処理を
施したときの変形応力の差で示した。発明鋼
（Ｂ，Ｃ，Ｆ，Ｈ）ではｒ値が2.0以上、高延性、
常温非時効性、および高BH性が得られている。
またＣ，Ｈ，ＦはTS35Kg／mm2以上の高強度冷延
鋼板の製造例である。一方第１表のＣ鋼を用い第
３表に示す連続焼鈍条件で処理したときの材質を
第４表に示す。
【表】
【表】
【表】
＊ 比較例
この発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板
（２，３および５）では目的とする優れた特性が
得られている。 次に第５表に示すＩ〜Ｒの組成鋼を底吹転炉、
RH脱ガス処理−連続鋳造により鋼片とした。
この発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板
（２，３および５）では目的とする優れた特性が
得られている。 次に第５表に示すＩ〜Ｒの組成鋼を底吹転炉、
RH脱ガス処理−連続鋳造により鋼片とした。
【表】
【表】
鋼片を1200℃で均熱処理し仕上温度860〜900
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し、3.2mm板厚の
鋼帯とした。酸洗後0.8mm板厚の冷延板とし連続
焼鈍ラインにて均熱温度900℃、900℃から750℃
までの平均冷却速度4.2℃／ｓ，750℃から280℃
までの平均冷却速度34℃／ｓで焼鈍したときの鋼
板の材料特性を第６表に示す。
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し、3.2mm板厚の
鋼帯とした。酸洗後0.8mm板厚の冷延板とし連続
焼鈍ラインにて均熱温度900℃、900℃から750℃
までの平均冷却速度4.2℃／ｓ，750℃から280℃
までの平均冷却速度34℃／ｓで焼鈍したときの鋼
板の材料特性を第６表に示す。
【表】
＊ 比較例
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃−100daysの
時効処理後のYS上昇量（Kg／mm2）、BHは２％引
張予歪時と170℃−20minの焼付塗装相当処理を
施したときの変形応力の差で示した。 発明鋼（Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ）では高ｒ値、高延
性、常温非時効性、および高BH性が得られてい
る。 一方第５表Ｌ鋼を用い第７表に示す連続焼鈍条
件で処理したときの材質を第８表に示す。
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃−100daysの
時効処理後のYS上昇量（Kg／mm2）、BHは２％引
張予歪時と170℃−20minの焼付塗装相当処理を
施したときの変形応力の差で示した。 発明鋼（Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ）では高ｒ値、高延
性、常温非時効性、および高BH性が得られてい
る。 一方第５表Ｌ鋼を用い第７表に示す連続焼鈍条
件で処理したときの材質を第８表に示す。
【表】
【表】
＊ 比較例
【表】
＊ 比較例
第２発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板
（Ｌ−３，Ｌ−４、およびＬ−７）では目的とす
る特性が得られている。 （発明の効果） 第１発明および第２各発明は自動車のパネル用
などとして優れたプレス成形性が要求される冷延
鋼板について、深絞り性、高延性、常温非時効性
がプレス前における低いYSの下での充分に高い
耐デント性にあわせ実現され、また、第３発明に
従いこの発明で所期した鋼板を有利に得ることが
できる。
第２発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板
（Ｌ−３，Ｌ−４、およびＬ−７）では目的とす
る特性が得られている。 （発明の効果） 第１発明および第２各発明は自動車のパネル用
などとして優れたプレス成形性が要求される冷延
鋼板について、深絞り性、高延性、常温非時効性
がプレス前における低いYSの下での充分に高い
耐デント性にあわせ実現され、また、第３発明に
従いこの発明で所期した鋼板を有利に得ることが
できる。
第１図はNb＋10BをパラメータとしてYEl，
YSおよびｒ値に及ぼす影響を示すグラフ、第２
図は、連続焼鈍後の冷却速度が、YEl，YRおよ
びｒ値に及ぼす影響を示すグラフ、第３図は同じ
く冷却開始温度がYEl，YS，TS，Elおよびｒに
及ぼす影響を示すグラフである。
YSおよびｒ値に及ぼす影響を示すグラフ、第２
図は、連続焼鈍後の冷却速度が、YEl，YRおよ
びｒ値に及ぼす影響を示すグラフ、第３図は同じ
く冷却開始温度がYEl，YS，TS，Elおよびｒに
及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％ を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有し残部実質的に
Feおよび不可避不純物の組成にしてフエライト
相と低温変態生成相からなり、深絞り性に優れる
複合組織冷延鋼板。 ２ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、および Al 0.01〜0.10重量％ を含みかつ0.002〜0.050重量％のNbと0.0005〜
0.0050重量％のＢとを、Nb（％）＋10B（％）＝
0.010〜0.080％の範囲で複合含有する組成の鋼片
を、熱間圧延および冷間圧延したのち、連続焼鈍
法によりα→γ変態点以上1000℃以下の温度に加
熱して均熱し、その均熱温度から750℃までを平
均冷却速度0.5℃／ｓ以上20℃／ｓ未満で冷却し、
ひき続き750℃から300℃以下までを平均冷却速度
20℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする複合組
織冷延鋼板の製造方法。 ３ Ｃ 0.001〜0.008重量％、 Si≦1.0重量％、 Mn 0.05〜1.8重量％ Ｐ≦0.15重量％、 Al 0.01〜0.10重量％、および Cr 0.05〜1.00重量％、 を含みかつNb0.002〜0.050重量％とB0.0005〜
0.0050重量％とを、Nb（％）＋10B（％）＝0.010〜
0.080％の範囲で複合含有し残部実質的にFeおよ
び不可避不純物の組成にしてフエライトと低温変
態生成相からなる深絞り性に優れる複合組織冷延
鋼板。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59027995A JPS60174852A (ja) | 1984-02-18 | 1984-02-18 | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| EP84301817A EP0152665B1 (en) | 1984-02-18 | 1984-03-16 | A cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
| DE8484301817T DE3468906D1 (en) | 1984-02-18 | 1984-03-16 | A cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
| ES530701A ES8602955A1 (es) | 1984-02-18 | 1984-03-16 | Metodo de fabricacion de una chapa de acero con estructura de fase doble laminada en frio con excelente embutibilidad. |
| CA000449894A CA1229750A (en) | 1984-02-18 | 1984-03-19 | Cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
| US06/790,641 US4615749A (en) | 1984-02-18 | 1985-10-23 | Cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
| US06/881,915 US4708748A (en) | 1984-02-18 | 1986-07-03 | Method of making cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59027995A JPS60174852A (ja) | 1984-02-18 | 1984-02-18 | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60174852A JPS60174852A (ja) | 1985-09-09 |
| JPH032224B2 true JPH032224B2 (ja) | 1991-01-14 |
Family
ID=12236401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59027995A Granted JPS60174852A (ja) | 1984-02-18 | 1984-02-18 | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US4615749A (ja) |
| EP (1) | EP0152665B1 (ja) |
| JP (1) | JPS60174852A (ja) |
| CA (1) | CA1229750A (ja) |
| DE (1) | DE3468906D1 (ja) |
| ES (1) | ES8602955A1 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04325654A (ja) * | 1991-04-25 | 1992-11-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法 |
| JPH05112845A (ja) * | 1991-03-30 | 1993-05-07 | Nippon Steel Corp | 成形後の面形状性が良好で優れた耐デント性を有する深絞り用高強度冷延鋼板 |
| 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 (34)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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