JPH07252590A - 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法 - Google Patents
強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法Info
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- JPH07252590A JPH07252590A JP4371594A JP4371594A JPH07252590A JP H07252590 A JPH07252590 A JP H07252590A JP 4371594 A JP4371594 A JP 4371594A JP 4371594 A JP4371594 A JP 4371594A JP H07252590 A JPH07252590 A JP H07252590A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ＴＳが３８〜６０ｋｇｆ／ｍｍ２、ｒ値が
１．８以上でかつ、ＴＳ×ＥＩが１７５０（ｋｇｆ／ｍ
ｍ２・％）以上の特性を有し、さらに、焼付硬化量が
３．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の焼付硬化性を有する深絞り
加工用高張力冷延鋼板。 【構成】 重量％で、Ｓｉ：０．１〜２．０、Ｍｎ：
０．５〜２．５、Ｐ：０．０３〜０．２０、Ｎｂ：０．
００１〜０．１、Ｂ：０．０００２〜０．００５で、
Ｃ：０．００２、Ｓ：０．００３、ｓｏｌ Ａｌ：０．
１、Ｔｉ：０．２、Ｎ：０．００２いずれも以下で、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる強度−延性バラ
ンス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板。
１．８以上でかつ、ＴＳ×ＥＩが１７５０（ｋｇｆ／ｍ
ｍ２・％）以上の特性を有し、さらに、焼付硬化量が
３．０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の焼付硬化性を有する深絞り
加工用高張力冷延鋼板。 【構成】 重量％で、Ｓｉ：０．１〜２．０、Ｍｎ：
０．５〜２．５、Ｐ：０．０３〜０．２０、Ｎｂ：０．
００１〜０．１、Ｂ：０．０００２〜０．００５で、
Ｃ：０．００２、Ｓ：０．００３、ｓｏｌ Ａｌ：０．
１、Ｔｉ：０．２、Ｎ：０．００２いずれも以下で、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる強度−延性バラ
ンス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主に自動車用に供され
る高張力冷延鋼板、とくに深絞り加工が施されて自動車
の車体用などとして提供される深絞り加工用高張力冷延
鋼板並びにその製造方法に関するものである。
る高張力冷延鋼板、とくに深絞り加工が施されて自動車
の車体用などとして提供される深絞り加工用高張力冷延
鋼板並びにその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の自動車では燃費の向上（軽量化）
および安全性の向上が重要な開発テーマとなっている。
こうした背景の下に、自動車用の深絞り加工用冷延鋼板
としては、引張り強さ(TS)が38〜60kgf/mm2 程度の高張
力を有するとともに、優れたプレス成形性を有する材料
への要望が高まっている。
および安全性の向上が重要な開発テーマとなっている。
こうした背景の下に、自動車用の深絞り加工用冷延鋼板
としては、引張り強さ(TS)が38〜60kgf/mm2 程度の高張
力を有するとともに、優れたプレス成形性を有する材料
への要望が高まっている。
【０００３】このような、高張力冷延鋼板の有力な製造
技術として、従来、製鋼過程で十分に脱炭処理を行って
極低炭素とし、Ti,Nb などの添加により鋼中のＣ，Ｎを
固定したうえ、Si, Ｐ,Mn の固溶強化作用を利用する方
法が提案されている。例えば、特公昭63-190141 号公報
には、Tiを添加した極低炭素鋼に多量のMn,Ｐを添加す
る技術が開示されている。
技術として、従来、製鋼過程で十分に脱炭処理を行って
極低炭素とし、Ti,Nb などの添加により鋼中のＣ，Ｎを
固定したうえ、Si, Ｐ,Mn の固溶強化作用を利用する方
法が提案されている。例えば、特公昭63-190141 号公報
には、Tiを添加した極低炭素鋼に多量のMn,Ｐを添加す
る技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記既
知技術のような方法で製造した極低炭冷延鋼板の特性
は、ｒ値では 1.8程度の値が得られるものの、引張り強
さと伸びとの積（TS×El）で表される強度−延性バラン
スでは1750（ kgf/mm2・％）以下でしかなかった。この
強度−延性バランスが低いということは、高張力化を図
れば必然的に延性の低下を招くことを意味することにな
り、冷延鋼板の高張力化は、一方では、プレス成形性を
劣化させるという問題があった。また、上記既知技術で
製造した極低炭冷延鋼板では、プレス成形および塗装後
の焼付による強度上昇作用、いわゆる焼付硬化性を殆ど
期待できないのが実情であり、その結果、前述したよう
な最終製品の効果的かつ経済的な軽量化、安全性の向上
が図れないという問題があった。
知技術のような方法で製造した極低炭冷延鋼板の特性
は、ｒ値では 1.8程度の値が得られるものの、引張り強
さと伸びとの積（TS×El）で表される強度−延性バラン
スでは1750（ kgf/mm2・％）以下でしかなかった。この
強度−延性バランスが低いということは、高張力化を図
れば必然的に延性の低下を招くことを意味することにな
り、冷延鋼板の高張力化は、一方では、プレス成形性を
劣化させるという問題があった。また、上記既知技術で
製造した極低炭冷延鋼板では、プレス成形および塗装後
の焼付による強度上昇作用、いわゆる焼付硬化性を殆ど
期待できないのが実情であり、その結果、前述したよう
な最終製品の効果的かつ経済的な軽量化、安全性の向上
が図れないという問題があった。
【０００５】そこで、本発明の主たる目的は、軽量化と
