JP3043902B2 - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車用鋼板等の使
途に有用な、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
途に有用な、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融
亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車のパネル等に使用される冷延鋼板
には、優れた深絞り性が要求される。このように鋼板が
優れた深絞り性を示すためには、鋼板の機械的特性とし
て、高いｒ値（ランクフォード値）と良好な延性（El.
）とをそなえていることが必要である。
には、優れた深絞り性が要求される。このように鋼板が
優れた深絞り性を示すためには、鋼板の機械的特性とし
て、高いｒ値（ランクフォード値）と良好な延性（El.
）とをそなえていることが必要である。
【０００３】深絞り性の改善のためには各種の方法が提
案されている。例えば特公昭44-17268号公報、特公昭44
-17269号公報及び特公昭44-17270号公報には、低炭素リ
ムド鋼に２回冷延−焼鈍を施すことにより、ｒ値を2.18
まで高めた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しか
しながらこれらの方法は、冷間圧延と再結晶焼鈍とを２
回ずつ行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストは莫大なものとなる。。
案されている。例えば特公昭44-17268号公報、特公昭44
-17269号公報及び特公昭44-17270号公報には、低炭素リ
ムド鋼に２回冷延−焼鈍を施すことにより、ｒ値を2.18
まで高めた冷延鋼板の製造方法が開示されている。しか
しながらこれらの方法は、冷間圧延と再結晶焼鈍とを２
回ずつ行わなければならず、そのために要するエネルギ
ー及びコストは莫大なものとなる。。
【０００４】一方、近年になって自動車の車体軽量化及
び安全性向上を目的として、引張強さが35〜60kgf/mm2
の如き、より高強度の鋼板を用いようとする機運が急速
に高まってきた。このように高強度の鋼板であっても、
プレス成形の際は、優れた深絞り性を示すことが要求さ
れることは言うまでもなく、したがって、より高強度で
かつ従来鋼と比べても同等以上の高いｒ値と優れた延性
とをそなえる鋼板について研究開発が進められている。
び安全性向上を目的として、引張強さが35〜60kgf/mm2
の如き、より高強度の鋼板を用いようとする機運が急速
に高まってきた。このように高強度の鋼板であっても、
プレス成形の際は、優れた深絞り性を示すことが要求さ
れることは言うまでもなく、したがって、より高強度で
かつ従来鋼と比べても同等以上の高いｒ値と優れた延性
とをそなえる鋼板について研究開発が進められている。
【０００５】このような深絞り用高強度冷延鋼板の製造
には、Si、Mn、Ｐ等を強化成分として含有させた低炭素
Alキルド鋼を、通常の熱間圧延を施した後に冷間圧延を
行い、引き続き再結晶焼鈍を施すことが一般的であっ
た。しかしながら、高強度を得るためには上記の強化成
分を多量に含有させなければならず、そのため深絞り性
に好ましくない集合組織が形成され、ｒ値の低い鋼板し
か得られていなかった。
には、Si、Mn、Ｐ等を強化成分として含有させた低炭素
Alキルド鋼を、通常の熱間圧延を施した後に冷間圧延を
行い、引き続き再結晶焼鈍を施すことが一般的であっ
た。しかしながら、高強度を得るためには上記の強化成
分を多量に含有させなければならず、そのため深絞り性
に好ましくない集合組織が形成され、ｒ値の低い鋼板し
か得られていなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、鋼成分及び製造条件を規制
することにより、従来よりも格段に優れた深絞り性を有
する高強度冷延鋼板及びこの冷延鋼板を用いた亜鉛めっ
き鋼板を製造できる方法を提案することを目的とする。
題を有利に解決するもので、鋼成分及び製造条件を規制
することにより、従来よりも格段に優れた深絞り性を有
する高強度冷延鋼板及びこの冷延鋼板を用いた亜鉛めっ
き鋼板を製造できる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】発明者らは、深絞り性を
向上させるべく鋭意研究を重ねた結果、以下のように鋼
成分及び製造条件を限定することにより、優れた深絞り
性を有する高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
向上させるべく鋭意研究を重ねた結果、以下のように鋼
成分及び製造条件を限定することにより、優れた深絞り
性を有する高強度冷延鋼板が得られることを見出した。
【０００８】この発明の要旨構成は次のとおりである。 (1) Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.1 wt％以上かつ2.0 wt％
以下、Mn：1.0 wt％以上かつ3.0 wt％以下、Nb：0.005
〜0.2 wt％、Ｂ：0.0001〜0.0050wt％、Al：0.04〜0.20
wt％、Ｐ：0.01〜0.20wt％、Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：
0.01wt％以下を、上記Ｃ，Nb，Al及びＮの各含有量 C ,
Nb , Al 及び N が次式 ５≦ Nb ／ C ≦30 10≦ Al ／ N ≦80 の関係を満足する条件で含有する基本成分組成と、残部
Fe及び不可避的不純物とからなる鋼素材に、Ar3 変態点
以下500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつつ、合計圧下
率が50％以上95％以下になる圧延加工を施した後、巻取
又は焼鈍工程にて熱延板再結晶処理を施し、次いで圧下
率50〜95％の冷間圧延を施し、引き続き700 〜950 ℃の
温度域にて再結晶焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性
に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第１発明）。
以下、Mn：1.0 wt％以上かつ3.0 wt％以下、Nb：0.005
〜0.2 wt％、Ｂ：0.0001〜0.0050wt％、Al：0.04〜0.20
wt％、Ｐ：0.01〜0.20wt％、Ｓ：0.05wt％以下及びＮ：
0.01wt％以下を、上記Ｃ，Nb，Al及びＮの各含有量 C ,
Nb , Al 及び N が次式 ５≦ Nb ／ C ≦30 10≦ Al ／ N ≦80 の関係を満足する条件で含有する基本成分組成と、残部
Fe及び不可避的不純物とからなる鋼素材に、Ar3 変態点
以下500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつつ、合計圧下
率が50％以上95％以下になる圧延加工を施した後、巻取
又は焼鈍工程にて熱延板再結晶処理を施し、次いで圧下
率50〜95％の冷間圧延を施し、引き続き700 〜950 ℃の
温度域にて再結晶焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性
に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第１発明）。
【０００９】(2) 第１発明の鋼成分組成に加えてMo：0.
01〜1.5 wt％を含有する深絞り性に優れた高強度冷延鋼
板の製造方法（第２発明）。
01〜1.5 wt％を含有する深絞り性に優れた高強度冷延鋼
板の製造方法（第２発明）。
【００１０】(3) 第１発明又は第２発明の鋼成分組成に
加えてCu：0.1 〜1.5 wt％及びNi：0.1 〜1.5 wt％を含
有する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第
３発明）。
加えてCu：0.1 〜1.5 wt％及びNi：0.1 〜1.5 wt％を含
有する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法（第
３発明）。
【００１１】(4) 第１発明、第２発明又は第３発明にお
ける冷間圧延後の再結晶焼鈍が溶融亜鉛めっきラインで
行うものである深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法（第４発明）。
ける冷間圧延後の再結晶焼鈍が溶融亜鉛めっきラインで
行うものである深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき
鋼板の製造方法（第４発明）。
【００１２】以下、この発明を開発する基礎となった研
究結果について述べる。Ｃ：0.002 wt％、Si：1.0 wt
％、Mn：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、A
l：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt％、Nb：0.03wt％及びＢ：
0.0010wt％の成分組成になる鋼スラブを1150℃で加熱−
均熱後、熱延仕上温度を620 〜980 ℃の範囲の種々の温
度とする熱間圧延を行った。引き続き得られた熱延板
を、750 ℃、５ｈの再結晶焼鈍を施した後、圧下率75％
の冷間圧延を施したのち、890 ℃、20ｓの再結晶焼鈍を
行った。かくして得られた冷延鋼板のｒ値、引張強度
（T.S.) 及び伸び(El.) に及ぼす熱延温度及び熱延時の
潤滑の有無の影響を調べた結果を図１に示す。図１から
明らかなように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、熱延温度
及び熱延時の潤滑の有無に依存し、熱延温度をAr3 変態
点以下でかつ潤滑圧延とすることにより、高いｒ値と高
いEl値が得られることが分かった。
究結果について述べる。Ｃ：0.002 wt％、Si：1.0 wt
％、Mn：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、A
l：0.05wt％、Ｎ：0.002 wt％、Nb：0.03wt％及びＢ：
0.0010wt％の成分組成になる鋼スラブを1150℃で加熱−
均熱後、熱延仕上温度を620 〜980 ℃の範囲の種々の温
度とする熱間圧延を行った。引き続き得られた熱延板
を、750 ℃、５ｈの再結晶焼鈍を施した後、圧下率75％
の冷間圧延を施したのち、890 ℃、20ｓの再結晶焼鈍を
行った。かくして得られた冷延鋼板のｒ値、引張強度
（T.S.) 及び伸び(El.) に及ぼす熱延温度及び熱延時の
潤滑の有無の影響を調べた結果を図１に示す。図１から
明らかなように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、熱延温度
及び熱延時の潤滑の有無に依存し、熱延温度をAr3 変態
点以下でかつ潤滑圧延とすることにより、高いｒ値と高
いEl値が得られることが分かった。
【００１３】また、Ｃ：0.002 wt％、Si：1.0 wt％、M
n：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.0
5wt％、Ｎ：0.002 wt％及びＢ：0.0010wt％を含み、N
b：０〜0.10wt％の範囲で種々に変化させた成分組成に
なる鋼スラブを、1150℃で加熱−均熱後、熱間圧延を仕
上温度：700 ℃の潤滑圧延で行った。引き続き得られた
熱延板を750 ℃、５ｈで再結晶焼鈍後、圧下率75％の冷
間圧延を施したのち、890℃、20秒の再結晶焼鈍を行っ
た。かくして得られた冷延鋼板の、ｒ値、引張強度（T.
