JPH01149943A - 加工性の極めて優れた冷延鋼板 - Google Patents
加工性の極めて優れた冷延鋼板Info
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- JPH01149943A JPH01149943A JP30727687A JP30727687A JPH01149943A JP H01149943 A JPH01149943 A JP H01149943A JP 30727687 A JP30727687 A JP 30727687A JP 30727687 A JP30727687 A JP 30727687A JP H01149943 A JPH01149943 A JP H01149943A
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、自動車のフェンダ−やオイルパンなど用の、
?値2.0以上、伸び50%以上(ただし、伸びは板厚
0.8 mm相当)のいわゆるEDDQ (Extra
Deep Drawing Quality Grad
e : JIS −G3141の第三種深絞り用冷延鋼
板「記号5PCIE Jを越えるグレード)において、
さらに複合成形性を飛躍的に改良するとともに化成処理
性、耐二次成形脆性をも改良した冷延鋼板に係わる。
?値2.0以上、伸び50%以上(ただし、伸びは板厚
0.8 mm相当)のいわゆるEDDQ (Extra
Deep Drawing Quality Grad
e : JIS −G3141の第三種深絞り用冷延鋼
板「記号5PCIE Jを越えるグレード)において、
さらに複合成形性を飛躍的に改良するとともに化成処理
性、耐二次成形脆性をも改良した冷延鋼板に係わる。
(従来の技術)
EDDQは製鋼における真空脱ガス技術の導入に伴いI
F鋼(Interstitial Free 5tee
l :炭素を真空脱ガスによって低下させ、残った炭
素および窒素をTiやNbなどの強い炭窒化物形成元素
を添加して、完全に自由な炭素および窒素などの侵入型
固溶元素をなくした鋼)が発明されたことに端を発する
。
F鋼(Interstitial Free 5tee
l :炭素を真空脱ガスによって低下させ、残った炭
素および窒素をTiやNbなどの強い炭窒化物形成元素
を添加して、完全に自由な炭素および窒素などの侵入型
固溶元素をなくした鋼)が発明されたことに端を発する
。
その後、真空脱ガスによる低炭素溶製技術はさらに発展
し、それとともに加工性(深絞り性を代表し結晶集合組
織に依存するf値と、一般的な延性指標である伸びある
いはn値で示される。)が向上した。例えば、特開昭6
0−9830号公報記載の発明では、炭素を30ppm
以下とし、Ti量その他を制御することで特性を向上さ
せている。また、Nb、 Tiを複合添加したものでは
特開昭59−76826号公報記載の発明がある。
し、それとともに加工性(深絞り性を代表し結晶集合組
織に依存するf値と、一般的な延性指標である伸びある
いはn値で示される。)が向上した。例えば、特開昭6
0−9830号公報記載の発明では、炭素を30ppm
以下とし、Ti量その他を制御することで特性を向上さ
せている。また、Nb、 Tiを複合添加したものでは
特開昭59−76826号公報記載の発明がある。
しかしこれらの鋼板は引張試験値で示される?値やEZ
、 n値においては極めて優れているが実際の複合成形
では必ずしも良好とは言えなかった。
、 n値においては極めて優れているが実際の複合成形
では必ずしも良好とは言えなかった。
また、あまりに高純度にしたため、粒界強度の点で問題
が生じ、薄鋼板の場合これはカップ成形後にカップ壁面
が脆性的に破壊する2次加工脆性となって現われる。さ
らにこれら高純鋼は表面の化成・塗装性が決して良好と
は言えなかった。これらの解決を目指した発明として特
開昭59−140333号公報記載の発明があるが、超
加工性を維持したままで、複合成形性、耐2次加工脆性
、化成処理性のすべてを満足できる状態にまで達してい
ない。
が生じ、薄鋼板の場合これはカップ成形後にカップ壁面
が脆性的に破壊する2次加工脆性となって現われる。さ
らにこれら高純鋼は表面の化成・塗装性が決して良好と
は言えなかった。これらの解決を目指した発明として特
開昭59−140333号公報記載の発明があるが、超
加工性を維持したままで、複合成形性、耐2次加工脆性
、化成処理性のすべてを満足できる状態にまで達してい
ない。
(発明が解決しようとする問題点)
近年、自動車業界では型設計の自動化、コンピユータ化
が進む一方、型形状は複雑かつ多様化しており、これに
応じ素材の鋼板には極めて高度の加工性が要求されるよ
うになってきた。
が進む一方、型形状は複雑かつ多様化しており、これに
応じ素材の鋼板には極めて高度の加工性が要求されるよ
うになってきた。
本発明はこの様な状況に鑑み、f値≧2.0、d≧50
%(ただし、ゴは板厚0.8日換算)の超加工性を維持
しながら、なおかつ複合成形性が極めて優れ、さらに耐
2次加工脆性、化成処理性が従来の深絞り用冷延鋼板以
上という特性を有する冷延鋼板に係わる。
%(ただし、ゴは板厚0.8日換算)の超加工性を維持
しながら、なおかつ複合成形性が極めて優れ、さらに耐
2次加工脆性、化成処理性が従来の深絞り用冷延鋼板以
上という特性を有する冷延鋼板に係わる。
(問題点を解決するための手段)
本発明の要旨とするところは、C: 0.0030%以
下、5iH0,03〜0.3%、Mn:0.03〜0.
15%、P : 0.015%以下、S : 0.01
5%以下、酸可溶M:o、oos〜0.05%、N :
0.0025%以下、O: 0.0040%以下、B
: 0.0001〜0.0015%、Ca : 0.
0005〜0.0030%を含み、かつMn/Sの値が
6以上で、さらにTi : 0.005〜0.06%、
および/またはNb:0.003〜0.03%、残部鉄
及び不可避的不純物からなる加工性の極めて優れた冷延
鋼板にある。
下、5iH0,03〜0.3%、Mn:0.03〜0.
15%、P : 0.015%以下、S : 0.01
5%以下、酸可溶M:o、oos〜0.05%、N :
0.0025%以下、O: 0.0040%以下、B
: 0.0001〜0.0015%、Ca : 0.
0005〜0.0030%を含み、かつMn/Sの値が
6以上で、さらにTi : 0.005〜0.06%、
および/またはNb:0.003〜0.03%、残部鉄
及び不可避的不純物からなる加工性の極めて優れた冷延
鋼板にある。
すなわち、本発明にあっては、極低炭素にTi及び/ま
たはNb添加を行ないこれに低MnおよびMn/S規制
を加え、さらにSi、 B、 Caを意識的に添加して
いる。また、酸可溶Afおよび酸素量も低めている。
たはNb添加を行ないこれに低MnおよびMn/S規制
を加え、さらにSi、 B、 Caを意識的に添加して
いる。また、酸可溶Afおよび酸素量も低めている。
なお、Stは高強度冷延鋼板とするときに添加すること
は公知であり、例えば上述の特開昭59−76826号
公報に記載されている通りである。しかし、本発明では
軟鋼板を取り扱っており、Si添加もこれら高強度冷延
鋼板に使用する場合とは意図が異なり、また添加量や他
の成分との関わり方において相違する。
は公知であり、例えば上述の特開昭59−76826号
公報に記載されている通りである。しかし、本発明では
軟鋼板を取り扱っており、Si添加もこれら高強度冷延
鋼板に使用する場合とは意図が異なり、また添加量や他
の成分との関わり方において相違する。
次に個々の要件につき数値限定の理由について述べる。
Cは0.0030%(30pp−)以下にする必要があ
る。炭化物は鉄炭化物にせよ、TiやNbの炭窒化物に
せよ超加工性には有害であり、これらを極力減らす必要
があり、少なくとも30pp+w以下としなければなら
ない、好ましくは20ppn+以下とすべきである。極
低炭素は製鋼にて真空脱ガスを行なうことで達成される
。このような極低炭素鋼が通常の熱延−冷延−焼鈍を経
て製品となる。熱延−冷延−焼鈍条件は特に規定するこ
とはないがこの工程を通過することは本発明にあっては
必須である。すなわち、オーブンコイル焼鈍によって熱
延−冷延後に脱炭焼鈍を行ない成分調整することは本発
明外である。
る。炭化物は鉄炭化物にせよ、TiやNbの炭窒化物に
せよ超加工性には有害であり、これらを極力減らす必要
があり、少なくとも30pp+w以下としなければなら
ない、好ましくは20ppn+以下とすべきである。極
低炭素は製鋼にて真空脱ガスを行なうことで達成される
。このような極低炭素鋼が通常の熱延−冷延−焼鈍を経
て製品となる。熱延−冷延−焼鈍条件は特に規定するこ
とはないがこの工程を通過することは本発明にあっては
必須である。すなわち、オーブンコイル焼鈍によって熱
延−冷延後に脱炭焼鈍を行ない成分調整することは本発
明外である。
Siは0.03〜0.3%添加する。通常Si添加は冷
延鋼板の化成処理性を劣化させるため軟質冷延鋼板では
極力添加しないようにするのが通常であるが、本発明で
は逆に積極的に添加する。これにより複合成形性が飛躍
的に向上する。これは再結晶焼鈍時に結晶粒度が調整さ
れ、このような効果がもたらされるものと考えられるが
、熱間加工時のγ相の圧延−再結晶およびγ→α変態時
の作用も考えられ、その詳細は不明である。0.03%
未満ではこの効果がなく、0.3%超では固溶体強化が
働き硬くなり過ぎ、延性を劣化させる。この意味からは
0.1%以下とすべきである。なお、上述のように本発
明でもSi添加により化成処理性は劣化するが、本発明
では後述のようにCa添加によりこの劣化を防止してい
る。Stは製鋼において脱酸剤として用いられるが本発
明にあっては予備脱酸はともかく最終脱酸としてはSi
を用いるべきでない。
延鋼板の化成処理性を劣化させるため軟質冷延鋼板では
極力添加しないようにするのが通常であるが、本発明で
は逆に積極的に添加する。これにより複合成形性が飛躍
