JPH05214487A - 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH05214487A JPH05214487A JP4032940A JP3294092A JPH05214487A JP H05214487 A JPH05214487 A JP H05214487A JP 4032940 A JP4032940 A JP 4032940A JP 3294092 A JP3294092 A JP 3294092A JP H05214487 A JPH05214487 A JP H05214487A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 極低炭素Nb, Ti添加ＩＦ鋼を主としてMnで固
溶強化した鋼に関し、高加工性と高い耐２次加工脆性を
兼ね備えた高強度冷延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ≦0.005wt%, Si: 0.03〜0.5wt%, Mn:1.5〜
2.2wt%, Ｐ≦0.05wt%, S≦0.010wt%, sol.Al≦0.10wt%,
N≦0.0040wt%, Ti: 0.005〜0.020wt%を含有すると共に
原子濃度比で 0.5≦Nb／Ti≦1.0 の範囲でNbを含有し、
残部はFeおよび不可避不純物である。
溶強化した鋼に関し、高加工性と高い耐２次加工脆性を
兼ね備えた高強度冷延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ≦0.005wt%, Si: 0.03〜0.5wt%, Mn:1.5〜
2.2wt%, Ｐ≦0.05wt%, S≦0.010wt%, sol.Al≦0.10wt%,
N≦0.0040wt%, Ti: 0.005〜0.020wt%を含有すると共に
原子濃度比で 0.5≦Nb／Ti≦1.0 の範囲でNbを含有し、
残部はFeおよび不可避不純物である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐２次加工脆性に優れ
た深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する
もので、新規な前記冷延鋼板および該冷延鋼板を連続焼
鈍又は箱焼鈍により安定して、しかも経済的に製造する
方法を提供しようとするものである。
た深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する
もので、新規な前記冷延鋼板および該冷延鋼板を連続焼
鈍又は箱焼鈍により安定して、しかも経済的に製造する
方法を提供しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より深絞り性に優れる高強度冷延鋼
板としては、極低炭素鋼にTi、Nb等の炭窒化物形成元素
を添加したＩＦ(Interstitial Free) 鋼にSi、Mn、Ｐ等
の元素を添加して固溶強化した鋼があり、例えば、特開
平２−１１１８４１号ではＣ量、Ｓ量およびＮ量で規定
された量のTi添加を行ってランクフォード値を向上させ
ている。
板としては、極低炭素鋼にTi、Nb等の炭窒化物形成元素
を添加したＩＦ(Interstitial Free) 鋼にSi、Mn、Ｐ等
の元素を添加して固溶強化した鋼があり、例えば、特開
平２−１１１８４１号ではＣ量、Ｓ量およびＮ量で規定
された量のTi添加を行ってランクフォード値を向上させ
ている。
【０００３】また、特開平２−１４９６２４号において
は、Mn、Ｐを多量に添加することによってランクフォー
ド値が上昇し、しかも固溶Ｃが少量残留することで耐２
次加工脆性も改善できるとされている。
は、Mn、Ｐを多量に添加することによってランクフォー
ド値が上昇し、しかも固溶Ｃが少量残留することで耐２
次加工脆性も改善できるとされている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前記した特開平２−１
１１８４１号の場合においては、Ｃ、Ｓ、Ｎを十分固定
するだけのTi、Nbが添加されており、固溶Ｃが全量固定
されて粒界強化元素がなくなり、耐２次加工脆性が劣化
するという欠点がある。また、このような鋼において
は、耐２次加工脆性を向上させるために多量のＢを添加
する必要があり、ランクフォード値の劣化を招くことは
避けられない。
１１８４１号の場合においては、Ｃ、Ｓ、Ｎを十分固定
するだけのTi、Nbが添加されており、固溶Ｃが全量固定
されて粒界強化元素がなくなり、耐２次加工脆性が劣化
するという欠点がある。また、このような鋼において
は、耐２次加工脆性を向上させるために多量のＢを添加
する必要があり、ランクフォード値の劣化を招くことは
避けられない。
【０００５】又後者の特開平２−１４９６２４号の場合
においては、多量のＰを添加する必要があり、このよう
に多量のＰを添加すると合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の下
地鋼板として用いる場合、合金化反応が遅れて焼きムラ
が生じやすい。また、多量のＰ添加を行うため少量の固
溶Ｃが残留するとはいえ、−４０℃未満の２次加工脆化
遷移温度を得るためには、Ｂ、Mo等の元素に頼らざるを
えなくなり、コストアップの原因となる。
においては、多量のＰを添加する必要があり、このよう
に多量のＰを添加すると合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の下
地鋼板として用いる場合、合金化反応が遅れて焼きムラ
が生じやすい。また、多量のＰ添加を行うため少量の固
溶Ｃが残留するとはいえ、−４０℃未満の２次加工脆化
遷移温度を得るためには、Ｂ、Mo等の元素に頼らざるを
えなくなり、コストアップの原因となる。
【０００６】更に、最近における自動車業界では、部品
の複雑化にともない鋼板の高成形性と高強度化による薄
手化を図り、燃費の向上が要求されている。即ちこのよ
うな状況下では、従来の鋼でランクフォード値を上昇さ
せるために多量のTi、Nbの添加を行うと、耐２次加工脆
性が劣化し、Mn、Ｐの多量添加を行うと製造上その材質
が不安定となる等の問題点があった。またこの場合、耐
２次加工脆性に対して厳しい要求があるようなときに
は、前記のようにＢ、Mo等の元素の添加を余儀なくさ
れ、コストの上昇は避けられなかった。このため高成形
性、高強度を兼ね備え、かつ耐２次加工脆性にも優れた
冷延鋼板を安定して供給することができない。
の複雑化にともない鋼板の高成形性と高強度化による薄
手化を図り、燃費の向上が要求されている。即ちこのよ
うな状況下では、従来の鋼でランクフォード値を上昇さ
せるために多量のTi、Nbの添加を行うと、耐２次加工脆
性が劣化し、Mn、Ｐの多量添加を行うと製造上その材質
が不安定となる等の問題点があった。またこの場合、耐
２次加工脆性に対して厳しい要求があるようなときに
は、前記のようにＢ、Mo等の元素の添加を余儀なくさ
れ、コストの上昇は避けられなかった。このため高成形
性、高強度を兼ね備え、かつ耐２次加工脆性にも優れた
冷延鋼板を安定して供給することができない。
【０００７】本発明は、上記したような従来技術におけ
る課題を解決することについて検討を重ねた結果、極低
炭素鋼に少量のTiを添加し、そのTi量によって決まるNb
を添加することによってランクフォード値を劣化させる
ことなく、しかも耐２次加工脆性にも優れた高強度冷延
鋼板を安定して得ることに成功したものであって、以下
の如くである。
る課題を解決することについて検討を重ねた結果、極低
炭素鋼に少量のTiを添加し、そのTi量によって決まるNb
を添加することによってランクフォード値を劣化させる
ことなく、しかも耐２次加工脆性にも優れた高強度冷延
鋼板を安定して得ることに成功したものであって、以下
の如くである。
【０００８】（１） Ｃ：0.００５wt％以下、Si：0.０
３〜0.５wt％、Mn：1.５〜2.２wt％、Ｐ：0.０５wt％未
満、Ｓ：0.０１０wt％未満、sol.Al：0.１０wt％以下、
Ｎ：0.００４０wt％以下、Ti：0.００５〜0.０２０wt％
を含有し、且つ原子濃度比で、0.５≦Nb／Ti≦1.０なる
関係を満たすNbを含有し、残部Feおよび不可避不純物よ
りなることを特徴とする耐２次加工脆性に優れた深絞り
用高強度冷延鋼板。
３〜0.５wt％、Mn：1.５〜2.２wt％、Ｐ：0.０５wt％未
満、Ｓ：0.０１０wt％未満、sol.Al：0.１０wt％以下、
Ｎ：0.００４０wt％以下、Ti：0.００５〜0.０２０wt％
を含有し、且つ原子濃度比で、0.５≦Nb／Ti≦1.０なる
関係を満たすNbを含有し、残部Feおよび不可避不純物よ
りなることを特徴とする耐２次加工脆性に優れた深絞り
用高強度冷延鋼板。
【０００９】（２） Ｂ：0.０００１〜0.００１０％を
も含有することを特徴とする前記（１）項に記載の耐２
次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板。
も含有することを特徴とする前記（１）項に記載の耐２
次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板。
【００１０】（３） 前記（１）項または（２）項の何
れかに記載の鋼をAr3 点以上で熱間圧延し、６００℃〜
７００℃の温度で巻取った熱延鋼帯を酸洗し、５０％〜
９０％の圧下率で冷間圧延した後、焼鈍温度ＴA が８０
０℃以上で、かつＴA ≦９１０＋１００Si−４８Mn＋２
００Ｐで規定された温度範囲で連続焼鈍することを特徴
とする耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板
の製造方法。
れかに記載の鋼をAr3 点以上で熱間圧延し、６００℃〜
７００℃の温度で巻取った熱延鋼帯を酸洗し、５０％〜
９０％の圧下率で冷間圧延した後、焼鈍温度ＴA が８０
０℃以上で、かつＴA ≦９１０＋１００Si−４８Mn＋２
００Ｐで規定された温度範囲で連続焼鈍することを特徴
とする耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板
の製造方法。
【００１１】（４） 前記（３）項に記載の方法におい
て、焼鈍行程を焼鈍温度ＴA が７５０℃以上で、かつＴ
A ≦９１０＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐで規定された
温度範囲で箱焼鈍することを特徴とする耐２次加工脆性
に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
て、焼鈍行程を焼鈍温度ＴA が７５０℃以上で、かつＴ
A ≦９１０＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐで規定された
温度範囲で箱焼鈍することを特徴とする耐２次加工脆性
に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１２】
【作用】上記したような本発明について、その成分組成
限定理由をwt％（以下単に％という）によって説明する
と、以下の如くである。
限定理由をwt％（以下単に％という）によって説明する
と、以下の如くである。
【００１３】Ｃ：0.００５０％以下。Ｃは、耐２次加工
脆性の向上を狙う場合、Ｃは多い方がよいが、0.００５
０％を越えて含有されるとランクフォード値が著しく劣
化するため、その上限を0.００５０％とした。
脆性の向上を狙う場合、Ｃは多い方がよいが、0.００５
０％を越えて含有されるとランクフォード値が著しく劣
化するため、その上限を0.００５０％とした。
【００１４】Si：0.０３〜0.５％。Siは、固溶強化元素
として鋼板の強化に寄与するが、0.０３％未満ではその
効果がないため、下限を0.０３％とした。また、0.５％
を越えて含有すると熱延の加熱時に発生するスケールが
著しくなるばかりか、溶融亜鉛メッキの密着性を著しく
劣化させるので上限を0.５％とした。
として鋼板の強化に寄与するが、0.０３％未満ではその
効果がないため、下限を0.０３％とした。また、0.５％
を越えて含有すると熱延の加熱時に発生するスケールが
著しくなるばかりか、溶融亜鉛メッキの密着性を著しく
劣化させるので上限を0.５％とした。
【００１５】Mn：1.５〜2.２％。Mnは、鋼の強化に寄与
するが、1.５％未満では強度不足となるため、下限を1.
５％とした。また2.２％を越えて含有するとランクフォ
ード値を著しく劣化させるのでその上限を2.２％とする
ことが必要である。
するが、1.５％未満では強度不足となるため、下限を1.
５％とした。また2.２％を越えて含有するとランクフォ
ード値を著しく劣化させるのでその上限を2.２％とする
ことが必要である。
【００１６】Ｐ：0.０５％未満。Ｐは、最も安価に鋼を
強化できるが、0.０５％を越えて含有すると粒界への偏
析が多くなり２次加工脆化を引き起こすため、0.０５％
未満に限定した。
強化できるが、0.０５％を越えて含有すると粒界への偏
析が多くなり２次加工脆化を引き起こすため、0.０５％
未満に限定した。
【００１７】Ｓ：0.０１０％未満。Ｓは、鋼の延性を劣
化させるので、できる限り低減した方が望ましい。0.０
１％を越えて含有すると鋼の延性を著しく劣化させるの
で、0.０１％未満とした。
化させるので、できる限り低減した方が望ましい。0.０
１％を越えて含有すると鋼の延性を著しく劣化させるの
で、0.０１％未満とした。
【００１８】sol.Al：0.０１０％以下。Alは、脱酸およ
びＮの固定のために必要であるが、多量に添加するとコ
ストの上昇をもたらすため0.１０％以下とした。
びＮの固定のために必要であるが、多量に添加するとコ
ストの上昇をもたらすため0.１０％以下とした。
【００１９】Ｎ：0.００４０％以下。Ｎは、高ランクフ
ォード値を得るためには、少ない方が望ましいが、実用
上本発明の効果をそこなわない範囲として、その上限を
0.００４０％とした。
ォード値を得るためには、少ない方が望ましいが、実用
上本発明の効果をそこなわない範囲として、その上限を
0.００４０％とした。
【００２０】Ti：0.００５〜0.０２０％。Tiは、鋼中の
固溶Ｃを固定して鋼板のランクフォード値を上昇させる
ために添加される。すなわち、0.００５％未満ではその
効果がなく、0.０２０％を越えるとコストの上昇を招く
ばかりか、鋼中の固溶Ｃが全量固定されてしまい、耐２
次加工脆性が著しく劣化するためこの範囲に限定した。
固溶Ｃを固定して鋼板のランクフォード値を上昇させる
ために添加される。すなわち、0.００５％未満ではその
効果がなく、0.０２０％を越えるとコストの上昇を招く
ばかりか、鋼中の固溶Ｃが全量固定されてしまい、耐２
次加工脆性が著しく劣化するためこの範囲に限定した。
【００２１】Nb：原子濃度比で0.５≦Nb／Ti≦1.０。Nb
は、Tiと同様に鋼中のＣを固定する元素であるが、本発
明者らはNbを原子濃度比で0.５≦Nb／Ti≦1.０の範囲で
含有すると、ランクフォード値が劣化することもなく、
しかも耐２次加工脆性もＢ、Mo等の元素の添加を行わず
に−４０℃未満の値が得られること、またNbC の析出強
化により強度上昇の効果が得られ、Si、Mn、Ｐの添加量
を低減することができることを新規に知見したので上記
のように規定した。
は、Tiと同様に鋼中のＣを固定する元素であるが、本発
明者らはNbを原子濃度比で0.５≦Nb／Ti≦1.０の範囲で
含有すると、ランクフォード値が劣化することもなく、
しかも耐２次加工脆性もＢ、Mo等の元素の添加を行わず
に−４０℃未満の値が得られること、またNbC の析出強
化により強度上昇の効果が得られ、Si、Mn、Ｐの添加量
を低減することができることを新規に知見したので上記
のように規定した。
【００２２】Ｂ：0.０００１〜0.００１０％。本発明に
おいては、さらに耐２次加工脆性が要求される場合にお
いて、Ｂを添加するもので、通常用途では添加する必要
はない。すなわち、0.０００１％未満ではその効果が得
られず、0.００１０％を超えて添加しても作用効果に著
しい向上はないので、この範囲に限定した。
おいては、さらに耐２次加工脆性が要求される場合にお
いて、Ｂを添加するもので、通常用途では添加する必要
はない。すなわち、0.０００１％未満ではその効果が得
られず、0.００１０％を超えて添加しても作用効果に著
しい向上はないので、この範囲に限定した。
【００２３】又本発明によるものは製造条件として以下
のようにすることが適切であり、その第１はAr3 点以上
で熱間圧延することであって、熱間圧延工程は、連続鋳
造機から直送された高温鋳片、または加熱によって得ら
れた高温鋳片をこのAr3 変態点以上の温度で熱間圧延す
る。Ar3 変態点以下の温度では、焼鈍後のランクフォー
ド値が劣化するのでこの範囲に限定した。
のようにすることが適切であり、その第１はAr3 点以上
で熱間圧延することであって、熱間圧延工程は、連続鋳
造機から直送された高温鋳片、または加熱によって得ら
れた高温鋳片をこのAr3 変態点以上の温度で熱間圧延す
る。Ar3 変態点以下の温度では、焼鈍後のランクフォー
ド値が劣化するのでこの範囲に限定した。
【００２４】上記したような熱間圧延終了後、６００℃
〜７００℃の温度で巻取る。６００℃未満ではTiS 、Ti
C 等の析出物のサイズが小さく、ランクフォード値が劣
化する。また、７００℃以上では巻取後のフェライト粒
が粗大になり、焼鈍後のランクフォード値が劣化する。
このため、巻取温度を上記範囲に限定した。
〜７００℃の温度で巻取る。６００℃未満ではTiS 、Ti
C 等の析出物のサイズが小さく、ランクフォード値が劣
化する。また、７００℃以上では巻取後のフェライト粒
が粗大になり、焼鈍後のランクフォード値が劣化する。
このため、巻取温度を上記範囲に限定した。
【００２５】上記したような巻取り後は、通常方法にて
酸洗を行い、５０％〜９０％の圧下率で冷間圧延を行
う。５０％未満の圧下率では、ランクフォード値が劣化
するばかりか、強度も不足する。また、９０％を超える
圧下率で冷間圧延を行っても、それ以上ランクフォード
値の向上が望めないばかりか、冷間圧延時の圧延負荷が
大きくなるため、冷間圧延の圧下率を上記範囲に限定し
た。
酸洗を行い、５０％〜９０％の圧下率で冷間圧延を行
う。５０％未満の圧下率では、ランクフォード値が劣化
するばかりか、強度も不足する。また、９０％を超える
圧下率で冷間圧延を行っても、それ以上ランクフォード
値の向上が望めないばかりか、冷間圧延時の圧延負荷が
大きくなるため、冷間圧延の圧下率を上記範囲に限定し
た。
【００２６】前述したように冷間圧延を行った後に、焼
鈍を行うのであるが、箱焼鈍の場合は均熱時間が長いた
め７５０℃以上であれば完全再結晶するが、連続焼鈍の
場合、８００℃未満では完全再結晶しないため材質が劣
化する。このため、上記のごとく限定した。また、本発
明鋼においては、Si、Mn、Ｐ等の元素が多量に添加され
ているため、Si、Mn、Ｐの添加量によって鋼のAc3 変態
点が著しく変化する。本発明者らは、多種の鋼において
焼鈍温度の検討を重ねた結果、９１０＋１００Si−４８
Mn＋２００Ｐで規定される温度で焼鈍することにより、
Ac3 変態点を超えることもなく高ランクフォード値が得
られることを知見した。このため、焼鈍温度の上限を上
記範囲に限定した。また、連続焼鈍の工程を溶融亜鉛メ
ッキラインで行い、鋼板に溶融亜鉛メッキを施しても、
本発明の効果をなんら損なうものではない。焼鈍後、必
要に応じて適当量の調質圧延を行ったものを製品とす
る。
鈍を行うのであるが、箱焼鈍の場合は均熱時間が長いた
め７５０℃以上であれば完全再結晶するが、連続焼鈍の
場合、８００℃未満では完全再結晶しないため材質が劣
化する。このため、上記のごとく限定した。また、本発
明鋼においては、Si、Mn、Ｐ等の元素が多量に添加され
ているため、Si、Mn、Ｐの添加量によって鋼のAc3 変態
点が著しく変化する。本発明者らは、多種の鋼において
焼鈍温度の検討を重ねた結果、９１０＋１００Si−４８
Mn＋２００Ｐで規定される温度で焼鈍することにより、
Ac3 変態点を超えることもなく高ランクフォード値が得
られることを知見した。このため、焼鈍温度の上限を上
記範囲に限定した。また、連続焼鈍の工程を溶融亜鉛メ
ッキラインで行い、鋼板に溶融亜鉛メッキを施しても、
本発明の効果をなんら損なうものではない。焼鈍後、必
要に応じて適当量の調質圧延を行ったものを製品とす
る。
【００２７】何れにしても、以上詳述したような本発明
によれば、高強度でかつ高加工性を有し、しかも耐２次
加工脆性にも優れた、従来にない冷延鋼板を安価に、か
つ安定して製造することが初めて可能となる。
によれば、高強度でかつ高加工性を有し、しかも耐２次
加工脆性にも優れた、従来にない冷延鋼板を安価に、か
つ安定して製造することが初めて可能となる。
【００２８】
【実施例】本発明によるものを具体的な実施例によっ
て、更に仔細を説明すると、以下の如くである。
て、更に仔細を説明すると、以下の如くである。
【００２９】（実施例−１）Ｃ：0.００２０％、Si：0.
３％、Mn：2.０％、Ｐ：0.０４８％、Ｓ：0.００３％、
sol.Al：0.０５％、Ｎ：0.００３０％の成分をベースと
した鋼において、Ti：0.０１５％の場合にNbを０〜0.０
６％まで変化させて添加した鋼と、Ti：0.０２５％の場
合にNbを０〜0.１％まで変化させた鋼を、仕上げ温度９
００℃の条件で熱間圧延し、６３０℃の温度でコイルに
巻き取った。得られた熱延板を酸洗した後、0.８mmまで
冷間圧延し、８３０℃で連続焼鈍した。焼鈍板に0.５％
の調質圧延を施した後、引張試験片を採取してランクフ
ォード値の測定を行った。同時に、得られた鋼板より直
径１０５mmのブランクを打ち抜き、５０mmのパンチでカ
ップ状に深絞り成形を施した後、２次加工脆化遷移温度
（TT）を測定した結果は図１の如くである。
３％、Mn：2.０％、Ｐ：0.０４８％、Ｓ：0.００３％、
sol.Al：0.０５％、Ｎ：0.００３０％の成分をベースと
した鋼において、Ti：0.０１５％の場合にNbを０〜0.０
６％まで変化させて添加した鋼と、Ti：0.０２５％の場
合にNbを０〜0.１％まで変化させた鋼を、仕上げ温度９
００℃の条件で熱間圧延し、６３０℃の温度でコイルに
巻き取った。得られた熱延板を酸洗した後、0.８mmまで
冷間圧延し、８３０℃で連続焼鈍した。焼鈍板に0.５％
の調質圧延を施した後、引張試験片を採取してランクフ
ォード値の測定を行った。同時に、得られた鋼板より直
径１０５mmのブランクを打ち抜き、５０mmのパンチでカ
ップ状に深絞り成形を施した後、２次加工脆化遷移温度
（TT）を測定した結果は図１の如くである。
【００３０】即ち、上記のような0.０１５％Ti添加鋼で
は、２次加工脆化遷移温度はNb／Tiが大きくなるほど上
昇するが、とくにNb／Tiが１を越えた範囲で著しく上昇
する。ランクフォード平均値もまた、Nb／Tiが大きくな
るほど上昇する。しかし、Nb／Tiが0.５以上の範囲にお
いては、ランクフォード平均値の変化はあまりない。し
たがって、本発明範囲内では、ランクフォード平均値も
高いレベルにあり、しかも耐２次加工脆性にも優れてい
る。また、0.０２５％Ti添加鋼では、ランクフォード平
均値のレベルは高いものの、２次加工脆化遷移温度は本
発明のNb／Tiの範囲内においても高い遷移温度となって
おり、多量のTi添加によって上昇している。
は、２次加工脆化遷移温度はNb／Tiが大きくなるほど上
昇するが、とくにNb／Tiが１を越えた範囲で著しく上昇
する。ランクフォード平均値もまた、Nb／Tiが大きくな
るほど上昇する。しかし、Nb／Tiが0.５以上の範囲にお
いては、ランクフォード平均値の変化はあまりない。し
たがって、本発明範囲内では、ランクフォード平均値も
高いレベルにあり、しかも耐２次加工脆性にも優れてい
る。また、0.０２５％Ti添加鋼では、ランクフォード平
均値のレベルは高いものの、２次加工脆化遷移温度は本
発明のNb／Tiの範囲内においても高い遷移温度となって
おり、多量のTi添加によって上昇している。
【００３１】（実施例−２）次の表１に示す成分の鋼を
溶製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとな
し、つぎに、この熱延板を酸洗して、0.８mmまで冷間圧
延した。更に、連続焼鈍の場合は７６０〜８９０℃、箱
焼鈍の場合は７００〜８７０℃の温度で焼鈍した後、0.
５％の調質圧延を施し、引張試験片を採取してランクフ
ォード値の測定を行った。なお、前記表１に示した成分
において、９１０＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐの値
は、約８５１℃である。
溶製してスラブとし、熱間圧延して板厚を4.０mmとな
し、つぎに、この熱延板を酸洗して、0.８mmまで冷間圧
延した。更に、連続焼鈍の場合は７６０〜８９０℃、箱
焼鈍の場合は７００〜８７０℃の温度で焼鈍した後、0.
５％の調質圧延を施し、引張試験片を採取してランクフ
ォード値の測定を行った。なお、前記表１に示した成分
において、９１０＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐの値
は、約８５１℃である。
【００３２】
【表１】
【００３３】上記のようにして得られた結果を図２に示
すが、連続焼鈍の場合は８００℃未満、箱焼鈍の場合は
７５０℃未満で、再結晶が完了していないためにランク
フォード平均値が劣化しており、８５２℃以上では本発
明の範囲を超えているため、Ac3 変態が起こりランクフ
ォード値が劣化している。これらに対し、前記した本発
明範囲内の温度で焼鈍したものは高ランクフォード値が
適切に得られる。
すが、連続焼鈍の場合は８００℃未満、箱焼鈍の場合は
７５０℃未満で、再結晶が完了していないためにランク
フォード平均値が劣化しており、８５２℃以上では本発
明の範囲を超えているため、Ac3 変態が起こりランクフ
ォード値が劣化している。これらに対し、前記した本発
明範囲内の温度で焼鈍したものは高ランクフォード値が
適切に得られる。
【００３４】（実施例−３）次の表２に示すような成分
の各鋼を溶製してスラブとなし、熱間圧延して板厚4.０
mmの熱延板とした。
の各鋼を溶製してスラブとなし、熱間圧延して板厚4.０
mmの熱延板とした。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】上記のようにして得られた各熱延板は酸洗
して、0.８mmまで冷間圧延した。つぎに、前記表３に示
した温度で連続焼鈍または箱焼鈍した後、0.５％の調質
圧延を施し、引張試験片を採取して引張試験に供した。
また、得られた鋼板より直径１０５mmのブランクを打ち
抜き、５０mmのパンチでカップ状に深絞り成形を施した
後、２次加工脆化遷移温度（TT）を測定した。
して、0.８mmまで冷間圧延した。つぎに、前記表３に示
した温度で連続焼鈍または箱焼鈍した後、0.５％の調質
圧延を施し、引張試験片を採取して引張試験に供した。
また、得られた鋼板より直径１０５mmのブランクを打ち
抜き、５０mmのパンチでカップ状に深絞り成形を施した
後、２次加工脆化遷移温度（TT）を測定した。
【００３８】以上のようにして得られた結果も前述した
表３において併せて示したが、本発明鋼においては、連
続焼鈍においても、箱焼鈍においても強度は４００MPa
以上、ランクフォード平均値は2.０以上で、２次加工脆
化遷移温度もＢ無添加で−６０℃以下、Ｂ添加鋼におい
ては−１００℃以下と優れた材料特性を有している。し
かし、比較鋼１４、１５、１６ではＣ、Si、Mnが多いた
め、ランクフォード平均値が低下している。また比較鋼
１７ではMnが少ないため強度不足であり、比較鋼１８，
２５ではＰが多いため２次加工脆化遷移温度が上昇して
いる。更に、比較鋼１９ではＢが多いためランクフォー
ド平均値が低下している。また、比較鋼２０，２６では
Nb／Tiが大きいため２次加工脆化遷移温度が上昇してお
り、比較鋼２１は焼鈍温度が高いためランクフォード平
均値が劣化している。なお、比較鋼２２ではNb／Tiが小
さいためランクフォード平均値が劣化しており、比較鋼
２３では焼鈍温度が低いためランクフォード平均値が劣
化している。また、比較鋼２４，２７では、Tiが多いた
め、２次加工脆化遷移温度が上昇している。
表３において併せて示したが、本発明鋼においては、連
続焼鈍においても、箱焼鈍においても強度は４００MPa
以上、ランクフォード平均値は2.０以上で、２次加工脆
化遷移温度もＢ無添加で−６０℃以下、Ｂ添加鋼におい
ては−１００℃以下と優れた材料特性を有している。し
かし、比較鋼１４、１５、１６ではＣ、Si、Mnが多いた
め、ランクフォード平均値が低下している。また比較鋼
１７ではMnが少ないため強度不足であり、比較鋼１８，
２５ではＰが多いため２次加工脆化遷移温度が上昇して
いる。更に、比較鋼１９ではＢが多いためランクフォー
ド平均値が低下している。また、比較鋼２０，２６では
Nb／Tiが大きいため２次加工脆化遷移温度が上昇してお
り、比較鋼２１は焼鈍温度が高いためランクフォード平
均値が劣化している。なお、比較鋼２２ではNb／Tiが小
さいためランクフォード平均値が劣化しており、比較鋼
２３では焼鈍温度が低いためランクフォード平均値が劣
化している。また、比較鋼２４，２７では、Tiが多いた
め、２次加工脆化遷移温度が上昇している。
【００３９】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、高
強度、高成形性を兼ね備え、しかも耐２次加工脆性にも
優れた冷延鋼板が得られ、又斯かる冷延鋼板を安価に、
かつ安定して製造することが可能となるものであって、
本発明によるものの工業的な効果が大きいことは明かで
ある。
強度、高成形性を兼ね備え、しかも耐２次加工脆性にも
優れた冷延鋼板が得られ、又斯かる冷延鋼板を安価に、
かつ安定して製造することが可能となるものであって、
本発明によるものの工業的な効果が大きいことは明かで
ある。
【図１】Nb／Tiとランクフォード平均値および２次加工
脆化遷移温度との関係を示す図表である。
脆化遷移温度との関係を示す図表である。
【図２】焼鈍温度とランクフォード平均値の関係を示す
図表である。
図表である。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.００５wt％以下、Si：0.０３〜0.
５wt％、Mn：1.５〜2.２wt％、Ｐ：0.０５wt％未満、
Ｓ：0.０１０wt％未満、sol.Al：0.１０wt％以下、Ｎ：
0.００４０wt％以下、Ti：0.００５〜0.０２０wt％を含
有し、且つ原子濃度比で0.５≦Nb／Ti≦1.０なる関係を
満たすNbを含有し、残部Feおよび不可避不純物よりなる
ことを特徴とする耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強
度冷延鋼板。 - 【請求項２】 Ｂ：0.０００１〜0.００１０％をも含有
することを特徴とする請求項１に記載の耐２次加工脆性
に優れた深絞り用高強度冷延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２の何れかに記載の鋼を
Ar3 点以上で熱間圧延し、６００℃〜７００℃の温度で
巻取った熱延鋼帯を酸洗し、５０％〜９０％の圧下率で
冷間圧延した後、焼鈍温度ＴA が８００℃以上で、かつ
ＴA ≦９１０＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐで規定され
た温度範囲で連続焼鈍することを特徴とする耐２次加工
脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３に記載の方法において、焼鈍行
程を焼鈍温度ＴA が７５０℃以上で、かつＴA ≦９１０
＋１００Si−４８Mn＋２００Ｐで規定された温度範囲で
箱焼鈍することを特徴とする耐２次加工脆性に優れた深
絞り用高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4032940A JP2755014B2 (ja) | 1991-12-11 | 1992-01-24 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35052291 | 1991-12-11 | ||
| JP3-350522 | 1991-12-11 | ||
| JP4032940A JP2755014B2 (ja) | 1991-12-11 | 1992-01-24 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214487A true JPH05214487A (ja) | 1993-08-24 |
| JP2755014B2 JP2755014B2 (ja) | 1998-05-20 |
Family
ID=26371551
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4032940A Expired - Fee Related JP2755014B2 (ja) | 1991-12-11 | 1992-01-24 | 耐２次加工脆性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2755014B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007131918A (ja) * | 2005-11-10 | 2007-05-31 | Nippon Steel Corp | 深絞り用高強度鋼板及び溶融めっき鋼板 |
| WO2008126945A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN114000060A (zh) * | 2021-11-10 | 2022-02-01 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种高强度抗低温冲击含磷高强钢带的生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04371527A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造法 |
-
1992
- 1992-01-24 JP JP4032940A patent/JP2755014B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04371527A (ja) * | 1991-06-18 | 1992-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 深絞り用高強度冷延鋼板の製造法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007131918A (ja) * | 2005-11-10 | 2007-05-31 | Nippon Steel Corp | 深絞り用高強度鋼板及び溶融めっき鋼板 |
| WO2008126945A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2008126945A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2010-07-22 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| AU2008238998B2 (en) * | 2007-04-11 | 2011-02-24 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip metal coated high-strength steel sheet for press working excellent in low-temperature toughness and process for production thereof |
| JP5079795B2 (ja) * | 2007-04-11 | 2012-11-21 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8889264B2 (en) | 2007-04-11 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot dip plated high strength steel sheet for press forming use superior in low temperature toughness |
| CN114000060A (zh) * | 2021-11-10 | 2022-02-01 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种高强度抗低温冲击含磷高强钢带的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2755014B2 (ja) | 1998-05-20 |
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