JP2951480B2 - 化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、おもに、自動車の車
体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り成形加工
などの用途に用いて良好で、さらに化成処理性も良好な
高張力冷延鋼板及びその製造方法を提案するものであ
る。
体用として、曲げ加工、プレス成形加工、絞り成形加工
などの用途に用いて良好で、さらに化成処理性も良好な
高張力冷延鋼板及びその製造方法を提案するものであ
る。
【０００２】近年、環境問題による自動車の排気ガス規
制などから、燃費向上のために自動車の軽量化の要請が
高まってきている。また、自動車事故による死者の増加
も問題となり自動車の安全性向上も重要な課題となって
いる。そこでこれらの問題の対応策の一つとして、材料
面で引張強さが400 〜700MPaで、かつ優れたプレス成形
性を有する冷延鋼板が要求されるようになってきてい
る。
制などから、燃費向上のために自動車の軽量化の要請が
高まってきている。また、自動車事故による死者の増加
も問題となり自動車の安全性向上も重要な課題となって
いる。そこでこれらの問題の対応策の一つとして、材料
面で引張強さが400 〜700MPaで、かつ優れたプレス成形
性を有する冷延鋼板が要求されるようになってきてい
る。
【０００３】しかしながら、一般に冷延鋼板は高張力化
にともないプレス成形性すなわち平均ｒ値やTS−Elバラ
ンスが劣化し、さらには、高張力化にともない化成処理
性やめっき性などの表面特性も劣化する傾向にある。し
たがって自動車用として供するためには、高張力化とと
もに、プレス成形性及び化成処理性を向上させることが
重要になる。
にともないプレス成形性すなわち平均ｒ値やTS−Elバラ
ンスが劣化し、さらには、高張力化にともない化成処理
性やめっき性などの表面特性も劣化する傾向にある。し
たがって自動車用として供するためには、高張力化とと
もに、プレス成形性及び化成処理性を向上させることが
重要になる。
【０００４】
【従来の技術】これまで、高張力化にともなうプレス成
形性改善のために、各種の方法が提案されている。たと
えば、特開昭56−139654号公報の成形性の優れた高張力
冷延鋼板およびその製造方法や特公昭59−42742 号公報
の降伏比の低い深絞り用高強度冷延鋼板などには、Ｃを
低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の
改善のために炭窒化物形成成分であるTi，Nbなどを添加
し、さらに加工性を害さないＰでおもに高張力化をはか
る手段が開示されている。しかしながら、これらの強度
は引張強さが400MPa程度までであった。
形性改善のために、各種の方法が提案されている。たと
えば、特開昭56−139654号公報の成形性の優れた高張力
冷延鋼板およびその製造方法や特公昭59−42742 号公報
の降伏比の低い深絞り用高強度冷延鋼板などには、Ｃを
低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性の
改善のために炭窒化物形成成分であるTi，Nbなどを添加
し、さらに加工性を害さないＰでおもに高張力化をはか
る手段が開示されている。しかしながら、これらの強度
は引張強さが400MPa程度までであった。
【０００５】これらをさらに高強度化すべく、たとえば
特開昭63−100158号公報の成形性に優れる高強度冷延鋼
のようにさらにSiを多量添加した鋼板が開示されてい
る。しかしながら、多量のSi添加は表面特性の劣化が避
けがたく、化成処理性が著しく劣化するという問題があ
った。また、多量のＰ及びSiの同時添加では、しばしば
熱延板に異常組織が発生し、加工性が著しく劣化する場
合があるなどの問題があった。
特開昭63−100158号公報の成形性に優れる高強度冷延鋼
のようにさらにSiを多量添加した鋼板が開示されてい
る。しかしながら、多量のSi添加は表面特性の劣化が避
けがたく、化成処理性が著しく劣化するという問題があ
った。また、多量のＰ及びSiの同時添加では、しばしば
熱延板に異常組織が発生し、加工性が著しく劣化する場
合があるなどの問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
問題点を有利に解決しようとするもので、自動車用に供
して好適なプレス成形等の加工性に優れ、かつ化成処理
性にも優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法を提案す
ることを目的とする。
問題点を有利に解決しようとするもので、自動車用に供
して好適なプレス成形等の加工性に優れ、かつ化成処理
性にも優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法を提案す
ることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明は、研究検討を
重ねた結果Si, Mn及びＰに加えてNiを複合添加すること
及びその製造条件を限定することにより優れた化成処理
性とプレス成形性を有する高張力冷延鋼板が得られるこ