S.) 及び伸び(El.) に及ぼすNb含有量の影響を、Ｃとの
原子量比で調べた結果を図２に示す。図２から明らかな
ように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、鋼成分に依存し、 ５≦ Nb ／ C ≦30 とすることにより、高いｒ値と高いEl値が得られること
が分かった。
n：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、Al：0.0
5wt％、Ｎ：0.002 wt％及びＢ：0.0010wt％を含み、N
b：０〜0.10wt％の範囲で種々に変化させた成分組成に
なる鋼スラブを、1150℃で加熱−均熱後、熱間圧延を仕
上温度：700 ℃の潤滑圧延で行った。引き続き得られた
熱延板を750 ℃、５ｈで再結晶焼鈍後、圧下率75％の冷
間圧延を施したのち、890℃、20秒の再結晶焼鈍を行っ
た。かくして得られた冷延鋼板の、ｒ値、引張強度（T.
S.) 及び伸び(El.) に及ぼすNb含有量の影響を、Ｃとの
原子量比で調べた結果を図２に示す。図２から明らかな
ように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、鋼成分に依存し、 ５≦ Nb ／ C ≦30 とすることにより、高いｒ値と高いEl値が得られること
が分かった。
【００１４】さらに、Ｃ：0.002 wt％、Si：1.0 wt％、
Mn：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、Ｎ：0.
002 wt％、Nb：0.03wt％及びＢ：0.0010wt％を含み、A
l：0.01〜0.20wt％の範囲で種々に変化させた成分組成
になる鋼スラブを、1150℃で加熱−均熱後、熱間圧延を
仕上温度：700 ℃の潤滑圧延で行った。引き続き得られ
た熱延板を750 ℃、５ｈで再結晶焼鈍後、圧下率75％の
冷間圧延を施したのち、890 ℃、20秒の再結晶焼鈍を行
った。かくして得られた冷延鋼板の、ｒ値、引張強度
（T.S.) 及び伸び(El.) に及ぼすAl含有量の影響を、Ｎ
との原子量比で調べた結果を図３に示す。図３から明ら
かなように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、鋼成分に依存
し、 10≦ Al ／ N ≦80 とすることにより、高いｒ値と高いEl値が得られること
が分かった。
Mn：1.0 wt％、Ｐ：0.05wt％、Ｓ：0.005 wt％、Ｎ：0.
002 wt％、Nb：0.03wt％及びＢ：0.0010wt％を含み、A
l：0.01〜0.20wt％の範囲で種々に変化させた成分組成
になる鋼スラブを、1150℃で加熱−均熱後、熱間圧延を
仕上温度：700 ℃の潤滑圧延で行った。引き続き得られ
た熱延板を750 ℃、５ｈで再結晶焼鈍後、圧下率75％の
冷間圧延を施したのち、890 ℃、20秒の再結晶焼鈍を行
った。かくして得られた冷延鋼板の、ｒ値、引張強度
（T.S.) 及び伸び(El.) に及ぼすAl含有量の影響を、Ｎ
との原子量比で調べた結果を図３に示す。図３から明ら
かなように、冷延−焼鈍後のｒ値、Elは、鋼成分に依存
し、 10≦ Al ／ N ≦80 とすることにより、高いｒ値と高いEl値が得られること
が分かった。
【００１５】
(1) 鋼成分 上記したようにこの発明では、鋼成分は重要であり、前
記した成分組成範囲を満足しないと、優れた深絞り性を
確保することができない。以下、各成分について範囲を
限定した理由について説明する。
記した成分組成範囲を満足しないと、優れた深絞り性を
確保することができない。以下、各成分について範囲を
限定した理由について説明する。
【００１６】(a) Ｃ：0.01wt％以下 Ｃは、含有量が少なければ少ない程、深絞り性が向上す
るので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほ
ど悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。よ
り好ましくは0.008 wt％以下である。
るので好ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほ
ど悪影響を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。よ
