JPH0559491A - プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 - Google Patents
プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法Info
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- JPH0559491A JPH0559491A JP22011891A JP22011891A JPH0559491A JP H0559491 A JPH0559491 A JP H0559491A JP 22011891 A JP22011891 A JP 22011891A JP 22011891 A JP22011891 A JP 22011891A JP H0559491 A JPH0559491 A JP H0559491A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】延性、深絞り性および耐２次加工脆性の良好な
高張力薄鋼板を提供すること。 【構成】極低炭素鋼にSi、Ｐ、Mnなどの置換固溶元素を
添加するとともに、フェライト安定化元素とオーステナ
イト安定化元素とを次に式の範囲内で複合添加する。 (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋ ３Mo) ＝0.5
〜２ (Mn＋Ni＋0.5 Cr) − (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３Mo) ＝−
１〜＋１％
高張力薄鋼板を提供すること。 【構成】極低炭素鋼にSi、Ｐ、Mnなどの置換固溶元素を
添加するとともに、フェライト安定化元素とオーステナ
イト安定化元素とを次に式の範囲内で複合添加する。 (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋ ３Mo) ＝0.5
〜２ (Mn＋Ni＋0.5 Cr) − (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３Mo) ＝−
１〜＋１％
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、種々の形状にプレス加
工して利用される高張力薄鋼板、特に延性、深絞り性お
よび耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板とその製造法
に関する。
工して利用される高張力薄鋼板、特に延性、深絞り性お
よび耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板とその製造法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】今日のように産業技術分野が高度に分業
化されると、各技術分野において用いられる材料に対す
る要求も特殊化・高度化し、例えばプレス成形される鋼
板についても、高い強度が要求されるようになり高張力
薄鋼板を用いることが試みられている。しかし、延性・
深絞り性などのプレス成形性と鋼板の高強度化とは背反
する特性と考えられており、耐２次加工脆性も含めて、
これらの特性を実用上ともに満足する程度に実現するこ
とは困難である。
化されると、各技術分野において用いられる材料に対す
る要求も特殊化・高度化し、例えばプレス成形される鋼
板についても、高い強度が要求されるようになり高張力
薄鋼板を用いることが試みられている。しかし、延性・
深絞り性などのプレス成形性と鋼板の高強度化とは背反
する特性と考えられており、耐２次加工脆性も含めて、
これらの特性を実用上ともに満足する程度に実現するこ
とは困難である。
【０００３】これまでにも、製鋼段階で十分に脱炭処理
した後、TiあるいはNbを添加した極低炭素鋼をベース
に、Si、Mn、Cr、Ｐを添加して強度を上げた深絞り用高
張力鋼板については多くの提案がある。しかしながら、
それらは特に最近要求されている程度にまで強度および
プレス成形性をともに改善することはできない。
した後、TiあるいはNbを添加した極低炭素鋼をベース
に、Si、Mn、Cr、Ｐを添加して強度を上げた深絞り用高
張力鋼板については多くの提案がある。しかしながら、
それらは特に最近要求されている程度にまで強度および
プレス成形性をともに改善することはできない。
【０００４】例えば、特公昭57−57945 号公報において
は、上記極低炭素Ti添加鋼に多量のＰを添加した高張力
冷延鋼板の製造方法が開示されているが、N 、S 含有量
について、さらに２次加工脆性については何ら言及して
いない。それにより製造される高張力鋼板の最高引張強
度は50 kgf/mm2程度で、ｒ値は1.6 〜1.9 が限界となっ
ている。
は、上記極低炭素Ti添加鋼に多量のＰを添加した高張力
冷延鋼板の製造方法が開示されているが、N 、S 含有量
について、さらに２次加工脆性については何ら言及して
いない。それにより製造される高張力鋼板の最高引張強
度は50 kgf/mm2程度で、ｒ値は1.6 〜1.9 が限界となっ
ている。
【０００５】また、特公昭59−42742 号公報において