とを見出したことによるものである。
重ねた結果Si, Mn及びＰに加えてNiを複合添加すること
及びその製造条件を限定することにより優れた化成処理
性とプレス成形性を有する高張力冷延鋼板が得られるこ
とを見出したことによるものである。
【０００８】すなわち、この発明の要旨は、 Ｃ：0.0050mass％以下、 Si：0.2mass ％以上、2.5mass ％以下、 Mn：1.0mass ％以上、3.5mass ％以下、 Ni：0.05mass％以上、2.0mass ％以下、 Ｂ：0.0010mass％以上、0.0080mass％以下、 Ｐ：0.040mass ％以上、0.18mass％以下及び Al：0.005mass ％以上、0.10mass％以下 を下記式(1) 及び(2) の関係のもとで含有し、かつ Ti：0.003mass ％以上、0.10mass％以下及び Nb：0.003mass ％以上、0.10mass％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物の組成よりなることを特徴とする化成処理
性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板であり
（第１発明）、
可避的不純物の組成よりなることを特徴とする化成処理
性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板であり
（第１発明）、
【数５】 第１発明の残部の鉄の一部と置換してMo:1.0mass％以下
を含有させるものであり（第２発明）、
を含有させるものであり（第２発明）、
【０００９】上記第１発明又は第２発明の成分組成にな
る鋼スラブを素材として、熱間圧延として750 ℃以上、
1000℃以下の温度範囲にて仕上げ圧延を終了し、さらに
酸洗後圧下率60％以上、95％以下の冷間圧延を行い、し
かるのち700 ℃以上、950 ℃以下の温度範囲にて再結晶
焼鈍を施すことを特徴とする化成処理性ならびにプレス
成形性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法である（第３
発明、第４発明）。
る鋼スラブを素材として、熱間圧延として750 ℃以上、
1000℃以下の温度範囲にて仕上げ圧延を終了し、さらに
酸洗後圧下率60％以上、95％以下の冷間圧延を行い、し
かるのち700 ℃以上、950 ℃以下の温度範囲にて再結晶
焼鈍を施すことを特徴とする化成処理性ならびにプレス
成形性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法である（第３
発明、第４発明）。
【００１０】
【作用】まず、この発明の基礎となった実験結果につい
て述べる。Ｃ：0.003mass ％、Ｂ：0.0012mass％、Ｐ：
0.07mass％、Al：0.04mass％、Ti：0.04mass％及びNb：
0.03mass％の成分組成にSi, Mn及びNi含有量を変えて添
加した板厚0.8mm の冷延鋼板の、Si, Mn及びNiの含有量
と化成処理性の関係について調査した。
て述べる。Ｃ：0.003mass ％、Ｂ：0.0012mass％、Ｐ：
0.07mass％、Al：0.04mass％、Ti：0.04mass％及びNb：
0.03mass％の成分組成にSi, Mn及びNi含有量を変えて添
加した板厚0.8mm の冷延鋼板の、Si, Mn及びNiの含有量
と化成処理性の関係について調査した。
【００１１】なお、これらの鋼板は上記組成になるシー
トバーを、820 〜910 ℃の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、続いて酸洗後圧下後75〜82％の冷間圧延を行ったの
ち、焼鈍温度790 〜890 ℃で連続焼鈍を施し製造したも
のである。
トバーを、820 〜910 ℃の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、続いて酸洗後圧下後75〜82％の冷間圧延を行ったの
ち、焼鈍温度790 〜890 ℃で連続焼鈍を施し製造したも
のである。
【００１２】ここに、化成処理性は、鋼板に脱脂、水
洗、リン酸塩処理を施し、以下に述べるピンホールテス
トを行った時のピンホール面積率と結晶析出数で評価し
た。なお、リン酸処理液に日本パーカライジング（株）
製BT3112を用い、スプレーで120 秒間吹付けた。ピンホ
ールテストは、試験面に鉄イオンと反応して発色する試
薬（フェロオキシル溶液）を浸したろ紙を密着させて、
鋼板表面に残留するリン酸結晶未付着部分を検知し、そ
れを画像解析してピンホール面積率として数値化した。
また結晶析出数はSEM 観察により行った。そしてこれら
化成処理性の評価基準は以下のように定めた。まずピン
ホール面積率は２％未満を○，２〜９％では△，９％超
過については×、また結晶析出数（×104/mm2)は、５以
上で○，５未満３までが△，そして３未満では×として
評価した。
洗、リン酸塩処理を施し、以下に述べるピンホールテス
トを行った時のピンホール面積率と結晶析出数で評価し
た。なお、リン酸処理液に日本パーカライジング（株）
製BT3112を用い、スプレーで120 秒間吹付けた。ピンホ
ールテストは、試験面に鉄イオンと反応して発色する試
薬（フェロオキシル溶液）を浸したろ紙を密着させて、
鋼板表面に残留するリン酸結晶未付着部分を検知し、そ
れを画像解析してピンホール面積率として数値化した。
また結晶析出数はSEM 観察により行った。そしてこれら
化成処理性の評価基準は以下のように定めた。まずピン
ホール面積率は２％未満を○，２〜９％では△，９％超
過については×、また結晶析出数（×104/mm2)は、５以
上で○，５未満３までが△，そして３未満では×として
評価した。
【００１３】表１に鋼板のSi, Mn及びNiの含有量と化成
処理性の調査結果を示す。
処理性の調査結果を示す。
【表１】
【００１４】この表において、Si含有量の少ない鋼Ａの
化成処理性は良好であるが、鋼ＢからわかるようにSi含
有量を増加することによって化成処理性は劣化する。し
かしながら、鋼Ｅ及びＦから、Si含有量が多くても適量
のMnとNiを複合添加することによって化成処理性が改善
されることが明らかとなった。
化成処理性は良好であるが、鋼ＢからわかるようにSi含
有量を増加することによって化成処理性は劣化する。し
かしながら、鋼Ｅ及びＦから、Si含有量が多くても適量
のMnとNiを複合添加することによって化成処理性が改善
されることが明らかとなった。
【００１５】詳細は明らかではないが、適量のMnとNiを
複合添加することにより化成処理性が改善された理由は
以下の如くであると考えられる。すなわち、Si量の増加
によって焼鈍後の鋼板の表面へのSi濃化が著しくなり、
これが原因で化成処理性が劣化したものと考えられる。
しかしながら、微量のNiと多量のMnを共存させることに
より、Siの表面濃化状態を押さえ、かつ高いMn濃化層を
形成させたために化成処理性が改善されたものと考えら
れる。
複合添加することにより化成処理性が改善された理由は
以下の如くであると考えられる。すなわち、Si量の増加
によって焼鈍後の鋼板の表面へのSi濃化が著しくなり、
これが原因で化成処理性が劣化したものと考えられる。
しかしながら、微量のNiと多量のMnを共存させることに
より、Siの表面濃化状態を押さえ、かつ高いMn濃化層を
形成させたために化成処理性が改善されたものと考えら
れる。
【００１６】さらに、SiおよびＰの含有量が多い場合に
おこる熱延板の異常組織の改善についても検討を行っ
た。含有量がMn：0.01〜3.1mass ％及びNi：０〜1.8mas
s ％のそれぞれの範囲内で変化させたＣ：0.002mass
％、Si：1.0mass ％、Ｂ：0.0014mass％、Ｐ：0.10mass
％、Al：0.04mass％、Ti：0.05mass％及びNb：0.03mass
％の成分組成になる板厚0.8mm の冷延鋼板について、Mn
及びNi含有量とプレス成形性とくに平均ｒ値との関係に
ついて調査した。なお、これらの鋼板は、上記実験と同
様の方法で製造した。
おこる熱延板の異常組織の改善についても検討を行っ
た。含有量がMn：0.01〜3.1mass ％及びNi：０〜1.8mas
s ％のそれぞれの範囲内で変化させたＣ：0.002mass
％、Si：1.0mass ％、Ｂ：0.0014mass％、Ｐ：0.10mass
％、Al：0.04mass％、Ti：0.05mass％及びNb：0.03mass
％の成分組成になる板厚0.8mm の冷延鋼板について、Mn
及びNi含有量とプレス成形性とくに平均ｒ値との関係に
ついて調査した。なお、これらの鋼板は、上記実験と同
様の方法で製造した。
【００１７】ここに平均ｒ値はJIS ５号引張試験片を使
用し、15％引張予歪を与えたのち、３点法にて測定し、
Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°の方
向)およびＣ方向（圧延方向に対し90°の方向) の平均
値として、 平均ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ から求めた。
用し、15％引張予歪を与えたのち、３点法にて測定し、
Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°の方
向)およびＣ方向（圧延方向に対し90°の方向) の平均
値として、 平均ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４ から求めた。
【００１８】上記調査結果より平均ｒ値とSi, Mn, Ni及
びＰの含有量との関係を図１に示す。図１より明らかな
ように、平均ｒ値は、100Mn(mass％) ＋150Ni(mass％)
−200Si(mass％) −1000P(mass％) によって整理でき、
この式によって計算される値を−200 以上とすることに
より、すなわちMn及びNiの含有量を増加することにより
著しく向上することがわかる。また、この発明において
Moを１％以下で添加しても、この発明の特徴をそこなう
ことはないことが明らかとなった。
びＰの含有量との関係を図１に示す。図１より明らかな
ように、平均ｒ値は、100Mn(mass％) ＋150Ni(mass％)
−200Si(mass％) −1000P(mass％) によって整理でき、
