JPH0578752A - 化成処理性と伸びフランジ性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
化成処理性と伸びフランジ性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0578752A JPH0578752A JP24207391A JP24207391A JPH0578752A JP H0578752 A JPH0578752 A JP H0578752A JP 24207391 A JP24207391 A JP 24207391A JP 24207391 A JP24207391 A JP 24207391A JP H0578752 A JPH0578752 A JP H0578752A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明はプレスの厳しい自動車部品等に使用
される化成処理性と伸びフランジ性に優れた高強度冷延
鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 表層のＳｉを０．０４％以下、内層のＳｉを
０．５％以上とし、その他Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ量を
規制したクラッド鋼を熱延後、冷延し、連続焼鈍ライン
にて８００℃以上に加熱後３０℃／秒以上の冷却速度で
３５０〜５００℃まで冷却し、この温度域にて４０秒以
上恒温保持することにより、強度５０kgｆ／mm2 以上で
化成処理性と伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を
安定に供給することができる。尚、表層、内層共にＣ
ａ，ＲＥＭ，Ｚｒのうち一種以上を添加しても良い。
される化成処理性と伸びフランジ性に優れた高強度冷延
鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 表層のＳｉを０．０４％以下、内層のＳｉを
０．５％以上とし、その他Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ量を
規制したクラッド鋼を熱延後、冷延し、連続焼鈍ライン
にて８００℃以上に加熱後３０℃／秒以上の冷却速度で
３５０〜５００℃まで冷却し、この温度域にて４０秒以
上恒温保持することにより、強度５０kgｆ／mm2 以上で
化成処理性と伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を
安定に供給することができる。尚、表層、内層共にＣ
ａ，ＲＥＭ，Ｚｒのうち一種以上を添加しても良い。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主としてプレス加工さ
れる自動車部品等を対象とし、５０kgｆ／mm2 以上の引
張強度を有し、化成処理性および伸びフランジ性に著し
く優れた冷延鋼板の製造方法に係わる。
れる自動車部品等を対象とし、５０kgｆ／mm2 以上の引
張強度を有し、化成処理性および伸びフランジ性に著し
く優れた冷延鋼板の製造方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】自動車部品の軽量化のための鋼板の薄手
化の要求から、鋼板の高強度化が進められ、加工性に優
れた高強度鋼板として二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼
が開発された。この二相鋼は従来の高強度鋼板と比較し
て伸びが優れてはいたが、伸びフランジ性は同等ないし
若干劣っていた。このため伸びフランジ加工の厳しい部
材では二相鋼の適用は困難であり、又、従来の析出強化
ないし固溶強化タイプの高強度鋼板でも伸びフランジ性
の不足のため、適用部材が限定されていたのが実情であ
る。
化の要求から、鋼板の高強度化が進められ、加工性に優
れた高強度鋼板として二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼
が開発された。この二相鋼は従来の高強度鋼板と比較し
て伸びが優れてはいたが、伸びフランジ性は同等ないし
若干劣っていた。このため伸びフランジ加工の厳しい部
材では二相鋼の適用は困難であり、又、従来の析出強化
ないし固溶強化タイプの高強度鋼板でも伸びフランジ性
の不足のため、適用部材が限定されていたのが実情であ
る。
【０００３】伸びフランジ性に優れた冷延鋼板の製造方
法は特開昭６３−２４１１１５号、特開平１−９２３１
７号および特開平１−２６３２２１号の各公報にそれぞ
れ開示されている。しかし特開昭６３−２４１１１５号
公報に開示されているような高強度化のために単純にＳ
ｉを添加する方法では、化成処理性が劣るために塗装性
に問題がある。又、特開平１−９２３１７号公報には焼
き戻しマルテンサイトを利用する方法が開示されている
が、この方法では１００℃／秒以上の急冷による焼き入
れの後、室温付近から３００〜５００℃へ再加熱するも
のであり、２回の加熱が必要であるため経済的に不利で
ある。更に特開平１−２６３２２１号公報にはＣｒ添加
による方法が開示されているが、引張強度４０kgｆ／mm
2 以下であり、引張強度５０kgｆ／mm2以上の高強度鋼
板を目指したものではない。
法は特開昭６３−２４１１１５号、特開平１−９２３１
７号および特開平１−２６３２２１号の各公報にそれぞ
れ開示されている。しかし特開昭６３−２４１１１５号
公報に開示されているような高強度化のために単純にＳ
ｉを添加する方法では、化成処理性が劣るために塗装性
に問題がある。又、特開平１−９２３１７号公報には焼
き戻しマルテンサイトを利用する方法が開示されている
が、この方法では１００℃／秒以上の急冷による焼き入
れの後、室温付近から３００〜５００℃へ再加熱するも
のであり、２回の加熱が必要であるため経済的に不利で
ある。更に特開平１−２６３２２１号公報にはＣｒ添加
による方法が開示されているが、引張強度４０kgｆ／mm
2 以下であり、引張強度５０kgｆ／mm2以上の高強度鋼
板を目指したものではない。
【０００４】一方このクラッド鋼板については、特開昭
６０−１４５３８４号、特開昭６０−１５２６８４号、
特開昭６２−１３３３２号等の各公報記載の技術がある
ものの、いずれも高い伸びフランジ性の付与については
なんら触れていない。
６０−１４５３８４号、特開昭６０−１５２６８４号、
特開昭６２−１３３３２号等の各公報記載の技術がある
ものの、いずれも高い伸びフランジ性の付与については
なんら触れていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明における課題
は、化成処理性に優れ、かつ伸びフランジ性に優れた引
張強度５０kgｆ／mm2 以上の高強度冷延鋼板の製造方法
を提供することにある。
は、化成処理性に優れ、かつ伸びフランジ性に優れた引
張強度５０kgｆ／mm2 以上の高強度冷延鋼板の製造方法
を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明はこのような課題
に対して、特定の表層および内層の成分としたスラブ
（クラッドスラブ）を熱間および冷間圧延し、これを特
定の連続焼鈍条件をとることで解決しようとするもので
あって、その要旨とするところは、表層部の成分が質量
割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以
下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１
％、 を含み、必要により Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、のうちの一種以上を含
み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、 Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０
％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以
下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み、必要により Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、のうちの一種以上を含
み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱間圧延し、その後冷延して連続焼鈍ラインを通
板するにあたり、８００℃以上に加熱後、３０℃／秒以
上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、この温度
域で４０秒以上保持することを特徴とする化成処理性お
よび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
である。
に対して、特定の表層および内層の成分としたスラブ
（クラッドスラブ）を熱間および冷間圧延し、これを特
定の連続焼鈍条件をとることで解決しようとするもので
あって、その要旨とするところは、表層部の成分が質量
割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以
下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１
％、 を含み、必要により Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、のうちの一種以上を含
み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が、 Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０
％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以
下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み、必要により Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、のうちの一種以上を含
み、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱間圧延し、その後冷延して連続焼鈍ラインを通
板するにあたり、８００℃以上に加熱後、３０℃／秒以
上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、この温度
域で４０秒以上保持することを特徴とする化成処理性お
よび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
である。
【０００７】
【作用】次に本発明の各構成要件の限定理由について詳
述する。まず、表層部の化学成分の限定理由について詳
述する。 Ｃ：０．２％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
Ｃの上限は０．２％とする。下限は特に規制する必要は
ないが、Ｃの低減は加工性には有利であり、０．０００
５％まで低減しても良い。 Ｓｉ：０．０４％以下とする。これより高いと化成処理
性を劣化させる。下限値は特に規定するところではな
く、０．００５％まで下げても構わない。 Ｍｎ：多量に添加するほど強度確保には有利であるが、
製鋼上の作業性や経済性およびスポット溶接性等を総合
的に判断し３％とした。一方、Ｍｎの極端な低減は熱間
割れを助長するとともに経済的でないので下限は０．１
％とする。 Ｐ：加工性および溶接性を劣化させるので上限を０．０
２５％とした。 Ｓ：Ａ系介在物を増加させ、伸びフランジ性を劣化させ
るため、低減する必要があり、０．００５％を上限とす
る。 Ａｌ：は、脱酸剤として必要である。０．０１％未満で
はその効果がない。一方、Ａｌが多すぎるとアルミナ系
介在物が増加し、鋼の延性と伸びフランジ性を劣化させ
るので上限を０．１％とした。 Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０４％の内
一種以上を添加しても良い。これは鋼中のＭｎＳを球状
化し、介在物の伸びフランジ性への悪影響を小さくする
ためである。下限値未満ではその効果がなく、上限値に
て飽和する。
述する。まず、表層部の化学成分の限定理由について詳
述する。 Ｃ：０．２％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
Ｃの上限は０．２％とする。下限は特に規制する必要は
ないが、Ｃの低減は加工性には有利であり、０．０００
５％まで低減しても良い。 Ｓｉ：０．０４％以下とする。これより高いと化成処理
性を劣化させる。下限値は特に規定するところではな
く、０．００５％まで下げても構わない。 Ｍｎ：多量に添加するほど強度確保には有利であるが、
製鋼上の作業性や経済性およびスポット溶接性等を総合
的に判断し３％とした。一方、Ｍｎの極端な低減は熱間
割れを助長するとともに経済的でないので下限は０．１
％とする。 Ｐ：加工性および溶接性を劣化させるので上限を０．０
２５％とした。 Ｓ：Ａ系介在物を増加させ、伸びフランジ性を劣化させ
るため、低減する必要があり、０．００５％を上限とす
る。 Ａｌ：は、脱酸剤として必要である。０．０１％未満で
はその効果がない。一方、Ａｌが多すぎるとアルミナ系
介在物が増加し、鋼の延性と伸びフランジ性を劣化させ
るので上限を０．１％とした。 Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０４％の内
一種以上を添加しても良い。これは鋼中のＭｎＳを球状
化し、介在物の伸びフランジ性への悪影響を小さくする
ためである。下限値未満ではその効果がなく、上限値に
て飽和する。
【０００８】次に内層部の化学成分の限定理由について
詳述する。 Ｃ：本発明は次に述べるように、連続焼鈍ラインでの熱
処理によりベイナイト組織を得る必要があり、そのため
にＣは最小限０．０４％は必要である。しかし０．２％
を超えるとスポット溶接性が劣化する。 Ｓｉ：強化元素であるとともに伸びフランジ性を飛躍的
に向上させるために本発明において最も重要な元素であ
る。本発明では後に述べる連続焼鈍ラインでの熱処理条
件により鋼板の組織をフェライトとベイナイト主体の組
織にすることにより強度と伸びフランジ性を確保するの
であるが、Ｓｉの添加によりベイナイト中のセメンタイ
トが微細化する。このＳｉの作用により、伸びフランジ
性が飛躍的に向上する。又、Ｓｉは伸びの改善にも効果
があり、加工性の向上に有効である。このような効果を
発揮するためにＳｉは０．５％以上必要である。上限は
加工性からは規定する必要はないが、経済性やスポット
溶接性を考慮して２％とした。 Ｍｎ：Ｃと同様にベイナイト組織を確保するために必要
な元素であり０．５％以上の含有が必要である。上限
は、製鋼上の作業性や経済性およびスポット溶接性等を
総合的に判断し３％とした。 更に、５０kgｆ／mm2 以上の引張強度を得るために内層
部のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ量は Ｃ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ（％）／０．１≧２０ を満足する必要がある。これ未満では強度の確保が困難
となる。 Ｐ：中心偏析を助長して延性を劣化させたり、溶接性を
低下させる作用があるため上限を０．０２５％とした。 Ｓ：Ａ系介在物を増加させ、伸びフランジ性を劣化させ
るため、低減する必要があり、０．００５％を上限とす
る。 Ａｌ：脱酸剤として必要である。０．０１％未満ではそ
の効果がなく０．１０％を超えるとアルミナ系介在物が
増加し、鋼の延性と伸びフランジ性を劣化させる。 Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０４％の内
一種以上を添加しても良い。これは鋼中のＭｎＳを球状
化し、介在物の伸びフランジ性への悪影響を小さくする
ためである。下限値未満ではその効果がなく、上限値に
て飽和する。
詳述する。 Ｃ：本発明は次に述べるように、連続焼鈍ラインでの熱
処理によりベイナイト組織を得る必要があり、そのため
にＣは最小限０．０４％は必要である。しかし０．２％
を超えるとスポット溶接性が劣化する。 Ｓｉ：強化元素であるとともに伸びフランジ性を飛躍的
に向上させるために本発明において最も重要な元素であ
る。本発明では後に述べる連続焼鈍ラインでの熱処理条
件により鋼板の組織をフェライトとベイナイト主体の組
織にすることにより強度と伸びフランジ性を確保するの
であるが、Ｓｉの添加によりベイナイト中のセメンタイ
トが微細化する。このＳｉの作用により、伸びフランジ
性が飛躍的に向上する。又、Ｓｉは伸びの改善にも効果
があり、加工性の向上に有効である。このような効果を
発揮するためにＳｉは０．５％以上必要である。上限は
加工性からは規定する必要はないが、経済性やスポット
溶接性を考慮して２％とした。 Ｍｎ：Ｃと同様にベイナイト組織を確保するために必要
な元素であり０．５％以上の含有が必要である。上限
は、製鋼上の作業性や経済性およびスポット溶接性等を
総合的に判断し３％とした。 更に、５０kgｆ／mm2 以上の引張強度を得るために内層
部のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ量は Ｃ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ（％）／０．１≧２０ を満足する必要がある。これ未満では強度の確保が困難
となる。 Ｐ：中心偏析を助長して延性を劣化させたり、溶接性を
低下させる作用があるため上限を０．０２５％とした。 Ｓ：Ａ系介在物を増加させ、伸びフランジ性を劣化させ
るため、低減する必要があり、０．００５％を上限とす
る。 Ａｌ：脱酸剤として必要である。０．０１％未満ではそ
の効果がなく０．１０％を超えるとアルミナ系介在物が
増加し、鋼の延性と伸びフランジ性を劣化させる。 Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０４％、Ｚｒ：０．００５〜０．０４％の内
一種以上を添加しても良い。これは鋼中のＭｎＳを球状
化し、介在物の伸びフランジ性への悪影響を小さくする
ためである。下限値未満ではその効果がなく、上限値に
て飽和する。
【０００９】本鋼はこのように内層と外層を持つスラブ
（クラッドスラブ）に鋳造され、その後熱延される。溶
製されたスラブは、加熱炉に挿入して加熱した後に熱間
圧延しても良いし、加熱炉に挿入することなく直接熱間
圧延しても良い。尚、スラブを加熱炉に挿入して熱間圧
延する場合、加熱方法としては溶製されたスラブを熱片
のまま加熱してもよいし、一旦冷却された後に冷片から
加熱しても良い。加熱する場合、熱延の作業性・スケー
ルロス等を考慮して加熱温度は１０００〜１２５０℃が
好ましい。仕上げ圧延終了温度は材質上特に規定する必
要はなく、Ａｒ3 以上でもＡｒ3 以下でも良いが、作業
性を考慮して７００〜９５０℃が望ましい。仕上げ圧延
終了後の冷却および巻取りは通常の方法で良い。
（クラッドスラブ）に鋳造され、その後熱延される。溶
製されたスラブは、加熱炉に挿入して加熱した後に熱間
圧延しても良いし、加熱炉に挿入することなく直接熱間
圧延しても良い。尚、スラブを加熱炉に挿入して熱間圧
延する場合、加熱方法としては溶製されたスラブを熱片
のまま加熱してもよいし、一旦冷却された後に冷片から
加熱しても良い。加熱する場合、熱延の作業性・スケー
ルロス等を考慮して加熱温度は１０００〜１２５０℃が
好ましい。仕上げ圧延終了温度は材質上特に規定する必
要はなく、Ａｒ3 以上でもＡｒ3 以下でも良いが、作業
性を考慮して７００〜９５０℃が望ましい。仕上げ圧延
終了後の冷却および巻取りは通常の方法で良い。
【００１０】本鋼はこの熱延の後、酸洗され、冷延され
る。冷延圧下率は通常で良いが、低冷延圧下率では熱延
仕上厚みを薄くせねばならず、熱延および酸洗効率が悪
くなったり、焼鈍後の組織が混粒化しやすくなる傾向が
あり、一方過大な冷延圧下率は冷延作業の困難さを伴う
ので、冷延圧下率は３０〜９０％程度が好ましい。
る。冷延圧下率は通常で良いが、低冷延圧下率では熱延
仕上厚みを薄くせねばならず、熱延および酸洗効率が悪
くなったり、焼鈍後の組織が混粒化しやすくなる傾向が
あり、一方過大な冷延圧下率は冷延作業の困難さを伴う
ので、冷延圧下率は３０〜９０％程度が好ましい。
【００１１】次に連続焼鈍ラインを通板する。ここでは
先ず加熱温度が重要である。８００℃以上の加熱により
鋼板の組織を十分オーステナイト化する必要がある。加
熱温度が８００℃未満では鋼板のオーステナイト化が不
十分となり、その後の冷却でベイナイト組織を得ること
ができない。加熱温度は高いほどオーステナイトが徹底
し材質上は望ましいので上限温度の規制は特に必要ない
が、経済性を考慮して１０００℃以下が望ましい。尚、
この加熱の際にオーステナイト化を十分行うために１０
秒以上等温保持することが望ましい。昇温速度は１〜５
０℃／秒程度であれば特に問題はない。次に冷却される
が、この際冷却速度を３０℃／秒以上とする。これ未満
ではパーライトが発生し伸びフランジ性を劣化させる。
上限は特に規制する必要はないが、現状の設備技術を考
慮して２００℃／秒以下で良い。冷却終点温度は３５０
〜５００℃とし、この温度域で４０秒以上保持する必要
がある。これは伸びフランジ性を向上するベイナイト組
織を十分に得るためである。保持時間が４０秒未満、あ
るいは恒温保持温度が３５０〜５００℃の範囲を外れる
場合はベイナイト組織が十分生じず伸びフランジ性が劣
化する。尚、恒温保持時間は設備の制約や作業性を勘案
して、６０〜４００秒程度が望ましい。
先ず加熱温度が重要である。８００℃以上の加熱により
鋼板の組織を十分オーステナイト化する必要がある。加
熱温度が８００℃未満では鋼板のオーステナイト化が不
十分となり、その後の冷却でベイナイト組織を得ること
ができない。加熱温度は高いほどオーステナイトが徹底
し材質上は望ましいので上限温度の規制は特に必要ない
が、経済性を考慮して１０００℃以下が望ましい。尚、
この加熱の際にオーステナイト化を十分行うために１０
秒以上等温保持することが望ましい。昇温速度は１〜５
０℃／秒程度であれば特に問題はない。次に冷却される
が、この際冷却速度を３０℃／秒以上とする。これ未満
ではパーライトが発生し伸びフランジ性を劣化させる。
上限は特に規制する必要はないが、現状の設備技術を考
慮して２００℃／秒以下で良い。冷却終点温度は３５０
〜５００℃とし、この温度域で４０秒以上保持する必要
がある。これは伸びフランジ性を向上するベイナイト組
織を十分に得るためである。保持時間が４０秒未満、あ
るいは恒温保持温度が３５０〜５００℃の範囲を外れる
場合はベイナイト組織が十分生じず伸びフランジ性が劣
化する。尚、恒温保持時間は設備の制約や作業性を勘案
して、６０〜４００秒程度が望ましい。
【００１２】本発明のクラッドスラブを鋳込みによって
製造する場合は、例えば特公昭４４−２７３６１号公報
に開示されている２本ＩＮ法（ＩＮ：イマージョンノズ
ル）によることができる。この方法によるときは、タン
ディッシュ内を２室に区切り、それぞれの室から各１
本、合計２本の浸漬ノズルを鋳型内に挿入し鋳造する。
タンディッシュ内の各室には、別々に溶製した異なる成
分の溶鋼を取り鍋からそれぞれ注入する。その他、鋳型
内を、クラッドスラブの内層部・表層部に対応する区域
に仕切って、内層にワイヤで合金元素を添加する方法、
あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で内層部を鋳込
んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等によって製造
することができる。尚、鋳造は連続鋳造法でも造塊法で
も良い。クラッド率としては、内層／表層の厚み比を３
〜２０に制御することが好ましい。ここで表層とは表裏
を合わせた部分を言う。３未満では内層の割合が少な
く、所定の材質を得ることが難しい。一方、２０を超え
ると表層部が薄すぎて内層のＳｉが表層部に拡散し、化
成処理性を劣化させる。
製造する場合は、例えば特公昭４４−２７３６１号公報
に開示されている２本ＩＮ法（ＩＮ：イマージョンノズ
ル）によることができる。この方法によるときは、タン
ディッシュ内を２室に区切り、それぞれの室から各１
本、合計２本の浸漬ノズルを鋳型内に挿入し鋳造する。
タンディッシュ内の各室には、別々に溶製した異なる成
分の溶鋼を取り鍋からそれぞれ注入する。その他、鋳型
内を、クラッドスラブの内層部・表層部に対応する区域
に仕切って、内層にワイヤで合金元素を添加する方法、
あるいは鋳型を２段に配置し、上部鋳型で内層部を鋳込
んだ後、下部鋳型で表層部を鋳込む方法等によって製造
することができる。尚、鋳造は連続鋳造法でも造塊法で
も良い。クラッド率としては、内層／表層の厚み比を３
〜２０に制御することが好ましい。ここで表層とは表裏
を合わせた部分を言う。３未満では内層の割合が少な
く、所定の材質を得ることが難しい。一方、２０を超え
ると表層部が薄すぎて内層のＳｉが表層部に拡散し、化
成処理性を劣化させる。
【００１３】
【実施例】表層および内層を表１（Ａ〜Ｇ）に示す化学
成分に調整して、２本ＩＮ法により溶製した。クラッド
率は４〜６であった。Ａ〜Ｄは本発明の成分である。Ｅ
は表層のＳｉが、Ｆは内層のＳｉが、ＧはＭｎおよびＹ
（＝Ｃ／０．０１＋Ｓｉ／０．１＋Ｍｎ／０．１）が、
それぞれ本発明の範囲外である。尚、Ｈは通常の連続鋳
造法にて製造した比較用単層スラブである。
成分に調整して、２本ＩＮ法により溶製した。クラッド
率は４〜６であった。Ａ〜Ｄは本発明の成分である。Ｅ
は表層のＳｉが、Ｆは内層のＳｉが、ＧはＭｎおよびＹ
（＝Ｃ／０．０１＋Ｓｉ／０．１＋Ｍｎ／０．１）が、
それぞれ本発明の範囲外である。尚、Ｈは通常の連続鋳
造法にて製造した比較用単層スラブである。
【００１４】これらのスラブを加熱温度：１１８０〜１
２５０℃、仕上終了温度：８４０〜９００℃、巻取温
度：５３０〜６５０℃、仕上板厚：３．０mmの条件で熱
延を行った。その後、酸洗した後に０．８mmまで冷延
し、焼鈍した。焼鈍での鋼板の温度履歴を図１に示す。
ここで、Ｔ１，ｔ１は加熱温度（℃）、恒温保持時間
（秒）を、Ｖは冷却速度（℃／秒）を、Ｔ２，ｔ２は冷
却後の恒温保持温度（℃）、時間（秒）を各々示す。
尚、昇温速度は５〜１５℃／秒であった。
２５０℃、仕上終了温度：８４０〜９００℃、巻取温
度：５３０〜６５０℃、仕上板厚：３．０mmの条件で熱
延を行った。その後、酸洗した後に０．８mmまで冷延
し、焼鈍した。焼鈍での鋼板の温度履歴を図１に示す。
ここで、Ｔ１，ｔ１は加熱温度（℃）、恒温保持時間
（秒）を、Ｖは冷却速度（℃／秒）を、Ｔ２，ｔ２は冷
却後の恒温保持温度（℃）、時間（秒）を各々示す。
尚、昇温速度は５〜１５℃／秒であった。
【００１５】表２に焼鈍条件と得られた鋼板の特性を示
す。ここで、伸びフランジ性は、打ち抜き穴拡げ試験に
おける穴拡げ比で評価した。打ち抜き穴拡げ試験法は以
下の通りである。鋼板中央にポンチ直径１２．０mm、ダ
イス直径１２．１mmにて初期穴を打ち抜く。次にプレス
試験機にこの試験片をバリがダイス側になるようにセッ
トし、直径４０mmの平底ポンチで穴を押し拡げる。尚、
押し拡げ部へ材料が流入しないようにフランジには３ト
ンのしわ押さえをかける。穴の押し拡げはクラックが板
厚を貫通する時点で止めることとし、このときの穴径
（ｄ）と初期穴径（ｄ0 ＝１２．１mm）の比（ｄ／
ｄ0 ）を穴拡げ比とした。初期穴を機械加工してバリや
微少クラック等を除去した後に穴拡げを行う試験方法も
あるが、実際のプレス作業ではこのようなバリ除去処理
等は一般には行われておらず、打ち抜きままの状態（穴
拡げ性には不利な状態）でプレスされる方が多いため、
本評価では打ち抜きままで穴拡げ試験を行った。引張試
験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準じた５号試験片を用い
た。
す。ここで、伸びフランジ性は、打ち抜き穴拡げ試験に
おける穴拡げ比で評価した。打ち抜き穴拡げ試験法は以
下の通りである。鋼板中央にポンチ直径１２．０mm、ダ
イス直径１２．１mmにて初期穴を打ち抜く。次にプレス
試験機にこの試験片をバリがダイス側になるようにセッ
トし、直径４０mmの平底ポンチで穴を押し拡げる。尚、
押し拡げ部へ材料が流入しないようにフランジには３ト
ンのしわ押さえをかける。穴の押し拡げはクラックが板
厚を貫通する時点で止めることとし、このときの穴径
（ｄ）と初期穴径（ｄ0 ＝１２．１mm）の比（ｄ／
ｄ0 ）を穴拡げ比とした。初期穴を機械加工してバリや
微少クラック等を除去した後に穴拡げを行う試験方法も
あるが、実際のプレス作業ではこのようなバリ除去処理
等は一般には行われておらず、打ち抜きままの状態（穴
拡げ性には不利な状態）でプレスされる方が多いため、
本評価では打ち抜きままで穴拡げ試験を行った。引張試
験は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準じた５号試験片を用い
た。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】図２は表２の引張強度（ＴＳ）と穴拡げ比
を図示したものである。表２および図２より明らかなよ
うに、強度の上昇に従って穴拡げ比は低下する傾向があ
るが、本発明にしたがった鋼板（No．１，６，７，８，
１０，１２）は５０kgｆ／mm2 以上の強度と優れた穴拡
げ比（伸びフランジ性）を有するとともに、化成処理性
にも優れている。比較の鋼板は強度・穴拡げ比・化成処
理性のいずれかが劣っている。No．２は焼鈍での加熱温
度が低すぎるためオーステナイト化不足となり、その後
の冷却と温度保持中にベイナイトが十分生成せす穴拡げ
比が不足している。No．３，４，９は急冷後恒温保持温
度ないし恒温保持時間が適正でないために、又No．５，
１１では冷却速度が遅すぎるためにベイナイトが十分生
成できず、その結果穴拡げ比が低い。No．１３は表層の
Ｓｉ量が高いために化成処理性が劣る。No．１４は内層
のＳｉ量が低いためにベイナイト中の炭化物が十分微細
化しないために穴拡げ比が低い。No．１５はＹ（＝Ｃ／
０．０１＋Ｓｉ／０．１＋Ｍｎ／０．１）が低いために
強度が不足している。No．１６はＳｉ量が低いために穴
拡げ比が低い。
を図示したものである。表２および図２より明らかなよ
うに、強度の上昇に従って穴拡げ比は低下する傾向があ
るが、本発明にしたがった鋼板（No．１，６，７，８，
１０，１２）は５０kgｆ／mm2 以上の強度と優れた穴拡
げ比（伸びフランジ性）を有するとともに、化成処理性
にも優れている。比較の鋼板は強度・穴拡げ比・化成処
理性のいずれかが劣っている。No．２は焼鈍での加熱温
度が低すぎるためオーステナイト化不足となり、その後
の冷却と温度保持中にベイナイトが十分生成せす穴拡げ
比が不足している。No．３，４，９は急冷後恒温保持温
度ないし恒温保持時間が適正でないために、又No．５，
１１では冷却速度が遅すぎるためにベイナイトが十分生
成できず、その結果穴拡げ比が低い。No．１３は表層の
Ｓｉ量が高いために化成処理性が劣る。No．１４は内層
のＳｉ量が低いためにベイナイト中の炭化物が十分微細
化しないために穴拡げ比が低い。No．１５はＹ（＝Ｃ／
０．０１＋Ｓｉ／０．１＋Ｍｎ／０．１）が低いために
強度が不足している。No．１６はＳｉ量が低いために穴
拡げ比が低い。
【００１９】
【発明の効果】本発明により、自動車部品等の高強度化
が可能となり、車の強度がいっそう向上する。このこと
は鋼板板厚の低減による燃費軽減（天然燃料の浪費防
止）や、衝突強度の向上による安全性の向上等につなが
り、社会的な意義も大きい。
が可能となり、車の強度がいっそう向上する。このこと
は鋼板板厚の低減による燃費軽減（天然燃料の浪費防
止）や、衝突強度の向上による安全性の向上等につなが
り、社会的な意義も大きい。
【図１】焼鈍における鋼板の温度履歴を示す図。
【図２】実施例における本発明例および比較例の強度と
穴拡げ比を示す図である。
穴拡げ比を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年１０月１４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】
【表１】
Claims (4)
- 【請求項１】表層部の成分が質量割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、その他の内部
が Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をス
ラブとした後、熱間圧延し、その後冷延して連続焼鈍ラ
インを通板するにあたり、８００℃以上に加熱後、３０
℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
この温度域で４０秒以上保持することを特徴とする化成
処理性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】表層部の成分が質量割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 を含み、かつ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、 のうちの一種以上を含み、その他の内部が Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をス
ラブとした後、熱間圧延し、その後冷延して連続焼鈍ラ
インを通板するにあたり、８００℃以上に加熱後、３０
℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、
この温度域で４０秒以上保持することを特徴とする化成
処理性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の
製造方法。 - 【請求項３】表層部の成分が質量割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％を含み、 その他の内部が Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含み、かつ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、 のうちの一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延し、その後冷
延して連続焼鈍ラインを通板するにあたり、８００℃以
上に加熱後、３０℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５０
０℃まで冷却し、この温度域で４０秒以上保持すること
を特徴とする化成処理性および伸びフランジ性に優れた
高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】表層部の成分が質量割合で Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含み、かつ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、 のうちの一種以上を含み、その他の内部が Ｃ ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 かつＣ（％）／０．０１＋Ｓｉ（％）／０．１＋Ｍｎ
（％）／０．１≧２０を満足し、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含み、かつ Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０４％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０４％、 のうちの一種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼をスラブとした後、熱間圧延し、その後冷
延して連続焼鈍ラインを通板するにあたり、８００℃以
上に加熱後、３０℃／秒以上の冷却速度で３５０〜５０
０℃まで冷却し、この温度域で４０秒以上保持すること
を特徴とする化成処理性および伸びフランジ性に優れた
高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24207391A JPH0578752A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 化成処理性と伸びフランジ性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24207391A JPH0578752A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 化成処理性と伸びフランジ性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0578752A true JPH0578752A (ja) | 1993-03-30 |
Family
ID=17083883
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24207391A Withdrawn JPH0578752A (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 化成処理性と伸びフランジ性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0578752A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006109489A1 (ja) | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 塗膜密着性、加工性及び耐水素脆化特性に優れた高強度冷延鋼板並びに自動車用鋼部品 |
| WO2012033210A1 (ja) | 2010-09-06 | 2012-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015167966A (ja) * | 2014-03-06 | 2015-09-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｓｉ添加冷延鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-09-20 JP JP24207391A patent/JPH0578752A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006109489A1 (ja) | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 塗膜密着性、加工性及び耐水素脆化特性に優れた高強度冷延鋼板並びに自動車用鋼部品 |
| EP2671961A1 (en) | 2005-03-31 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| EP2671960A1 (en) | 2005-03-31 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| EP2679699A2 (en) | 2005-03-31 | 2014-01-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| US8986468B2 (en) | 2005-03-31 | 2015-03-24 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile |
| WO2012033210A1 (ja) | 2010-09-06 | 2012-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015167966A (ja) * | 2014-03-06 | 2015-09-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｓｉ添加冷延鋼板の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19981203 |