JPH05195060A - 耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH05195060A JPH05195060A JP2317292A JP2317292A JPH05195060A JP H05195060 A JPH05195060 A JP H05195060A JP 2317292 A JP2317292 A JP 2317292A JP 2317292 A JP2317292 A JP 2317292A JP H05195060 A JPH05195060 A JP H05195060A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れたプレス成形性、耐時効性を有する焼付
硬化型冷延鋼板及び焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を得る。 【構成】 Ｃ:０.０００３〜０.００３５％、Ｍn:０.０
５〜０.５％、Ｐ:０.０１５〜０.１０％、solＡl:０.０
０５〜０.０２０％、Ｎ≦０.００３５％を含有し、残部
が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延するに際
し、スラブ加熱温度を９００〜１１５０℃、熱延仕上温
度を（α＋γ）域以上、圧延後平均冷却速度を３０℃／
s以下、巻取温度を６００〜７４０℃でコイルとした
後、酸洗し、冷延率６０％以上にて冷間圧延した後、再
結晶温度以上の温度にて焼鈍することにより、焼付硬化
型冷延鋼板を得る。また、前記冷延鋼板について、溶融
亜鉛めっきラインにてダイレクトに、再結晶温度以上で
の焼鈍、亜鉛めっき処理及び合金化処理を行うことによ
り、焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
る。
硬化型冷延鋼板及び焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛
めっき鋼板を得る。 【構成】 Ｃ:０.０００３〜０.００３５％、Ｍn:０.０
５〜０.５％、Ｐ:０.０１５〜０.１０％、solＡl:０.０
０５〜０.０２０％、Ｎ≦０.００３５％を含有し、残部
が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延するに際
し、スラブ加熱温度を９００〜１１５０℃、熱延仕上温
度を（α＋γ）域以上、圧延後平均冷却速度を３０℃／
s以下、巻取温度を６００〜７４０℃でコイルとした
後、酸洗し、冷延率６０％以上にて冷間圧延した後、再
結晶温度以上の温度にて焼鈍することにより、焼付硬化
型冷延鋼板を得る。また、前記冷延鋼板について、溶融
亜鉛めっきラインにてダイレクトに、再結晶温度以上で
の焼鈍、亜鉛めっき処理及び合金化処理を行うことによ
り、焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れたプレス成形性、
耐時効性を有する焼付硬化型冷延鋼板、及び合金化溶融
亜鉛めっき鋼板(以下、「ＣＧＡ」という)の製造方法に
関する。
耐時効性を有する焼付硬化型冷延鋼板、及び合金化溶融
亜鉛めっき鋼板(以下、「ＣＧＡ」という)の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
プレス成形用冷延鋼板に要求される特性はますます苛酷
なものとなり、例えば、自動車用途では、プレス工程
数、部品数の低減による低コスト化を目的に一体成形な
ども検討されている。この場合、部品の形状が更に複雑
となるため深絞り性の向上も一段と必要である。深絞り
性の向上のためには、極低炭素−Ａlキルド鋼や、これ
にＴi、Ｎbなどを添加した鋼の製造方法が提案されてい
る。
プレス成形用冷延鋼板に要求される特性はますます苛酷
なものとなり、例えば、自動車用途では、プレス工程
数、部品数の低減による低コスト化を目的に一体成形な
ども検討されている。この場合、部品の形状が更に複雑
となるため深絞り性の向上も一段と必要である。深絞り
性の向上のためには、極低炭素−Ａlキルド鋼や、これ
にＴi、Ｎbなどを添加した鋼の製造方法が提案されてい
る。
【０００３】しかし、後者は、成分コストや再結晶温度
上昇によるエネルギーコストを高めるため、不利であ
る。一方、前者の極低炭素−Ａlキルド鋼で良好なプレ
ス成形性(低降伏応力：低ＹＰ、高い全伸び：高Ｅl、高
ｎ値、高ｒ値)を有し、かつ、耐時効性(歪時効指数ＡＩ
≦３kgf／mm2)の優れた焼付硬化型鋼板が得られるなら
ば成分コストが下がり、しかも連続焼鈍法を適用できき
ればエネルギーコスト、生産性、材質の均一性の面から
も格段に有利となる。
上昇によるエネルギーコストを高めるため、不利であ
る。一方、前者の極低炭素−Ａlキルド鋼で良好なプレ
ス成形性(低降伏応力：低ＹＰ、高い全伸び：高Ｅl、高
ｎ値、高ｒ値)を有し、かつ、耐時効性(歪時効指数ＡＩ
≦３kgf／mm2)の優れた焼付硬化型鋼板が得られるなら
ば成分コストが下がり、しかも連続焼鈍法を適用できき
ればエネルギーコスト、生産性、材質の均一性の面から
も格段に有利となる。
【０００４】従来、極低炭素−Ａlキルド鋼による焼付
硬化性を有する深絞り用冷延鋼板として、特開昭５４−
１０７４１５号では、Ｃ:０.００２〜０.０２０％(好ま
しくは０.００５〜０.０１５％)、Ｍn:０.１５〜０.７
％、solＡl:０.０２〜０.０７％、Ｎ:０.００２〜０.０
０８％を主成分とする鋼板が提案されている。しかし、
この方法では、焼付硬化性、常温時効性に優れるもの
の、更に苛酷なプレス成形用としては、ＹＰ、Ｅl、ｎ
値が不十分である。また、連続焼鈍材とした場合の特性
値は定かでない。
硬化性を有する深絞り用冷延鋼板として、特開昭５４−
１０７４１５号では、Ｃ:０.００２〜０.０２０％(好ま
しくは０.００５〜０.０１５％)、Ｍn:０.１５〜０.７
％、solＡl:０.０２〜０.０７％、Ｎ:０.００２〜０.０
０８％を主成分とする鋼板が提案されている。しかし、
この方法では、焼付硬化性、常温時効性に優れるもの
の、更に苛酷なプレス成形用としては、ＹＰ、Ｅl、ｎ
値が不十分である。また、連続焼鈍材とした場合の特性
値は定かでない。
【０００５】また、特開平１−１８８６２９号では、プ
レス成形後の肌荒れ防止策として、熱間圧延鋼板の結晶
粒細粒化を図るべく、熱延後、８０〜４００℃／sの強
冷却及び固溶Ｃと共に歪時効の原因となる固溶ＮをＡl
Ｎとして析出固定させるために、熱延後の巻取温度を７
５０〜８５０℃とすることが提案されている。しかし、
この方法では、強冷却の安定確保が困難なこと、及びこ
のような高温巻取では酸洗性が非常に困難になるばかり
か、成分的に軟質であることも重なって、巻取後のコイ
ル変形が生じ、作業性、生産性の低下を招く。
レス成形後の肌荒れ防止策として、熱間圧延鋼板の結晶
粒細粒化を図るべく、熱延後、８０〜４００℃／sの強
冷却及び固溶Ｃと共に歪時効の原因となる固溶ＮをＡl
Ｎとして析出固定させるために、熱延後の巻取温度を７
５０〜８５０℃とすることが提案されている。しかし、
この方法では、強冷却の安定確保が困難なこと、及びこ
のような高温巻取では酸洗性が非常に困難になるばかり
か、成分的に軟質であることも重なって、巻取後のコイ
ル変形が生じ、作業性、生産性の低下を招く。
【０００６】一方、特開昭５８−４２７５２号、特開昭
５８−４８６３４号では、Ｐ、Ｎ量を規定した極低炭素
深絞り用冷延鋼板又は低炭素−Ａlキルド深絞り用冷延
鋼板及びその製造方法が提案されているが、これらの技
術は、焼付硬化性を付与したものではない。また、極低
炭素鋼で更にＰ量を下げると極端に軟質化し、強度不足
により、深絞り成形時に壁割れと呼ばれる成形割れが生
じ易くなる。
５８−４８６３４号では、Ｐ、Ｎ量を規定した極低炭素
深絞り用冷延鋼板又は低炭素−Ａlキルド深絞り用冷延
鋼板及びその製造方法が提案されているが、これらの技
術は、焼付硬化性を付与したものではない。また、極低
炭素鋼で更にＰ量を下げると極端に軟質化し、強度不足
により、深絞り成形時に壁割れと呼ばれる成形割れが生
じ易くなる。
【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、優れたプレス成形性、耐時効性を有する焼付硬化型
冷延鋼板及び冷延原板ＣＧＡ鋼板を製造し得る方法を提
供することを目的とするものである。
し、優れたプレス成形性、耐時効性を有する焼付硬化型
冷延鋼板及び冷延原板ＣＧＡ鋼板を製造し得る方法を提
供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上述のように、従来技術
により得られる極低炭素−Ａlキルド鋼冷延鋼板の場
合、箱焼鈍材では、結晶粒の粗大化による肌荒れが大き
く、ＢＨ量は良いものの耐時効性が良くないという欠点
がある。また、連続焼鈍材では、成形性が悪く、ＢＨ性
は良いものの、耐時効性が良くないという欠点がある。
により得られる極低炭素−Ａlキルド鋼冷延鋼板の場
合、箱焼鈍材では、結晶粒の粗大化による肌荒れが大き
く、ＢＨ量は良いものの耐時効性が良くないという欠点
がある。また、連続焼鈍材では、成形性が悪く、ＢＨ性
は良いものの、耐時効性が良くないという欠点がある。
【０００９】本発明者らは、これらの課題を解決するた
めに鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至っ
た。
めに鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至っ
た。
【００１０】まず、低ＹＰでＥl、ｎ値、ｒ値をこれま
で以上に優れた冷延鋼板とするために、Ｃ量を著しく減
少した極低Ｃ−Ａlキルド鋼とし、耐時効性、焼付硬化
性を付与する観点からＣ量を０.０００３〜０.００３５
％に調整する。
で以上に優れた冷延鋼板とするために、Ｃ量を著しく減
少した極低Ｃ−Ａlキルド鋼とし、耐時効性、焼付硬化
性を付与する観点からＣ量を０.０００３〜０.００３５
％に調整する。
【００１１】このような極低Ｃ−Ａlキルド鋼は、６５
０℃近辺以下の低温巻取りを行うとＡl、Ｎが固溶状態
で残り、冷延後の焼鈍時にＡlＮとして析出する。この
場合、ＡlＮにより結晶粒の選択的生成が生じ、深絞り
性は向上するものの、結晶粒が７番以下の粗大粒とな
り、成形時肌荒れを生じる場合がある。この点に関して
は、熱延板にてＡlＮとして析出させるため、スラブ低
温加熱及び熱延後の冷却を徐冷とし、巻取温度は比較的
高温とする。
０℃近辺以下の低温巻取りを行うとＡl、Ｎが固溶状態
で残り、冷延後の焼鈍時にＡlＮとして析出する。この
場合、ＡlＮにより結晶粒の選択的生成が生じ、深絞り
性は向上するものの、結晶粒が７番以下の粗大粒とな