この式によって計算される値を−200 以上とすることに
より、すなわちMn及びNiの含有量を増加することにより
著しく向上することがわかる。また、この発明において
Moを１％以下で添加しても、この発明の特徴をそこなう
ことはないことが明らかとなった。
【００１９】詳細は明らかではないが、Mn及びNi含有量
の増加により優れた平均ｒ値が得られる理由は、以下の
ごとくであると考えられる。すなわち、Si及びＰを大量
に添加すると鋳造時の偏析が増加し、また熱間圧延時に
さらにこの偏析を助長したために、熱延板に異常組織が
あらわれたものと思われる。しかしながら、Mn及びNiを
一定量以上添加することによって、拡散係数や変態点を
変化させたため、熱間圧延時の偏析の助長が抑制され、
これによって熱延板が均質化され平均ｒ値が改善された
ものと考えられる。また、この発明においてMoを１％以
下で添加しても、この発明の特徴をそこなうことはない
ことが明らかとなった。
の増加により優れた平均ｒ値が得られる理由は、以下の
ごとくであると考えられる。すなわち、Si及びＰを大量
に添加すると鋳造時の偏析が増加し、また熱間圧延時に
さらにこの偏析を助長したために、熱延板に異常組織が
あらわれたものと思われる。しかしながら、Mn及びNiを
一定量以上添加することによって、拡散係数や変態点を
変化させたため、熱間圧延時の偏析の助長が抑制され、
これによって熱延板が均質化され平均ｒ値が改善された
ものと考えられる。また、この発明においてMoを１％以
下で添加しても、この発明の特徴をそこなうことはない
ことが明らかとなった。
【００２０】つぎに、この発明における各成分組成範囲
の限定理由について述べる。 Ｃ：0.0050 mass ％以下 Ｃは、この発明において重要な成分であり、良好な加工
性、とくに良好なTS−Elバランスを有する冷延鋼板を得
るためには、0.0050mass％以下の極低炭素鋼でなければ
ならない。望ましくは0.0030 mass ％以下が好ましい。
の限定理由について述べる。 Ｃ：0.0050 mass ％以下 Ｃは、この発明において重要な成分であり、良好な加工
性、とくに良好なTS−Elバランスを有する冷延鋼板を得
るためには、0.0050mass％以下の極低炭素鋼でなければ
ならない。望ましくは0.0030 mass ％以下が好ましい。
【００２１】Si：0.2 〜2.5mass ％ Siは加工性の劣化を少なくし鋼を強化する作用があり、
含有量は0.2 mass％以上必要とし所望の強度に応じて必
要量添加されるが、化成処理性を著しく劣化させる。し
かし、化成処理性はこの発明の特徴であるNiと高Mnの複
合添加で改善できるが、その含有量が2.5 mass％を超え
るとこの発明によっても改善不可能となるので2.5mass
％を上限とする。
含有量は0.2 mass％以上必要とし所望の強度に応じて必
要量添加されるが、化成処理性を著しく劣化させる。し
かし、化成処理性はこの発明の特徴であるNiと高Mnの複
合添加で改善できるが、その含有量が2.5 mass％を超え
るとこの発明によっても改善不可能となるので2.5mass
％を上限とする。
【００２２】Mn：1.0 〜3.5mass ％ Mnのこの発明において重要な成分であり、Niとの複合添
加にて化成処理性を著しく改善する効果があり、その効
果が生じるためには含有量は少なくとも1.0mass ％が必
要である。またMnには鋼を強化する作用もあり、所望の
強度に応じて必要量添加されるが、その含有量が3.5mas
s ％を超えると加工性が劣化するのでその上限を3.5mas
s ％とする。
加にて化成処理性を著しく改善する効果があり、その効
果が生じるためには含有量は少なくとも1.0mass ％が必
要である。またMnには鋼を強化する作用もあり、所望の
強度に応じて必要量添加されるが、その含有量が3.5mas
s ％を超えると加工性が劣化するのでその上限を3.5mas
s ％とする。
【００２３】Ｐ：0.040 〜0.18mass％ 詳細な機構は不明であるが、Ｐは鋼を強化するととも
に、加工性、とくに平均ｒ値を向上する効果があり、所
望の強度に応じて積極的に添加する。その効果は含有量
が0.040 mass％以上の添加で顕著になる。しかしなが
ら、その含有量が0.18 mass ％を超えると、鋳造時の凝
固偏析が著しく、内部割れも発生しやすくなるため、加
工性が劣化する。また粒界面に多く偏析して脆化もさせ
るので0.18mass％を上限とする。
に、加工性、とくに平均ｒ値を向上する効果があり、所
望の強度に応じて積極的に添加する。その効果は含有量
が0.040 mass％以上の添加で顕著になる。しかしなが
ら、その含有量が0.18 mass ％を超えると、鋳造時の凝
固偏析が著しく、内部割れも発生しやすくなるため、加
工性が劣化する。また粒界面に多く偏析して脆化もさせ
るので0.18mass％を上限とする。
【００２４】Ni：0.05〜2.0mass ％ Niもこの発明において重要な成分であり、Mnとの合計含
有量で1.0mass ％以上の複合添加にて化成処理性を著し
く改善する効果があり、0.05mass％以上でその効果があ
らわれる。したがって含有量の下限値を0.05mass％とす
る。またNiには鋼を強化する作用もあり、所望の強度に