安全性の向上に対して有効な深絞り加工用高張力冷延鋼
板を得ることと、その有効な製造技術を確立することに
ある。そして、本発明の他の目的の１つは、TSが38〜60
kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上でかつ、TS×Elが1750（ kgf
/mm2・％）以上の特性を有する強度−延性バランス、即
ちプレス成形性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板お
よびその製造方法を提案することにある。さらに、本発
明の他の目的の１つは、極低炭素鋼であっても、焼付硬
化性を有する、具体的には焼付硬化量が3.0kgf/mm2程度
以上の焼付硬化性を有する深絞り加工用高張力冷延鋼板
およびその製造方法を提案することにある。
安全性の向上に対して有効な深絞り加工用高張力冷延鋼
板を得ることと、その有効な製造技術を確立することに
ある。そして、本発明の他の目的の１つは、TSが38〜60
kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上でかつ、TS×Elが1750（ kgf
/mm2・％）以上の特性を有する強度−延性バランス、即
ちプレス成形性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板お
よびその製造方法を提案することにある。さらに、本発
明の他の目的の１つは、極低炭素鋼であっても、焼付硬
化性を有する、具体的には焼付硬化量が3.0kgf/mm2程度
以上の焼付硬化性を有する深絞り加工用高張力冷延鋼板
およびその製造方法を提案することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】このような課題認識の下
で、発明者らは、その解決に向け鋭意研究した結果、鋼
の成分組成の範囲あるいはさらに各成分間における相互
の関係、熱間圧延条件および冷延板の焼鈍条件を制御す
れば、上記の課題が解決できることを見出し、本発明を
完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は以下
の通りである。
で、発明者らは、その解決に向け鋭意研究した結果、鋼
の成分組成の範囲あるいはさらに各成分間における相互
の関係、熱間圧延条件および冷延板の焼鈍条件を制御す
れば、上記の課題が解決できることを見出し、本発明を
完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は以下
の通りである。
【０００７】(1) Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなる強度−延性バラ
ンス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板。
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなる強度−延性バラ
ンス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板。
【０００８】(2) Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つNi：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下および M
o ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工
用高張力冷延鋼板。
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つNi：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下および M
o ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工
用高張力冷延鋼板。
【０００９】(3) Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つＹ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSmから選ばれるいずれ
か１種または２種以上の元素を合計量で0.2 wt％以下含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる強度−延
性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力
冷延鋼板。
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つＹ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSmから選ばれるいずれ
か１種または２種以上の元素を合計量で0.2 wt％以下含
有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる強度−延
性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力
冷延鋼板。
【００１０】(4) Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つNi：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下および M
o ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、さらにＹ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSm
から選ばれるいずれか１種または２種以上の元素を合計
量で0.2 wt％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物からなる強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる
深絞り加工用高張力冷延鋼板。
2.0 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20
