JP2510367B2 - 焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は焼付硬化性および加工性
に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法に関し、さら
に詳しくは、連続焼鈍による加工性および焼付硬化性に
優れ、さらに、常温時効性にも優れている非時効性冷間
圧延鋼板の製造方法に関するものである。
に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法に関し、さら
に詳しくは、連続焼鈍による加工性および焼付硬化性に
優れ、さらに、常温時効性にも優れている非時効性冷間
圧延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】一般に、自動車の外板等の加工用素材に必
要とされる特性としては、所定の形状に加工を行うた
めには、高いプレス成形性および形状凍結性を有するこ
と、加工後の表面にストレッチャーストレインと言わ
れている皺がないような美観を有していること、自動
車車体の重量を軽減するために素材を薄肉化した場合、
耐デント性を損なわないような充分な降伏強度を有する
こと、等が挙げられている。
要とされる特性としては、所定の形状に加工を行うた
めには、高いプレス成形性および形状凍結性を有するこ
と、加工後の表面にストレッチャーストレインと言わ
れている皺がないような美観を有していること、自動
車車体の重量を軽減するために素材を薄肉化した場合、
耐デント性を損なわないような充分な降伏強度を有する
こと、等が挙げられている。
【０００３】このような特性を同時に満足するための対
策としては、加工時に軟質で、かつ、塗装焼付工程にお
いて降伏強度の上昇を図ることができ、さらに、常温時
効性に優れた冷間圧延鋼板を連続焼鈍により製造する方
法が提案されている（特公昭５９−０２０７３３号公
報、特開平０２−１２５８１７号公報、特開昭６１−１
１７２２５号公報、特開昭５８−０２２３３３号公報、
特開昭５６−１１９７３４号公報参照）。
策としては、加工時に軟質で、かつ、塗装焼付工程にお
いて降伏強度の上昇を図ることができ、さらに、常温時
効性に優れた冷間圧延鋼板を連続焼鈍により製造する方
法が提案されている（特公昭５９−０２０７３３号公
報、特開平０２−１２５８１７号公報、特開昭６１−１
１７２２５号公報、特開昭５８−０２２３３３号公報、
特開昭５６−１１９７３４号公報参照）。
【０００４】この種々提案されている技術においては、
Ｃ含有量および焼鈍条件を特定して、耐常温歪時効性を
阻害することなく、所定の焼付硬化を得る固溶Ｃ量レベ
ルを確保し、Ｓｉ、Ｓｉ、Ｐ等の固溶硬化を利用するこ
とにより、強度レベルを制御するものである。また、焼
付硬化性を向上させる元素としてＰを積極的に含有させ
るという提案が、特開昭５６−１１９７３４号公報、特
開平０２−１２５８１７号公報に記載されている。
Ｃ含有量および焼鈍条件を特定して、耐常温歪時効性を
阻害することなく、所定の焼付硬化を得る固溶Ｃ量レベ
ルを確保し、Ｓｉ、Ｓｉ、Ｐ等の固溶硬化を利用するこ
とにより、強度レベルを制御するものである。また、焼
付硬化性を向上させる元素としてＰを積極的に含有させ
るという提案が、特開昭５６−１１９７３４号公報、特
開平０２−１２５８１７号公報に記載されている。
【０００５】しかしながら、これらの提案においては、
焼付硬化性を向上させる機構として、鉄フェライト中の
固溶Ｃ量を所定量に維持するものであり、本質的に相当
量の固溶Ｃの存在が必要であった。また、常温時効性の
評価には種々の対策が提案されており、常温時効後（例
えば、３８℃×１６日〜３０日；特公昭５９−０２０７
３３号公報、特開平０２−１２５８１７号公報、特開昭
５６−１１９７３４号公報参照）の降伏伸びにより評価
することが採用されている。
焼付硬化性を向上させる機構として、鉄フェライト中の
固溶Ｃ量を所定量に維持するものであり、本質的に相当
量の固溶Ｃの存在が必要であった。また、常温時効性の
評価には種々の対策が提案されており、常温時効後（例
えば、３８℃×１６日〜３０日；特公昭５９−０２０７
３３号公報、特開平０２−１２５８１７号公報、特開昭
５６−１１９７３４号公報参照）の降伏伸びにより評価
することが採用されている。
【０００６】一般的に、プレス成形品の外観品質を損な
うようなストレッチャーストレインを防止するために
は、時効指数（ＡＩ；調質圧延後１０％の予歪を与え、
１００℃×１時間の時効後の時効材の降伏点と予歪時の
２％流動応力との差）を３０Ｎ／ｍｍ2以下とする必要
のあることは良く知られている。
うようなストレッチャーストレインを防止するために
は、時効指数（ＡＩ；調質圧延後１０％の予歪を与え、
１００℃×１時間の時効後の時効材の降伏点と予歪時の
２％流動応力との差）を３０Ｎ／ｍｍ2以下とする必要
のあることは良く知られている。
【０００７】しかして、上記に説明した各種の提案によ
るＣ含有量レベル（０.００１〜０.０３ｗｔ％）の範囲
において連続焼鈍を行う場合、充分低いＡＩを達成した
上で高いＢＨ量（焼付硬化量）とすることは困難であ
り、耐ストレッチャーストレイン性という観点から材質
として不充分であった。
るＣ含有量レベル（０.００１〜０.０３ｗｔ％）の範囲
において連続焼鈍を行う場合、充分低いＡＩを達成した
上で高いＢＨ量（焼付硬化量）とすることは困難であ
り、耐ストレッチャーストレイン性という観点から材質
として不充分であった。
【０００８】また、Ｒ．Ｓｔｅｖｅｎｓｏｎ（Ｍｅｔ．
Ｔｒａｎｓ．Ａ，１９８０，ｐ．１９０９）が明らかに
しているように、フェライト中の固溶Ｃは局所伸びを低
減させ、鋼板の加工性を評価する有効な指標値であるＬ
ＤＨ0（Ａ．Ｋ．Ｇｈｏｓｈ：Ｍｅｔ．Ｅｎｇ．Ｑ．，
１９７４，ｐ．３０）を低下させるという問題があっ
た。そして、加工性の面からも従来の方法によって製造
された材質は不充分なものであった。
Ｔｒａｎｓ．Ａ，１９８０，ｐ．１９０９）が明らかに
しているように、フェライト中の固溶Ｃは局所伸びを低
減させ、鋼板の加工性を評価する有効な指標値であるＬ
ＤＨ0（Ａ．Ｋ．Ｇｈｏｓｈ：Ｍｅｔ．Ｅｎｇ．Ｑ．，
１９７４，ｐ．３０）を低下させるという問題があっ
た。そして、加工性の面からも従来の方法によって製造
された材質は不充分なものであった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
たような、従来において提案されている夫れ夫れの技術
の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検
討を重ねた結果、高い焼付硬化量（ＢＨ量）を確保しな
がら、耐常温時効性と加工性を共に保持させるために
は、連続焼鈍中の冷却条件を特定し、粒内にある程度の
量の炭化物を析出させることにより、固溶Ｃ量を低く
し、かつ、低い固溶量のＣレベルにおいて高いＢＨ量を
得るために含有元素を特定することが良いことを知見
し、連続焼鈍後の炭化物析出形態と固溶Ｃ量の調整およ
び含有元素の成分割合を調整することにより、耐常温時
効性と焼付硬化性とを共に保持し、かつ、従来の連続焼
鈍による焼付硬化性Ａｌキルド鋼板の加工性に劣るとい
う問題を解決したものであり、降伏応力（ＹＳ）２７０
Ｎ／ｍｍ2以下、引張強度（ＴＳ）３３０Ｎ／ｍｍ2以
上、全伸び４０％以上、ｒ値が１.３以上、焼付硬化性
を示す焼付硬化量（ＢＨ量）が４０Ｎ／ｍｍ2以上で、
耐常温時効性を示す時効指数（ＡＩ）が３０Ｎ／ｍｍ2
以下、局部延性の指標であるＬＤＨ0が３１ｍｍ以上を
有する焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧
延鋼板の製造方法を開発したのである。
たような、従来において提案されている夫れ夫れの技術
の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検
討を重ねた結果、高い焼付硬化量（ＢＨ量）を確保しな
がら、耐常温時効性と加工性を共に保持させるために
は、連続焼鈍中の冷却条件を特定し、粒内にある程度の
量の炭化物を析出させることにより、固溶Ｃ量を低く
し、かつ、低い固溶量のＣレベルにおいて高いＢＨ量を
得るために含有元素を特定することが良いことを知見
し、連続焼鈍後の炭化物析出形態と固溶Ｃ量の調整およ
び含有元素の成分割合を調整することにより、耐常温時
効性と焼付硬化性とを共に保持し、かつ、従来の連続焼
鈍による焼付硬化性Ａｌキルド鋼板の加工性に劣るとい
う問題を解決したものであり、降伏応力（ＹＳ）２７０
Ｎ／ｍｍ2以下、引張強度（ＴＳ）３３０Ｎ／ｍｍ2以
上、全伸び４０％以上、ｒ値が１.３以上、焼付硬化性
を示す焼付硬化量（ＢＨ量）が４０Ｎ／ｍｍ2以上で、
耐常温時効性を示す時効指数（ＡＩ）が３０Ｎ／ｍｍ2
以下、局部延性の指標であるＬＤＨ0が３１ｍｍ以上を
有する焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧
延鋼板の製造方法を開発したのである。
【００１０】本発明に係る焼付硬化性および加工性に優
れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の特徴とするとこ
ろは、 Ｃ ０．００５〜０．０２５ｗｔ％、Ｓｉ ≦０．０８ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０５〜０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｏｌ．Ａｌ ０．０３〜０．１０ｗｔ％、Ｎ ≦０．００８０ｗｔ％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、熱間圧延および酸洗を行い、６０％以上の圧下率に
より冷間圧延を行った後、再結晶温度以上９００℃以下
の温度にて焼鈍を行い、ついで１０℃／秒以上の平均冷
却速度で３００℃〜室温の温度にまで冷却し、続いて、
３３０〜４５０℃の温度において過時効処理を行い、連
続焼鈍および過時効処理中に析出した全炭化物に対する
粒内炭化物の体積百分率を８０％以上とすることにあ
る。
れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の特徴とするとこ
ろは、 Ｃ ０．００５〜０．０２５ｗｔ％、Ｓｉ ≦０．０８ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０５〜０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｏｌ．Ａｌ ０．０３〜０．１０ｗｔ％、Ｎ ≦０．００８０ｗｔ％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、熱間圧延および酸洗を行い、６０％以上の圧下率に
より冷間圧延を行った後、再結晶温度以上９００℃以下
の温度にて焼鈍を行い、ついで１０℃／秒以上の平均冷
却速度で３００℃〜室温の温度にまで冷却し、続いて、
３３０〜４５０℃の温度において過時効処理を行い、連
続焼鈍および過時効処理中に析出した全炭化物に対する
粒内炭化物の体積百分率を８０％以上とすることにあ
る。
【００１１】本発明に係る焼付硬化性および加工性に優
れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法について、以下詳
細に説明する。先ず、本発明に係る焼付硬化性および加
工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法において
称する鋼の含有成分および成分割合について説明する。
れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法について、以下詳
細に説明する。先ず、本発明に係る焼付硬化性および加
工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法において
称する鋼の含有成分および成分割合について説明する。
【００１２】Ｃは時効硬化性からみて制限される元素で
あり、含有量が０.００５ｗｔ％未満では、連続焼鈍中
の過冷却過程におけるＣ過飽和度が低く、粒内に炭化物
を析出させるたけの駆動力が得られないので、焼鈍後の
フェライト中の固溶Ｃ量を低減させることができず、か
つ、耐常温時効性を期待することができず、また、含有
量が０.０２５ｗｔ％を越えて含有させると加工性が劣
化するようになる。よって、Ｃ含有量は０.００５〜０.
０２５ｗｔ％とする。
あり、含有量が０.００５ｗｔ％未満では、連続焼鈍中
の過冷却過程におけるＣ過飽和度が低く、粒内に炭化物
を析出させるたけの駆動力が得られないので、焼鈍後の
フェライト中の固溶Ｃ量を低減させることができず、か
つ、耐常温時効性を期待することができず、また、含有
量が０.０２５ｗｔ％を越えて含有させると加工性が劣
化するようになる。よって、Ｃ含有量は０.００５〜０.
０２５ｗｔ％とする。
【００１３】Ｓｉは含有量が０.０８ｗｔ％を越える
と、過冷却過程において粒内に析出する炭化物の析出サ
イト数を減少させ、焼鈍後に残留する固溶Ｃ量を効果的
に減少させることが困難となり、耐常温時効性を劣化さ
せる。よって、Ｓｉ含有量は０.０８ｗｔ％以下とす
る。
と、過冷却過程において粒内に析出する炭化物の析出サ
イト数を減少させ、焼鈍後に残留する固溶Ｃ量を効果的
に減少させることが困難となり、耐常温時効性を劣化さ
せる。よって、Ｓｉ含有量は０.０８ｗｔ％以下とす
る。
【００１４】Ｍｎは含有量が０.０５ｗｔ％未満では熱
間脆性を防止することは期待できず、また、０.８０ｗ
ｔ％を越えて含有させるとプレス成形性の劣化を避ける
ことはできない。よって、Ｍｎ含有量は０.０５〜０.８
０ｗｔ％とする。
間脆性を防止することは期待できず、また、０.８０ｗ
ｔ％を越えて含有させるとプレス成形性の劣化を避ける
ことはできない。よって、Ｍｎ含有量は０.０５〜０.８
０ｗｔ％とする。
【００１５】Ｐは焼付硬化性を著しく向上させ、プレス
成形性、特に、深絞り性を向上させる重要な元素であ
り、図１に示すように含有量が０.０２ｗｔ％未満では
焼付効果性を向上させることは期待できず、また、０.
１５ｗｔ％を越えて多量に含有させるとフェライトを硬
化させ、プレス成形性を大きく低下させる。よって、Ｐ
含有量は０.０２〜０.１５ｗｔ％とする。図１におい
て、●は焼付硬化性（ＢＨ）を示し、２％予歪；１７０
℃×２０ｍｉｎ時効後の応力増加量を示す。また、○は
常温時効性（ＡＩ）を示し、１０％予歪；１００℃×１
ｈｒ時効後の応力増加量を示す。
成形性、特に、深絞り性を向上させる重要な元素であ
り、図１に示すように含有量が０.０２ｗｔ％未満では
焼付効果性を向上させることは期待できず、また、０.
１５ｗｔ％を越えて多量に含有させるとフェライトを硬
化させ、プレス成形性を大きく低下させる。よって、Ｐ
含有量は０.０２〜０.１５ｗｔ％とする。図１におい
て、●は焼付硬化性（ＢＨ）を示し、２％予歪；１７０
℃×２０ｍｉｎ時効後の応力増加量を示す。また、○は
常温時効性（ＡＩ）を示し、１０％予歪；１００℃×１
ｈｒ時効後の応力増加量を示す。
【００１６】Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸および鋼中のＮを固定
し、耐常温時効性に対して極めて有害な固溶Ｎを除去す
る効果を有する元素であり、含有量が０.０３ｗｔ％未
満ではＮの固定が不充分であり、また、０.１０ｗｔ％
を越えて含有させると加工性を低下させる。よって、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ含有量は０.０３〜０.１０ｗｔ％とする。
し、耐常温時効性に対して極めて有害な固溶Ｎを除去す
る効果を有する元素であり、含有量が０.０３ｗｔ％未
満ではＮの固定が不充分であり、また、０.１０ｗｔ％
を越えて含有させると加工性を低下させる。よって、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ含有量は０.０３〜０.１０ｗｔ％とする。
【００１７】Ｎは含有量が０.００８０ｗｔ％を越えて
含有させると加工性を劣化させる。よって、Ｎ含有量は
０.００８０ｗｔ％以下とする。
含有させると加工性を劣化させる。よって、Ｎ含有量は
０.００８０ｗｔ％以下とする。
【００１８】次に、本発明に係る焼付硬化性および加工
性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法における製
造条件について説明する。即ち、上記の含有成分および
成分割合を有する鋼を、通常の工程により、熱間圧延後
酸洗を行い、続いて、冷間圧延−連続焼鈍を行うに際し
て、冷間圧延率、焼鈍温度、冷却条件、過時効温度およ
び鋼の組織について具体的に説明する。
性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法における製
造条件について説明する。即ち、上記の含有成分および
成分割合を有する鋼を、通常の工程により、熱間圧延後
酸洗を行い、続いて、冷間圧延−連続焼鈍を行うに際し
て、冷間圧延率、焼鈍温度、冷却条件、過時効温度およ
び鋼の組織について具体的に説明する。
【００１９】冷間圧延の冷間圧延率が６０％未満では、
焼付硬化性およびプレス加工性を向上させることは期待
できないので、６０％以上の圧下率により冷間圧延を行
うことが必要である。
焼付硬化性およびプレス加工性を向上させることは期待
できないので、６０％以上の圧下率により冷間圧延を行
うことが必要である。
【００２０】冷間圧延後の焼鈍は、再結晶温度以上９０
０℃以下の温度において行うのであり、プレス加工性か
らみて再結晶温度以上の温度とする必要があり、再結晶
温度未満では良好な深絞り性が得られず、また、９００
℃を越える温度ではオーステナイト化、粒成長が促進さ
れて、プレス加工性および焼付硬化性が低下する。よっ
て、焼鈍温度は再結晶温度以上９００℃以下とする。
０℃以下の温度において行うのであり、プレス加工性か
らみて再結晶温度以上の温度とする必要があり、再結晶
温度未満では良好な深絞り性が得られず、また、９００
℃を越える温度ではオーステナイト化、粒成長が促進さ
れて、プレス加工性および焼付硬化性が低下する。よっ
て、焼鈍温度は再結晶温度以上９００℃以下とする。
【００２１】焼鈍後の冷却速度は１０℃／秒以上としな
ければならず、冷却速度が１０℃／秒未満では冷却中に
炭化物の析出が進行して、その後行う過時効工程におい
て炭化物析出に必要な駆動力が大きく減少し、残留固溶
Ｃ量が増加してしまい耐常温時効性が劣化する。よっ
て、冷却速度は１０℃／秒以上とする。
ければならず、冷却速度が１０℃／秒未満では冷却中に
炭化物の析出が進行して、その後行う過時効工程におい
て炭化物析出に必要な駆動力が大きく減少し、残留固溶
Ｃ量が増加してしまい耐常温時効性が劣化する。よっ
て、冷却速度は１０℃／秒以上とする。
【００２２】また、過時効工程においては、室温〜３０
０℃の温度に上記の冷却速度により冷却する必要があり
（過冷却処理）、これは、過冷却により析出に必要な駆
動力を増大させ、析出サイトを粒界から粒内の介在物海
面および空孔等に変化させることにある。従って、粒内
析出物の核発生密度が適度に増大し、固溶Ｃの析出に必
要な平均自由工程が減少して、続く過時効処理において
粒内炭化物を目標量とする条件が整う。そして、続く過
時効処理の温度を３３０〜４５０℃とすることにより、
その炭化物が成長して、残留固溶Ｃの絶対量が減少し、
析出した全炭化物に対する粒内炭化物の体積百分率を８
０％以上とすることができ、良好な耐常温時効硬化性お
よびＬＤＨ0 によって評価される良好なプレス加工性を
維持することができる。
０℃の温度に上記の冷却速度により冷却する必要があり
（過冷却処理）、これは、過冷却により析出に必要な駆
動力を増大させ、析出サイトを粒界から粒内の介在物海
面および空孔等に変化させることにある。従って、粒内
析出物の核発生密度が適度に増大し、固溶Ｃの析出に必
要な平均自由工程が減少して、続く過時効処理において
粒内炭化物を目標量とする条件が整う。そして、続く過
時効処理の温度を３３０〜４５０℃とすることにより、
その炭化物が成長して、残留固溶Ｃの絶対量が減少し、
析出した全炭化物に対する粒内炭化物の体積百分率を８
０％以上とすることができ、良好な耐常温時効硬化性お
よびＬＤＨ0 によって評価される良好なプレス加工性を
維持することができる。
【００２３】そして、過冷却温度が３００℃を越えると
粒内析出サイトが粒界から粒内に移行する割合が減少
し、過冷却の効果、即ち続く過時効処理において粒内炭
化物を前記目標量とする条件が得られない。また、過時
効温度が３３０℃未満であると炭化物の成長が遅く、析
出した全炭化物に対する粒内炭化物の体積百分率を８０
％以上とするためには、過時効帯の滞在時間を長くする
必要があり、４５０℃を越えると過時効による焼付硬化
性、プレス加工性を向上させる効果は少なく、エネルギ
ーの損失となる。
粒内析出サイトが粒界から粒内に移行する割合が減少
し、過冷却の効果、即ち続く過時効処理において粒内炭
化物を前記目標量とする条件が得られない。また、過時
効温度が３３０℃未満であると炭化物の成長が遅く、析
出した全炭化物に対する粒内炭化物の体積百分率を８０
％以上とするためには、過時効帯の滞在時間を長くする
必要があり、４５０℃を越えると過時効による焼付硬化
性、プレス加工性を向上させる効果は少なく、エネルギ
ーの損失となる。
【００２４】さらに、全析出炭化物に対する粒内炭化物
の体積百分率が８０％以上とする組織とすることについ
て説明する。
の体積百分率が８０％以上とする組織とすることについ
て説明する。
【００２５】従来の焼付硬化性鋼板の製造法において
は、焼付硬化性を維持するためにある程度の量の固溶Ｃ
を残留させておく必要があり、特に、過冷却を行うこと
はなく、従って、充分な耐常温時効性、プレス加工性を
得ることができなかった。即ち、従来の連続焼鈍による
焼付硬化型Ａｌキルド鋼板においては、常温時効性、焼
付時効特性およびプレス加工性が同時に満足されること
ができないので、加工方法および適用範囲の制限があ
り、実用化には問題があった。
は、焼付硬化性を維持するためにある程度の量の固溶Ｃ
を残留させておく必要があり、特に、過冷却を行うこと
はなく、従って、充分な耐常温時効性、プレス加工性を
得ることができなかった。即ち、従来の連続焼鈍による
焼付硬化型Ａｌキルド鋼板においては、常温時効性、焼
付時効特性およびプレス加工性が同時に満足されること
ができないので、加工方法および適用範囲の制限があ
り、実用化には問題があった。
【００２６】しかして、本発明に係る焼付硬化性および
加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法におい
ては、過冷却過時効を行い炭化物析出を主として粒内に
おいて生成させることにより、充分に固溶Ｃ量を減少さ
せ、さらに、成分割合の調整により高い焼付時効性とプ
レス加工性を保持できることが明らかになった。
加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法におい
ては、過冷却過時効を行い炭化物析出を主として粒内に
おいて生成させることにより、充分に固溶Ｃ量を減少さ
せ、さらに、成分割合の調整により高い焼付時効性とプ
レス加工性を保持できることが明らかになった。
【００２７】さらに、調査した結果、特定の条件により
製造された鋼の組織における全炭化物に対する粒内炭化
物の体積率と常温時効性（ＡＩ）、プレス加工性（ＬＤ
Ｈ0）の間には図２に示すような関係があることを知見
した。即ち、粒内炭化物の体積百分率は８０％以上とす
ることが必要であり、８０％未満では耐常温時効性およ
びプレス加工性が著しく劣化する。なお、焼付硬化量
（ＢＨ量）は５０Ｎ/ｍｍ2以上が確保されている。図２
において、ＡＩは１０％予歪；１００℃×１ｈｒ時効後
の応力増加量である。
製造された鋼の組織における全炭化物に対する粒内炭化
物の体積率と常温時効性（ＡＩ）、プレス加工性（ＬＤ
Ｈ0）の間には図２に示すような関係があることを知見
した。即ち、粒内炭化物の体積百分率は８０％以上とす
ることが必要であり、８０％未満では耐常温時効性およ
びプレス加工性が著しく劣化する。なお、焼付硬化量
（ＢＨ量）は５０Ｎ/ｍｍ2以上が確保されている。図２
において、ＡＩは１０％予歪；１００℃×１ｈｒ時効後
の応力増加量である。
【００２８】
【実 施 例】本発明に係る焼付硬化性および加工性に
優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の実施例を説明
する。
優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の実施例を説明
する。
【００２９】
【実 施 例 １】表１に示す含有成分および成分割合の
鋼を溶製後鋳塊とし、仕上温度９００℃、巻取温度７０
０℃の熱間圧延により板厚３.０ｍｍに圧延を行い、酸
洗により脱スケールをした後、表２に示す条件により冷
間圧延、連続焼鈍を行った。
鋼を溶製後鋳塊とし、仕上温度９００℃、巻取温度７０
０℃の熱間圧延により板厚３.０ｍｍに圧延を行い、酸
洗により脱スケールをした後、表２に示す条件により冷
間圧延、連続焼鈍を行った。
【００３０】そして、過冷却は適当な温度に制御された
水冷ロール冷却、或いは、ガスジェット冷却により行
い、そして、所定の過冷却温度に５秒間保持した。ま
た、過時効温度はその処理における最高温度であり、そ
の過時効温度に２分間以上保持するか、或いは、最高過
時効温度から１００℃以下の温度までの間の温度に滞在
時間２分以上となるよう徐冷を行い、その後、１０℃／
秒以上の冷却速度で冷却を行った。
水冷ロール冷却、或いは、ガスジェット冷却により行
い、そして、所定の過冷却温度に５秒間保持した。ま
た、過時効温度はその処理における最高温度であり、そ
の過時効温度に２分間以上保持するか、或いは、最高過
時効温度から１００℃以下の温度までの間の温度に滞在
時間２分以上となるよう徐冷を行い、その後、１０℃／
秒以上の冷却速度で冷却を行った。
【００３１】次いで、１.０から２.０％の調質圧延を行
った後、各種の試験を行った。 ・機械的試験は、ＪＩＳに規定されている方法に準拠し
た。 ・粒内炭化物体積率は １０００倍の走査電子顕微鏡写
真により測定した。 ・ＬＤＨ０試験は１０１.６ｍｍ径の球形ポンチと試験
材の肉厚に合わせたダイを使用し、クロスヘッド速度
０.４２ｍｍ／秒、皺押え圧力を３３トン、油潤滑によ
り行った。 表３にその結果を示す。表３においてＡＩ、ＢＨは次の
通りである。 ＡＩ；１.０〜２.０％の調質後、１０％予歪，１００℃
×１ｈｒ時効後の降伏点と１０％予歪時の応力との差 ＢＨ；１.０〜２.０％の調質後、２％予歪，１７０℃×
２０ｍｉｎ時効後の降伏点と２％予歪時の応力との差
った後、各種の試験を行った。 ・機械的試験は、ＪＩＳに規定されている方法に準拠し
た。 ・粒内炭化物体積率は １０００倍の走査電子顕微鏡写
真により測定した。 ・ＬＤＨ０試験は１０１.６ｍｍ径の球形ポンチと試験
材の肉厚に合わせたダイを使用し、クロスヘッド速度
０.４２ｍｍ／秒、皺押え圧力を３３トン、油潤滑によ
り行った。 表３にその結果を示す。表３においてＡＩ、ＢＨは次の
通りである。 ＡＩ；１.０〜２.０％の調質後、１０％予歪，１００℃
×１ｈｒ時効後の降伏点と１０％予歪時の応力との差 ＢＨ；１.０〜２.０％の調質後、２％予歪，１７０℃×
２０ｍｉｎ時効後の降伏点と２％予歪時の応力との差
【００３２】表３から、本発明に係る焼付硬化性および
加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法により
製造されたＮｏ.１〜Ｎｏ.５の鋼は、何れもＡＩ≦３０
Ｎ／ｍｍ2、ＢＨ≧４０Ｎ／ｍｍ2、ＬＤＨ0≧３１ｍ
ｍ、Ｅｌ≧４０％を示しており、優れた耐常温時効性、
焼付時効硬化性およびプレス加工性を有していることが
分かる。また、本発明に係る焼付硬化性および加工性に
優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の範囲外の条件
により製造された鋼板（比較例Ｎｏ.６はＣ含有量が低
い、Ｎｏ.７はＣ含有量が高い、Ｎｏ.８はＳｉ含有量が
高い、Ｎｏ.９はＭｎ含有量が高い、Ｎｏ.１０はＭｎ含
有量が低く、熱間圧延により板割れ発生、Ｎｏ.１１は
Ｐ含有量が低い、Ｎｏ.１２Ｐ含有量が高い、Ｎｏ.１３
はＡｌ含有量が低い、Ｎｏ.１４はＡｌ含有量が高い、
Ｎｏ.１５は冷間圧延率が低い、Ｎｏ.１６は冷却速度が
低い、Ｎｏ.１７は過冷却温度，過時効温度が範囲外、
Ｎｏ.１８は過冷却温度が高い、Ｎｏ.１９は過時効温度
が低い。）は、ＢＨが高くてもＡＩが高すぎるか、或い
は、ＬＤＨ０が低すぎる等時効特性および加工性のバラ
ンスが悪いことが分かる。
加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法により
製造されたＮｏ.１〜Ｎｏ.５の鋼は、何れもＡＩ≦３０
Ｎ／ｍｍ2、ＢＨ≧４０Ｎ／ｍｍ2、ＬＤＨ0≧３１ｍ
ｍ、Ｅｌ≧４０％を示しており、優れた耐常温時効性、
焼付時効硬化性およびプレス加工性を有していることが
分かる。また、本発明に係る焼付硬化性および加工性に
優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法の範囲外の条件
により製造された鋼板（比較例Ｎｏ.６はＣ含有量が低
い、Ｎｏ.７はＣ含有量が高い、Ｎｏ.８はＳｉ含有量が
高い、Ｎｏ.９はＭｎ含有量が高い、Ｎｏ.１０はＭｎ含
有量が低く、熱間圧延により板割れ発生、Ｎｏ.１１は
Ｐ含有量が低い、Ｎｏ.１２Ｐ含有量が高い、Ｎｏ.１３
はＡｌ含有量が低い、Ｎｏ.１４はＡｌ含有量が高い、
Ｎｏ.１５は冷間圧延率が低い、Ｎｏ.１６は冷却速度が
低い、Ｎｏ.１７は過冷却温度，過時効温度が範囲外、
Ｎｏ.１８は過冷却温度が高い、Ｎｏ.１９は過時効温度
が低い。）は、ＢＨが高くてもＡＩが高すぎるか、或い
は、ＬＤＨ０が低すぎる等時効特性および加工性のバラ
ンスが悪いことが分かる。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る焼付
硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製
造方法は上記の構成であるから、製造された鋼板は、焼
付時効硬化性と耐常温時効特性がバランスしており、か
つ、厳しい加工条件により加工を行っても、それに耐え
ることができる高いプレス成形性を有しているという優
れた効果がある。
硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製
造方法は上記の構成であるから、製造された鋼板は、焼
付時効硬化性と耐常温時効特性がバランスしており、か
つ、厳しい加工条件により加工を行っても、それに耐え
ることができる高いプレス成形性を有しているという優
れた効果がある。
【図１】ＡＩ、ＢＨ量におよぼすＰ含有量の影響を示す
図である。
図である。
【図２】ＡＩおよびＬＤＨ0と粒内炭化物体積率との関
係を示す図である。
係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ ０．００５〜０．０２５ｗｔ％、Ｓｉ ≦０．０８ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０５〜０．８０ｗｔ％、Ｐ ０．０２〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｏｌ．Ａｌ ０．０３〜０．１０ｗｔ％、Ｎ ≦０．００８０ｗｔ％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を、熱間圧延および酸洗を行い、６０％以上の圧下率に
より冷間圧延を行った後、再結晶温度以上９００℃以下
の温度にて焼鈍を行い、ついで１０℃／秒以上の平均冷
却速度で３００℃〜室温の温度にまで冷却し、続いて、
３３０〜４５０℃の温度において過時効処理を行い、連
続焼鈍および過時効処理中に析出した全炭化物に対する
粒内炭化物の体積百分率を８０％以上とすることを特徴
とする焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24837691A JP2510367B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24837691A JP2510367B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559445A JPH0559445A (ja) | 1993-03-09 |
| JP2510367B2 true JP2510367B2 (ja) | 1996-06-26 |
Family
ID=17177185
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24837691A Expired - Fee Related JP2510367B2 (ja) | 1991-09-02 | 1991-09-02 | 焼付硬化性および加工性に優れた非時効性冷間圧延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2510367B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6052145B2 (ja) | 2013-11-28 | 2016-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼付け硬化型溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1991
- 1991-09-02 JP JP24837691A patent/JP2510367B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0559445A (ja) | 1993-03-09 |
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