JP2981629B2 - 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は冷延鋼板の製造に係り、
特に深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方
法に関する。
特に深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方
法に関する。
【0002】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって、高いr値を有する冷延鋼板が強く要
望されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の
確保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高r値に
加えて、鋼板の高強度化も要求されている。
自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成形性を
有し、したがって、高いr値を有する冷延鋼板が強く要
望されている。特に、自動車部品に関しては、安全性の
確保及び燃費向上のための軽量化の観点から、高r値に
加えて、鋼板の高強度化も要求されている。
【0003】従来、r値を向上させた鋼板として、極低
炭素鋼にCとNを十分に固着し得るに足りるTi及び/
又はNbを添加した、所謂IF(Interstitial Free)鋼
が知られている。この鋼種を高強度化するには、これに
固溶強化元素であるSi、Mn、P等を添加しているが、
しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧延後の焼鈍中
にr値に有利な(222)結晶方位の核生成及び結晶粒成
長を抑制する傾向を有するために、高いr値と強度を併
せて得ることが困難である。また、降伏比(降伏強さ/
引張強さ)が高く、プレス成形性が悪い。
炭素鋼にCとNを十分に固着し得るに足りるTi及び/
又はNbを添加した、所謂IF(Interstitial Free)鋼
が知られている。この鋼種を高強度化するには、これに
固溶強化元素であるSi、Mn、P等を添加しているが、
しかし、これらの固溶強化元素は、冷間圧延後の焼鈍中
にr値に有利な(222)結晶方位の核生成及び結晶粒成
長を抑制する傾向を有するために、高いr値と強度を併
せて得ることが困難である。また、降伏比(降伏強さ/
引張強さ)が高く、プレス成形性が悪い。
【0004】一方、例えば、特公平3−2224号公報
及び特公平3−21611号公報に見られるように、低
炭素鋼にTi、Nb及びBを添加し、冷延、焼鈍後に複合
組織にすることにより、高r値、常温非時効性及び高い
焼付硬化性(BH性)を得る方法が提案されている。しか
し、この方法では、焼鈍温度が900℃前後と高く、経
済性が悪い。また、焼鈍温度が高いために焼鈍時のフェ
ライト体積率が少なく、集合組織がランダムになり易
く、材質の安全性にも欠ける。
及び特公平3−21611号公報に見られるように、低
炭素鋼にTi、Nb及びBを添加し、冷延、焼鈍後に複合
組織にすることにより、高r値、常温非時効性及び高い
焼付硬化性(BH性)を得る方法が提案されている。しか
し、この方法では、焼鈍温度が900℃前後と高く、経
済性が悪い。また、焼鈍温度が高いために焼鈍時のフェ
ライト体積率が少なく、集合組織がランダムになり易
く、材質の安全性にも欠ける。
【0005】本発明は、上記従来技術の欠点を解消し
て、強度特性を有すると共に、成形性、特に深絞り性に
優れた焼付硬化性鋼板を経済的に製造し得る方法を提供
することを目的とするものである。
て、強度特性を有すると共に、成形性、特に深絞り性に
優れた焼付硬化性鋼板を経済的に製造し得る方法を提供
することを目的とするものである。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にCとN
を固着し得るに必要なTi及びNbを添加し、これに通常
の高r値IF鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧
延し、連続焼鈍法を施す際に、連続焼鈍の加熱温度及び
冷却過程を制御することにより、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板を製造し得ることを見い出し、ここ
に本発明をなすに至ったものである。
を解決するために鋭意研究した結果、低炭素鋼にCとN
を固着し得るに必要なTi及びNbを添加し、これに通常
の高r値IF鋼の製造方法に従って熱間圧延及び冷間圧
延し、連続焼鈍法を施す際に、連続焼鈍の加熱温度及び
冷却過程を制御することにより、深絞り性に優れる複合
組織焼付硬化性鋼板を製造し得ることを見い出し、ここ
に本発明をなすに至ったものである。
【0007】すなわち、本発明は、C:0.002〜0.
010%、Si≦1.0%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.20%、Al:0.005〜0.10%を含有し、更
に、Ti≦0.1%、Nb≦0.1%で、かつ、{(C/12)+
(N/14)+(S/32)}<{(Ti/48)+(Nb/93)}となる量の
Ti及びNbを含有し、残部がFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ac1変態点以上Ac3点以下に加熱し、500〜75
0℃まで20℃/秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、20℃/秒以上の平均冷却速度にてMs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で0.2%
以上5%以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法を要旨とするものである。
010%、Si≦1.0%、Mn:0.2〜2.0%、P≦
0.20%、Al:0.005〜0.10%を含有し、更
に、Ti≦0.1%、Nb≦0.1%で、かつ、{(C/12)+
(N/14)+(S/32)}<{(Ti/48)+(Nb/93)}となる量の
Ti及びNbを含有し、残部がFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ac1変態点以上Ac3点以下に加熱し、500〜75
0℃まで20℃/秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、20℃/秒以上の平均冷却速度にてMs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で0.2%
以上5%以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法を要旨とするものである。
【0008】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【0009】
【0010】本発明における鋼の化学成分の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【0011】C:Cはその含有量が増大するにつれて、
Cを固着するに要するTiの添加量が増大し、製造費用
が増加し、また、析出物が増加することによって粒成長
を阻害して、r値の向上を妨げる。したがって、本発明
においては、C量の上限を0.01%に制限する。しか
し、0.002%よりも少ないとマルテンサイトを得る
のが困難であるので、下限を0.002%とする。
Cを固着するに要するTiの添加量が増大し、製造費用
が増加し、また、析出物が増加することによって粒成長
を阻害して、r値の向上を妨げる。したがって、本発明
においては、C量の上限を0.01%に制限する。しか
し、0.002%よりも少ないとマルテンサイトを得る
のが困難であるので、下限を0.002%とする。
【0012】Si:Siは固溶強化に有効な元素であり、
フェライト中のC濃度を低減し、オーステナイト中のC
濃度を高めるため、焼入性が高くなる。しかし、1.0
%を超えるとr値の劣化が大きくなるので、その上限を
1.0%とする。
フェライト中のC濃度を低減し、オーステナイト中のC
濃度を高めるため、焼入性が高くなる。しかし、1.0
%を超えるとr値の劣化が大きくなるので、その上限を
1.0%とする。
【0013】Mn:Mnは鋼の焼入性を向上し、かつ、固
溶強化に有効な元素であるが、2.0%を超えるとr値
の劣化が大きくなるので、その上限を2.0%とする。
しかし、0.2%よりも少ないと、マルテンサイトを得
るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じるので、そ
の下限を0.2%とする。
溶強化に有効な元素であるが、2.0%を超えるとr値
の劣化が大きくなるので、その上限を2.0%とする。
しかし、0.2%よりも少ないと、マルテンサイトを得
るのが困難になるばかりか、熱間割れを生じるので、そ
の下限を0.2%とする。
【0014】P:Pは固溶強化に有効な元素であり、か
つ、フェライト生成元素で複合組織化に有効な元素であ
る。しかし、0.20%を超えるとr値の劣化及び耐2
次加工脆性が劣化するので、その上限を0.20%とす
る。
つ、フェライト生成元素で複合組織化に有効な元素であ
る。しかし、0.20%を超えるとr値の劣化及び耐2
次加工脆性が劣化するので、その上限を0.20%とす
る。
【0015】Al:Alは脱酸剤として、少なくとも0.