wt ％、Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以
下、Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％Ｂ：
0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、を含み、か
つNi：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下および M
o ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、さらにＹ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSm
から選ばれるいずれか１種または２種以上の元素を合計
量で0.2 wt％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物からなる強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる
深絞り加工用高張力冷延鋼板。
【００１１】(5) 請求項１〜４のいずれか１つに記載
の高張力冷延鋼板を製造するにあたり、それぞれの項に
記載された化学組成を有する鋼スラブを加熱し、Ar3 〜
Ar3+100 ℃の温度範囲で熱間圧延を終了して650 ℃以下
で巻き取り、その後、スケールを除去してから冷間圧延
を行い、その後 750℃〜（Ac1+50℃）の温度範囲で焼鈍
を行うことを特徴とする強度−延性バランス及び焼付硬
化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板の製造方法。
の高張力冷延鋼板を製造するにあたり、それぞれの項に
記載された化学組成を有する鋼スラブを加熱し、Ar3 〜
Ar3+100 ℃の温度範囲で熱間圧延を終了して650 ℃以下
で巻き取り、その後、スケールを除去してから冷間圧延
を行い、その後 750℃〜（Ac1+50℃）の温度範囲で焼鈍
を行うことを特徴とする強度−延性バランス及び焼付硬
化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板の製造方法。
【００１２】上記各発明において、各成分間における相
互の関係は下記の範囲にすることが好ましい。 Mo,Cu,Niを添加しない場合 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％))／Mn( wt％) ≦1.0 Mo,Cu,Niを添加する場合 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％) ＋Mo( wt％))／(Mn( w
t ％) ＋Ni( wt％) ＋Cu( wt％))≦1.0
互の関係は下記の範囲にすることが好ましい。 Mo,Cu,Niを添加しない場合 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％))／Mn( wt％) ≦1.0 Mo,Cu,Niを添加する場合 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％) ＋Mo( wt％))／(Mn( w
t ％) ＋Ni( wt％) ＋Cu( wt％))≦1.0
【００１３】
【作用】つぎに本発明において、鋼の成分組成および製
造条件を上記要旨構成のとおりに限定した理由について
説明する。 Ｃ：0.002 wt％以下；Ｃは、プレス加工性、とくにｒ値
および伸びを劣化させる。含有量が0.002wt％を超える
と、その悪影響が大きくなるので0.002wt ％以下、好ま
しくは0.0012wt％以下とする必要がある。
造条件を上記要旨構成のとおりに限定した理由について
説明する。 Ｃ：0.002 wt％以下；Ｃは、プレス加工性、とくにｒ値
および伸びを劣化させる。含有量が0.002wt％を超える
と、その悪影響が大きくなるので0.002wt ％以下、好ま
しくは0.0012wt％以下とする必要がある。
【００１４】Si：0.1 〜2.0 wt％；Siは、ｒ値をさほど
劣化させずに、鋼を固溶強化するのに有用な元素であ
る。0.1 wt％未満では目標とする強度が得られず、一方
2.0 wt％を超えると、めっき性が劣化するので0.1 〜2.
0wt ％、好ましくは0.2 〜1.2 wt％の範囲で添加する。
劣化させずに、鋼を固溶強化するのに有用な元素であ
る。0.1 wt％未満では目標とする強度が得られず、一方
2.0 wt％を超えると、めっき性が劣化するので0.1 〜2.
0wt ％、好ましくは0.2 〜1.2 wt％の範囲で添加する。
【００１５】Mn：0.5 〜2.5 wt％；Mnは、強度向上のほ
か変態点低下による熱延板の細粒化を通じてｒ値の向上
に寄与する元素である。その添加量が0.5 wt％未満では
それらの効果が得られず、一方、2.5 wt％を超えると低
温変態相が出現しｒ値を劣化させるので 0.5〜2.5wt
％、好ましくは 0.8〜 2.0wt％の範囲とする。
か変態点低下による熱延板の細粒化を通じてｒ値の向上
に寄与する元素である。その添加量が0.5 wt％未満では
それらの効果が得られず、一方、2.5 wt％を超えると低
温変態相が出現しｒ値を劣化させるので 0.5〜2.5wt
％、好ましくは 0.8〜 2.0wt％の範囲とする。
【００１６】Ｐ：0.03 〜0.20 wt ％；Ｐは、固溶強化
により強度を上昇させるとともに、ｒ値を向上させる効
果がある。その効果は 0.03wt ％以上の添加で現れる
が、 0.20 wt％を超えると、粒界に偏析して粒界脆化を
引き起こすほか、凝固時の中心偏析を悪化させるのでそ
の添加量は0.03 〜0.20wt％、好ましくは0.05〜0.12wt
％の範囲とする。
により強度を上昇させるとともに、ｒ値を向上させる効
果がある。その効果は 0.03wt ％以上の添加で現れる
が、 0.20 wt％を超えると、粒界に偏析して粒界脆化を
引き起こすほか、凝固時の中心偏析を悪化させるのでそ
の添加量は0.03 〜0.20wt％、好ましくは0.05〜0.12wt
％の範囲とする。
【００１７】Ｓ：0.003 wt％以下；Ｓは、MnS 等を形成
して、伸びフランジ性に代表される局部延性を低下さ
せ、また全伸びをも低下させるので少ないほどよい。0.