り好ましくは0.008 wt％以下である。
【００１７】(b) Si：0.1 wt％以上かつ2.0 wt％以下 Siは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が2.0 wt％
を超えると深絞り性及び表面性状に悪影響を与えるので
2.0 wt％以下に限定した。一方、上述した作用を発揮さ
せるためには、0.1 wt％以上を含有させることとする。 (c) Mn：1.0 wt％以上かつ3.0 wt％以下 Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が3.0 wt％
を超えると深絞り性に悪影響を与えるので3.0wt％以下
に限定した。一方、上述した作用を発揮させるために
は、1.0 wt％以上を含有させることとする。
要量を含有させるものであるが、その含有量が2.0 wt％
を超えると深絞り性及び表面性状に悪影響を与えるので
2.0 wt％以下に限定した。一方、上述した作用を発揮さ
せるためには、0.1 wt％以上を含有させることとする。 (c) Mn：1.0 wt％以上かつ3.0 wt％以下 Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が3.0 wt％
を超えると深絞り性に悪影響を与えるので3.0wt％以下
に限定した。一方、上述した作用を発揮させるために
は、1.0 wt％以上を含有させることとする。
【００１８】(d) Nb：0.005 〜0.2 wt％ Nbは、この発明において重要な成分であり、鋼中の固溶
Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、深絞り性に有
利な｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に形成させる効果が
ある。さらにNbを含有させることにより仕上圧延前組織
が微細化し、熱延板焼鈍後に深絞り性に有利な｛111 ｝
方位の結晶粒を優先的に形成させる効果がある。その含
有量が0.005 wt％に満たないと効果がなく、一方0.2 wt
％を超えて含有させても効果の向上が見られないばかり
か、却って延性の劣化を招くので0.005 〜0.2 wt％に限
定した。
Ｃを炭化物として析出固定させて低減し、深絞り性に有
利な｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に形成させる効果が
ある。さらにNbを含有させることにより仕上圧延前組織
が微細化し、熱延板焼鈍後に深絞り性に有利な｛111 ｝
方位の結晶粒を優先的に形成させる効果がある。その含
有量が0.005 wt％に満たないと効果がなく、一方0.2 wt
％を超えて含有させても効果の向上が見られないばかり
か、却って延性の劣化を招くので0.005 〜0.2 wt％に限
定した。
【００１９】(e) Ｂ：0.0001〜0.0050wt％ Ｂは、耐二次加工ぜい性を改善させるために含有させ
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果がなく、
一方0.005 wt％を超えるて含有させると深絞り性が劣化
するため0.0001〜0.005 wt％に限定した。
る。その含有量が0.0001wt％に満たないと効果がなく、
一方0.005 wt％を超えるて含有させると深絞り性が劣化
するため0.0001〜0.005 wt％に限定した。
【００２０】(f) Al：0.04〜0.20wt％ Alは、この発明で重要な成分であり、鋼中の固溶Ｎを窒
化物として析出固定させて低減し、深絞り性に有利な
｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に形成させる効果があ
る。その含有量が0.04wt％に満たないとその効果がな
く、一方0.20wt％を超えて含有させても、効果の向上が
見られないばかりか、却って延性の劣化を招くので、0.
04〜0.20wt％に限定した。
化物として析出固定させて低減し、深絞り性に有利な
｛111 ｝方位の結晶粒を優先的に形成させる効果があ
る。その含有量が0.04wt％に満たないとその効果がな
く、一方0.20wt％を超えて含有させても、効果の向上が
見られないばかりか、却って延性の劣化を招くので、0.
04〜0.20wt％に限定した。
【００２１】(g) Ｐ：0.01〜0.20wt％ Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必
要量を含有させるものであるが、その含有量が0.01wt％
に満たないと高強度化の効果がなく、一方0.20wt％を超
えると深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜0.20wt％に
限定した。
要量を含有させるものであるが、その含有量が0.01wt％
に満たないと高強度化の効果がなく、一方0.20wt％を超
えると深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜0.20wt％に
限定した。
【００２２】(h) Ｓ：0.05wt％以下 Ｓは、少なければ少ない程、深絞り性が向上するので、
好ましいが、その含有量が0.05wt％以下ではさほど悪影
響を及ぼさないので 0.05 wt％以下に限定した。
好ましいが、その含有量が0.05wt％以下ではさほど悪影
響を及ぼさないので 0.05 wt％以下に限定した。
【００２３】(i) Ｎ：0.01wt％以下 Ｎは、少なければ少ない程、深絞り性が向上するので好
ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響
を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。
ましいが、その含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響
を及ぼさないので0.01wt％以下に限定した。
【００２４】(j) この発明では、上記Ｃ及びNbを、各含
有量 C 及び Nb が次式 ５≦ Nb ／ C ≦30 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Nbは、前述したとおり鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出
固定させて低減し、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結
晶粒を優先的に形成させる効果がある。ここに Nb ／ C
が５に満たないと鋼中に固溶Ｃが多量に残留するので
上記効果が得られず、一方、 Nb ／ C が30を超えると
鋼中に固溶Nbが多量に存在することになり、そのため熱
延板焼鈍中にNbりん化物が形成されて、熱延板に｛111
｝再結晶集合組織が形成されず、そのためその後の冷
延−焼鈍によってもｒ値の向上が望めない。したがって
５≦ Nb ／ C ≦30に限定した。
有量 C 及び Nb が次式 ５≦ Nb ／ C ≦30 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Nbは、前述したとおり鋼中の固溶Ｃを炭化物として析出
固定させて低減し、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結
晶粒を優先的に形成させる効果がある。ここに Nb ／ C
が５に満たないと鋼中に固溶Ｃが多量に残留するので
上記効果が得られず、一方、 Nb ／ C が30を超えると
鋼中に固溶Nbが多量に存在することになり、そのため熱
延板焼鈍中にNbりん化物が形成されて、熱延板に｛111
｝再結晶集合組織が形成されず、そのためその後の冷
延−焼鈍によってもｒ値の向上が望めない。したがって
５≦ Nb ／ C ≦30に限定した。
【００２５】(k) この発明では、上記Al及びＮの各含有
量 Al 及び N が次式 10≦ Al ／ N ≦80 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Alは、前述したとおり鋼中の固溶Ｎを窒化物として析出
固定させて低減し、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結
晶粒を優先的に形成させる効果がある。ここに Al ／ N
が10に満たないと鋼中に固溶Ｎが多量に残留するので
上記効果がなく、一方、 Al ／ N が80を超えると逆に
延性の劣化につながるので10≦ Al ／ N ≦80に限定し
た。
量 Al 及び N が次式 10≦ Al ／ N ≦80 の関係を満足する条件で含有させることが必要である。
Alは、前述したとおり鋼中の固溶Ｎを窒化物として析出
固定させて低減し、深絞り性に有利な｛111 ｝方位の結
晶粒を優先的に形成させる効果がある。ここに Al ／ N
が10に満たないと鋼中に固溶Ｎが多量に残留するので
上記効果がなく、一方、 Al ／ N が80を超えると逆に
延性の劣化につながるので10≦ Al ／ N ≦80に限定し
た。
【００２６】(l) Mo：0.01〜1.5 wt％ Moは、鋼を強化する作用があり、第２発明では所望の強
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.5 wt％に限定し
た。
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.01
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.01〜1.5 wt％に限定し
た。
【００２７】(m) Cu ：0.1 〜1.5 wt％ Cuは、鋼を強化する作用があり、第３発明では所望の強
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.1
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.1 〜1.5 wt％に限定し
た。
度に応じて含有させるものであるが、その含有量が0.1
wt％に満たないと効果がなく、一方1.5 wt％を超えると
深絞り性に悪影響を与えるので0.1 〜1.5 wt％に限定し
た。
【００２８】(n) Ni：0.1 〜1.5 wt％ 第３発明ではNiを含有させる。Niは、鋼を強化する作用
があるとともに、Cu含有時の鋼板表面性状の改善効果が
ある。その含有量が0.1 wt％に満たないと効果がなく、
一方1.5 wt％を超えると深絞り性に悪影響を与えるので
0.1 〜1.5 wt％に限定した。
があるとともに、Cu含有時の鋼板表面性状の改善効果が
ある。その含有量が0.1 wt％に満たないと効果がなく、
一方1.5 wt％を超えると深絞り性に悪影響を与えるので
0.1 〜1.5 wt％に限定した。
【００２９】次にこの発明で製造工程について限定した
理由について説明する。 (2) 熱間圧延工程 熱間圧延工程は、この発明で最も重要であり、Ar3 変態
点以下500 ℃以上の温度域にて、潤滑を施しつつ合計圧
下率が50％以上95％以下になる圧延工程を施すことが必
要である。ここにAr3 変態点より高い温度域では、いく
ら圧延をおこなってもγ−α変態により集合組織がラン
ダム化するため、熱延板に｛111 ｝集合組織が形成され
ず、そのため冷延−焼鈍後には低いｒ値しか得られな
い。一方、500 ℃未満に圧延温度を低下させても、より
一層のｒ値の向上が望めず、圧延荷重が増大するのみで
あるので、圧延温度はAr3 変態点以下500 ℃以上に限定
した。
理由について説明する。 (2) 熱間圧延工程 熱間圧延工程は、この発明で最も重要であり、Ar3 変態
点以下500 ℃以上の温度域にて、潤滑を施しつつ合計圧
下率が50％以上95％以下になる圧延工程を施すことが必
要である。ここにAr3 変態点より高い温度域では、いく
ら圧延をおこなってもγ−α変態により集合組織がラン
ダム化するため、熱延板に｛111 ｝集合組織が形成され
ず、そのため冷延−焼鈍後には低いｒ値しか得られな
い。一方、500 ℃未満に圧延温度を低下させても、より
一層のｒ値の向上が望めず、圧延荷重が増大するのみで
あるので、圧延温度はAr3 変態点以下500 ℃以上に限定
した。
【００３０】この圧延の圧下率は、50％に満たないと熱
延板に｛111 ｝集合組織が形成されず、一方95％を超え
ると熱延板にｒ値に好ましくない集合組織が形成すると
いう不都合を生じるので50％以上95％以下に限定した。
延板に｛111 ｝集合組織が形成されず、一方95％を超え
ると熱延板にｒ値に好ましくない集合組織が形成すると
いう不都合を生じるので50％以上95％以下に限定した。
【００３１】さらにかかるAr3 変態点以下の圧延を無潤
滑圧延とすると、ロールと鋼板との間の摩擦力に起因す
るせん断変形により、深絞り性に好ましくない｛110 ｝
方位の結晶粒が鋼板表層部に優先的に形成され、ｒ値の
向上が望めないので深絞り性を確保するためには潤滑圧
延とすることが必要である。
滑圧延とすると、ロールと鋼板との間の摩擦力に起因す
るせん断変形により、深絞り性に好ましくない｛110 ｝
方位の結晶粒が鋼板表層部に優先的に形成され、ｒ値の
向上が望めないので深絞り性を確保するためには潤滑圧
延とすることが必要である。
【００３２】ここに上記圧延におけるロール径、ロール
の構造、潤滑剤の種類並びに圧延機の種類は任意で良
い。また、上記の圧延前の工程については特に限定をす
るものではなく、例えば圧延素材については、連続鋳造
スラブを再加熱又は連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降温
することなく直ちに、又は保温処理したものを粗圧延に
てシートバーにしたものを使用するのが好適である。ま
た上記の圧延を、仕上温度がAr3 以上である熱間粗圧延
に引き続いて行ってもよい。かかる粗圧延条件として
は、仕上圧延前の組織の微細化を目的に、粗圧延終了温
度を（Ar3 変態点〜Ar3 変態点＋100 ℃）とすることが
好ましい。
の構造、潤滑剤の種類並びに圧延機の種類は任意で良
い。また、上記の圧延前の工程については特に限定をす
るものではなく、例えば圧延素材については、連続鋳造
スラブを再加熱又は連続鋳造後、Ar3 変態点以下に降温
することなく直ちに、又は保温処理したものを粗圧延に
てシートバーにしたものを使用するのが好適である。ま
た上記の圧延を、仕上温度がAr3 以上である熱間粗圧延
に引き続いて行ってもよい。かかる粗圧延条件として
は、仕上圧延前の組織の微細化を目的に、粗圧延終了温
度を（Ar3 変態点〜Ar3 変態点＋100 ℃）とすることが
好ましい。
【００３３】(3) 熱延板再結晶処理工程 次にこの発明の鋼は、熱延温度がAr3 変態点以下である
ため、熱延板は加工組織を呈している。そのため、この
熱延板に再結晶処理を施して｛111 ｝方位の結晶粒を形
成させる必要がある。再結晶処理を施さないと、熱延板
に｛111 ｝方位の結晶粒が形成されないため、その後の
冷延−焼鈍によってもｒ値の向上は望めない。この熱延
板再結晶処理は、熱延後の巻取又は再結晶焼鈍工程によ
って行う。巻取工程より再結晶処理を施す場合には、巻
取温度は650 ℃以上とすることが好ましい。巻取温度が
650 ℃に満たないと、熱延板は再結晶し難く、熱延板に
｛111｝方位の結晶粒が形成され難いので、その後の冷
延−焼鈍によってもｒ値の向上は望めない。また再結晶
焼鈍工程により再結晶処理を施す場合には、バッチ焼鈍
又は連続焼鈍のいずれもが適し、その焼鈍温度は、650
〜950 ℃が好ましい。
ため、熱延板は加工組織を呈している。そのため、この
熱延板に再結晶処理を施して｛111 ｝方位の結晶粒を形
成させる必要がある。再結晶処理を施さないと、熱延板
に｛111 ｝方位の結晶粒が形成されないため、その後の
冷延−焼鈍によってもｒ値の向上は望めない。この熱延
板再結晶処理は、熱延後の巻取又は再結晶焼鈍工程によ
って行う。巻取工程より再結晶処理を施す場合には、巻
取温度は650 ℃以上とすることが好ましい。巻取温度が
650 ℃に満たないと、熱延板は再結晶し難く、熱延板に
｛111｝方位の結晶粒が形成され難いので、その後の冷
延−焼鈍によってもｒ値の向上は望めない。また再結晶
焼鈍工程により再結晶処理を施す場合には、バッチ焼鈍
又は連続焼鈍のいずれもが適し、その焼鈍温度は、650
〜950 ℃が好ましい。
【００３４】(4) 冷間圧延工程 この工程は、高いｒ値を得るために必須であり、冷延圧
下率は50〜95％とすることが不可欠である。かかる冷延
圧下率が50％未満又は95％を超えると、優れた深絞り性
が得られない。
下率は50〜95％とすることが不可欠である。かかる冷延
圧下率が50％未満又は95％を超えると、優れた深絞り性
が得られない。
【００３５】(5) 焼鈍工程 冷間圧延を経た冷延鋼帯は、再結晶焼鈍を施す必要があ
る。この再結晶焼鈍は、箱型焼鈍法及び連続型焼鈍法の
いずれでもよい。焼鈍温度は700 ℃に満たないと再結晶
が不十分なため、｛111 ｝集合組織が発達しなく、一方
950 ℃を超えるとα−γ変態により集合組織がランダム
化するという不都合を生じるので700 〜950 ℃の範囲に
限定する。なおこの焼鈍後の鋼帯に、形状矯正あるいは
表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を施し
ても良いことは言うまでもない。またこの発明にて得ら
れた冷延鋼板は、加工用表面処理鋼板の原板にも適用で
きる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含
む）、すずめっき、ほうろう等がある。
る。この再結晶焼鈍は、箱型焼鈍法及び連続型焼鈍法の
いずれでもよい。焼鈍温度は700 ℃に満たないと再結晶
が不十分なため、｛111 ｝集合組織が発達しなく、一方
950 ℃を超えるとα−γ変態により集合組織がランダム
化するという不都合を生じるので700 〜950 ℃の範囲に
限定する。なおこの焼鈍後の鋼帯に、形状矯正あるいは
表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を施し
ても良いことは言うまでもない。またこの発明にて得ら
れた冷延鋼板は、加工用表面処理鋼板の原板にも適用で
きる。表面処理としては、亜鉛めっき（合金系を含
む）、すずめっき、ほうろう等がある。
【００３６】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを
準備した。なお表１において、数値がこの発明の範囲を
外れるものには下線をひいてある。
準備した。なお表１において、数値がこの発明の範囲を
外れるものには下線をひいてある。
【００３７】
【表１】
【００３８】これらのスラブに熱間粗圧延、仕上圧延を
施し、その後再結晶処理を行った。得られた熱延板を酸
洗後、冷間圧延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼帯にした後、
連続焼鈍設備にて890 ℃、20秒の再結晶焼鈍を施した。
これらの熱延条件、熱延板焼鈍条件、冷延条件及び再結
晶焼鈍条件を表２に示す。なお表２、No. ９は最終焼鈍
を連続溶融亜鉛めっき設備にて再結晶焼鈍及びめっき処
理を施した例である。
施し、その後再結晶処理を行った。得られた熱延板を酸
洗後、冷間圧延を施し板厚0.7 mmの冷延鋼帯にした後、
連続焼鈍設備にて890 ℃、20秒の再結晶焼鈍を施した。
これらの熱延条件、熱延板焼鈍条件、冷延条件及び再結
晶焼鈍条件を表２に示す。なお表２、No. ９は最終焼鈍
を連続溶融亜鉛めっき設備にて再結晶焼鈍及びめっき処
理を施した例である。
【００３９】
【表２】
【００４０】かくして得られた冷延鋼板の材料特性につ
いて調べた結果を表２に併記した。なお引張特性は、JI
S 5 号引張試験片を用いて測定した。またｒ値は、15％
引張予ひずみを与えたのち、３点法にて測定し、Ｌ方向
（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向から45度方向）及びＣ
方向（圧延方向から90度方向）の平均値を
いて調べた結果を表２に併記した。なお引張特性は、JI
S 5 号引張試験片を用いて測定した。またｒ値は、15％
引張予ひずみを与えたのち、３点法にて測定し、Ｌ方向
（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向から45度方向）及びＣ
方向（圧延方向から90度方向）の平均値を
【数１】 の式から求めた。さらに耐二次加工ぜい性の評価として
は、限界絞り比2.8 にて加工した円筒型サンプルを−50
℃に冷却したのち、圧潰試験を行い、ぜい性割れ発生の
有無にて評価した。
は、限界絞り比2.8 にて加工した円筒型サンプルを−50
℃に冷却したのち、圧潰試験を行い、ぜい性割れ発生の
有無にて評価した。
【００４１】表２から明らかなように、この発明に従う
適合例は、いずれも比較例に比べて優れた深絞り性を有
している。
適合例は、いずれも比較例に比べて優れた深絞り性を有
している。
【００４２】
【発明の効果】この発明によれば、鋼成分及び製造条件
を限定することにより、従来よりも格段に優れた深絞り
性を有する高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を
製造することが可能になる。
を限定することにより、従来よりも格段に優れた深絞り
性を有する高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を
製造することが可能になる。
【図１】図１は、冷延鋼板のｒ値、引張強度（T.S.) 及
び伸び(El.) に及ぼす熱延温度及び熱延時の潤滑の有無
の影響を調べた結果を示すグラフである。
び伸び(El.) に及ぼす熱延温度及び熱延時の潤滑の有無
の影響を調べた結果を示すグラフである。
【図２】図２は、冷延鋼板の、ｒ値、引張強度（T.S.)
及び伸び(El.) に及ぼすNb含有量の影響を、Ｃとの原子
量比で調べた結果を示すグラフである。
及び伸び(El.) に及ぼすNb含有量の影響を、Ｃとの原子
量比で調べた結果を示すグラフである。
【図３】図３は、冷延鋼板の、ｒ値、引張強度（T.S.)
及び伸び(El.) に及ぼすAl含有量の影響を、Ｎとの原子
量比でで調べた結果を示すグラフである。
及び伸び(El.) に及ぼすAl含有量の影響を、Ｎとの原子
量比でで調べた結果を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/16 38/16 Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 (56)参考文献 特開 平３−150316（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−230541（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−339641（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−339642（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−86819（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 9/48 C22C 38/00 - 38/58 C23C 2/02
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.01wt％以下、 Si：0.1 wt％以上かつ2.0 wt％以下、 Mn：1.0 wt％以上かつ3.0 wt％以下、 Nb：0.005 〜0.2 wt％、 Ｂ：0.0001〜0.0050wt％、 Al：0.04〜0.20wt％、 Ｐ：0.01〜0.20wt％、 Ｓ：0.05wt％以下及び Ｎ：0.01wt％以下 を、上記Ｃ，Nb，Al及びＮの各含有量 C , Nb , Al 及
び N が次式 ５≦ Nb ／ C ≦30 10≦ Al ／ N ≦80 の関係を満足する条件で含有する基本成分組成と、残部
Fe及び不可避的不純物とからなる鋼素材に、 Ar3 変態点以下500 ℃以上の温度域にて潤滑を施しつ
つ、合計圧下率が50％以上95％以下になる圧延加工を施
した後、巻取又は焼鈍工程にて熱延板再結晶処理を施
し、次いで圧下率50〜95％の冷間圧延を施し、引き続き
700 〜950 ℃の温度域にて再結晶焼鈍を施すことを特徴
とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 基本成分組成に加えて Mo：0.01〜1.5 wt％、 を含有する請求項１記載の深絞り性に優れた高強度冷延
鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 基本成分組成に加えて Cu：0.1 〜1.5 wt％及び Ni：0.1 〜1.5 wt％ を含有する請求項１又は２記載の深絞り性に優れた高強
度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３において、冷間圧延
後の再結晶焼鈍が溶融亜鉛めっきラインで行うものであ
る深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4147606A JP3043902B2 (ja) | 1992-06-08 | 1992-06-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| CA002097900A CA2097900C (en) | 1992-06-08 | 1993-06-07 | High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same |
| US08/072,725 US5360493A (en) | 1992-06-08 | 1993-06-07 | High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same |
| EP93109221A EP0574814B2 (en) | 1992-06-08 | 1993-06-08 | High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same |
| DE69317470T DE69317470T3 (de) | 1992-06-08 | 1993-06-08 | Hochfester, kaltgewalzter Stahlblech mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften und Verfahren zu dessen Herstellung |
| AU40127/93A AU652694B2 (en) | 1992-06-08 | 1993-06-08 | High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same |
| KR1019930010531A KR970000406B1 (ko) | 1992-06-08 | 1993-06-08 | 심인발성이 뛰어난 고강냉연강판 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4147606A JP3043902B2 (ja) | 1992-06-08 | 1992-06-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05339641A JPH05339641A (ja) | 1993-12-21 |
| JP3043902B2 true JP3043902B2 (ja) | 2000-05-22 |
Family
ID=15434136
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4147606A Expired - Fee Related JP3043902B2 (ja) | 1992-06-08 | 1992-06-08 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3043902B2 (ja) |
-
1992
- 1992-06-08 JP JP4147606A patent/JP3043902B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05339641A (ja) | 1993-12-21 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |