JP3872595B2 - 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 - Google Patents
面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3872595B2 JP3872595B2 JP14043498A JP14043498A JP3872595B2 JP 3872595 B2 JP3872595 B2 JP 3872595B2 JP 14043498 A JP14043498 A JP 14043498A JP 14043498 A JP14043498 A JP 14043498A JP 3872595 B2 JP3872595 B2 JP 3872595B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- plane anisotropy
- value
- cold
- rolled steel
- 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
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成型性に優れた冷延鋼板に関するものであり、特に、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等に好適な成形性に優れた冷延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板に要求される材料特性は年々高度になっている。特に、自動車のフェンダーやオイルパン等の部品については、極めて過酷なプレス成形がなされることから、深絞り性および延性についてはより一層の向上が期待されてきた。さらに最近では、ＣＯ２排出規制等の地球環境問題、燃費の向上および衝突安全性などの観点から車体の軽量化と高強度化が求められている。このような状況下で、引張強度が３４０ＭＰａ以上でかつ良好な成形性をそなえる高強度冷延鋼板が、自動車の車体を構成する各種部品に広範囲にわたって使用されている。
【０００３】
高強度冷延鋼板は、通常、曲げや軽い絞り成形部品として成形されるが、円筒もしくは円錐形の回転対称な部品に深絞りされる場合もある。このような部品に成形する際に問題になるのは、耳と呼ばれる材料の不均一変形で、プレス成形を行った場合ｒ値の異方性が顕著であると、特定方向のｒ値が低いために耳と呼ばれる材料の流れ込みが良くない方向が現れる。
【０００４】
耳の発生する方向は、ｒ値の面内異方性と対応していることが知られている。例えば、ｒ９０≧ｒ０＞ｒ４５のＶ字分布ならば、圧延方向より０°および９０°方向に耳が発生し、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ字分布ならば、４５°方向に耳が発生する。ただし、ここで、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ圧延方向に対して０°方向のランクフォード値、圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値および圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値である。また、耳の大きさは、ｒ値の異方性の程度によって決まり、耳の高さが大きいと、成形部品の板厚が圧延方向によって変動し、十分な均一性を持たなったり、材料歩留りが悪いなどの問題点があり、品質および経済性での面で改善が期待されている。
【０００５】
成形性の優れた高強度冷延鋼板としては、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素で強化し、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼を連続焼鈍装置にて製造する方法がある。例えば、特公昭５９―４２７４２号公報等は、Ｔｉを添加した極低炭素高強度冷延鋼板に関する技術である。しかし、これらの技術は、ｒ値の面内異方性が大きい欠点があった。
そこで、このような高強度鋼板のｒ値の面内異方性の改善の方策として以下の既知技術が開示されている。
【０００６】
特公昭６２―２８７０１８号公報は、Ｔｉ、Ｎｂを添加し固溶Ｃと固溶Ｎを熱延時に固定し、また熱延はオーステナイト域で再結晶しない温度域で圧延し、直ちに低温で巻取り、冷延、再結晶焼鈍することにより、ｒ値の面内異方性を小さくする技術である。
しかしながら、上記の技術は、極低炭素鋼ベースの成分系における高強度冷延鋼板のｒ値の面内異方性改善方法を開示したものであり、Ｃ、Ｎなどの進入型固溶元素を低減させるためにＲＨなどの二次精練を行わなければならず、製鋼コストが高くなるという難点がある。
【０００７】
また、特公昭６２―１６１９１９号公報には、熱間圧延でスラブ加熱温度を低温にし、巻取り温度を高温にすることにより適当なＡｌＮを析出させたｒ値の面内異方性の小さな熱延鋼板を８５〜９３％の高冷延率で冷延し、再結晶焼鈍することによってｒ値の面内異方性を小さくする技術が報告されている。
しかしながら、上記の技術は、ｒ値の面内異方性改善のために８５％以上という高い冷延率が必要となり、冷間圧延の負荷が高くなるという問題点がある。
【０００８】
特公昭５７―３７３２および特公平８―１４００３には、低炭素アルミキルド鋼の成分系をベースとしてＴｉまたはＮｂを添加してＮをＴｉＮで固定して、焼鈍時にＡｌＮの析出を抑制し、ＴｉＣの析出物サイズを制御することによってｒ値の面内異方性を小さくする技術が開示されている。
しかしながら、この技術は、長時間低温焼鈍である箱焼鈍を前提としており、単位時間あたりの生産量が低いという問題点がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等の成形に好適な冷延鋼板に関するもので、ｒ値の面内異方性を改善するために微細な分散粒子のサイズ、分布等を最適化して再結晶焼鈍時のｒ値の面内異方性を顕著にする方位の核生成、粒成長を抑制してｒ値の面内異方性を小さくするように集合組織を最適化した冷延鋼板を提供しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、
（１）質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．０６％、Ｓｉ＝０．００５〜０．５％、Ｍｎ＝０．０１〜２．０％、Ｐ＝０．０１〜０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．００４％、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、
Ｏ＝０．００１〜０．０１％、Ｎ＝０．００１〜０．０１％、Ｔｉ＝０．００５〜０．１％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
（２）平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を鋼中に含有することを特徴とする前記（１）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
（３）鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の面密度が４０〜１０００個／ｍｍ２であることを特徴とする前記（２）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
にある。
【００１１】
ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物とはＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉＯ、Ｔｉ２Ｏ３,TiO2のようなＴｉ単独の酸化物粒子およびその複合酸化物粒子だけでなく、それら以外の酸化物およびＴｉＣ、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が含まれるような複合粒子のことを指す。
なお、本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
【００１２】
ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因している。例えば、「鉄と鋼」第５７年（１９７１）１１３４〜１１５４ページによれば、｛１１０｝〈１００〉方位が強い場合は、ｒ９０≧ｒ０＞ｒ４５のＶ字分布の異方性を示し、｛１００｝〈１１０〉方位が強い場合には、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ字分布を示す。
また、耳の大きさとｒ値の異方性の程度（以下ｄｒ＝ｒｍａｘ−ｒｍｉｎ、ただしｒｍａｘは、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０の最大値、ｒｍｉｎは、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０の最小値と定義する）には、強い相関がある。
従って、ｄｒを小さくするためには、再結晶焼鈍時の｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または、粒成長を抑制すればよい。
【００１３】
本発明者らは、現在通常に採用されている工業的規模の連続焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備による製造を念頭において冷延鋼板のｒ値の面内異方性を改善すべく鋭意研究を重ねた結果、焼鈍後の結晶粒径が同等であってもＭｇを添加するとｄｒが小さくなることを新規に知見した。そして、更に詳細に調査した結果、鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさとｄｒの間に強い相関があることを見出し、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさおよび分布を最適化すれば、強度―延性バランスを損なうことなく、かつ成形後の耳の高さが実用上問題とならないｄｒ≦０．２という鋼板を製造できることを新規に知見した。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった実験結果について述べる。
まず、焼鈍後の鋼板の結晶粒径とｄｒの関係をＭｇを添加したものと添加しないものについて比較した。０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５％Ｔｉの成分の鋼をベースとして、純Ｍｇ金属（９９％以上）を鉄箔で包んで添加したＭｇ含有鋼とＭｇを添加しないＭｇ無添加鋼を５０ｋｇの実験室溶解にてそれぞれ溶製した。得られた鋳塊を１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）８００〜８７０℃で熱間圧延し、５００〜７００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で７５０〜８２０℃で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、さらに１％のスキンパス圧延を行った。
【００１５】
このようにして得られた鋼板の結晶粒径とｄｒとの関係を調査した。
ただし、得られた鋼板の平均結晶粒径は、圧延方向と平行な断面で測定し、ＪＩＳ Ｇ ０５２２記載の切断法にて粒度番号にて整理した。また、ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、１５％の引張変化の前後における板厚の変化量を板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ０（圧延方向でのｒ値）、ｒ４５（圧延方向から４５°方向でのｒ値）、ｒ９０（圧延方向から９０°（板幅方向）でのｒ値）のそれぞれを測定し、ｄｒを得た。
図１に粒度番号とｄｒとの関係を示す。このように、Ｍｇを含有させた場合には、含有させない場合と比較して顕著にｄｒを低くできることが分かった。
【００１６】
次に鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさとｄｒの関係を調査した。０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５％Ｔｉ―０．０００５％Ｍｇの成分の鋼をベースとし、脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ等の添加順序、添加間隔等を製鋼工程にてさまざまに変化させ得られた鋼片を１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）８４０℃で熱間圧延し、６００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８００℃で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、更に１％のスキンパス圧延を行った。
【００１７】
このようにして得られた鋼板の機械的性質およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の粒子サイズとｄｒとの関係を調査した。
ただし、機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。またｄｒは、既に述べたものと同一の方法によって求めた。
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の状態は、供試鋼の表面から１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＥｎｅｒｇｙＬｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認した。また、本願で規定するＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径は、１００００〜５０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわたって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
図２に強度―延性バランス（引張強度×全伸び：ＴＳ×Ｅｌ）およびｄｒとＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズの測定結果を示す。このように、強度―延性バランスとｄｒがともに優れるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズは０．００５μｍ以上０．１μｍ以下と分かった。
【００１８】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ ： Ｃは、０．０１％未満であるとｄｒが大きくなり過ぎるので０．０１％以上とする。また、０．０６％超含有していると硬度が高くなりすぎ冷間圧延性が悪くなるので、０．０１％以上０．０６％以下とする。
Ｓｉ： Ｓｉは固溶強化元素であり必要に応じて添加する。ただし、０．００５％未満では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０．００５％以上とする。一方、Ｓｉは、０．５％超添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当になるので、０．５％以下とする。さらに好ましくは、溶融亜鉛めっきの密着性を損なわないようにするために、０．１％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ： Ｍｎは、Ｓｉ同様に固溶強化元素であり必要に応じて添加する。た
だし、０.０１％未満では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０.０１％
以上とする。一方、２．０％超添加すると延性が低下するため２．０％以下とする。また、Ａｃ３点を低下させる作用があるため再結晶焼鈍の温度を確保するために好ましくは、１．０％以下がよい。
Ｐ： Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求められる強度レベルに応じて０．０１％以上添加する。ただし０．１０％超添加すると溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を０．１０％とする。
Ｓ： Ｓは不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、平均ランクフォード値の劣化を起こすので極力低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容できる範囲である。
Ａｌ： 通常Ａｌは溶鋼脱酸のために添加されるが本発明においてはＭｇ添加の効果を阻害するため少ないほど好ましい。ただし、０．００４％以下ならば、許容できる範囲である。
【００２０】
Ｍｇ： Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇは、酸素と結合して微細な酸化物を形成する。鋼中に微細に分散したＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物はピニング効果によって、熱延板段階での結晶粒の粗大化を抑制し、ｄｒを低減する。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を抑制する効果がある考えられる。ただし、０．０００１％未満ではその効果が不十分である。一方、０．０１％超添加すると、ｒ値面内異方性を小さくする効果が飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上非常に難しい。従ってＭｇの添加量は０．０００１％以上０．０１％以下とする。
【００２１】
Ｏ ： ｄｒを低減する効果のあるＭｇまたは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るためには、０．００１％以上必要である。しかし、０．０１％超では、酸化物が粗大化し、その効果が失われるばかりか、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従ってＯの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
Ｎ ： Ｎは、ｄｒを低減する効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を含む微細な粒子の形成に関与し、ｄｒを低減する効果を促進する。この効果を得るためにＮは０．００１％以上含有する必要がある。しかし、０．０１％超含有してもその効果は飽和するので、Ｎの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
【００２２】
Ｔｉ： Ｔｉは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｔｉは、ｄｒを低減する効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形成し、均一に微細に分散させるのに必要である。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を抑制する効果があると考えられる。ただし、０．００５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１％超添加すると、ｒ値面内異方性を小さくする効果が飽和してしまうだけでなく、表面性状や化成処理性が劣化するので、その上限は０．１％以下とする。さらに、Ｔｉは、０．０６％超添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪くし、プレス成形時にパウダリングを起こすので、好ましくは０．０６％以下がよい。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から混入する不可避的不純物の含有は許容される。
【００２３】
次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の存在状態について説明する。
これらの酸化物の直径が、平均粒子径で０．００５μｍ未満であると硬質化してしまい良好な強度―延性バランスが得られない。また、０．１μｍ超であるとｄｒの低減にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十分になりｄｒ≦０．２が得られない。従って、良好な強度―延性バランスおよびｄｒ≦０．２の両方を満足させるためには、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径を０．００５μｍ以上０．１μｍ以下とする。
【００２４】
また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、４０個／ｍｍ２未満では、これら粒子の数が少く、ｄｒの低減にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十分になりｄｒ≦０．２が得られない。従って、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、４０個／ｍｍ２以上とする。
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、１０００個／ｍｍ２
超では、ｒ値の面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位お
よび｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制する効果が飽和するだけでなく、伸びを劣化させる。従って、ＭｇとＴｉの酸化物およ
び複合酸化物の面密度は、１０００個／ｍｍ２以下とする。
【００２５】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｍの鋼を、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、８００℃〜９００℃の仕上げ圧延温度で６．０ｍｍに圧延した後、５００〜７００℃で温度でそれぞれ巻取った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し（圧延率８６．７％）、連続焼鈍ライン（最高加熱温度７６０〜７８０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただし、鋼Ｂについては、再結晶焼鈍処理後に３５０℃×１８０秒の過時効処理を施した。また、鋼Ｈについては、冷延後、溶融亜鉛めっきライン（最高加熱温度７７０〜７８０℃、溶融亜鉛めっき４６０℃、合金化処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。なお、表１の化学組成についての表示は質量％である。
【００２６】
このようにして得られた鋼板の機械的性質およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の粒子サイズと平均ランクフォード値（ｒｍ）およびｄｒとの関係を調査した。ただし、得られた鋼板の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、１５％における板厚の変化量を板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ０（圧延方向でのｒ値）、ｒ４５（圧延方向から４５°方向でのｒ値）、ｒ９０（圧延方向から９０°（板幅方向）でのｒ値）のそれぞれを測定し、ｒｍとｄｒを得た。
【００２７】
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認した。また、それらの粒子径は、１００００〜５０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわたって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。一方、それら対象となるサイズの粒子の面密度（１ｍｍ２あたりの個数）も同時に測定した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
本発明に沿うものは、鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｌの７鋼である。上記以外の鋼は、以下の理由によって面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板が得られていない。鋼Ａは、Ｏの含有量が本発明の範囲より多いので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子径が大きい、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｅは、Ａｌの含有量が本発明の範囲外であるのでＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｉは、Ｍｇが添加されていないため、酸化物粒子の径が大きい、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｋは、Ｔｉが添加されていないため、酸化物粒子の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｊは、Ｃの含有量が本発明の範囲より少ないので、ｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｍは、Ｏの含有量が本発明の範囲より少ないので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。
【００３１】
【発明の効果】
本発明は、上述したようにｒ値の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板を与えるもので、これらの冷延鋼板を用いることで、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等の成形性に大幅な改善が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の基礎になる実験において圧延方向と平行な断面における焼鈍後の再結晶粒の粒度番号Ｎと面内異方性の程度ｄｒの関係を示す図である。
【図２】 本発明の範囲をＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径ｄと面内異方性の程度ｄｒおよび強度―延性バランスの関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、成型性に優れた冷延鋼板に関するものであり、特に、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等に好適な成形性に優れた冷延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車用鋼板に要求される材料特性は年々高度になっている。特に、自動車のフェンダーやオイルパン等の部品については、極めて過酷なプレス成形がなされることから、深絞り性および延性についてはより一層の向上が期待されてきた。さらに最近では、ＣＯ２排出規制等の地球環境問題、燃費の向上および衝突安全性などの観点から車体の軽量化と高強度化が求められている。このような状況下で、引張強度が３４０ＭＰａ以上でかつ良好な成形性をそなえる高強度冷延鋼板が、自動車の車体を構成する各種部品に広範囲にわたって使用されている。
【０００３】
高強度冷延鋼板は、通常、曲げや軽い絞り成形部品として成形されるが、円筒もしくは円錐形の回転対称な部品に深絞りされる場合もある。このような部品に成形する際に問題になるのは、耳と呼ばれる材料の不均一変形で、プレス成形を行った場合ｒ値の異方性が顕著であると、特定方向のｒ値が低いために耳と呼ばれる材料の流れ込みが良くない方向が現れる。
【０００４】
耳の発生する方向は、ｒ値の面内異方性と対応していることが知られている。例えば、ｒ９０≧ｒ０＞ｒ４５のＶ字分布ならば、圧延方向より０°および９０°方向に耳が発生し、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ字分布ならば、４５°方向に耳が発生する。ただし、ここで、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０はそれぞれ圧延方向に対して０°方向のランクフォード値、圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値および圧延方向に対して９０°方向のランクフォード値である。また、耳の大きさは、ｒ値の異方性の程度によって決まり、耳の高さが大きいと、成形部品の板厚が圧延方向によって変動し、十分な均一性を持たなったり、材料歩留りが悪いなどの問題点があり、品質および経済性での面で改善が期待されている。
【０００５】
成形性の優れた高強度冷延鋼板としては、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素で強化し、Ｔｉ、Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼を連続焼鈍装置にて製造する方法がある。例えば、特公昭５９―４２７４２号公報等は、Ｔｉを添加した極低炭素高強度冷延鋼板に関する技術である。しかし、これらの技術は、ｒ値の面内異方性が大きい欠点があった。
そこで、このような高強度鋼板のｒ値の面内異方性の改善の方策として以下の既知技術が開示されている。
【０００６】
特公昭６２―２８７０１８号公報は、Ｔｉ、Ｎｂを添加し固溶Ｃと固溶Ｎを熱延時に固定し、また熱延はオーステナイト域で再結晶しない温度域で圧延し、直ちに低温で巻取り、冷延、再結晶焼鈍することにより、ｒ値の面内異方性を小さくする技術である。
しかしながら、上記の技術は、極低炭素鋼ベースの成分系における高強度冷延鋼板のｒ値の面内異方性改善方法を開示したものであり、Ｃ、Ｎなどの進入型固溶元素を低減させるためにＲＨなどの二次精練を行わなければならず、製鋼コストが高くなるという難点がある。
【０００７】
また、特公昭６２―１６１９１９号公報には、熱間圧延でスラブ加熱温度を低温にし、巻取り温度を高温にすることにより適当なＡｌＮを析出させたｒ値の面内異方性の小さな熱延鋼板を８５〜９３％の高冷延率で冷延し、再結晶焼鈍することによってｒ値の面内異方性を小さくする技術が報告されている。
しかしながら、上記の技術は、ｒ値の面内異方性改善のために８５％以上という高い冷延率が必要となり、冷間圧延の負荷が高くなるという問題点がある。
【０００８】
特公昭５７―３７３２および特公平８―１４００３には、低炭素アルミキルド鋼の成分系をベースとしてＴｉまたはＮｂを添加してＮをＴｉＮで固定して、焼鈍時にＡｌＮの析出を抑制し、ＴｉＣの析出物サイズを制御することによってｒ値の面内異方性を小さくする技術が開示されている。
しかしながら、この技術は、長時間低温焼鈍である箱焼鈍を前提としており、単位時間あたりの生産量が低いという問題点がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等の成形に好適な冷延鋼板に関するもので、ｒ値の面内異方性を改善するために微細な分散粒子のサイズ、分布等を最適化して再結晶焼鈍時のｒ値の面内異方性を顕著にする方位の核生成、粒成長を抑制してｒ値の面内異方性を小さくするように集合組織を最適化した冷延鋼板を提供しようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、
（１）質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．０６％、Ｓｉ＝０．００５〜０．５％、Ｍｎ＝０．０１〜２．０％、Ｐ＝０．０１〜０．１０％、Ｓ≦０．０２％、Ａｌ≦０．００４％、Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、
Ｏ＝０．００１〜０．０１％、Ｎ＝０．００１〜０．０１％、Ｔｉ＝０．００５〜０．１％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
（２）平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を鋼中に含有することを特徴とする前記（１）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
（３）鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の面密度が４０〜１０００個／ｍｍ２であることを特徴とする前記（２）に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
にある。
【００１１】
ここで、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物とはＭｇＯのようなＭｇ単独およびＴｉＯ、Ｔｉ２Ｏ３,TiO2のようなＴｉ単独の酸化物粒子およびその複合酸化物粒子だけでなく、それら以外の酸化物およびＴｉＣ、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が含まれるような複合粒子のことを指す。
なお、本発明は、溶融亜鉛めっき鋼板にも適用可能である。
【００１２】
ｒ値の面内異方性は、集合組織に起因している。例えば、「鉄と鋼」第５７年（１９７１）１１３４〜１１５４ページによれば、｛１１０｝〈１００〉方位が強い場合は、ｒ９０≧ｒ０＞ｒ４５のＶ字分布の異方性を示し、｛１００｝〈１１０〉方位が強い場合には、ｒ４５＞ｒ９０≧ｒ０の逆Ｖ字分布を示す。
また、耳の大きさとｒ値の異方性の程度（以下ｄｒ＝ｒｍａｘ−ｒｍｉｎ、ただしｒｍａｘは、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０の最大値、ｒｍｉｎは、ｒ０、ｒ４５およびｒ９０の最小値と定義する）には、強い相関がある。
従って、ｄｒを小さくするためには、再結晶焼鈍時の｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または、粒成長を抑制すればよい。
【００１３】
本発明者らは、現在通常に採用されている工業的規模の連続焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備による製造を念頭において冷延鋼板のｒ値の面内異方性を改善すべく鋭意研究を重ねた結果、焼鈍後の結晶粒径が同等であってもＭｇを添加するとｄｒが小さくなることを新規に知見した。そして、更に詳細に調査した結果、鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさとｄｒの間に強い相関があることを見出し、ＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさおよび分布を最適化すれば、強度―延性バランスを損なうことなく、かつ成形後の耳の高さが実用上問題とならないｄｒ≦０．２という鋼板を製造できることを新規に知見した。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった実験結果について述べる。
まず、焼鈍後の鋼板の結晶粒径とｄｒの関係をＭｇを添加したものと添加しないものについて比較した。０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５％Ｔｉの成分の鋼をベースとして、純Ｍｇ金属（９９％以上）を鉄箔で包んで添加したＭｇ含有鋼とＭｇを添加しないＭｇ無添加鋼を５０ｋｇの実験室溶解にてそれぞれ溶製した。得られた鋳塊を１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）８００〜８７０℃で熱間圧延し、５００〜７００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で７５０〜８２０℃で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、さらに１％のスキンパス圧延を行った。
【００１５】
このようにして得られた鋼板の結晶粒径とｄｒとの関係を調査した。
ただし、得られた鋼板の平均結晶粒径は、圧延方向と平行な断面で測定し、ＪＩＳ Ｇ ０５２２記載の切断法にて粒度番号にて整理した。また、ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、１５％の引張変化の前後における板厚の変化量を板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ０（圧延方向でのｒ値）、ｒ４５（圧延方向から４５°方向でのｒ値）、ｒ９０（圧延方向から９０°（板幅方向）でのｒ値）のそれぞれを測定し、ｄｒを得た。
図１に粒度番号とｄｒとの関係を示す。このように、Ｍｇを含有させた場合には、含有させない場合と比較して顕著にｄｒを低くできることが分かった。
【００１６】
次に鋼板中のＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の大きさとｄｒの関係を調査した。０．０２％Ｃ―０．０２％Ｓｉ―０．２％Ｍｎ―０．０２％Ｐ―０．００５％Ｓ―０．００３％Ａｌ―０．０５％Ｔｉ―０．０００５％Ｍｇの成分の鋼をベースとし、脱酸剤であるＡｌ、Ｓｉ、ＴｉおよびＭｇ等の添加順序、添加間隔等を製鋼工程にてさまざまに変化させ得られた鋼片を１２３０℃で１時間加熱後、仕上温度（ＦＴ）８４０℃で熱間圧延し、６００℃で巻取った。酸洗後、圧延率８０％で冷間圧延を施し、焼鈍炉で８００℃で１分間の焼鈍の後、冷却速度２０℃／Ｓで冷却し、更に１％のスキンパス圧延を行った。
【００１７】
このようにして得られた鋼板の機械的性質およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の粒子サイズとｄｒとの関係を調査した。
ただし、機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。またｄｒは、既に述べたものと同一の方法によって求めた。
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の状態は、供試鋼の表面から１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＥｎｅｒｇｙＬｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認した。また、本願で規定するＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径は、１００００〜５０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわたって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
図２に強度―延性バランス（引張強度×全伸び：ＴＳ×Ｅｌ）およびｄｒとＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズの測定結果を示す。このように、強度―延性バランスとｄｒがともに優れるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子サイズは０．００５μｍ以上０．１μｍ以下と分かった。
【００１８】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ ： Ｃは、０．０１％未満であるとｄｒが大きくなり過ぎるので０．０１％以上とする。また、０．０６％超含有していると硬度が高くなりすぎ冷間圧延性が悪くなるので、０．０１％以上０．０６％以下とする。
Ｓｉ： Ｓｉは固溶強化元素であり必要に応じて添加する。ただし、０．００５％未満では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０．００５％以上とする。一方、Ｓｉは、０．５％超添加すると固溶硬化が著しくなり加工用に不適当になるので、０．５％以下とする。さらに好ましくは、溶融亜鉛めっきの密着性を損なわないようにするために、０．１％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ： Ｍｎは、Ｓｉ同様に固溶強化元素であり必要に応じて添加する。た
だし、０.０１％未満では製鋼段階での製造コストの上昇を招くので０.０１％
以上とする。一方、２．０％超添加すると延性が低下するため２．０％以下とする。また、Ａｃ３点を低下させる作用があるため再結晶焼鈍の温度を確保するために好ましくは、１．０％以下がよい。
Ｐ： Ｐは、強力な固溶強化元素であるので求められる強度レベルに応じて０．０１％以上添加する。ただし０．１０％超添加すると溶接性に悪影響を及ぼすので、上限を０．１０％とする。
Ｓ： Ｓは不純物であり、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、平均ランクフォード値の劣化を起こすので極力低減させるべきであるが、０．０２％以下ならば許容できる範囲である。
Ａｌ： 通常Ａｌは溶鋼脱酸のために添加されるが本発明においてはＭｇ添加の効果を阻害するため少ないほど好ましい。ただし、０．００４％以下ならば、許容できる範囲である。
【００２０】
Ｍｇ： Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇは、酸素と結合して微細な酸化物を形成する。鋼中に微細に分散したＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物はピニング効果によって、熱延板段階での結晶粒の粗大化を抑制し、ｄｒを低減する。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を抑制する効果がある考えられる。ただし、０．０００１％未満ではその効果が不十分である。一方、０．０１％超添加すると、ｒ値面内異方性を小さくする効果が飽和してしまうばかりでなく、製鋼技術上非常に難しい。従ってＭｇの添加量は０．０００１％以上０．０１％以下とする。
【００２１】
Ｏ ： ｄｒを低減する効果のあるＭｇまたは／およびＴｉを含む微細な粒子を得るためには、０．００１％以上必要である。しかし、０．０１％超では、酸化物が粗大化し、その効果が失われるばかりか、成形性に好ましくないＣ系介在物が増加する。従ってＯの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
Ｎ ： Ｎは、ｄｒを低減する効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を含む微細な粒子の形成に関与し、ｄｒを低減する効果を促進する。この効果を得るためにＮは０．００１％以上含有する必要がある。しかし、０．０１％超含有してもその効果は飽和するので、Ｎの含有量は０．００１％以上０．０１％以下とする。
【００２２】
Ｔｉ： Ｔｉは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｔｉは、ｄｒを低減する効果のあるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物を形成し、均一に微細に分散させるのに必要である。また、再結晶焼鈍時にこれらの粒子は、｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の核生成または粒成長を抑制する効果があると考えられる。ただし、０．００５％未満ではその効果が不十分である。一方、０．１％超添加すると、ｒ値面内異方性を小さくする効果が飽和してしまうだけでなく、表面性状や化成処理性が劣化するので、その上限は０．１％以下とする。さらに、Ｔｉは、０．０６％超添加すると溶融亜鉛めっきの密着性を悪くし、プレス成形時にパウダリングを起こすので、好ましくは０．０６％以下がよい。
なお、本発明において上記以外の成分はＦｅとなるが、スクラップ等の溶製原料から混入する不可避的不純物の含有は許容される。
【００２３】
次に、本発明の鋼板に含まれるＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の存在状態について説明する。
これらの酸化物の直径が、平均粒子径で０．００５μｍ未満であると硬質化してしまい良好な強度―延性バランスが得られない。また、０．１μｍ超であるとｄｒの低減にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十分になりｄｒ≦０．２が得られない。従って、良好な強度―延性バランスおよびｄｒ≦０．２の両方を満足させるためには、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径を０．００５μｍ以上０．１μｍ以下とする。
【００２４】
また、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、４０個／ｍｍ２未満では、これら粒子の数が少く、ｄｒの低減にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位および｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制することが不十分になりｄｒ≦０．２が得られない。従って、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、４０個／ｍｍ２以上とする。
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度は、１０００個／ｍｍ２
超では、ｒ値の面内異方性にとって好ましくない｛１１０｝〈１００〉方位お
よび｛１００｝〈１１０〉方位の再結晶焼鈍時の核生成、粒成長を抑制する効果が飽和するだけでなく、伸びを劣化させる。従って、ＭｇとＴｉの酸化物およ
び複合酸化物の面密度は、１０００個／ｍｍ２以下とする。
【００２５】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｍの鋼を、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１２３０℃で再加熱し、８００℃〜９００℃の仕上げ圧延温度で６．０ｍｍに圧延した後、５００〜７００℃で温度でそれぞれ巻取った。酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延を施し（圧延率８６．７％）、連続焼鈍ライン（最高加熱温度７６０〜７８０℃、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。ただし、鋼Ｂについては、再結晶焼鈍処理後に３５０℃×１８０秒の過時効処理を施した。また、鋼Ｈについては、冷延後、溶融亜鉛めっきライン（最高加熱温度７７０〜７８０℃、溶融亜鉛めっき４６０℃、合金化処理５２０℃×２０秒、スキンパス圧延率０．８％）を通板した。なお、表１の化学組成についての表示は質量％である。
【００２６】
このようにして得られた鋼板の機械的性質およびＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の粒子サイズと平均ランクフォード値（ｒｍ）およびｄｒとの関係を調査した。ただし、得られた鋼板の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の引張試験方法で測定した。ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、１５％における板厚の変化量を板幅の変化量で除した値と定義し、ｒ０（圧延方向でのｒ値）、ｒ４５（圧延方向から４５°方向でのｒ値）、ｒ９０（圧延方向から９０°（板幅方向）でのｒ値）のそれぞれを測定し、ｒｍとｄｒを得た。
【００２７】
一方、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の状態は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物であることを確認した。また、それらの粒子径は、１００００〜５０００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２以上の面積にわたって観察し、対象となる粒子をそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。一方、それら対象となるサイズの粒子の面密度（１ｍｍ２あたりの個数）も同時に測定した。
【００２８】
【表１】
【表２】
本発明に沿うものは、鋼Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｌの７鋼である。上記以外の鋼は、以下の理由によって面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板が得られていない。鋼Ａは、Ｏの含有量が本発明の範囲より多いので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子径が大きい、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｅは、Ａｌの含有量が本発明の範囲外であるのでＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｉは、Ｍｇが添加されていないため、酸化物粒子の径が大きい、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｋは、Ｔｉが添加されていないため、酸化物粒子の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｊは、Ｃの含有量が本発明の範囲より少ないので、ｄｒが本発明の範囲外である。鋼Ｍは、Ｏの含有量が本発明の範囲より少ないので、ＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の粒子の面密度が低い、従ってｄｒが本発明の範囲外である。
【００３１】
【発明の効果】
本発明は、上述したようにｒ値の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板を与えるもので、これらの冷延鋼板を用いることで、円筒もしくは円錐形の回転対称な自動車部品等の成形性に大幅な改善が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の基礎になる実験において圧延方向と平行な断面における焼鈍後の再結晶粒の粒度番号Ｎと面内異方性の程度ｄｒの関係を示す図である。
【図２】 本発明の範囲をＭｇとＴｉの酸化物および複合酸化物の平均粒子径ｄと面内異方性の程度ｄｒおよび強度―延性バランスの関係を示す図である。
Claims (3)
- 質量％にて
Ｃ ＝０．０１〜０．０６％、
Ｓｉ＝０．００５〜０．５％、
Ｍｎ＝０．０１〜２．０％、
Ｐ ＝０．０１〜０．１０％、
Ｓ ≦０．０２％、
Ａｌ≦０．００４％、
Ｍｇ＝０．０００１〜０．０１％、
Ｏ ＝０．００１〜０．０１％、
Ｎ ＝０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ＝０．００５〜０．１％、
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。 - 平均粒子径で０．００５μｍ以上０．１μｍ以下であるＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物を鋼中に含有することを特徴とする請求項１に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
- 鋼中に含有するＭｇとＴｉの酸化物および／または複合酸化物の面密度が４０〜１０００個／ｍｍ２であることを特徴とする請求項２に記載の面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14043498A JP3872595B2 (ja) | 1998-05-08 | 1998-05-08 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14043498A JP3872595B2 (ja) | 1998-05-08 | 1998-05-08 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11323488A JPH11323488A (ja) | 1999-11-26 |
| JP3872595B2 true JP3872595B2 (ja) | 2007-01-24 |
Family
ID=15268580
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14043498A Expired - Fee Related JP3872595B2 (ja) | 1998-05-08 | 1998-05-08 | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3872595B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3524479B2 (ja) * | 2000-08-31 | 2004-05-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 機械的特性に優れた機械構造用快削鋼 |
| JP4317417B2 (ja) * | 2003-10-17 | 2009-08-19 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 |
| WO2005038064A1 (ja) * | 2003-10-17 | 2005-04-28 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 |
-
1998
- 1998-05-08 JP JP14043498A patent/JP3872595B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11323488A (ja) | 1999-11-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102402864B1 (ko) | 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP4635525B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| KR101094594B1 (ko) | 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 냉연 강판 | |
| US7780799B2 (en) | Cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPA or more, an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness | |
| CN114502759B (zh) | 热轧钢板 | |
| CN102906295A (zh) | 加工性优良的高张力热镀锌钢板及其制造方法 | |
| JP7028378B1 (ja) | 熱間プレス部材およびその製造方法 | |
| EP2097547A1 (en) | High strength zn-coated steel sheet having excellent mechanical properites and surface quality and the method for manufacturing the same | |
| KR102726115B1 (ko) | 강판 및 도금 강판 | |
| JP3881559B2 (ja) | 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 | |
| JP4924052B2 (ja) | 高降伏比高張力冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP4407449B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4696870B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP5327301B2 (ja) | 延性と深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4858004B2 (ja) | 延性と深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| CN113631736A (zh) | 热浸镀Zn-Al-Mg系钢板及其制造方法 | |
| JP5076480B2 (ja) | 強度−延性バランスと深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3872595B2 (ja) | 面内異方性が小さく成形性に優れた冷延鋼板 | |
| WO2024070052A1 (ja) | 鋼板 | |
| CN115298342B (zh) | 钢板 | |
| JP4506380B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2000256786A (ja) | 面内異方性が小さく焼付硬化性および耐時効性に優れた冷延鋼板 | |
| JP2018003115A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3842898B2 (ja) | 面内異方性が小さく深絞り性に優れた冷延鋼板 | |
| JP7569029B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041217 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060424 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061003 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20061002 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061020 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101027 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101027 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111027 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111027 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121027 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121027 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131027 Year of fee payment: 7 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131027 Year of fee payment: 7 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131027 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |