JPH02104637A - 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板 - Google Patents
深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板Info
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- JPH02104637A JPH02104637A JP63255769A JP25576988A JPH02104637A JP H02104637 A JPH02104637 A JP H02104637A JP 63255769 A JP63255769 A JP 63255769A JP 25576988 A JP25576988 A JP 25576988A JP H02104637 A JPH02104637 A JP H02104637A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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)
この発明は、引張り強度が35 kgf/mm2以下、
全伸びが50%以上の特性をそなえ、このため深絞り成
形性に特に優れ、曲げ加工性、張出し成形性も良好な軟
質熱延鋼板に関するものである。
全伸びが50%以上の特性をそなえ、このため深絞り成
形性に特に優れ、曲げ加工性、張出し成形性も良好な軟
質熱延鋼板に関するものである。
近年、自動車メーカーや家電製品メーカー等ではコスト
低減のために、冷延鋼板に替えて薄手の熱延鋼板を用い
る動向にある。しかし従来の熱延Hffは、冷延鋼板に
比べると深絞り成形性の点で劣るために、この分野への
熱延鋼板の使用が制限されているのが現状である。
低減のために、冷延鋼板に替えて薄手の熱延鋼板を用い
る動向にある。しかし従来の熱延Hffは、冷延鋼板に
比べると深絞り成形性の点で劣るために、この分野への
熱延鋼板の使用が制限されているのが現状である。
ところで鋼板の深絞り成形性は、材料の伸び特性と、r
値とに依存するが、従来の熱延鋼板が深絞り用途に適用
し難い原因の1つに、通常の方法で製造された熱延鋼板
は、r値の水準が1,0以下であり、冷延鋼板のように
r値≧1.5の特性を得ることが困難であることが挙げ
られる。
値とに依存するが、従来の熱延鋼板が深絞り用途に適用
し難い原因の1つに、通常の方法で製造された熱延鋼板
は、r値の水準が1,0以下であり、冷延鋼板のように
r値≧1.5の特性を得ることが困難であることが挙げ
られる。
(従来の技術)
このような熱延鋼板の深絞り性に関する欠点を改善する
ための手段を大別すると2つの方法がある。1つはr値
をできるだけ冷延鋼板に近づける方法、もう1つは伸び
特性を大幅に改善する方法である。
ための手段を大別すると2つの方法がある。1つはr値
をできるだけ冷延鋼板に近づける方法、もう1つは伸び
特性を大幅に改善する方法である。
前者に関するものとして、例えば特開昭55−9743
1号公報、特開昭60−77927号公報等には、従来
の化学成分の範晴の鋼を用いて、主に熱間仕上げ圧延時
の圧下条件を高圧下又は高歪速度圧下又は特定の低温温
度範囲での圧下等を施してr値を向上させようとする方
法が提案されている。
1号公報、特開昭60−77927号公報等には、従来
の化学成分の範晴の鋼を用いて、主に熱間仕上げ圧延時
の圧下条件を高圧下又は高歪速度圧下又は特定の低温温
度範囲での圧下等を施してr値を向上させようとする方
法が提案されている。
しかし、このような方法を行ったとしても、得られるr
値は高々1.0〜1.3の範囲であり、冷延鋼板の水準
まで達しないので深絞り成形性に関し満足できないのが
現状である。また、このような方法では、高いr値を得
ようとすればするほど熱間圧延条件を通常行われている
範囲よりも高圧下側及び高速圧延側へ大幅に変更する必
要があるので、現行の熱間圧延機において選択できる圧
延条件の範囲を超えてしまうという不都合を生じる。
値は高々1.0〜1.3の範囲であり、冷延鋼板の水準
まで達しないので深絞り成形性に関し満足できないのが
現状である。また、このような方法では、高いr値を得
ようとすればするほど熱間圧延条件を通常行われている
範囲よりも高圧下側及び高速圧延側へ大幅に変更する必
要があるので、現行の熱間圧延機において選択できる圧
延条件の範囲を超えてしまうという不都合を生じる。
一方、後者の深絞り成形性の改善手段である伸び特性の
向上に関する提案として、例えば特開昭62−1398
49号公報のように、通常の軟質熱延鋼板における化学
成分にBを添加すると共にB/N及びMn/Sのそれぞ
れの重量比を所定範囲に規制した熱延鋼板が挙げられる
ものの、この熱延鋼板の全伸びは48%以下のレベルに
留まっていて、最も良好な特性で比較しても高々冷延鋼
板と同等のレベルにしか達していないのが実情である。
向上に関する提案として、例えば特開昭62−1398
49号公報のように、通常の軟質熱延鋼板における化学
成分にBを添加すると共にB/N及びMn/Sのそれぞ
れの重量比を所定範囲に規制した熱延鋼板が挙げられる
ものの、この熱延鋼板の全伸びは48%以下のレベルに
留まっていて、最も良好な特性で比較しても高々冷延鋼
板と同等のレベルにしか達していないのが実情である。
(発明が解決しようとする課題)
この発明は軟質で伸び特性が極めて良好な熱延鋼板、具
体的には引張り強度が35 kgf/mm”以下であっ
て、全伸びが50%以上であるところの深絞り成形性が
極めて優れた軟質熱延鋼板を提案することを目的とする
。
体的には引張り強度が35 kgf/mm”以下であっ
て、全伸びが50%以上であるところの深絞り成形性が
極めて優れた軟質熱延鋼板を提案することを目的とする
。
ここで引張り強度はJIS5号引張り試験片を用いた時
の引張り強度であり、伸び特性は厚さ1.4mmのJI
S5号引張り試験片での全伸びの値であって、板厚が異
なる場合には、その全伸びを下記(1)式により補正し
たhげの値を用いるものとする。
の引張り強度であり、伸び特性は厚さ1.4mmのJI
S5号引張り試験片での全伸びの値であって、板厚が異
なる場合には、その全伸びを下記(1)式により補正し
たhげの値を用いるものとする。
1!” = (1,4/1)EE、 −−−
−(1)ただしtは引張り試験片板厚(mm) ElLは板厚りの引張り試験片での全伸び(%)(課題
を解決するための手段) 深絞り成形性は、冷延鋼板のように板厚が1.0mmよ
りも薄い鋼板の場合には、成形時の板厚減少が成形限界
を左右するので、伸び特性よりも特にr値に依存する割
合が高くなる。しかし熱延鋼板のように板厚が1 、0
mm以上であるような鋼板の場合には、板厚減少の影響
が緩和されるのでr値に依存する割合が減少し、伸び特
性に依存する割合が相対的に高くなることが知られてい
る。
−(1)ただしtは引張り試験片板厚(mm) ElLは板厚りの引張り試験片での全伸び(%)(課題
を解決するための手段) 深絞り成形性は、冷延鋼板のように板厚が1.0mmよ
りも薄い鋼板の場合には、成形時の板厚減少が成形限界
を左右するので、伸び特性よりも特にr値に依存する割
合が高くなる。しかし熱延鋼板のように板厚が1 、0
mm以上であるような鋼板の場合には、板厚減少の影響
が緩和されるのでr値に依存する割合が減少し、伸び特
性に依存する割合が相対的に高くなることが知られてい
る。
発明者らは、以上の観点から伸び特性の向上により熱延
鋼板の深絞り成形性を格段に向上せしめる手段の開発に
取り組み、鋭意研究の結果、r値は従来鋼と同等である
が、従来鋼よりもはるかに高い伸び特性を有する熱延鋼
板を見出し、この発明に至ったものである。
鋼板の深絞り成形性を格段に向上せしめる手段の開発に
取り組み、鋭意研究の結果、r値は従来鋼と同等である
が、従来鋼よりもはるかに高い伸び特性を有する熱延鋼
板を見出し、この発明に至ったものである。
すなわちこの発明による深絞り成形性に優れた軟質熱延
鋼板は C:0.10wt%(以下単に%で示す)以下、Mn
: 0.20%未満及び Cr : 0.10〜2.0% A f : 0.002〜0.100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第1発明)である。
鋼板は C:0.10wt%(以下単に%で示す)以下、Mn
: 0.20%未満及び Cr : 0.10〜2.0% A f : 0.002〜0.100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第1発明)である。
また、
c :0.10%以下、
Mn : 0.20%未満及び
Cr : 0.10〜2.0%
A A : 0.002〜0.100%を含み、かつ
Ti、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計
で0.005〜0.10% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第2
発明)である。
で0.005〜0.10% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第2
発明)である。
さらに、
C:0.10%以下、
1’In :0.20%未満及び
Cr : 0.10〜2.0%
Af:0.002〜0.100%
を含み、かつ
B : 0.0004〜0.0100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第3発明)である。
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第3発明)である。
またさらに、
Cj0.10%以下、
Mn : 0.20%未満及び
Cr : o、 10〜2.0%
^ffi : 0.002〜0.100%を含み、かつ
Ti、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計
で0.005〜0.10%と、 B : 0.0004〜0.0100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第4発明)である。
で0.005〜0.10%と、 B : 0.0004〜0.0100%を含有し、残部
はFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする深
絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板(第4発明)である。
(作 用)
以下この発明の軟質熱延鋼板を具体的に説明する。
この発明の軟質熱延鋼板は、C量がo、 io%以下の
低炭素アルミキルド鋼であって、Mn量を0.20%未
満の低い範囲に抑制した上でCr量を0.10〜2.0
%の範囲で含有させたものである。この発明の軟質熱延
鋼板の化学成分組成範囲は、その目標とする引張り強度
35 kgf/llm2以下、全伸び50%以上の特性
を確保するため、次の合金設計思想により定めたもので
ある。
低炭素アルミキルド鋼であって、Mn量を0.20%未
満の低い範囲に抑制した上でCr量を0.10〜2.0
%の範囲で含有させたものである。この発明の軟質熱延
鋼板の化学成分組成範囲は、その目標とする引張り強度
35 kgf/llm2以下、全伸び50%以上の特性
を確保するため、次の合金設計思想により定めたもので
ある。
すなわち、通常の熱間圧延条件の範囲内で圧延を行った
際に、できるだけ軟質な材質とするため、組織強化、固
溶強化、析出硬化等の強度上昇因子を徹底して排除せし
めること、及びミクロ組織としてフェライト結晶粒径が
20〜100 gvaの範囲の整粒組織を持つことの2
点を達成するために化学成分組成範囲を特定するもので
ある。以下に化学成分組成範囲の限定理由を述べる。
際に、できるだけ軟質な材質とするため、組織強化、固
溶強化、析出硬化等の強度上昇因子を徹底して排除せし
めること、及びミクロ組織としてフェライト結晶粒径が
20〜100 gvaの範囲の整粒組織を持つことの2
点を達成するために化学成分組成範囲を特定するもので
ある。以下に化学成分組成範囲の限定理由を述べる。
c:o、to%以下
C量は、軟質の熱延鋼板とするためには0.10%以下
にする必要がある。この理由はC量を0.10%を超え
て含有させる場合には、引張り強度が35kgf/++
n+”を超えるので、この発明の目標である全伸び50
%以上の特性を得ることができないためである。なお、
C1が低いほど軟質の鋼板となり、高伸び特性が得られ
やすくなるのでC量は好ましくは0.025%以下とす
ることが望ましいが、製鋼上の制約から、その下限は実
質的に0.0010%程度である。なお0.025〜0
.10%の範囲であっても後述するMn1l、 Cr量
を適切に選択したことによって、この発明の目標とする
引張り強度が得られる。
にする必要がある。この理由はC量を0.10%を超え
て含有させる場合には、引張り強度が35kgf/++
n+”を超えるので、この発明の目標である全伸び50
%以上の特性を得ることができないためである。なお、
C1が低いほど軟質の鋼板となり、高伸び特性が得られ
やすくなるのでC量は好ましくは0.025%以下とす
ることが望ましいが、製鋼上の制約から、その下限は実
質的に0.0010%程度である。なお0.025〜0
.10%の範囲であっても後述するMn1l、 Cr量
を適切に選択したことによって、この発明の目標とする
引張り強度が得られる。
Mn : 0.20%未満
Mn量は、高伸び特性を得る観点から0.20%未満の
低い範囲に抑制する必要がある。この理由は次の2つに
よる。1つはMnの固溶強化による引張り強度の上昇を
抑制するためであり、もう1つはMnの持つAr3点の
低下作用によってフェライト変態の開始が低温化するこ
とから生起するフェライト結晶粒の微細化を防止し、細
粒化による引張り強度の上昇を抑制するためである。M
n量を0.20%以上とした場合、上記Mnの作用を抑
制することができずに、この発明の目標とする引張り強
度35kgf/m1112以下、全伸び50%以上を得
ることができない。なおMn量が0.01%未満となる
とSを固定する作用が減少し、熱間ぜい性を生じるおそ
れがあるため0.01%程度含有させても良い。
低い範囲に抑制する必要がある。この理由は次の2つに
よる。1つはMnの固溶強化による引張り強度の上昇を
抑制するためであり、もう1つはMnの持つAr3点の
低下作用によってフェライト変態の開始が低温化するこ
とから生起するフェライト結晶粒の微細化を防止し、細
粒化による引張り強度の上昇を抑制するためである。M
n量を0.20%以上とした場合、上記Mnの作用を抑
制することができずに、この発明の目標とする引張り強
度35kgf/m1112以下、全伸び50%以上を得
ることができない。なおMn量が0.01%未満となる
とSを固定する作用が減少し、熱間ぜい性を生じるおそ
れがあるため0.01%程度含有させても良い。
Cr : 0.10〜2.0%
Criは固溶Cの悪影響を防止すること及びミクロ組織
を最適化することから0.10〜2.0%を含有させる
ことが必要である。Crlをこの範囲に調整する点がこ
の発明の重要な要件の1つである。この点に関し、発明
者らの研究によって得られた知見をもとにして以下詳述
する。
を最適化することから0.10〜2.0%を含有させる
ことが必要である。Crlをこの範囲に調整する点がこ
の発明の重要な要件の1つである。この点に関し、発明
者らの研究によって得られた知見をもとにして以下詳述
する。
軟質の熱延鋼板とするために採用される手段としては、
C,Mn等の強度上昇成分を可能な限り低減させる方法
、熱間仕上げ温度又は巻取り温度を高くしてフェライト
結晶粒径を大きくする方法が一般に良く知られている。
C,Mn等の強度上昇成分を可能な限り低減させる方法
、熱間仕上げ温度又は巻取り温度を高くしてフェライト
結晶粒径を大きくする方法が一般に良く知られている。
しかしながら発明者らは、これらの手段を進めたとして
も、固?g Cの残留又は粒界におけるフィルム状セメ
ンタイトの生成、及びフェライト結晶粒径の異常な粗大
化等のために得られる伸び特性の水準には限界が生じ、
このような方法のみではこの発明が目標とする50%以
上の高い伸び特性を得ることは決してできないことを知
見したのである。
も、固?g Cの残留又は粒界におけるフィルム状セメ
ンタイトの生成、及びフェライト結晶粒径の異常な粗大
化等のために得られる伸び特性の水準には限界が生じ、
このような方法のみではこの発明が目標とする50%以
上の高い伸び特性を得ることは決してできないことを知
見したのである。
さて従来の熱延鋼板において、C量を低減するにつれて
固溶Cが残留しやすくなる理由は、鋼中に固溶している
Cの過飽和度が低くなるので炭化物として析出するため
の駆動力が弱まるためであり、また結晶粒径の粗大化に
よって析出核が少なくなるためである。なお、特にCi
が0.02%の低い場合にセメンタイトの粒界析出を無
理に促進させると、フェライト結晶粒界にフィルム状の
セメンタイトが生成し、これもまた伸び特性が劣化する
ことになる。
固溶Cが残留しやすくなる理由は、鋼中に固溶している
Cの過飽和度が低くなるので炭化物として析出するため
の駆動力が弱まるためであり、また結晶粒径の粗大化に
よって析出核が少なくなるためである。なお、特にCi
が0.02%の低い場合にセメンタイトの粒界析出を無
理に促進させると、フェライト結晶粒界にフィルム状の
セメンタイトが生成し、これもまた伸び特性が劣化する
ことになる。
ところでこのような固溶Cの残留又はフィルム状セメン
タイトの生成を防止する手段として、Ti。
タイトの生成を防止する手段として、Ti。
Nb、 Zr等の炭化物形成成分を含有させる方法も知
られている。この方法は、特にc4が0.0050%以
下の極低炭素鋼に適用した場合にはかなり有効な結果が
得られるが、それでもまだ格段の伸び特性の向上を図る
までには至らないのである。その原因は、これら炭化物
形成成分の含有によって固溶Cの悪影響を十分になくす
るためには、上記炭化物形成成分とC量との比を原子量
%比で少なくとも10以上とする必要があるので、この
ような炭化物形成成分の含有を行った場合、含有成分自
体の強度上昇効果が生じて、結局固溶Cの低減による改
善効果が消失してしまう結果となるからである。
られている。この方法は、特にc4が0.0050%以
下の極低炭素鋼に適用した場合にはかなり有効な結果が
得られるが、それでもまだ格段の伸び特性の向上を図る
までには至らないのである。その原因は、これら炭化物
形成成分の含有によって固溶Cの悪影響を十分になくす
るためには、上記炭化物形成成分とC量との比を原子量
%比で少なくとも10以上とする必要があるので、この
ような炭化物形成成分の含有を行った場合、含有成分自
体の強度上昇効果が生じて、結局固溶Cの低減による改
善効果が消失してしまう結果となるからである。
発明者らは、Crの効果によって上記の不都合を有利に
改善し得ることを見いだした。
改善し得ることを見いだした。
まず第1に、Crの含有によって固溶Cの悪影響が消失
し、かつフィルム状セメンタイトの形成が阻止されるの
である。これらの詳細な機構は明らかではないが、次の
理由によるものと推定される。
し、かつフィルム状セメンタイトの形成が阻止されるの
である。これらの詳細な機構は明らかではないが、次の
理由によるものと推定される。
すなわちCrはTi、 Nbt Zrのような強力な炭
化物形成成分ではないが、FeやMnに比べると炭化物
形成傾向が強いので、固溶Cと共存する際、両者の原子
間に相互作用が働いてCr原子の周囲に固溶C原子が偏
在する状態を保つものと考えられる。さて、上記のよう
な状態をとる時、Cは固溶状態にあるにもかかわらず、
Cr原子周辺に局在しているので、一方においては炭化
物として析出したのと同様の状態、つまり素地の大部分
の位置では固溶C量が 。
化物形成成分ではないが、FeやMnに比べると炭化物
形成傾向が強いので、固溶Cと共存する際、両者の原子
間に相互作用が働いてCr原子の周囲に固溶C原子が偏
在する状態を保つものと考えられる。さて、上記のよう
な状態をとる時、Cは固溶状態にあるにもかかわらず、
Cr原子周辺に局在しているので、一方においては炭化
物として析出したのと同様の状態、つまり素地の大部分
の位置では固溶C量が 。
減じて固溶強化を伴わない状態にあり、また一方におい
ては炭化物が形成されない状態でもあるので、フィルム
状セメンタイトの形成が阻止される状態となるのである
。このようにCrの含有によりCの存在状態が機械的特
性上極めて有利に保たれるのである。なお、Cr自身の
固溶強化量は良く知られているようにMn等に比べると
非常に小さいので、その含有による強度上昇が少ない点
がより好都合な結果を生んでいるのである。
ては炭化物が形成されない状態でもあるので、フィルム
状セメンタイトの形成が阻止される状態となるのである
。このようにCrの含有によりCの存在状態が機械的特
性上極めて有利に保たれるのである。なお、Cr自身の
固溶強化量は良く知られているようにMn等に比べると
非常に小さいので、その含有による強度上昇が少ない点
がより好都合な結果を生んでいるのである。
C「含有の第2の効果は、良好な粒径のフェライト整粒
組繊が得易い点である。熱延鋼板の軟質化及び伸び特性
の向上を促進するためにはフェライト結晶粒径を、肌荒
れが生じない範囲で十分に成長させた整粒組織とする必
要がある。このような組織を得るためには熱延仕上げ温
度及び巻取り温度は高い方が望ましいが、この中で特に
従来鋼における問題は、最適な巻取り温度の幅が狭いと
いう点にあった。第1図は、従来鋼とこの発明の範囲に
なるCr含有鋼との巻取り温度とフェライト結晶粒径と
の関係の違いを模式的に示したものである。第1図から
明らかなように、従来鋼においては、ある巻取り温度以
上になると急激な異常粒成長現象を起こし、混粒組織、
さらには肌荒れ゛となる粗大粒組織を呈するようになる
。したがってこの危険を避けて整粒組織が得られる巻取
り温度岐囲とするためには、比較的低温の狭い領域にし
か選択できる範囲が存在せず、そのために得られるフェ
ライト結晶粒径も不十分なものとなっていた。
組繊が得易い点である。熱延鋼板の軟質化及び伸び特性
の向上を促進するためにはフェライト結晶粒径を、肌荒
れが生じない範囲で十分に成長させた整粒組織とする必
要がある。このような組織を得るためには熱延仕上げ温
度及び巻取り温度は高い方が望ましいが、この中で特に
従来鋼における問題は、最適な巻取り温度の幅が狭いと
いう点にあった。第1図は、従来鋼とこの発明の範囲に
なるCr含有鋼との巻取り温度とフェライト結晶粒径と
の関係の違いを模式的に示したものである。第1図から
明らかなように、従来鋼においては、ある巻取り温度以
上になると急激な異常粒成長現象を起こし、混粒組織、
さらには肌荒れ゛となる粗大粒組織を呈するようになる
。したがってこの危険を避けて整粒組織が得られる巻取
り温度岐囲とするためには、比較的低温の狭い領域にし
か選択できる範囲が存在せず、そのために得られるフェ
ライト結晶粒径も不十分なものとなっていた。
これに対し、Crを含有させたこの発明の鋼においては
、異常粒成長が抑制され、巻取り温度の上昇とともにな
だらかに粒成長が進むので最適な粒径の整粒組織を得易
いのである。
、異常粒成長が抑制され、巻取り温度の上昇とともにな
だらかに粒成長が進むので最適な粒径の整粒組織を得易
いのである。
以上の効果を発揮させるためには、Crは少なくとも0
.10%含有させることが必要であり、一方2.0%を
超えて含有させると、引張り強度が上昇し、この発明の
目標とする引張り強度35kgf / mm2以下を達
成し難(なるので上限は2.0%に定めた。
.10%含有させることが必要であり、一方2.0%を
超えて含有させると、引張り強度が上昇し、この発明の
目標とする引張り強度35kgf / mm2以下を達
成し難(なるので上限は2.0%に定めた。
AN : 0.002〜0.100%
ANは脱酸成分として鋼の清浄性を改善するとともに、
Nを固定し、伸び特性の歪時効劣化を防止するので本発
明に必要な成分である。
Nを固定し、伸び特性の歪時効劣化を防止するので本発
明に必要な成分である。
以上の効果を発揮させるためにはA2は少なくとも0.