応じて必要量添加される。またNiは異常組織改善の効果
がMnより大きいので積極的に添加したいが、Niの増量は
コストアップも大きく、また含有量が2.0 mass％を超え
ると加工性を劣化させるので、その上限を2.0 mass％と
する。
有量で1.0mass ％以上の複合添加にて化成処理性を著し
く改善する効果があり、0.05mass％以上でその効果があ
らわれる。したがって含有量の下限値を0.05mass％とす
る。またNiには鋼を強化する作用もあり、所望の強度に
応じて必要量添加される。またNiは異常組織改善の効果
がMnより大きいので積極的に添加したいが、Niの増量は
コストアップも大きく、また含有量が2.0 mass％を超え
ると加工性を劣化させるので、その上限を2.0 mass％と
する。
【００２５】Al：0.005 〜0.10 mass ％ Alは脱酸および鋼中Ｎの析出固定のために必要に応じて
添加されるが、含有量が0.005 mass％未満では介在物が
増加してしまい良好な加工性が得られない。また、Al量
が多すぎると加工性を劣化させるばかりでなく、表面性
状をも劣化させるため含有量の上限を規制して0.10mass
％以下とする。
添加されるが、含有量が0.005 mass％未満では介在物が
増加してしまい良好な加工性が得られない。また、Al量
が多すぎると加工性を劣化させるばかりでなく、表面性
状をも劣化させるため含有量の上限を規制して0.10mass
％以下とする。
【００２６】Ｂ：0.0010〜0.0080 mass ％ Ｂは鋼中Ｎの析出固定および耐二次加工脆性確保のため
に必要に応じて添加されるが、0.0010mass％未満ではそ
の効果は得られない。また、Ｂ量が多すぎると再結晶温
度を極端に上昇させ、加工性を劣化させるため含有量の
上限を規制して0.0080mass％以下とする。
に必要に応じて添加されるが、0.0010mass％未満ではそ
の効果は得られない。また、Ｂ量が多すぎると再結晶温
度を極端に上昇させ、加工性を劣化させるため含有量の
上限を規制して0.0080mass％以下とする。
【００２７】Ti, Nb：0.003 〜0.10 mass ％ Ti, Nbは鋼板中の固溶Ｃおよび固溶Ｎ低減のために１種
以上添加され、加工性を向上させるが、含有量がともに
0.003 mass％未満ではその効果は小さく、0.10mass％を
超えると逆に加工性を劣化させる。したがって、それら
の含有量はともに0.003mass ％以上、0.10mass％以下と
する。
以上添加され、加工性を向上させるが、含有量がともに
0.003 mass％未満ではその効果は小さく、0.10mass％を
超えると逆に加工性を劣化させる。したがって、それら
の含有量はともに0.003mass ％以上、0.10mass％以下と
する。
【００２８】以上述べたことのほか、この発明において
は、加工性を大きく劣化させることなしに鋼を強化する
ためにSiとＰを有効に利用することが必要であり、この
発明の目標強度(TS:400 〜700MPa) を考慮して、Si(mas
s ％) ／1.5 ＋Ｐ(mass ％)／0.3 の式から計算される
値を0.5(mass％) 以上に限定する。
は、加工性を大きく劣化させることなしに鋼を強化する
ためにSiとＰを有効に利用することが必要であり、この
発明の目標強度(TS:400 〜700MPa) を考慮して、Si(mas
s ％) ／1.5 ＋Ｐ(mass ％)／0.3 の式から計算される
値を0.5(mass％) 以上に限定する。
【００２９】また、上記値を満足させるようにSi及びＰ
を含有させると、熱延板に異常組織が生じる場合があ
り、この異常組織の発生を防止するために、この発明で
はMn,Ni, Si及びＰの含有量、すなわち、100Mn(mass％)
＋150Ni(mass％) −200Si(mass％) −1000P(mass％)
の式から計算される値を−200 以上に限定するものであ
るが、望ましくは−150 以上、100 以下とすることが好
ましい。 Mo : 1.0 mass ％以下 Moは鋼を強化するのに有効な成分である。しかしながら
１mass％を超えて含有させると加工性を劣化させるため
その含有量は1.0 mass％以下とする。またMo添加して
も、この発明の特徴をそこなうことはない。
を含有させると、熱延板に異常組織が生じる場合があ
り、この異常組織の発生を防止するために、この発明で
はMn,Ni, Si及びＰの含有量、すなわち、100Mn(mass％)
＋150Ni(mass％) −200Si(mass％) −1000P(mass％)
の式から計算される値を−200 以上に限定するものであ
るが、望ましくは−150 以上、100 以下とすることが好
ましい。 Mo : 1.0 mass ％以下 Moは鋼を強化するのに有効な成分である。しかしながら
１mass％を超えて含有させると加工性を劣化させるため
その含有量は1.0 mass％以下とする。またMo添加して
も、この発明の特徴をそこなうことはない。
【００３０】ついで、工程条件の限定理由について述べ
る。製鋼、鋳造条件は常法にしたがって行うことでよ
い。
る。製鋼、鋳造条件は常法にしたがって行うことでよ
い。
【００３１】熱間圧延仕上温度は冷延、焼鈍後の加工性