は、上記極低炭素Ti添加鋼にＰを主とし、さらにMn、S
i、Mo、Crなどの強化元素を添加し、IF鋼特有の２次加
工脆性を防止するためにＢを添加することを特徴とした
高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、
この場合も、50 kgf/mm2程度が最高引張強度で、ｒ値が
1.6 程度しかない。
は、上記極低炭素Ti添加鋼にＰを主とし、さらにMn、S
i、Mo、Crなどの強化元素を添加し、IF鋼特有の２次加
工脆性を防止するためにＢを添加することを特徴とした
高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、
この場合も、50 kgf/mm2程度が最高引張強度で、ｒ値が
1.6 程度しかない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】極低炭素鋼にSi、Ｐ、
Mn等の置換型固溶元素を添加し鋼板を高強度化するのに
伴ない延性、深絞り性が劣化するのが従来の常識であ
る。そのため、50 kgf/mm2の引張強度とすると、ｒ値が
1.6 程度までしか改善されないというのが従来技術の現
状である。
Mn等の置換型固溶元素を添加し鋼板を高強度化するのに
伴ない延性、深絞り性が劣化するのが従来の常識であ
る。そのため、50 kgf/mm2の引張強度とすると、ｒ値が
1.6 程度までしか改善されないというのが従来技術の現
状である。
【０００７】ここに、本発明の一般的な目的は、極低炭
素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、従来の高張力薄
鋼板より延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法を提供
することである。ここに、本発明の具体的な目的は、極
低炭素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、引張強度45
kgf/mm2 以上であって、ｒ値が 1.3以上であり、TS×El
＝1600kgf/mm2 ・％以上である高張力薄鋼板とその製造
法を提供することである。
素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、従来の高張力薄
鋼板より延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法を提供
することである。ここに、本発明の具体的な目的は、極
低炭素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、引張強度45
kgf/mm2 以上であって、ｒ値が 1.3以上であり、TS×El
＝1600kgf/mm2 ・％以上である高張力薄鋼板とその製造
法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】極低炭素鋼に強化元素と
してSiのみ、あるいはMnのみを添加すると深絞り性が劣
化する原因を解明するために研究をした結果、以下のこ
とが判明した。 (1) Siのようなフェライト安定化元素を単独で添加する
と鋼のα→γ変態点が高くなり、熱間圧延過程において
鋼帯の一部、または全体がフェライト域において圧延さ
れる。そのため、鋼帯表層に、Goss方位 (｛110 ｝<011
>)近傍の集合組織が発達する。この方位は、冷間圧延さ
れると消えるが、その後の再結晶時に再び出現し、深絞
り性を著しく阻害する。
してSiのみ、あるいはMnのみを添加すると深絞り性が劣
化する原因を解明するために研究をした結果、以下のこ
とが判明した。 (1) Siのようなフェライト安定化元素を単独で添加する
と鋼のα→γ変態点が高くなり、熱間圧延過程において
鋼帯の一部、または全体がフェライト域において圧延さ
れる。そのため、鋼帯表層に、Goss方位 (｛110 ｝<011
>)近傍の集合組織が発達する。この方位は、冷間圧延さ
れると消えるが、その後の再結晶時に再び出現し、深絞
り性を著しく阻害する。
【０００９】(2) Mnのようなオーステナイト安定化元素
を単独で添加すると、逆にα→γ変態点が低くなり、 通常の熱間圧延条件では、熱間圧延完了温度と変態点
の間の温度差が大きいため、オーステナイト結晶粒径が
大きくなり、熱延板のフェライト結晶粒径が大きくな
る。 さらに、Ar3 変態点とAr1 変態点の温度差が大きくな
り、変態そのものがゆっくり進行するために、変態後の
フェライト結晶粒径を一層大きくする。 このように粗大化したフェライト結晶粒の存在は、冷
間圧延および焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組
織の発達を阻害する。
を単独で添加すると、逆にα→γ変態点が低くなり、 通常の熱間圧延条件では、熱間圧延完了温度と変態点
の間の温度差が大きいため、オーステナイト結晶粒径が
大きくなり、熱延板のフェライト結晶粒径が大きくな
る。 さらに、Ar3 変態点とAr1 変態点の温度差が大きくな
り、変態そのものがゆっくり進行するために、変態後の
フェライト結晶粒径を一層大きくする。 このように粗大化したフェライト結晶粒の存在は、冷
間圧延および焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組
織の発達を阻害する。
【００１０】(3) 極低炭素鋼にSi、Ｐ、Mnなどの置換型
固溶元素を添加し鋼板を強化するのに際し、フェライト
安定化元素とオーステナイト安定化元素を複合添加し、
その添加量の比および差を規制することにより、変態点
を制御し、深絞り性を阻害することなく、鋼の高強度化
を図ることが可能となる。
固溶元素を添加し鋼板を強化するのに際し、フェライト
安定化元素とオーステナイト安定化元素を複合添加し、
その添加量の比および差を規制することにより、変態点
を制御し、深絞り性を阻害することなく、鋼の高強度化
を図ることが可能となる。
【００１１】(4) またさらに、極低炭素Ti添加IF鋼に
Ｐ、Mnを多量に添加すると、理由は明らかではないがTi
Ｃの析出が抑制され、微量の固溶Ｃが鋼板中に残存し、
耐２次加工脆性を改善する。
Ｐ、Mnを多量に添加すると、理由は明らかではないがTi
Ｃの析出が抑制され、微量の固溶Ｃが鋼板中に残存し、
耐２次加工脆性を改善する。
【００１２】よって、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Ｎ:0.0005 〜0.0100
％、Ｓ:0.010％以下、酸可溶Al:0.1％超4.0 ％以下、Ti
≧48(N／14＋Ｃ／12) 、Si: ３％以下、Ｐ:0.01 〜0.15
％、Mn:0.50 ％超4 ％以下、必要によりNi:4％以下およ
び／またはCr:5％以下、さらに必要によりMo:10 ％以
下、かつ (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３M
o)が0.5 〜２、更に (Mn＋Ni＋0.5 Cr) − (Si＋0.7Al
＋７Ｐ＋３Mo) が−１〜＋１％の関係を満たし、残部Fe
および不可避的不純物よりなる鋼組成を有する、深絞
り、耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板である。
量％で、Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Ｎ:0.0005 〜0.0100
％、Ｓ:0.010％以下、酸可溶Al:0.1％超4.0 ％以下、Ti
≧48(N／14＋Ｃ／12) 、Si: ３％以下、Ｐ:0.01 〜0.15
％、Mn:0.50 ％超4 ％以下、必要によりNi:4％以下およ
び／またはCr:5％以下、さらに必要によりMo:10 ％以
下、かつ (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３M
o)が0.5 〜２、更に (Mn＋Ni＋0.5 Cr) − (Si＋0.7Al
＋７Ｐ＋３Mo) が−１〜＋１％の関係を満たし、残部Fe
および不可避的不純物よりなる鋼組成を有する、深絞
り、耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板である。
【００１３】本発明はその別の面からは、上記鋼組成を
有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar
3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻
き取り、次いで、脱スケールした後、圧下率50〜90％で
冷間圧延し、さらに再結晶焼鈍することを特徴とする、
深絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の
製造法である。
有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar
3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻
き取り、次いで、脱スケールした後、圧下率50〜90％で
冷間圧延し、さらに再結晶焼鈍することを特徴とする、
深絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の
製造法である。
【００１４】また、さらに別の面からは、本発明は、上
記鋼組成のうち、Si＋Mn≧２％の鋼組成を有する鋼片
を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar3 変態点以
上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻き取り、次
いで、脱スケールした後、圧下率50〜90％で冷間圧延
し、さらに再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいて最高加熱温度を550 ℃以下でめっきをするこ
とを特徴とする、深絞り性および耐２次加工脆性の良好
な高張力薄鋼板の製造法である。以上のように、本発明
によれば、高強度化と深絞り性、延性、耐２次加工脆性
の改善を同時に達成することが可能となる。
記鋼組成のうち、Si＋Mn≧２％の鋼組成を有する鋼片
を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar3 変態点以
上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻き取り、次
いで、脱スケールした後、圧下率50〜90％で冷間圧延
し、さらに再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛めっきライ
ンにおいて最高加熱温度を550 ℃以下でめっきをするこ
とを特徴とする、深絞り性および耐２次加工脆性の良好
な高張力薄鋼板の製造法である。以上のように、本発明
によれば、高強度化と深絞り性、延性、耐２次加工脆性
の改善を同時に達成することが可能となる。
【００１５】
【作用】次に、本発明における鋼板の鋼組成を上記のよ
うに限定する理由を説明する。なお、本明細書において
は「％」は特に断りがない限り、「重量％」とする。
うに限定する理由を説明する。なお、本明細書において
は「％」は特に断りがない限り、「重量％」とする。
【００１６】Ｃ:本発明の重要な構成要因の一つであ
る。鋼中に必然的に含有されるもので、少ないほど好ま
しい。しかし、0.0005％未満には現在の製鋼技術では容
易かつ安定してはできない。また、0.0050％超にする
と、Tiの必要な添加量が増し、コスト上昇につながるば
かりでなく、TiＣの析出量が多くなり、延性を阻害する
ので、これを上限とした。好ましくは、0.0030％以下で
ある。
る。鋼中に必然的に含有されるもので、少ないほど好ま
しい。しかし、0.0005％未満には現在の製鋼技術では容
易かつ安定してはできない。また、0.0050％超にする
と、Tiの必要な添加量が増し、コスト上昇につながるば
かりでなく、TiＣの析出量が多くなり、延性を阻害する
ので、これを上限とした。好ましくは、0.0030％以下で
ある。
【００１７】Ｎ:Ｎは低い程好ましい。しかし、Ｃと同
様に鋼中に必然的に含有されるもので、現在の製鋼技術
では0.0005％未満には容易かつ安定してはできない。ま
た、0.0100％を超えると、Tiの必要な添加量が多くなり
コストアップを招くだけでなく、TiＮの析出量が多くな
り延性の劣化を招くので、これを上限とした。
様に鋼中に必然的に含有されるもので、現在の製鋼技術
では0.0005％未満には容易かつ安定してはできない。ま
た、0.0100％を超えると、Tiの必要な添加量が多くなり
コストアップを招くだけでなく、TiＮの析出量が多くな
り延性の劣化を招くので、これを上限とした。
【００１８】Ｓ:鋼中に必然的に含有されるもので、少
ないほど好ましい。Ｓ含有量が多いと、その分だけMnの
添加量が多くなりコストがかさむので、0.010 ％以下と
した。
ないほど好ましい。Ｓ含有量が多いと、その分だけMnの
添加量が多くなりコストがかさむので、0.010 ％以下と
した。
【００１９】Ti:本発明にかかる薄鋼板の重要な構成元
素の一つで、Ｃ、ＮをそれぞれTiＣ、TiＮとして固定
し、鋼をいわゆるIF鋼(Interstitial Free) にするた
め、48×(C／12＋Ｎ／14) ％以上必要である。一般に
は、0.004 〜0.055 ％であれば十分である。好ましくは
0.03〜0.05％である。
素の一つで、Ｃ、ＮをそれぞれTiＣ、TiＮとして固定
し、鋼をいわゆるIF鋼(Interstitial Free) にするた
め、48×(C／12＋Ｎ／14) ％以上必要である。一般に
は、0.004 〜0.055 ％であれば十分である。好ましくは
0.03〜0.05％である。
【００２０】Si、Ｐ、酸可溶Al:本発明の重要な構成要
因の一つである。Si、Ｐは鋼中に必然的に含有されるも
ので、また酸可溶Alは製鋼段階で脱酸材として添加され
るAlの一部として0.1 ％を超えて4.0 ％以下含む。本発
明においては強化元素としていずれを選択しても良い
が、3.0 ％以下のSi、0.010 〜0.150 ％のＰが特に効果
が大きい。添加量は次のオーステナイト安定化元素の添
加量との式１および式２で与えられる関係で制約され
る。これを外れると、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大き
く、冷間圧延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合
組織が得られない。また、各々の上限を超えると、析出
物が多くなったり、硬化し過ぎ、延性を阻害する。
因の一つである。Si、Ｐは鋼中に必然的に含有されるも
ので、また酸可溶Alは製鋼段階で脱酸材として添加され
るAlの一部として0.1 ％を超えて4.0 ％以下含む。本発
明においては強化元素としていずれを選択しても良い
が、3.0 ％以下のSi、0.010 〜0.150 ％のＰが特に効果
が大きい。添加量は次のオーステナイト安定化元素の添
加量との式１および式２で与えられる関係で制約され
る。これを外れると、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大き
く、冷間圧延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合
組織が得られない。また、各々の上限を超えると、析出
物が多くなったり、硬化し過ぎ、延性を阻害する。
【００２１】Mn、Ni、Cr:本発明の重要な構成要因の一
つである。MnはＳと結合してMnS を形成するために、0.
