JP2682327B2 - 焼付硬化性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は焼付硬化性と深絞り性に
優れた高強度冷延鋼板の製造方法に係り、自動車外板パ
ネルなどに使用するのに適した優れた焼付硬化性と深絞
り性をあわせ持つ高強度冷延鋼板の製造方法を得ようと
するものである。
優れた高強度冷延鋼板の製造方法に係り、自動車外板パ
ネルなどに使用するのに適した優れた焼付硬化性と深絞
り性をあわせ持つ高強度冷延鋼板の製造方法を得ようと
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境問題が注目され、自動車
の排気ガス低減を目的とした燃費向上の観点から、自動
車の車体軽量化が進められている。即ち、自動車外板パ
ネルでは板厚の薄肉化による車体重量の軽量化が進めら
れており、自動車用鋼板にはプレス成形性と共に耐デン
ト性（鋼板のへこみ難さ）が要求され、このような状況
を背景に、焼付硬化型の深絞り用冷延鋼板が開発されて
いる。
の排気ガス低減を目的とした燃費向上の観点から、自動
車の車体軽量化が進められている。即ち、自動車外板パ
ネルでは板厚の薄肉化による車体重量の軽量化が進めら
れており、自動車用鋼板にはプレス成形性と共に耐デン
ト性（鋼板のへこみ難さ）が要求され、このような状況
を背景に、焼付硬化型の深絞り用冷延鋼板が開発されて
いる。
【０００３】上述したような焼付硬化型深絞り用冷延鋼
板とは、優れた深絞り性を有し、プレス成形時には軟質
でプレスしやすく、次工程の塗装焼付により降伏点が上
昇（焼付硬化）して耐デント性が向上することを特徴と
する冷延鋼板である。然して、極低炭素鋼にTi、Nbなど
の炭窒化物形成元素を添加した鋼板は深絞り性に優れる
ので、このような鋼板に焼付硬化性を付与した冷延鋼板
が開発されており、その製造方法として特開平２−１９
４１２６号公報や特開平３−２８３２６号公報などがあ
る。
板とは、優れた深絞り性を有し、プレス成形時には軟質
でプレスしやすく、次工程の塗装焼付により降伏点が上
昇（焼付硬化）して耐デント性が向上することを特徴と
する冷延鋼板である。然して、極低炭素鋼にTi、Nbなど
の炭窒化物形成元素を添加した鋼板は深絞り性に優れる
ので、このような鋼板に焼付硬化性を付与した冷延鋼板
が開発されており、その製造方法として特開平２−１９
４１２６号公報や特開平３−２８３２６号公報などがあ
る。
【０００４】前者は鋼中ＳがMnS として析出することを
抑制する目的からMn添加量を0.０４〜0.２０wt％（以下
単に％という）と低く抑えるものである。また後者では
Ｃの固定のためTiを0.０２〜0.１％添加するものであ
る。
抑制する目的からMn添加量を0.０４〜0.２０wt％（以下
単に％という）と低く抑えるものである。また後者では
Ｃの固定のためTiを0.０２〜0.１％添加するものであ
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記した前者、即ち特
開平２−１９４１２６によるものでは鋼板の高強度化を
図るべく、Si、Ｐの添加のみで強度アップを行うと、溶
融亜鉛メッキの密着性、化成処理性などを著しく損な
い、鋼の脆化を促進するのでMn添加による鋼板の高強度
化が必須である。後者、即ち特開平３−２８３２６によ
るものにおいて、0.０２％以上のTiを添加した鋼では連
続鋳造時におけるノズル詰りの原因となるだけでなく、
スラブ表面にピンホールなどの欠陥が生じるため、スラ
ブ表面の手入れが必要となる。即ち、直送圧延を行う場
合にはスラブ手入れができないため、Tiを多量に添加す
ることは、製品における表面欠陥の問題が特に顕著とな
る。
開平２−１９４１２６によるものでは鋼板の高強度化を
図るべく、Si、Ｐの添加のみで強度アップを行うと、溶
融亜鉛メッキの密着性、化成処理性などを著しく損な
い、鋼の脆化を促進するのでMn添加による鋼板の高強度
化が必須である。後者、即ち特開平３−２８３２６によ
るものにおいて、0.０２％以上のTiを添加した鋼では連
続鋳造時におけるノズル詰りの原因となるだけでなく、
スラブ表面にピンホールなどの欠陥が生じるため、スラ
ブ表面の手入れが必要となる。即ち、直送圧延を行う場
合にはスラブ手入れができないため、Tiを多量に添加す
ることは、製品における表面欠陥の問題が特に顕著とな
る。
【０００６】前記したTi添加極低炭素鋼の特長は、鋼中
ＣがTiにより固定されているため深絞り性に優れること
である。しかし、固溶Ｃが鋼中にないので焼付硬化性は
期待できない。更にスラブ表面の性状が悪く、熱間圧延
前にスラブ表面の手入れが不可欠である。
ＣがTiにより固定されているため深絞り性に優れること
である。しかし、固溶Ｃが鋼中にないので焼付硬化性は
期待できない。更にスラブ表面の性状が悪く、熱間圧延
前にスラブ表面の手入れが不可欠である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記したよ
うな従来技術における技術的課題を解決することについ
て検討を重ね、焼付硬化性と深絞り性の何れにおいても
優れた高強度冷延鋼板を製造することに成功した。即ち
Ti添加極低炭素鋼板で焼付硬化性を得るには、熱延板中
のTi系析出物をTiC にして焼鈍中に再固溶させねばなら
ない。従って、再固溶しないTi4C2S2 を極力低減するこ
とが焼付硬化性を得る上で有効であって、連鋳スラブの
冷却過程でTi4C2S2 が析出粗大化する前に直送圧延を行
うことがTi4C2S2 を低減するのに最も適したプロセスで
ある。
うな従来技術における技術的課題を解決することについ
て検討を重ね、焼付硬化性と深絞り性の何れにおいても
優れた高強度冷延鋼板を製造することに成功した。即ち
Ti添加極低炭素鋼板で焼付硬化性を得るには、熱延板中
のTi系析出物をTiC にして焼鈍中に再固溶させねばなら
ない。従って、再固溶しないTi4C2S2 を極力低減するこ
とが焼付硬化性を得る上で有効であって、連鋳スラブの
冷却過程でTi4C2S2 が析出粗大化する前に直送圧延を行
うことがTi4C2S2 を低減するのに最も適したプロセスで
ある。
【０００８】しかし、直送圧延で製造した熱延板中に
は、析出物が微細で、しかも密に分布しているため、焼
鈍板の伸び、ｒ値は低い。またTiは酸化してスラブ表面
にピンホールを生じさせるので、スラブ表面の手入れが
できない直送圧延を行うと、熱延板の表面性状は非常に
劣っている。これらの課題を解決すべく検討した結果、
熱間圧延を開始するまでのスラブにおける熱履歴を適正
化することにより伸び、ｒ値が向上することが確認され
た。更に本発明者らはTi添加量を抑え、Nbを添加するこ
とによって表面性状が著しく改善されることを見出だ
し、本発明に至ったもので、以下の如くである。
は、析出物が微細で、しかも密に分布しているため、焼
鈍板の伸び、ｒ値は低い。またTiは酸化してスラブ表面
にピンホールを生じさせるので、スラブ表面の手入れが
できない直送圧延を行うと、熱延板の表面性状は非常に
劣っている。これらの課題を解決すべく検討した結果、
熱間圧延を開始するまでのスラブにおける熱履歴を適正
化することにより伸び、ｒ値が向上することが確認され
た。更に本発明者らはTi添加量を抑え、Nbを添加するこ
とによって表面性状が著しく改善されることを見出だ
し、本発明に至ったもので、以下の如くである。
【０００９】（１） wt％で、Ｃ：0.００５％以下、
Si：0.３％以下、Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：
0.０６％以下、 Ｓ：0.００５％以下、sol.Al：0.０１
〜0.０６％、 Ｎ：0.００４％以下、Nb：
0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２％以
下を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００〜１２００℃にして熱間圧延を開始し、