的に向上する。これは再結晶焼鈍時に結晶粒度が調整さ
れ、このような効果がもたらされるものと考えられるが
、熱間加工時のγ相の圧延−再結晶およびγ→α変態時
の作用も考えられ、その詳細は不明である。0.03%
未満ではこの効果がなく、0.3%超では固溶体強化が
働き硬くなり過ぎ、延性を劣化させる。この意味からは
0.1%以下とすべきである。なお、上述のように本発
明でもSi添加により化成処理性は劣化するが、本発明
では後述のようにCa添加によりこの劣化を防止してい
る。Stは製鋼において脱酸剤として用いられるが本発
明にあっては予備脱酸はともかく最終脱酸としてはSi
を用いるべきでない。
Si系の脱酸生成物は冷延鋼板の延性を劣化させるから
である。なお、このことは後述する酸可溶Afの確保と
酸素の低減とで満たされる。
である。なお、このことは後述する酸可溶Afの確保と
酸素の低減とで満たされる。
つぎにMnは0.03〜0.15%と比較的低くする。
これはMnは再結晶焼鈍時の集合組織形成に影響をおよ
ぼし、深絞り性に好ましい(111)集合組織発達を阻
害し、f値を下げるためである。この意味からは0.1
%以下の極低Mnが好ましい。一方Mnは鋼中のSと結
び付きFeS生成による熱間脆性を防止する。そのため
Mnはむやみに下げるわけにはいかない。本発明ではM
nの下限を0.03%とし、Sを0.015%以下とし
、なおかつMn/Sの値を6以上としているのはこの理
由による。この意味からはSは0.01%以下とするこ
とが好ましい。
ぼし、深絞り性に好ましい(111)集合組織発達を阻
害し、f値を下げるためである。この意味からは0.1
%以下の極低Mnが好ましい。一方Mnは鋼中のSと結
び付きFeS生成による熱間脆性を防止する。そのため
Mnはむやみに下げるわけにはいかない。本発明ではM
nの下限を0.03%とし、Sを0.015%以下とし
、なおかつMn/Sの値を6以上としているのはこの理
由による。この意味からはSは0.01%以下とするこ
とが好ましい。
Pは固溶体強化能が大きく延性劣化が大きい。
そのため0.015%以下とするが、経済的に許される
なら0.01%以下、ないし0.008%以下とするこ
とが好ましい。
なら0.01%以下、ないし0.008%以下とするこ
とが好ましい。
A!は脱酸剤として用いられる。十分な脱酸を行うため
にある程度の酸可溶Mの確保が必要である。
にある程度の酸可溶Mの確保が必要である。
そのため酸可溶AIの下限を0.005%とした。一方
酸可溶AIは再結晶温度を上昇させ超加工性を得ること
に対して有害となる。そのため酸可溶Mの上限は0.0
5%とするが、真空脱ガス設備などで脱酸を制御するこ
とにより、酸可溶Mを0.01%以下とすることは好ま
しい。
酸可溶AIは再結晶温度を上昇させ超加工性を得ること
に対して有害となる。そのため酸可溶Mの上限は0.0
5%とするが、真空脱ガス設備などで脱酸を制御するこ
とにより、酸可溶Mを0.01%以下とすることは好ま
しい。
Nは25ppm以下とすべきである。これは窒化物が再
結晶温度を下げ、鋼を硬質にするためである。この観点
よりNも15ppm以下とすることが好ましい。
結晶温度を下げ、鋼を硬質にするためである。この観点
よりNも15ppm以下とすることが好ましい。
Bは2次加工脆性防止のために添加する。Bは粒界に偏
析し粒界強度を増し2次加工脆性を防止するからである
。しかしBもまた再結晶温度を上昇させ硬質にするので
15ppn+以下とするが、8ppm以下が好ましい、
下限は1 ppmとするがこれ未満では粒界脆化防止効
果が認められないためである。
析し粒界強度を増し2次加工脆性を防止するからである
。しかしBもまた再結晶温度を上昇させ硬質にするので
15ppn+以下とするが、8ppm以下が好ましい、
下限は1 ppmとするがこれ未満では粒界脆化防止効
果が認められないためである。
つぎにTiおよび/またはNbは本発明では熱延組織制
御のため必要である。熱延結晶粒界は冷延再結晶時に(
111)結晶粒の発生場所であり、(111)集合組織
を得るにはこの粒界を多くしておく必要がある。しかし
本発明のような純鉄に近い成分では通常の熱間圧延では
細粒にすることが困難である。そのためTi:0.00
5〜0.06%、及び/またはNb:0.003〜0.
03%を添加する必要がある。それぞれ下限未満ではそ
の効果がなく、上限を越えると効果が飽和するばかりか
、かえってこれらの固溶体強化のため強度が増し、延性
