JPH05263146A - 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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- JPH05263146A JPH05263146A JP6045392A JP6045392A JPH05263146A JP H05263146 A JPH05263146 A JP H05263146A JP 6045392 A JP6045392 A JP 6045392A JP 6045392 A JP6045392 A JP 6045392A JP H05263146 A JPH05263146 A JP H05263146A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、従来における冷延後の連続焼鈍工
程を大幅に短縮化するとともに、焼付硬化性の優れた深
絞り用冷延鋼板の製造を可能にするものである。 【構成】 極低炭素鋼に必要に応じてＴｉ，Ｎｂ及びＶ
のうち１種以上を添加し、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕
上熱延を行った後、６００℃以下の温度で巻取り、さら
に、酸洗、冷間圧延後、加熱開始から冷却終了までを３
０秒以内として連続焼鈍を行うことで従来の連続焼鈍工
程を大幅に短縮化し、しかも焼付硬化性の優れた深絞り
用冷延鋼板を製造することができる。
程を大幅に短縮化するとともに、焼付硬化性の優れた深
絞り用冷延鋼板の製造を可能にするものである。 【構成】 極低炭素鋼に必要に応じてＴｉ，Ｎｂ及びＶ
のうち１種以上を添加し、Ａｒ3 変態点以上の温度で仕
上熱延を行った後、６００℃以下の温度で巻取り、さら
に、酸洗、冷間圧延後、加熱開始から冷却終了までを３
０秒以内として連続焼鈍を行うことで従来の連続焼鈍工
程を大幅に短縮化し、しかも焼付硬化性の優れた深絞り
用冷延鋼板を製造することができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、急速加熱及び急速冷却
技術を利用し、短時間での連続焼鈍によってＩＦ鋼に焼
付硬化性を付与しかつ、優れた深絞り性をも有する冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
技術を利用し、短時間での連続焼鈍によってＩＦ鋼に焼
付硬化性を付与しかつ、優れた深絞り性をも有する冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車パネル用鋼板、とくに外板用とし
ては耐デント性の優れた鋼板が要求されている。それに
は、鋼板自身の高強度化が最も効果的であるが、それは
耐面歪の観点から加工性の劣化を伴うため、必ずしも最
適な手段とは言えない。また、市場の高級化嗜好による
車体デザインの多様化とプラスチック材料の自動車部品
への台頭により、プレス成形性としてますます厳しい形
状への加工特性、とくに優れた深絞り性が要求される現
状を考慮すると、この加工特性を満足させることが第一
条件であり、こうした特性を満足させるには極低炭素
鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀なくされる。また、
設備的には、連続焼鈍工程の大幅な短縮化が推進される
趨勢にある。これを実現するためには、急速加熱及び急
速冷却技術が有力な手段となる。
ては耐デント性の優れた鋼板が要求されている。それに
は、鋼板自身の高強度化が最も効果的であるが、それは
耐面歪の観点から加工性の劣化を伴うため、必ずしも最
適な手段とは言えない。また、市場の高級化嗜好による
車体デザインの多様化とプラスチック材料の自動車部品
への台頭により、プレス成形性としてますます厳しい形
状への加工特性、とくに優れた深絞り性が要求される現
状を考慮すると、この加工特性を満足させることが第一
条件であり、こうした特性を満足させるには極低炭素
鋼、いわゆるＩＦ鋼での対応が余儀なくされる。また、
設備的には、連続焼鈍工程の大幅な短縮化が推進される
趨勢にある。これを実現するためには、急速加熱及び急
速冷却技術が有力な手段となる。
【０００３】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、成形性は軟質でありながらプレス
成形後の塗装焼付に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６１−２７６９２８
号公報及び（２）特開昭６１−２７６９３１号公報があ
る。
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、成形性は軟質でありながらプレス
成形後の塗装焼付に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６１−２７６９２８
号公報及び（２）特開昭６１−２７６９３１号公報があ
る。
【０００４】いずれもＴｉ，Ｎｂ及びＳ量を適当に選び
かつ、熱延での巻取温度あるいは焼鈍温度を適切にとる
ことにより、焼鈍時に炭化物を再溶解させて焼付硬化性
の付与に必要な固溶炭素を確保するものである。しかし
ながら、炭素及び窒素量が依然として高いため、炭化物
が多数分散しやすく、加工性の劣化を招きやすい。ま
た、焼鈍後に適量の固溶炭素を確保するためには、炭化
物を再溶解させるのに十分な焼鈍時間が必要である。
かつ、熱延での巻取温度あるいは焼鈍温度を適切にとる
ことにより、焼鈍時に炭化物を再溶解させて焼付硬化性
の付与に必要な固溶炭素を確保するものである。しかし
ながら、炭素及び窒素量が依然として高いため、炭化物
が多数分散しやすく、加工性の劣化を招きやすい。ま
た、焼鈍後に適量の固溶炭素を確保するためには、炭化
物を再溶解させるのに十分な焼鈍時間が必要である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来におけ
る冷延後の焼鈍を大幅に短縮化することを可能にしか
つ、焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法を