り、成形時肌荒れを生じる場合がある。この点に関して
は、熱延板にてＡlＮとして析出させるため、スラブ低
温加熱及び熱延後の冷却を徐冷とし、巻取温度は比較的
高温とする。
【００１２】しかし、以上の方法のみでは、耐時効性の
観点から満足すべきものではない。遅時効性とするため
には歪時効指数(ＡＩ)が通常３kgf／mm2以下とされてい
るが、深絞り用鋼板としての耐時効性はＡＩ≦２kgf／m
m2が必要である。そこで、本発明者らは焼付硬化型鋼板
の耐時効性向上を目的に鋭意検討した結果、鋼中のsol
Ａl量を従来より低い０.００５〜０.０２０％とするこ
とにより、ＢＨ≧３.０kgf／mm2、ＡＩ≦２.０kgf／mm2
を満足できる新規な知見を得て、ここに本発明を完成し
たものである。
観点から満足すべきものではない。遅時効性とするため
には歪時効指数(ＡＩ)が通常３kgf／mm2以下とされてい
るが、深絞り用鋼板としての耐時効性はＡＩ≦２kgf／m
m2が必要である。そこで、本発明者らは焼付硬化型鋼板
の耐時効性向上を目的に鋭意検討した結果、鋼中のsol
Ａl量を従来より低い０.００５〜０.０２０％とするこ
とにより、ＢＨ≧３.０kgf／mm2、ＡＩ≦２.０kgf／mm2
を満足できる新規な知見を得て、ここに本発明を完成し
たものである。
【００１３】すなわち、本発明は、Ｃ:０.０００３〜
０.００３５％、Ｍn:０.０５〜０.５％、Ｐ:０.０１５
〜０.１０％、solＡl:０.００５〜０.０２０％、Ｎ≦
０.００３５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼を熱間圧延するに際し、スラブ加熱温度を９
００〜１１５０℃、熱延仕上温度を（α＋γ）域以上、
圧延後平均冷却速度を３０℃／s以下、巻取温度を６０
０〜７４０℃でコイルとした後、酸洗し、冷延率６０％
以上にて冷間圧延した後、再結晶温度以上の温度にて焼
鈍することを特徴とする耐時効性、プレス成形性に優れ
た焼付硬化型冷延鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
０.００３５％、Ｍn:０.０５〜０.５％、Ｐ:０.０１５
〜０.１０％、solＡl:０.００５〜０.０２０％、Ｎ≦
０.００３５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼を熱間圧延するに際し、スラブ加熱温度を９
００〜１１５０℃、熱延仕上温度を（α＋γ）域以上、
圧延後平均冷却速度を３０℃／s以下、巻取温度を６０
０〜７４０℃でコイルとした後、酸洗し、冷延率６０％
以上にて冷間圧延した後、再結晶温度以上の温度にて焼
鈍することを特徴とする耐時効性、プレス成形性に優れ
た焼付硬化型冷延鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
【００１４】また、他の本発明は、上記方法で得られる
冷延鋼板について、溶融亜鉛めっきラインにてダイレク
トに、再結晶温度以上の温度での焼鈍、亜鉛めっき処理
及び合金化処理を行うことを特徴とする耐時効性、プレ
ス成形性に優れた焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法を要旨とするものである。
冷延鋼板について、溶融亜鉛めっきラインにてダイレク
トに、再結晶温度以上の温度での焼鈍、亜鉛めっき処理
及び合金化処理を行うことを特徴とする耐時効性、プレ
ス成形性に優れた焼付硬化型冷延原板合金化溶融亜鉛め
っき鋼板の製造方法を要旨とするものである。
【００１５】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１６】
【００１７】まず、上述の知見を得るに至った基礎実験
の結果について説明する。
の結果について説明する。
【００１８】まず、Ｃ:０.００１５％、Ｍn:０.２１
％、Ｐ:０.０１６％、solＡl:０.００１〜０.０９０
％、Ｎ:０.００２５％を含有する鋼を３０mm厚のスラブ
にし、１０５０、１２５０℃に加熱後、仕上温度９００
℃、冷却速度２０℃／s、巻取温度５００、７００℃に
て３.４mm厚の熱延板とした後、酸洗し、冷延率７９％
にて０.７mm厚の冷延鋼板とした。これに６５０℃×１h
rの箱焼鈍を行い、０.８％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５
号引張試験による引張特性、ＢＨ性、ＡＩ性、深絞り性
(ｒ値)、焼鈍板結晶粒とsolＡl量との関係を調べた。図
１、図２にその結果を示す。
％、Ｐ:０.０１６％、solＡl:０.００１〜０.０９０
％、Ｎ:０.００２５％を含有する鋼を３０mm厚のスラブ
にし、１０５０、１２５０℃に加熱後、仕上温度９００
℃、冷却速度２０℃／s、巻取温度５００、７００℃に
て３.４mm厚の熱延板とした後、酸洗し、冷延率７９％
にて０.７mm厚の冷延鋼板とした。これに６５０℃×１h
rの箱焼鈍を行い、０.８％の調質圧延を施し、ＪＩＳ５
号引張試験による引張特性、ＢＨ性、ＡＩ性、深絞り性
(ｒ値)、焼鈍板結晶粒とsolＡl量との関係を調べた。図
１、図２にその結果を示す。
【００１９】これより、７００℃の比較的高温巻取であ
れば、Ａl量によらず、７番以上の細粒になることがわ
かる。これは、７００℃でもＡlＮとして析出が完全に
起きていることを示している。引張特性は、Ａl量が０.
００５％以上にてＹＰ≦１７kgf／mm2、Ｅl≧５０％、
ｎ値≧０.２５の優れた値を示すが、ｎ値は７００℃巻
取材でＡl量が０.００５〜０.０２０％の範囲にて最良
となる。更にプレス成形性はスラブ低温加熱により一段
と向上することが明らかである。また、Ａl量によらず
ＢＨ≧３kgf／mm2が得られるが、ＡＩ量はsolＡl:０.０
０５〜０.０２０％で、かつ、７００℃巻取りの時にＡ
Ｉ≦２kgf／mm2が得られる。このように、これまでに見
い出されていなかった新しい知見が明らかとなった。so
lＡl量:０.００５〜０.０２０％において特に深絞り
性、耐時効性が向上する詳細な理由は必ずしも明らかで
はないが、熱延板の状態で析出するＡlＮ、ＭnＳなどの
析出物と炭素の析出とが最適な分散状態になったためと
考えられる。
れば、Ａl量によらず、７番以上の細粒になることがわ
かる。これは、７００℃でもＡlＮとして析出が完全に
起きていることを示している。引張特性は、Ａl量が０.
００５％以上にてＹＰ≦１７kgf／mm2、Ｅl≧５０％、
ｎ値≧０.２５の優れた値を示すが、ｎ値は７００℃巻
取材でＡl量が０.００５〜０.０２０％の範囲にて最良
となる。更にプレス成形性はスラブ低温加熱により一段
と向上することが明らかである。また、Ａl量によらず
ＢＨ≧３kgf／mm2が得られるが、ＡＩ量はsolＡl:０.０
０５〜０.０２０％で、かつ、７００℃巻取りの時にＡ
Ｉ≦２kgf／mm2が得られる。このように、これまでに見
い出されていなかった新しい知見が明らかとなった。so
lＡl量:０.００５〜０.０２０％において特に深絞り
性、耐時効性が向上する詳細な理由は必ずしも明らかで
はないが、熱延板の状態で析出するＡlＮ、ＭnＳなどの
析出物と炭素の析出とが最適な分散状態になったためと
考えられる。
【００２０】次に本発明における鋼の化学成分の限定理
由について説明する。
由について説明する。
【００２１】Ｃ：本発明では、Ａlキルド鋼で優れた深
絞り性を得るために、Ｃの上限を０.００３５％に規制
する。特に０.００２０％以下にて更に効果が顕著とな
る。しかし、あまり低いとＢＨ性の確保が困難となるた
め、下限を０.０００３％とする。
絞り性を得るために、Ｃの上限を０.００３５％に規制
する。特に０.００２０％以下にて更に効果が顕著とな
る。しかし、あまり低いとＢＨ性の確保が困難となるた
め、下限を０.０００３％とする。
【００２２】Ｍn：Ｍnは少ないほど深絞り性を向上させ
るが、あまり少ないと熱間圧延時のＳによる熱間脆性を
生じるため、下限を０.０５％とする。しかし、０.５％
を超えると鋼板が硬化し、成形性が劣化するため、Ｍn
量は０.０５〜０.５％の範囲とする。
るが、あまり少ないと熱間圧延時のＳによる熱間脆性を
生じるため、下限を０.０５％とする。しかし、０.５％
を超えると鋼板が硬化し、成形性が劣化するため、Ｍn
量は０.０５〜０.５％の範囲とする。
【００２３】Ｐ：Ｐは鋼板の強化元素として深絞り性を
損わずに高強度鋼板を得る場合には普遍的に用いられ
る。本発明では、極低Ｃ鋼であるため、前述のような強
度不足による成形品の壁割れが生じ易くなり、特にＴＳ
が２８kgf／mm2以下で発生率が高い。このため、ＴＳ≧
２８kgf／mm2が必要であるので下限を０.０１５％とす
る。しかし、多すぎると成形性の劣化や鋼板の脆化を招
くため、上限を０.１０％とする。
損わずに高強度鋼板を得る場合には普遍的に用いられ
る。本発明では、極低Ｃ鋼であるため、前述のような強
度不足による成形品の壁割れが生じ易くなり、特にＴＳ
が２８kgf／mm2以下で発生率が高い。このため、ＴＳ≧
２８kgf／mm2が必要であるので下限を０.０１５％とす
る。しかし、多すぎると成形性の劣化や鋼板の脆化を招
くため、上限を０.１０％とする。
【００２４】solＡl：solＡlは本発明を構成する重要な
成分であり、前述のようにＢＨ性を確保して優れた耐時
効性、深絞り性を得るために０.００５〜０.０２０％の
範囲とする。０.００５％未満では耐時効性を著しく損
うばかりか、深絞り性も得られない。また、０.０２０
％を超えると目標とする耐時効性が得られず、深絞り性
(ｒ値)も劣化する。
成分であり、前述のようにＢＨ性を確保して優れた耐時
効性、深絞り性を得るために０.００５〜０.０２０％の
範囲とする。０.００５％未満では耐時効性を著しく損
うばかりか、深絞り性も得られない。また、０.０２０
％を超えると目標とする耐時効性が得られず、深絞り性
(ｒ値)も劣化する。
【００２５】Ｎ：箱焼鈍にて深絞り性の優れたＡlキル
ド鋼板を得る場合には、Ｎ量を多くして、焼鈍中にＡl
Ｎとして析出させる必要がある。しかし、本発明では、
極低Ｃ化とsolＡlの最適化により深絞り性が得られる。
そこで、本発明では、solＡl量が通常に比べて低いた
め、Ｎ量も低いほどＡlＮの析出が減少し成形性が向上
する。このため、Ｎ量は０.００３５％以下とする。好
ましくは０.００３０％以下である。
ド鋼板を得る場合には、Ｎ量を多くして、焼鈍中にＡl
Ｎとして析出させる必要がある。しかし、本発明では、
極低Ｃ化とsolＡlの最適化により深絞り性が得られる。
そこで、本発明では、solＡl量が通常に比べて低いた
め、Ｎ量も低いほどＡlＮの析出が減少し成形性が向上
する。このため、Ｎ量は０.００３５％以下とする。好
ましくは０.００３０％以下である。
【００２６】なお、Ｓiは０.５０％以下、Ｂは０.００
２０％以下で、深絞り性、耐時効性を劣化させないた
め、必要に応じて添加することができる。
２０％以下で、深絞り性、耐時効性を劣化させないた
め、必要に応じて添加することができる。
【００２７】次に製造条件の限定理由について説明す
る。
る。
【００２８】上記化学成分を有する極低Ｃ−Ａlキルド
鋼は、常法により溶製し、鋳造してスラブとする。スラ
ブは連続鋳造法、造塊法のいずれの方法で製造しても良
い。
鋼は、常法により溶製し、鋳造してスラブとする。スラ
ブは連続鋳造法、造塊法のいずれの方法で製造しても良
い。
【００２９】スラブ加熱温度：スラブ加熱温度は本発明
の重要な条件の１つであり、加熱温度を従来より低い温
度にすることにより、成形性が向上する。しかし、９０
０℃未満では仕上温度が極度に低下し、成形性の劣化が
大きくなる。また、１１５０℃を超えるとＡlＮが固溶
し、成形性の改善が小さい。更に加熱に要するエネルギ
ーコストが大きくなる。このため、スラブ加熱温度は９
００〜１１５０℃の範囲とし、低温加熱とする。
の重要な条件の１つであり、加熱温度を従来より低い温
度にすることにより、成形性が向上する。しかし、９０
０℃未満では仕上温度が極度に低下し、成形性の劣化が
大きくなる。また、１１５０℃を超えるとＡlＮが固溶
し、成形性の改善が小さい。更に加熱に要するエネルギ
ーコストが大きくなる。このため、スラブ加熱温度は９
００〜１１５０℃の範囲とし、低温加熱とする。
【００３０】熱延仕上温度：熱延仕上温度は(α＋γ)域
以上の温度とする。好ましくは８００℃以上である。
(α＋γ)域より低い温度では、フェライトが加工を受け
た組織となり、熱延板組織が粗くなるばかりか、重要な
特性であるｒ値の劣化を招く。
以上の温度とする。好ましくは８００℃以上である。
(α＋γ)域より低い温度では、フェライトが加工を受け
た組織となり、熱延板組織が粗くなるばかりか、重要な
特性であるｒ値の劣化を招く。
【００３１】冷却速度：本発明では熱延仕上温度から巻
取りまでを平均冷却速度７０℃／s以下で冷却する。熱
延板にてＡlＮを全て析出させるためには冷却速度はで
きるだけ遅い方が良く、仕上直後の高温域は徐冷が望ま
しい。これは、本発明鋼のＡl量が従来より低いため、
巻取後でのＡlＮ析出速度が遅くなり、ＡlＮの析出核を
生成させることができるので、巻取温度を比較的低温と
することが可能となる。このために冷却速度は平均で７
０℃／s以下、好ましくは３０℃／s以下、より好ましく
は１０℃／s以下とする。７０℃／sを超えると微細化に
効果はあるものの、前述のように冷却の安定確保が困難
であるばかりか、冷却むらにより、材質の変動や形状不
良を生じ易くなる。なお、必要な場合は熱延直後の一定
時間を無注水冷却とし、後段を注水冷却する二段冷却法
でもよい。
取りまでを平均冷却速度７０℃／s以下で冷却する。熱
延板にてＡlＮを全て析出させるためには冷却速度はで
きるだけ遅い方が良く、仕上直後の高温域は徐冷が望ま
しい。これは、本発明鋼のＡl量が従来より低いため、
巻取後でのＡlＮ析出速度が遅くなり、ＡlＮの析出核を
生成させることができるので、巻取温度を比較的低温と
することが可能となる。このために冷却速度は平均で７
０℃／s以下、好ましくは３０℃／s以下、より好ましく
は１０℃／s以下とする。７０℃／sを超えると微細化に
効果はあるものの、前述のように冷却の安定確保が困難
であるばかりか、冷却むらにより、材質の変動や形状不
良を生じ易くなる。なお、必要な場合は熱延直後の一定
時間を無注水冷却とし、後段を注水冷却する二段冷却法
でもよい。
【００３２】巻取温度：熱延板状態にてＡlＮを析出さ
せるため、巻取温度は６００〜７４０℃とする。本発明
では、従来と異なり、Ａl、Ｎ量が低いため、このよう
に比較的低温とすることができる。６００℃未満ではＡ
l、Ｎが固溶状態で残り、冷延焼鈍後の結晶粒が粗大化
する。一方、７４０℃より高いと酸洗効率が低下するば
かりか、巻取後のコイルの変形が生じ、作業性、生産性
の低下を招く。
せるため、巻取温度は６００〜７４０℃とする。本発明
では、従来と異なり、Ａl、Ｎ量が低いため、このよう
に比較的低温とすることができる。６００℃未満ではＡ
l、Ｎが固溶状態で残り、冷延焼鈍後の結晶粒が粗大化
する。一方、７４０℃より高いと酸洗効率が低下するば
かりか、巻取後のコイルの変形が生じ、作業性、生産性
の低下を招く。
【００３３】冷延率：巻取ったコイルを酸洗した後の冷
間圧延では、深絞り性の安定確保のために圧延率を６０
％以上とする。深絞り性の向上及び結晶粒の微細化のた
めには７５％以上が望ましい。
間圧延では、深絞り性の安定確保のために圧延率を６０
％以上とする。深絞り性の向上及び結晶粒の微細化のた
めには７５％以上が望ましい。
【００３４】焼鈍条件：焼鈍は箱焼鈍、連続焼鈍のいず
れでもよい。焼鈍温度は再結晶温度以上でよい。好まし
くは、箱焼鈍の場合は６００〜７００℃、連続焼鈍の場
合は７００〜８５０℃である。再結晶温度未満では、加
工組織となり、目的とする全ての材質が得られない。な
お、加熱速度は特に限定されるものではない。箱焼鈍方
式はタイトコイル、オープンコイル焼鈍の何れでもよ
い。連続焼鈍の場合、均熱後の冷却速度、過時効条件は
特に限定されるものではない。
れでもよい。焼鈍温度は再結晶温度以上でよい。好まし
くは、箱焼鈍の場合は６００〜７００℃、連続焼鈍の場
合は７００〜８５０℃である。再結晶温度未満では、加
工組織となり、目的とする全ての材質が得られない。な
お、加熱速度は特に限定されるものではない。箱焼鈍方
式はタイトコイル、オープンコイル焼鈍の何れでもよ
い。連続焼鈍の場合、均熱後の冷却速度、過時効条件は
特に限定されるものではない。
【００３５】合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合
には、得られた冷延鋼板について、溶融亜鉛めっきライ
ンにてダイレクトに、焼鈍、亜鉛めっき処理及び合金化
処理を行うのが好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの合金
化温度も特に限定されるものではない。また、箱焼鈍後
の冷延鋼板については、その後、電気又は溶融亜鉛めっ
き、すずめっき、クロムめっきなどの表面処理を施して
もよい。更に防錆処理、潤滑剤の塗布なども必要に応じ
て施してもよい。
には、得られた冷延鋼板について、溶融亜鉛めっきライ
ンにてダイレクトに、焼鈍、亜鉛めっき処理及び合金化
処理を行うのが好ましい。合金化溶融亜鉛めっきの合金
化温度も特に限定されるものではない。また、箱焼鈍後
の冷延鋼板については、その後、電気又は溶融亜鉛めっ
き、すずめっき、クロムめっきなどの表面処理を施して
もよい。更に防錆処理、潤滑剤の塗布なども必要に応じ
て施してもよい。
【００３６】なお、必要に応じて、形状修正や降伏点伸
びを消去するために０.２〜１.５％の調質圧延を施すこ
とができる。
びを消去するために０.２〜１.５％の調質圧延を施すこ
とができる。
【００３７】次に本発明の実施例を示す。
【００３８】
【表１】 に示す化学成分を有する鋼を実験室溶解し３０mm厚のス
ラブとした後、実験に供した。次いで、表１に示す条件
により、加熱し、熱間圧延にて１.４〜３.８mm厚に仕上
た後、酸洗し、冷間圧延にて０.７mm厚の冷間圧延板と
した。これに箱焼鈍、連続焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき
の各焼鈍を行った後、０.８％の調質圧延を実施した(実
験室材)。
ラブとした後、実験に供した。次いで、表１に示す条件
により、加熱し、熱間圧延にて１.４〜３.８mm厚に仕上
た後、酸洗し、冷間圧延にて０.７mm厚の冷間圧延板と
した。これに箱焼鈍、連続焼鈍、合金化溶融亜鉛めっき
の各焼鈍を行った後、０.８％の調質圧延を実施した(実
験室材)。
【００３９】一方、通常の工程により溶製された鋼を連
続鋳造によりスラブとした後、表１に示す条件により、
加熱し、３.２mm厚の熱延鋼板とし、酸洗、冷間圧延を
経て０.７mm厚の冷延鋼板とした。これにオープンコイ
ルによる箱焼鈍(均熱後炉冷)及び連続焼鈍を行った(実
機材−冷延鋼板)。また、焼鈍後の一部コイルについて
は、合金化溶融亜鉛めっき処理(目付量４５／４５g／
m2)を行った(実機材−めっき鋼板)。
続鋳造によりスラブとした後、表１に示す条件により、
加熱し、３.２mm厚の熱延鋼板とし、酸洗、冷間圧延を
経て０.７mm厚の冷延鋼板とした。これにオープンコイ
ルによる箱焼鈍(均熱後炉冷)及び連続焼鈍を行った(実
機材−冷延鋼板)。また、焼鈍後の一部コイルについて
は、合金化溶融亜鉛めっき処理(目付量４５／４５g／
m2)を行った(実機材−めっき鋼板)。
【００４０】それぞれの実験室材及び実機材について、
引張特性、耐時効性(ＡＩ量)、焼付硬化性(ＢＨ量)、深
絞り性(ｒ値)、焼鈍後の結晶粒度を調べた結果を
引張特性、耐時効性(ＡＩ量)、焼付硬化性(ＢＨ量)、深
絞り性(ｒ値)、焼鈍後の結晶粒度を調べた結果を
【表２】 に示す。
【００４１】なお、引張特性試験にはＪＩＳ５号試験片
を用いた。ＡＩ量は８％引張予歪みを与えて１００℃×
１hrの時効処理後のＹＳ変化量である。ＢＨ量は２％引
張予歪みを与えて１７０℃×２０minの時効処理後のＹ
Ｓ変化量である。深絞り性は、圧延方向のｒ値と、圧延
方向に対し４５゜方向のｒ値と、圧延方向に直角方向の
ｒ値の平均値にて評価した。
を用いた。ＡＩ量は８％引張予歪みを与えて１００℃×
１hrの時効処理後のＹＳ変化量である。ＢＨ量は２％引
張予歪みを与えて１７０℃×２０minの時効処理後のＹ
Ｓ変化量である。深絞り性は、圧延方向のｒ値と、圧延
方向に対し４５゜方向のｒ値と、圧延方向に直角方向の
ｒ値の平均値にて評価した。
【００４２】表２より明らかなように、本発明例は、軟
鋼板及び高強度鋼板(鋼Ｎo.４)ともに低ＹＰで優れたＥ
l、ｎ値、ｒ値を有し、焼鈍後の結晶粒度も７番以上の
細粒を呈している。コニカルカップ成形試験による成形
表面の肌荒れ性を調査したが、結晶粒がいずれも７番以
上の細粒であるため、プレス後の肌荒れの問題も生じな
かった。また、ＢＨ鋼板でありながらＡＩ＜２.０kgf／
mm2と、耐時効性が著しく向上している。
鋼板及び高強度鋼板(鋼Ｎo.４)ともに低ＹＰで優れたＥ
l、ｎ値、ｒ値を有し、焼鈍後の結晶粒度も７番以上の
細粒を呈している。コニカルカップ成形試験による成形
表面の肌荒れ性を調査したが、結晶粒がいずれも７番以
上の細粒であるため、プレス後の肌荒れの問題も生じな
かった。また、ＢＨ鋼板でありながらＡＩ＜２.０kgf／
mm2と、耐時効性が著しく向上している。
【００４３】一方、化学成分が本発明範囲外である比較
例Ｎo.９〜Ｎo.１４は、引張特性、深絞り性、耐時効性
のいずれかが本発明の目的を達成していないことがわか
る。更に、本発明範囲内の化学成分を有していても製造
条件が本発明範囲外である比較例Ｎo.１Ａ〜Ｎo.１Ｆに
おいても、本発明の目的を達成していないことが明白で
ある。なお、鋼Ｎo.１Ａ及び鋼Ｎo.１Ｃは、プレス成形
性は本発明の目的を満足しているものの、鋼Ｎo.１Ａ
は、エネルギーコストが嵩み経済的でなく、鋼Ｎo.１Ｃ
は冷却むらによる内部歪みの不均一性が生じ、形状が悪
い。
例Ｎo.９〜Ｎo.１４は、引張特性、深絞り性、耐時効性
のいずれかが本発明の目的を達成していないことがわか
る。更に、本発明範囲内の化学成分を有していても製造
条件が本発明範囲外である比較例Ｎo.１Ａ〜Ｎo.１Ｆに
おいても、本発明の目的を達成していないことが明白で
ある。なお、鋼Ｎo.１Ａ及び鋼Ｎo.１Ｃは、プレス成形
性は本発明の目的を満足しているものの、鋼Ｎo.１Ａ
は、エネルギーコストが嵩み経済的でなく、鋼Ｎo.１Ｃ
は冷却むらによる内部歪みの不均一性が生じ、形状が悪
い。
【００４４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により得ら
れる鋼板は、従来材の焼付硬化性鋼板に比べて、プレス
成形性が一段と向上し、しかも耐時効性に優れているた
め、通常の非時効性鋼板と同様の取扱いでよく、更に極
低Ｃ鋼であっても整細粒であるため、肌荒れ性がなく、
プレス製品の外観を損うことのない安価な鋼板を提供で
き、産業上の効果が大きい。
れる鋼板は、従来材の焼付硬化性鋼板に比べて、プレス
成形性が一段と向上し、しかも耐時効性に優れているた
め、通常の非時効性鋼板と同様の取扱いでよく、更に極
低Ｃ鋼であっても整細粒であるため、肌荒れ性がなく、
プレス製品の外観を損うことのない安価な鋼板を提供で
き、産業上の効果が大きい。
【図１】焼鈍板の結晶粒度、ＹＰ、Ｅl及びｎ値とsolＡ
l量、スラブ加熱温度及び巻取温度との関係を示す図で
ある。
l量、スラブ加熱温度及び巻取温度との関係を示す図で
ある。
【図２】ｒ値、ＡＩ量及びＢＨ量とsolＡl量、スラブ加
熱温度及び巻取温度との関係を示す図である。
熱温度及び巻取温度との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％(以下、同じ)で、Ｃ:０.０００３
〜０.００３５％、Ｍn:０.０５〜０.５％、Ｐ:０.０１
５〜０.１０％、solＡl:０.００５〜０.０２０％、Ｎ≦
０.００３５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼を熱間圧延するに際し、スラブ加熱温度を９
００〜１１５０℃、熱延仕上温度を（α＋γ）域以上、
圧延後平均冷却速度を３０℃／s以下、巻取温度を６０
０〜７４０℃でコイルとした後、酸洗し、冷延率６０％
以上にて冷間圧延した後、再結晶温度以上の温度にて焼
鈍することを特徴とする耐時効性、プレス成形性に優れ
た焼付硬化型冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１で得られる冷延鋼板について、
溶融亜鉛めっきラインにてダイレクトに、再結晶温度以
上での焼鈍、亜鉛めっき処理及び合金化処理を行うこと
を特徴とする耐時効性、プレス成形性に優れた焼付硬化
型冷延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2317292A JPH05195060A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2317292A JPH05195060A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195060A true JPH05195060A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=12103212
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2317292A Withdrawn JPH05195060A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 耐時効性、プレス成形性の優れた焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05195060A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998045494A1 (fr) * | 1997-04-09 | 1998-10-15 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier a froid mince revetue de type trempe presentant une excellente resistance au vieillissement, et procede de production |
| US6142002A (en) * | 1998-08-21 | 2000-11-07 | Kabushiki Kaisha Itaya Seisaku Sho | Spring manufacturing apparatus and tool selection apparatus |
| US6151942A (en) * | 1998-08-21 | 2000-11-28 | Kabushiki Kaisha Itaya Seisaku Sho | Spring manufacturing apparatus |
| EP1704261A1 (en) * | 2003-12-23 | 2006-09-27 | Posco | Bake-hardenable cold rolled steel sheet having excellent formability, and method of manufacturing the same |
| JP2013133509A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013133510A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-01-13 JP JP2317292A patent/JPH05195060A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998045494A1 (fr) * | 1997-04-09 | 1998-10-15 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier a froid mince revetue de type trempe presentant une excellente resistance au vieillissement, et procede de production |
| US6142002A (en) * | 1998-08-21 | 2000-11-07 | Kabushiki Kaisha Itaya Seisaku Sho | Spring manufacturing apparatus and tool selection apparatus |
| US6151942A (en) * | 1998-08-21 | 2000-11-28 | Kabushiki Kaisha Itaya Seisaku Sho | Spring manufacturing apparatus |
| EP1704261A1 (en) * | 2003-12-23 | 2006-09-27 | Posco | Bake-hardenable cold rolled steel sheet having excellent formability, and method of manufacturing the same |
| EP1704261A4 (en) * | 2003-12-23 | 2008-09-24 | Posco | BY BAKE-HARDENUNG, HARDENABLE COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT FORMABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| JP2013133509A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013133510A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990408 |