002%以上含有させることが必要であり、一方0.1
00%を超えて含有させてもこの効果は飽和するばかり
か、逆にAfNが増加し、フェライト結晶粒の成長性を
阻害する。そのため適切な範囲としては0.002〜0
.100の範囲とする必要がある。
002%以上含有させることが必要であり、一方0.1
00%を超えて含有させてもこの効果は飽和するばかり
か、逆にAfNが増加し、フェライト結晶粒の成長性を
阻害する。そのため適切な範囲としては0.002〜0
.100の範囲とする必要がある。
この発明は、基本的にはcl、Mn量及びCr量の規制
によってその目的を達成し得るものであるが、他の化学
成分を次に述べるような範囲に調整することによって、
さらに深絞り成形性が改善される。
によってその目的を達成し得るものであるが、他の化学
成分を次に述べるような範囲に調整することによって、
さらに深絞り成形性が改善される。
i、 Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上を合計で
0.005〜0.10% 第2発明及び第4発明では、Ti、 Nb、 Zrのう
ちの1種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%
含有させる。Ti、 Nb、 Zrは炭化物を形成し、
固溶Cを減じるので適量の範囲で含有させれば深絞り成
形性が向上する。この効果を発揮させるためには、C量
°を0.020%以下とした上で、上記成分の1種以上
の合計量とC量との原子量%比カ月〜5の範囲とするの
が良い。しかしこの比が1に満たないと添加した元素の
効果が発揮されない。またこの比が5を超えて多くなる
と引張り強度が逆に上昇し伸び特性が劣化するので好ま
しくない。したがってTi、 Nb、 Zrのうちの1
種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%含有さ
せる。
0.005〜0.10% 第2発明及び第4発明では、Ti、 Nb、 Zrのう
ちの1種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%
含有させる。Ti、 Nb、 Zrは炭化物を形成し、
固溶Cを減じるので適量の範囲で含有させれば深絞り成
形性が向上する。この効果を発揮させるためには、C量
°を0.020%以下とした上で、上記成分の1種以上
の合計量とC量との原子量%比カ月〜5の範囲とするの
が良い。しかしこの比が1に満たないと添加した元素の
効果が発揮されない。またこの比が5を超えて多くなる
と引張り強度が逆に上昇し伸び特性が劣化するので好ま
しくない。したがってTi、 Nb、 Zrのうちの1
種又は2種以上を合計で0.005〜0.10%含有さ
せる。
B : 0.0004〜0.0100%第3発明及び第
4発明では、Bを0.0004〜0.0100%の範囲
で含有させる。BはNによる歪時効性を防止すること及
びBNとして析出した場合、過飽和な固溶Cの析出する
核として作用すること等の有益な作用を有し、適量の範
囲で含有させれば深絞り成形性が改善される。Biが0
.0004%に満たないとこの効果が発揮されない。一
方0.0100%を超えると伸び特性が劣化する憂いが
あり、その使用にあたっては0.0050%以下とする
のが望ましい。
4発明では、Bを0.0004〜0.0100%の範囲
で含有させる。BはNによる歪時効性を防止すること及
びBNとして析出した場合、過飽和な固溶Cの析出する
核として作用すること等の有益な作用を有し、適量の範
囲で含有させれば深絞り成形性が改善される。Biが0
.0004%に満たないとこの効果が発揮されない。一
方0.0100%を超えると伸び特性が劣化する憂いが
あり、その使用にあたっては0.0050%以下とする
のが望ましい。
Nは、Cと同様に固溶強化、歪時効劣化を起こすこと及
び八lNとしてフェライト結晶粒の成長性を阻害するこ
とから、できるだけ低くするのが望ましい。好ましくは
20ppm以下とするのが良い。
び八lNとしてフェライト結晶粒の成長性を阻害するこ
とから、できるだけ低くするのが望ましい。好ましくは
20ppm以下とするのが良い。
Pは、粒界に偏析し、2次加工ぜい性を生じ易くするこ
と及び固溶強化により素地の強度を上昇させることから
、できるだけ低くすることが望ましく、好ましくは0.
012%以下とするのが良い。
と及び固溶強化により素地の強度を上昇させることから
、できるだけ低くすることが望ましく、好ましくは0.