003 wt％を超えると、特にその影響が顕著になるので0.
003 wt％以下、好ましくは0.002 wt％以下とする。図１
は、Ｃ：0.0006wt％、Si：0.51wt％、Mn：1.02wt％、
Ｐ：0.080wt ％、solAl：0.026 wt％、Ti：0.005 wt
％、Nb：0.020 wt％、Ｂ：0.0020wt％、Ｎ：0.0018wt％
の化学組成でＳ量の異なる鋼スラブから、熱間圧延終了
温度が900 ℃、巻取り温度 600℃の熱間圧延後、スケー
ル除去、冷間圧延の後、860 ℃で焼鈍を行った板厚 0.8
mmの鋼板について、伸び（全伸び）に及ぼすＳの影響を
示したものである。これから、全伸びはＳ量が0.003 wt
％以下で改善されることがわかる。
して、伸びフランジ性に代表される局部延性を低下さ
せ、また全伸びをも低下させるので少ないほどよい。0.
003 wt％を超えると、特にその影響が顕著になるので0.
003 wt％以下、好ましくは0.002 wt％以下とする。図１
は、Ｃ：0.0006wt％、Si：0.51wt％、Mn：1.02wt％、
Ｐ：0.080wt ％、solAl：0.026 wt％、Ti：0.005 wt
％、Nb：0.020 wt％、Ｂ：0.0020wt％、Ｎ：0.0018wt％
の化学組成でＳ量の異なる鋼スラブから、熱間圧延終了
温度が900 ℃、巻取り温度 600℃の熱間圧延後、スケー
ル除去、冷間圧延の後、860 ℃で焼鈍を行った板厚 0.8
mmの鋼板について、伸び（全伸び）に及ぼすＳの影響を
示したものである。これから、全伸びはＳ量が0.003 wt
％以下で改善されることがわかる。
【００１８】sol Al：0.1 wt％以下；sol Alは、脱酸に
必要な元素であるが、0.1 wt％を超えて添加しても効果
が飽和するのみでなく、介在物の増加による成形性の劣
化を引き起こすので、その含有量は0.1 wt％以下、好ま
しくは0.02〜0.06wt％にする必要がある。
必要な元素であるが、0.1 wt％を超えて添加しても効果
が飽和するのみでなく、介在物の増加による成形性の劣
化を引き起こすので、その含有量は0.1 wt％以下、好ま
しくは0.02〜0.06wt％にする必要がある。
【００１９】Ti：0.2 wt％以下； Tiは、鋼中の固溶
C,N,S を固定して、深絞り性に有利な集合組織を形成す
る作用があるが、 0.2wt％を超えて添加すると、鋼中に
Tiりん化物を生じて、伸び、ｒ値を劣化させる。したが
って、その添加量は0.2 wt％以下、好ましくは0.03〜0.
12wt％にする必要がある。
C,N,S を固定して、深絞り性に有利な集合組織を形成す
る作用があるが、 0.2wt％を超えて添加すると、鋼中に
Tiりん化物を生じて、伸び、ｒ値を劣化させる。したが
って、その添加量は0.2 wt％以下、好ましくは0.03〜0.
12wt％にする必要がある。
【００２０】Nb:0.001〜0.1 wt％；Nbは、鋼中のＣをNb
Ｃとして固定するとともに、仕上圧延前の組織を微細化
することにより、深絞り性に有利な集合組織を形成する
効果がある。また、この発明の極低炭素鋼において、焼
付硬化性を発揮させるのに極めて有効な元素である。Nb
の含有量が 0.001wt％未満では、その添加効果がなく、
一方、0.1 wt％を超えると、熱間圧延がオーステナイト
未再結晶状態での圧延となり、冷延・焼鈍後の成形性に
悪影響を及ぼすので、その添加量は0.001 〜0.1 wt％、
好ましくは0.003 〜0.05wt％にする必要がある。
Ｃとして固定するとともに、仕上圧延前の組織を微細化
することにより、深絞り性に有利な集合組織を形成する
効果がある。また、この発明の極低炭素鋼において、焼
付硬化性を発揮させるのに極めて有効な元素である。Nb
の含有量が 0.001wt％未満では、その添加効果がなく、
一方、0.1 wt％を超えると、熱間圧延がオーステナイト
未再結晶状態での圧延となり、冷延・焼鈍後の成形性に
悪影響を及ぼすので、その添加量は0.001 〜0.1 wt％、
好ましくは0.003 〜0.05wt％にする必要がある。
【００２１】Ｂ：0.0002〜0.005 wt％；Ｂは、耐二次加
工脆性を改善するために添加するが、0.0002wt％未満で
はその効果が得られず、一方、0.005 wt％を超えて添加
すると熱間圧延時にけるオーステナイト再結晶の遅延に
起因する圧延負荷を増大させるほか、冷延・焼鈍後の伸
び、ｒ値を劣化させるので、添加量は0.0002〜0.005 wt
％、好ましくは0.0008〜0.003 wt％の範囲にする必要が
ある。
工脆性を改善するために添加するが、0.0002wt％未満で
はその効果が得られず、一方、0.005 wt％を超えて添加
すると熱間圧延時にけるオーステナイト再結晶の遅延に
起因する圧延負荷を増大させるほか、冷延・焼鈍後の伸
び、ｒ値を劣化させるので、添加量は0.0002〜0.005 wt
％、好ましくは0.0008〜0.003 wt％の範囲にする必要が
ある。
【００２２】Ｎ：0.002 wt％以下；Ｎは、ｒ値および伸
びの両特性に悪影響を及ぼすのでその含有量は少ない程
よいが、0.002 wt％を超えるとその影響が顕著になるの
で、0.002 wt％以下、好ましくは0.0015wt％以下とする
必要がある。
びの両特性に悪影響を及ぼすのでその含有量は少ない程
よいが、0.002 wt％を超えるとその影響が顕著になるの
で、0.002 wt％以下、好ましくは0.0015wt％以下とする
必要がある。
【００２３】Ｙ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSmから選ば
れるいずれか１種または２種以上の元素の合計量：0.2
wt％以下；これらの元素は、いずれも鋼板表面に濃縮し
て、Si,Mn の表面濃縮を抑制することにより、表面処理
性とくに溶融亜鉛めっき性を改善する効果を有する。し
かし、過剰に添加すると、表面欠陥や介在物起因による
プレス加工性の低下を招くので、これら元素の添加量
は、合計量で0.2 wt％以下、好ましくは0.02〜0.12wt％
の範囲にする必要がある。
れるいずれか１種または２種以上の元素の合計量：0.2
wt％以下；これらの元素は、いずれも鋼板表面に濃縮し
て、Si,Mn の表面濃縮を抑制することにより、表面処理
性とくに溶融亜鉛めっき性を改善する効果を有する。し
かし、過剰に添加すると、表面欠陥や介在物起因による
プレス加工性の低下を招くので、これら元素の添加量
は、合計量で0.2 wt％以下、好ましくは0.02〜0.12wt％
の範囲にする必要がある。
【００２４】Ni：1.0 wt％以下、Cu：1.0 wt％以下、M
o：0.5 wt％以下；これらの元素は、いずれも、鋼板の
強化に有効であり、強度に応じて必要量を添加するが、
過剰に添加すると、ｒ値を低下させるので、それぞれN
i：1.0 wt％以下、Cu：1.0 wt％以下、Mo：0.5 wt％以
下、好ましくはNi：0.1 〜0.6wt ％、Cu：0.1 〜0.6wt
％、Mo：0.05〜0.3wt ％の範囲で添加する。
o：0.5 wt％以下；これらの元素は、いずれも、鋼板の
強化に有効であり、強度に応じて必要量を添加するが、
過剰に添加すると、ｒ値を低下させるので、それぞれN
i：1.0 wt％以下、Cu：1.0 wt％以下、Mo：0.5 wt％以
下、好ましくはNi：0.1 〜0.6wt ％、Cu：0.1 〜0.6wt
％、Mo：0.05〜0.3wt ％の範囲で添加する。
【００２５】なお、本発明において、各成分間における
相互の関係は下記の範囲にすることがｒ値の向上の点か
ら好ましい。 １）Mo,Cu,Niを添加しない場合には、 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％))／Mn( wt％) ≦1.0
また、 ２）Mo,Cu,Niを添加する場合には、 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％) ＋Mo( wt％))／(Mn( w
t ％) ＋Ni( wt％) ＋Cu( wt％))≦1.0 すなわち、上記１）、２）式において、Si、ＰおよびMo
はフェライト安定化元素であり、Mn、NiおよびCuはオー
ステナイト安定化元素であり、両元素の比を0.2 以上に
すれば、より向上する。しかし、この比が1.0 をこえる
と、鋼の変態点が高くなり、熱延板の細粒化にとって不
利であるからである。
相互の関係は下記の範囲にすることがｒ値の向上の点か
ら好ましい。 １）Mo,Cu,Niを添加しない場合には、 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％))／Mn( wt％) ≦1.0
また、 ２）Mo,Cu,Niを添加する場合には、 0.2 ≦( Si( wt％) ＋Ｐ( wt％) ＋Mo( wt％))／(Mn( w
t ％) ＋Ni( wt％) ＋Cu( wt％))≦1.0 すなわち、上記１）、２）式において、Si、ＰおよびMo
はフェライト安定化元素であり、Mn、NiおよびCuはオー
ステナイト安定化元素であり、両元素の比を0.2 以上に
すれば、より向上する。しかし、この比が1.0 をこえる
と、鋼の変態点が高くなり、熱延板の細粒化にとって不
利であるからである。
【００２６】次に、本発明の製造方法について、特にそ
の主要要件についての限定理由を説明する。 熱間圧延の終了温度：Ar3 〜Ar3+100 ℃；熱間圧延の
終了温度がAr3 未満では、２相域での圧延となり、冷延
・焼鈍後のｒ値にとって不利な集合組織を形成する。一
方、終了温度がAr3+100 ℃を超えると、熱延板の粒径が
粗大となり、深絞り性向上に有効な集合組織が発達しな
くなる。したがって、熱間圧延の終了温度はAr3 〜Ar3+
100 ℃の温度範囲とする必要がある。
の主要要件についての限定理由を説明する。 熱間圧延の終了温度：Ar3 〜Ar3+100 ℃；熱間圧延の
終了温度がAr3 未満では、２相域での圧延となり、冷延
・焼鈍後のｒ値にとって不利な集合組織を形成する。一
方、終了温度がAr3+100 ℃を超えると、熱延板の粒径が
粗大となり、深絞り性向上に有効な集合組織が発達しな
くなる。したがって、熱間圧延の終了温度はAr3 〜Ar3+
100 ℃の温度範囲とする必要がある。
【００２７】巻取温度：650 ℃以下；熱間圧延終了後
の巻取温度が、650 ℃以上になるとｒ値が低下する。ｒ
値が低下する理由は、この温度域でTiおよびＰがりん化
物を形成し、このりん化物がｒ値を劣化させているもの
と思われる。したがって、巻取温度は650 ℃以下、好ま
しくは 450〜 600℃の温度範囲とする必要がある。
の巻取温度が、650 ℃以上になるとｒ値が低下する。ｒ
値が低下する理由は、この温度域でTiおよびＰがりん化
物を形成し、このりん化物がｒ値を劣化させているもの
と思われる。したがって、巻取温度は650 ℃以下、好ま
しくは 450〜 600℃の温度範囲とする必要がある。
【００２８】焼鈍温度： 750℃〜（Ac1+50℃）；上記
工程を経た冷延板に 750℃〜（Ac1+50℃）の温度範囲で
再結晶焼鈍を施すことによって｛１１１｝再結晶集合組
織が高度に発達し、目標とするｒ値の高い高張力冷延鋼
板が得られる。すなわち、この焼鈍温度が 750℃未満で
は、再結晶組織は未発達であり r値は低くく、一方、
（Ac1+50℃）を超えると、冷却過程においてオーステナ
イトからフェライトヘの変態を生じるため、再結晶集合
組織はランダム化し、低いｒ値しか得られない。なお、
本発明の焼鈍を行うための設備については、特に定める
必要はないが、生産性、コストなどの観点からは連続焼
鈍設備によるのが望ましい。また、焼鈍時間についても
特に定めないが、10〜60 secの範囲で行うのが望まし
い。
工程を経た冷延板に 750℃〜（Ac1+50℃）の温度範囲で
再結晶焼鈍を施すことによって｛１１１｝再結晶集合組
織が高度に発達し、目標とするｒ値の高い高張力冷延鋼
板が得られる。すなわち、この焼鈍温度が 750℃未満で
は、再結晶組織は未発達であり r値は低くく、一方、
（Ac1+50℃）を超えると、冷却過程においてオーステナ
イトからフェライトヘの変態を生じるため、再結晶集合
組織はランダム化し、低いｒ値しか得られない。なお、
本発明の焼鈍を行うための設備については、特に定める
必要はないが、生産性、コストなどの観点からは連続焼
鈍設備によるのが望ましい。また、焼鈍時間についても
特に定めないが、10〜60 secの範囲で行うのが望まし
い。
【００２９】以上述べたように、本発明法において、特
定範囲の成分組成を有するスラブに、上記各条件を満足
する工程を適切に組み合わせることにより、はじめてTS
が38〜 60kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上でかつ、TS×Elが17
50（ kgf/mm2・％）以上の特性を有し、さらに焼付硬化
量が 3.0 kgf/mm2以上の特性を有する強度−延性バラン
スおよび焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板を製造することが可能となる。また、本発明法によっ
て得られる鋼板について、例えば、Ｚｎ系の電気めっき
や溶融亜鉛めっき等の表面処理を施しても、その効果は
損なわれない。
定範囲の成分組成を有するスラブに、上記各条件を満足
する工程を適切に組み合わせることにより、はじめてTS
が38〜 60kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上でかつ、TS×Elが17
50（ kgf/mm2・％）以上の特性を有し、さらに焼付硬化
量が 3.0 kgf/mm2以上の特性を有する強度−延性バラン
スおよび焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼
板を製造することが可能となる。また、本発明法によっ
て得られる鋼板について、例えば、Ｚｎ系の電気めっき
や溶融亜鉛めっき等の表面処理を施しても、その効果は
損なわれない。
【００３０】
【実施例】表１、表２および表３に示す成分組成からな
る鋼スラブ( 本発明の範囲を外れる値には下線を表示し
てある) を、1250℃に加熱し、表４および表５に示す条
件で熱間圧延を行い、酸洗後、圧下率80％の冷間圧延に
より板厚 0.8mmとし、この冷延板にアランダムバスによ
り表４および表５に示す温度で40sec の焼鈍を施した。
このようにして得られた冷延鋼板の材料特性を引張試験
により求めた。ここに、引張特性はJIS ５号引張試験片
を使用して測定し、ｒ値は引張予ひずみを15％とし３点
法により求め、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向
と45度）およびＣ方向（圧延方向と垂直）のｒ値を測定
し、平均のｒ値を、ｒ値＝（ｒL ＋２ｒ D ＋ｒc ）／４
から求めた。また、焼付硬化性（ＢＨ）は２％の予歪み
後170 ℃−20分処理したときの変形応力の上昇量により
求め、さらに、耐２次加工脆性についても、50mmφにブ
ランキング後24.4mmφポンチで絞り抜いたカップを高さ
21mmに切断し、所定の温度に保持したのち5kg-80cmの重
錘落下による割れ発生温度をTcとして求めた。
る鋼スラブ( 本発明の範囲を外れる値には下線を表示し
てある) を、1250℃に加熱し、表４および表５に示す条
件で熱間圧延を行い、酸洗後、圧下率80％の冷間圧延に
より板厚 0.8mmとし、この冷延板にアランダムバスによ
り表４および表５に示す温度で40sec の焼鈍を施した。
このようにして得られた冷延鋼板の材料特性を引張試験
により求めた。ここに、引張特性はJIS ５号引張試験片
を使用して測定し、ｒ値は引張予ひずみを15％とし３点
法により求め、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向
と45度）およびＣ方向（圧延方向と垂直）のｒ値を測定
し、平均のｒ値を、ｒ値＝（ｒL ＋２ｒ D ＋ｒc ）／４
から求めた。また、焼付硬化性（ＢＨ）は２％の予歪み
後170 ℃−20分処理したときの変形応力の上昇量により
求め、さらに、耐２次加工脆性についても、50mmφにブ
ランキング後24.4mmφポンチで絞り抜いたカップを高さ
21mmに切断し、所定の温度に保持したのち5kg-80cmの重
錘落下による割れ発生温度をTcとして求めた。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【表５】
【００３６】これらの評価結果を表４および表５に合わ
せて示す。表４および表５から明らかなように、この発
明方法によって得られた鋼板は、TSが38〜60 kgf/mm2、
ｒ値が1.8 以上、TS×Elが1750（ kgf/mm2・％）以上の
特性を有し、さらに焼付硬化量も3.0kgf/mm2程度以上を
有する優れた深絞り特性および引張り特性を有している
ことがわかる。しかしながら、比較例は、これらの特性
のうちの少なくとも一つの特性が劣っている。
せて示す。表４および表５から明らかなように、この発
明方法によって得られた鋼板は、TSが38〜60 kgf/mm2、
ｒ値が1.8 以上、TS×Elが1750（ kgf/mm2・％）以上の
特性を有し、さらに焼付硬化量も3.0kgf/mm2程度以上を
有する優れた深絞り特性および引張り特性を有している
ことがわかる。しかしながら、比較例は、これらの特性
のうちの少なくとも一つの特性が劣っている。
【００３７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
TSが38〜60 kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上、TS×Elが1750
（ kgf/mm2・％）以上の特性を有する強度−延性バラン
スに優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板が製造可能とな
る。また、本発明によれば、焼付硬化量が3.0 kgf/mm2
程度以上の焼付硬化性を有し、耐時効性にもすぐれる深
絞り加工用高張力冷延鋼板が製造可能となる。従って、
本発明によれば高強度と高加工性とを兼備した冷延鋼板
を提供でき、自動車の軽量化と安全性の向上に大きく寄
与する。
TSが38〜60 kgf/mm2、ｒ値が1.8 以上、TS×Elが1750
（ kgf/mm2・％）以上の特性を有する強度−延性バラン
スに優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板が製造可能とな
る。また、本発明によれば、焼付硬化量が3.0 kgf/mm2
程度以上の焼付硬化性を有し、耐時効性にもすぐれる深
絞り加工用高張力冷延鋼板が製造可能となる。従って、
本発明によれば高強度と高加工性とを兼備した冷延鋼板
を提供でき、自動車の軽量化と安全性の向上に大きく寄
与する。
【図１】伸びとＳ含有量との関係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 安原 英子 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
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20 wt ％、 Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以下、 Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％ Ｂ：0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる強度
−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高
張力冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20 wt ％、 Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以下、 Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％ Ｂ：0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、 を含み、かつ Ni：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下 および Mo ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深