を害する。この意味からはTi : 0.005〜0.
02%でかつNb:0.003〜0.02%の微量かつ
複合添加が望ましい。
御のため必要である。熱延結晶粒界は冷延再結晶時に(
111)結晶粒の発生場所であり、(111)集合組織
を得るにはこの粒界を多くしておく必要がある。しかし
本発明のような純鉄に近い成分では通常の熱間圧延では
細粒にすることが困難である。そのためTi:0.00
5〜0.06%、及び/またはNb:0.003〜0.
03%を添加する必要がある。それぞれ下限未満ではそ
の効果がなく、上限を越えると効果が飽和するばかりか
、かえってこれらの固溶体強化のため強度が増し、延性
を害する。この意味からはTi : 0.005〜0.
02%でかつNb:0.003〜0.02%の微量かつ
複合添加が望ましい。
0は脱酸の結果介在物として存在するが介在物は鋼の延
性を劣化させるので極力下げる必要がある。現在の製鋼
技術のレベルを勘案して0.0040%以下とする。
性を劣化させるので極力下げる必要がある。現在の製鋼
技術のレベルを勘案して0.0040%以下とする。
最後にCaは本発明にあっては化成処理性、塗装性を確
保する上で極めて重要である。このCaは高強度鋼板に
おいて硫化物系介在物形態制御に良(用いられるが、本
発明にあっては軟鋼板のためその必要はなく、使用する
目的は全く異なる。Caはおそらく表面に特殊な被膜を
つくり、りん酸塩によるボンデ性を良好にし塗料の密着
性を高め、化成処理・塗装性を向上させるものと考えら
れるが、特に本発明のような高純鋼ではかえって化成・
塗装性は悪く、このような場合にCa添加の効果が顕著
である。この効果のためには5 ppmは必要であり、
また、30ppn+を越えると介在物がまし、鋼の延性
を劣化させる。
保する上で極めて重要である。このCaは高強度鋼板に
おいて硫化物系介在物形態制御に良(用いられるが、本
発明にあっては軟鋼板のためその必要はなく、使用する
目的は全く異なる。Caはおそらく表面に特殊な被膜を
つくり、りん酸塩によるボンデ性を良好にし塗料の密着
性を高め、化成処理・塗装性を向上させるものと考えら
れるが、特に本発明のような高純鋼ではかえって化成・
塗装性は悪く、このような場合にCa添加の効果が顕著
である。この効果のためには5 ppmは必要であり、
また、30ppn+を越えると介在物がまし、鋼の延性
を劣化させる。
本発明の鋼は通常転炉で出鋼され、場合によっては取鍋
精錬され、その後真空脱ガスされ極低炭素溶製されスラ
ブとされる。スラブは冷却されて、もしくは冷却途中ま
たはほとんど冷却なしに、そのまままたは加熱炉を経て
熱延される。本発明は熱延−冷延−焼鈍されることは必
須要件であるがその条件は特に規定するところではない
、熱延では加熱温度1000〜1300°C1圧延終了
温度860〜920°C1巻取温度600〜800″C
程度の通常の条件で良いが、Ti及び/−またはNbに
よる熱延板細粒化効果を助長し、かつこれら炭窒化物が
成長して無害化を計るためには熱延加熱温度1050°
C以下、巻取温度700〜800°Cとすることが好ま
しい。熱延コイルは酸洗後冷延されるが冷延率は通常6
0〜85%であるが本発明にあっては77%以上の高圧
下冷延の方が高1値となり、好ましい。焼鈍には箱焼鈍
と連続焼鈍があるが、それぞれの条件は箱焼鈍では68
0〜750°C15〜20時間程度、連続焼鈍では80
0〜880°C21〜5分程度となる。連続焼鈍の方が
高温焼鈍が取り易いのでこの意味からは連続焼鈍が優れ
る。
精錬され、その後真空脱ガスされ極低炭素溶製されスラ
ブとされる。スラブは冷却されて、もしくは冷却途中ま
たはほとんど冷却なしに、そのまままたは加熱炉を経て
熱延される。本発明は熱延−冷延−焼鈍されることは必
須要件であるがその条件は特に規定するところではない
、熱延では加熱温度1000〜1300°C1圧延終了
温度860〜920°C1巻取温度600〜800″C
程度の通常の条件で良いが、Ti及び/−またはNbに
よる熱延板細粒化効果を助長し、かつこれら炭窒化物が
成長して無害化を計るためには熱延加熱温度1050°
C以下、巻取温度700〜800°Cとすることが好ま
しい。熱延コイルは酸洗後冷延されるが冷延率は通常6
0〜85%であるが本発明にあっては77%以上の高圧
下冷延の方が高1値となり、好ましい。焼鈍には箱焼鈍
と連続焼鈍があるが、それぞれの条件は箱焼鈍では68
0〜750°C15〜20時間程度、連続焼鈍では80
0〜880°C21〜5分程度となる。連続焼鈍の方が
高温焼鈍が取り易いのでこの意味からは連続焼鈍が優れ
る。
次に本発明を実施例にて説明する。
第1表に示す成分の鋼を転炉にて溶製した。R11脱ガ
ス法にて極低炭素とし、連続鋳造にてスラブとした。第
1表の内、符号a、b、h、j、oおよびpの鋼は本発
明にしたがっているがその他の鋼は本発明とは異なる。
ス法にて極低炭素とし、連続鋳造にてスラブとした。第
1表の内、符号a、b、h、j、oおよびpの鋼は本発
明にしたがっているがその他の鋼は本発明とは異なる。
このスラブを第2表に示す熱延、冷延、焼鈍条件にて冷
延鋼板とし各種試験に供した。結果の機械試験値を同じ
く第2表に示す。
延鋼板とし各種試験に供した。結果の機械試験値を同じ
く第2表に示す。
なお、熱延板厚は4.0 mmで、これを80%冷延を
行って0.8 mm厚とした。焼鈍は連続焼鈍または箱
焼鈍にて行なった。また、焼鈍後0.5%の調質圧延を
施した。
行って0.8 mm厚とした。焼鈍は連続焼鈍または箱
焼鈍にて行なった。また、焼鈍後0.5%の調質圧延を
施した。
引張試験はJIS Z 2201 、 5号試験片を用
い、同2241記載の方法に従った。またr値は〔板幅
対数ひずみ/板厚対数ひずみ〕で定義されるが、15%
ひずみ時の板幅ひずみと引張方向ひずみを測定し塑性変
形による体積変化がないとして算出した。
い、同2241記載の方法に従った。またr値は〔板幅
対数ひずみ/板厚対数ひずみ〕で定義されるが、15%
ひずみ時の板幅ひずみと引張方向ひずみを測定し塑性変
形による体積変化がないとして算出した。
機内平均の7値は圧延方向、圧延と直角方向および圧延
方向に45°傾いた方向のr値を測定し、これをそれぞ
れrL+ rc+ r4sとし、F= (rL+r
c+2ras)/4より求めた。
方向に45°傾いた方向のr値を測定し、これをそれぞ
れrL+ rc+ r4sとし、F= (rL+r
c+2ras)/4より求めた。
つぎに複合成形性は一体型リアーフェンダーモデルを用
い一定形状が得られるしわ押え力の範囲で示した。
い一定形状が得られるしわ押え力の範囲で示した。
さらに、2次加工脆性の評価は絞り比2.2のカップ絞
りを行った後温度を変えてカップの口をテーバポンチに
て押し拡げ脆性破壊の有無を調べ脆性−延性遷移温度で
示した。さらに化成処理性は通常使われるデイツプ型の
ボンデ液を用い、りん酸塩結晶粒度とテープ剥離による
密着性を調べた。
りを行った後温度を変えてカップの口をテーバポンチに
て押し拡げ脆性破壊の有無を調べ脆性−延性遷移温度で
示した。さらに化成処理性は通常使われるデイツプ型の
ボンデ液を用い、りん酸塩結晶粒度とテープ剥離による
密着性を調べた。
結果は、O:良好、Δ:やや劣る、×:不良の記号で示
した。また、この後電着塗装を行ない、クロスカットを
入れた試験片で塩水噴霧試験を行ない゛1000時間後
の錆によるふくれ幅にて評価した。
した。また、この後電着塗装を行ない、クロスカットを
入れた試験片で塩水噴霧試験を行ない゛1000時間後
の錆によるふくれ幅にて評価した。
これらの結果を第3表に示す。第2表および第3表より
本発明にしたがったNo、 1〜7,9,13゜15.
20および21の鋼は、約15kgf/−の低い降伏強
度と50%以上の伸びと2.0以上のr値および1.9
以上のrJs値を有し、さらにモデル成形も50トン以
上の成形余裕塵を持ち、2次加工遷移部度も一50°C
以下と十分に低く、さらにまた化成処理性も良好でかつ
塗装後の耐食性もふくれ幅が0.5胴以下と極めて良好
である。
本発明にしたがったNo、 1〜7,9,13゜15.
20および21の鋼は、約15kgf/−の低い降伏強
度と50%以上の伸びと2.0以上のr値および1.9
以上のrJs値を有し、さらにモデル成形も50トン以
上の成形余裕塵を持ち、2次加工遷移部度も一50°C
以下と十分に低く、さらにまた化成処理性も良好でかつ
塗装後の耐食性もふくれ幅が0.5胴以下と極めて良好
である。
これに対して、C,Mnの高い陶、8の試料やSt。
pHlの高いNα10の試料では伸び、r値が低く、実
物成形ができない。SiIが足りないNo、 9の試料
では機械試験値は良好なものの実物成形ができない、C
aを添加していないNα9,11および12の試料では
塗装耐食性が悪い。またNQ、12の試料ではMが高く
伸びがやや低く実物成形ができない。
物成形ができない。SiIが足りないNo、 9の試料