６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連続焼
鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。
Si：0.３％以下、Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：
0.０６％以下、 Ｓ：0.００５％以下、sol.Al：0.０１
〜0.０６％、 Ｎ：0.００４％以下、Nb：
0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２％以
下を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００〜１２００℃にして熱間圧延を開始し、
６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連続焼
鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１０】（２） wt％で、Ｃ：0.００５％以下、
Si：0.３％以下、Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：
0.０６％以下、 Ｓ：0.００５％以下、sol.Al：0.０１
〜0.０６％、 Ｎ：0.００４％以下、Nb：
0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２％以
下を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００℃〜１２００℃にして熱間圧延を開始
し、６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連
続溶融亜鉛メッキラインにて溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。
Si：0.３％以下、Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：
0.０６％以下、 Ｓ：0.００５％以下、sol.Al：0.０１
〜0.０６％、 Ｎ：0.００４％以下、Nb：
0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２％以
下を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００℃〜１２００℃にして熱間圧延を開始
し、６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連
続溶融亜鉛メッキラインにて溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】上記した本発明における鋼成分および製造条件
を限定した理由を以下に説明すると、先ず成分組成は以
下の如くである。 Ｃ：0.００５％以下。 Ｃは、鋼板に焼付硬化性を付与する上で必須の元素であ
る。しかし多量の添加はプレス成形性を低下させるばか
りか、常温時効劣化が問題になるため、上限を0.００５
％とする。
を限定した理由を以下に説明すると、先ず成分組成は以
下の如くである。 Ｃ：0.００５％以下。 Ｃは、鋼板に焼付硬化性を付与する上で必須の元素であ
る。しかし多量の添加はプレス成形性を低下させるばか
りか、常温時効劣化が問題になるため、上限を0.００５
％とする。
【００１２】Si：0.３％以下。 Siは、固溶強化により鋼を高強度化するために添加す
る。しかし多量の添加は鋼を硬化させ、溶融亜鉛メッキ
の密着性や化成処理性などを著しく劣化させるため、上
限を0.３％とする。
る。しかし多量の添加は鋼を硬化させ、溶融亜鉛メッキ
の密着性や化成処理性などを著しく劣化させるため、上
限を0.３％とする。
【００１３】Mn：0.３〜2.５％。 Mnは、固溶強化により鋼を高強度化する。またスラブ中
でMnS を形成して熱間脆性を防止し、更にTi4C2S2 の形
成を抑制して焼付硬化性を向上させる。これらの理由か
らMnを添加するが、その添加量が0.３％未満では、ほと
んど強度上昇が期待できないので下限を0.３％とする。
また添加量が2.５％を越えるとテンパーカラーを誘発
し、伸びおよびｒm 値を低下させるので上限を2.５％と
した。
でMnS を形成して熱間脆性を防止し、更にTi4C2S2 の形
成を抑制して焼付硬化性を向上させる。これらの理由か
らMnを添加するが、その添加量が0.３％未満では、ほと
んど強度上昇が期待できないので下限を0.３％とする。
また添加量が2.５％を越えるとテンパーカラーを誘発
し、伸びおよびｒm 値を低下させるので上限を2.５％と
した。
【００１４】Ｐ：0.０６％以下。 Ｐは、Si、Mnと同様に固溶強化によって鋼を高強度化す
るため適度に添加する。しかし多量の添加は鋼板の二次
加工脆化を招く。またFeTiP の析出によりｒ値の低下を
もたらす。以上の理由から上限を0.０６％とする。
るため適度に添加する。しかし多量の添加は鋼板の二次
加工脆化を招く。またFeTiP の析出によりｒ値の低下を
もたらす。以上の理由から上限を0.０６％とする。
【００１５】Ｓ：0.００５％以下。 Ｓは、Tiと結合してTiS を形成し、更にTi4C2S2 を形成
するため、焼付硬化性を劣化させる。したがって少なけ
れば少ないほど望ましく、その上限を0.００５％とし
た。
するため、焼付硬化性を劣化させる。したがって少なけ
れば少ないほど望ましく、その上限を0.００５％とし
た。
【００１６】sol.Al：0.０１〜0.０６％。 Alは、Ti、Mnの歩留りを確保するための溶鋼の脱酸を行
う。本発明ではＮをAlではなくTiで固定し、コイル長手
方向での材質変動を少なくしているからAlの多量の添加
はコスト上不利であるばかりか、鋼中介在物を増加させ
て成形性を損うので、酸可溶Al（sol. Al ）のレベルで
0.０１％〜0.０６wt％に限定する。
う。本発明ではＮをAlではなくTiで固定し、コイル長手
方向での材質変動を少なくしているからAlの多量の添加
はコスト上不利であるばかりか、鋼中介在物を増加させ
て成形性を損うので、酸可溶Al（sol. Al ）のレベルで
0.０１％〜0.０６wt％に限定する。
【００１７】Ｎ：0.００４％以下。 Ｎは、Tiと結合してTiN を形成する。TiN が多量に形成
すると成形性は劣化する。また、Ｎ量の増加に伴ない、
Ti添加量を増加させねばならないので、コスト上昇の原
因となる。したがって少なければ少ないほど望ましいの
で、上限を0.００４％とした。
すると成形性は劣化する。また、Ｎ量の増加に伴ない、
Ti添加量を増加させねばならないので、コスト上昇の原
因となる。したがって少なければ少ないほど望ましいの
で、上限を0.００４％とした。
【００１８】Ti：0.０２％以下。 Tiは、Ｎ、Ｃを固定して深絞り性を向上させ、常温時効
劣化を防止するため適量添加する。しかし多量の添加
は、Ti4C2S2 の析出を促進し、更に焼鈍時におけるTiC
の再固溶を抑制するので、焼付硬化性を低下させ、しか
もスラブ表面にピンホールを形成させて製品の表面欠陥
の原因となる。したがってTiは0.０２％以下に制限し、
かつ Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ、 ０＜Ti eff／（４８／１２）Ｃ≦１ を満たす範囲に限定した。
劣化を防止するため適量添加する。しかし多量の添加
は、Ti4C2S2 の析出を促進し、更に焼鈍時におけるTiC
の再固溶を抑制するので、焼付硬化性を低下させ、しか
もスラブ表面にピンホールを形成させて製品の表面欠陥
の原因となる。したがってTiは0.０２％以下に制限し、
かつ Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ、 ０＜Ti eff／（４８／１２）Ｃ≦１ を満たす範囲に限定した。
【００１９】Nb：0.００５〜0.０１５％。 Nbは、Tiと同様に炭窒化物形成元素であり、Ti添加によ
るスラブ表面性状の劣化を改善するために添加するもの
で、このNb添加により同時に熱延板の結晶粒の微細化を
はかる。図１には、Ti添加量が0.０１〜0.０２％および
0.０２〜0.０３％のスラブを表面手入れなしで直送圧延
し、熱延板の表面欠陥とNb添加量との関係を示すが、Nb
添加量が0.００５％未満では表面性状の改善は期待でき
ないので、下限を0.００５％とする。またNbの多量の添
加は再結晶温度を上昇させ、焼鈍板の粒成長を阻害する
ので、上限を0.０１５％とした。
るスラブ表面性状の劣化を改善するために添加するもの
で、このNb添加により同時に熱延板の結晶粒の微細化を
はかる。図１には、Ti添加量が0.０１〜0.０２％および
0.０２〜0.０３％のスラブを表面手入れなしで直送圧延
し、熱延板の表面欠陥とNb添加量との関係を示すが、Nb
添加量が0.００５％未満では表面性状の改善は期待でき
ないので、下限を0.００５％とする。またNbの多量の添
加は再結晶温度を上昇させ、焼鈍板の粒成長を阻害する
ので、上限を0.０１５％とした。
【００２０】本発明において熱間圧延開始までのスラブ
熱処理は、熱延板中での微細炭化物を低減して、伸びや
深絞り性などの材質を向上させるために行われる。つま
り連鋳スラブを冷却することによりTiC 、NbC の析出核
となるTi4C2S2 やMnS を析出させ、熱延板中の微細炭化
物を低減する。しかし焼付硬化性の観点からみると析出
核が多すぎれば、TiC 、NbC はすべて複合析出物とな
り、焼鈍中に再固溶し難くなるので不利である。従っ
て、次にスラブを加熱して析出核の一部再溶解を図り、
析出核の分布をまばらとする。
熱処理は、熱延板中での微細炭化物を低減して、伸びや
深絞り性などの材質を向上させるために行われる。つま
り連鋳スラブを冷却することによりTiC 、NbC の析出核
となるTi4C2S2 やMnS を析出させ、熱延板中の微細炭化
物を低減する。しかし焼付硬化性の観点からみると析出
核が多すぎれば、TiC 、NbC はすべて複合析出物とな
り、焼鈍中に再固溶し難くなるので不利である。従っ
て、次にスラブを加熱して析出核の一部再溶解を図り、
析出核の分布をまばらとする。
【００２１】前記した冷却温度が８５０℃より低いとTi
4C2S2 析出量が多くなりすぎて焼付硬化性を劣化させ、
また１０００℃より高いと析出核が充分形成されず、深
絞り性の劣化をもたらす。スラブの冷却方法は空冷でも
強制冷却でもかまわないが、スラブ表面から片側あたり
で全厚の１０％以下の範囲がすべて８５０℃〜１０００
℃の温度範囲に収まるように冷却するのが望ましい。
4C2S2 析出量が多くなりすぎて焼付硬化性を劣化させ、
また１０００℃より高いと析出核が充分形成されず、深
絞り性の劣化をもたらす。スラブの冷却方法は空冷でも
強制冷却でもかまわないが、スラブ表面から片側あたり
で全厚の１０％以下の範囲がすべて８５０℃〜１０００
℃の温度範囲に収まるように冷却するのが望ましい。
【００２２】空冷スラブは１１００℃〜１２００℃に表
面温度がなるように加熱し、強制冷却スラブは必要に応
じて加熱するか、スラブ内部の顕熱を利用して、スラブ
の表面温度を１１００℃〜１２００℃にする。１例とし
て化学成分がＣ：0.００２５％、Si：0.１４％、Mn：1.
５１％、Ｐ：0.０４２％、Ｓ：0.００４５％、sol ．A
l：0.００４２％、Ｎ：0.００２４％、Ti：0.０２０
％、Nb：0.００９％、残部Fe及び不可避不純物のスラブ
を種々の温度に冷却し、１０５０℃、１１５０℃、１２
５０℃に加熱後、熱間圧延を開始し、６９０℃で巻取り
７５％の圧下率で冷間圧延し、８３０℃、６０秒間連続
焼鈍をなしたものの、ｒm 値、焼付硬化量を測定した結
果は図２に示す如くである。なお焼付硬化量は２％の引
張り予歪付与後に、１７０℃、２０分間熱処理した後の
降伏応力の増加量である。
面温度がなるように加熱し、強制冷却スラブは必要に応
じて加熱するか、スラブ内部の顕熱を利用して、スラブ
の表面温度を１１００℃〜１２００℃にする。１例とし
て化学成分がＣ：0.００２５％、Si：0.１４％、Mn：1.
５１％、Ｐ：0.０４２％、Ｓ：0.００４５％、sol ．A
l：0.００４２％、Ｎ：0.００２４％、Ti：0.０２０
％、Nb：0.００９％、残部Fe及び不可避不純物のスラブ
を種々の温度に冷却し、１０５０℃、１１５０℃、１２
５０℃に加熱後、熱間圧延を開始し、６９０℃で巻取り
７５％の圧下率で冷間圧延し、８３０℃、６０秒間連続
焼鈍をなしたものの、ｒm 値、焼付硬化量を測定した結
果は図２に示す如くである。なお焼付硬化量は２％の引
張り予歪付与後に、１７０℃、２０分間熱処理した後の
降伏応力の増加量である。
【００２３】この図２から明らかなように８５０℃〜１
０００℃にスラブを冷却し、１１５０℃に加熱すること
により焼付硬化性とｒm 値で評価される深絞り性のいず
れにも優れた冷延鋼板の製造が可能であることが理解さ
れる。
０００℃にスラブを冷却し、１１５０℃に加熱すること
により焼付硬化性とｒm 値で評価される深絞り性のいず
れにも優れた冷延鋼板の製造が可能であることが理解さ
れる。
【００２４】スラブの加熱（復熱）温度は１１００℃よ
り低いと析出核の凝集が充分なされず、焼付硬化性を損
う。また１２００℃より高いと析出核が再固溶してスラ
ブを冷却した意味がなくなり、深絞り性を劣化させる。
図２と同じ成分のスラブを７９０℃、９５０℃、１０５
０℃に空冷した後、種々の温度に加熱し、熱間圧延して
７１０℃で巻取った後、７５％の冷間圧延、８３０℃、
６０秒間連続焼鈍してｒm 値、焼付硬化量を測定した結
果は図３に示す如くである。
り低いと析出核の凝集が充分なされず、焼付硬化性を損
う。また１２００℃より高いと析出核が再固溶してスラ
ブを冷却した意味がなくなり、深絞り性を劣化させる。
図２と同じ成分のスラブを７９０℃、９５０℃、１０５
０℃に空冷した後、種々の温度に加熱し、熱間圧延して
７１０℃で巻取った後、７５％の冷間圧延、８３０℃、
６０秒間連続焼鈍してｒm 値、焼付硬化量を測定した結
果は図３に示す如くである。
【００２５】即ち図３から良好な焼付硬化性と深絞り性
が得られるのは、冷却温度９５０℃、加熱温度１１００
℃〜１２００℃の温度範囲にした時であることがわか
る。
が得られるのは、冷却温度９５０℃、加熱温度１１００
℃〜１２００℃の温度範囲にした時であることがわか
る。
【００２６】巻取り温度は、熱間圧延前のスラブの熱履
歴により最適な温度が決まる。図２と同じ成分のスラブ
を冷却温度と巻取り温度を変え、加熱温度１１５０℃で
熱処理し、熱間圧延を開始して、７５％の冷間圧延後８
３０℃、６０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼付硬化
量を測定した結果を冷却温度と巻取り温度のマトリック
スにプロットした図が図４である。
歴により最適な温度が決まる。図２と同じ成分のスラブ
を冷却温度と巻取り温度を変え、加熱温度１１５０℃で
熱処理し、熱間圧延を開始して、７５％の冷間圧延後８
３０℃、６０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼付硬化
量を測定した結果を冷却温度と巻取り温度のマトリック
スにプロットした図が図４である。
【００２７】即ち図４によるならば、巻取温度が６２０
℃より低いと深絞り性が劣化し、７２０℃より高いと焼
付硬化性ばかりか、深絞り性が熱延板の結晶粒粗大化に
より劣化することが明らかである。
℃より低いと深絞り性が劣化し、７２０℃より高いと焼
付硬化性ばかりか、深絞り性が熱延板の結晶粒粗大化に
より劣化することが明らかである。
【００２８】
【実施例】本発明方法によるものの具体的な実施例につ
いて説明すると、以下の如くである。 （実施例１）次の表１に示す化学組成のＡ〜Ｑ鋼を連続
鋳造スラブとし、スラブ表面温度を９５０℃に冷却後、
表面温度１１５０℃に復熱させ、熱間圧延して７００℃
で巻取った。
いて説明すると、以下の如くである。 （実施例１）次の表１に示す化学組成のＡ〜Ｑ鋼を連続
鋳造スラブとし、スラブ表面温度を９５０℃に冷却後、
表面温度１１５０℃に復熱させ、熱間圧延して７００℃
で巻取った。
【００２９】
【表１】
【００３０】前記のようにして得られた各熱延コイルを
酸洗の後、圧下率７５％で冷間圧延して８３０℃、６０
秒間連続焼鈍した。次の表２にこれら冷延鋼板の特性と
熱延板表面の欠陥個数（個／mm2 ）を示す。
酸洗の後、圧下率７５％で冷間圧延して８３０℃、６０
秒間連続焼鈍した。次の表２にこれら冷延鋼板の特性と
熱延板表面の欠陥個数（個／mm2 ）を示す。
【００３１】
【表２】
【００３２】（実施例２）前記表１に示した鋼、Ａ、
Ｆ、Ｋ、Ｌ、Ｎを上述の実施例１と同様の方法で熱間圧
延して得られた、熱延コイルを酸洗の後、圧下率７５％
で冷間圧延して、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、
焼鈍、および合金化溶融亜鉛メッキを施こした。焼鈍は
８３０℃で、６０秒間行ない、メッキ浴温度は、４６５
℃、合金化処理温度は５００℃であり、メッキ目着量は
両面で６０ｇ／ｍ2 である。こうして製造された鋼板の
特性は次の表３に示す如くである。
Ｆ、Ｋ、Ｌ、Ｎを上述の実施例１と同様の方法で熱間圧
延して得られた、熱延コイルを酸洗の後、圧下率７５％
で冷間圧延して、連続溶融亜鉛メッキラインにおいて、
焼鈍、および合金化溶融亜鉛メッキを施こした。焼鈍は
８３０℃で、６０秒間行ない、メッキ浴温度は、４６５
℃、合金化処理温度は５００℃であり、メッキ目着量は
両面で６０ｇ／ｍ2 である。こうして製造された鋼板の
特性は次の表３に示す如くである。
【００３３】
【表３】
【００３４】即ち、前記表３において、メッキ密着性の
評価は、ドロービード試験によりメッキ剥離量を測定し
て評価した。評点づけは１〜５の５段階で行い、値の小
さい程密着性は良好であって、本発明によるものは何れ
も良好な密着性を有している。
評価は、ドロービード試験によりメッキ剥離量を測定し
て評価した。評点づけは１〜５の５段階で行い、値の小
さい程密着性は良好であって、本発明によるものは何れ
も良好な密着性を有している。
【００３５】（実施例３）前記した表１における鋼Ａの
化学組成を有する鋼を連続鋳造スラブとし、次の表４に
示すようなスラブ表面の冷却温度、復熱温度条件に熱処
理し、熱間圧延後、同じく表４中に示す巻取温度で巻取
った。
化学組成を有する鋼を連続鋳造スラブとし、次の表４に
示すようなスラブ表面の冷却温度、復熱温度条件に熱処
理し、熱間圧延後、同じく表４中に示す巻取温度で巻取
った。
【００３６】
【表４】
【００３７】前記のようにして得られた各熱延コイルを
酸洗してから圧下率７５％で冷間圧延し、８３０℃、６
０秒間の連続焼鈍をなし、斯うして得られた冷延鋼板の
特性は前記表４において併せて示した如くである。
酸洗してから圧下率７５％で冷間圧延し、８３０℃、６
０秒間の連続焼鈍をなし、斯うして得られた冷延鋼板の
特性は前記表４において併せて示した如くである。
【００３８】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるなら
ば、自動車外板パネルなどに使用される冷延鋼板につい
て、優れた焼付硬化性と深絞り性を有する高強度冷延鋼
板を適切に得しめるものであり、その方法で自動車用冷
延鋼板を製造することにより、自動車用外板パネルなど
の薄肉化を有利に進められ、車体重量の軽量化に大きく
寄与するものであって、工業的にその効果の大きい発明
である。
ば、自動車外板パネルなどに使用される冷延鋼板につい
て、優れた焼付硬化性と深絞り性を有する高強度冷延鋼
板を適切に得しめるものであり、その方法で自動車用冷
延鋼板を製造することにより、自動車用外板パネルなど
の薄肉化を有利に進められ、車体重量の軽量化に大きく
寄与するものであって、工業的にその効果の大きい発明
である。
【図１】Ti量0.０１〜0.０２％および0.０２〜0.０３％
のスラブを表面手入れなしで直送圧延した熱延板の表面
欠陥とNb添加量の関係を示した図表である。
のスラブを表面手入れなしで直送圧延した熱延板の表面
欠陥とNb添加量の関係を示した図表である。
【図２】スラブを種々の温度に冷却し、１０５０℃、１
１５０℃および１２５０℃に加熱後、熱間圧延し６９０
℃で巻取り７５％の圧下率で冷間圧延し、８３０℃×６
０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼付硬化量を測定し
た結果の図表である。
１５０℃および１２５０℃に加熱後、熱間圧延し６９０
℃で巻取り７５％の圧下率で冷間圧延し、８３０℃×６
０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼付硬化量を測定し
た結果の図表である。
【図３】図２と同じ成分のスラブを７９０℃、９５０℃
および１０５０℃に空冷した後、種々の温度に加熱し、
熱間圧延して７１０℃で巻取ってから７５％の冷間圧延
し、８３０℃×６０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼
付硬化量を測定した結果の図表である。
および１０５０℃に空冷した後、種々の温度に加熱し、
熱間圧延して７１０℃で巻取ってから７５％の冷間圧延
し、８３０℃×６０秒間の連続焼鈍をなしてｒm 値、焼
付硬化量を測定した結果の図表である。
【図４】図２のものと同じ成分のスラブについて冷却温
度と巻取り温度を変え、加熱温度１１５０℃で熱処理
し、熱間圧延して７５％の冷間圧延後８３０℃×６０秒
間の連続焼鈍してｒm 値、焼付硬化量を測定した結果を
冷却温度と巻取温度のマトリックスにプロットした図表
である。
度と巻取り温度を変え、加熱温度１１５０℃で熱処理
し、熱間圧延して７５％の冷間圧延後８３０℃×６０秒
間の連続焼鈍してｒm 値、焼付硬化量を測定した結果を
冷却温度と巻取温度のマトリックスにプロットした図表
である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 wt％で、Ｃ：0.００５％以下、 Si：
0.３％以下、 Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：0.０６％以下、 Ｓ：0.００
５％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０６％、 Ｎ：0.００
４％以下、 Nb：0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２
％以下 を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００〜１２００℃にして熱間圧延を開始し、
６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連続焼
鈍を行うことを特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 wt％で、Ｃ：0.００５％以下、 Si：
0.３％以下、 Mn：0.３〜2.５％、 Ｐ：0.０６％以下、 Ｓ：0.００
５％以下、 sol.Al：0.０１〜0.０６％、 Ｎ：0.００
４％以下、 Nb：0.００５〜0.０１５％、 Ti：0.０２
％以下 を含有すると共に、 Ti eff＝Ti−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ、 ０＜Ti eff／［（４８／１２）Ｃ］≦１ を夫々満たすように含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる鋼を連続鋳造後、鋳片の表面温度が８５０〜１
０００℃となるように冷却し、次いで鋳片内部の顕熱で
復熱するか、もしくは復熱後加熱炉で加熱し鋳片の表面
温度を１１００℃〜１２００℃にして熱間圧延を開始
し、６２０℃〜７２０℃で巻取り、酸洗、冷間圧延、連
続溶融亜鉛メッキラインにて溶融亜鉛メッキを施すこと
を特徴とする焼付硬化性と深絞り性に優れた溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6983992A JP2682327B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性と深絞り性に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 |
|---|---|---|---|
| JP6983992A JP2682327B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05230543A JPH05230543A (ja) | 1993-09-07 |
| JP2682327B2 true JP2682327B2 (ja) | 1997-11-26 |
Family
ID=13414376
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6983992A Expired - Fee Related JP2682327B2 (ja) | 1992-02-19 | 1992-02-19 | 焼付硬化性と深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2682327B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100467712B1 (ko) * | 2000-08-08 | 2005-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 매우 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판 제조법 |
| KR100530073B1 (ko) * | 2001-12-20 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고장력강판과 그 제조방법 |
| KR100530075B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고장력강판과 그 제조방법 |
| KR100530077B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성 및 가공성이 우수한 고장력강판과 그제조방법 |
-
1992
- 1992-02-19 JP JP6983992A patent/JP2682327B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05230543A (ja) | 1993-09-07 |
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