012%以下とするのが良い。
Sは、非金属介在物として伸び特性に悪影響を及ぼすこ
と及蒜熱間ぜい性や2次加工ぜい性を助長する作用を持
つことから望ましくはo、oio%以下の範囲とするの
が良い。
と及蒜熱間ぜい性や2次加工ぜい性を助長する作用を持
つことから望ましくはo、oio%以下の範囲とするの
が良い。
この発明による軟質熱延鋼°板は、上記したような化学
成分を有する鋼を常法に従って熱間圧延することによっ
て製造することができ、その製造条件において特に制限
されるものではない、最も一般的な仕上げ圧延条件は、
Ar3点以上の温度での仕上げ圧延であるが、この場合
には仕上げ圧延温度が高い方がより良好な機械的性質を
得ることができる。またこの発明の軟質熱延鋼板は、仕
上げ圧延温度が750°C−Ar3点の範囲の低い温度
であっても最終パスでの圧下率を20%以上に調整する
ことによって再結晶整粒フェライト組繊を得ることがで
き、高温仕上げの場合と同様の良好な機械的性質が得ら
れる。この理由は、Crの含有により、加工されたフェ
ライト結晶粒の再結晶が容易に進行し易くなっていて、
20%以上の最終バス圧下率で再結晶が生じるためであ
る。このようなAr3点以下の低い仕上げ圧延温度によ
っても良好な機械的性質が得られる点は、近年需要増加
の動向にある1、0〜2.0mm厚程度の薄手熱延鋼板
を製造するのに好適である。
成分を有する鋼を常法に従って熱間圧延することによっ
て製造することができ、その製造条件において特に制限
されるものではない、最も一般的な仕上げ圧延条件は、
Ar3点以上の温度での仕上げ圧延であるが、この場合
には仕上げ圧延温度が高い方がより良好な機械的性質を
得ることができる。またこの発明の軟質熱延鋼板は、仕
上げ圧延温度が750°C−Ar3点の範囲の低い温度
であっても最終パスでの圧下率を20%以上に調整する
ことによって再結晶整粒フェライト組繊を得ることがで
き、高温仕上げの場合と同様の良好な機械的性質が得ら
れる。この理由は、Crの含有により、加工されたフェ
ライト結晶粒の再結晶が容易に進行し易くなっていて、
20%以上の最終バス圧下率で再結晶が生じるためであ
る。このようなAr3点以下の低い仕上げ圧延温度によ
っても良好な機械的性質が得られる点は、近年需要増加
の動向にある1、0〜2.0mm厚程度の薄手熱延鋼板
を製造するのに好適である。
また巻取り温度は、熱延鋼板の軟質化と伸び特性を向上
せしめるためには550°C以上とするのが望ましい。
せしめるためには550°C以上とするのが望ましい。
巻取り温度の上限は機械的性質の観点から特に制約を受
けるものではないが、酸洗性の観点から750°C以下
の範囲とすることが望ましい。
けるものではないが、酸洗性の観点から750°C以下
の範囲とすることが望ましい。
(実施例)
次に実施例を挙げてこの発明を説明する。なお以下に述
べる実施例においてこの発明の熱延鋼板を製造する際の
圧延条件を記するが、この発明の熱延鋼板はこの圧延条
件に何ら制約を受けるものではない。
べる実施例においてこの発明の熱延鋼板を製造する際の
圧延条件を記するが、この発明の熱延鋼板はこの圧延条
件に何ら制約を受けるものではない。
表1に示す種々の化学成分になる鋼を表2に示す熱延条
件で厚さ1 、4ma+まで圧延し、熱延鋼帯とした。
件で厚さ1 、4ma+まで圧延し、熱延鋼帯とした。
これらの熱延鋼帯の引張り特性、伸び特性、限界絞り比
(L、D、R,)を表2に併記した。
(L、D、R,)を表2に併記した。
なお、引張り特性及び伸び特性は、厚さ1 、4mm0
熱延鋼板に1.0%のスキンパス圧延を施した後、圧延
方向と平行な方向から採取したJISS号引張り試験片
により測定したものであり、限界絞り比の測定は同じく
厚さ1.4a+mの熱延鋼板を酸洗により脱スケールし
た後採取した試験片について、第2図に示した円筒平底
絞りにて、表3に示した条件で測定 したものである。
熱延鋼板に1.0%のスキンパス圧延を施した後、圧延
方向と平行な方向から採取したJISS号引張り試験片
により測定したものであり、限界絞り比の測定は同じく
厚さ1.4a+mの熱延鋼板を酸洗により脱スケールし
た後採取した試験片について、第2図に示した円筒平底
絞りにて、表3に示した条件で測定 したものである。
表3
表2から明らかなように、発明鋼はいずれも引張り強度
が35kgf / ms”以下であって全伸びが50%
以上の優れた特性を示している。
が35kgf / ms”以下であって全伸びが50%
以上の優れた特性を示している。
これら発明鋼と従来鋼との違いを明確にするため第3図
に、表2に示す発明鋼と比較鋼における引張り強度と全
伸びとの関係及び引張り強度と限界絞り比(L、D、R
,)との関係を示すが、両者の間の特性上の違いは一目
瞭然である。
に、表2に示す発明鋼と比較鋼における引張り強度と全
伸びとの関係及び引張り強度と限界絞り比(L、D、R
,)との関係を示すが、両者の間の特性上の違いは一目
瞭然である。
(発明の効果)
請求項1の熱延鋼板は、従来の軟質熱延鋼板の化学成分
組成範囲からMnを削減し、適量のCrを含有させるこ
とによって、固溶Cの悪影響が消失し、かつフェライト
結晶粒を最適な整粒組織とすることができるので、従来
鋼よりも軟質でかつ伸び特性が格段に優れる。したがっ
て、かかる熱延鋼板は特に深絞り成形用に格段に優れる
。
組成範囲からMnを削減し、適量のCrを含有させるこ
とによって、固溶Cの悪影響が消失し、かつフェライト
結晶粒を最適な整粒組織とすることができるので、従来
鋼よりも軟質でかつ伸び特性が格段に優れる。したがっ
て、かかる熱延鋼板は特に深絞り成形用に格段に優れる
。
請求項2の熱延鋼板は、請求項1の成分に加えてTll
Nb+ Zrのうちの1種又は2種以上を含有するの
で、深絞り成形性がさらに向上する。
Nb+ Zrのうちの1種又は2種以上を含有するの
で、深絞り成形性がさらに向上する。
請求項3の熱延鋼板は、請求項1の成分に加えてBを含
有するので、深絞り成形性がさらに向上する。
有するので、深絞り成形性がさらに向上する。
請求項4の熱延綱板は、請求項1の成分に加えてTi、
Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上とBとを含有
するので深絞り成形性がさらに向上する。
Nb、 Zrのうちの1種又は2種以上とBとを含有
するので深絞り成形性がさらに向上する。
第1図は、発明鋼と従来鋼との巻取り温度に対するフェ
ライト結晶粒径の違いを示すグラフ、第2図は、限界絞
り比の測定に用いた円筒平底絞りの模式図、 第3図は、発明鋼と比較鋼における引張り強度と全伸び
との関係及び引張り強度と限界絞り比との関係を示すグ
ラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 曇り便り偶、度(°C)
ライト結晶粒径の違いを示すグラフ、第2図は、限界絞
り比の測定に用いた円筒平底絞りの模式図、 第3図は、発明鋼と比較鋼における引張り強度と全伸び
との関係及び引張り強度と限界絞り比との関係を示すグ
ラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 曇り便り偶、度(°C)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 2、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ Ti、Nb、Zrのうちの1種又は2種以上を合計で0
.005〜0.10wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 3、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ B:0.0004〜0.0100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。 4、C:0.10wt%以下、 Mn:0.20wt%未満及び Cr:0.10〜2.0wt% Al:0.002〜0.100wt% を含み、かつ Ti、Nb、Zrのうちの1種又は2種以上を合計で0
.005〜0.10wt%と、 B:0.0004〜0.0100wt% を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなること
を特徴とする深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板。
Priority Applications (5)
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JP63255769A JP2752657B2 (ja) | 1988-10-13 | 1988-10-13 | 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板 |
US07/505,887 US5074934A (en) | 1988-10-13 | 1990-04-05 | Flexible hot rolled steel sheets having improved deep drawability |
EP90106594A EP0450127A1 (en) | 1988-10-13 | 1990-04-06 | Flexible hot rolled steel sheets having improved deep drawability |
CA002014039A CA2014039C (en) | 1988-10-13 | 1990-04-06 | Flexible hot rolled steel sheets having improved deep drawability |
CN90102067A CN1035272C (zh) | 1988-10-13 | 1990-04-12 | 经改善深冲性能的可弯热轧薄钢板 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
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---|---|
JPH02104637A true JPH02104637A (ja) | 1990-04-17 |
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Family
ID=17283364
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---|---|
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CN (1) | CN1035272C (ja) |
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KR100685030B1 (ko) * | 2005-07-08 | 2007-02-20 | 주식회사 포스코 | 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 |
CN109680130B (zh) * | 2019-02-27 | 2020-09-25 | 河北工程大学 | 一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法 |
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JPS62139849A (ja) * | 1985-12-13 | 1987-06-23 | Kobe Steel Ltd | 加工性にすぐれた軟質熱延鋼板 |
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BE789026A (fr) * | 1971-09-29 | 1973-01-15 | Voest Ag | Acier destine a l'emaillage |
JPS609097B2 (ja) * | 1975-08-15 | 1985-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | すぐれた加工性と非時効性を有する極低降伏点鋼およびその製造方法 |
JPS5824488B2 (ja) * | 1979-03-30 | 1983-05-21 | 日本鋼管株式会社 | 延性の優れた軟質冷延鋼板の製造方法 |
JPS5669358A (en) * | 1979-10-18 | 1981-06-10 | Kobe Steel Ltd | Ultra low carbon cold rolled steel sheet with superior press formability |
JPS5884929A (ja) * | 1981-11-17 | 1983-05-21 | Nippon Steel Corp | 非時効性で塗装焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造法 |
-
1988
- 1988-10-13 JP JP63255769A patent/JP2752657B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1990
- 1990-04-05 US US07/505,887 patent/US5074934A/en not_active Expired - Fee Related
- 1990-04-06 EP EP90106594A patent/EP0450127A1/en not_active Withdrawn
- 1990-04-12 CN CN90102067A patent/CN1035272C/zh not_active Expired - Fee Related
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN1055564A (zh) | 1991-10-23 |
CN1035272C (zh) | 1997-06-25 |
EP0450127A1 (en) | 1991-10-09 |
US5074934A (en) | 1991-12-24 |
JP2752657B2 (ja) | 1998-05-18 |
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