JPH02175837A - 耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板 - Google Patents
耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板Info
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- JPH02175837A JPH02175837A JP29441688A JP29441688A JPH02175837A JP H02175837 A JPH02175837 A JP H02175837A JP 29441688 A JP29441688 A JP 29441688A JP 29441688 A JP29441688 A JP 29441688A JP H02175837 A JPH02175837 A JP H02175837A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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］
本発明は耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼
板に関し、さらに詳しくは、超深絞り用のランクフォー
ド値（ｒ）の改善、さら１．ｒ値および強度の関係の改
善が図れる耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延
鋼板に関するものである。
板に関し、さらに詳しくは、超深絞り用のランクフォー
ド値（ｒ）の改善、さら１．ｒ値および強度の関係の改
善が図れる耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延
鋼板に関するものである。
［従来技術］
自動車部品、特１．フェンダ−等の部品は深絞り性が要
求され、従来からランクフォード値（ｒ値）が２前後の
超深絞り用冷間圧延鋼板が使用されてきている。さらに
近年になって、使用に際して要求の多様化或いはファツ
ション性の追及に伴って、高度なプレス成形性が要求さ
れる部品が増加してきている。
求され、従来からランクフォード値（ｒ値）が２前後の
超深絞り用冷間圧延鋼板が使用されてきている。さらに
近年になって、使用に際して要求の多様化或いはファツ
ション性の追及に伴って、高度なプレス成形性が要求さ
れる部品が増加してきている。
また、燃費改善を目的として自動車車体の軽量化が要求
され、この要求に応じるための強度の高い鋼板の要求が
益々強くなっている。
され、この要求に応じるための強度の高い鋼板の要求が
益々強くなっている。
そして、従来において、この種の超深絞り用冷間圧延鋼
板としては、極低炭素鋼にＣおよびＮを充分に固着する
のに必要な量の′１゛ｉ或いはＮｂを含有しているＩＦ
鋼（［ｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ ５ｔｅｅｌ
）かよく知られている。
板としては、極低炭素鋼にＣおよびＮを充分に固着する
のに必要な量の′１゛ｉ或いはＮｂを含有しているＩＦ
鋼（［ｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ Ｆｒｅｅ ５ｔｅｅｌ
）かよく知られている。
しかしながら、Ｔｉキルト鋼においては、Ｃとの結合力
が極めて強いため、粒界が非常に清浄となり、深絞り成
形後、粒界破壊による２次加工割れか発生し易くなるこ
と、燐酸塩処理性が悪いこと、また、溶融亜鉛めっき材
についてはパウダリングが発生し易いこと等の欠点が指
摘されるようになってきている。
が極めて強いため、粒界が非常に清浄となり、深絞り成
形後、粒界破壊による２次加工割れか発生し易くなるこ
と、燐酸塩処理性が悪いこと、また、溶融亜鉛めっき材
についてはパウダリングが発生し易いこと等の欠点が指
摘されるようになってきている。
さら１．もう一つのＮｂキルド鋼においても、Ｃ，Ｎｂ
含有量と熱間圧延条件とｒ値との間に複雑な関係があり
、製品の安定性に問題があること、７００℃以上の高温
巻取りを必要とすること、酸洗性の低下を招いたり、ま
た、高温において保持し難いコイルトップ部やボトム部
でのｒ値の低下を生じること、さら１．再結晶温度が高
く、高温焼鈍を必要とすること等の種々の問題が指摘さ
れている。
含有量と熱間圧延条件とｒ値との間に複雑な関係があり
、製品の安定性に問題があること、７００℃以上の高温
巻取りを必要とすること、酸洗性の低下を招いたり、ま
た、高温において保持し難いコイルトップ部やボトム部
でのｒ値の低下を生じること、さら１．再結晶温度が高
く、高温焼鈍を必要とすること等の種々の問題が指摘さ
れている。
このようなＩＦ綱１．粒界の清浄化の他にＰ等の粒界の
に偏析し易い元素を含有させた場合、粒界を脆弱化させ
るが、Ｐは鋼の高張力化には重要な元素であるから、Ｐ
含有による粒界脆性は極めて重要な問題であり、また、
Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素は粒内を強化するけれども
、相対的に粒界を脆弱化させるということになる。
に偏析し易い元素を含有させた場合、粒界を脆弱化させ
るが、Ｐは鋼の高張力化には重要な元素であるから、Ｐ
含有による粒界脆性は極めて重要な問題であり、また、
Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素は粒内を強化するけれども
、相対的に粒界を脆弱化させるということになる。
この脆弱化を解決するため１．Ｎｂ、Ｔｉを同時に含有
させて、析出物を制御して固溶Ｃを粒界に残存させるこ
とにより粒界を強化する発明（特公昭６１−０３２３７
５号公報）およびＢを含有させる発明（特開昭５９−１
９３２２１号公報）が提案させている。
させて、析出物を制御して固溶Ｃを粒界に残存させるこ
とにより粒界を強化する発明（特公昭６１−０３２３７
５号公報）およびＢを含有させる発明（特開昭５９−１
９３２２１号公報）が提案させている。
しかしながら、これら何れの発明においても粒界の形状
を変化させて、脆弱化が発生して耐たて割れ性を向上さ
せることは困難であった。
を変化させて、脆弱化が発生して耐たて割れ性を向上さ
せることは困難であった。
［発明が解決しようとする課題］
本発明は上記に説明した従来から使用されてきている超
深絞り用冷間圧延鋼板としてのＩＦ鋼の特色を保持しな
がら、かつ、このＩＦｊ１４の種々の問題点を解決する
ため１．本発明者が鋭意研究を行ない、検討を重ねた結
果、粒界の脆弱化が関係するたて割れの現象は結晶粒度
の形状に大きく依存すること、また、従来のＴｉ含有鋼
はＮｂ含有鋼に比べて結晶粒径は大きく、粒界はストレ
ートな直線で囲まれた多角形をしており、そのため加工
を行なった場合に粒界がストレートな直線状では隣合う
粒が粒界をはさんで、互いに逆の変形か加わった時は粒
界の滑りによって結合力を弱めてしまうこと、Ｎｂ含有
鋼の場合は、複雑なのこぎり状をしているが粒が細かい
ために一粒あたりののこぎり状の粒界面積が少なくなり
、そのため加工および変形を行なった時、最も強い結晶
粒度を付与する粒は２０〜３０μｍ程度の粒径を有こと
、かつ、粒界は複雑なのこぎり状を有するものが望まし
いこと等の種々の知見を得、超深絞り用の耐たて割れ性
に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板を開発したのである
。
深絞り用冷間圧延鋼板としてのＩＦ鋼の特色を保持しな
がら、かつ、このＩＦｊ１４の種々の問題点を解決する
ため１．本発明者が鋭意研究を行ない、検討を重ねた結
果、粒界の脆弱化が関係するたて割れの現象は結晶粒度
の形状に大きく依存すること、また、従来のＴｉ含有鋼
はＮｂ含有鋼に比べて結晶粒径は大きく、粒界はストレ
ートな直線で囲まれた多角形をしており、そのため加工
を行なった場合に粒界がストレートな直線状では隣合う
粒が粒界をはさんで、互いに逆の変形か加わった時は粒
界の滑りによって結合力を弱めてしまうこと、Ｎｂ含有
鋼の場合は、複雑なのこぎり状をしているが粒が細かい
ために一粒あたりののこぎり状の粒界面積が少なくなり
、そのため加工および変形を行なった時、最も強い結晶
粒度を付与する粒は２０〜３０μｍ程度の粒径を有こと
、かつ、粒界は複雑なのこぎり状を有するものが望まし
いこと等の種々の知見を得、超深絞り用の耐たて割れ性
に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板を開発したのである
。
し課題を解決するための手段］
本発明に係る耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧
延鋼板は、従来のＴｉ、Ｎｂ同時含有綱のＴｉ、Ｎｂの
含有量より格段に含有ｍを多くして、綱の粒界組織を改
善したものであり、さら１．Ｂ１Ｓｉを含有させて同様
の効果を得たものであり、その特徴とするところは、 （１） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｗｔ％以下、５ｏｌＡｌ ０．００５〜０．０８０
ｗｔ％、Ｎｂ≧０．２０ｗｔ％ を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ゛歯状の形状であることを特徴
とする耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板
。
延鋼板は、従来のＴｉ、Ｎｂ同時含有綱のＴｉ、Ｎｂの
含有量より格段に含有ｍを多くして、綱の粒界組織を改
善したものであり、さら１．Ｂ１Ｓｉを含有させて同様
の効果を得たものであり、その特徴とするところは、 （１） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｗｔ％以下、５ｏｌＡｌ ０．００５〜０．０８０
ｗｔ％、Ｎｂ≧０．２０ｗｔ％ を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ゛歯状の形状であることを特徴
とする耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板
。
但し、
Ｔｉ＝Ｔｉ−ＮＸ４８／１４−（Ｓ−Ｍｎｘ３２１５５
）×４８／３２を第１の発明とし、 （２） Ｃ０，０１１１％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％１、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．
００５ｗｔ％以下、ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０
ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５ｗｔ％を含有
し、かつ、Ｔ１とＣとの割合を ｌ≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合をｌ≦Ｎｂ／Ｃ
≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
）×４８／３２を第１の発明とし、 （２） Ｃ０，０１１１％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％１、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．
００５ｗｔ％以下、ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０
ｗｔ％、Ｂ ０．０００５〜０．００５ｗｔ％を含有
し、かつ、Ｔ１とＣとの割合を ｌ≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合をｌ≦Ｎｂ／Ｃ
≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
但し、
Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎｘ４８／１４−（Ｓ −Ｍｎｘ３２１５
５）×４８／３２を第２の発明とし、 （３） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｔｗｔ％以下、Ｓ ｉ ０．１〜０．５ｗｔ％、 ５ｏｌＡ ｌ ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、を含有
し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １ ≦Ｔｉ／Ｃ≦３ （原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合を１ ≦Ｎｂ／
Ｃ≦ ３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
５）×４８／３２を第２の発明とし、 （３） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｔｗｔ％以下、Ｓ ｉ ０．１〜０．５ｗｔ％、 ５ｏｌＡ ｌ ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、を含有
し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １ ≦Ｔｉ／Ｃ≦３ （原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合を１ ≦Ｎｂ／
Ｃ≦ ３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
但し、
Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎ ｘ４８／１４−（Ｓ−Ｍｎｘ３２１５
５）×４８／３２を第３の発明とし、 （４） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｗｔ％以下、Ｓ Ｌ ０．１〜０．５ｗｔ％、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、８０．００
０５〜０．００５ｗｔ％、 を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を ｌ≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合を１≦Ｎｂ／Ｃ
≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる廟で
あり、また、粒界かのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
５）×４８／３２を第３の発明とし、 （４） Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．０５〜１
．５ｗｔ％、Ｐ ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ ０．０
０５ｗｔ％以下、Ｓ Ｌ ０．１〜０．５ｗｔ％、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、８０．００
０５〜０．００５ｗｔ％、 を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を ｌ≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さら１．ＮｂとＣとの割合を１≦Ｎｂ／Ｃ
≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる廟で
あり、また、粒界かのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。
但し、
Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎｘ４８／１４−（Ｓ−Ｍｎｘ３２１５５
）×４８／３２を第４の発明とする４つの発明よりなる
ものである。
）×４８／３２を第４の発明とする４つの発明よりなる
ものである。
本発明に係る耐たて割れ性に浸れた高ｒ値高張力冷間圧
延鋼板について、以下詳細に説明する。
延鋼板について、以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力
冷間圧延鋼板の含有成分および含有割合について説明す
る。
冷間圧延鋼板の含有成分および含有割合について説明す
る。
Ｃは固溶Ｃが再結晶時に多量に残存した時、ｒ値を低下
させ、また、含有量に応じてこの固溶Ｃを固定するＮｂ
含有量、Ｔｉ含有量が増加し、そのためできるだけＣ含
有量は低いことが必要であるが、製造上の限界からＣ含
有量は０．０１ｗｔ％以下とする。そして、Ｃ含有量の
下限は少なければ少ない程良いのであるが、現在の技術
からはＣ含有量は０．００１ｗｔ％を下限値とする。よ
って、Ｃ含有量は０．０１ｗｔ％以下とする。
させ、また、含有量に応じてこの固溶Ｃを固定するＮｂ
含有量、Ｔｉ含有量が増加し、そのためできるだけＣ含
有量は低いことが必要であるが、製造上の限界からＣ含
有量は０．０１ｗｔ％以下とする。そして、Ｃ含有量の
下限は少なければ少ない程良いのであるが、現在の技術
からはＣ含有量は０．００１ｗｔ％を下限値とする。よ
って、Ｃ含有量は０．０１ｗｔ％以下とする。
Ｍｎは固溶強化元素であって、含有量が０．０５ｗｔ％
未満では熱間脆性を引き起こし、また、１ 、５ｗｔ％
を越えて多量に含有されるとｒ値を下げる。
未満では熱間脆性を引き起こし、また、１ 、５ｗｔ％
を越えて多量に含有されるとｒ値を下げる。
よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．５ｗｔ％とする。
Ｐは固溶強化元素として重要な元素であり、固溶強化性
能はＳｉ、Ｍｎに比べて高く、０．０ｈｗｔ％未満では
このような効果は少なく、また、０．１ｗｔ％を越えて
多量に含有されると粒界に偏析して粒界を脆弱化する。
能はＳｉ、Ｍｎに比べて高く、０．０ｈｗｔ％未満では
このような効果は少なく、また、０．１ｗｔ％を越えて
多量に含有されると粒界に偏析して粒界を脆弱化する。
よって、Ｐ含有量は０．Ｏ１〜０．１ｗｔ％とする。
Ｓはｒ値には同等影響を及ぼさないが、Ｓ含有量が増加
するとＭｎＳ系の伸長した介在物が増加し、伸びフラン
ジ性に代表される局部延性を劣化させるようになるので
、Ｓ含有量は０．００５ｗｔ％以下に制限する必要があ
る。
するとＭｎＳ系の伸長した介在物が増加し、伸びフラン
ジ性に代表される局部延性を劣化させるようになるので
、Ｓ含有量は０．００５ｗｔ％以下に制限する必要があ
る。
５ｏｌＡｌは脱酸に必要な元素であり、含有量が０．０
０５ｗｔ％未満では充分に脱酸することができず、また
、０．０８０ｗｔ％を越えて含有されると脱酸効果が飽
和してしまうばかりでなく、アルミナ系介在物が発生し
て成形性を劣化させる。よって、５ｏｌＡｌ含育量は０
．Ｏ［１５〜０．０８０ｗｔ％とする。
０５ｗｔ％未満では充分に脱酸することができず、また
、０．０８０ｗｔ％を越えて含有されると脱酸効果が飽
和してしまうばかりでなく、アルミナ系介在物が発生し
て成形性を劣化させる。よって、５ｏｌＡｌ含育量は０
．Ｏ［１５〜０．０８０ｗｔ％とする。
Ｂは粒界偏析を防止する元素であり、特１．ｌ結晶粒あ
たりの粒界面積が通常より大きい場合には有効な元素で
、含有量が０．０００５ｗｔ％未満ではこのような効果
は少なく、また、０．００５ｗｊ％を越えて含有される
とこの効果は飽和してしまう。よって、Ｂ含有量はｏ、
ｏｏｏｓ〜０゜００５ｗｔ％とする。
たりの粒界面積が通常より大きい場合には有効な元素で
、含有量が０．０００５ｗｔ％未満ではこのような効果
は少なく、また、０．００５ｗｊ％を越えて含有される
とこの効果は飽和してしまう。よって、Ｂ含有量はｏ、
ｏｏｏｓ〜０゜００５ｗｔ％とする。
Ｓｉは強度増加に有効で、かつ、伸びの劣化を少なくす
る元素であり、優れた強度−伸びの関係を付与するのに
最適な成分であり、さら１．Ｃ１Ｎを完全に固定した状
態ではＳｉ含有によるｒ値の劣化も少なく、含有量が０
．１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、また、Ｑ
、５ｗｔ％を越えて含有されると表面性状や化成処理性
が劣化する。よって、ＳＩ含有量は０．１〜０．５ｗｔ
％とする。
る元素であり、優れた強度−伸びの関係を付与するのに
最適な成分であり、さら１．Ｃ１Ｎを完全に固定した状
態ではＳｉ含有によるｒ値の劣化も少なく、含有量が０
．１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、また、Ｑ
、５ｗｔ％を越えて含有されると表面性状や化成処理性
が劣化する。よって、ＳＩ含有量は０．１〜０．５ｗｔ
％とする。
Ｔ１は固溶Ｎおよび固溶Ｃを固着する元素であり、鋼中
の固溶Ｎおよび固溶Ｃを固着してｒ値を向上させるもの
であり、Ｔｉ含有量は原子量比でＴｉ／Ｃが１以上にお
いてこのような効果があり、また、この原子量比が３以
下ではｒ値は飽和してしまう。なお、Ｔ ｉ−Ｔ ｉ
−Ｎ ｘ ４８／１４− （Ｓ−Ｍｎｘ３２１５５）×
４８／３２である。よって、Ｔｉは原子量比で１≦Ｔｉ
／Ｃ≦３の範囲とする。
の固溶Ｎおよび固溶Ｃを固着してｒ値を向上させるもの
であり、Ｔｉ含有量は原子量比でＴｉ／Ｃが１以上にお
いてこのような効果があり、また、この原子量比が３以
下ではｒ値は飽和してしまう。なお、Ｔ ｉ−Ｔ ｉ
−Ｎ ｘ ４８／１４− （Ｓ−Ｍｎｘ３２１５５）×
４８／３２である。よって、Ｔｉは原子量比で１≦Ｔｉ
／Ｃ≦３の範囲とする。
ＮｂはＴｉと同様に固溶Ｎおよび固溶Ｃを固着させるが
、主に微細なＮｂＣによる結晶粒界のはりだしを抑制し
て結晶粒の形態を複雑なのこぎり状のものにする効果が
あり、Ｂ、Ｓｉが含有されない場合には、Ｎｂ含有量は
≧０．２０ｗｔ％とする。
、主に微細なＮｂＣによる結晶粒界のはりだしを抑制し
て結晶粒の形態を複雑なのこぎり状のものにする効果が
あり、Ｂ、Ｓｉが含有されない場合には、Ｎｂ含有量は
≧０．２０ｗｔ％とする。
また、Ｂ、Ｓｉが含有される場合にはＴｉと同様に原子
量比で１≦Ｎｂ／Ｃ≦３の範囲とする。
量比で１≦Ｎｂ／Ｃ≦３の範囲とする。
次１．本発明に係る耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力
冷間圧延鋼板の製造法について、以下簡単に説明する。
冷間圧延鋼板の製造法について、以下簡単に説明する。
即ち、本発明に係る耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力
冷間圧延鋼板は、上記に説明したような含有成分および
含有割合の鋼を通常の方法により溶製後鋳造してから、
Ａｒ、点直下の温度において熱間圧延を行ない、普通の
巻取り処理を行なった後、６０〜９０％の冷間圧延を行
ない、その後、再結晶焼鈍を行なう。この再結晶焼鈍処
理は７００〜８００°Ｃの温度において約１分の焼鈍を
行なう連続焼鈍処理（ＣＡＬ処理）か、または、７００
〜８００℃の温度において数時間の焼鈍を行なう箱焼鈍
処理を行なうのがよい。
冷間圧延鋼板は、上記に説明したような含有成分および
含有割合の鋼を通常の方法により溶製後鋳造してから、
Ａｒ、点直下の温度において熱間圧延を行ない、普通の
巻取り処理を行なった後、６０〜９０％の冷間圧延を行
ない、その後、再結晶焼鈍を行なう。この再結晶焼鈍処
理は７００〜８００°Ｃの温度において約１分の焼鈍を
行なう連続焼鈍処理（ＣＡＬ処理）か、または、７００
〜８００℃の温度において数時間の焼鈍を行なう箱焼鈍
処理を行なうのがよい。
また、この焼鈍処理後溶融亜鉛めっき処理を行なっても
良い。
良い。
［実 施 例コ
本発明に係る耐たて割れ性に浸れた高ｒ値高張力冷間圧
延鋼板の実施例を説明する。
延鋼板の実施例を説明する。
実施例
第１表に示す含有成分および含有割合の鋼を溶製した後
、これを９００°Ｃの仕上げ温度において、３．２ｔま
で熱間圧延を行ない、７５０℃×！時間のＦ、Ｃで巻取
り、その後、酸洗を行ない、合計圧下率７５％の冷間圧
延を行なう。
、これを９００°Ｃの仕上げ温度において、３．２ｔま
で熱間圧延を行ない、７５０℃×！時間のＦ、Ｃで巻取
り、その後、酸洗を行ない、合計圧下率７５％の冷間圧
延を行なう。
その後、
（Ａ）連続焼鈍処理を想定した８５０℃×１．５分のソ
ルトバス処理を行なう。
ルトバス処理を行なう。
（ＢＸＡ）の処理後、８℃／ｓｅｃで冷却して４５０°
Ｃの温度で溶融亜鉛浴に浸漬して亜鉛を付着させ、さら
１．６００℃Ｘ ８ ｓｅｃの均熱によって合金化処理
を行なって溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
Ｃの温度で溶融亜鉛浴に浸漬して亜鉛を付着させ、さら
１．６００℃Ｘ ８ ｓｅｃの均熱によって合金化処理
を行なって溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
次いで、この鋼板からブランク１４５φ、絞り比α ；
２０で試験用カップを作成して、カップたて割れ試験を
行なった。
２０で試験用カップを作成して、カップたて割れ試験を
行なった。
第２表にｒ値、Ｔ 、 Ｓ （ｋｇｆ／ｍｍりおよびた
て割れ遷移温度を示す。
て割れ遷移温度を示す。
この第２表より本発明に係る耐たて割れ性に侵れた高ｒ
値高張力冷間圧延鋼板は、たて割れ性に浸れていること
がわかる。
値高張力冷間圧延鋼板は、たて割れ性に浸れていること
がわかる。
（Ｂ）溶融亜鉛めっき処理
第
表
第１図（ａＸｂ）は上記実施例において（Ａ）の連続焼
鈍処理（ＣＡＬ処理）を行なった場合のＮｂ含有量と遷
移温度の関係を示すが、第１図（ａ）はＴｉ／Ｃ＝１．
５、（Ｔ 、 Ｓ ＝ ４０ ｋｇｒ／ｍｍりで、第１
図（ｂ）はＣ１ｒｃｌｅ Ｔｉ／Ｃ＝ １．５、Ｔ ｒ
ｉａｎｇｌｅ Ｔ ｉ＝ ０１（Ｔ、Ｓ＝４５ｋｇｆ／
鴫りである。
鈍処理（ＣＡＬ処理）を行なった場合のＮｂ含有量と遷
移温度の関係を示すが、第１図（ａ）はＴｉ／Ｃ＝１．
５、（Ｔ 、 Ｓ ＝ ４０ ｋｇｒ／ｍｍりで、第１
図（ｂ）はＣ１ｒｃｌｅ Ｔｉ／Ｃ＝ １．５、Ｔ ｒ
ｉａｎｇｌｅ Ｔ ｉ＝ ０１（Ｔ、Ｓ＝４５ｋｇｆ／
鴫りである。
まｉ二、第１図（ｃ） （ｄ）は上記実施例において（
Ｂ）の（Ａ）の処理後溶融亜鉛めっき処理を行なった場
合のＮｂ含有量と遷移温度との関係を示すが、第１図（
ｃ）はＴｉ／Ｃ＝１．５、（Ｔ 、 Ｓ ＝ ４０ ｋ
ｇｆ／ｍｍりで、第１図（ｄ）はＣ１ｒｃｌｅ Ｔｉ／
Ｃ＝１．５、Ｔｒｉａｎｇｌｅ Ｔ ｉ＝ ０１（Ｔ
、 Ｓ ＝ ４５ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ″）である。
Ｂ）の（Ａ）の処理後溶融亜鉛めっき処理を行なった場
合のＮｂ含有量と遷移温度との関係を示すが、第１図（
ｃ）はＴｉ／Ｃ＝１．５、（Ｔ 、 Ｓ ＝ ４０ ｋ
ｇｆ／ｍｍりで、第１図（ｄ）はＣ１ｒｃｌｅ Ｔｉ／
Ｃ＝１．５、Ｔｒｉａｎｇｌｅ Ｔ ｉ＝ ０１（Ｔ
、 Ｓ ＝ ４５ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ″）である。
この第１図（ａＸｂ）の（Ａ）処理の場合も、第１図（
ｃＸｄ）の（Ｂ）処理の場合ら、本発明に係る耐たて割
れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板におけるＮ１１
含有亀の範囲においては、遷移温度が極めて低くなって
いることがわかる。
ｃＸｄ）の（Ｂ）処理の場合ら、本発明に係る耐たて割
れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板におけるＮ１１
含有亀の範囲においては、遷移温度が極めて低くなって
いることがわかる。
第２図（ａ）は第１表の比較鋼ｌのＴ１、Ｎｂ含有鋼で
あり、Ｔｉ、Ｎｂが少ない場合の顕微鏡写真であり、。
あり、Ｔｉ、Ｎｂが少ない場合の顕微鏡写真であり、。
第２図（ｂ）は第１表の本発明に係る耐たて割れ性に浸
れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板のＴｉ、Ｎｂ含有鋼の２
の場合の顕微鏡写真であり、第２図（ｃ）は第１表の比
較鋼２１のＴｉ含有なしのＮｂ含有鋼の顕微鏡写真であ
る。
れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板のＴｉ、Ｎｂ含有鋼の２
の場合の顕微鏡写真であり、第２図（ｃ）は第１表の比
較鋼２１のＴｉ含有なしのＮｂ含有鋼の顕微鏡写真であ
る。
し発明の効果］
以上説明したよう１．本発明に係る耐たて割れ性に優れ
た高ｒ値高張力冷間圧延鋼板は上記の構成であるから、
高ｒ値であって、かつ、耐たて割れ性に優れた高張力鋼
板である。
た高ｒ値高張力冷間圧延鋼板は上記の構成であるから、
高ｒ値であって、かつ、耐たて割れ性に優れた高張力鋼
板である。
第１図（ａ） （ｂ）は連続焼鈍処理（ＣＡＬＩＩ！Ｉ
Ｌ理）を行なった場合のＮｂ含有量と遷移温度との関係
を示す図、第１図（ｃＸｄ）は連続焼鈍処理後に溶融亜
鉛めっきを行なった場合のＮｂ含有量と遷移温度との関
係を示す図、第２図（ａＸｂＸｃ）は第１表のＴｉ含有
の比較１１ｊ１．！：Ｔｉ、Ｎｂが含有している本発明
に係る耐高ｒ値高張力冷間圧延鋼板２とＮｂを含有して
いる比較鋼２１の顕微鏡写真である。 Ｊ 移 温度（６ｃ）
Ｌ理）を行なった場合のＮｂ含有量と遷移温度との関係
を示す図、第１図（ｃＸｄ）は連続焼鈍処理後に溶融亜
鉛めっきを行なった場合のＮｂ含有量と遷移温度との関
係を示す図、第２図（ａＸｂＸｃ）は第１表のＴｉ含有
の比較１１ｊ１．！：Ｔｉ、Ｎｂが含有している本発明
に係る耐高ｒ値高張力冷間圧延鋼板２とＮｂを含有して
いる比較鋼２１の顕微鏡写真である。 Ｊ 移 温度（６ｃ）
Claims (4)
- （１）Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５ｗ
ｔ％、 Ｐ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ０．００５ｗｔ％以下、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、 Ｎｂ≧０．２０ｗｔ％ を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。 但し、 Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎ×４８／１４−（Ｓ−Ｍｎ×３２／５５
）×４８／３２ - （２）Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５ｗ
ｔ％、 Ｐ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ０．００５ｗｔ％以下、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、 Ｂ０．０００５〜０．００５１％ を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さらに、ＮｂとＣとの割合を １≦Ｎｂ／Ｃ≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。 但し、 Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎ×４８／１４−（Ｓ−Ｍｎ×３２／５５
）×４８／３２ - （３）Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５ｗ
ｔ％、 Ｐ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ０．００５ｗｔ％以下、
Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、 を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さらに、ＮｂとＣとの割合を １≦Ｎｂ／Ｃ≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。 但し、 Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎ×４８／１４−（Ｓ−Ｍｎ×３２／５５
）×４８／３２ - （４）Ｃ０．０１ｗｔ％以下、Ｍｎ０．０５〜１．５ｗ
ｔ％、 Ｐ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｓ０．００５ｗｔ％以下、 Ｓｉ０．１〜０．５ｗｔ％、 ｓｏｌＡｌ０．００５〜０．０８０ｗｔ％、 Ｂ０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 を含有し、かつ、ＴｉとＣとの割合を １≦Ｔｉ／Ｃ≦３（原子当量比） の範囲とし、さらに、ＮｂとＣとの割合を １≦Ｎｂ／Ｃ≦３ の範囲とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で
あり、また、粒界がのこ歯状の形状であることを特徴と
する耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板。 但し、 Ｔｉ＝Ｔｉ−Ｎ×４８／１４−（Ｓ−Ｍｎ×３２／５５
）×４８／３２
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29441688A JPH02175837A (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29441688A JPH02175837A (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02175837A true JPH02175837A (ja) | 1990-07-09 |
Family
ID=17807473
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29441688A Pending JPH02175837A (ja) | 1988-11-21 | 1988-11-21 | 耐たて割れ性に優れた高ｒ値高張力冷間圧延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02175837A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001098552A1 (en) | 2000-06-20 | 2001-12-27 | Nkk Corporation | Thin steel sheet and method for production thereof |
| US6651020B2 (en) | 1997-12-24 | 2003-11-18 | Edward S. More | Method and apparatus for economical drift compensation in high resolution measurements |
| EP1995340A1 (en) * | 2006-03-16 | 2008-11-26 | JFE Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet, process for producing the same, and cell and process for producing the same |
-
1988
- 1988-11-21 JP JP29441688A patent/JPH02175837A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6651020B2 (en) | 1997-12-24 | 2003-11-18 | Edward S. More | Method and apparatus for economical drift compensation in high resolution measurements |
| WO2001098552A1 (en) | 2000-06-20 | 2001-12-27 | Nkk Corporation | Thin steel sheet and method for production thereof |
| US6743306B2 (en) | 2000-06-20 | 2004-06-01 | Nkk Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| US7252722B2 (en) | 2000-06-20 | 2007-08-07 | Nkk Corporation | Steel sheet |
| EP2312009A1 (en) | 2000-06-20 | 2011-04-20 | JFE Steel Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| EP2312010A1 (en) | 2000-06-20 | 2011-04-20 | JFE Steel Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| EP1995340A1 (en) * | 2006-03-16 | 2008-11-26 | JFE Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet, process for producing the same, and cell and process for producing the same |
| EP1995340A4 (en) * | 2006-03-16 | 2013-12-25 | Jfe Steel Corp | COLD-ROLLED STEEL PLATE, METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF, AND CELL AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
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