絞り加工用高張力冷延鋼板。 - 【請求項３】 Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20 wt ％、 Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以下、 Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％ Ｂ：0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、 を含み、かつＹ、La、Ce、Pr、Nd、PmおよびSmから選ば
れるいずれか１種または２種以上の元素を合計量で0.2
wt％以下含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
る強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加
工用高張力冷延鋼板。 - 【請求項４】 Ｃ：0.002 wt％以下、 Si：0.1 〜2.0 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Ｐ：0.03 〜0.20 wt ％、 Ｓ：0.003 wt％以下、 sol Al：0.1 wt％以下、 Ti：0.2 wt％以下、 Nb:0.001〜0.1 wt％ Ｂ：0.0002〜0.005 wt％、Ｎ：0.002 wt％以下、 を含み、かつ Ni：1.0 wt％以下、 Cu：1.0 wt％以下 および Mo ：0.5 wt％以下から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有し、さらにＹ、La、Ce、Pr、Nd、Pm
およびSmから選ばれるいずれか１種または２種以上の元
素を合計量で0.2 wt％以下含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物からなる強度−延性バランス及び焼付硬化性
に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれか１つに記載の高張
力冷延鋼板を製造するにあたり、それぞれの項に記載さ
れた化学組成を有する鋼スラブを加熱し、Ar3 〜Ar3+10
0 ℃の温度範囲で熱間圧延を終了して650 ℃以下で巻き
取り、その後、スケールを除去してから冷間圧延を行
い、その後 750℃〜（Ac1+50℃）の温度範囲で焼鈍を行
うことを特徴とする強度−延性バランス及び焼付硬化性
に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4371594A JP3451703B2 (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4371594A JP3451703B2 (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07252590A true JPH07252590A (ja) | 1995-10-03 |
| JP3451703B2 JP3451703B2 (ja) | 2003-09-29 |
Family
ID=12671510
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4371594A Expired - Fee Related JP3451703B2 (ja) | 1994-03-15 | 1994-03-15 | 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3451703B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100401979B1 (ko) * | 1996-12-10 | 2004-03-20 | 주식회사 포스코 | 선상굴곡 방지성이 우수한 35Kg/mm2급 심가공용고장력 냉연강판의 제조방법 |
| KR100470643B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| JP2006336097A (ja) * | 2005-06-06 | 2006-12-14 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1994
- 1994-03-15 JP JP4371594A patent/JP3451703B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100401979B1 (ko) * | 1996-12-10 | 2004-03-20 | 주식회사 포스코 | 선상굴곡 방지성이 우수한 35Kg/mm2급 심가공용고장력 냉연강판의 제조방법 |
| KR100470643B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| JP2006336097A (ja) * | 2005-06-06 | 2006-12-14 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性に優れた合金化溶融亜鉛めっき用鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4555738B2 (ja) * | 2005-06-06 | 2010-10-06 | 新日本製鐵株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
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|---|---|
| JP3451703B2 (ja) | 2003-09-29 |
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