では機械試験値は良好なものの実物成形ができない、C
aを添加していないNα9,11および12の試料では
塗装耐食性が悪い。またNQ、12の試料ではMが高く
伸びがやや低く実物成形ができない。
TiやBやNbやCaが過剰に入るとNα14や16や
17や18の試料に見られるように伸び、r値が低く実
物成形範囲も狭い。Bを添加していないNo。
17や18の試料に見られるように伸び、r値が低く実
物成形範囲も狭い。Bを添加していないNo。
19の試料では2次加工脆性遷移温度が一10°Cとい
うことで実際の使用で脆性破壊が生じる危険が大きい。
うことで実際の使用で脆性破壊が生じる危険が大きい。
最後にNbやTiの少ない鋼ではNo、22〜24の試
料に見られるように伸びは優れているもののr値が低く
実物成形ができない。またこの試料ではCaが添加され
ていないため塗装耐食性が悪い。
料に見られるように伸びは優れているもののr値が低く
実物成形ができない。またこの試料ではCaが添加され
ていないため塗装耐食性が悪い。
試料Nα25の鋼は本発明と異なりSiの替りにPを高
めたものであるが、伸び、r値が良好で実物成形性も良
くさらに塗装耐食性にも優れているが2次加工脆性にお
いて劣る。
めたものであるが、伸び、r値が良好で実物成形性も良
くさらに塗装耐食性にも優れているが2次加工脆性にお
いて劣る。
以上のように本発明鋼では伸び、r値に極めて優れ、な
おかつ実物成形性にも優れ、さらに2次加工脆性も問題
なく塗装耐食性にも優れていることが明らかである。
おかつ実物成形性にも優れ、さらに2次加工脆性も問題
なく塗装耐食性にも優れていることが明らかである。
(発明の効果)
消費者の要求の多様化とともにコンピュータ援用型設計
が広まり、材料の成形性向上に対する要求が際限無く高
まっている。その際、その他の利用特性、性能特性はも
ちろん兼ね備えていなければならない。一方、製鉄技術
では極低炭素溶製を中心とする加工性向上技術が飛躍的
に向上している。本発明はこのようなニーズに製鉄技術
の発展を背景として応えたもので、自動車一貫製造技術
に欠かせない新材料と言え、その産業上の意義は大きい
。さらに加工性は生産技術にとって必要欠くべからざる
ものであるから、自動車用途以外の用途にも発展が期待
される。
が広まり、材料の成形性向上に対する要求が際限無く高
まっている。その際、その他の利用特性、性能特性はも
ちろん兼ね備えていなければならない。一方、製鉄技術
では極低炭素溶製を中心とする加工性向上技術が飛躍的
に向上している。本発明はこのようなニーズに製鉄技術
の発展を背景として応えたもので、自動車一貫製造技術
に欠かせない新材料と言え、その産業上の意義は大きい
。さらに加工性は生産技術にとって必要欠くべからざる
ものであるから、自動車用途以外の用途にも発展が期待
される。
Claims (1)
- C:0.0030%以下、Si:0.03〜0.3%、
Mn:0.03〜0.15%、P;0.015%以下、
S:0.015%以下、酸可溶Al:0.005〜0.
05%、N:0.0025%以下、O:0.0040%
以下、B:0.0001〜0.0015%、Ca:0.
0005〜0.0030%を含み、かつMn/Sの値が
6以上で、さらにTi:0.005〜0.06%、およ
び/またはNb:0.003〜0.03%、残部鉄及び
不可避的不純物からなる加工性の極めて優れた冷延鋼板
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30727687A JPH01149943A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30727687A JPH01149943A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01149943A true JPH01149943A (ja) | 1989-06-13 |
Family
ID=17967177
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP30727687A Pending JPH01149943A (ja) | 1987-12-04 | 1987-12-04 | 加工性の極めて優れた冷延鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01149943A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03177538A (ja) * | 1989-12-07 | 1991-08-01 | Nippon Steel Corp | スポット溶接性に優れた極低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
WO1995014794A1 (en) * | 1993-11-22 | 1995-06-01 | Nippon Steel Corporation | Continuously cast slab of extremely low carbon steel and thin extremely low carbon steel sheet in which surface defect rarely occurs during steel sheet manufacturing step, and method of manufacturing the same slab and steel sheet |
EP0709469A1 (en) * | 1994-10-18 | 1996-05-01 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing molten aluminium-killed steel for thin steel sheet |
WO2010016430A1 (ja) | 2008-08-05 | 2010-02-11 | Jfeスチール株式会社 | 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1987
- 1987-12-04 JP JP30727687A patent/JPH01149943A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03177538A (ja) * | 1989-12-07 | 1991-08-01 | Nippon Steel Corp | スポット溶接性に優れた極低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
WO1995014794A1 (en) * | 1993-11-22 | 1995-06-01 | Nippon Steel Corporation | Continuously cast slab of extremely low carbon steel and thin extremely low carbon steel sheet in which surface defect rarely occurs during steel sheet manufacturing step, and method of manufacturing the same slab and steel sheet |
US5578143A (en) * | 1993-11-22 | 1996-11-26 | Nippon Steel Corporation | Continuously cast slab of extremely low carbon steel with less surface defects in steel sheet-producing step; extremely low carbon sheet steel; and process for producing the same |
EP0709469A1 (en) * | 1994-10-18 | 1996-05-01 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing molten aluminium-killed steel for thin steel sheet |
CN1042650C (zh) * | 1994-10-18 | 1999-03-24 | 川崎制铁株式会社 | 薄钢板用铝镇静钢的熔炼方法 |
WO2010016430A1 (ja) | 2008-08-05 | 2010-02-11 | Jfeスチール株式会社 | 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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