50％を超えて添加する必要がある。これ以下ではTiS が
析出し鋼中に固溶C が残り、延性・焼鈍後の深絞り性に
好ましい再結晶集合組織が得られない場合がある。Mnの
添加上限は4.0 ％で十分である。その他に、４％以下の
Ni、５％以下のCrは同様にオーステナイトを安定化させ
ると同時に鋼を強化する作用を有している。
つである。MnはＳと結合してMnS を形成するために、0.
50％を超えて添加する必要がある。これ以下ではTiS が
析出し鋼中に固溶C が残り、延性・焼鈍後の深絞り性に
好ましい再結晶集合組織が得られない場合がある。Mnの
添加上限は4.0 ％で十分である。その他に、４％以下の
Ni、５％以下のCrは同様にオーステナイトを安定化させ
ると同時に鋼を強化する作用を有している。
【００２２】本発明において、Ni、Crは強化元素として
いずれを選択してもよい。Mnは強化元素として特に効果
が大きい。添加量は上のフェライト安定化元素の添加量
との式１および式２で与えられる関係で制約される。こ
れを外れると、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大きく、冷間
圧延・焼鈍後の深絞り性に好ましい再結晶集合組織が得
られない。また、各々の上限を超えると、析出物が多く
なったり、硬化しすぎ、延性を阻害する。
いずれを選択してもよい。Mnは強化元素として特に効果
が大きい。添加量は上のフェライト安定化元素の添加量
との式１および式２で与えられる関係で制約される。こ
れを外れると、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大きく、冷間
圧延・焼鈍後の深絞り性に好ましい再結晶集合組織が得
られない。また、各々の上限を超えると、析出物が多く
なったり、硬化しすぎ、延性を阻害する。
【００２３】
【式１】 (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３Mo) ＝0.5 〜２
【００２４】
【式２】 (Mn＋Ni＋0.5 Cr) − (Si＋0.7Al ＋７Ｐ＋３Mo) ＝−１〜＋１％ 図１には、式１および式２によって示される本発明の範
囲をグラフで表して示す。本発明にかかる高張力鋼板
は、特にプレス成形用ということから、例えば厚さ４mm
以下という薄鋼板の形態で使用される。したがって、特
にそれに制限されるものではないが、本発明における薄
鋼板としては厚さ２mm以下であれば十分である。
囲をグラフで表して示す。本発明にかかる高張力鋼板
は、特にプレス成形用ということから、例えば厚さ４mm
以下という薄鋼板の形態で使用される。したがって、特
にそれに制限されるものではないが、本発明における薄
鋼板としては厚さ２mm以下であれば十分である。
【００２５】さらに、本発明にかかる高張力鋼板の製造
法について、その限定理由と作用をさらに詳述する。上
述の鋼組成を有する鋼を溶製してから、通常は連続鋳造
法によって鋼片とする。このようにして得た鋼片は、Ar
3 点以下に冷却することなく、次工程の熱間圧延工程に
送られるが、その場合にあっても必要に応じ適宜加熱炉
あるいは端部加熱装置によって鋼片あるいはその端部を
加熱してもよい。
法について、その限定理由と作用をさらに詳述する。上
述の鋼組成を有する鋼を溶製してから、通常は連続鋳造
法によって鋼片とする。このようにして得た鋼片は、Ar
3 点以下に冷却することなく、次工程の熱間圧延工程に
送られるが、その場合にあっても必要に応じ適宜加熱炉
あるいは端部加熱装置によって鋼片あるいはその端部を
加熱してもよい。
【００２６】必要によっては造塊法によって得られた鋼
塊を分塊圧延を経て鋼片としてもよく、その場合にあっ
ては分塊圧延後にAr3 点以上に加熱してからは、それ以
下に冷却することなく、熱間圧延工程に送られる。熱間
圧延工程は、圧延終了温度がAr3 点以上であれば特に制
限はないが、好ましくは、結晶粒の細粒化を図るという
観点からはAr3 点直上で最終圧下を行うような圧延条件
が好ましい。
塊を分塊圧延を経て鋼片としてもよく、その場合にあっ
ては分塊圧延後にAr3 点以上に加熱してからは、それ以
下に冷却することなく、熱間圧延工程に送られる。熱間
圧延工程は、圧延終了温度がAr3 点以上であれば特に制
限はないが、好ましくは、結晶粒の細粒化を図るという
観点からはAr3 点直上で最終圧下を行うような圧延条件
が好ましい。
【００２７】熱間圧延後の巻取り温度を700 ℃以下とし
たのは、700 ℃を超える温度で巻取った場合、粗大結晶
粒が生じ易く、焼鈍板の深絞り性の低下につながるため
である。本発明鋼の場合、低温で巻取ると、熱延板結晶
粒径が細かくなり、焼鈍板の深絞り性の向上につなが
る。よって好ましくは500 ℃以下である。冷間圧延に先
立っては、スケール除去を行うが、これは一般には酸洗
などで行えばよいが、その他機械的に行う手段など慣用
の手段を適宜用いてもよい。
たのは、700 ℃を超える温度で巻取った場合、粗大結晶
粒が生じ易く、焼鈍板の深絞り性の低下につながるため
である。本発明鋼の場合、低温で巻取ると、熱延板結晶
粒径が細かくなり、焼鈍板の深絞り性の向上につなが
る。よって好ましくは500 ℃以下である。冷間圧延に先
立っては、スケール除去を行うが、これは一般には酸洗
などで行えばよいが、その他機械的に行う手段など慣用
の手段を適宜用いてもよい。
【００２８】冷間加工の圧下率を50％以上90％以下とし
たのは、焼鈍後、深絞り性の改善に好ましい再結晶集合
組織を形成させるためで、一方、圧下率が90％超では圧
延が困難になるから通常はそのような高い圧下率での冷
間圧延は行わない。上記範囲内では、基本的には圧下率
が高いほど望ましい。このようにして冷間圧延された鋼
板には、次いで再結晶焼鈍処理を行うが、この再結晶焼
鈍は、箱焼鈍、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっきのいずれ
でもよい。
たのは、焼鈍後、深絞り性の改善に好ましい再結晶集合
組織を形成させるためで、一方、圧下率が90％超では圧
延が困難になるから通常はそのような高い圧下率での冷
間圧延は行わない。上記範囲内では、基本的には圧下率
が高いほど望ましい。このようにして冷間圧延された鋼
板には、次いで再結晶焼鈍処理を行うが、この再結晶焼
鈍は、箱焼鈍、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっきのいずれ
でもよい。
【００２９】このときの焼鈍温度は再結晶温度以上であ
る。焼鈍板で深絞り性を得るためには、焼鈍温度はAc3
変態点以下とする。
る。焼鈍板で深絞り性を得るためには、焼鈍温度はAc3
変態点以下とする。
【００３０】また、Si、Mnは酸化傾向が強いため、Si＋
Mn≧2.0 ％の冷延鋼板について本発明にしたがって溶融
亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等を製造す
る場合、通常の連続溶融亜鉛めっき法で行うと、加熱過
程で板表面にSi、Mnの酸化物が形成され、不めっき、合
金化不足を招く。そのため、めっき工程に先だって、水
素焼鈍炉のように露点の低い焼鈍炉、あるいは気水冷却
または水焼入れ型冷却と酸洗装置を有する連続焼鈍炉で
再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
最高加熱温度を550 ℃以下でめっきし、安定なめっき層
を形成してもよい。
Mn≧2.0 ％の冷延鋼板について本発明にしたがって溶融
亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等を製造す
る場合、通常の連続溶融亜鉛めっき法で行うと、加熱過
程で板表面にSi、Mnの酸化物が形成され、不めっき、合
金化不足を招く。そのため、めっき工程に先だって、水
素焼鈍炉のように露点の低い焼鈍炉、あるいは気水冷却
または水焼入れ型冷却と酸洗装置を有する連続焼鈍炉で
再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて
最高加熱温度を550 ℃以下でめっきし、安定なめっき層
を形成してもよい。
【００３１】もちろん、Si＋Mn＜2.0 ％の冷延鋼板につ
いては通常のZnめっきを施し、Znめっき鋼板としてもよ
い。また、必要に応じて合金化処理をして、安定した合
金化めっき層を得るようにしてもよい。
いては通常のZnめっきを施し、Znめっき鋼板としてもよ
い。また、必要に応じて合金化処理をして、安定した合
金化めっき層を得るようにしてもよい。
【００３２】その後、焼鈍鋼板は、必要に応じて調質圧
延され、さらに電気めっき等の表面処理を施された後、
出荷される。次に、本発明の実施例を示すが、これは単
に本発明の例示であって、これにより本発明が不当に制
限されるものではない。
延され、さらに電気めっき等の表面処理を施された後、
出荷される。次に、本発明の実施例を示すが、これは単
に本発明の例示であって、これにより本発明が不当に制
限されるものではない。
【００３３】
【実施例】真空溶解炉において、表１に示す組成を有す
る鋼を溶解し、鋼塊とした。これらの鋼塊を熱間鍛造に
より25mm厚の鋼片 (スラブ) とした。次に、各スラブを
電気炉で1250℃、１時間加熱した後、そのまま1150℃か
ら930 ℃の範囲のAr3 点以上の温度範囲で、熱間圧延機
により３パス圧延し、５mm厚の熱延鋼板を得た。
る鋼を溶解し、鋼塊とした。これらの鋼塊を熱間鍛造に
より25mm厚の鋼片 (スラブ) とした。次に、各スラブを
電気炉で1250℃、１時間加熱した後、そのまま1150℃か
ら930 ℃の範囲のAr3 点以上の温度範囲で、熱間圧延機
により３パス圧延し、５mm厚の熱延鋼板を得た。
【００３４】巻取りのシュミレーションとして、熱延鋼
板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却
により、450 〜800 ℃の温度まで冷却し、次にその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で１時
間保持した後に20℃／hrで炉冷した。次に、表面研削に
より熱延鋼板を3.2 mm厚の冷延母材とし、0.8 mm厚まで
圧下率75％で冷間圧延した。得られた冷延鋼板は、赤外
線加熱炉にて10℃/sで820 ℃まで加熱し、その温度で40
s 保持後、700 ℃まで３℃/sで徐冷し、次いで50℃/sで
室温まで冷却した。
板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却
により、450 〜800 ℃の温度まで冷却し、次にその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で１時
間保持した後に20℃／hrで炉冷した。次に、表面研削に
より熱延鋼板を3.2 mm厚の冷延母材とし、0.8 mm厚まで
圧下率75％で冷間圧延した。得られた冷延鋼板は、赤外
線加熱炉にて10℃/sで820 ℃まで加熱し、その温度で40
s 保持後、700 ℃まで３℃/sで徐冷し、次いで50℃/sで
室温まで冷却した。
【００３５】焼鈍後、伸び率1.2 ％で調質圧延をしてか
ら、JIS ５号引張試験片に成形し引張試験に供した。ま
た、２％の予歪を引張変形にて付加し、170 ℃で20分保
持した後、再度引張試験に供し、熱処理の前後の変形応
力の差として焼付硬化量を測定した。表２に、引張試験
および焼付硬化試験の結果を示す。強度の異なる鋼の延
性を比較するために、引張強度×破断伸びを計算した。
ら、JIS ５号引張試験片に成形し引張試験に供した。ま
た、２％の予歪を引張変形にて付加し、170 ℃で20分保
持した後、再度引張試験に供し、熱処理の前後の変形応
力の差として焼付硬化量を測定した。表２に、引張試験
および焼付硬化試験の結果を示す。強度の異なる鋼の延
性を比較するために、引張強度×破断伸びを計算した。
【００３６】本発明の範囲の組成を外れている比較例N
o.9、11、13、16はｒ値が低く、また鋼No.9、15は強度
−延性バランスが悪い。本発明の範囲内の組成を有する
鋼板はいずれもTS×El＝1600以上、強度45kgf/mm2 以
上、r 値 1.3以上を有しており、強度および成形性の両
者に優れていることが分かる。
o.9、11、13、16はｒ値が低く、また鋼No.9、15は強度
−延性バランスが悪い。本発明の範囲内の組成を有する
鋼板はいずれもTS×El＝1600以上、強度45kgf/mm2 以
上、r 値 1.3以上を有しており、強度および成形性の両
者に優れていることが分かる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】このように、本発明によれば、深絞り性
と延性を損なうことなく、鋼板の強度を高めることがで
きる。ことに、地球環境問題から自動車の燃費改善への
社会的要求が高まっている昨今では、本発明鋼は車体の
軽量化に大きく寄与し、産業上の効果は大きい。
と延性を損なうことなく、鋼板の強度を高めることがで
きる。ことに、地球環境問題から自動車の燃費改善への
社会的要求が高まっている昨今では、本発明鋼は車体の
軽量化に大きく寄与し、産業上の効果は大きい。
【図１】フェライト安定化元素とオーステナイト安定化
元素との重み付き合計量のついての本発明の範囲を示す
グラフである
元素との重み付き合計量のついての本発明の範囲を示す
グラフである
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/18
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Ｎ:0.0005 〜0.0100％、Ｓ:0.0
10％以下、 酸可溶Al:0.1％超4.0 ％以下、Ti≧48(N／14＋Ｃ／12)
、 Si: ３％以下、Ｐ:0.010〜0.150 ％、Mn:0.50 ％超4.0
％以下、 かつ (Mn＋Ni＋0.5Cr)／ (Si＋0.7Al ＋7P) ＝0.5 〜
２、 更に (Mn＋Ni＋0.5Cr)− (Si＋0.7Al ＋７Ｐ) ＝−１〜
＋１％の関係を満たし、 残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有する、
深絞り、耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板。 - 【請求項２】 さらにNi:4.0％以下およびCr:5.0％以下
の１種または２種を含む請求項１記載の高張力薄鋼板。 - 【請求項３】 請求項１記載の鋼組成を有する鋼片を、
Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar3 変態点以上で
熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻き取り、次い
で、脱スケールした後、圧下率50〜90％で冷間圧延し、
さらに再結晶焼鈍することを特徴とする、深絞り性およ
び耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の製造法。 - 【請求項４】 請求項１記載の鋼組成のうち、Si＋Mn≧
２％の鋼組成を有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却す
ることなく、Ar3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700
℃でコイルに巻き取り、次いで、脱スケールした後、圧
下率50〜90％で冷間圧延し、さらに再結晶焼鈍した後、
連続溶融亜鉛めっきラインにおいて最高加熱温度を550
℃以下でめっきをすることを特徴とする、深絞り性およ
び耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22011891A JPH0559491A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22011891A JPH0559491A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559491A true JPH0559491A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=16746201
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22011891A Withdrawn JPH0559491A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559491A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4857434A (en) * | 1986-09-23 | 1989-08-15 | W. R. Grace & Co. | Radiation curable liquid (meth) acrylated polymeric hydrocarbon maleate prepolymers and formulations containing same |
| US5792548A (en) * | 1995-03-03 | 1998-08-11 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium having a magnetic layer and an intermediate layer of specified composition |
| US6117484A (en) * | 1997-10-22 | 2000-09-12 | Tdk Corporation | Method for producing magnetic recording medium |
| JPWO2003074751A1 (ja) * | 2002-03-01 | 2005-06-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 表面処理鋼板およびその製造方法 |
| JP2006016630A (ja) * | 2004-06-30 | 2006-01-19 | Jfe Steel Kk | 耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-08-30 JP JP22011891A patent/JPH0559491A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4857434A (en) * | 1986-09-23 | 1989-08-15 | W. R. Grace & Co. | Radiation curable liquid (meth) acrylated polymeric hydrocarbon maleate prepolymers and formulations containing same |
| US5792548A (en) * | 1995-03-03 | 1998-08-11 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium having a magnetic layer and an intermediate layer of specified composition |
| US6117484A (en) * | 1997-10-22 | 2000-09-12 | Tdk Corporation | Method for producing magnetic recording medium |
| JPWO2003074751A1 (ja) * | 2002-03-01 | 2005-06-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 表面処理鋼板およびその製造方法 |
| JP2006016630A (ja) * | 2004-06-30 | 2006-01-19 | Jfe Steel Kk | 耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4561200B2 (ja) * | 2004-06-30 | 2010-10-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐二次加工脆性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2008126945A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8889264B2 (en) | 2007-04-11 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip plated high strength steel sheet for press forming use superior in low temperature toughness |
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|---|---|---|---|
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