JP3280692B2 - 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐二次加工脆性に優れ
るとともに面内異方性の小さい深絞り用高強度冷延鋼板
の製造方法に関する。
るとともに面内異方性の小さい深絞り用高強度冷延鋼板
の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近、特に自動車用冷延鋼板としては、
燃料消費量を少なくするための車体重量軽減や乗員の安
全確保のために高強度鋼板の需要が著しく高まってい
る。このような高強度冷延鋼板は、自動車の内板はもち
ろんフード、トランク、フェンダー等の外板にも使用さ
れるためプレス加工性とともに加工後の耐低温割れ性に
も優れた特性を有していなければならない。従来より加
工性の良好な高強度冷延鋼板について多くの技術が提案
されている。これらは材質劣化の少ないＰを強化成分と
し添加したものであるが、Ｐを添加した鋼板を箱焼鈍を
行う方法では、箱焼鈍そのものが能率面や消費エネルギ
ーなどの面で連続焼鈍に比べ、はるかに劣っており、高
水準の生産性を期待することはできない。一方、生産性
に優れる連続焼鈍法では極低Ｃ鋼に多量の強化成分を添
加する必要がある。特開昭６１−１０４０３１号公報に
は基本強化成分としてＭｎ、Ｐを、特開昭６３−２４３
２２６号公報には基本強化成分としてＳｉ、Ｍｎ、Ｐを
添加した鋼を用いる技術が開示されている。しかしなが
ら上記多量の強化成分を含むため耐二次加工脆性の劣化
は避けがたい。また特開昭６１−２４６３４４号公報に
開示されているように、高強度鋼板では高い加工性と優
れた耐二次加工脆性の両方の特性を有することは困難で
ある。
燃料消費量を少なくするための車体重量軽減や乗員の安
全確保のために高強度鋼板の需要が著しく高まってい
る。このような高強度冷延鋼板は、自動車の内板はもち
ろんフード、トランク、フェンダー等の外板にも使用さ
れるためプレス加工性とともに加工後の耐低温割れ性に
も優れた特性を有していなければならない。従来より加
工性の良好な高強度冷延鋼板について多くの技術が提案
されている。これらは材質劣化の少ないＰを強化成分と
し添加したものであるが、Ｐを添加した鋼板を箱焼鈍を
行う方法では、箱焼鈍そのものが能率面や消費エネルギ
ーなどの面で連続焼鈍に比べ、はるかに劣っており、高
水準の生産性を期待することはできない。一方、生産性
に優れる連続焼鈍法では極低Ｃ鋼に多量の強化成分を添
加する必要がある。特開昭６１−１０４０３１号公報に
は基本強化成分としてＭｎ、Ｐを、特開昭６３−２４３
２２６号公報には基本強化成分としてＳｉ、Ｍｎ、Ｐを
添加した鋼を用いる技術が開示されている。しかしなが
ら上記多量の強化成分を含むため耐二次加工脆性の劣化
は避けがたい。また特開昭６１−２４６３４４号公報に
開示されているように、高強度鋼板では高い加工性と優
れた耐二次加工脆性の両方の特性を有することは困難で
ある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、深絞り性を
劣化することなしに、また添加元素量および製造条件等
の微細な制御を必要とせずに、材質上充分な特性、特に
面内異方性が少ないと共に、耐二次加工脆性の優れた深
絞り用高強度冷延鋼板の製造方法を提供するためになさ
れたものである。
劣化することなしに、また添加元素量および製造条件等
の微細な制御を必要とせずに、材質上充分な特性、特に
面内異方性が少ないと共に、耐二次加工脆性の優れた深
絞り用高強度冷延鋼板の製造方法を提供するためになさ
れたものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の欠
点を改善するため、化学組成および製造条件について種
々検討した結果、本発明を完成させた。本発明は、重量
％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．
０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以上
０．２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５〜
０．１％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０
０１５〜０．００５％、を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる組成の鋼を鋼片とし、仕上温度８００
〜９００℃の範囲で熱間圧延し、コイル巻取温度６５０
℃以下で巻取り後、冷間圧延し、８３０℃以上、Ａｃ3
変態温度以下の範囲で連続焼鈍した後、スキンパス圧延
を施すことを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法である。
点を改善するため、化学組成および製造条件について種
々検討した結果、本発明を完成させた。本発明は、重量
％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．２％以上１．
０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以上
０．２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５〜
０．１％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｂ：０．０
０１５〜０．００５％、を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる組成の鋼を鋼片とし、仕上温度８００
〜９００℃の範囲で熱間圧延し、コイル巻取温度６５０
℃以下で巻取り後、冷間圧延し、８３０℃以上、Ａｃ3
変態温度以下の範囲で連続焼鈍した後、スキンパス圧延
を施すことを特徴とする深絞り用高強度冷延鋼板の製造
方法である。
【０００５】また、本発明では、前記組成に加えて、さ
らに重量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：
０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、
Ｃｏ：０．０５〜１．００％、の１種または２種以上を
含むことが好ましい。
らに重量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：
０．０５〜２．００％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、
Ｃｏ：０．０５〜１．００％、の１種または２種以上を
含むことが好ましい。
【０００６】
【作用】まず、化学組成の限定理由およびその作用につ
いて説明する。 Ｃ：０．００４％以下 Ｃは低い程材質に有利である。またＣが多いと必然的に
Ｃを固定するために必要なＴｉ量が増し、複合析出物の
生成量が増えるために材質の低下を招く。特にＣが０．
００４％を超えると材質が大幅に低下しはじめるので
０．００４％以下に限定する。 Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下 ＳｉはＭｎとともに鋼に適正な強度をあたえる有効な元
素であり、必要とする強度に応じて０．２％以上積極的
に添加するが、Ｓｉは脆性を助長する元素であり、また
化成処理性を阻害する元素でもあるため１．０％以下と
する。 Ｍｎ：２．０％以下 ＭｎはＳｉと同様、鋼に適正な強度をあたえる有効な元
素であるが、コスト面から２．０％以下とする。 Ｐ：０．０３％以上０．２％以下 Ｐは強度の向上に有効な元素で、高い引張り強度が要求
される場合は０．０３％以上積極的に添加するが、多量
に含まれると粒界偏析量が多くなって脆化、すなわち耐
二次加工脆性の劣化をもたらすため０．２％以下とす
る。
いて説明する。 Ｃ：０．００４％以下 Ｃは低い程材質に有利である。またＣが多いと必然的に
Ｃを固定するために必要なＴｉ量が増し、複合析出物の
生成量が増えるために材質の低下を招く。特にＣが０．
００４％を超えると材質が大幅に低下しはじめるので
０．００４％以下に限定する。 Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下 ＳｉはＭｎとともに鋼に適正な強度をあたえる有効な元
素であり、必要とする強度に応じて０．２％以上積極的
に添加するが、Ｓｉは脆性を助長する元素であり、また
化成処理性を阻害する元素でもあるため１．０％以下と
する。 Ｍｎ：２．０％以下 ＭｎはＳｉと同様、鋼に適正な強度をあたえる有効な元
素であるが、コスト面から２．０％以下とする。 Ｐ：０．０３％以上０．２％以下 Ｐは強度の向上に有効な元素で、高い引張り強度が要求
される場合は０．０３％以上積極的に添加するが、多量
に含まれると粒界偏析量が多くなって脆化、すなわち耐
二次加工脆性の劣化をもたらすため０．２％以下とす
る。
【０００７】Ｓ：０．０１％以下 Ｓも多量に含まれると粒界脆化を発生させやすく、耐二
次加工脆性の劣化をもたらす。したがって極力低減する
ことが望ましく０．０１％以下とした。 Ａｌ：０．０５〜０．１％ 本発明にかかる鋼はＴｉ、Ｎｂの共存による（Ｔｉ、Ｎ
ｂ）Ｃおよび（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎと推定される複合析出物
を形成することにより、Ｃ、Ｎを固定してその害をなく
しており、したがってＡｌは、析出物形成元素として有
用である。また、後述のΔｒ値で示される面内異方性の
低下に有利であることから０．０５％以上の添加が必要
である。一方、０．１％を超えて添加してもその効果の
増大は望めず、むしろコスト的に不利となる。したがっ
てＡｌは０．０５〜０．１％の範囲とする。 Ｎ：０．００６％以下 ＮはＣと同様に成形性、深絞り性の改善のため極力低減
することが望ましい。また、耐時効性も劣化させてしま
うので０．００６％以下とした。
次加工脆性の劣化をもたらす。したがって極力低減する
ことが望ましく０．０１％以下とした。 Ａｌ：０．０５〜０．１％ 本発明にかかる鋼はＴｉ、Ｎｂの共存による（Ｔｉ、Ｎ
ｂ）Ｃおよび（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎと推定される複合析出物
を形成することにより、Ｃ、Ｎを固定してその害をなく
しており、したがってＡｌは、析出物形成元素として有
用である。また、後述のΔｒ値で示される面内異方性の
低下に有利であることから０．０５％以上の添加が必要
である。一方、０．１％を超えて添加してもその効果の
増大は望めず、むしろコスト的に不利となる。したがっ
てＡｌは０．０５〜０．１％の範囲とする。 Ｎ：０．００６％以下 ＮはＣと同様に成形性、深絞り性の改善のため極力低減
することが望ましい。また、耐時効性も劣化させてしま
うので０．００６％以下とした。
【０００８】Ｔｉ：０．０１〜０．１％ Ｎ、Ｃの低減だけでは、箱焼鈍材と同等あるいはそれ以
上の成形性、深絞り性をえることはできず、Ｔｉ、Ｎｂ
等の炭窒化物形成元素を添加して固溶Ｃ、固溶Ｎを完全
に固定することによって成形性、深絞り性が良好とな
る。また、ＮをＴｉＮとして析出固定することにより、
添加したＢを２次加工脆性を改善する効果のある固溶Ｂ
の状態で存在させることができる。つまり、ＴｉはＮ、
Ｃを析出固定するため、Ｃ、Ｎに対して原子当量以上の
添加が有効である。しかしながら、その添加量が０．０
１％に満たないとその添加効果は顕著に現れない。一
方、０．１％を超えて添加しても効果の増大は望めない
ので、Ｔｉは０．０１〜０．１％とする。 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％ ＮｂはＴｉとの複合添加によってｒ値、伸びの向上に有
効であり、０．００３％以上でその効果が顕著になる
が、０．０３％をこえて添加すると、伸びの低下を招
く。したがってＮｂは０．００３〜０．０３％とする。 Ｂ ：０．００１５〜０．００５％ 前述したように、ＢはＣと同様結晶粒界を強化する働き
があるとされているが、過剰のＢ添加はｒ値、伸びを低
下させる傾向が強いため材質劣化が大きく深絞り用鋼板
としては好ましくない。したがって、Ｂは上述した効果
が有効に発現する０．００１５〜０．００５％の範囲で
添加する。
上の成形性、深絞り性をえることはできず、Ｔｉ、Ｎｂ
等の炭窒化物形成元素を添加して固溶Ｃ、固溶Ｎを完全
に固定することによって成形性、深絞り性が良好とな
る。また、ＮをＴｉＮとして析出固定することにより、
添加したＢを２次加工脆性を改善する効果のある固溶Ｂ
の状態で存在させることができる。つまり、ＴｉはＮ、
Ｃを析出固定するため、Ｃ、Ｎに対して原子当量以上の
添加が有効である。しかしながら、その添加量が０．０
１％に満たないとその添加効果は顕著に現れない。一
方、０．１％を超えて添加しても効果の増大は望めない
ので、Ｔｉは０．０１〜０．１％とする。 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％ ＮｂはＴｉとの複合添加によってｒ値、伸びの向上に有
効であり、０．００３％以上でその効果が顕著になる
が、０．０３％をこえて添加すると、伸びの低下を招
く。したがってＮｂは０．００３〜０．０３％とする。 Ｂ ：０．００１５〜０．００５％ 前述したように、ＢはＣと同様結晶粒界を強化する働き
があるとされているが、過剰のＢ添加はｒ値、伸びを低
下させる傾向が強いため材質劣化が大きく深絞り用鋼板
としては好ましくない。したがって、Ｂは上述した効果
が有効に発現する０．００１５〜０．００５％の範囲で
添加する。
【０００９】Ｎ ｉ：０．０５〜２．００％、Ｃｒ：０．０５〜２．０
０％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、Ｃｏ：０．０５〜
１．００％の１種または２種以上 これらの元素はいずれも強度の向上に有効な元素であ
り、必要に応じ添加できる。高い引張り強度が要求され
る場合に積極的に添加するが、過剰に添加してもその効
果の増大は望めず、コストの上昇を招くだけとなる。し
たがって、添加する場合には、その上限をＮｉ、Ｃｒに
ついては２．００％、Ｍｏ、Ｃｏについては１．００％
とする。一方、あまりにも添加量が少ないとその効果を
顕著に発揮することができないのでその下限をＮｉ、Ｃ
ｒおよびＣｏについては０．０５％、Ｍｏについては
０．０２％とする。また、本発明の効果を充分に発揮す
るにはＮｉ、Ｃｒ、ＣｏおよびＭｏの１種または２種以
上を選択的に添加する。
０％、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、Ｃｏ：０．０５〜
１．００％の１種または２種以上 これらの元素はいずれも強度の向上に有効な元素であ
り、必要に応じ添加できる。高い引張り強度が要求され
る場合に積極的に添加するが、過剰に添加してもその効
果の増大は望めず、コストの上昇を招くだけとなる。し
たがって、添加する場合には、その上限をＮｉ、Ｃｒに
ついては２．００％、Ｍｏ、Ｃｏについては１．００％
とする。一方、あまりにも添加量が少ないとその効果を
顕著に発揮することができないのでその下限をＮｉ、Ｃ
ｒおよびＣｏについては０．０５％、Ｍｏについては
０．０２％とする。また、本発明の効果を充分に発揮す
るにはＮｉ、Ｃｒ、ＣｏおよびＭｏの１種または２種以
上を選択的に添加する。
【００１０】次に、本発明の製造条件の限定理由および
その作用について説明する。 熱間圧延の仕上温度：８００〜９００℃ 熱間圧延の仕上温度が８００℃未満では歪の残留による
ｒ値および伸びの低下を招き、一方、９００℃を超える
と結晶粒の粗大化によるｒ値の低下を招来する。したが
って熱間圧延の仕上温度は８００〜９００℃の範囲に限
定する。 巻取温度：６５０℃以下 従来、巻取温度はＴｉＣ析出物のサイズがより大きくな
り、高いｒ値、伸びが得られる高温巻取りが有用である
として、６００〜８００℃の巻取り温度が一般的であっ
た。他方、低めの巻取温度では、ＴｉＣ、（Ｔｉ、Ａ
ｌ）Ｎの核が発生し難く、また析出速度も遅いため、析
出物の析出が完了しないので、析出固定が充分におこな
われず、結果としてｒ値、伸びの低下をもたらすとされ
ていた。発明者等は、巻取温度と材料特性との関係につ
いて種々実験、検討を重ねた結果、低温巻取りにおいて
も良好な耐二次加工脆性および低い面内異方性を示すと
の全く新しい知見を得ることができた。すなわち、図１
および図２に示すように、低温巻取りにおいても低い面
内異方性（Δｒ）および優れた耐二次加工脆性（脆性遷
移温度℃で示した）を示す深絞り用高強度冷延鋼板の製
造が可能であることを発見した。
その作用について説明する。 熱間圧延の仕上温度：８００〜９００℃ 熱間圧延の仕上温度が８００℃未満では歪の残留による
ｒ値および伸びの低下を招き、一方、９００℃を超える
と結晶粒の粗大化によるｒ値の低下を招来する。したが
って熱間圧延の仕上温度は８００〜９００℃の範囲に限
定する。 巻取温度：６５０℃以下 従来、巻取温度はＴｉＣ析出物のサイズがより大きくな
り、高いｒ値、伸びが得られる高温巻取りが有用である
として、６００〜８００℃の巻取り温度が一般的であっ
た。他方、低めの巻取温度では、ＴｉＣ、（Ｔｉ、Ａ
ｌ）Ｎの核が発生し難く、また析出速度も遅いため、析
出物の析出が完了しないので、析出固定が充分におこな
われず、結果としてｒ値、伸びの低下をもたらすとされ
ていた。発明者等は、巻取温度と材料特性との関係につ
いて種々実験、検討を重ねた結果、低温巻取りにおいて
も良好な耐二次加工脆性および低い面内異方性を示すと
の全く新しい知見を得ることができた。すなわち、図１
および図２に示すように、低温巻取りにおいても低い面
内異方性（Δｒ）および優れた耐二次加工脆性（脆性遷
移温度℃で示した）を示す深絞り用高強度冷延鋼板の製
造が可能であることを発見した。
【００１１】本発明にかかる化学組成の鋼では、Ａｌ添
加によって熱間圧延の仕上げ前の高温からの（Ｔｉ、Ｎ
ｂ）Ｃ、（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎ等の複合析出物の析出がおこ
り、さらに低温巻取りによって析出が促進され、Ｃ、Ｎ
の析出固定が充分におこるとともに、同時に熱間圧延後
の結晶粒も微細化されたため、面内異方性（Δｒ）が低
くなったものと推定される。また、耐二次加工脆性が向
上したのは、このような析出物の形成がＢの粒界への偏
析を促進し、またＳを極力低減させ、さらには熱間圧延
低温巻き取りにより結晶粒が微細化された結果と推定さ
れる。このような実験、検討の結果、耐二次加工脆性に
優れるとともに面内異方性が小さい値を示す巻取り温度
は６５０℃以下に限定する。実際の操業では冷却所要時
間、冷却能力、巻取ったコイルの形状等を考慮すれば３
００℃以上が望ましい。なお、図１および図２の供試鋼
はＣ＝０．００３％、Ｓｉ＝０．２％、Ｍｎ＝０．３
％、Ｐ＝０．０７％、Ｓ＝０．００６％、Ａｌ＝０．０
６％、Ｎ＝０．００３％、Ｔｉ＝０．０３％、Ｎｂ＝
０．００５％、Ｂ＝０．００４％の本発明の範囲内の化
学組成の鋼を用い、次の製造条件で製造した。 熱間圧延の仕上温度：８５０℃ 巻取温度：３００〜８５０℃ 連続焼鈍温度および時間：８６０℃×２０ｓ スキンパス圧延：１％
加によって熱間圧延の仕上げ前の高温からの（Ｔｉ、Ｎ
ｂ）Ｃ、（Ｔｉ、Ａｌ）Ｎ等の複合析出物の析出がおこ
り、さらに低温巻取りによって析出が促進され、Ｃ、Ｎ
の析出固定が充分におこるとともに、同時に熱間圧延後
の結晶粒も微細化されたため、面内異方性（Δｒ）が低
くなったものと推定される。また、耐二次加工脆性が向
上したのは、このような析出物の形成がＢの粒界への偏
析を促進し、またＳを極力低減させ、さらには熱間圧延
低温巻き取りにより結晶粒が微細化された結果と推定さ
れる。このような実験、検討の結果、耐二次加工脆性に
優れるとともに面内異方性が小さい値を示す巻取り温度
は６５０℃以下に限定する。実際の操業では冷却所要時
間、冷却能力、巻取ったコイルの形状等を考慮すれば３
００℃以上が望ましい。なお、図１および図２の供試鋼
はＣ＝０．００３％、Ｓｉ＝０．２％、Ｍｎ＝０．３
％、Ｐ＝０．０７％、Ｓ＝０．００６％、Ａｌ＝０．０
６％、Ｎ＝０．００３％、Ｔｉ＝０．０３％、Ｎｂ＝
０．００５％、Ｂ＝０．００４％の本発明の範囲内の化
学組成の鋼を用い、次の製造条件で製造した。 熱間圧延の仕上温度：８５０℃ 巻取温度：３００〜８５０℃ 連続焼鈍温度および時間：８６０℃×２０ｓ スキンパス圧延：１％
【００１２】 連続焼鈍温度：８３０℃以上、Ａｃ3 変態温度以下 材料の特性は熱間圧延時の条件で決定されるものと考え
られ、連続焼鈍時の焼鈍温度については従来は特に論じ
られておらず、特開昭６２−２０５２３１号公報、特開
昭５８−１９４４２号公報には再結晶温度以上、Ａｃ3
変態温度以下と記載されているが、実際は規定されてい
ないに等しい。しかしながら、発明者等が焼鈍温度に関
して詳細に実験、検討を重ねた結果、図３および図４に
示すように焼鈍温度によって面内異方性（Δｒ）、耐二
次加工脆性（脆性遷移温度℃）は大きな影響を受けるこ
とを見出した。これは８３０℃未満での焼鈍ではＢの粒
界への析出が不充分であるため、耐二次加工脆性が改善
されるに至らないためであり、また、面内異方性に関し
ては、再結晶直後の方位が熱間圧延時に形成された方位
の影響を受けたため、面内異方性（Δｒ）の低下が認め
られなかったものと推定される。
られ、連続焼鈍時の焼鈍温度については従来は特に論じ
られておらず、特開昭６２−２０５２３１号公報、特開
昭５８−１９４４２号公報には再結晶温度以上、Ａｃ3
変態温度以下と記載されているが、実際は規定されてい
ないに等しい。しかしながら、発明者等が焼鈍温度に関
して詳細に実験、検討を重ねた結果、図３および図４に
示すように焼鈍温度によって面内異方性（Δｒ）、耐二
次加工脆性（脆性遷移温度℃）は大きな影響を受けるこ
とを見出した。これは８３０℃未満での焼鈍ではＢの粒
界への析出が不充分であるため、耐二次加工脆性が改善
されるに至らないためであり、また、面内異方性に関し
ては、再結晶直後の方位が熱間圧延時に形成された方位
の影響を受けたため、面内異方性（Δｒ）の低下が認め
られなかったものと推定される。
【００１３】一方、Ａｃ3 変態温度を超えると結晶粒粗
大化による耐二次加工脆性の劣化、変態による面内異方
性（Δｒ）の増大がおこる。これらの結果から連続焼鈍
温度は、良好な耐二次加工脆性および低い面内異方性の
えられる８３０℃以上、Ａｃ3 変態温度（約９３０℃）
以下の範囲に限定する。なお、図３および図４の供試鋼
はＣ＝０．００４％、Ｓｉ＝０．４％、Ｍｎ＝０．３
％、Ｐ＝０．０７％、Ｓ＝０．００６％、Ａｌ＝０．０
６％、Ｎ＝０．００３％、Ｔｉ＝０．０２５％、Ｎｂ＝
０．０１％、Ｂ＝０．００２５％の本発明の化学組成の
鋼を用い、次の製造条件で製造した。 熱間圧延の仕上温度：８８０℃ 巻取温度：６００℃ 連続焼鈍温度および時間：７００〜９５０℃×２０ｓ スキンパス圧延：１％
大化による耐二次加工脆性の劣化、変態による面内異方
性（Δｒ）の増大がおこる。これらの結果から連続焼鈍
温度は、良好な耐二次加工脆性および低い面内異方性の
えられる８３０℃以上、Ａｃ3 変態温度（約９３０℃）
以下の範囲に限定する。なお、図３および図４の供試鋼
はＣ＝０．００４％、Ｓｉ＝０．４％、Ｍｎ＝０．３
％、Ｐ＝０．０７％、Ｓ＝０．００６％、Ａｌ＝０．０
６％、Ｎ＝０．００３％、Ｔｉ＝０．０２５％、Ｎｂ＝
０．０１％、Ｂ＝０．００２５％の本発明の化学組成の
鋼を用い、次の製造条件で製造した。 熱間圧延の仕上温度：８８０℃ 巻取温度：６００℃ 連続焼鈍温度および時間：７００〜９５０℃×２０ｓ スキンパス圧延：１％
【００１４】
【実施例】実験用真空溶解炉を用いて、表１に示す化学
組成の鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を行い、
厚さ３．５ｍｍとした。熱間圧延後、表２に示す条件で
コイル巻取処理を行い、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し
た。次いで表２の条件で連続焼鈍を行った後、１％のス
キンパス圧延を施した。このようにしてえられた鋼板の
材質、二次加工割れ試験の結果を表２に示した。なお、
２次加工割れ試験はＪＩＳ（Ｚ−２２４９）に規定され
ているコニカルカップ試験において、試験片直径＝５０
ｍｍで試験片を打ち抜き後、ダイス穴直径＝２４．４ｍ
ｍ、ポンチ直径＝２０．６４ｍｍで円筒成形後、圧潰試
験を行った場合の脆性割れの発生する最高温度を示し
た。本発明の化学組成および製造条件を満足する供試鋼
記号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩによる試験番
号１〜４、６〜９では、いずれもＴＳ≧３９．９ｋｇｆ
／ｍｍ2 、伸び≧３２％、ｒ値≧１．８の優れた材質が
得られ、かつ脆性割れの発生する最高温度（脆性遷移温
度）≦−１００℃、Δｒ≦０．２２と実質的に脆性割れ
を殆ど発生せず、面内異方性も非常に小さい。これに対
して、化学組成は好適でも製造条件が本発明の発明に外
れている供試鋼記号ＡおよびＢによる試験番号１１〜１
２では、脆性割れの発生温度が高く、かつΔｒ≧０．７
５と面内異方性も大きい。
組成の鋼を溶製し、表２に示す条件で熱間圧延を行い、
厚さ３．５ｍｍとした。熱間圧延後、表２に示す条件で
コイル巻取処理を行い、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し
た。次いで表２の条件で連続焼鈍を行った後、１％のス
キンパス圧延を施した。このようにしてえられた鋼板の
材質、二次加工割れ試験の結果を表２に示した。なお、
２次加工割れ試験はＪＩＳ（Ｚ−２２４９）に規定され
ているコニカルカップ試験において、試験片直径＝５０
ｍｍで試験片を打ち抜き後、ダイス穴直径＝２４．４ｍ
ｍ、ポンチ直径＝２０．６４ｍｍで円筒成形後、圧潰試
験を行った場合の脆性割れの発生する最高温度を示し
た。本発明の化学組成および製造条件を満足する供試鋼
記号Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、ＨおよびＩによる試験番
号１〜４、６〜９では、いずれもＴＳ≧３９．９ｋｇｆ
／ｍｍ2 、伸び≧３２％、ｒ値≧１．８の優れた材質が
得られ、かつ脆性割れの発生する最高温度（脆性遷移温
度）≦−１００℃、Δｒ≦０．２２と実質的に脆性割れ
を殆ど発生せず、面内異方性も非常に小さい。これに対
して、化学組成は好適でも製造条件が本発明の発明に外
れている供試鋼記号ＡおよびＢによる試験番号１１〜１
２では、脆性割れの発生温度が高く、かつΔｒ≧０．７
５と面内異方性も大きい。
【００１５】また、比較例の供試鋼記号Ｋによる試験番
号１３では、高Ｓ、Ｂ無添加のため耐二次加工脆性が劣
化し、脆性遷移温度も高くなっている。また、Ｔｉの添
加量が微量にすぎるため、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓが残り、伸
び、ｒ値を低下させる。また、比較例の供試鋼記号Ｌに
よる試験番号１４では、Ｓｉが高すぎるため耐二次加工
脆性が劣化し、さらに低Ａｌのために面内異方性（Δ
ｒ）の増大、Ｔｉ無添加のための伸び、ｒ値の低下を招
いている。また、比較例の供試鋼記号Ｍによる試験番号
１５では、高Ｐ、高Ｓ、低Ｂのため、耐二次加工脆性が
劣化し、低Ａｌ、Ｎｂ無添加のため伸び、ｒ値の低下を
招いている。これらの原因のため、製造条件が本発明の
範囲内であるにもかかわらず、脆性割れ発生最高温度
（脆性遷移温度）≧−６０℃、Δｒ≧０．６５となって
おり、良好な特性は得られていない。以上、詳述したよ
うに、本発明で限定した化学組成と製造条件とを併せて
満足する場合のみに、優れた耐二次加工脆性を有し、面
内異方性の小さい深絞り用高強度冷延鋼板を製造するこ
とができる。
号１３では、高Ｓ、Ｂ無添加のため耐二次加工脆性が劣
化し、脆性遷移温度も高くなっている。また、Ｔｉの添
加量が微量にすぎるため、固溶Ｃ、Ｎ、Ｓが残り、伸
び、ｒ値を低下させる。また、比較例の供試鋼記号Ｌに
よる試験番号１４では、Ｓｉが高すぎるため耐二次加工
脆性が劣化し、さらに低Ａｌのために面内異方性（Δ
ｒ）の増大、Ｔｉ無添加のための伸び、ｒ値の低下を招
いている。また、比較例の供試鋼記号Ｍによる試験番号
１５では、高Ｐ、高Ｓ、低Ｂのため、耐二次加工脆性が
劣化し、低Ａｌ、Ｎｂ無添加のため伸び、ｒ値の低下を
招いている。これらの原因のため、製造条件が本発明の
範囲内であるにもかかわらず、脆性割れ発生最高温度
（脆性遷移温度）≧−６０℃、Δｒ≧０．６５となって
おり、良好な特性は得られていない。以上、詳述したよ
うに、本発明で限定した化学組成と製造条件とを併せて
満足する場合のみに、優れた耐二次加工脆性を有し、面
内異方性の小さい深絞り用高強度冷延鋼板を製造するこ
とができる。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】従来、Ｂを添加すると材質に悪影響をお
よぼすため、極微量の添加によってＢ無添加鋼よりも２
次加工脆性が改善されていた。これに対して本発明によ
ると、ＡｌおよびＢを添加し、さらに巻取り温度、連続
焼鈍温度等を限定することによって、耐二次加工脆性に
優れるとともに面内異方性の小さい深絞り用高強度冷延
鋼板を得ることができる。
よぼすため、極微量の添加によってＢ無添加鋼よりも２
次加工脆性が改善されていた。これに対して本発明によ
ると、ＡｌおよびＢを添加し、さらに巻取り温度、連続
焼鈍温度等を限定することによって、耐二次加工脆性に
優れるとともに面内異方性の小さい深絞り用高強度冷延
鋼板を得ることができる。
【図１】巻取温度（℃）と面内異方性（Δｒ）との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図２】巻取温度（℃）と脆性遷移温度（℃）との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図３】連続焼鈍温度（℃）と面内異方性（Δｒ）との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図４】連続焼鈍温度（℃）と脆性遷移温度（℃）との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−257124（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−173213（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−310924（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−197545（ＪＰ，Ａ) 特許2781297（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭59−42742（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．００４％以下、 Ｓｉ：０．２％以上１．０％以下、 Ｍｎ：２．０％以下、 Ｐ ：０．０３％以上０．２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０５〜０．１％、 Ｎ：０．００６％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．１％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５％、 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の
鋼を鋼片とし、仕上温度８００〜９００℃の範囲で熱間
圧延し、コイル巻取温度６５０℃以下で巻取り後、冷間
圧延し、８３０℃以上、Ａｃ3 変態温度以下の範囲で連
続焼鈍した後、スキンパス圧延を施すことを特徴とする
深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに重量％で、 Ｎｉ：０．０５〜２．００％、 Ｃｒ：０．０５〜２．００％、 Ｍｏ：０．０２〜１．００％、 Ｃｏ：０．０５〜１．００％、 の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１
記載の深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08137192A JP3280692B2 (ja) | 1992-03-04 | 1992-03-04 | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08137192A JP3280692B2 (ja) | 1992-03-04 | 1992-03-04 | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05247540A JPH05247540A (ja) | 1993-09-24 |
| JP3280692B2 true JP3280692B2 (ja) | 2002-05-13 |
Family
ID=13744453
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08137192A Expired - Fee Related JP3280692B2 (ja) | 1992-03-04 | 1992-03-04 | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3280692B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101657557B (zh) * | 2007-04-11 | 2011-11-16 | 新日本制铁株式会社 | 低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07179946A (ja) * | 1993-12-24 | 1995-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法 |
| KR100530049B1 (ko) * | 2001-03-12 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 평면 이방성이 우수한 초고성형성 고강도 강판의 제조방법 |
| KR100544737B1 (ko) * | 2001-12-17 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 연질 표면처리원판과 그 제조 방법 |
| KR100530076B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2005-11-22 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성 및 성형성이 우수한 고장력강판과 그제조방법 |
| KR100544575B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 비시효 소부경화형 냉연고장력강판과 그제조방법 |
| KR100979020B1 (ko) * | 2002-06-28 | 2010-08-31 | 주식회사 포스코 | 초심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법 |
-
1992
- 1992-03-04 JP JP08137192A patent/JP3280692B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101657557B (zh) * | 2007-04-11 | 2011-11-16 | 新日本制铁株式会社 | 低温韧性优良的压制加工用热浸镀高强度钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05247540A (ja) | 1993-09-24 |
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