JPH07179946A - 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 極低炭素鋼に炭窒化物形成成分としてTi及び
Nbの１種又は２種を含有する鋼であって、さらにＢを、
Ｐ含有量、Mn含有量及びSi含有量との関係で、 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 により計算されるパラメータＡを用いて、0.001 Ａ≦Ｂ
(wt％) ≦0.003 Ａなる関係を満足する範囲で含有する
鋼スラブに、熱間圧延を、Ar3 変態点以上、Ar3変態点
＋100 ℃以下で圧延終了するように行う。その後、巻取
り、冷間圧延を行った後は、連続焼鈍法を、Ac1 変態点
＋５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の
温度で行う。かくして低温変態相の体積分率を５〜50％
の範囲にする。 【効果】 高強度冷延鋼板として38kgf/mm2 以上の引張
強さを有すると共に、ｒ値及び耐二次加工ぜい性も高バ
ランスで具備する鋼板が得られる。
Nbの１種又は２種を含有する鋼であって、さらにＢを、
Ｐ含有量、Mn含有量及びSi含有量との関係で、 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 により計算されるパラメータＡを用いて、0.001 Ａ≦Ｂ
(wt％) ≦0.003 Ａなる関係を満足する範囲で含有する
鋼スラブに、熱間圧延を、Ar3 変態点以上、Ar3変態点
＋100 ℃以下で圧延終了するように行う。その後、巻取
り、冷間圧延を行った後は、連続焼鈍法を、Ac1 変態点
＋５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の
温度で行う。かくして低温変態相の体積分率を５〜50％
の範囲にする。 【効果】 高強度冷延鋼板として38kgf/mm2 以上の引張
強さを有すると共に、ｒ値及び耐二次加工ぜい性も高バ
ランスで具備する鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高強度で、かつプレ
ス成形性及び耐二次加工ぜい性に優れた冷延鋼板の有利
な製造方法に関するものである。
ス成形性及び耐二次加工ぜい性に優れた冷延鋼板の有利
な製造方法に関するものである。
【０００２】この発明に係る冷延鋼板は、適宜に表面処
理やプレス加工を施した後、例えば、自動車や家電製品
などの外板等として使用され、特にこれらに要求される
成形性と強度とを同時に付与することが可能であるた
め、かかる製品の薄肉化、つまり軽量化が達成できる。
理やプレス加工を施した後、例えば、自動車や家電製品
などの外板等として使用され、特にこれらに要求される
成形性と強度とを同時に付与することが可能であるた
め、かかる製品の薄肉化、つまり軽量化が達成できる。
【０００３】
【従来の技術】従来より、製鋼段階で十分に脱炭処理を
行って極低炭素量とした上で、Ti, Nb等を含有させるこ
とにより、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎを炭・窒化物として固
着して成形性を確保した鋼をベースとし、このベース鋼
に、強化成分としてSi, ＰやMn等を固溶させて強度を向
上させた高張力冷延鋼板について、既に多くの提案が行
われている。
行って極低炭素量とした上で、Ti, Nb等を含有させるこ
とにより、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎを炭・窒化物として固
着して成形性を確保した鋼をベースとし、このベース鋼
に、強化成分としてSi, ＰやMn等を固溶させて強度を向
上させた高張力冷延鋼板について、既に多くの提案が行
われている。
【０００４】例えば、特公昭63-190141 号公報には、上
記したような極低炭素Ti添加鋼に、Mn, Ｐを添加した冷
延鋼板が開示されている。この冷延鋼板においては、適
量のMn, Ｐを添加することにより、焼鈍後に少量の固溶
炭素が残存し、これによりｒ値が著しく向上し、しか
も、粒界に残存する固溶炭素のため二次加工ぜい性が効
果的に防止されると述べてある。しかしながら、このよ
うな鋼成分系で、さらなる高強度化を目指して多量のＰ
等を添加した場合には、耐二次加工ぜい性が顕著に劣化
するという問題があった。
記したような極低炭素Ti添加鋼に、Mn, Ｐを添加した冷
延鋼板が開示されている。この冷延鋼板においては、適
量のMn, Ｐを添加することにより、焼鈍後に少量の固溶
炭素が残存し、これによりｒ値が著しく向上し、しか
も、粒界に残存する固溶炭素のため二次加工ぜい性が効
果的に防止されると述べてある。しかしながら、このよ
うな鋼成分系で、さらなる高強度化を目指して多量のＰ
等を添加した場合には、耐二次加工ぜい性が顕著に劣化
するという問題があった。
【０００５】ここに、耐二次加工ぜい性を改善する方法
としては、Ｂを添加する方法が良く知られている。とこ
ろが、高強度化を目指して固溶強化成分を多量に添加し
てる鋼にあっては、かかる固溶強化成分によりぜい化し
易くなっているため、十分な耐二次加工ぜい性を確保す
るためには、多量のＢが必要となる。その一方で、Ｂを
過剰に添加すると、加工性や熱間圧延性が著しく劣化し
てしまうという問題があった。
としては、Ｂを添加する方法が良く知られている。とこ
ろが、高強度化を目指して固溶強化成分を多量に添加し
てる鋼にあっては、かかる固溶強化成分によりぜい化し
易くなっているため、十分な耐二次加工ぜい性を確保す
るためには、多量のＢが必要となる。その一方で、Ｂを
過剰に添加すると、加工性や熱間圧延性が著しく劣化し
てしまうという問題があった。
【０００６】また、特公昭59-42742号公報では、強化成
分としてMn、Ｐに加えてSiを添加し、かつ耐二次加工ぜ
い性改善のためにＢを含有させた鋼が提案され、高強度
化と高ｒ値化との両方を実現可能としている。また、こ
の冷延鋼板のY.R.（降伏比）は60％以下と非常に低い。
しかしながら、発明者の研究によれば、かかるSi, Mn,
Ｐによる固溶強化でフェライト単相組織となる高強度冷
延鋼板においては、引張強度が40kgf/mm2 を超える場合
に、かような優れた加工性を得ることは、実現不可能に
近いものであった。
分としてMn、Ｐに加えてSiを添加し、かつ耐二次加工ぜ
い性改善のためにＢを含有させた鋼が提案され、高強度
化と高ｒ値化との両方を実現可能としている。また、こ
の冷延鋼板のY.R.（降伏比）は60％以下と非常に低い。
しかしながら、発明者の研究によれば、かかるSi, Mn,
Ｐによる固溶強化でフェライト単相組織となる高強度冷
延鋼板においては、引張強度が40kgf/mm2 を超える場合
に、かような優れた加工性を得ることは、実現不可能に
近いものであった。
【０００７】上掲特公昭63-190141 号公報、特公昭59-4
2742号公報に記載された鋼はいずれも、Ac1 変態点以下
での焼鈍を施して得られ、フェライト単相組織である。
他方で、高強度化を図るために二相域の焼鈍を施し、こ
れにより、硬質な第二相を現出させる試みについても行
われてはいるが、その第二相は、専ら強度を確保するた
めに利用されているに過ぎず、何ら加工性や耐二次加工
ぜい性については考慮されていなかった。
2742号公報に記載された鋼はいずれも、Ac1 変態点以下
での焼鈍を施して得られ、フェライト単相組織である。
他方で、高強度化を図るために二相域の焼鈍を施し、こ
れにより、硬質な第二相を現出させる試みについても行
われてはいるが、その第二相は、専ら強度を確保するた
めに利用されているに過ぎず、何ら加工性や耐二次加工
ぜい性については考慮されていなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】以上のことから、当該
技術分野においては、引張強さが38 kgf/mm2以上といっ
た高強度と加工性及び耐二次加工ぜい性とを高いバラン
スでそなえた冷延鋼板を得ることが求められていたので
ある。
技術分野においては、引張強さが38 kgf/mm2以上といっ
た高強度と加工性及び耐二次加工ぜい性とを高いバラン
スでそなえた冷延鋼板を得ることが求められていたので
ある。
【０００９】そこで、この発明が目的とするところは、
上記要請に応えるべく、極低炭素Ti, Nb, Ｂ複合添加鋼
をベース鋼として引張強さが38kgf/mm2 以上でかつ、加
工性及び耐二次加工ぜい性にも優れる、高ｒ値高張力冷
延鋼板の有利な製造方法を提案することにある。
上記要請に応えるべく、極低炭素Ti, Nb, Ｂ複合添加鋼
をベース鋼として引張強さが38kgf/mm2 以上でかつ、加
工性及び耐二次加工ぜい性にも優れる、高ｒ値高張力冷
延鋼板の有利な製造方法を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】発明者らは、かかる目的
を達成するため、極低炭素鋼にTi, Nb及びＢを複合添加
した鋼に注目し、鋭意研究を進めてきた。その結果、発
明者らにより新たに見い出された知見は、極低炭素Ti,
Nb, Ｂ複合添加鋼に、Si, Ｐ及びMnを複合添加した場合
は、それらの添加量に応じて耐二次加工ぜい性に適する
Ｂ添加量の範囲が存在することであり、さらに、二相域
焼鈍を施して第二相を母相に分散させることにより、そ
の最適Ｂ量が少なくて済むことである。
を達成するため、極低炭素鋼にTi, Nb及びＢを複合添加
した鋼に注目し、鋭意研究を進めてきた。その結果、発
明者らにより新たに見い出された知見は、極低炭素Ti,
Nb, Ｂ複合添加鋼に、Si, Ｐ及びMnを複合添加した場合
は、それらの添加量に応じて耐二次加工ぜい性に適する
Ｂ添加量の範囲が存在することであり、さらに、二相域
焼鈍を施して第二相を母相に分散させることにより、そ
の最適Ｂ量が少なくて済むことである。
【００１１】以下、これについて説明を行う。極低炭素
鋼板にＰを添加することにより、Ｐが粒界に偏析し、粒
界をぜい化することが知られている。また、Si, Mnに関
してそれぞれの単独添加では、ぜい性への影響が少ない
が、Ｐ添加鋼にSi, Mnを複合添加すると、詳細な原因は
不明であるが、二次加工ぜい性がさらに悪化することが
わかってきた。
鋼板にＰを添加することにより、Ｐが粒界に偏析し、粒
界をぜい化することが知られている。また、Si, Mnに関
してそれぞれの単独添加では、ぜい性への影響が少ない
が、Ｐ添加鋼にSi, Mnを複合添加すると、詳細な原因は
不明であるが、二次加工ぜい性がさらに悪化することが
わかってきた。
【００１２】この二次加工ぜい性には、粒界を強化する
Ｂを添加することが有効であるが、Ｂ添加により、 (1) 引張特性、特に伸び、ｒ値が劣化する。 (2) 焼入れ性が増し、熱延板の強度が高くなる。 (3) 熱間圧延時のオーステナイト粒の再結晶を遅らせ
る。 などの作用効果があるため、過剰のＢ添加は不適であ
る。
Ｂを添加することが有効であるが、Ｂ添加により、 (1) 引張特性、特に伸び、ｒ値が劣化する。 (2) 焼入れ性が増し、熱延板の強度が高くなる。 (3) 熱間圧延時のオーステナイト粒の再結晶を遅らせ
る。 などの作用効果があるため、過剰のＢ添加は不適であ
る。
【００１３】したがって、できるだけＢ量を少なくしつ
つ、耐二次加工ぜい性に優れた鋼板を得るため、さらに
研究開発を進めたところ、高温焼鈍を行ってフェライト
相中に第二相を分散させることにより耐二次加工ぜい性
が改善されることが判明したのである。これは、第二相
が亀裂の進展を抑制するだけでなく、高温焼鈍によりTi
C, NbCが分解して生ずる固溶Ｃが、粒界を強化するため
と推察される。以上の結果を基に、発明者らはSi, Ｐ,
Mnの固溶強化成分の添加量に応じた最適なＢ添加量を見
出し、耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼
板の製造に成功した。
つ、耐二次加工ぜい性に優れた鋼板を得るため、さらに
研究開発を進めたところ、高温焼鈍を行ってフェライト
相中に第二相を分散させることにより耐二次加工ぜい性
が改善されることが判明したのである。これは、第二相
が亀裂の進展を抑制するだけでなく、高温焼鈍によりTi
C, NbCが分解して生ずる固溶Ｃが、粒界を強化するため
と推察される。以上の結果を基に、発明者らはSi, Ｐ,
Mnの固溶強化成分の添加量に応じた最適なＢ添加量を見
出し、耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼
板の製造に成功した。
【００１４】すなわち、この発明の耐二次加工ぜい性に
優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法は、Ｃ：0.00
05〜0.005 wt％、Si：0.2 〜 1.5wt％、Mn：0.5 〜 2.5
wt％、Ｐ：0.05〜0.15wt％、Ｓ：0.02wt％以下、sol.A
l：0.1 wt％以下及びＮ：0.005 wt％以下を含み、かつT
i：0.005 〜0.2 wt％及びNb：0.005 〜0.2 wt％の１種
又は２種を含有し、さらにＢを、Ｐ含有量、Mn含有量及
びSi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、熱間圧延を施してAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下で終了した後、巻取
り、冷間圧延を行い、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋
５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温
度で行って、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲に
することを特徴とする。
優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法は、Ｃ：0.00
05〜0.005 wt％、Si：0.2 〜 1.5wt％、Mn：0.5 〜 2.5
wt％、Ｐ：0.05〜0.15wt％、Ｓ：0.02wt％以下、sol.A
l：0.1 wt％以下及びＮ：0.005 wt％以下を含み、かつT
i：0.005 〜0.2 wt％及びNb：0.005 〜0.2 wt％の１種
又は２種を含有し、さらにＢを、Ｐ含有量、Mn含有量及
びSi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、熱間圧延を施してAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下で終了した後、巻取
り、冷間圧延を行い、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋
５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温
度で行って、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲に
することを特徴とする。
【００１５】また、Ｃ：0.0005〜0.005 wt％、Si：0.2
〜 1.5wt％、Mn：0.5 〜 2.5wt％、Ｐ：0.05〜0.15wt
％、Ｓ：0.02wt％以下、sol.Al：0.1 wt％以下及びＮ：
0.005 wt％以下を含み、かつTi：0.005 〜0.2 wt％及び
Nb：0.005 〜0.2 wt％の１種又は２種と、Cu：1.0 wt％
以下及びNi：1.0 wt％以下の１種又は２種とを含有し、
さらにＢを、Ｐ含有量、Mn含有量、Si含有量、Cu含有量
及びNi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) ＋0.
1 （Cu＋Ni（wt％））−0.2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、熱間圧延を施してAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下で終了した後、巻取
り、冷間圧延を行い、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋
５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温
度で行って、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲に
することを特徴とする。
〜 1.5wt％、Mn：0.5 〜 2.5wt％、Ｐ：0.05〜0.15wt
％、Ｓ：0.02wt％以下、sol.Al：0.1 wt％以下及びＮ：
0.005 wt％以下を含み、かつTi：0.005 〜0.2 wt％及び
Nb：0.005 〜0.2 wt％の１種又は２種と、Cu：1.0 wt％
以下及びNi：1.0 wt％以下の１種又は２種とを含有し、
さらにＢを、Ｐ含有量、Mn含有量、Si含有量、Cu含有量
及びNi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) ＋0.
1 （Cu＋Ni（wt％））−0.2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、熱間圧延を施してAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下で終了した後、巻取
り、冷間圧延を行い、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋
５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温
度で行って、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲に
することを特徴とする。
【００１６】
【作用】以下、この発明における鋼組成及び製造条件に
ついての各限定理由について説明する。 Ｃ：0.0005〜0.005 wt％ Ｃは、固溶Ｃが再結晶時に多量に残存するとｒ値が著し
く劣化する。また、固溶Ｃが多い場合には、これを固着
させるTi, Nb量もＣ量に応じて多量に添加する必要があ
るため、Ｃ含有量はできるだけ低いことが望ましい。し
かしながら、製造上のコスト等を勘案すると、Ｃ含有量
として0.005 wt％を含有することは許容される。Ｃ含有
量の下限は、低い程良いのであるが、現在の技術の限界
等から、0.0005wt％とする。
ついての各限定理由について説明する。 Ｃ：0.0005〜0.005 wt％ Ｃは、固溶Ｃが再結晶時に多量に残存するとｒ値が著し
く劣化する。また、固溶Ｃが多い場合には、これを固着
させるTi, Nb量もＣ量に応じて多量に添加する必要があ
るため、Ｃ含有量はできるだけ低いことが望ましい。し
かしながら、製造上のコスト等を勘案すると、Ｃ含有量
として0.005 wt％を含有することは許容される。Ｃ含有
量の下限は、低い程良いのであるが、現在の技術の限界
等から、0.0005wt％とする。
【００１７】Si：0.2 〜 1.5wt％ Siは、固溶強化能も大きく、しかもｒ値をそれほど劣化
させないため、固溶強化成分としては最適である。この
ため所望の強度を得るために最低0.2 wt％は添加する必
要がある。しかしながら、Siの添加量が多くなると表面
処理性が悪くなるために上限を1.5 wt％とした。
させないため、固溶強化成分としては最適である。この
ため所望の強度を得るために最低0.2 wt％は添加する必
要がある。しかしながら、Siの添加量が多くなると表面
処理性が悪くなるために上限を1.5 wt％とした。
【００１８】Mn：Mn：0.5 〜 2.5wt％ Mnは、この発明において重要な成分である。Mnは、Si,
Ｐとは異なり、変態点を下げる成分であるため、Mnを有
効に活用することにより、熱延板の粒径を非常に細かく
することができる。熱延板を細粒化することによって、
熱延板の結晶粒界から焼鈍板の(111) 集合組織が発達す
るため、ｒ値の向上に非常に有効である。このためMn添
加量は、最低でも0.5 wt％は必要である。その一方で、
Mn自体はｒ値を劣化させる成分であるため、多量に添加
するのは有利でない。2.5 wt％を超える添加では、低温
変態相が現れやすくなってフェライト組織でなくなり、
ｒ値が大きく劣化するため上限を2.5 wt％とした。
Ｐとは異なり、変態点を下げる成分であるため、Mnを有
効に活用することにより、熱延板の粒径を非常に細かく
することができる。熱延板を細粒化することによって、
熱延板の結晶粒界から焼鈍板の(111) 集合組織が発達す
るため、ｒ値の向上に非常に有効である。このためMn添
加量は、最低でも0.5 wt％は必要である。その一方で、
Mn自体はｒ値を劣化させる成分であるため、多量に添加
するのは有利でない。2.5 wt％を超える添加では、低温
変態相が現れやすくなってフェライト組織でなくなり、
ｒ値が大きく劣化するため上限を2.5 wt％とした。
【００１９】さらにMn量は、Si, Ｐ添加量とバランスさ
せて、次式 0.2 ≦（Si (wt％）＋Ｐ（wt％）／Mn（wt％）≦1.0 を満足させることが、より望ましい。これは、上式のS
i、Ｐ量とMn量とのバランスが 0.2より小さくなるとｒ
値が劣化し、反対に 1.0より大きくなると変態点が高く
なり、熱延板の細粒化が望めないからである。
せて、次式 0.2 ≦（Si (wt％）＋Ｐ（wt％）／Mn（wt％）≦1.0 を満足させることが、より望ましい。これは、上式のS
i、Ｐ量とMn量とのバランスが 0.2より小さくなるとｒ
値が劣化し、反対に 1.0より大きくなると変態点が高く
なり、熱延板の細粒化が望めないからである。
【００２０】Ｐ：0.05〜0.15wt％ Ｐは、固溶強化成分として重要な成分である。Ｐの固溶
強化能はSi, Mnに比べて高く、しかもｒ値を向上させる
有効な成分である。このため少なくとも0.05wt％の添加
が必要である。一方、0.15wt％を超えて添加すると粒界
に偏析して粒界がぜい化する。また、凝固時の中心偏析
の原因となるために上限を0.15wt％とした。
強化能はSi, Mnに比べて高く、しかもｒ値を向上させる
有効な成分である。このため少なくとも0.05wt％の添加
が必要である。一方、0.15wt％を超えて添加すると粒界
に偏析して粒界がぜい化する。また、凝固時の中心偏析
の原因となるために上限を0.15wt％とした。
【００２１】Ｓ：0.02wt％以下 Ｓは、ｒ値に影響を及ぼすことはないが、Ｓ含有量が多
くなると MnS等の介在物が増加し、伸びフランジ性に代
表される局部延性を低下させる原因となるため、Ｓ含有
量は0.02wt％以下に制限する必要がある。 sol.Al：0.1 wt％以下 sol.Alは、脱酸のために必要な成分であるが、その含有
量が0.1 wt％を超えると脱酸効果が飽和するだけでな
く、介在物が発生して成形性に悪影響を及ぼす。このた
めsol.Alの含有量は0.1 wt％以下とする。
くなると MnS等の介在物が増加し、伸びフランジ性に代
表される局部延性を低下させる原因となるため、Ｓ含有
量は0.02wt％以下に制限する必要がある。 sol.Al：0.1 wt％以下 sol.Alは、脱酸のために必要な成分であるが、その含有
量が0.1 wt％を超えると脱酸効果が飽和するだけでな
く、介在物が発生して成形性に悪影響を及ぼす。このた
めsol.Alの含有量は0.1 wt％以下とする。
【００２２】Ｎ：0.005 wt％以下 Ｎは、不可避に鋼中に混入する不純物成分であり、Tiを
添加することによりTiN として固定して成形性を向上さ
せている。しかしながら、多量のTiN が存在すると、や
はり加工性が劣化するためＮの上限を0.005 wt％とし
た。
添加することによりTiN として固定して成形性を向上さ
せている。しかしながら、多量のTiN が存在すると、や
はり加工性が劣化するためＮの上限を0.005 wt％とし
た。
【００２３】Ti：0.005 〜0.2 wt％ Tiは固溶Ｃ, Ｎ, ＳをTiC, TiN, TiS として固着する有
効成分であり、その添加量は、これらを十分に固着する
量として規定される。すなわち、Ti量が0.005wt％に満
たないと固着させるのに十分ではない。一方、Ti量が0.
2 wt％を超えると燐化物を生じ、伸び、ｒ値を劣化させ
る不利がある。
効成分であり、その添加量は、これらを十分に固着する
量として規定される。すなわち、Ti量が0.005wt％に満
たないと固着させるのに十分ではない。一方、Ti量が0.
2 wt％を超えると燐化物を生じ、伸び、ｒ値を劣化させ
る不利がある。
【００２４】Nb：0.005 〜0.2 wt％ Nbは、Tiと同様に固溶ＣをNbC として固定するのに利用
される。固溶Ｃは、Tiのみでも固着できるが、Nbを複合
添加することによって、さらに有効に固着することがで
き、ｒ値の向上を望むことができる。しかしながら、過
剰にNbを添加すると、熱延時にオーステナイト未再結晶
状態で圧延してしまい、焼鈍材の成形性に悪影響を及ぼ
す。このためNb添加量は0.005 〜0.2 wt％とする。
される。固溶Ｃは、Tiのみでも固着できるが、Nbを複合
添加することによって、さらに有効に固着することがで
き、ｒ値の向上を望むことができる。しかしながら、過
剰にNbを添加すると、熱延時にオーステナイト未再結晶
状態で圧延してしまい、焼鈍材の成形性に悪影響を及ぼ
す。このためNb添加量は0.005 〜0.2 wt％とする。
【００２５】Ｂ：Ｐ量、Mn量、Si量等に応じて適宜 Ｂは、二次加工ぜい性を防止するために添加する。特
に、この発明では極低炭素鋼板に固溶強化成分を添加し
ているため、二次加工ぜい性が悪化することからＢ添加
は必須であり、Si, Mn, Ｐなどの固溶強化成分の添加に
よるぜい化量に応じてNbを添加する必要がある。ここ
に、Ｂの過剰添加は、熱間圧延時にオーステナイトの再
結晶を遅らせ、圧延時の負荷が大きくなり、しかも、焼
鈍材の材質を劣化させるために、Ｂ添加量は、0.0002〜
0.005 wt％とするのが好ましい。さらに、Ｂ量は、Ｐ含
有量、Mn含有量及びSi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ（wt％）＋0.2 Mn（wt％）＋0.8 Si（wt％）−0.
2 又はCuないしNiが添加された場合には、Ｐ含有量、Mn含
有量、Si含有量、Cu含有量及びNi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ（wt％）＋0.2 Mn（wt％）＋0.8 Si（wt％）＋0.
1 （Cu＋Ni（wt％))−0.2 により計算されるパラメータＡを用いて 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で添加させることより、固溶強
化成分の添加量に応じ、二次加工ぜい性に対して適切な
量だけのＢを添加することができる。これは、Ｐだけで
なくSi, Mn, Cu, Niを複合添加することにより、鋼はぜ
い化するためで、Ｂ量が上式により計算されるパラメー
タＡに対して、0.001 Ａに満たないと固溶強化成分によ
るぜい化量をＢで賄えない。一方、0.003 Ａを超えてＢ
を添加すると、前述したＢ添加による材質への影響が大
きくなる。このためＢ添加量は、0.001 Ａから0.003 Ａ
の範囲とした。ここで、Mn, Si, Cu, Niの各係数は、S
i, Mn, Cu, Ni添加によるぜい化の程度を、Ｐ添加によ
るぜい化量に換算したもので、最後の項は、Si, Mn, C
u, Niを複合添加しても、ある程度の量まではぜい化に
影響を与えないため、それを補正するための項である。
に、この発明では極低炭素鋼板に固溶強化成分を添加し
ているため、二次加工ぜい性が悪化することからＢ添加
は必須であり、Si, Mn, Ｐなどの固溶強化成分の添加に
よるぜい化量に応じてNbを添加する必要がある。ここ
に、Ｂの過剰添加は、熱間圧延時にオーステナイトの再
結晶を遅らせ、圧延時の負荷が大きくなり、しかも、焼
鈍材の材質を劣化させるために、Ｂ添加量は、0.0002〜
0.005 wt％とするのが好ましい。さらに、Ｂ量は、Ｐ含
有量、Mn含有量及びSi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ（wt％）＋0.2 Mn（wt％）＋0.8 Si（wt％）−0.
2 又はCuないしNiが添加された場合には、Ｐ含有量、Mn含
有量、Si含有量、Cu含有量及びNi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ（wt％）＋0.2 Mn（wt％）＋0.8 Si（wt％）＋0.
1 （Cu＋Ni（wt％))−0.2 により計算されるパラメータＡを用いて 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で添加させることより、固溶強
化成分の添加量に応じ、二次加工ぜい性に対して適切な
量だけのＢを添加することができる。これは、Ｐだけで
なくSi, Mn, Cu, Niを複合添加することにより、鋼はぜ
い化するためで、Ｂ量が上式により計算されるパラメー
タＡに対して、0.001 Ａに満たないと固溶強化成分によ
るぜい化量をＢで賄えない。一方、0.003 Ａを超えてＢ
を添加すると、前述したＢ添加による材質への影響が大
きくなる。このためＢ添加量は、0.001 Ａから0.003 Ａ
の範囲とした。ここで、Mn, Si, Cu, Niの各係数は、S
i, Mn, Cu, Ni添加によるぜい化の程度を、Ｐ添加によ
るぜい化量に換算したもので、最後の項は、Si, Mn, C
u, Niを複合添加しても、ある程度の量まではぜい化に
影響を与えないため、それを補正するための項である。
【００２６】Cu：1.0 wt％以下 Cuは、固溶強化成分の１つであり、所望の強度に応じて
適宜、添加することができる。しかしCu量が１wt％を超
えるとCuが析出してしまうために上限値を１wt％とす
る。なお、熱延時に低融点相を形成し、表面欠陥を生じ
易くするため、次に説明するNiと共に添加することが望
ましい。
適宜、添加することができる。しかしCu量が１wt％を超
えるとCuが析出してしまうために上限値を１wt％とす
る。なお、熱延時に低融点相を形成し、表面欠陥を生じ
易くするため、次に説明するNiと共に添加することが望
ましい。
【００２７】Ni：1.0 wt％以下 NiもCuと同様、固溶強化成分として必要に応じ所望量を
添加する。しかし、Niは、Mnと同じように変態点を顕著
に低下させるため、上限値を１wt％とした。
添加する。しかし、Niは、Mnと同じように変態点を顕著
に低下させるため、上限値を１wt％とした。
【００２８】以上述べた成分組成範囲になる鋼スラブを
出発材として、熱間圧延を施す。この熱間圧延はAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下の温度で終了するも
のとする。次いで巻取り、表面スケールの除去した後、
冷間圧延、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋５℃以上、
Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温度で行っ
て、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲にすること
がこの発明における製造工程上の特徴である。以下、工
程中の数値限定理由について述べる。
出発材として、熱間圧延を施す。この熱間圧延はAr3 変
態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃以下の温度で終了するも
のとする。次いで巻取り、表面スケールの除去した後、
冷間圧延、次いで連続焼鈍を、Ac1 変態点＋５℃以上、
Ac1 変態点＋50℃以下でかつ860 ℃以上の温度で行っ
て、低温変態相の体積分率を５〜50％の範囲にすること
がこの発明における製造工程上の特徴である。以下、工
程中の数値限定理由について述べる。
【００２９】熱間圧延終了温度FT（℃）は、 Ar3 変態点≦FT（℃）≦ Ar3変態点＋100 ℃ とするものであり、鋼のAr3 変態点に応じて変化させる
必要がある。熱間圧延終了温度がAr3 変態点よりも低い
場合では、二相域圧延となり、焼鈍材のｒ値に悪影響を
及ぼす集合組織が発達してしまう。一方、圧延終了温度
がAr3 変態点に対して相対的に高くなってAr3 変態点＋
100 ℃よりも高くなると、熱延板の粒径が粗くなり、焼
鈍時に深絞り性に有効な集合組織が発達し難くなる。
必要がある。熱間圧延終了温度がAr3 変態点よりも低い
場合では、二相域圧延となり、焼鈍材のｒ値に悪影響を
及ぼす集合組織が発達してしまう。一方、圧延終了温度
がAr3 変態点に対して相対的に高くなってAr3 変態点＋
100 ℃よりも高くなると、熱延板の粒径が粗くなり、焼
鈍時に深絞り性に有効な集合組織が発達し難くなる。
【００３０】冷間圧延後の焼鈍は、連続焼鈍が望まし
い。その際の焼鈍温度Ｔ（℃）は、 Ac1 変態点＋５℃≦Ｔ≦Ac1 変態点＋50℃ でかつ Ｔ≧ 860℃ とする必要がある。これは、焼鈍温度をAc1 変態点以上
にすることにより、母相の粒界で生ずる亀裂の進展を抑
制する硬質な低温変態相を現出させる必要があるためで
ある。そこで、製造上、安定して低温変態相を現出させ
るために焼鈍温度はAc1 ＋５℃以上とする。しかしなが
ら、焼鈍温度がAc1 変態点＋50℃を上回る高温焼鈍で
は、成形性が大きく低下してしまうという不利が生ず
る。加えて焼鈍温度は、粒界を強化するのに十分な固溶
Ｃを得るため下限値を860 ℃に限定する。
い。その際の焼鈍温度Ｔ（℃）は、 Ac1 変態点＋５℃≦Ｔ≦Ac1 変態点＋50℃ でかつ Ｔ≧ 860℃ とする必要がある。これは、焼鈍温度をAc1 変態点以上
にすることにより、母相の粒界で生ずる亀裂の進展を抑
制する硬質な低温変態相を現出させる必要があるためで
ある。そこで、製造上、安定して低温変態相を現出させ
るために焼鈍温度はAc1 ＋５℃以上とする。しかしなが
ら、焼鈍温度がAc1 変態点＋50℃を上回る高温焼鈍で
は、成形性が大きく低下してしまうという不利が生ず
る。加えて焼鈍温度は、粒界を強化するのに十分な固溶
Ｃを得るため下限値を860 ℃に限定する。
【００３１】かかる温度で焼鈍を施して、上述した硬質
な第二相たる低温変態相の体積分率は、５〜50％の範囲
に制御するのである。下限値の５％は、母相の粒界での
亀裂の進展を抑制する最低の量として定めたものであ
る。また、低温変態相の分率は多いほど強度、ぜい性の
点では有効であるが、加工性が低下するため上限値を50
％とした。
な第二相たる低温変態相の体積分率は、５〜50％の範囲
に制御するのである。下限値の５％は、母相の粒界での
亀裂の進展を抑制する最低の量として定めたものであ
る。また、低温変態相の分率は多いほど強度、ぜい性の
点では有効であるが、加工性が低下するため上限値を50
％とした。
【００３２】
【実施例】表１に示す種々の化学成分になる鋼を溶製し
た後、これを表２に示す種々の圧延仕上げ温度で熱間圧
延を行い、巻取り、酸洗いを行った後、80％の圧下率に
て冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて表２に示す焼鈍
温度で再結晶焼鈍を行った。かくして得られた鋼板につ
いて引張特性及び二次加工ぜい性を調査した。なお、二
次加工ぜい性試験は、50mmφにブランキング後、24.4mm
φポンチで絞り抜き、21mmの高さで耳を切ったカップ
に、0.8 m の高さから５kgの重りを落重して衝撃を付加
し、割れ発生の有無で評価した。
た後、これを表２に示す種々の圧延仕上げ温度で熱間圧
延を行い、巻取り、酸洗いを行った後、80％の圧下率に
て冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて表２に示す焼鈍
温度で再結晶焼鈍を行った。かくして得られた鋼板につ
いて引張特性及び二次加工ぜい性を調査した。なお、二
次加工ぜい性試験は、50mmφにブランキング後、24.4mm
φポンチで絞り抜き、21mmの高さで耳を切ったカップ
に、0.8 m の高さから５kgの重りを落重して衝撃を付加
し、割れ発生の有無で評価した。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表２に各製造条件による製品の引張り特性
及び二次加工性試験の結果を併記する。表２から明らか
なように、Ｂ添加量を、Si, Ｐ及びMnの添加量に応じ
て、 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 又は Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) ＋0.
1(Cu＋Ni (wt％))−0.2 なるパラメータを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ（wt％）≦0.003 Ａ なる関係とし、Ac1 変態点以上で焼鈍して第二相を生じ
させた適合例は、高ｒ値でしかも二次加工ぜい性に優れ
た鋼板となっている。
及び二次加工性試験の結果を併記する。表２から明らか
なように、Ｂ添加量を、Si, Ｐ及びMnの添加量に応じ
て、 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 又は Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) ＋0.
1(Cu＋Ni (wt％))−0.2 なるパラメータを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ（wt％）≦0.003 Ａ なる関係とし、Ac1 変態点以上で焼鈍して第二相を生じ
させた適合例は、高ｒ値でしかも二次加工ぜい性に優れ
た鋼板となっている。
【００３６】また、図１は、表１の鋼２について、焼鈍
条件を変化させて低温変態相の分率を変化させた場合
の、ぜい性遷移温度と低温変態相の分率との関係を示し
ている。同図から、第二相の体積分率を５％以上とする
ことにより、耐二次加工ぜい性に優れた鋼板を得ること
ができることが分かる。しかし、第二相の体積分率が50
％を超えると急激に加工性が低下してしまう。
条件を変化させて低温変態相の分率を変化させた場合
の、ぜい性遷移温度と低温変態相の分率との関係を示し
ている。同図から、第二相の体積分率を５％以上とする
ことにより、耐二次加工ぜい性に優れた鋼板を得ること
ができることが分かる。しかし、第二相の体積分率が50
％を超えると急激に加工性が低下してしまう。
【００３７】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、高強度冷延
鋼板として38kgf/mm2 以上の引張強さを有すると共に、
ｒ値及び耐二次加工ぜい性も高バランスで具備する鋼板
を得ることができ、自動車や家電製品のパネル外板とし
て昨今要求されている軽量化を図ることができるもので
あり、産業上、その効果は大である。
鋼板として38kgf/mm2 以上の引張強さを有すると共に、
ｒ値及び耐二次加工ぜい性も高バランスで具備する鋼板
を得ることができ、自動車や家電製品のパネル外板とし
て昨今要求されている軽量化を図ることができるもので
あり、産業上、その効果は大である。
【図１】この発明の実施例における低温変態相の体積分
率が、製品のぜい性遷移温度に及ぼす影響を示すグラフ
である。
率が、製品のぜい性遷移温度に及ぼす影響を示すグラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 坂田 敬 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 加藤 俊之 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 小野 ▲高▼司 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社千葉製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.0005〜0.005 wt％、 Si：0.2 〜 1.5wt％、 Mn：0.5 〜 2.5wt％、 Ｐ：0.05〜0.15wt％、 Ｓ：0.02wt％以下、 sol.Al：0.1 wt％以下及び Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Ti：0.005 〜0.2 wt％及び Nb：0.005 〜0.2 wt％ の１種又は２種を含有し、さらにＢを、Ｐ含有量、Mn含
有量及びSi含有量との関係で次式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) −0.
2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、 熱間圧延を施してAr3 変態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃
以下で終了した後、巻取り、冷間圧延を行い、次いで連
続焼鈍を、Ac1 変態点＋５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以
下でかつ860 ℃以上の温度で行って、低温変態相の体積
分率を５〜50％の範囲にすることを特徴とする耐二次加
工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：0.0005〜0.005 wt％、 Si：0.2 〜 1.5wt％、 Mn：0.5 〜 2.5wt％、 Ｐ：0.05〜0.15wt％、 Ｓ：0.02wt％以下、 sol.Al：0.1 wt％以下及び Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Ti：0.005 〜0.2 wt％及び Nb：0.005 〜0.2 wt％ の１種又は２種と、 Cu：1.0 wt％以下及び Ni：1.0 wt％以下 の１種又は２種とを含有し、さらにＢを、Ｐ含有量、Mn
含有量、Si含有量、Cu含有量及びNi含有量との関係で次
式 Ａ＝Ｐ (wt％) ＋0.2 Mn (wt％) ＋0.8 Si (wt％) ＋0.
1 （Cu＋Ni（wt％））−0.2 により計算されるパラメータＡを用いて、 0.001 Ａ≦Ｂ (wt％) ≦0.003 Ａ なる関係を満足する範囲で含有し、残部はFe及び不可避
的不純物よりなる鋼スラブに、 熱間圧延を施してAr3 変態点以上、Ar3 変態点＋100 ℃
以下で終了した後、巻取り、冷間圧延を行い、次いで連
続焼鈍を、Ac1 変態点＋５℃以上、Ac1 変態点＋50℃以
下でかつ860 ℃以上の温度で行って、低温変態相の体積
分率を５〜50％の範囲にすることを特徴とする耐二次加
工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5328666A JPH07179946A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 |
| DE69426809T DE69426809T2 (de) | 1993-12-24 | 1994-12-23 | Verfahren zum Herstellen leicht verformbarer, hochfester, kaltgewalzter Stahlbleche mit guter Beständigkeit gegen Versprödung durch Weiterbearbeitung |
| US08/363,365 US5542994A (en) | 1993-12-24 | 1994-12-23 | Method for manufacturing a high-formable, high-strength cold-rolled steel sheet excellent in resistance to secondary working embrittlement |
| EP94120525A EP0659888B1 (en) | 1993-12-24 | 1994-12-23 | Method for manufacturing a high-formable, high-strength cold-rolled steel sheet excellent in resistance to secondary working embrittlement |
| KR1019940036149A KR100227235B1 (ko) | 1993-12-24 | 1994-12-23 | 내 2차가공 취성이 우수한 고 가공성 고장력 냉연강판의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5328666A JPH07179946A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07179946A true JPH07179946A (ja) | 1995-07-18 |
Family
ID=18212813
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5328666A Pending JPH07179946A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5542994A (ja) |
| EP (1) | EP0659888B1 (ja) |
| JP (1) | JPH07179946A (ja) |
| KR (1) | KR100227235B1 (ja) |
| DE (1) | DE69426809T2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470643B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| WO2007007983A1 (en) | 2005-07-08 | 2007-01-18 | Posco | Steel sheet for deep drawing having excellent secondary work embrittlement resistance, fatigue properties and plating properties, and method for manufacturing the same |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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