JP3249572B2 - 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板 - Google Patents
常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板Info
- Publication number
- JP3249572B2 JP3249572B2 JP09550392A JP9550392A JP3249572B2 JP 3249572 B2 JP3249572 B2 JP 3249572B2 JP 09550392 A JP09550392 A JP 09550392A JP 9550392 A JP9550392 A JP 9550392A JP 3249572 B2 JP3249572 B2 JP 3249572B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- bake
- composition
- aging
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用外装板などの
ように、良好な加工性と高強度が併せて要求される用途
に供して好適な常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板
に関するものである。本発明において薄鋼板とは、冷延
鋼板のみならず、熱延鋼板や表面処理鋼板などを含むも
のとする。
ように、良好な加工性と高強度が併せて要求される用途
に供して好適な常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板
に関するものである。本発明において薄鋼板とは、冷延
鋼板のみならず、熱延鋼板や表面処理鋼板などを含むも
のとする。
【０００２】
【従来の技術】良加工性と高強度を兼ね備えた鋼板とし
て、成形加工後、塗装焼き付け時に、加工によって生じ
た転位に固溶Ｃを固着させることによって強度を向上さ
せるいわゆるＢＨ焼付硬化型鋼板（ＢＨ型鋼板）が知ら
れている（特開昭57-89432号、同57-70258号および同57
-76131号各公報等）。しかしながらかかるＢＨ型鋼板は
いずれも、焼付硬化性を高めるために鋼中の固溶Ｃ量を
増加させた場合、それに伴って常温時効が生じるところ
に問題を残していた。
て、成形加工後、塗装焼き付け時に、加工によって生じ
た転位に固溶Ｃを固着させることによって強度を向上さ
せるいわゆるＢＨ焼付硬化型鋼板（ＢＨ型鋼板）が知ら
れている（特開昭57-89432号、同57-70258号および同57
-76131号各公報等）。しかしながらかかるＢＨ型鋼板は
いずれも、焼付硬化性を高めるために鋼中の固溶Ｃ量を
増加させた場合、それに伴って常温時効が生じるところ
に問題を残していた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の問題を有利に克服して、焼付硬化性を向上させても、
室温時効を招くことのない常温遅時効性を有する焼付硬
化型薄鋼板を提案するところにある。
の問題を有利に克服して、焼付硬化性を向上させても、
室温時効を招くことのない常温遅時効性を有する焼付硬
化型薄鋼板を提案するところにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】焼付硬化（ＢＨ）性も常
温時効も、ともに時効現象であり、転位とくに結晶粒内
の転位に固溶Ｃが固着され転位の移動が妨げられること
によって生じるものである。従って、結晶粒内の固溶Ｃ
量が増大すると、それに伴ってＢＨ性が高くなると共に
常温時効も進行する。しかしながらこの点に関する発明
者らの研究によれば、均しく時効現象に関与するとはい
え、結晶粒内に存在する固溶Ｃと結晶粒界に存在する固
溶Ｃとでは、その挙動に違いがあることが究明された。
温時効も、ともに時効現象であり、転位とくに結晶粒内
の転位に固溶Ｃが固着され転位の移動が妨げられること
によって生じるものである。従って、結晶粒内の固溶Ｃ
量が増大すると、それに伴ってＢＨ性が高くなると共に
常温時効も進行する。しかしながらこの点に関する発明
者らの研究によれば、均しく時効現象に関与するとはい
え、結晶粒内に存在する固溶Ｃと結晶粒界に存在する固
溶Ｃとでは、その挙動に違いがあることが究明された。
【０００５】すなわち、固溶Ｃのうち結晶粒内に存在す
る固溶Ｃは、時間がたつにつれて転位に固着されるのに
対し、結晶粒界に存在しているＣは、ＢＨのような高温
で時効を行ってはじめて粒界から粒内へ拡散し、粒内の
転位に固着されものであり、常温時効のような低温時効
では粒内には拡散しない。従って、時効処理前から粒内
に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性と常温時効の両者に関与す
るのに対し、粒界に存在する固溶Ｃは常温時効には関与
せず、ＢＨ性のみに関与することが突き止められたので
ある。本発明は、上記の知見に立脚するものである。
る固溶Ｃは、時間がたつにつれて転位に固着されるのに
対し、結晶粒界に存在しているＣは、ＢＨのような高温
で時効を行ってはじめて粒界から粒内へ拡散し、粒内の
転位に固着されものであり、常温時効のような低温時効
では粒内には拡散しない。従って、時効処理前から粒内
に存在する固溶Ｃは、ＢＨ性と常温時効の両者に関与す
るのに対し、粒界に存在する固溶Ｃは常温時効には関与
せず、ＢＨ性のみに関与することが突き止められたので
ある。本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００６】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．成形加工用の薄鋼板であって、鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.05wt％以下、 Si：2.0wt％以下、 Mn：3.0wt％以下、 Ｐ：0.3wt％以下、 Ｓ：0.05wt％以下、 Al：0.002〜0.1wt％以下、 および Ｎ：0.01wt％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、 該鋼板の表面から少なくとも板厚の1/10深さまでの
間の結晶粒界内の平均固溶Ｃ量が15ppm超えでかつ、全
板厚にわたる結晶粒内の平均固溶Ｃ量が10ppm以下であ
ることを特徴とする常温遅時効性を有する焼付硬化型薄
鋼板（第１発明）。
である。 １．成形加工用の薄鋼板であって、鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.05wt％以下、 Si：2.0wt％以下、 Mn：3.0wt％以下、 Ｐ：0.3wt％以下、 Ｓ：0.05wt％以下、 Al：0.002〜0.1wt％以下、 および Ｎ：0.01wt％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、 該鋼板の表面から少なくとも板厚の1/10深さまでの
間の結晶粒界内の平均固溶Ｃ量が15ppm超えでかつ、全
板厚にわたる結晶粒内の平均固溶Ｃ量が10ppm以下であ
ることを特徴とする常温遅時効性を有する焼付硬化型薄
鋼板（第１発明）。
【０００７】
【０００８】２．第１発明において、鋼板の成分組成が
さらに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第２発明）。
さらに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第２発明）。
【０００９】３．第１発明において、鋼板の成分組成が
さらに、 Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.01wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第３発明）。
さらに、 Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.01wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第３発明）。
【００１０】４．第１発明において、鋼板の成分組成が
さらに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有し、かつ Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.0wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第４発明）。
さらに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有し、かつ Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.0wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板（第４発明）。
【００１１】
【作用】前述したとおり、固溶Ｃの中でも、粒界に存在
しているＣは、常温時効のような低温時効では粒内には
拡散せず、ＢＨのような高温時効ではじめて粒界から粒
内へ拡散する。従って粒界に存在する固溶Ｃが関与する
のはＢＨ性のみである。そこで本発明では、粒界中の固
溶Ｃ量を高めることによってＢＨ量を確保した上で、粒
内の固溶Ｃ量を制限することによって常温時効を抑制す
ることにより、高いＢＨ性と良好な常温遅時効性の両者
を実現したものである。
しているＣは、常温時効のような低温時効では粒内には
拡散せず、ＢＨのような高温時効ではじめて粒界から粒
内へ拡散する。従って粒界に存在する固溶Ｃが関与する
のはＢＨ性のみである。そこで本発明では、粒界中の固
溶Ｃ量を高めることによってＢＨ量を確保した上で、粒
内の固溶Ｃ量を制限することによって常温時効を抑制す
ることにより、高いＢＨ性と良好な常温遅時効性の両者
を実現したものである。
【００１２】ここにＢＨ性確保の観点からは、結晶粒界
中の固溶Ｃ量は少なくとも15ppm超えが必要であり、こ
の値を下回ると満足いく程のＢＨ性の向上は望み得な
い。なお粒界Ｃの上限についてはとくに限定しないけれ
ども、あまり多くなると常温遅時効性に悪影響を及ぼす
ことが考えられるので、100ppm以下程度とするのが望ま
しい。一方、常温遅時効性の面からは、結晶粒内の固溶
Ｃ量は、10ppm以下に抑制することが肝要である。
中の固溶Ｃ量は少なくとも15ppm超えが必要であり、こ
の値を下回ると満足いく程のＢＨ性の向上は望み得な
い。なお粒界Ｃの上限についてはとくに限定しないけれ
ども、あまり多くなると常温遅時効性に悪影響を及ぼす
ことが考えられるので、100ppm以下程度とするのが望ま
しい。一方、常温遅時効性の面からは、結晶粒内の固溶
Ｃ量は、10ppm以下に抑制することが肝要である。
【００１３】次に、本発明で結晶粒界固溶Ｃ量を制御す
べき範囲を、鋼板の表面から少なくとも板厚の1/10深さ
までの間に制限したのは、少なくとも板厚の1/10深さま
での固溶Ｃ量を限定すれば十分という実際的見地から規
定したもので、それより内部の粒界Ｃ量の制御を否定す
るものではない。
べき範囲を、鋼板の表面から少なくとも板厚の1/10深さ
までの間に制限したのは、少なくとも板厚の1/10深さま
での固溶Ｃ量を限定すれば十分という実際的見地から規
定したもので、それより内部の粒界Ｃ量の制御を否定す
るものではない。
【００１４】なお、本発明では、全板厚にわたる平均結
晶粒内固溶Ｃ量及び鋼板の表面から少なくとも板厚の1/
10深さまですなわち表層部の平均結晶粒界固溶Ｃ量はそ
れぞれ、次のようにして求めた。全板厚にわたる平均粒
内固溶Ｃ量は、内部摩擦法で求めた。表層部の平均粒界
固溶Ｃ量は、ここでは次のように定義した。 （表層部の平均粒界固溶Ｃ量）＝（表層部の totalＣ
量）−（表層部の平均粒内固溶Ｃ量）−（表層部の析出
Ｃ量） ここで、表層部の totalＣ量はＣ分析により求めた。ま
た、表層部の平均粒内固溶Ｃ量は、表層部試料を作成
し、内部摩擦法により求めた。さらに、表層部の析出Ｃ
量は、電解抽出法により析出Ti量及び析出Nb量を求め、
そこから酸化物、硫化物、窒化物量を引くことで求め
た。
晶粒内固溶Ｃ量及び鋼板の表面から少なくとも板厚の1/
10深さまですなわち表層部の平均結晶粒界固溶Ｃ量はそ
れぞれ、次のようにして求めた。全板厚にわたる平均粒
内固溶Ｃ量は、内部摩擦法で求めた。表層部の平均粒界
固溶Ｃ量は、ここでは次のように定義した。 （表層部の平均粒界固溶Ｃ量）＝（表層部の totalＣ
量）−（表層部の平均粒内固溶Ｃ量）−（表層部の析出
Ｃ量） ここで、表層部の totalＣ量はＣ分析により求めた。ま
た、表層部の平均粒内固溶Ｃ量は、表層部試料を作成
し、内部摩擦法により求めた。さらに、表層部の析出Ｃ
量は、電解抽出法により析出Ti量及び析出Nb量を求め、
そこから酸化物、硫化物、窒化物量を引くことで求め
た。
【００１５】次に、第１発明を適用して好適な鋼種につ
き、その成分組成範囲について説明する。Ｃ：0.05％以
下、鋼中Ｃ量は、加工性とくに深絞り性の面からは0.05
％以下にする必要がある。ここに本発明では、所期した
目的を達成するには、固溶Ｃ量がとくに重要で、鋼板表
面から少なくとも1/10深さまでの間の結晶粒界の平均固
溶Ｃ量を15ppm超えとし、かつ全板厚にわたる結晶粒内
の平均固溶Ｃ量を10ppm以下に抑制する必要があること
は前述したとおりである。なお、上気した15ppm超えと
いう結晶粒界平均固溶Ｃ量は、鋼板の表面から1/10深さ
までの鋼板全体に対する割合のことである。
き、その成分組成範囲について説明する。Ｃ：0.05％以
下、鋼中Ｃ量は、加工性とくに深絞り性の面からは0.05
％以下にする必要がある。ここに本発明では、所期した
目的を達成するには、固溶Ｃ量がとくに重要で、鋼板表
面から少なくとも1/10深さまでの間の結晶粒界の平均固
溶Ｃ量を15ppm超えとし、かつ全板厚にわたる結晶粒内
の平均固溶Ｃ量を10ppm以下に抑制する必要があること
は前述したとおりである。なお、上気した15ppm超えと
いう結晶粒界平均固溶Ｃ量は、鋼板の表面から1/10深さ
までの鋼板全体に対する割合のことである。
【００１６】Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.
3 ％以下 Si，MnおよびＰはそれぞれ、固溶強化作用により、鋼の
強度を向上させるのに有用な元素であるが、過剰な添加
は延性の劣化を招くので、それぞれSi≦ 2.0％、Mn≦3.
0 ％、Ｐ≦0.3 ％の範囲で含有させるものとした。
3 ％以下 Si，MnおよびＰはそれぞれ、固溶強化作用により、鋼の
強度を向上させるのに有用な元素であるが、過剰な添加
は延性の劣化を招くので、それぞれSi≦ 2.0％、Mn≦3.
0 ％、Ｐ≦0.3 ％の範囲で含有させるものとした。
【００１７】Ｓ：0.05％以下 Ｓは、耐食性の観点から極力低減すべき有害元素である
が、0.05％以下の範囲で許容できる。
が、0.05％以下の範囲で許容できる。
【００１８】Al：0.002 〜0.1 ％ Alは、脱酸およびＮの析出固定に有効な元素であり、そ
のためには少なくとも0.002 ％を必要とするが、 0.1％
を超えると表面性状の劣化を招くので、 0.002〜0.1 ％
の範囲に限定した。
のためには少なくとも0.002 ％を必要とするが、 0.1％
を超えると表面性状の劣化を招くので、 0.002〜0.1 ％
の範囲に限定した。
【００１９】Ｎ：0.01％以下 Ｎは、常温時効を進行させ、深絞り性に悪影響を及ぼす
ので、0.01％以下に制限した。
ので、0.01％以下に制限した。
【００２０】以上、代表的に加工用鋼板の成分組成範囲
について説明したが、さらに深絞り性の向上のために以
下の元素を添加することもできる。 Ti：0.3 ％以下、Nb：0.2 ％以下 TiおよびNbはいずれも、炭窒化物形成元素であり、深絞
り性の向上に極めて有効に寄与するが、それぞれ0.30
％、0.20％を超えると加工性および表面性状が劣化する
ので、単独添加または複合添加いずれの場合も上記の範
囲で含有させるものとした。
について説明したが、さらに深絞り性の向上のために以
下の元素を添加することもできる。 Ti：0.3 ％以下、Nb：0.2 ％以下 TiおよびNbはいずれも、炭窒化物形成元素であり、深絞
り性の向上に極めて有効に寄与するが、それぞれ0.30
％、0.20％を超えると加工性および表面性状が劣化する
ので、単独添加または複合添加いずれの場合も上記の範
囲で含有させるものとした。
【００２１】以下に述べるＢ，Cu, Ni, Zr, Ｖ, Crおよ
びMoはいずれも、高強度化に有効な成分として均等であ
るが、それぞれ以下の効果も併せもつ。 Ｂ：0.01％以下 Ｂは、高強度化および耐２次加工脆性の向上にも有効で
あるが、0.01％を超えると深絞り性の劣化が大きい。 Cu：3.0 ％以下 Cuは、高強度化にも有効であるが、 3.0％を超えると延
性の劣化が大きい。 Ni：3.0 ％以下 Niは、Cu析出物を促進させると共に、Cuに起因した表面
性状の劣化を防止する上で有効な元素であるが、 3.0％
を超えると深絞り性の劣化が大きい。 Zr：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Cr：5.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下 Zr, Ｖ, CrおよびMoはいずれも、強度の上昇に有効に寄
与するが、それぞれ上限を超えて添加してもその効果が
飽和に達し、むしろ加工性の劣化やコスト高となる。
びMoはいずれも、高強度化に有効な成分として均等であ
るが、それぞれ以下の効果も併せもつ。 Ｂ：0.01％以下 Ｂは、高強度化および耐２次加工脆性の向上にも有効で
あるが、0.01％を超えると深絞り性の劣化が大きい。 Cu：3.0 ％以下 Cuは、高強度化にも有効であるが、 3.0％を超えると延
性の劣化が大きい。 Ni：3.0 ％以下 Niは、Cu析出物を促進させると共に、Cuに起因した表面
性状の劣化を防止する上で有効な元素であるが、 3.0％
を超えると深絞り性の劣化が大きい。 Zr：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Cr：5.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下 Zr, Ｖ, CrおよびMoはいずれも、強度の上昇に有効に寄
与するが、それぞれ上限を超えて添加してもその効果が
飽和に達し、むしろ加工性の劣化やコスト高となる。
【００２２】次に、表層部の粒界中固溶Ｃ量を高める方
法について説明する。通常鋼よりも高い粒界固溶Ｃ比率
を達成するには、溶鋼時におけるＣ添加では難しいの
で、本発明では鋼板にＣを導入する方式を採用する。さ
て、鋼表層部の結晶粒界に優先的にＣを導入するには、
再結晶焼鈍後に浸炭処理を行うとよい。というのは、再
結晶焼鈍中はまだ粒界が移動している状態にあるので、
この時期に浸炭処理を施すと粒内にも多くの炭素が取り
込まれてしまうけれども、再結晶焼鈍後に浸炭を行う
と、粒界では粒内に比べ炭素が拡散し易いため、浸炭後
の炭素の分布は、粒内の炭素が少なく、粒界で炭素が多
くなる。従って、常温遅時効性と焼付硬化性を兼備させ
ることができるのである。なお、再結晶焼鈍後の浸炭処
理は、気体に限らず、液体、固体の炭素源を鋼板表面に
接触させ炭素を導入する方法を行っても、なんら差し支
えない。また、粒界固溶Ｃ比率を高めることができるな
らば、上記の方法に限らず、いかなる方法であっても良
い。
法について説明する。通常鋼よりも高い粒界固溶Ｃ比率
を達成するには、溶鋼時におけるＣ添加では難しいの
で、本発明では鋼板にＣを導入する方式を採用する。さ
て、鋼表層部の結晶粒界に優先的にＣを導入するには、
再結晶焼鈍後に浸炭処理を行うとよい。というのは、再
結晶焼鈍中はまだ粒界が移動している状態にあるので、
この時期に浸炭処理を施すと粒内にも多くの炭素が取り
込まれてしまうけれども、再結晶焼鈍後に浸炭を行う
と、粒界では粒内に比べ炭素が拡散し易いため、浸炭後
の炭素の分布は、粒内の炭素が少なく、粒界で炭素が多
くなる。従って、常温遅時効性と焼付硬化性を兼備させ
ることができるのである。なお、再結晶焼鈍後の浸炭処
理は、気体に限らず、液体、固体の炭素源を鋼板表面に
接触させ炭素を導入する方法を行っても、なんら差し支
えない。また、粒界固溶Ｃ比率を高めることができるな
らば、上記の方法に限らず、いかなる方法であっても良
い。
【００２３】
【実施例】表１に示す組成の各スラブを1250℃に加熱
後、仕上温度：890 ℃、巻取温度：650 ℃の条件で熱間
圧延を行い、3.2 mmの熱延板にした。次いで脱スケール
後、冷間圧延を行い 0.7〜0.8 mmの冷延板とした。次い
で、各冷延板に、表２に示す最高加熱温度で再結晶焼鈍
を行った後、H2：3.2 ％、CO：１〜20％、 CO2：0.03
％、残りN2の雰囲気ガス中にて、表２，３に示す温度で
20秒間の浸炭処理を施した。なお、冷却はガスジェット
により30℃/sの速度で行い、その後、１％スキンパスを
施した。かくして得られた各鋼板の表層部の平均粒界固
溶Ｃ量、全板厚にわたる平均結晶粒内固溶Ｃ量、ＢＨ性
および常温時効性ならびに機械的諸性質について調べた
結果を表２，３に示す。
後、仕上温度：890 ℃、巻取温度：650 ℃の条件で熱間
圧延を行い、3.2 mmの熱延板にした。次いで脱スケール
後、冷間圧延を行い 0.7〜0.8 mmの冷延板とした。次い
で、各冷延板に、表２に示す最高加熱温度で再結晶焼鈍
を行った後、H2：3.2 ％、CO：１〜20％、 CO2：0.03
％、残りN2の雰囲気ガス中にて、表２，３に示す温度で
20秒間の浸炭処理を施した。なお、冷却はガスジェット
により30℃/sの速度で行い、その後、１％スキンパスを
施した。かくして得られた各鋼板の表層部の平均粒界固
溶Ｃ量、全板厚にわたる平均結晶粒内固溶Ｃ量、ＢＨ性
および常温時効性ならびに機械的諸性質について調べた
結果を表２，３に示す。
【００２４】また表２，３には、比較のため、再結晶焼
鈍中に浸炭処理を行った場合の調査結果についても併記
した。なお従来鋼は、Nb添加の焼付硬化型の鋼板で、
H2：3.2 ％、CO：０％、 CO2：０％、残りN2の雰囲気ガ
ス中で、30秒間熱処理後、25℃/sの冷却速度で冷却した
ものである。
鈍中に浸炭処理を行った場合の調査結果についても併記
した。なお従来鋼は、Nb添加の焼付硬化型の鋼板で、
H2：3.2 ％、CO：０％、 CO2：０％、残りN2の雰囲気ガ
ス中で、30秒間熱処理後、25℃/sの冷却速度で冷却した
ものである。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】さらに、図１に、本発明のＢＨとＹ−Ｅｌ
の関係を整理して示す。同図より明らかなように、比較
鋼はいずれもＢＨの増加に伴ってＹ−Ｅｌも上昇してい
るのに対し、発明鋼は全て、Ｙ−Ｅｌの上昇を招くこと
なく効果的にＢＨが高まっている。
の関係を整理して示す。同図より明らかなように、比較
鋼はいずれもＢＨの増加に伴ってＹ−Ｅｌも上昇してい
るのに対し、発明鋼は全て、Ｙ−Ｅｌの上昇を招くこと
なく効果的にＢＨが高まっている。
【００２９】
【発明の効果】かくして本発明に従い、平均結晶粒内固
溶Ｃ量と表層部の平均結晶粒界固溶Ｃ量とを適切な範囲
に規制することにより、従来困難視されたＢＨ性と常温
遅時効性の両者を兼備する焼付硬化型薄鋼板が得られ
る。また本発明鋼は、粒界にＣが存在することから、極
低Ｃ鋼の場合、耐２次加工脆性を改善するという効果も
ある。さらに電気亜鉛めっきなどあらゆる表面処理鋼板
への応用が可能である。
溶Ｃ量と表層部の平均結晶粒界固溶Ｃ量とを適切な範囲
に規制することにより、従来困難視されたＢＨ性と常温
遅時効性の両者を兼備する焼付硬化型薄鋼板が得られ
る。また本発明鋼は、粒界にＣが存在することから、極
低Ｃ鋼の場合、耐２次加工脆性を改善するという効果も
ある。さらに電気亜鉛めっきなどあらゆる表面処理鋼板
への応用が可能である。
【図１】実施例における鋼板のＢＨとＹ−Ｅｌの関係を
示したグラフである。
示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 森田 正彦 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 中川 二彦 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平３−72032（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−225644（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38556（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−253543（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−277741（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 成形加工用の薄鋼板であって、鋼板の成
分組成が、 Ｃ：0.05wt％以下、 Si：2.0wt％以下、 Mn：3.0wt％以下、 Ｐ：0.3wt％以下、 Ｓ：0.05wt％以下、 Al：0.002〜0.1wt％以下、 および Ｎ：0.01wt％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、 該鋼板の表面から少なくとも板厚の1/10深さまでの
間の結晶粒界内の平均固溶Ｃ量が15ppm超えでかつ、全
板厚にわたる結晶粒内の平均固溶Ｃ量が10ppm以下であ
ることを特徴とする常温遅時効性を有する焼付硬化型薄
鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼板の成分組成がさ
らに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板。 - 【請求項３】 請求項１において、鋼板の成分組成がさ
らに、 Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.0wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板。 - 【請求項４】 請求項１において、鋼板の成分組成がさ
らに、 Ti:0.3wt％以下およびNb:0.2wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有し、かつ Zr:0.1wt％以下、 Ｖ:0.1wt％以下、 Ｂ:0.01wt％以下、 Ni:3.0wt％以下、 Cr:5.0wt％以下、 Cu:3.0wt％以下および Mo:1.0wt％以下 のうちから選んだ一種または二種を含有する組成からな
る焼付硬化型薄鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09550392A JP3249572B2 (ja) | 1992-04-15 | 1992-04-15 | 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09550392A JP3249572B2 (ja) | 1992-04-15 | 1992-04-15 | 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287446A JPH05287446A (ja) | 1993-11-02 |
| JP3249572B2 true JP3249572B2 (ja) | 2002-01-21 |
Family
ID=14139406
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09550392A Expired - Fee Related JP3249572B2 (ja) | 1992-04-15 | 1992-04-15 | 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3249572B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2933826B2 (ja) * | 1994-07-05 | 1999-08-16 | 川崎製鉄株式会社 | 深絞り成形性と耐二次加工脆性に優れるクロム鋼板およびその製造方法 |
| WO2005045085A1 (en) * | 2003-11-10 | 2005-05-19 | Posco | Cold rolled steel sheet having aging resistance and superior formability, and process for producing the same |
| US20070181232A1 (en) * | 2004-03-25 | 2007-08-09 | Posco | Cold rolled steel sheet and hot dipped steel sheet with superior strength and bake hardenability and method for manufacturing the steel sheets |
| EP1937854B1 (en) * | 2005-09-23 | 2014-11-12 | Posco | Bake-hardenable cold rolled steel sheet with superior strength, galvannealed steel sheet using the cold rolled steel sheet and method for manufacturing the cold rolled steel sheet |
-
1992
- 1992-04-15 JP JP09550392A patent/JP3249572B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05287446A (ja) | 1993-11-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102267129B1 (ko) | Nb함유 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 그 제조 방법과, Nb함유 페라이트계 스테인리스 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2017168991A1 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| JP4589747B2 (ja) | 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法および歪取焼鈍方法 | |
| RU2530212C2 (ru) | Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и стальной лист с покрытием, обладающие превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, и способ их производства | |
| JP7049142B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法並びにばね部材 | |
| KR20190068868A (ko) | 고온 내산화성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| RU2514743C2 (ru) | Высокопрочной стальной лист, обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, и способ его производства | |
| JP3249572B2 (ja) | 常温遅時効性を有する焼付硬化型薄鋼板 | |
| JP7251011B2 (ja) | 水素遅延破壊特性及びスポット溶接性に優れた熱間プレス用鉄－アルミニウム系めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP3534023B2 (ja) | 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 | |
| JP7167343B2 (ja) | 水素遅延破壊特性及びスポット溶接性に優れた熱間プレス用アルミニウム系めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JPH07233452A (ja) | 磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JPH0681121A (ja) | 常温遅時効性を有する焼付硬化型溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3288514B2 (ja) | 深絞り加工用高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2971192B2 (ja) | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2778429B2 (ja) | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3271790B2 (ja) | 非磁性ステンレス鋼厚板の製造方法 | |
| JP3035040B2 (ja) | 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板 | |
| JP3422549B2 (ja) | ほうろう焼成後の強度が高いほうろう用冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3551105B2 (ja) | コイル内の材質変動の少ない冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3288456B2 (ja) | 耐食性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3023014B2 (ja) | 超深絞り用冷延極軟鋼板 | |
| JP3171215B2 (ja) | 耐食性が改善された溶融アルミニウムめっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3671827B2 (ja) | 溶融めっき性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3069495B2 (ja) | 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071109 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081109 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091109 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101109 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111109 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |