JPH0835013A - ２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0835013A JPH0835013A JP16921894A JP16921894A JPH0835013A JP H0835013 A JPH0835013 A JP H0835013A JP 16921894 A JP16921894 A JP 16921894A JP 16921894 A JP16921894 A JP 16921894A JP H0835013 A JPH0835013 A JP H0835013A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】プレス成形性と軟窒化処理後の２次加工性に優
れる冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ：0.0015％以下、Mn： 0.3％以下、Ｐ：0.01
〜0.04％、Ti： (48/14)・Ｎ％以下、Ｂ：〔(11/14) ・
｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.0020％以下、Al：
0.010〜0.090 ％以下を含み、不純物のSiは 0.3％以
下、Ｓは0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を
熱間圧延後巻取り、冷間圧延し、再結晶温度以上の温度
域で焼鈍するプレス成形性及び軟窒化処理後の２次加工
性に優れる冷延鋼板の製造方法。この方法では、上記焼
鈍後更に圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を施してもよ
い。 【効果】優れたプレス成形性と軟窒化処理後の２次加工
性とを備えた冷延鋼板を得ることができる。
れる冷延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ：0.0015％以下、Mn： 0.3％以下、Ｐ：0.01
〜0.04％、Ti： (48/14)・Ｎ％以下、Ｂ：〔(11/14) ・
｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.0020％以下、Al：
0.010〜0.090 ％以下を含み、不純物のSiは 0.3％以
下、Ｓは0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を
熱間圧延後巻取り、冷間圧延し、再結晶温度以上の温度
域で焼鈍するプレス成形性及び軟窒化処理後の２次加工
性に優れる冷延鋼板の製造方法。この方法では、上記焼
鈍後更に圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を施してもよ
い。 【効果】優れたプレス成形性と軟窒化処理後の２次加工
性とを備えた冷延鋼板を得ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形性に優
れ、さらに軟窒化処理を施した後の２次加工性に優れる
冷延鋼板に関する。
れ、さらに軟窒化処理を施した後の２次加工性に優れる
冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】冷延鋼板の軟窒化処理は耐摩耗性等を向
上させるため、プレス成形後に実施され、時として更に
軽加工が施される場合があり、この場合は軟窒化処理後
の２次加工性が大きな問題となる。
上させるため、プレス成形後に実施され、時として更に
軽加工が施される場合があり、この場合は軟窒化処理後
の２次加工性が大きな問題となる。
【０００３】このような用途には、成形性と軟窒化処理
後の２次加工性の両者を兼ね備えた箱焼鈍法による低炭
素Alキルド鋼が使用されてきた。しかし近年、さらに成
形性のよい材料が求められており、このような材料とし
て、例えば低炭素Alキルド鋼の脱炭焼鈍材がある。この
材料は、成形性および軟窒化処理後の加工性ともに良好
であるが、製造工程が多く、そのコストが極めて高くつ
くという欠点を持つ。
後の２次加工性の両者を兼ね備えた箱焼鈍法による低炭
素Alキルド鋼が使用されてきた。しかし近年、さらに成
形性のよい材料が求められており、このような材料とし
て、例えば低炭素Alキルド鋼の脱炭焼鈍材がある。この
材料は、成形性および軟窒化処理後の加工性ともに良好
であるが、製造工程が多く、そのコストが極めて高くつ
くという欠点を持つ。
【０００４】上記の箱焼鈍低炭素Alキルド鋼よりも成形
性がよい材料は、極低炭素鋼を連続焼鈍することにより
得ることができる。連続焼鈍によるこの種の鋼には、例
えば特開昭60−9830号公報に示される深絞り性の優れた
冷延鋼板のように、若干の固溶Ｃ等を残した微量Ti添加
鋼、特開昭61−113724号公報に示されるプレス成形性の
優れた冷延鋼板のように、極低炭素鋼にTi、Nb等を添加
し、固溶Ｃ、Ｎ等をなくしたＩＦ鋼等がある。
性がよい材料は、極低炭素鋼を連続焼鈍することにより
得ることができる。連続焼鈍によるこの種の鋼には、例
えば特開昭60−9830号公報に示される深絞り性の優れた
冷延鋼板のように、若干の固溶Ｃ等を残した微量Ti添加
鋼、特開昭61−113724号公報に示されるプレス成形性の
優れた冷延鋼板のように、極低炭素鋼にTi、Nb等を添加
し、固溶Ｃ、Ｎ等をなくしたＩＦ鋼等がある。
【０００５】これらの鋼種では、実際にテストしてみる
と箱焼鈍低炭素Alキルド鋼に比べ、成形性は極めて良好
であるが、軟窒化処理後の加工性は極めて悪い。現状で
は、プレス成形性および軟窒化処理後の２次加工性の両
者を兼ね備えた鋼板は未だ開発されていない。
と箱焼鈍低炭素Alキルド鋼に比べ、成形性は極めて良好
であるが、軟窒化処理後の加工性は極めて悪い。現状で
は、プレス成形性および軟窒化処理後の２次加工性の両
者を兼ね備えた鋼板は未だ開発されていない。
【０００６】軟窒化処理用鋼として、特開昭55−76046
号公報に示されるように極低炭素鋼にTiを添加した鋼も
ある。この鋼は軟窒化処理後の硬化層深さを容易に向上
させることを目的とするものであって、プレス成形性や
軟窒化処理後の加工性の向上については何ら示されてい
ない。
号公報に示されるように極低炭素鋼にTiを添加した鋼も
ある。この鋼は軟窒化処理後の硬化層深さを容易に向上
させることを目的とするものであって、プレス成形性や
軟窒化処理後の加工性の向上については何ら示されてい
ない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、プレ
ス成形性および軟窒化処理後の２次加工性に優れる冷延
鋼板を製造することができる方法を提供することにあ
る。
ス成形性および軟窒化処理後の２次加工性に優れる冷延
鋼板を製造することができる方法を提供することにあ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
(1) および(2) のプレス成形性および軟窒化処理後の２
次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法にある。
(1) および(2) のプレス成形性および軟窒化処理後の２
次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法にある。
【０００９】(1) 重量％で、Ｃ：0.0015％以下、
Mn： 0.3％以下、Ｐ：0.01％以上で0.04％以
下、 Ti： (48/14)・Ｎ％以下、Ｂ：〔(11/14) ・
｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.0020％以下、Al：
0.010％以上で 0.090％以下を含有し、残部はFeと不可
避的不純物からなり、不純物中のSiは 0.3％以下、Ｓは
0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を、熱間圧
延した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上の温
度域で焼鈍することを特徴とするプレス成形性および軟
窒化処理後の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法
（以下、第１の方法という）。
Mn： 0.3％以下、Ｐ：0.01％以上で0.04％以
下、 Ti： (48/14)・Ｎ％以下、Ｂ：〔(11/14) ・
｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.0020％以下、Al：
0.010％以上で 0.090％以下を含有し、残部はFeと不可
避的不純物からなり、不純物中のSiは 0.3％以下、Ｓは
0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を、熱間圧
延した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上の温
度域で焼鈍することを特徴とするプレス成形性および軟
窒化処理後の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法
（以下、第１の方法という）。
【００１０】(2)上記(1) の組成の素材鋼を、熱間圧延
した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上の温度
域で焼鈍し、次いで 圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を
施すことを特徴とするプレス成形性および軟窒化処理後
の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法（以下、第２
の方法という）。
した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上の温度
域で焼鈍し、次いで 圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を
施すことを特徴とするプレス成形性および軟窒化処理後
の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法（以下、第２
の方法という）。
【００１１】上記素材鋼ではいずれも、Mnの下限は0.01
％とするのが望ましい。
％とするのが望ましい。
【００１２】
【作用】本発明者は、極低炭素鋼の軟窒化処理後の２次
加工性の改善を目指し、種々の検討を行った結果、その
２次加工性が悪い理由は、鋼板中に固溶Tiが存在する場
合、軟窒化処理中に雰囲気から侵入するＣ、Ｎと結合
し、Tiの炭窒化物として微細に析出するため、靱性が劣
化するからであることをつきとめた。
加工性の改善を目指し、種々の検討を行った結果、その
２次加工性が悪い理由は、鋼板中に固溶Tiが存在する場
合、軟窒化処理中に雰囲気から侵入するＣ、Ｎと結合
し、Tiの炭窒化物として微細に析出するため、靱性が劣
化するからであることをつきとめた。
【００１３】すなわち、Ti含有量を実質的にＮ当量以下
にすることにより、軟窒化処理時にTi系炭窒化物の生成
を防ぎ、靱性の低下を回避することにより、軟窒化処理
後の加工性を向上させることができることを見いだし
た。
にすることにより、軟窒化処理時にTi系炭窒化物の生成
を防ぎ、靱性の低下を回避することにより、軟窒化処理
後の加工性を向上させることができることを見いだし
た。
【００１４】さらに、Tiの他に微量のＢを添加し、TiＮ
として析出する以外のＮをＢＮとして析出させ、かつＣ
含有量を極力低減させることにより、同時に良好なプレ
ス成形性が得られるという知見を得て本発明をなした。
として析出する以外のＮをＢＮとして析出させ、かつＣ
含有量を極力低減させることにより、同時に良好なプレ
ス成形性が得られるという知見を得て本発明をなした。
【００１５】本発明方法の対象となる素材鋼の化学組成
を、前記のように限定した理由について以下に説明す
る。合金成分の％は重量％を意味する。
を、前記のように限定した理由について以下に説明す
る。合金成分の％は重量％を意味する。
【００１６】Ｃ：0.0015％以下 鋼板中のＣ含有量を極力低減させることにより、優れた
プレス成形性と軟窒化処理後の２次加工性を両立させる
ことができる。このため、素材鋼中のＣ含有量は低いほ
ど望ましい。Ｃが、0.0015％を超えると固溶Ｃが多くな
りすぎるため、降伏応力（ＹＳ）が高くなるとともにｒ
値、伸びも低くなり、プレス成形性に劣る。よって、Ｃ
含有量の上限は0.0015％とした。
プレス成形性と軟窒化処理後の２次加工性を両立させる
ことができる。このため、素材鋼中のＣ含有量は低いほ
ど望ましい。Ｃが、0.0015％を超えると固溶Ｃが多くな
りすぎるため、降伏応力（ＹＳ）が高くなるとともにｒ
値、伸びも低くなり、プレス成形性に劣る。よって、Ｃ
含有量の上限は0.0015％とした。
【００１７】Mn： 0.3％以下 Mnは熱間圧延時のＳによる熱間脆性を防止するために、
Mn含有量はＳ含有量の８倍以上が必要である。通常、Ｓ
は0.01％程度不可避的に存在するために、Mn含有量は0.
10％以上とするのが望ましい。一方、 0.3％を超えると
Ｃと共存することにより、ｒ値の向上に対して好ましく
ない集合組織を発達させる。よって、Mn含有量の上限は
0.3％とした。
Mn含有量はＳ含有量の８倍以上が必要である。通常、Ｓ
は0.01％程度不可避的に存在するために、Mn含有量は0.