を良好にするために最低で750 ℃を必要とする。これ未
満では、熱延板中の圧延組織の残存が顕著となり、平均
ｒ値に良好な集合組織形成に不利となる。一方1000℃を
超えて圧延を終了すると、熱延板組織の粗大化が起こ
り、平均ｒ値に有利な集合組織が得られない。したがっ
て、その温度は750 ℃以上1000℃以下とする。
を良好にするために最低で750 ℃を必要とする。これ未
満では、熱延板中の圧延組織の残存が顕著となり、平均
ｒ値に良好な集合組織形成に不利となる。一方1000℃を
超えて圧延を終了すると、熱延板組織の粗大化が起こ
り、平均ｒ値に有利な集合組織が得られない。したがっ
て、その温度は750 ℃以上1000℃以下とする。
【００３２】冷間圧延においては、冷延圧下率を60％以
上にしないと十分な加工性が得られないので60％以上と
する。好ましくは70％以上の冷延圧下率とすることが有
利である。一方、冷延圧下率を95％以上とすると逆に加
工性が劣化するのでその上限を95％とする。冷間圧延後
の再結晶焼鈍温度は、750 ℃以上950 ℃以下であればよ
いが、望ましくは800 ℃以上で焼鈍するのがよい。
上にしないと十分な加工性が得られないので60％以上と
する。好ましくは70％以上の冷延圧下率とすることが有
利である。一方、冷延圧下率を95％以上とすると逆に加
工性が劣化するのでその上限を95％とする。冷間圧延後
の再結晶焼鈍温度は、750 ℃以上950 ℃以下であればよ
いが、望ましくは800 ℃以上で焼鈍するのがよい。
【００３３】なお、この発明は、焼鈍工程に連続焼鈍ラ
インまたは連続溶融亜鉛めっきラインを用いてもよく、
溶融亜鉛めっき法としては、非合金化溶融亜鉛めっきま
たは合金化溶融亜鉛めっきのどちらにも適する。また、
この発明によって得られる冷延鋼板は、焼鈍後、電気め
っき等の表面処理を施してもよく、さらに表面について
は特殊な処理を施して、さらに化成処理性、溶接性、プ
レス成形性、および耐食性の改善を行ってもよい。さら
にこれらの冷延鋼板に、板形状矯正などの目的で調質圧
延を、通常常識の範囲内で行ってもかまわない。
インまたは連続溶融亜鉛めっきラインを用いてもよく、
溶融亜鉛めっき法としては、非合金化溶融亜鉛めっきま
たは合金化溶融亜鉛めっきのどちらにも適する。また、
この発明によって得られる冷延鋼板は、焼鈍後、電気め
っき等の表面処理を施してもよく、さらに表面について
は特殊な処理を施して、さらに化成処理性、溶接性、プ
レス成形性、および耐食性の改善を行ってもよい。さら
にこれらの冷延鋼板に、板形状矯正などの目的で調質圧
延を、通常常識の範囲内で行ってもかまわない。
【００３４】
【実施例】転炉で溶製した表２に示す成分組成の鋼スラ
ブを素材として、熱間圧延を行い、続いて酸洗後冷間圧
延により板厚0.8mm に圧延したのち、連続焼鈍ラインで
20秒間の再結晶焼鈍を施し、得られた冷延板について引
張特性及び化成処理性を調査した。
ブを素材として、熱間圧延を行い、続いて酸洗後冷間圧
延により板厚0.8mm に圧延したのち、連続焼鈍ラインで
20秒間の再結晶焼鈍を施し、得られた冷延板について引
張特性及び化成処理性を調査した。
【００３５】
【表２】
【００３６】上記製造条件として、熱間圧延仕上げ温度
(FDT) 、冷間圧延圧下率及び焼鈍温度ならびに調査結果
を表３にまとめて示す。
(FDT) 、冷間圧延圧下率及び焼鈍温度ならびに調査結果
を表３にまとめて示す。
【００３７】
【表３】
【００３８】ここに、引張特性はJIS ５号試験片を使用
して測定し、平均ｒ値及び化成処理性は前記の実験の場
合と同様の方法で行い、同様の方法で評価した。
して測定し、平均ｒ値及び化成処理性は前記の実験の場
合と同様の方法で行い、同様の方法で評価した。
【００３９】表３から、この発明の適合例はいずれもTS
×Elで示されるTS−Elバランスに優れ、高い平均ｒ値を
示すとともに優れた化成処理性を有していることがわか
る。一方、比較例は平均ｒ値及びTS−Elバランスで劣
り、化成処理性も一例を除き劣っている。
×Elで示されるTS−Elバランスに優れ、高い平均ｒ値を
示すとともに優れた化成処理性を有していることがわか
る。一方、比較例は平均ｒ値及びTS−Elバランスで劣
り、化成処理性も一例を除き劣っている。
【００４０】
【発明の効果】この発明は、極低Ｃ鋼において、Si, Mn
及びＰに加えてNiを複合添加することにより表面特性、
とくに化成処理性に優れ、かつプレス成形用としても好
適な特性を有する高張力冷延板を得るもので、自動車の
軽量化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
及びＰに加えてNiを複合添加することにより表面特性、
とくに化成処理性に優れ、かつプレス成形用としても好
適な特性を有する高張力冷延板を得るもので、自動車の
軽量化、安全性の向上に大きく寄与することができる。
【図１】平均ｒ値とSi, Mn，Ni及びＰの含有量の関係を
示すグラフである。
