JPH0432519A - 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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。
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Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
近年、自動車業界では排気ガスとして大気中に排出され
るＣＯ２を大幅に削減するため、車体軽量化がますます
推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板
は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚
の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。
るＣＯ２を大幅に削減するため、車体軽量化がますます
推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板
は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚
の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。
そのためパネル用鋼板としてはプレス成形後の形状を維
持しかつ、耐プント性が要求される。本発明はこうした
要求に応えるため、上記特性が必要とされる部位に使用
して好適な、プレス成形後の塗装焼付により強度を高め
る特性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、車体デザイン
の多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備え
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
持しかつ、耐プント性が要求される。本発明はこうした
要求に応えるため、上記特性が必要とされる部位に使用
して好適な、プレス成形後の塗装焼付により強度を高め
る特性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、車体デザイン
の多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備え
た冷延鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化の観点から高強
度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのもの
の強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備え
たまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装
焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼板
の開発が進められている。成形性とともに優れた焼付硬
化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、これま
でに、（１）特開昭５７−１９２２２５号公報及び（２
）特開昭６２−８３４２６公報に開示されている技術が
ある。
度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのもの
の強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備え
たまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装
焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼板
の開発が進められている。成形性とともに優れた焼付硬
化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、これま
でに、（１）特開昭５７−１９２２２５号公報及び（２
）特開昭６２−８３４２６公報に開示されている技術が
ある。
（１）ではＴｉ、Ｖ、Ｎｂの複合添加により炭化物の析
出量増加を招き、硬質化が懸念される。また、実際には
Ｃ量が多いため焼付硬化量が高い反面、ＡＩがせいぜい
３ｋｇｆ／＋ｎ”で完全に非時効とは言えない。さらに
、 ｒ値も１．８程度で加工性としても十分とはいえな
い。一方、（２）ではＶ、Ｔｉを添加して固溶Ｃを極力
減らすとともに、ＶＣ及びＶＮを析出させることにより
焼鈍後の再結晶集合組織を制御することで深絞り性を高
めたものである。しかしながら、焼鈍後の冷却速度を規
制したものではなく、積極的に焼鈍後の冷却速度を規制
し、高い深絞り性を確保しなから４ｋｇｆ／ｍｍ２以上
の焼付硬化性を付与する本発明とは目的が異なる。
出量増加を招き、硬質化が懸念される。また、実際には
Ｃ量が多いため焼付硬化量が高い反面、ＡＩがせいぜい
３ｋｇｆ／＋ｎ”で完全に非時効とは言えない。さらに
、 ｒ値も１．８程度で加工性としても十分とはいえな
い。一方、（２）ではＶ、Ｔｉを添加して固溶Ｃを極力
減らすとともに、ＶＣ及びＶＮを析出させることにより
焼鈍後の再結晶集合組織を制御することで深絞り性を高
めたものである。しかしながら、焼鈍後の冷却速度を規
制したものではなく、積極的に焼鈍後の冷却速度を規制
し、高い深絞り性を確保しなから４ｋｇｆ／ｍｍ２以上
の焼付硬化性を付与する本発明とは目的が異なる。
（発明が解決しようとする課題）
このように極低炭素鋼を用い、成形性と焼付硬化性に優
れた冷延鋼板を製造する方法はすでに開示されているが
、現状自動車業界の要求を満足するには、成形性及び焼
付硬化性ともにいまだ十分とは言えない。したがって、
さらに優れた成形性と焼付硬化性を有する、具体的には
２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／Ｗｎ”以上の焼付硬化性
を有する冷延鋼板の製造方法を確立することが、本発明
の目的である。
れた冷延鋼板を製造する方法はすでに開示されているが
、現状自動車業界の要求を満足するには、成形性及び焼
付硬化性ともにいまだ十分とは言えない。したがって、
さらに優れた成形性と焼付硬化性を有する、具体的には
２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／Ｗｎ”以上の焼付硬化性
を有する冷延鋼板の製造方法を確立することが、本発明
の目的である。
（課題を解決するための手段）
本発明者らは、上記実情に鑑み鋭意検討した結果、極低
炭素鋼にＶ及びＴｉを複合添加して再結晶焼鈍後の冷却
速度を制限することで、深絞り性及び焼付硬化性に優れ
た冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
炭素鋼にＶ及びＴｉを複合添加して再結晶焼鈍後の冷却
速度を制限することで、深絞り性及び焼付硬化性に優れ
た冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
第１図に本発明の確立に至った実験結果を示す。
本実験ではＣ及びＮ量を０．００２ｗｔ％とし、■及び
Ｔｉ量を種々の水準変化させた鋼を真空溶解で溶製した
。それらの鋼についてＡｒ３点以上の仕上温度で熱延後
６００℃で巻取った。これを酸洗・冷延後、８５０’Ｃ
で再結晶焼鈍してから８０℃／Ｓで室温まで冷却してか
ら１％の調質圧延を行ない、焼付硬化量（２％の予歪を
与えて１７０℃で２０分の保定を行なったときの熱処理
前後での降伏点応力の上昇量）を調査した。すなわち、
■とＴｉの添加量により焼付硬化量が変化することを見
いだしたのである。こうした現象が生じる原因について
は明確ではないが、 ＶＣ及びＴｉＣの析出が関与して
いるものと考えられる。つまり、ＴｉＣに比べて固溶限
の広いＶＣを利用することで再結晶焼鈍後にも固溶Ｃを
残存させ、焼付硬化性を付与することができる。本発明
はＶとＴｉを複合添加した極低炭素鋼において、それら
の添加量と再結晶焼鈍後の冷却速度を適切にとることで
焼付硬化性を付与するものである。
Ｔｉ量を種々の水準変化させた鋼を真空溶解で溶製した
。それらの鋼についてＡｒ３点以上の仕上温度で熱延後
６００℃で巻取った。これを酸洗・冷延後、８５０’Ｃ
で再結晶焼鈍してから８０℃／Ｓで室温まで冷却してか
ら１％の調質圧延を行ない、焼付硬化量（２％の予歪を
与えて１７０℃で２０分の保定を行なったときの熱処理
前後での降伏点応力の上昇量）を調査した。すなわち、
■とＴｉの添加量により焼付硬化量が変化することを見
いだしたのである。こうした現象が生じる原因について
は明確ではないが、 ＶＣ及びＴｉＣの析出が関与して
いるものと考えられる。つまり、ＴｉＣに比べて固溶限
の広いＶＣを利用することで再結晶焼鈍後にも固溶Ｃを
残存させ、焼付硬化性を付与することができる。本発明
はＶとＴｉを複合添加した極低炭素鋼において、それら
の添加量と再結晶焼鈍後の冷却速度を適切にとることで
焼付硬化性を付与するものである。
つまり、本発明は次のように構成したものである。
Ｃ： ０．００５ｗｔ％以下、 Ｓｉ ： １．５ｗｔ
％以下、Ｍｎ：０．０１−２．０ｗｔ％、Ｐ ： ０．
１５ｗｔ％、 Ｓ ： ０．０１ｗｔ％以下、Ａ Ｑ
： ０．０１−０．１ｗｔ％、 Ｎ ： ０．００５
ｔｙｔ％以下、Ｔｉ：（Ｎ（ｗｔ％）） Ｘ （４８／
１４）〜０．０２ｗｔ％を含むほか、■： （［Ｃ（ν
ｔ％）） −（Ｔ、−（警ｔ％）） Ｘ （１２Ｘ ４
８）） Ｘ （５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、
残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡ
ｒ３点以上の温度で仕上熱延を終了して６００℃以上の
温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連
続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以
上の再結晶焼鈍を施した後、７０℃／Ｓ以上の冷却速度
で冷却し、さらに調質圧延を行なうことを特徴とする焼
付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法、 〔Ｔ、４］＝ｔｏｔａｌＣＴｉ〕［Ｔｉ ａｓ ＴｉＮ
）である。
％以下、Ｍｎ：０．０１−２．０ｗｔ％、Ｐ ： ０．
１５ｗｔ％、 Ｓ ： ０．０１ｗｔ％以下、Ａ Ｑ
： ０．０１−０．１ｗｔ％、 Ｎ ： ０．００５
ｔｙｔ％以下、Ｔｉ：（Ｎ（ｗｔ％）） Ｘ （４８／
１４）〜０．０２ｗｔ％を含むほか、■： （［Ｃ（ν
ｔ％）） −（Ｔ、−（警ｔ％）） Ｘ （１２Ｘ ４
８）） Ｘ （５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、
残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡ
ｒ３点以上の温度で仕上熱延を終了して６００℃以上の
温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連
続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以
上の再結晶焼鈍を施した後、７０℃／Ｓ以上の冷却速度
で冷却し、さらに調質圧延を行なうことを特徴とする焼
付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法、 〔Ｔ、４］＝ｔｏｔａｌＣＴｉ〕［Ｔｉ ａｓ ＴｉＮ
）である。
まず、本発明における化学成分の限定理由について述べ
る。
る。
Ｃは、本発明における焼付硬化性の付与に対して重要な
役割を果たす元素である。常温における成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高ＥΩ及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とす
るにはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を０
．００５ｗｔ％とする。
役割を果たす元素である。常温における成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高ＥΩ及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とす
るにはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を０
．００５ｗｔ％とする。
好ましくは０．００３ｗｔ％以下がよい。
Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。
また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は
少ない方が良く、上限を１．５警ｔ％とする。
少ない方が良く、上限を１．５警ｔ％とする。
Ｍｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は
鋼を硬質化させるため２ 、 Ｏｗｔ％を上限として添
加する。 なお、Ｍｎ量が少ない場合は熱間割れを招く
ため、下限を０．０１ｗｔ％とする。
鋼を硬質化させるため２ 、 Ｏｗｔ％を上限として添
加する。 なお、Ｍｎ量が少ない場合は熱間割れを招く
ため、下限を０．０１ｗｔ％とする。
Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎに比べ固溶強化能の大きな元素である
とともに、添加による延性及び深絞り性の劣化が少ない
元素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させ
るのに重要な元素である。本発明においても高強度化を
目的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬
質化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの
粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を０
．１５ｗｔ２とする。
とともに、添加による延性及び深絞り性の劣化が少ない
元素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させ
るのに重要な元素である。本発明においても高強度化を
目的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬
質化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの
粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を０
．１５ｗｔ２とする。
Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため０．０１％
ｉｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から
０．００３ｗｔ％以上が好ましい。
ｉｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から
０．００３ｗｔ％以上が好ましい。
Ａｌは、鋼の脱硫のために必要であり、 Ｔ１の歩留を
向上させるため０．０１ｗｔ％以上必要である。
向上させるため０．０１ｗｔ％以上必要である。
一方、過剰の添加はコストアップとなるとともに鋼中に
介在物を残すことになるため、上限は０．１ｗｔ％とす
る。
介在物を残すことになるため、上限は０．１ｗｔ％とす
る。
Ｎは、熱延段階までにＴｉで固定されるため、多量のＴ
ｉＮ が形成されると加工性の劣化を招くため、上限を
０．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％
以下がよい。
ｉＮ が形成されると加工性の劣化を招くため、上限を
０．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％
以下がよい。
Ｔｉは通常Ｃ，Ｎ及びＳを固定するために添加されるが
、本発明ではＶを複合添加するとともに、Ｓ量を低く規
制するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すな
わち、（Ｎｗｔ％） Ｘ （４８／１４）以上とする。
、本発明ではＶを複合添加するとともに、Ｓ量を低く規
制するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すな
わち、（Ｎｗｔ％） Ｘ （４８／１４）以上とする。
一方、Ｔｉ量が増えると焼付硬化性が減少し、０．０２
ｔｙｔ％を超えると焼付硬化性が失われるため、上限を
０．０２ｔｙｔ％とする。
ｔｙｔ％を超えると焼付硬化性が失われるため、上限を
０．０２ｔｙｔ％とする。
■は、本発明において最も重要な役割を果たす元素であ
る。すなわち、固溶限の広いＶＣの析出を利用すること
で、再結晶焼鈍中に再溶解させるとともに焼鈍後にも十
分な焼付硬化性が得られる程度の固溶Ｃ量を残存させる
ことができる。こうしたＶＣの特性を効率よく発揮する
には、 Ｔ１やＳで固定されたＣ以外のＣをすべて固定
できるぐらいの添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを
過剰に残すことになり、時効性を劣化させる原因となる
。したがって（（〔Ｃ讐ｔ％〕−［Ｔ□−讐ｔ％］ Ｘ
（１２／４８）〕× （５１／１２））以上とする。
る。すなわち、固溶限の広いＶＣの析出を利用すること
で、再結晶焼鈍中に再溶解させるとともに焼鈍後にも十
分な焼付硬化性が得られる程度の固溶Ｃ量を残存させる
ことができる。こうしたＶＣの特性を効率よく発揮する
には、 Ｔ１やＳで固定されたＣ以外のＣをすべて固定
できるぐらいの添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを
過剰に残すことになり、時効性を劣化させる原因となる
。したがって（（〔Ｃ讐ｔ％〕−［Ｔ□−讐ｔ％］ Ｘ
（１２／４８）〕× （５１／１２））以上とする。
また、過剰に添加しても効果は飽和するため上限を０．
１ｗｔ％とする。
１ｗｔ％とする。
なお、本発明ではとくに規定しないが、Ｎｂ。
Ｍｏ、Ｃｒ、ＷあるいはＣａ、Ｚｒ、Ｃｅ等の希土類元
素を添加してもさしつかえない。
素を添加してもさしつかえない。
次に、本発明に従う製造方法について説明する。
上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造にてスラ
ブとして得られるが、薄スラブ連鎚法にて製造されたも
のでもかまわない。さらに、Ａｒ３点以上の仕上温度で
熱間圧延を行ない、６００℃以上の温度域で巻取るが、
これより低い温度で巻取る熱延板段階でＣの析出が不十
分となり、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、
酸洗性を考慮し８００℃以下が好ましい。続いて通常の
酸洗及び冷間圧延によって冷延板とする。
ブとして得られるが、薄スラブ連鎚法にて製造されたも
のでもかまわない。さらに、Ａｒ３点以上の仕上温度で
熱間圧延を行ない、６００℃以上の温度域で巻取るが、
これより低い温度で巻取る熱延板段階でＣの析出が不十
分となり、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、
酸洗性を考慮し８００℃以下が好ましい。続いて通常の
酸洗及び冷間圧延によって冷延板とする。
再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を確保するため再結晶
や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性を付与
するためＶＣを再溶解させる目的で８００°Ｃ以上の温
度域で１秒以上保持するものとする。ＡＣ３点を超える
温度では変態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や
結晶粒の粗大化による肌荒れの原因となるため好ましく
ない。
や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性を付与
するためＶＣを再溶解させる目的で８００°Ｃ以上の温
度域で１秒以上保持するものとする。ＡＣ３点を超える
温度では変態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や
結晶粒の粗大化による肌荒れの原因となるため好ましく
ない。
再結晶焼鈍後の冷却は焼付硬化性を付与するための固溶
Ｃを十分に残す程度の冷却速度が必要である。すなわち
、７０℃／Ｓ以下の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣ
が再析出し、４ｋｇｆ／ｍｍ”以上の焼付硬化性が得ら
れない。なお、冷却は途中で中断し２００〜４００℃の
温度域で過時効処理を施しても本質的な差はない。
Ｃを十分に残す程度の冷却速度が必要である。すなわち
、７０℃／Ｓ以下の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣ
が再析出し、４ｋｇｆ／ｍｍ”以上の焼付硬化性が得ら
れない。なお、冷却は途中で中断し２００〜４００℃の
温度域で過時効処理を施しても本質的な差はない。
（実施例）
実施例Ｉ
Ｃ： ０．００２１ｗｔ％、 Ｓｉ ： ０．２０ｗｔ
％、 Ｍｎ ： ０．１５ｗｔ％。
％、 Ｍｎ ： ０．１５ｗｔ％。
Ｐ ： ０．０１１ｗｔ％、 Ｓ ： ０．００７ｔｉ
ｔ％、 Ａ Ｑ ： ０．０２８ｗｔ％。
ｔ％、 Ａ Ｑ ： ０．０２８ｗｔ％。
Ｎ：０．００１５ｗｔ％、 Ｔｉ ： ０．０１１ｗｔ
％、 Ｖ ： ０．０１０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避
適不純物からなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブに
した。熱延は１１００℃で加熱後仕上温度を９３０℃と
し、６００℃で巻取った。酸洗後８０％の圧下率で冷間
圧延を施し、第１表に示すような条件で再結晶焼鈍及び
冷却後、１％の調質圧延を行なった。その後材質評価と
しテＪＩＳ Ｚ ２２０１．５号試験片に加工し、 同
２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行なっ
た。焼付硬化量（ＢＨ）については、２％の予歪を与え
て１７０°Ｃで２０分の保定を行なったときの処理前後
での降伏点応力の上昇量で表した。また、時効性につい
ては１００℃で６０分の検定後引張試験を行ない、降伏
点伸びの程度で評価した。第２表に結果をまとめて示す
。
％、 Ｖ ： ０．０１０ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避
適不純物からなる鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブに
した。熱延は１１００℃で加熱後仕上温度を９３０℃と
し、６００℃で巻取った。酸洗後８０％の圧下率で冷間
圧延を施し、第１表に示すような条件で再結晶焼鈍及び
冷却後、１％の調質圧延を行なった。その後材質評価と
しテＪＩＳ Ｚ ２２０１．５号試験片に加工し、 同
２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行なっ
た。焼付硬化量（ＢＨ）については、２％の予歪を与え
て１７０°Ｃで２０分の保定を行なったときの処理前後
での降伏点応力の上昇量で表した。また、時効性につい
ては１００℃で６０分の検定後引張試験を行ない、降伏
点伸びの程度で評価した。第２表に結果をまとめて示す
。
再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったＮｎ２
，３，４．５及び８は２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／ｎ
ｏ”以上のＢＨを有し、 しかも時効性についても問題
のない材質が得られる。Ｎα１は再結晶させるための温
度が低く、若干硬質気味であると同時にＶＣの再溶解が
少ないためＢＨがほとんどない。再結晶焼鈍後の冷却速
度が低くはずれたＮａ ６及び７は、冷却中にＶＣが析
出して固溶Ｃの残存量が不足するため、 ２ｋｇｆ／ｍ
ｍ２程度のＢ）ｌか得られていない。Ｎα９は再結晶焼
鈍の温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化するとと
もに集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生じ、ｒ
値が低い。
，３，４．５及び８は２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／ｎ
ｏ”以上のＢＨを有し、 しかも時効性についても問題
のない材質が得られる。Ｎα１は再結晶させるための温
度が低く、若干硬質気味であると同時にＶＣの再溶解が
少ないためＢＨがほとんどない。再結晶焼鈍後の冷却速
度が低くはずれたＮａ ６及び７は、冷却中にＶＣが析
出して固溶Ｃの残存量が不足するため、 ２ｋｇｆ／ｍ
ｍ２程度のＢ）ｌか得られていない。Ｎα９は再結晶焼
鈍の温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化するとと
もに集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生じ、ｒ
値が低い。
実施例２
第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造で
スラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼
鈍及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわち
、熱延は１１５０℃で加熱した後、９１０℃で仕上げ圧
延を終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施し、再結晶
焼鈍は８５０℃で６０ｓとし、１００℃／Ｓで３００℃
まで冷却しその温度で５分の保定後室部に冷却した。続
いて１％の調質圧延を行なってから、実施例１と同し方
法で材質評価を行なった。第４表に結果をまとめて示す
。
スラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼
鈍及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわち
、熱延は１１５０℃で加熱した後、９１０℃で仕上げ圧
延を終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施し、再結晶
焼鈍は８５０℃で６０ｓとし、１００℃／Ｓで３００℃
まで冷却しその温度で５分の保定後室部に冷却した。続
いて１％の調質圧延を行なってから、実施例１と同し方
法で材質評価を行なった。第４表に結果をまとめて示す
。
本発明の範囲に従ったＡ、Ｂ、Ｃ，Ｄ及びＥ鋼のＮ［１
２，３，５，７及び８は２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／
ｎ＋ｍ２以上の８１４を有し、 しかも時効性について
も問題のない材質が得られる。ＮＱＩ、４及び６は本発
明に従った成分の鋼であるが、巻取温度がいずれも６０
０’Ｃ未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残存し、冷延・
焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明の範囲から高
くはずれたＥ鋼（Ｎａ９）では冷延・焼鈍後のｒ値が十
分に高くない。Ｇ鋼はＴｉ量が本発明の範囲から高くは
ずれたため、ＢＨがほとんどない。また、Ｈ鋼は逆にＴ
ｌ量が低すぎてＮを十分に固定できず、冷延・焼鈍後の
時効性が劣る。■鋼は■が添加されていないため、ＶＣ
の析出がなくＢＨが全く得られない。
２，３，５，７及び８は２．２以上のｒ値と４ｋｇｆ／
ｎ＋ｍ２以上の８１４を有し、 しかも時効性について
も問題のない材質が得られる。ＮＱＩ、４及び６は本発
明に従った成分の鋼であるが、巻取温度がいずれも６０
０’Ｃ未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残存し、冷延・
焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明の範囲から高
くはずれたＥ鋼（Ｎａ９）では冷延・焼鈍後のｒ値が十
分に高くない。Ｇ鋼はＴｉ量が本発明の範囲から高くは
ずれたため、ＢＨがほとんどない。また、Ｈ鋼は逆にＴ
ｌ量が低すぎてＮを十分に固定できず、冷延・焼鈍後の
時効性が劣る。■鋼は■が添加されていないため、ＶＣ
の析出がなくＢＨが全く得られない。
第 １
表
注）アンダーラインは本発明範囲外
（発明の効果）
本発明は、自動車のパネル用鋼板とくに外板用鋼板とし
て使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しなが
ら成形後の塗装焼付により強度を高めることができる冷
延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発明
によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となると同
時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能とな
る。
て使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しなが
ら成形後の塗装焼付により強度を高めることができる冷
延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発明
によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となると同
時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能とな
る。
第１図は、Ｔｉ及び■の本発明範囲を示す説明図である
。 Ｔｉ添加！（ｗｔＺ）
。 Ｔｉ添加！（ｗｔＺ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．１５ｗｔ％、
Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ
％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）
〕×（４８／１４）〜０．０２ｗｔ％を含むほか、Ｖ：
（〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔ＿１＊（ｗｔ％）〕×（１２
／４８））×（５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、
残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳
造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちにＡ
ｒ＿３点以上の温度で仕上熱延を終了して６００℃以上
の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、
連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ＿３点以下の温度域で１
秒以上の再結晶焼鈍を施した後、７０℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却し、さらに調質圧延を行なうことを特徴とす
る焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。 〔Ｔ＿１＊〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔ＴｉａｓＴｉＮ
〕
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13522590A JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13522590A JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0432519A true JPH0432519A (ja) | 1992-02-04 |
| JP2816592B2 JP2816592B2 (ja) | 1998-10-27 |
Family
ID=15146741
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13522590A Expired - Fee Related JP2816592B2 (ja) | 1990-05-28 | 1990-05-28 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2816592B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263146A (ja) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| CN114959427A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-08-30 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种汽车用180MPa级超低碳烘烤硬化钢的制造方法 |
-
1990
- 1990-05-28 JP JP13522590A patent/JP2816592B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05263146A (ja) * | 1992-03-17 | 1993-10-12 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| CN114959427A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-08-30 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种汽车用180MPa级超低碳烘烤硬化钢的制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2816592B2 (ja) | 1998-10-27 |
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