JPH04350A - 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents
伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法Info
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- JPH04350A JPH04350A JP2276471A JP27647190A JPH04350A JP H04350 A JPH04350 A JP H04350A JP 2276471 A JP2276471 A JP 2276471A JP 27647190 A JP27647190 A JP 27647190A JP H04350 A JPH04350 A JP H04350A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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）
この発明は、引張強度（以下Ｔ、 Ｓ、で示す）か４０
ｋｇｆ／ｍｍ”以上であり、かつ延性なかでも伸びフラ
ンジ特性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそ
れらの製造方法に関するものである。
ｋｇｆ／ｍｍ”以上であり、かつ延性なかでも伸びフラ
ンジ特性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそ
れらの製造方法に関するものである。
（従来の技術）
Ｔ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上という、高張力の
冷延鋼板は、例えば自動車工業においては安全性の向上
、軽量化による燃費軽減の観点から、さらに溶融亜鉛め
っき鋼板としては防錆性向上の観点からその要求が高ま
りつつあり、また建材関係の使途においても部材の薄肉
化に伴うコスト低減の観点から要求がある。
冷延鋼板は、例えば自動車工業においては安全性の向上
、軽量化による燃費軽減の観点から、さらに溶融亜鉛め
っき鋼板としては防錆性向上の観点からその要求が高ま
りつつあり、また建材関係の使途においても部材の薄肉
化に伴うコスト低減の観点から要求がある。
またかかる高張力鋼板は、上記のような用途において、
所望の加工性をも満足すべきことは言うまでもない。
所望の加工性をも満足すべきことは言うまでもない。
これらの要求を満足しようとする技術として、が、この
方法は、高張力化については主として固溶強化に頼って
いるために高強度化に有利なＳｉを多量に添加すること
から、表面性状、化成処理性まためっき性で問題を生じ
るうれいがあった。
方法は、高張力化については主として固溶強化に頼って
いるために高強度化に有利なＳｉを多量に添加すること
から、表面性状、化成処理性まためっき性で問題を生じ
るうれいがあった。
この他上記のような合金成分に頼らない方法として例え
ば特開昭６０−３３３１８号公報のように回復焼鈍組織
を利用する方法もあるが、材質が安定しないこと、延性
が低いこと、さらには面内異方性か大きいこと等の問題
があって、低コストではあるが大量に製造されるまでに
は至っていない。
ば特開昭６０−３３３１８号公報のように回復焼鈍組織
を利用する方法もあるが、材質が安定しないこと、延性
が低いこと、さらには面内異方性か大きいこと等の問題
があって、低コストではあるが大量に製造されるまでに
は至っていない。
（発明が解決しようとする課題）
この発明は、Ｔ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高
張力冷延鋼板さらには高張力溶融亜鉛めっき鋼板に関し
、従来の技術が抱えていた問題を解消して、次の条件に
かなう伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板、高張
力溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法を提案する
ことをその目的とする。
張力冷延鋼板さらには高張力溶融亜鉛めっき鋼板に関し
、従来の技術が抱えていた問題を解消して、次の条件に
かなう伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板、高張
力溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法を提案する
ことをその目的とする。
（１）表面性状を劣化させ、めっき性にも有害であるＳ
ｉの添加を回避し、低合金系とする。
ｉの添加を回避し、低合金系とする。
（２）延性、なかでも伸びフランジ特性を改善する。
（３）安定した材質を得る。
（４）特に過酷な操業条件の規制をかけない。
（課題を解決するための手段）
発明者らは、前記の問題点を解決すべく、種々の成分系
の鋼及び種々の製造条件についてその材質と組織とを総
合的に調査した結果、第２相分率（主としてパーライト
）を少なくして再結晶フェライト組織とし、かつその組
織を均一微細粒とした場合に極めて優れた伸びフランジ
特性が得られること、さらにかような望ましい組織は、
主として鋼成分組成と冷間圧延条件・焼なまし条件とを
最適化し、組み合わせて得られることを知見した。
の鋼及び種々の製造条件についてその材質と組織とを総
合的に調査した結果、第２相分率（主としてパーライト
）を少なくして再結晶フェライト組織とし、かつその組
織を均一微細粒とした場合に極めて優れた伸びフランジ
特性が得られること、さらにかような望ましい組織は、
主として鋼成分組成と冷間圧延条件・焼なまし条件とを
最適化し、組み合わせて得られることを知見した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、Ｃ：０．０３〜０．１５ ｗｔＸ
（以下単に％で示す） 、Ｓｉ ： ０．０５％以下
、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５〜０
．０４５％及びＡＩ ： ０．１０％以下を含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径
２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライト組織が面積
率９５％以上である組織を有する、伸びフランジ特性に
優れた高張力冷延鋼板である。
（以下単に％で示す） 、Ｓｉ ： ０．０５％以下
、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５〜０
．０４５％及びＡＩ ： ０．１０％以下を含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、平均結晶粒径
２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライト組織が面積
率９５％以上である組織を有する、伸びフランジ特性に
優れた高張力冷延鋼板である。
またＣ ： ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ；０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡｔ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、
この素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷
間圧延を行い、次いで連続焼鈍ラインにて加熱速度５℃
／ｓ以上で加熱して７２０℃〜７８０℃の温度範囲で２
０〜６０ ｓ保持する焼きなましを行い、その後冷却す
ることを特徴とする伸びフランジ特性に優れた高張力冷
延鋼板の製造方法である。
以下、Ｍｎ；０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡｔ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、
この素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷
間圧延を行い、次いで連続焼鈍ラインにて加熱速度５℃
／ｓ以上で加熱して７２０℃〜７８０℃の温度範囲で２
０〜６０ ｓ保持する焼きなましを行い、その後冷却す
ることを特徴とする伸びフランジ特性に優れた高張力冷
延鋼板の製造方法である。
またＣ ： ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡ１ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、平均結晶
粒径２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライト組織が
面積率９５％以上である組織を有する、伸びフランジ特
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
以下、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡ１ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、平均結晶
粒径２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライト組織が
面積率９５％以上である組織を有する、伸びフランジ特
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
またＣ ： ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡｔ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、
この素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷
間圧延を行い、次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜
鉛めっきラインにて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７
２０℃〜７８０℃の温度範囲で２０〜６０ ｓ保持する
焼きなましを行い、その後の冷却に引き続いてめっき処
理を施すことを特徴とする伸びフランジ特性に優れた高
張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
以下、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡｔ ： ０．１０％以下を含有し
、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、
この素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷
間圧延を行い、次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜
鉛めっきラインにて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７
２０℃〜７８０℃の温度範囲で２０〜６０ ｓ保持する
焼きなましを行い、その後の冷却に引き続いてめっき処
理を施すことを特徴とする伸びフランジ特性に優れた高
張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
さらにＣ： ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５％
以下、Ｍｎ二〇、５〜１６２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡＩ＝０．１０％以下を含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、この
素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷間圧
延を行い、次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜鉛め
っきラインにて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７２０
℃〜７８０℃の温度範囲で２０〜６０ ｓ保持する焼き
なましを行い、その後の冷却に引き続いてめっき処理次
いで合金化処理を施すことを特徴とする伸びフランジ特
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である
。
以下、Ｍｎ二〇、５〜１６２％、Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０４５％及びＡＩ＝０．１０％以下を含有し、残
部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素材とし、この
素材に熱間圧延を行った後に圧下率５０％以上の冷間圧
延を行い、次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜鉛め
っきラインにて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７２０
℃〜７８０℃の温度範囲で２０〜６０ ｓ保持する焼き
なましを行い、その後の冷却に引き続いてめっき処理次
いで合金化処理を施すことを特徴とする伸びフランジ特
性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である
。
（作 用）
まずこの発明の鋼板につき、成分組成を上記の範囲に限
定した理由を説明する。
定した理由を説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、強化成分として最も有効であり、また安価でもあ
るので望ましい成分であるが、０．１５％を超えて添加
した場合には、パーライト等の第２相の゛分率が顕著に
増加して、延性なかでも伸びフランジ特性の劣化が著し
い。また溶接性の劣化も顕著となる。一方、Ｃの添加量
が０．０３％に満たないと、他の成分を添加しても十分
なＴ、Ｓ、を得ることができない。したがって０，０３
〜０，１５％の範囲とした。
るので望ましい成分であるが、０．１５％を超えて添加
した場合には、パーライト等の第２相の゛分率が顕著に
増加して、延性なかでも伸びフランジ特性の劣化が著し
い。また溶接性の劣化も顕著となる。一方、Ｃの添加量
が０．０３％に満たないと、他の成分を添加しても十分
なＴ、Ｓ、を得ることができない。したがって０，０３
〜０，１５％の範囲とした。
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは、鋼の強化に有効であり、しかも延性の劣化に対
しては悪影響が少ないため、機械的性質の面からは多量
に添加したい成分であるが、スケールの性状から表面性
状を著しく劣化させ、まためっき性を著しく阻害する成
分であることから、美麗な表面を得るには０．０５％以
下とする必要がある。
しては悪影響が少ないため、機械的性質の面からは多量
に添加したい成分であるが、スケールの性状から表面性
状を著しく劣化させ、まためっき性を著しく阻害する成
分であることから、美麗な表面を得るには０．０５％以
下とする必要がある。
Ｍｎ ： ０．５〜１．２％
Ｍｎは、その固溶強化能はＣ，Ｓｉ等には及ばないもの
の有効な強化成分である。またＭｎは、パーライトの過
剰な生成及び粗大化を抑え、結晶粒を微細にする作用が
ある。これらの作用を発揮させるためには、Ｍｎの０．
５％以上の添加か必要である。
の有効な強化成分である。またＭｎは、パーライトの過
剰な生成及び粗大化を抑え、結晶粒を微細にする作用が
ある。これらの作用を発揮させるためには、Ｍｎの０．
５％以上の添加か必要である。
一方、Ｍｎを１．２％を超えて添加すると強化の作用は
飽和する上、第２相の分布か層状に連結する傾向を示す
ために伸びフランジ特性が劣化し、また再結晶挙動にも
影響を及ぼし安定な製造が困難となり、さらにめっき性
が劣化する。したがって０．５〜１．２％の範囲とする
。
飽和する上、第２相の分布か層状に連結する傾向を示す
ために伸びフランジ特性が劣化し、また再結晶挙動にも
影響を及ぼし安定な製造が困難となり、さらにめっき性
が劣化する。したがって０．５〜１．２％の範囲とする
。
Ｎｂ ： ０．００５〜０．０４５％
Ｎｂの添加および添加量の制御はこの発明の重要な要件
の一つである。この発明においては、Ｎｂの添加効果も
あって最終的に極めて微細かつ均一な再結晶フェライト
組織を得ることにより強度と延性なかでも伸びフランジ
特性とを改善している。
の一つである。この発明においては、Ｎｂの添加効果も
あって最終的に極めて微細かつ均一な再結晶フェライト
組織を得ることにより強度と延性なかでも伸びフランジ
特性とを改善している。
Ｎｂはおそらく炭窒化物として析出することで上述の望
ましい効果をもたらすと考えられるが、その詳細は不明
である。このような望ましい効果は、Ｎｂ量にして０．
００５％以上を添加しないと得られない。また０、 ０
４５％を超えて添加してもその効果が飽和するので非経
済的といえる。さらに過剰な添加は、安定な製造も困難
とする。したがって０．００５〜０．０４５％の範囲と
した。
ましい効果をもたらすと考えられるが、その詳細は不明
である。このような望ましい効果は、Ｎｂ量にして０．
００５％以上を添加しないと得られない。また０、 ０
４５％を超えて添加してもその効果が飽和するので非経
済的といえる。さらに過剰な添加は、安定な製造も困難
とする。したがって０．００５〜０．０４５％の範囲と
した。
Ａｔ ： ０．１０％以下
Ａｔは、脱酸成分としてまた鋼の清浄化のためにも添加
が不可欠である。このためにはＡＩは少なくとも０．０
０５％添加するのが好ましい。しかし０．１０％を超え
て添加された場合、アルミナクラスター等による表面欠
陥のトラブルを生じる危険性か高い。したがって０．１
０％以下とする。
が不可欠である。このためにはＡＩは少なくとも０．０
０５％添加するのが好ましい。しかし０．１０％を超え
て添加された場合、アルミナクラスター等による表面欠
陥のトラブルを生じる危険性か高い。したがって０．１
０％以下とする。
上記の成分のほか、この発明では不可避的不純物成分と
してＮ、Ｏ及びＳをそれぞれ０．００５０％、０、００
７０％及び０．０１０％まで許容できる。なかでもＳは
、低減させることで伸びフランジ特性が顕著に向上する
。かかる程度は、Ｔ、 Ｓ、が４５ｋｇｆ／ｍｍ２を超
えるような、より高強度側で顕著となる。したかって高
強度になればなるほど、Ｓの低減が有利である。
してＮ、Ｏ及びＳをそれぞれ０．００５０％、０、００
７０％及び０．０１０％まで許容できる。なかでもＳは
、低減させることで伸びフランジ特性が顕著に向上する
。かかる程度は、Ｔ、 Ｓ、が４５ｋｇｆ／ｍｍ２を超
えるような、より高強度側で顕著となる。したかって高
強度になればなるほど、Ｓの低減が有利である。
次に結晶組織の限定理由について述べる。
この発明の目的とするところは既述のとおり延性、とり
わけ伸びフランジ特性の改善である。
わけ伸びフランジ特性の改善である。
かかる特性は、第２相分率（主としてパーライト）を少
なくして再結晶フェライト分率を９５％以上とし、かつ
その組織を平均２０μｍ以下の均一微細粒とした場合に
極めて優れた伸びフランジ特性が得られる。
なくして再結晶フェライト分率を９５％以上とし、かつ
その組織を平均２０μｍ以下の均一微細粒とした場合に
極めて優れた伸びフランジ特性が得られる。
この場合、伸びフランジ割れの起点となるパーライト（
特に粗大なもの）の分率が多いほど不利であり、また再
結晶フェライト組織が不均一であったり、粗大であった
りすると同様に不利となり望ましくない。そのため再結
晶フェライト分率は９５％以上、また再結晶フェライト
の平均結晶粒径が２０μｍ以下とした。
特に粗大なもの）の分率が多いほど不利であり、また再
結晶フェライト組織が不均一であったり、粗大であった
りすると同様に不利となり望ましくない。そのため再結
晶フェライト分率は９５％以上、また再結晶フェライト
の平均結晶粒径が２０μｍ以下とした。
次に製造条件の限定理由について述べる。
溶製から熱間圧延までの工程では特に制限することなく
通常行われている方法に従い製造することができる。代
表的な熱間圧延条件の例としては加熱温度１２８０〜１
１８０℃１熱間圧延仕上温度９００〜８００℃１巻取温
度６５０〜５００℃が挙げられる。
通常行われている方法に従い製造することができる。代
表的な熱間圧延条件の例としては加熱温度１２８０〜１
１８０℃１熱間圧延仕上温度９００〜８００℃１巻取温
度６５０〜５００℃が挙げられる。
冷間圧延について、その圧下率は一般に高い方が再結晶
焼鈍後の組織を微細化するには有利である。このような
ことを考慮して冷間圧下率はその下限を５０％とした。
焼鈍後の組織を微細化するには有利である。このような
ことを考慮して冷間圧下率はその下限を５０％とした。
しかし必要以上に冷間圧下率を高くすることは、材質面
では害がないものの熱延母板厚の増大等の問題をもたら
す。
では害がないものの熱延母板厚の増大等の問題をもたら
す。
冷延鋼板における連続焼鈍ライン、また溶融亜鉛めっき
鋼板におけるライン内焼きなまし方式連続溶融亜鉛めっ
きラインでの焼きなましの加熱速度については、その速
度が高い方が再結晶粒の微細化には有利であって、均一
かつ微細な再結晶粒を得るために５℃／ｓ以上望ましく
は１０℃／ｓ以上が必要である。また加熱速度の上限に
ついては、設備における工業的技術範囲をから１００℃
／ｓ程度である。
鋼板におけるライン内焼きなまし方式連続溶融亜鉛めっ
きラインでの焼きなましの加熱速度については、その速
度が高い方が再結晶粒の微細化には有利であって、均一
かつ微細な再結晶粒を得るために５℃／ｓ以上望ましく
は１０℃／ｓ以上が必要である。また加熱速度の上限に
ついては、設備における工業的技術範囲をから１００℃
／ｓ程度である。
焼なまし温度は、７２０〜７８０℃とする。７２０８Ｃ
より低温では、再結晶が十分に進行せず伸びの低下、伸
びフランジ性の低下などで満足すべき材質が得られない
。また７８０℃を超えると粒成長による軟化が若干進行
して望ましくない。この発明では、Ｎｂを添加している
ためＮｂの炭窒化物が再結晶粒の異常な粒成長を抑制し
、したかって比較的広い温度範囲で均一かつ微細な再結
晶フェライト粒組織を得ることができる。
より低温では、再結晶が十分に進行せず伸びの低下、伸
びフランジ性の低下などで満足すべき材質が得られない
。また７８０℃を超えると粒成長による軟化が若干進行
して望ましくない。この発明では、Ｎｂを添加している
ためＮｂの炭窒化物が再結晶粒の異常な粒成長を抑制し
、したかって比較的広い温度範囲で均一かつ微細な再結
晶フェライト粒組織を得ることができる。
かかる焼なましの保持時間は、実質的に０であってもよ
いか、材質の安定性の面では２０ ｓ以上行った方が有
利である。一方６０ ｓを超えると異常粒成長による材
質劣化を生じる可能性があるので２０〜６０ ｓとした
。
いか、材質の安定性の面では２０ ｓ以上行った方が有
利である。一方６０ ｓを超えると異常粒成長による材
質劣化を生じる可能性があるので２０〜６０ ｓとした
。
ところでこの発明の鋼板の用途においては、部材成型後
の強度として原板の降伏応力が最も重要であるため、成
型性は多少犠牲にしても降伏比（Ｙ、Ｒ，）が７０％以
上あることが望まれる場合があり、このような高強度と
適正な降伏比を得るためには焼きなましに引き続く冷却
過程では、少なくとも７００〜５００℃の温度範囲にお
いて冷却速度２０’Ｃ／ｓ以上の急冷を行うことが好ま
しい。
の強度として原板の降伏応力が最も重要であるため、成
型性は多少犠牲にしても降伏比（Ｙ、Ｒ，）が７０％以
上あることが望まれる場合があり、このような高強度と
適正な降伏比を得るためには焼きなましに引き続く冷却
過程では、少なくとも７００〜５００℃の温度範囲にお
いて冷却速度２０’Ｃ／ｓ以上の急冷を行うことが好ま
しい。
また溶融亜鉛めっき鋼板の製造においては、焼なましに
引き続くめっき処理について、特に限定するものではな
く、通常行われているめっき処理を施せばよい。またこ
の発明では、合金化処理についてはその有無を問わない
。この合金化処理による特性の変化は小さく、実質的に
同一の材質となる。
引き続くめっき処理について、特に限定するものではな
く、通常行われているめっき処理を施せばよい。またこ
の発明では、合金化処理についてはその有無を問わない
。この合金化処理による特性の変化は小さく、実質的に
同一の材質となる。
（実施例）
実施例１
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを常法に従っ
て溶製、鋳造した。
て溶製、鋳造した。
これらの鋼スラブに表２に示す条件にて熱間圧延、冷間
圧延次いで連続焼鈍ラインにおいて焼なましを行った。
圧延次いで連続焼鈍ラインにおいて焼なましを行った。
かくして得られた鋼板の引張特性、伸びフランジ特性に
対応するサイトベント伸び特性について測定し、評価し
た結果を表３に示す。なお引張試験は、ＪＩＳ Ｓ号試
験片にて評価した。またサイトベント伸ひ特性について
については、特公昭５０３５４３８号公報に従って評価
したものであり、幅４０ｍｍ、長さ１７０ ｍｍの短冊
状の試験片を、特に作製時のせん断に当たって適正なり
リアランスとなるよう配慮しかつ軽くエメリー紙でせん
断面を仕上げて試験に供し、面内的は変形させて、クラ
ック発生直後のフランジ部の伸びで評価した。
対応するサイトベント伸び特性について測定し、評価し
た結果を表３に示す。なお引張試験は、ＪＩＳ Ｓ号試
験片にて評価した。またサイトベント伸ひ特性について
については、特公昭５０３５４３８号公報に従って評価
したものであり、幅４０ｍｍ、長さ１７０ ｍｍの短冊
状の試験片を、特に作製時のせん断に当たって適正なり
リアランスとなるよう配慮しかつ軽くエメリー紙でせん
断面を仕上げて試験に供し、面内的は変形させて、クラ
ック発生直後のフランジ部の伸びで評価した。
表２
表３から、この発明に従う成分組成範囲であれば、高強
度（Ｔ、 Ｓ、≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２）にもかかわらす
、良好な伸び（Ｅｌ、 ）とサイドベント伸び（すなわ
ち伸びフランジ特性）が得られることがわかる。
度（Ｔ、 Ｓ、≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２）にもかかわらす
、良好な伸び（Ｅｌ、 ）とサイドベント伸び（すなわ
ち伸びフランジ特性）が得られることがわかる。
また適正な降伏比も得られている。
実施例２
表１のＡ鋼を用いて、表４に示す種々の製造条件で冷延
鋼板を製造し、実施例１と同様に引張特性とサイドベン
ド伸び特性について調査した結果について表５に示す。
鋼板を製造し、実施例１と同様に引張特性とサイドベン
ド伸び特性について調査した結果について表５に示す。
表５から明らかなようにこの発明に従う製造条件の範囲
であれば、良好な強度−伸びバランスと伸びフランジ特
性が得られることがわかる。
であれば、良好な強度−伸びバランスと伸びフランジ特
性が得られることがわかる。
実施例３
延性、伸びフランジ特性に及ぼす組織の影響を調査する
ため、組成、処理条件を変えてそれらの対応関係につい
て調査した結果を表６に示す。
ため、組成、処理条件を変えてそれらの対応関係につい
て調査した結果を表６に示す。
同表から、第２相分率、再結晶フェライト平均粒径、再
結晶フェライト面積率を適正に制御することで良好な材
質が得られることがわかる。比較例のうち、ホについて
はＴ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、伸び、
サイドベンド伸び特性は良好であるが充分な材質とはい
えない。なおかかる表６の供試材は、表７に示す成分及
び製造条件にて製造したものである。
結晶フェライト面積率を適正に制御することで良好な材
質が得られることがわかる。比較例のうち、ホについて
はＴ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、伸び、
サイドベンド伸び特性は良好であるが充分な材質とはい
えない。なおかかる表６の供試材は、表７に示す成分及
び製造条件にて製造したものである。
（実施例）
実施例４
既出の表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを常法
に従って溶製、鋳造した。これらの鋼スラブに表８に示
す条件にて熱間圧延、冷間圧延次いてライン内燃なまし
方式連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼なましを行い
、引き続いてめっき処理、合金化処理を行って、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
に従って溶製、鋳造した。これらの鋼スラブに表８に示
す条件にて熱間圧延、冷間圧延次いてライン内燃なまし
方式連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼なましを行い
、引き続いてめっき処理、合金化処理を行って、合金化
溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
かくして得られた鋼板の引張特性、伸びフランジ特性に
対応するサイドベンド伸び特性について測定し、評価し
た結果を表９に示す。なお引張試験は、ＪＩＳ Ｓ号試
験片にて、またサイドベンド伸び特性についても実施例
１と同様に評価した。
対応するサイドベンド伸び特性について測定し、評価し
た結果を表９に示す。なお引張試験は、ＪＩＳ Ｓ号試
験片にて、またサイドベンド伸び特性についても実施例
１と同様に評価した。
表８
表９から、この発明に従う成分組成範囲であればは、高
強度（Ｔ、 Ｓ、≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２）にもかかわら
ず、良好な伸び（Ｅｌ、 ）とサイドベンド伸ひ（すな
わち伸びフランジ特性）が得られることがわかる。
強度（Ｔ、 Ｓ、≧４０ｋｇｆ／ｍｍ２）にもかかわら
ず、良好な伸び（Ｅｌ、 ）とサイドベンド伸ひ（すな
わち伸びフランジ特性）が得られることがわかる。
実施例５
表１のＡ鋼を用いて、表ＩＯに示す種々の製造条件で合
金化溶融亜鉛めっき鋼板及び非合金化の溶融亜鉛めっき
鋼板を製造し、実施例１と同様に弓張特性とサイドベン
ド伸び特性について調査した結果について表１１に示す
。
金化溶融亜鉛めっき鋼板及び非合金化の溶融亜鉛めっき
鋼板を製造し、実施例１と同様に弓張特性とサイドベン
ド伸び特性について調査した結果について表１１に示す
。
表１１から明らかなようにこの発明に従う製造条件の範
囲であれば、良好な強度−伸びバランスと伸びフランジ
特性が得られることがわかる。
囲であれば、良好な強度−伸びバランスと伸びフランジ
特性が得られることがわかる。
合金化処理の有無が材質に及ぼす影響は小さく、実質的
に同一材質となった。
に同一材質となった。
実施例６
延性、伸びフランジ特性に及ぼす組織の影響を調査する
ため、組成、処理条件を変えてそれらの対応関係につい
て調査した結果を表１２に示す。
ため、組成、処理条件を変えてそれらの対応関係につい
て調査した結果を表１２に示す。
同表から、第２相分率、再結晶フェライト平均粒径、再
結晶フェライト面積率を適正に制御することで良好な材
質が得られることがわかる。比較例のうち、ホについて
はＴ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、伸び、
サイドベンド伸ひ特性は良好であるが充分な材質とはい
えない。なおかかる表１２の供試材は、表１３に示す成
分及び製造条件にて製造したものである。
結晶フェライト面積率を適正に制御することで良好な材
質が得られることがわかる。比較例のうち、ホについて
はＴ、 Ｓ、が４０ｋｇｆ／ｍｍ２以下であり、伸び、
サイドベンド伸ひ特性は良好であるが充分な材質とはい
えない。なおかかる表１２の供試材は、表１３に示す成
分及び製造条件にて製造したものである。
実施例７
表１４に示す成分系の鋼を用いて、熱延仕上温度を８０
０〜８５０℃とする熱間圧延及び冷間圧下率を６５３６
とする冷間圧延を行った後、１０℃／ｓで加熱して７４
０℃で３０ ｓ均熱する焼鈍を施し、次いてめっき処理
、さらに合金化処理を行った後、実施例１に準じて伸び
フランジ特性を調査した。
０〜８５０℃とする熱間圧延及び冷間圧下率を６５３６
とする冷間圧延を行った後、１０℃／ｓで加熱して７４
０℃で３０ ｓ均熱する焼鈍を施し、次いてめっき処理
、さらに合金化処理を行った後、実施例１に準じて伸び
フランジ特性を調査した。
表 １４
この試験においては、実施例１よりもさらに厳しい条件
とすべく、せん断に当たってクリアランスを通常より大
きくし、さらに端面の処理を全く行わずに試験に供した
。その結果を表１５に示す。
とすべく、せん断に当たってクリアランスを通常より大
きくし、さらに端面の処理を全く行わずに試験に供した
。その結果を表１５に示す。
表１５
表１５において、鋼Ｑのサイドベンド伸び５５％は、従
来材に比べて十分に良好な値であるが、さらにＳを低減
することでこの特性がさらに改善されることがわかる。
来材に比べて十分に良好な値であるが、さらにＳを低減
することでこの特性がさらに改善されることがわかる。
表中〉６０％という表示は、試験片がジグの間をすり抜
けてしまい、割れを発生しない状態を示すものであり、
極めて優れたサイドベンド伸び特性（伸びフランジ特性
）であることを示している。
けてしまい、割れを発生しない状態を示すものであり、
極めて優れたサイドベンド伸び特性（伸びフランジ特性
）であることを示している。
（発明の効果）
この発明は、従来なかった高強度でありながら延性、伸
びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板また溶融亜鉛め
っき鋼板に関するものである。従来、Ｔ、 Ｓ、が４０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上クラスの高張力鋼板では、おもに伸
びフランジ特性の欠如によるプレス割れトラブルが多く
、また部品成型後に十分な強度を示すべく高降伏比の材
料を得るのは困難であり、また溶融亜鉛めっき鋼板の表
面処理化の場合にはさらなる障害となっていたが、この
発明によれば微細かつ均一なフェライト相を適用するこ
とでかかる問題が解決された。また主として自動車用の
強度部材としての防錆鋼板の使用も可能となった。
びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板また溶融亜鉛め
っき鋼板に関するものである。従来、Ｔ、 Ｓ、が４０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上クラスの高張力鋼板では、おもに伸
びフランジ特性の欠如によるプレス割れトラブルが多く
、また部品成型後に十分な強度を示すべく高降伏比の材
料を得るのは困難であり、また溶融亜鉛めっき鋼板の表
面処理化の場合にはさらなる障害となっていたが、この
発明によれば微細かつ均一なフェライト相を適用するこ
とでかかる問題が解決された。また主として自動車用の
強度部材としての防錆鋼板の使用も可能となった。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４５ｗｔ％及び Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、 平均結晶粒径２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライ
ト組織が面積率９５％以上である組織を有する、伸びフ
ランジ特性に優れた高張力冷延鋼板。 ２、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４５ｗｔ％及び Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素
材とし、 この素材に熱間圧延を行った後に 圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、 次いで連続焼鈍ラインにて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱
して７２０℃〜７８０℃の温度範囲で２０〜６０ｓ保持
する焼きなましを行い、その後冷却することを特徴とす
る伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法
。 ３、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４５ｗｔ％及び Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の組成になり、 平均結晶粒径２０μｍ以下の均一微細な再結晶フェライ
ト組織が面積率９５％以上である組織を有する、伸びフ
ランジ特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。 ４、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４５ｗｔ％及び Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素
材とし、 この素材に熱間圧延を行った後に 圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、 次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜鉛めっきライン
にて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７２０℃〜７８０
℃の温度範囲で２０〜６０ｓ保持する焼きなましを行い
、その後の冷却に引き続いてめっき処理を施すことを特
徴とする伸びフランジ特性に優れた高張力溶融亜鉛めっ
き鋼板の製造方法。 ５、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．２ｗｔ％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４５ｗｔ％及び Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下 を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を素
材とし、 この素材に熱間圧延を行った後に 圧下率５０％以上の冷間圧延を行い、 次いでライン内焼なまし方式連続溶融亜鉛めっきライン
にて加熱速度５℃／ｓ以上で加熱して７２０℃〜７８０
℃の温度範囲で２０〜６０ｓ保持する焼きなましを行い
、その後の冷却に引き続いてめっき処理次いで合金化処
理を施すことを特徴とする伸びフランジ特性に優れた高
張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/612,405 US5074926A (en) | 1989-11-16 | 1990-11-13 | High tensile cold rolled steel sheet and high tensile hot dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same |
| EP90121805A EP0432498B1 (en) | 1989-11-16 | 1990-11-14 | High tensile cold rolled steel sheet and high tensile not dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same |
| DE69012073T DE69012073T2 (de) | 1989-11-16 | 1990-11-14 | Hochfestes kaltgewalztes Stahlblech, entweder feuerverzinkt oder nicht, mit verbesserten Streckbördeleigenschaften und Herstellungsverfahren. |
| CN 90109291 CN1025224C (zh) | 1989-11-16 | 1990-11-16 | 拉伸翻边特性优良的高强度冷轧钢板及熔融镀锌钢板以及它们的制造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29615889 | 1989-11-16 | ||
| JP8812290 | 1990-04-04 | ||
| JP2-88122 | 1990-04-04 | ||
| JP1-296158 | 1990-04-04 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04350A true JPH04350A (ja) | 1992-01-06 |
| JP2688384B2 JP2688384B2 (ja) | 1997-12-10 |
Family
ID=26429566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2276471A Expired - Fee Related JP2688384B2 (ja) | 1989-11-16 | 1990-10-17 | 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2688384B2 (ja) |
| KR (1) | KR910009949A (ja) |
| TW (1) | TW200531B (ja) |
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| KR100896586B1 (ko) * | 2007-05-15 | 2009-05-07 | 주식회사 포스코 | 고항복강도를 갖는 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
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|---|---|---|---|---|
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-
1990
- 1990-10-17 JP JP2276471A patent/JP2688384B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1990-11-13 KR KR1019900018541A patent/KR910009949A/ko not_active Application Discontinuation
- 1990-11-14 TW TW079109624A patent/TW200531B/zh active
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| WO2016152148A1 (ja) * | 2015-03-25 | 2016-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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| JP6052476B1 (ja) * | 2015-03-25 | 2016-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6075516B1 (ja) * | 2015-03-25 | 2017-02-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN107406947A (zh) * | 2015-03-25 | 2017-11-28 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
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| EP3305932A4 (en) * | 2015-05-29 | 2018-04-11 | JFE Steel Corporation | High strength steel sheet and method for producing same |
| US10801085B2 (en) | 2015-05-29 | 2020-10-13 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
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