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 (56)参考文献 特開 平４−168246（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−197545（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−173213（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−156025（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−89727（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/14
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.0050mass％以下、 Si：0.2mass ％以上、2.5mass ％以下、 Mn：1.0mass ％以上、3.5mass ％以下、 Ni：0.05mass％以上、2.0mass ％以下、 Ｂ：0.0010mass％以上、0.0080mass％以下、 Ｐ：0.040mass ％以上、0.18mass％以下及び Al：0.005mass ％以上、0.10mass％以下 を下記式(1) 及び(2) の関係のもとで含有し、かつ Ti：0.003mass ％以上、0.10mass％以下及び Nb：0.003mass ％以上、0.10mass％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物の組成よりなることを特徴とする化成処理
性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板。 【数１】 - 【請求項２】Ｃ：0.0050mass％以下、 Si：0.2mass ％以上、2.5mass ％以下、 Mn：1.0mass ％以上、3.5mass ％以下、 Ni：0.05mass％以上、2.0mass ％以下、 Mo：1.0mass ％以下、 Ｂ：0.0010mass％以上、0.0080mass％以下、 Ｐ：0.040mass ％以上、0.18mass％以下及び Al：0.005mass ％以上、0.10mass％以下 を下記式(1) 及び(2) の関係のもとで含有し、かつ Ti：0.003mass ％以上、0.10mass％以下及び Nb：0.003mass ％以上、0.10mass％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物の組成よりなることを特徴とする化成処理
性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板。 【数２】 - 【請求項３】Ｃ：0.0050mass％以下、 Si：0.2mass ％以上、2.5mass ％以下、 Mn：1.0mass ％以上、3.5mass ％以下、 Ni：0.05mass％以上、2.0mass ％以下、 Ｂ：0.0010mass％以上、0.0080mass％以下、 Ｐ：0.040mass ％以上、0.18mass％以下及び Al：0.005mass ％以上、0.10mass％以下 を下記式(1) 及び(2) の関係のもとで含有し、かつ Ti：0.003mass ％以上、0.10mass％以下及び Nb：0.003mass ％以上、0.10mass％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、熱
間圧延して750 ℃以上、1000℃以下の温度範囲にて仕上
げ圧延を終了し、さらに酸洗後圧下率60％以上、95％以
下の冷間圧延を行い、しかるのち700 ℃以上、950 ℃以
下の温度範囲にて再結晶焼鈍を施すことを特徴とする化
成処理性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板
の製造方法。 【数３】 - 【請求項４】Ｃ：0.0050mass％以下、 Si：0.2mass ％以上、2.5mass ％以下、 Mn：1.0mass ％以上、3.5mass ％以下、 Ni：0.05mass％以上、2.0mass ％以下、 Mo：1.0mass ％以下、 Ｂ：0.0010mass％以上、0.0080mass％以下、 Ｐ：0.040mass ％以上、0.18mass％以下及び Al：0.005mass ％以上、0.10mass％以下 を下記式(1) 及び(2) の関係のもとで含有し、かつ Ti：0.003mass ％以上、0.10mass％以下及び Nb：0.003mass ％以上、0.10mass％以下 のうちから選んだ１種又は２種を含み、残部は鉄及び不
可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、熱
間圧延して750 ℃以上、1000℃以下の温度範囲にて仕上
げ圧延を終了し、さらに酸洗後圧下率60％以上、95％以
下の冷間圧延を行い、しかるのち700 ℃以上、950 ℃以
下の温度範囲にて再結晶焼鈍を施すことを特徴とする化
成処理性ならびにプレス成形性に優れる高張力冷延鋼板
の製造方法。 【数４】