10％以上とするのが望ましい。一方、 0.3％を超えると
Ｃと共存することにより、ｒ値の向上に対して好ましく
ない集合組織を発達させる。よって、Mn含有量の上限は
0.3％とした。
【００１８】Ｐ：0.01〜0.04％ 炭窒化物の析出量が少ない成分系においては、通常の熱
間圧延では熱延板の結晶粒径が大きくなる傾向にあるた
め、冷間圧延、再結晶後のｒ値が低くなる。したがっ
て、熱延板を細粒化するため、この効果があるＰを適切
に含有させる。この効果を得るには0.01％以上含有させ
る必要がある。しかし、Ｐ含有量が0.04％を超えると延
性を劣化させる。
間圧延では熱延板の結晶粒径が大きくなる傾向にあるた
め、冷間圧延、再結晶後のｒ値が低くなる。したがっ
て、熱延板を細粒化するため、この効果があるＰを適切
に含有させる。この効果を得るには0.01％以上含有させ
る必要がある。しかし、Ｐ含有量が0.04％を超えると延
性を劣化させる。
【００１９】Ti： (48/14)・Ｎ％以下 Tiは本発明において最も重要な元素の一つであり、固溶
Ｎ量を低下させるために含有させるが、限定理由は次の
とおりである。
Ｎ量を低下させるために含有させるが、限定理由は次の
とおりである。
【００２０】固溶Ｎをなくすためには、Ti含有量はＮ当
量と同等もしくはそれ以下にする。
量と同等もしくはそれ以下にする。
【００２１】Ti含有量がＮ当量を超えると、TiＮ以外の
Tiの大部分はTiＳ、TiＣ、 Ti4C2S2として析出するが、
一部は鋼板に固溶Tiとして残存する。この残存固溶Tiが
存在すると軟窒化処理時に Ti(ＣＮ）などとして微細に
析出するため、軟窒化処理後の２次加工性が悪くなる。
よって、Ti含有量は (48/14)・Ｎ％以下とした。
Tiの大部分はTiＳ、TiＣ、 Ti4C2S2として析出するが、
一部は鋼板に固溶Tiとして残存する。この残存固溶Tiが
存在すると軟窒化処理時に Ti(ＣＮ）などとして微細に
析出するため、軟窒化処理後の２次加工性が悪くなる。
よって、Ti含有量は (48/14)・Ｎ％以下とした。
【００２２】しかし、Ti含有量がＮ当量に対して少なす
ぎると、後述するＢ含有量が増加し絞り性に好ましくな
い集合組織が形成される。これを防止するためのTi含有
量の好ましい下限は 0.6× (48/14)・Ｎ％である。
ぎると、後述するＢ含有量が増加し絞り性に好ましくな
い集合組織が形成される。これを防止するためのTi含有
量の好ましい下限は 0.6× (48/14)・Ｎ％である。
【００２３】Ｂ：〔(11/14) ・｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕
％以上で0.0020％以下 ＢはTiとともに本発明において最も重要な元素であり、
Ti含有量を上記のようにＮ当量以下にする場合、固溶Ｎ
が存在することになるが、この固溶Ｎの影響により再結
晶焼鈍後に絞り性に好ましい集合組織を得ることができ
ない。したがって、固溶ＮをＢＮとして析出させるため
にＢを添加し、ＢはTiと合わせてＮ当量以上になるよう
に含有させなければならない。よって、Ｂ含有量は〔(1
1/14) ・｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上とした。
％以上で0.0020％以下 ＢはTiとともに本発明において最も重要な元素であり、
Ti含有量を上記のようにＮ当量以下にする場合、固溶Ｎ
が存在することになるが、この固溶Ｎの影響により再結
晶焼鈍後に絞り性に好ましい集合組織を得ることができ
ない。したがって、固溶ＮをＢＮとして析出させるため
にＢを添加し、ＢはTiと合わせてＮ当量以上になるよう
に含有させなければならない。よって、Ｂ含有量は〔(1
1/14) ・｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上とした。
【００２４】一方、Ｂ含有量が0.0020％を超えて過剰に
なるとｒ値を低下させる。よって、その上限は0.0020％
とした。
なるとｒ値を低下させる。よって、その上限は0.0020％
とした。
【００２５】ＢのみでＮの全てを析出させるとＢ含有量
が増加し、ｒ値を低下させるのでTiとＢの複合添加が必
須である。
が増加し、ｒ値を低下させるのでTiとＢの複合添加が必
須である。
【００２６】Al： 0.010〜0.090 ％ Alは脱酸のため添加する。脱酸効果を得るには0.010 ％
以上含有させる必要がある。一方、Al含有量が0.090 ％
を超えると脱酸効果は飽和し、コスト増を招くだけであ
るので、その上限は0.090 ％とした。
以上含有させる必要がある。一方、Al含有量が0.090 ％
を超えると脱酸効果は飽和し、コスト増を招くだけであ
るので、その上限は0.090 ％とした。
【００２７】Si：0.3 ％以下 Si含有量が多いほど延性が劣化するため、低いほど望ま
しい。この理由で不可避的不純物として扱う。Si含有量
が 0.3％を超えると延性劣化の許容限界を超えるので、
その上限は 0.3％とした。
しい。この理由で不可避的不純物として扱う。Si含有量
が 0.3％を超えると延性劣化の許容限界を超えるので、
その上限は 0.3％とした。
【００２８】Ｓ：0.02％以下 Ｓは不可避的不純物であり、その含有量が高いと熱間脆
性を防止するためのMn含有量も多くなり、結果として前
述のようにｒ値が悪くなる。よって、極力低くすること
が望ましい。許容上限が0.02％である。
性を防止するためのMn含有量も多くなり、結果として前
述のようにｒ値が悪くなる。よって、極力低くすること
が望ましい。許容上限が0.02％である。
【００２９】Ｎ：0.005 ％以下 Ｎは不可避的不純物である。固溶Ｎが存在すると絞り性
が劣化するため、前述のようにＮはTiＮ及びＢＮとして
析出させなければならない。Ｎ含有量が 0.005％を超え
ると、これらの窒化物を析出させるためのTi及びＢの含
有量が高くなるばかりでなく、延性も阻害される。よっ
て、Ｎ含有量の上限は0.005 ％とした。
が劣化するため、前述のようにＮはTiＮ及びＢＮとして
析出させなければならない。Ｎ含有量が 0.005％を超え
ると、これらの窒化物を析出させるためのTi及びＢの含
有量が高くなるばかりでなく、延性も阻害される。よっ
て、Ｎ含有量の上限は0.005 ％とした。
【００３０】次に、本発明方法の製造工程とその一部の
条件の限定理由を述べる。本発明の第１の方法は、上記
の素材鋼を熱間圧延した後巻取り、次いで冷間圧延を施
し、その後再結晶温度以上の温度域で焼鈍するものであ
る。
条件の限定理由を述べる。本発明の第１の方法は、上記
の素材鋼を熱間圧延した後巻取り、次いで冷間圧延を施
し、その後再結晶温度以上の温度域で焼鈍するものであ
る。
【００３１】熱間圧延：通常の方法と条件にしたがって
行うが、その完了（仕上）温度は冷延製品で良好な深絞
り性を得るため、Ａr3点以上とするのが好ましい。
行うが、その完了（仕上）温度は冷延製品で良好な深絞
り性を得るため、Ａr3点以上とするのが好ましい。
【００３２】巻取り：熱間圧延後の巻取温度には特に制
約はない。これは、TiおよびＢは圧延の仕上げまでにTi
ＮおよびＢＮとして実質的に析出してしまうので、巻取
り温度はこれらの窒化物の生成に影響しないからであ
る。
約はない。これは、TiおよびＢは圧延の仕上げまでにTi
ＮおよびＢＮとして実質的に析出してしまうので、巻取
り温度はこれらの窒化物の生成に影響しないからであ
る。
【００３３】冷間圧延：通常の方法と条件にしたがって
行うが、冷間圧延率が高いほどｒ値が良好となるため、
冷間圧延率は70％以上とするのが望ましい。
行うが、冷間圧延率が高いほどｒ値が良好となるため、
冷間圧延率は70％以上とするのが望ましい。
【００３４】焼鈍条件：焼鈍方法は、箱焼鈍または連続
焼鈍のいずれを用いてもよい。その温度が再結晶温度未
満では圧延加工組織が残り、鋼板のプレス性が劣化す
る。
焼鈍のいずれを用いてもよい。その温度が再結晶温度未
満では圧延加工組織が残り、鋼板のプレス性が劣化す
る。
【００３５】本発明の第２の方法は、上記の焼鈍後さら
に、圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を施すものである。
この調質圧延は鋼板を低ＹＳにしたい場合に、必要に応
じて実施する。この効果を得るには圧延率にして 0.3％
の調質圧延が必要である。一方、圧延率が 1.5％を超え
る調質圧延を施すと逆にＹＳが増加し、また延性の劣化
も大きくなる。
に、圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧延を施すものである。
この調質圧延は鋼板を低ＹＳにしたい場合に、必要に応
じて実施する。この効果を得るには圧延率にして 0.3％
の調質圧延が必要である。一方、圧延率が 1.5％を超え
る調質圧延を施すと逆にＹＳが増加し、また延性の劣化
も大きくなる。
【００３６】
（試験１）表１に示す化学組成の素材鋼スラブを製造し
て熱間圧延し、仕上温度は 890〜920 ℃、巻取温度は 5
80〜630 ℃、熱延板厚さは 3.8mmとした。これを酸洗
後、板厚 0.8mmに冷間圧延した。
て熱間圧延し、仕上温度は 890〜920 ℃、巻取温度は 5
80〜630 ℃、熱延板厚さは 3.8mmとした。これを酸洗
後、板厚 0.8mmに冷間圧延した。
【００３７】
【表１】
【００３８】次に、得られた冷延鋼板を連続焼鈍炉を用
いて焼鈍温度 820℃、保持時間約６０秒の条件で焼鈍し
た。その後 ０．６％の調質圧延を施し、得られたそれ
ぞれの鋼板から試験片を切り出し、引張特性を調査し
た。この結果を表２に示す。
いて焼鈍温度 820℃、保持時間約６０秒の条件で焼鈍し
た。その後 ０．６％の調質圧延を施し、得られたそれ
ぞれの鋼板から試験片を切り出し、引張特性を調査し
た。この結果を表２に示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】表２のｒm 値は３方向平均ｒ値を示し、
(ｒ０°＋２ｒ45°＋ｒ90°) ／４の式を用いて算出し
た。その他の特性値は０°方向（圧延方向）の試験値で
ある。
(ｒ０°＋２ｒ45°＋ｒ90°) ／４の式を用いて算出し
た。その他の特性値は０°方向（圧延方向）の試験値で
ある。
【００４１】連続焼鈍後の鋼板から、板厚 0.8mm、直径
50mmφの円筒絞り品 (絞り比1.8)のサンプルを作製し、
軟窒化処理に供した。軟窒化処理はガス軟窒化法とし、
RX＋NH3 ガスを主成分とする雰囲気中に580 ℃で60分間
保持した。
50mmφの円筒絞り品 (絞り比1.8)のサンプルを作製し、
軟窒化処理に供した。軟窒化処理はガス軟窒化法とし、
RX＋NH3 ガスを主成分とする雰囲気中に580 ℃で60分間
保持した。
【００４２】軟窒化処理後の加工性の評価は、図１に示
す方法により、ガス軟窒化処理後の円筒絞り品１を円錐
台２に被せた後、上方から水平面を有する治具３で圧縮
し、破壊に至るまでの治具３の移動距離を用いて行っ
た。この結果を表２に併せて示す。
す方法により、ガス軟窒化処理後の円筒絞り品１を円錐
台２に被せた後、上方から水平面を有する治具３で圧縮
し、破壊に至るまでの治具３の移動距離を用いて行っ
た。この結果を表２に併せて示す。
【００４３】表２に示すように、本発明方法に従って製
造された鋼板(No.１〜５) では、いずれも伸びとｒm 値
が高く、降伏応力（ＹＳ）も低い。また、軟窒化処理後
の２次加工性も良好である。
造された鋼板(No.１〜５) では、いずれも伸びとｒm 値
が高く、降伏応力（ＹＳ）も低い。また、軟窒化処理後
の２次加工性も良好である。
【００４４】比較例についてみると、No.6、11ではＣ含
有量が上限を超えているため、ＹＳは高く、伸びおよび
ｒm 値が低い。No.7ではＰ含有量が上限を超えているた
め、ＹＳが高く、伸びが低い。No.8ではMn含有量が上限
を超えているため、ｒm 値が低い。No.9、10ではTi含有
量が上限を超えているため、機械的性質は良好であるが
軟窒化処理後の２次加工性に劣る。 No.12、13では、Ti
およびＢの含有量がＮ当量以下であるため、ｒm 値が低
くなっている。
有量が上限を超えているため、ＹＳは高く、伸びおよび
ｒm 値が低い。No.7ではＰ含有量が上限を超えているた
め、ＹＳが高く、伸びが低い。No.8ではMn含有量が上限
を超えているため、ｒm 値が低い。No.9、10ではTi含有
量が上限を超えているため、機械的性質は良好であるが
軟窒化処理後の２次加工性に劣る。 No.12、13では、Ti
およびＢの含有量がＮ当量以下であるため、ｒm 値が低
くなっている。
【００４５】（試験２）表３に示す組成の素材鋼スラブ
を製造し、試験１と同条件で連続焼鈍までを行った。そ
の後０〜2.0 ％の範囲で圧延率 (伸率) を変化させ調質
圧延を施した。
を製造し、試験１と同条件で連続焼鈍までを行った。そ
の後０〜2.0 ％の範囲で圧延率 (伸率) を変化させ調質
圧延を施した。
【００４６】得られたそれぞれの鋼板から試験片を切り
出し、引張特性を調査した。この結果を表４に示す。特
性値は０°方向の試験値である。
出し、引張特性を調査した。この結果を表４に示す。特
性値は０°方向の試験値である。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】表４に示すように、調質圧延率が本発明範
囲のNo.2〜５では、ＹＳが低く、伸びが高い。No.1では
調質圧延なしであるため伸びは良好であるが、ＹＳが高
い。
囲のNo.2〜５では、ＹＳが低く、伸びが高い。No.1では
調質圧延なしであるため伸びは良好であるが、ＹＳが高
い。
【００５０】No.6では調質圧延率が高すぎるためＹＳは
高く、また伸びも低い。
高く、また伸びも低い。
【００５１】
【発明の効果】本発明方法によれば、良好な成形性と軟
窒化処理後の２次加工性を兼備した冷間圧延鋼板の製造
が可能である。
窒化処理後の２次加工性を兼備した冷間圧延鋼板の製造
が可能である。
【図１】軟窒化処理後の加工性の評価試験方法を説明す
る概略図である。
る概略図である。
１：円筒絞り品、２：円錐台、３：治具
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.0015％以下、
Mn： 0.3％以下、 Ｐ：0.01％以上で0.04％以下、 Ti： (48/14)・Ｎ％
以下、 Ｂ：〔(11/14) ・｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.00
20％以下、 Al： 0.010％以上で 0.090％以下を含有し、残部はFeと
不可避的不純物からなり、不純物中のSiは 0.3％以下、
Ｓは0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を、熱
間圧延した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上
の温度域で焼鈍することを特徴とするプレス成形性およ
び軟窒化処理後の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：0.0015％以下、
Mn： 0.3％以下、 Ｐ：0.01％以上で0.04％以下、 Ti： (48/14)・Ｎ％
以下、 Ｂ：〔(11/14) ・｛Ｎ−(14/48) ・Ti｝〕％以上で0.00
20％以下、 Al： 0.010％以上で 0.090％以下を含有し、残部はFeと
不可避的不純物からなり、不純物中のSiは 0.3％以下、
Ｓは0.02％以下、Ｎは 0.005％以下である素材鋼を、熱
間圧延した後巻取り、冷間圧延を施し、再結晶温度以上
の温度域で焼鈍し、次いで圧延率 0.3〜1.5 ％の調質圧
延を施すことを特徴とするプレス成形性および軟窒化処
理後の２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16921894A JPH0835013A (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | ２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16921894A JPH0835013A (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | ２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0835013A true JPH0835013A (ja) | 1996-02-06 |
Family
ID=15882408
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16921894A Pending JPH0835013A (ja) | 1994-07-21 | 1994-07-21 | ２次加工性に優れる冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0835013A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005264205A (ja) * | 2004-03-17 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 窒化処理用鋼板 |
| JP2007039759A (ja) * | 2005-08-04 | 2007-02-15 | Nippon Steel Corp | 溶融メッキ鋼板の製造方法，前処理洗浄装置，及び溶融メッキライン設備 |
-
1994
- 1994-07-21 JP JP16921894A patent/JPH0835013A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005264205A (ja) * | 2004-03-17 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 窒化処理用鋼板 |
| JP4561136B2 (ja) * | 2004-03-17 | 2010-10-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 窒化処理用鋼板 |
| JP2007039759A (ja) * | 2005-08-04 | 2007-02-15 | Nippon Steel Corp | 溶融メッキ鋼板の製造方法，前処理洗浄装置，及び溶融メッキライン設備 |
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