005%を添加することが必要である。しかし、0.1
0%を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し成形性を劣化させ
るので、上限を0.10%とする。
005%を添加することが必要である。しかし、0.1
0%を超えて過多に添加すると、脱酸効果が飽和するの
みならず、アルミナ系介在物が発生し成形性を劣化させ
るので、上限を0.10%とする。
【0016】Ti、Nb:Ti及びNbは、本発明において
極めて重要な添加元素である。すなわち、C及びNを固
着して鋼をIF鋼にするために、{(C/12)+(N/14)+
(S/32)}<{(Ti/48)+(Nb/93)}の式を満足するTi量
及びNb量が必要である。しかし、いずれも、0.1%を
超えて過多に添加すると、製造費用が増加し、また、粒
成長を阻害してr値を妨げるので好ましくない。
極めて重要な添加元素である。すなわち、C及びNを固
着して鋼をIF鋼にするために、{(C/12)+(N/14)+
(S/32)}<{(Ti/48)+(Nb/93)}の式を満足するTi量
及びNb量が必要である。しかし、いずれも、0.1%を
超えて過多に添加すると、製造費用が増加し、また、粒
成長を阻害してr値を妨げるので好ましくない。
【0017】次に製造条件について説明する。
【0018】上記の化学成分を有する鋼は、通常の高r
値IF鋼の製造方法に従って、熱間圧延及び冷間圧延し
た後、連続焼鈍法を施す。
値IF鋼の製造方法に従って、熱間圧延及び冷間圧延し
た後、連続焼鈍法を施す。
【0019】但し、連続焼鈍においては、まず、加熱温
度をAc1変態点以上Ac3変態点以下にし、フェライト・
オーステナイトの2相にする。加熱温度がAc1変態点よ
り低いとオーステナイトが得られず、したがって、冷却
過程で変態を伴わないためマルテンサイトを得ることが
できない。また、加熱温度がAc3変態点を超えると、冷
延・焼鈍過程で得られたr値を向上させる{111}集合
組織がすべてオーステナイトに変態し、その後の冷却過
程で得られる組織はランダムな方位になり、高r値を得
ることができない。
度をAc1変態点以上Ac3変態点以下にし、フェライト・
オーステナイトの2相にする。加熱温度がAc1変態点よ
り低いとオーステナイトが得られず、したがって、冷却
過程で変態を伴わないためマルテンサイトを得ることが
できない。また、加熱温度がAc3変態点を超えると、冷
延・焼鈍過程で得られたr値を向上させる{111}集合
組織がすべてオーステナイトに変態し、その後の冷却過
程で得られる組織はランダムな方位になり、高r値を得
ることができない。
【0020】次いで、500〜750℃の範囲まで20
℃/秒以下の平均冷却速度で徐冷することにより、オー
ステナイト中のCを濃化する。この温度範囲までの平均
冷却速度が20℃/秒を超えると、オーステナイト中の
Cの濃化が小さく、ベイナイト変態を起こし、マルテン
サイトを得るのが困難である。また、低温変態生成物の
量も多くなり、高r値を得ることができない。
℃/秒以下の平均冷却速度で徐冷することにより、オー
ステナイト中のCを濃化する。この温度範囲までの平均
冷却速度が20℃/秒を超えると、オーステナイト中の
Cの濃化が小さく、ベイナイト変態を起こし、マルテン
サイトを得るのが困難である。また、低温変態生成物の
量も多くなり、高r値を得ることができない。
【0021】その後、20℃/秒以上の平均冷却速度に
てMs変態点以下に冷却することにより、フェライトと
体積率で0.1%以上5%以下のマルテンサイトを得る
ことができ、深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
を得ることができる。冷却速度が20℃/秒よりも低い
と、ベイナイト或いはパーライトを生成し、マルテンサ
イトが得られなくなり、所定の強度及び焼付け硬化性を
得ることができない。
てMs変態点以下に冷却することにより、フェライトと
体積率で0.1%以上5%以下のマルテンサイトを得る
ことができ、深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
を得ることができる。冷却速度が20℃/秒よりも低い
と、ベイナイト或いはパーライトを生成し、マルテンサ
イトが得られなくなり、所定の強度及び焼付け硬化性を
得ることができない。
【0022】上記方法によって得られる複合組織鋼板
は、次のような特性を有している。 (1)焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 (2)加工硬化係数(n値)が高く、一様伸び及び全伸びが
大きい。 (3)常温では降伏点伸びの回復が極めて遅時効性を有
し、かつBH性がある。 (4)高r値を有する。 これらは、いずれもプレス成形用鋼板に強く要求されて
いる特性である。
は、次のような特性を有している。 (1)焼鈍ままで降伏点伸びがなく、降伏比が低い。 (2)加工硬化係数(n値)が高く、一様伸び及び全伸びが
大きい。 (3)常温では降伏点伸びの回復が極めて遅時効性を有
し、かつBH性がある。 (4)高r値を有する。 これらは、いずれもプレス成形用鋼板に強く要求されて
いる特性である。
【0023】このような優れた特性を有するのは、以下
の理由によるものである。
の理由によるものである。
【0024】すなわち、連続焼鈍において加熱温度をA
c1変態点以上Ac3変態点以下にし、フェライト・オース
テナイトの2相にすることによって、Cは固溶度の差に
よりフェライトからオーステナイトに移動し、濃縮する
ことによって、フェライト中のC濃度は小さくなる。こ
れを上記条件で冷却することにより、Cの濃縮したオー
ステナイトをマルテンサイトにすることで、軟質のフェ
ライトと硬質のマルテンサイトの複合組織鋼板を得るこ
とができる。その結果、焼鈍加熱過程で{111}集合組
織が発達し、かつ清浄なフェライトによって高r値で延
性の良好な鋼板が製造できる。また、マルテンサイト変
態に伴う周辺のフェライト素地における可動転位の形成
及び内部応力により、外部から応力が加わると容易にマ
ルテンサイト相周辺から転位が発生し、均一に塑性変形
が伝播する。このために、焼鈍ままで降伏点伸びがな
く、降伏比が低い。そして、フェライト中に適度な固溶
Cが存在するために、良好なBH性を有する。よって、
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板が製造でき
る。
c1変態点以上Ac3変態点以下にし、フェライト・オース
テナイトの2相にすることによって、Cは固溶度の差に
よりフェライトからオーステナイトに移動し、濃縮する
ことによって、フェライト中のC濃度は小さくなる。こ
れを上記条件で冷却することにより、Cの濃縮したオー
ステナイトをマルテンサイトにすることで、軟質のフェ
ライトと硬質のマルテンサイトの複合組織鋼板を得るこ
とができる。その結果、焼鈍加熱過程で{111}集合組
織が発達し、かつ清浄なフェライトによって高r値で延
性の良好な鋼板が製造できる。また、マルテンサイト変
態に伴う周辺のフェライト素地における可動転位の形成
及び内部応力により、外部から応力が加わると容易にマ
ルテンサイト相周辺から転位が発生し、均一に塑性変形
が伝播する。このために、焼鈍ままで降伏点伸びがな
く、降伏比が低い。そして、フェライト中に適度な固溶
Cが存在するために、良好なBH性を有する。よって、
深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板が製造でき
る。
【0025】次に本発明の一実施例を示す。
【0026】
【表1】 に示す化学成分を有する極低炭素鋼のIF鋼を1250
℃で溶体化処理した後、仕上温度を900℃として熱間
圧延を終了し、その後、700℃で1時間炉冷、巻取処
理の後、80%の冷間圧延を行い、0.8mmの鋼板に
し、
℃で溶体化処理した後、仕上温度を900℃として熱間
圧延を終了し、その後、700℃で1時間炉冷、巻取処
理の後、80%の冷間圧延を行い、0.8mmの鋼板に
し、
【表2】 に示す加熱温度及び冷却条件で連続焼鈍を行った。得ら
れた鋼板の材料特性を表2に併記する。
れた鋼板の材料特性を表2に併記する。
【0027】なお、引張試験片はJIS13号Bを用
い、常温時効性(AI量)は、10%引張与歪時から10
0℃×1時間処理した後のYPの上昇量で評価した。焼
付硬化性(BH量)は、2%引張与歪時から170℃×2
0分処理した後のYPの上昇量で評価した。
い、常温時効性(AI量)は、10%引張与歪時から10
0℃×1時間処理した後のYPの上昇量で評価した。焼
付硬化性(BH量)は、2%引張与歪時から170℃×2
0分処理した後のYPの上昇量で評価した。
【0028】表2において、No.1、No.3、No.6〜
No.7は本発明例であり、いずれもAI量が5N/mm2
以下で遅時効性を有し、50N/mm2以上の高い焼付硬
化性がある。また、r値も1.8以上あり、優れた深絞
り性を示している。
No.7は本発明例であり、いずれもAI量が5N/mm2
以下で遅時効性を有し、50N/mm2以上の高い焼付硬
化性がある。また、r値も1.8以上あり、優れた深絞
り性を示している。
【0029】これに対し、比較例のNo.2は、連続焼鈍
で中間温度までの冷却速度が60℃/sと速かったため
にベイナイトが生成し、降伏伸びがあり、深絞り性も低
い。またNo.4は、加熱温度が920℃とAc3変態点以
上のため、焼鈍後の集合組織がランダムになり、深絞り
性が低い。No.5は、中間温度の冷却速度が遅いため
に、マルテンサイト組織が得られず、降伏伸びがあり、
深絞り性も低い。No.8は、Tiが添加されておらず、
焼鈍時の加熱温度が高いために深絞り性が低い。No.9
は、Mn量が少ないために焼入性が低く、マルテンサイ
ト組織を得ることができず、BH量もない。No.10
は、C量が多く、Ti及びNb量がC、Nを固着できなか
ったため、深絞り性が低い。
で中間温度までの冷却速度が60℃/sと速かったため
にベイナイトが生成し、降伏伸びがあり、深絞り性も低
い。またNo.4は、加熱温度が920℃とAc3変態点以
上のため、焼鈍後の集合組織がランダムになり、深絞り
性が低い。No.5は、中間温度の冷却速度が遅いため
に、マルテンサイト組織が得られず、降伏伸びがあり、
深絞り性も低い。No.8は、Tiが添加されておらず、
焼鈍時の加熱温度が高いために深絞り性が低い。No.9
は、Mn量が少ないために焼入性が低く、マルテンサイ
ト組織を得ることができず、BH量もない。No.10
は、C量が多く、Ti及びNb量がC、Nを固着できなか
ったため、深絞り性が低い。
【0030】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
自動車のパネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板と
して必要な材料特性を有し、特に、強度特性に優れ、3
40〜500N/mm2で成形後に降伏強度の上昇が得ら
れるため、成形が容易であり、かつ耐デント性に優れる
鋼板を提供することができる。
自動車のパネル材等、深絞り性が要求される冷延鋼板と
して必要な材料特性を有し、特に、強度特性に優れ、3
40〜500N/mm2で成形後に降伏強度の上昇が得ら
れるため、成形が容易であり、かつ耐デント性に優れる
鋼板を提供することができる。
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%(以下、同じ)で、C:0.002〜
0.010%、Si≦1.0%、Mn:0.2〜2.0%、P
≦0.20%、Al:0.005〜0.10%を含有し、更
に、Ti≦0.1%、Nb≦0.1%で、かつ、{(C/12)+
(N/14)+(S/32)}<{(Ti/48)+(Nb/93)}となる量の
Ti及びNbを含有し、残部がFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延し、続く連続焼鈍に
て、Ac1変態点以上Ac3点以下に加熱し、500〜75
0℃まで20℃/秒以下の平均冷却速度で冷却し、その
後、20℃/秒以上の平均冷却速度にてMs変態点以下
に冷却することにより、フェライトと体積率で0.2%
以上5%以下のマルテンサイトからなる組織を得ること
を特徴とする深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3352469A JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3352469A JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05163532A JPH05163532A (ja) | 1993-06-29 |
JP2981629B2 true JP2981629B2 (ja) | 1999-11-22 |
Family
ID=18424282
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3352469A Expired - Fee Related JP2981629B2 (ja) | 1991-12-12 | 1991-12-12 | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2981629B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4551694B2 (ja) * | 2004-05-21 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 温熱間成形品の製造方法および成形品 |
JP5092908B2 (ja) * | 2008-06-02 | 2012-12-05 | Jfeスチール株式会社 | 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-12-12 JP JP3352469A patent/JP2981629B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH05163532A (ja) | 1993-06-29 |
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