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16622692A JP2951480B2 (ja) | 1992-06-24 | 1992-06-24 | 化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16622692A JP2951480B2 (ja) | 1992-06-24 | 1992-06-24 | 化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0610096A JPH0610096A (ja) | 1994-01-18 |
| JP2951480B2 true JP2951480B2 (ja) | 1999-09-20 |
Family
ID=15827454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16622692A Expired - Fee Related JP2951480B2 (ja) | 1992-06-24 | 1992-06-24 | 化成処理性ならびに成形性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2951480B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2671960A1 (en) | 2005-03-31 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| KR20160122834A (ko) | 2014-02-18 | 2016-10-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5609494B2 (ja) | 2010-09-29 | 2014-10-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| US9534270B2 (en) | 2010-09-30 | 2017-01-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| JP5982905B2 (ja) | 2012-03-19 | 2016-08-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| KR20160143893A (ko) | 2012-06-15 | 2016-12-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 고강도 용융 아연 도금 강판 그리고 그것들의 제조 방법 |
| JP5962541B2 (ja) | 2012-07-23 | 2016-08-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| MX2015011463A (es) | 2013-03-04 | 2016-02-03 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma y lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma. |
| JP5794284B2 (ja) | 2013-11-22 | 2015-10-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
| JP5884196B2 (ja) | 2014-02-18 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP6032221B2 (ja) | 2014-02-18 | 2016-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-06-24 JP JP16622692A patent/JP2951480B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2671960A1 (en) | 2005-03-31 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| EP2671961A1 (en) | 2005-03-31 | 2013-12-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| EP2679699A2 (en) | 2005-03-31 | 2014-01-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| US8986468B2 (en) | 2005-03-31 | 2015-03-24 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile |
| KR20160122834A (ko) | 2014-02-18 | 2016-10-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0610096A (ja) | 1994-01-18 |
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