提供することを目的としてなされた。
る冷延後の焼鈍を大幅に短縮化することを可能にしか
つ、焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法を
提供することを目的としてなされた。
【０００６】
【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、極低炭素鋼で炭素及び窒素量
を従来よりさらに低くし、さらに熱間圧延における巻取
温度と焼鈍工程における加熱速度及び冷却速度を急速化
することで、従来の焼鈍工程を大幅に短縮化するととも
に、こうした製造工程において焼付硬化性の優れた深絞
り用冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
に鑑み鋭意検討した結果、極低炭素鋼で炭素及び窒素量
を従来よりさらに低くし、さらに熱間圧延における巻取
温度と焼鈍工程における加熱速度及び冷却速度を急速化
することで、従来の焼鈍工程を大幅に短縮化するととも
に、こうした製造工程において焼付硬化性の優れた深絞
り用冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
【０００７】図１及び図２に、本発明の確立に至った実
験結果を示す。本実験では、Ｃ：０．００１２％、Ｓ
ｉ：０．１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１２％、
Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０３５％、Ｔｉ：０．０
４５％、Ｎ：０．００１０％、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を用いた。前記成分のスラブを９１０℃
で仕上圧延を行い、巻取温度を室温から７５０℃の範囲
で変化させて４mmの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間
圧延を施した。焼鈍温度は８００℃とし、焼鈍処理時間
を変えるために図３に示すようなヒートサイクルで加熱
速度、保定時間及び冷却速度を種々変化させて連続焼鈍
を行い、１％の調質圧延を施した後に焼付硬化性を評価
した。なお、焼付硬化性は２％の予歪を与えて１７０℃
で２０分の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力
の上昇量を調査した。
験結果を示す。本実験では、Ｃ：０．００１２％、Ｓ
ｉ：０．１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１２％、
Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０３５％、Ｔｉ：０．０
４５％、Ｎ：０．００１０％、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を用いた。前記成分のスラブを９１０℃
で仕上圧延を行い、巻取温度を室温から７５０℃の範囲
で変化させて４mmの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間
圧延を施した。焼鈍温度は８００℃とし、焼鈍処理時間
を変えるために図３に示すようなヒートサイクルで加熱
速度、保定時間及び冷却速度を種々変化させて連続焼鈍
を行い、１％の調質圧延を施した後に焼付硬化性を評価
した。なお、焼付硬化性は２％の予歪を与えて１７０℃
で２０分の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力
の上昇量を調査した。
【０００８】すなわち、巻取温度を６００℃以下とし、
かつ、連続焼鈍において加熱開始から冷却終了までの時
間を３０秒以内とした場合には、３０MPa 以上の焼付硬
化性が得られることを見いだしたのである。こうした現
象は、低温で巻取ることにより、熱延板段階で、冷延・
焼鈍後の再結晶集合組織を劣化させない程度の固溶Ｃあ
るいはＮが確保され、それが短時間の焼鈍処理によって
再結晶焼鈍後においても焼付硬化性を付与できるだけの
量として保持されるためと考えられる。
かつ、連続焼鈍において加熱開始から冷却終了までの時
間を３０秒以内とした場合には、３０MPa 以上の焼付硬
化性が得られることを見いだしたのである。こうした現
象は、低温で巻取ることにより、熱延板段階で、冷延・
焼鈍後の再結晶集合組織を劣化させない程度の固溶Ｃあ
るいはＮが確保され、それが短時間の焼鈍処理によって
再結晶焼鈍後においても焼付硬化性を付与できるだけの
量として保持されるためと考えられる。
【０００９】また、図４には、巻取温度５００℃とした
場合の添加Ｃ及びＮの合計量と焼付硬化性の変化を示
す。なお、他の成分及び焼鈍条件は前述のものと同一と
した。すなわち、３０MPa 以上の焼付硬化性を確保する
には、適当量の固溶Ｃ及びＮが必要である。本発明では
巻取温度でその量を制御するが、添加量がＣ及びＮ量の
合計で０．０００５％未満では、本発明で求める焼付硬
化性が得られない。
場合の添加Ｃ及びＮの合計量と焼付硬化性の変化を示
す。なお、他の成分及び焼鈍条件は前述のものと同一と
した。すなわち、３０MPa 以上の焼付硬化性を確保する
には、適当量の固溶Ｃ及びＮが必要である。本発明では
巻取温度でその量を制御するが、添加量がＣ及びＮ量の
合計で０．０００５％未満では、本発明で求める焼付硬
化性が得られない。
【００１０】つまり、本発明は次のように構成したもの
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１５％
以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以
上、０．１％以下の範囲で含み、残部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Ａｒ3 変態点以上の温度で
仕上圧延を終了して、６００℃以下の温度域で巻取り、
酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加
熱開始から冷却終了までを３０秒以内とし、７５０〜９
００℃の温度域まで加熱後冷却し、さらに調質圧延を行
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。
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１５％
以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．８×（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）％以
上、０．１％以下の範囲で含み、残部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Ａｒ3 変態点以上の温度で
仕上圧延を終了して、６００℃以下の温度域で巻取り、
酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、連続焼鈍で加
熱開始から冷却終了までを３０秒以内とし、７５０〜９
００℃の温度域まで加熱後冷却し、さらに調質圧延を行
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。
【００１１】（２）重量％で、Ｃ：０．００５０％以
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖのうち１種以上を合計で０．１％以下の範
囲で含み、Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％以下を
含有し、残部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Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延を終了して、６
００℃以下の温度域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間
圧延を施した後、連続焼鈍で加熱開始から冷却終了まで
を３０秒以内とし、７５０〜９００℃の温度域まで加熱
後冷却し、さらに調質圧延を行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。
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：
０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖのうち１種以上を合計で０．１％以下の範
囲で含み、Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％以下を
含有し、残部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Ａｒ3 変態点以上の温度で仕上圧延を終了して、６
００℃以下の温度域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間
圧延を施した後、連続焼鈍で加熱開始から冷却終了まで
を３０秒以内とし、７５０〜９００℃の温度域まで加熱
後冷却し、さらに調質圧延を行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。
【００１２】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。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。しかしながら、３０MPa
以上の焼付硬化性を確保するためには、Ｃ及びＮ量の合
計で０．０００５％以上必要である。
について述べる。Ｃ及びＮは、常温での成形性、すなわ
ち低ＹＰ、高Ｅｌ及びｒ値を確保し、かつ、非時効とす
るにはその添加量は低い方が良い。そのため、それぞれ
上限を０．００５０％とする。しかしながら、３０MPa
以上の焼付硬化性を確保するためには、Ｃ及びＮ量の合
計で０．０００５％以上必要である。
【００１３】Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加され
るが、過度の添加は溶接性を劣化させる。また、メッキ
の密着性を良好とするためにもその添加量は少ない方が
良く、上限を１．０％とした。
るが、過度の添加は溶接性を劣化させる。また、メッキ
の密着性を良好とするためにもその添加量は少ない方が
良く、上限を１．０％とした。
【００１４】Ｍｎも鋼の高強度化に有効であるが、過剰
の添加は鋼の硬質化によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念さ
れる。そのため２．０％を上限とした。しかし、無添加
では熱延時に熱間脆性割れを招くため、０．０１％以上
とした方が良い。
の添加は鋼の硬質化によりＥｌ及びｒ値の劣化が懸念さ
れる。そのため２．０％を上限とした。しかし、無添加
では熱延時に熱間脆性割れを招くため、０．０１％以上
とした方が良い。
【００１５】Ｐは、Ｓｉ，Ｍｎに比べて固溶強化能の大
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０．１５％とした。
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０．１５％とした。
【００１６】Ｓは、過剰に添加されると熱間割れを招く
ため、０．０１５％以下とするが、脱硫コストの問題か
ら０．００３％以上が好ましい。Ａｌは、鋼の脱酸のた
めに必要であり、０．０１％以上必要である。一方、過
剰の添加はコストアップに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０．１％とする。
ため、０．０１５％以下とするが、脱硫コストの問題か
ら０．００３％以上が好ましい。Ａｌは、鋼の脱酸のた
めに必要であり、０．０１％以上必要である。一方、過
剰の添加はコストアップに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０．１％とする。
【００１７】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、時効性を確保するため
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ，Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるので、０．１％を上限とする。
にＣ及びＮをある程度固定する場合に、それらの添加が
必要となる。添加量はＣ，Ｎの添加量との関係で時効性
が確保される量で良いため、合計で０．８×（Ｃ／１２
＋Ｎ／１４）％以上とするが、過度の添加は多数の炭窒
化物を形成させ、延性及び深絞り性を劣化させることに
なるので、０．１％を上限とする。
【００１８】Ｂは、二次加工性向上のために添加する。
本発明の場合、粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、
二次加工性をさらに向上させるためには添加するが、
０．０００１％未満ではその効果がなく、また、過剰の
添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化するとともに二次加
工性向上効果が飽和するため、上限を０．００５０％と
する。なお、本発明ではとくに規定しないが、Ｃａ，Ｚ
ｒ，Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさしつかえない。
本発明の場合、粒界強度が弱い極低炭素鋼であるため、
二次加工性をさらに向上させるためには添加するが、
０．０００１％未満ではその効果がなく、また、過剰の
添加は鋼を硬質化し、加工性が劣化するとともに二次加
工性向上効果が飽和するため、上限を０．００５０％と
する。なお、本発明ではとくに規定しないが、Ｃａ，Ｚ
ｒ，Ｃｅ等の希土類元素を添加してもさしつかえない。
【００１９】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、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱後あるいは再加
熱なしに熱延を行うが、Ａｒ3 変態点より低い温度で仕
上熱延されると、熱延板段階で集合組織が発達し、冷延
・焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ//〈１１１〉方位の
発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3 変態点以上と
する。その後通常の方法では巻取るが、その際の巻取温
度は本発明において最も重要な役割を果たす因子の１つ
であり、その温度は６００℃以下とする。これよりも高
い温度で巻取ると図１（ａ）に見られるように、３０MP
a 以上の焼付硬化性が得られなくなる。
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、薄スラブ連鋳法にて製造さ
れたものでもかまわない。続いて再加熱後あるいは再加
熱なしに熱延を行うが、Ａｒ3 変態点より低い温度で仕
上熱延されると、熱延板段階で集合組織が発達し、冷延
・焼鈍後の深絞り性に好ましいＮＤ//〈１１１〉方位の
発達を劣化させるため、仕上温度はＡｒ3 変態点以上と
する。その後通常の方法では巻取るが、その際の巻取温
度は本発明において最も重要な役割を果たす因子の１つ
であり、その温度は６００℃以下とする。これよりも高
い温度で巻取ると図１（ａ）に見られるように、３０MP
a 以上の焼付硬化性が得られなくなる。
【００２０】連続焼鈍における加熱開始から冷却終了ま
での時間も、本発明において最も重要な因子の１つであ
る。ヒートサイクルとしては図２に示すパターンがとら
れる。すなわち、加熱速度及び冷却速度が遅くなる、あ
るいは冷却開始までの時間が長くなり、加熱開始から冷
却終了までの時間が３０秒を超えると、図１（ｂ）にみ
られるように焼付硬化性が低下し、安定して３０MPa 以
上の焼付硬化性が得られなくなる。
での時間も、本発明において最も重要な因子の１つであ
る。ヒートサイクルとしては図２に示すパターンがとら
れる。すなわち、加熱速度及び冷却速度が遅くなる、あ
るいは冷却開始までの時間が長くなり、加熱開始から冷
却終了までの時間が３０秒を超えると、図１（ｂ）にみ
られるように焼付硬化性が低下し、安定して３０MPa 以
上の焼付硬化性が得られなくなる。
【００２１】また、焼鈍温度としては短時間で再結晶が
完了する温度以上が必要となる。つまり７５０℃未満で
は深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が達
成されない。また、９００℃を超えて焼鈍を行うと製品
板の結晶粒径が粗大化し、肌荒れの原因となるため好ま
しくない。また、加熱及び冷却方法についてはとくに規
定しないが、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法と
しては気水冷却及びガス冷却等で行うのが有効となる。
完了する温度以上が必要となる。つまり７５０℃未満で
は深絞り性を確保するのに十分な再結晶及び粒成長が達
成されない。また、９００℃を超えて焼鈍を行うと製品
板の結晶粒径が粗大化し、肌荒れの原因となるため好ま
しくない。また、加熱及び冷却方法についてはとくに規
定しないが、加熱方法としては通電加熱で、冷却方法と
しては気水冷却及びガス冷却等で行うのが有効となる。
【００２２】
実施例１ Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：０．１
５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：
０．０２８％、Ｔｉ：０．０３５％、Ｎ：０．００３０
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、５０
０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧延
を施した後、表１に示すような条件で図２に示すヒート
サイクルで通電加熱及び気水冷却により連続焼鈍を行
い、さらに１％の調質圧延を施した。
５％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：
０．０２８％、Ｔｉ：０．０３５％、Ｎ：０．００３０
％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造でスラブとした。熱延は１１００℃で加熱
後、仕上温度を９２０℃として熱間圧延を終了し、５０
０℃で巻取った。熱延板は、酸洗後、８０％の冷間圧延
を施した後、表１に示すような条件で図２に示すヒート
サイクルで通電加熱及び気水冷却により連続焼鈍を行
い、さらに１％の調質圧延を施した。
【００２３】その後材質調査としてＪＩＳ Ｚ ２２０
１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法に
従って、引張試験を行った。また、焼付硬化性について
は前述したように２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力の上昇量
で評価した。表２に結果をまとめて示す。
１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法に
従って、引張試験を行った。また、焼付硬化性について
は前述したように２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力の上昇量
で評価した。表２に結果をまとめて示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】本発明の範囲に従ったNo．２，３，５，
６，７，８では、２．０以上の高いｒ値を有し、深絞り
性に優れるとともに、３０MPa 以上の高い焼付硬化性を
示す。No．１は、焼鈍温度が本発明の範囲から低くはず
れたため、粒成長が不十分でｒ値が低い。No．４及び９
は、焼鈍処理時間が本発明の範囲から長時間側にはずれ
たため、焼鈍中に熱延板で確保した固溶Ｃが析出し、３
０MPa 以上の焼付硬化性が得られない。また、No．１０
は、焼鈍温度が本発明の範囲から高くはずれたため、焼
鈍後の結晶粒径が大きくなりすぎて、引張試験を行うと
肌荒れを生じている。
６，７，８では、２．０以上の高いｒ値を有し、深絞り
性に優れるとともに、３０MPa 以上の高い焼付硬化性を
示す。No．１は、焼鈍温度が本発明の範囲から低くはず
れたため、粒成長が不十分でｒ値が低い。No．４及び９
は、焼鈍処理時間が本発明の範囲から長時間側にはずれ
たため、焼鈍中に熱延板で確保した固溶Ｃが析出し、３
０MPa 以上の焼付硬化性が得られない。また、No．１０
は、焼鈍温度が本発明の範囲から高くはずれたため、焼
鈍後の結晶粒径が大きくなりすぎて、引張試験を行うと
肌荒れを生じている。
【００２７】実施例２ 表３に示す種々の組成の鋼を、それぞれ転炉にて溶製
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ3 点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、表４に示す温度で巻取った。続いて酸洗後、８５
％の冷間圧延を施し、続く連続焼鈍は通電加熱及び気水
冷却により図２に示すヒートサイクルで本発明の範囲と
し、同表に示す温度で焼鈍処理時間は１０秒とした。さ
らに、１％の調質圧延を施した。
し、連続鋳造によってスラブとした。これらのスラブを
Ａｒ3 点（＝９１６−５０９Ｃ（％）＋２７Ｓｉ（％）
−６４Ｍｎ（％）（℃））より高い温度域で仕上熱延を
行い、表４に示す温度で巻取った。続いて酸洗後、８５
％の冷間圧延を施し、続く連続焼鈍は通電加熱及び気水
冷却により図２に示すヒートサイクルで本発明の範囲と
し、同表に示す温度で焼鈍処理時間は１０秒とした。さ
らに、１％の調質圧延を施した。
【００２８】その後材質調査として、実施例１と同じ方
法で材質評価を行った。また、二次加工性については図
４に示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比
２．０で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール
中に浸し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡
げ脆性破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とし
た。表５に結果をまとめて示す。
法で材質評価を行った。また、二次加工性については図
４に示すように、試料を１００φに打ち抜き、絞り比
２．０で円筒に絞ったカップを、−５０℃のエタノール
中に浸し、テーパーポンチにのせて荷重を与え、押し拡
げ脆性破壊の有無で判定し、割れのない場合を合格とし
た。表５に結果をまとめて示す。
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【表５】
【００３２】本発明方法に従ったＡ〜Ｅ鋼のNo．１，
２，３，４，６，８，９では深絞り性に優れかつ、安定
して３０MPa 以上の焼付硬化性が得られている。一方、
本発明鋼であるＢ及びＥ鋼でも、本発明の範囲外である
６００℃より高い温度で巻取ったNo．５，７，１０では
焼付硬化性が低い。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＦ鋼のN
o．１１では、炭窒化物が多く形成されるため冷延・焼
鈍後の粒成長性が悪く、ＮＤ//〈１１１〉方位が発達せ
ずｒ値が低いと同時に、Ｅｌも低い。また、Ｍｎ及びＰ
量が高くはずれたＧ鋼のNo．１２では、硬質化しＹＰが
高いばかりでなく、ｒ値及びＥｌとも低い。また、Ｐ量
が高すぎるためＢが添加されているにもかかわらず、二
次加工性が劣化する。Ｔｉの添加量が高くはずれたNo．
１３では、固溶Ｔｉが多く残存するため粒成長性が悪
く、ｒ値が低い。
２，３，４，６，８，９では深絞り性に優れかつ、安定
して３０MPa 以上の焼付硬化性が得られている。一方、
本発明鋼であるＢ及びＥ鋼でも、本発明の範囲外である
６００℃より高い温度で巻取ったNo．５，７，１０では
焼付硬化性が低い。Ｃ及びＮ量が高くはずれたＦ鋼のN
o．１１では、炭窒化物が多く形成されるため冷延・焼
鈍後の粒成長性が悪く、ＮＤ//〈１１１〉方位が発達せ
ずｒ値が低いと同時に、Ｅｌも低い。また、Ｍｎ及びＰ
量が高くはずれたＧ鋼のNo．１２では、硬質化しＹＰが
高いばかりでなく、ｒ値及びＥｌとも低い。また、Ｐ量
が高すぎるためＢが添加されているにもかかわらず、二
次加工性が劣化する。Ｔｉの添加量が高くはずれたNo．
１３では、固溶Ｔｉが多く残存するため粒成長性が悪
く、ｒ値が低い。
【００３３】
【発明の効果】本発明は、従来の連続焼鈍工程の大幅な
短縮化を可能とし、かつ、焼付硬化性の優れた深絞り用
冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発
明により従来工程に比べて製造コストを大幅に削減して
焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板を供給することが
できる。
短縮化を可能とし、かつ、焼付硬化性の優れた深絞り用
冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発
明により従来工程に比べて製造コストを大幅に削減して
焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板を供給することが
できる。
【図１】（ａ）巻取温度の本発明の範囲を示す図表であ
る。（ｂ）焼鈍処理時間の本発明の範囲を示す図表であ
る。
る。（ｂ）焼鈍処理時間の本発明の範囲を示す図表であ
る。
【図２】（ａ），（ｂ）は連続焼鈍におけるヒートサイ
クルを示す図表である。
クルを示す図表である。
【図３】（Ｃ＋Ｎ）量の本発明における下限を示す図表
である。
である。
【図４】本発明で用いた二次加工性を調査するための試
験方法を示す説明図である。
験方法を示す説明図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年４月２８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】図１に、本発明の確立に至った実験結果を
示す。本実験では、Ｃ：０．００１２％、Ｓｉ：０．１
％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．０
０８％、Ａｌ：０．０３５％、Ｔｉ：０．０４５％、
Ｎ：０．００１０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を用いた。前記成分のスラブを９１０℃で仕上圧
延を行い、巻取温度を室温から７５０℃の範囲で変化さ
せて４mmの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間圧延を施
した。焼鈍温度は８００℃とし、焼鈍処理時間を変える
ために図２に示すようなヒートサイクルで加熱速度、保
定時間及び冷却速度を種々変化させて連続焼鈍を行い、
１％の調質圧延を施した後に焼付硬化性を評価した。な
お、焼付硬化性は２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力の上昇量
を調査した。
示す。本実験では、Ｃ：０．００１２％、Ｓｉ：０．１
％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．０
０８％、Ａｌ：０．０３５％、Ｔｉ：０．０４５％、
Ｎ：０．００１０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を用いた。前記成分のスラブを９１０℃で仕上圧
延を行い、巻取温度を室温から７５０℃の範囲で変化さ
せて４mmの熱延板とし、酸洗後、８０％の冷間圧延を施
した。焼鈍温度は８００℃とし、焼鈍処理時間を変える
ために図２に示すようなヒートサイクルで加熱速度、保
定時間及び冷却速度を種々変化させて連続焼鈍を行い、
１％の調質圧延を施した後に焼付硬化性を評価した。な
お、焼付硬化性は２％の予歪を与えて１７０℃で２０分
の保定を行った時の熱処理前後での降伏点応力の上昇量
を調査した。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】また、図３には、巻取温度５００℃とした
場合の添加Ｃ及びＮの合計量と焼付硬化性の変化を示
す。なお、他の成分及び焼鈍条件は前述のものと同一と
した。すなわち、３０MPa 以上の焼付硬化性を確保する
には、適当量の固溶Ｃ及びＮが必要である。本発明では
巻取温度でその量を制御するが、添加量がＣ及びＮ量の
合計で０．０００５％未満では、本発明で求める焼付硬
化性が得られない。
場合の添加Ｃ及びＮの合計量と焼付硬化性の変化を示
す。なお、他の成分及び焼鈍条件は前述のものと同一と
した。すなわち、３０MPa 以上の焼付硬化性を確保する
には、適当量の固溶Ｃ及びＮが必要である。本発明では
巻取温度でその量を制御するが、添加量がＣ及びＮ量の
合計で０．０００５％未満では、本発明で求める焼付硬
化性が得られない。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】つまり、本発明は次のように構成したもの
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１５％
以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．１％以下の範囲で含み、残部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Ａｒ3 変態点
以上の温度で仕上圧延を終了して、６００℃以下の温度
域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、
連続焼鈍で加熱開始から冷却終了までを３０秒以内と
し、７５０〜９００℃の温度域まで加熱後冷却し、さら
に調質圧延を行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。
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．１５％
以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１
０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち
１種以上を合計で０．１％以下の範囲で含み、残部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Ａｒ3 変態点
以上の温度で仕上圧延を終了して、６００℃以下の温度
域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施した後、
連続焼鈍で加熱開始から冷却終了までを３０秒以内と
し、７５０〜９００℃の温度域まで加熱後冷却し、さら
に調質圧延を行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。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５０％以下、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜２．０％、 Ｐ ：０．１５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下、 Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうち１種類以上を合計で０．１％以
下、 残部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Ａｒ
3 変態点以上の温度で仕上圧延を終了して、６００℃以
下の温度域で巻取り、酸洗後通常の方法で冷間圧延を施
した後、連続焼鈍で加熱開始から冷却終了までを３０秒
以内とし、７５０〜９００℃の温度域まで加熱後冷却
し、さらに調質圧延を行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。 - 【請求項２】 重量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００
５０％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の
焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6045392A JPH05263146A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP6045392A JPH05263146A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263146A true JPH05263146A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=13142708
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6045392A Pending JPH05263146A (ja) | 1992-03-17 | 1992-03-17 | 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) | JPH05263146A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470640B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 |
| WO2011118421A1 (ja) * | 2010-03-26 | 2011-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6411924A (en) * | 1987-07-06 | 1989-01-17 | Nippon Steel Corp | Manufacture of cold-rolled steel sheet for deep drawing having baking hardenability |
| JPH0432519A (ja) * | 1990-05-28 | 1992-02-04 | 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 |
-
1992
- 1992-03-17 JP JP6045392A patent/JPH05263146A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6411924A (en) * | 1987-07-06 | 1989-01-17 | Nippon Steel Corp | Manufacture of cold-rolled steel sheet for deep drawing having baking hardenability |
| JPH0432519A (ja) * | 1990-05-28 | 1992-02-04 | 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 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470640B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 고강도 소부경화형 냉연강판 및 그 제조방법 |
| WO2011118421A1 (ja) * | 2010-03-26 | 2011-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| JP2011202251A (ja) * | 2010-03-26 | 2011-10-13 | Jfe Steel Corp | 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
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