JPH0559490A - プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 - Google Patents
プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法Info
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- JPH0559490A JPH0559490A JP22011791A JP22011791A JPH0559490A JP H0559490 A JPH0559490 A JP H0559490A JP 22011791 A JP22011791 A JP 22011791A JP 22011791 A JP22011791 A JP 22011791A JP H0559490 A JPH0559490 A JP H0559490A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】延性、深絞り性および耐２次加工脆性の良好な
高張力薄鋼板を提供すること。 【構成】Si:0.5〜2.5 ％、Mn:0.50 ％超3.0 ％以下、 かつ、Mn−Si＝−1.0 〜＋2.0 ％ Ｐ:0.04 〜0.15％、かつ５≦Mn／Ｐ とすることで、比較的多量のSiを添加し、鋼の固溶強化
と同時に延性を著しく向上させる。Si添加により鋼中の
Ｃの活量が増し、延性を劣化させるTiＣの粗大化を促進
するためと考えられる。
高張力薄鋼板を提供すること。 【構成】Si:0.5〜2.5 ％、Mn:0.50 ％超3.0 ％以下、 かつ、Mn−Si＝−1.0 〜＋2.0 ％ Ｐ:0.04 〜0.15％、かつ５≦Mn／Ｐ とすることで、比較的多量のSiを添加し、鋼の固溶強化
と同時に延性を著しく向上させる。Si添加により鋼中の
Ｃの活量が増し、延性を劣化させるTiＣの粗大化を促進
するためと考えられる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、種々の形状にプレス加
工して利用される高張力薄鋼板、特に延性、深絞り性お
よび耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板とその製造法
に関する。
工して利用される高張力薄鋼板、特に延性、深絞り性お
よび耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板とその製造法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】今日のように産業技術分野が高度に分業
化されると、各技術分野において用いられる材料に対す
る要求も特殊化・高度化し、例えばプレス成形される鋼
板についても、高い強度が要求されるようになり高張力
薄鋼板を用いることが試みられている。しかし、延性・
深絞り性などのプレス成形性と鋼板の高強度化とは背反
する特性と考えられており、耐２次加工脆性も含めて、
これらの特性を実用上ともに満足する程度に実現するこ
とは困難である。
化されると、各技術分野において用いられる材料に対す
る要求も特殊化・高度化し、例えばプレス成形される鋼
板についても、高い強度が要求されるようになり高張力
薄鋼板を用いることが試みられている。しかし、延性・
深絞り性などのプレス成形性と鋼板の高強度化とは背反
する特性と考えられており、耐２次加工脆性も含めて、
これらの特性を実用上ともに満足する程度に実現するこ
とは困難である。
【０００３】これまでにも、製鋼段階で十分に脱炭処理
した後、TiあるいはNbを添加した極低炭素鋼をベース
に、Si、Mn、Cr、Ｐを添加して強度を上げた深絞り用高
張力鋼板については多くの提案がある。しかしながら、
それらは特に最近要求されている程度にまで強度および
プレス成形性をともに改善することはできない。例え
ば、特公昭57−57945 号公報においては、上記極低炭素
Ti添加鋼に多量のＰを添加した高張力冷延鋼板の製造方
法が開示されているが、N 、S 含有量について、さらに
２次加工脆性については何ら言及していない。それによ
り製造される高張力鋼板の最高引張強度は50 kgf/mm2程
度で、ｒ値は1.6 〜1.9 が限界となっている。
した後、TiあるいはNbを添加した極低炭素鋼をベース
に、Si、Mn、Cr、Ｐを添加して強度を上げた深絞り用高
張力鋼板については多くの提案がある。しかしながら、
それらは特に最近要求されている程度にまで強度および
プレス成形性をともに改善することはできない。例え
ば、特公昭57−57945 号公報においては、上記極低炭素
Ti添加鋼に多量のＰを添加した高張力冷延鋼板の製造方
法が開示されているが、N 、S 含有量について、さらに
２次加工脆性については何ら言及していない。それによ
り製造される高張力鋼板の最高引張強度は50 kgf/mm2程
度で、ｒ値は1.6 〜1.9 が限界となっている。
【０００４】また、特公昭59−42742 号公報において
は、上記極低炭素Ti添加鋼にＰを主とし、さらにMn、S
i、Mo、Crなどの強化元素を添加し、IF鋼特有の２次加
工脆性を防止するためにＢを添加することを特徴とした
高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、
この場合も、50 kgf/mm2程度が最高引張強度で、ｒ値が
1.6 程度しかない。
は、上記極低炭素Ti添加鋼にＰを主とし、さらにMn、S
i、Mo、Crなどの強化元素を添加し、IF鋼特有の２次加
工脆性を防止するためにＢを添加することを特徴とした
高張力冷延鋼板の製造方法が開示されている。しかし、
この場合も、50 kgf/mm2程度が最高引張強度で、ｒ値が
1.6 程度しかない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】極低炭素鋼にSi、Ｐ、
Mn等の置換型固溶元素を添加し鋼板を高強度化するのに
伴ない延性、深絞り性が劣化するのが従来の常識であ
る。そのため、50 kgf/mm2の引張強度とすると、ｒ値が
1.6 程度までしか改善されないというのが従来技術の現
状である。
Mn等の置換型固溶元素を添加し鋼板を高強度化するのに
伴ない延性、深絞り性が劣化するのが従来の常識であ
る。そのため、50 kgf/mm2の引張強度とすると、ｒ値が
1.6 程度までしか改善されないというのが従来技術の現
状である。
【０００６】ここに、本発明の一般的な目的は、極低炭
素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、従来の高張力薄
鋼板より延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法を提供
することである。ここに、本発明の具体的な目的は、極
低炭素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、引張強度50
kgf/mm2 以上であって、ｒ値が 1.4以上であり、TS×El
＝1700以上の高張力薄鋼板とその製造法を提供すること
である。
素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、従来の高張力薄
鋼板より延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法を提供
することである。ここに、本発明の具体的な目的は、極
低炭素Ti添加軟鋼並みの深絞り性を維持し、引張強度50
kgf/mm2 以上であって、ｒ値が 1.4以上であり、TS×El
＝1700以上の高張力薄鋼板とその製造法を提供すること
である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、先に極低炭
素Ti添加鋼にＰとMnを複合添加すると、高強度化ができ
るだけでなく深絞り性を向上させることができることを
見い出し、特開昭63−190141号および特開平２−149624
号公報において高張力冷延鋼板およびその製造法を開示
した。すなわち、特開昭63−190141号においては、Si≦
0.02％と、Siを含まないことを前提にMnおよびP の添加
を行っているのである。
素Ti添加鋼にＰとMnを複合添加すると、高強度化ができ
るだけでなく深絞り性を向上させることができることを
見い出し、特開昭63−190141号および特開平２−149624
号公報において高張力冷延鋼板およびその製造法を開示
した。すなわち、特開昭63−190141号においては、Si≦
0.02％と、Siを含まないことを前提にMnおよびP の添加
を行っているのである。
【０００８】特開平２−149624号においては、Si＝0.02
〜0.60％とSiが添加される場合も包含するが、Nbを必須
としており、Ti単独添加でなくNbとの共存効果を意図す
るものである。その後の研究によっても、P およびMnの
複合添加によって高強度化と深絞り性がともに改善され
る冶金学的原因については明確にはなっていなかった
が、固溶強化元素としてＰ、Mnを添加することにより、
鋼板中にFeTiＰ等の微細な析出物が生成して引張強度が
上昇し、一方そのような析出物の存在によって再結晶集
合組織が制御され、深絞り性も改善されるためと推測し
た。
〜0.60％とSiが添加される場合も包含するが、Nbを必須
としており、Ti単独添加でなくNbとの共存効果を意図す
るものである。その後の研究によっても、P およびMnの
複合添加によって高強度化と深絞り性がともに改善され
る冶金学的原因については明確にはなっていなかった
が、固溶強化元素としてＰ、Mnを添加することにより、
鋼板中にFeTiＰ等の微細な析出物が生成して引張強度が
上昇し、一方そのような析出物の存在によって再結晶集
合組織が制御され、深絞り性も改善されるためと推測し
た。
【０００９】その後、さらに深絞り性が向上した原因を
解明するために研究を継続した結果、前述の析出物のみ
ならず、フェライト安定化元素であるＰとオーステナイ
ト安定化元素であるMnを複合添加することで、次のよう
な作用効果が発揮されることを知った: (1) Ｐのようなフェライト安定化元素を単独で添加する
と鋼のα→γ変態点が高くなり、熱間圧延過程において
鋼帯の一部、または全体がフェライト域において圧延さ
れる。そのため、鋼帯表層に、Goss方位 (｛110 ｝<011
>)近傍の集合組織が発達する。この方位は、冷間圧延さ
れると消えるが、その後の再結晶時に再び出現し、深絞
り性を著しく阻害する。
解明するために研究を継続した結果、前述の析出物のみ
ならず、フェライト安定化元素であるＰとオーステナイ
ト安定化元素であるMnを複合添加することで、次のよう
な作用効果が発揮されることを知った: (1) Ｐのようなフェライト安定化元素を単独で添加する
と鋼のα→γ変態点が高くなり、熱間圧延過程において
鋼帯の一部、または全体がフェライト域において圧延さ
れる。そのため、鋼帯表層に、Goss方位 (｛110 ｝<011
>)近傍の集合組織が発達する。この方位は、冷間圧延さ
れると消えるが、その後の再結晶時に再び出現し、深絞
り性を著しく阻害する。
【００１０】(2) Mnのようなオーステナイト安定化元素
を単独で添加すると、逆にα→γ変態点が低くなり、 通常の熱間圧延条件では、熱間圧延完了温度と変態点
の間の温度差が大きいため、オーステナイト結晶粒径が
大きくなり、熱延板のフェライト結晶粒径が大きくな
る。 さらに、Ar3 変態点とAr1 変態点の温度差が大きくな
り、変態そのものがゆっくり進行するために、変態後の
フェライト結晶粒径を一層大きくする。 このように粗大化したフェライト結晶粒の存在は、冷
間圧延および焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組
織の発達を阻害する。
を単独で添加すると、逆にα→γ変態点が低くなり、 通常の熱間圧延条件では、熱間圧延完了温度と変態点
の間の温度差が大きいため、オーステナイト結晶粒径が
大きくなり、熱延板のフェライト結晶粒径が大きくな
る。 さらに、Ar3 変態点とAr1 変態点の温度差が大きくな
り、変態そのものがゆっくり進行するために、変態後の
フェライト結晶粒径を一層大きくする。 このように粗大化したフェライト結晶粒の存在は、冷
間圧延および焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組
織の発達を阻害する。
【００１１】(3) Ｐの代わりにフェライト安定化元素で
あるSiを添加しても同様の効果が得られ、固溶強化と深
絞り性の向上がもたらされる。 (4) さらに、Siを添加すると、鋼の固溶強化と同時に延
性が著しく向上する。この理由は明らかではないが、Si
添加により鋼中のＣの活量が増し、延性を劣化させるTi
Ｃの粗大化を促進するためと考えられる。 (5) またさらに、極低炭素Ti添加IF鋼にＰ、Mnを多量に
添加すると、理由は明らかではないがTiＣの析出が抑制
され、微量の固溶Ｃが鋼板中に残存し、耐２次加工脆性
を改善する。
あるSiを添加しても同様の効果が得られ、固溶強化と深
絞り性の向上がもたらされる。 (4) さらに、Siを添加すると、鋼の固溶強化と同時に延
性が著しく向上する。この理由は明らかではないが、Si
添加により鋼中のＣの活量が増し、延性を劣化させるTi
Ｃの粗大化を促進するためと考えられる。 (5) またさらに、極低炭素Ti添加IF鋼にＰ、Mnを多量に
添加すると、理由は明らかではないがTiＣの析出が抑制
され、微量の固溶Ｃが鋼板中に残存し、耐２次加工脆性
を改善する。
【００１２】よって、本発明の要旨とするところは、重
量％で、 Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Si:0.50 〜2.50％、Mn:0.50 ％
超3.00％以下、 かつ、Mn−Si＝−1.00〜＋2.00％ Ｐ:0.040〜0.150 ％、かつ５≦Mn／Ｐ Ｎ:0.0005 〜0.0100％、酸可溶Al:0.1％以下、Ｓ:0.010
％以下、 Ti≧48×(N／14＋Ｃ／12) 、および残部Feおよび不可避
的不純物よりなる鋼組成を有する、延性、深絞り性およ
び耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板である。
量％で、 Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Si:0.50 〜2.50％、Mn:0.50 ％
超3.00％以下、 かつ、Mn−Si＝−1.00〜＋2.00％ Ｐ:0.040〜0.150 ％、かつ５≦Mn／Ｐ Ｎ:0.0005 〜0.0100％、酸可溶Al:0.1％以下、Ｓ:0.010
％以下、 Ti≧48×(N／14＋Ｃ／12) 、および残部Feおよび不可避
的不純物よりなる鋼組成を有する、延性、深絞り性およ
び耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板である。
【００１３】本発明は、その別面からは、上記鋼組成を
有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar
3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻
き取り、次いで、脱スケール後、圧下率50〜90％で冷間
圧延し、さらに再結晶焼鈍することを特徴とする、延
性、深絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼
板の製造法である。
有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar
3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻
き取り、次いで、脱スケール後、圧下率50〜90％で冷間
圧延し、さらに再結晶焼鈍することを特徴とする、延
性、深絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼
板の製造法である。
【００１４】また、さらに別の面からは、本発明は、上
記鋼組成を有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却するこ
となく、Ar3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃で
コイルに巻き取り、次いで、脱スケール後、圧下率50〜
90％で冷間圧延し、その後連続焼鈍炉で再結晶焼鈍して
から、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて最高加熱温度
を550 ℃以下でめっきすることを特徴とする、延性、深
絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の製
造法である。以上のように、本発明によれば、高強度化
と深絞り性、延性、耐２次加工脆性の改善を同時に達成
することが可能となる。
記鋼組成を有する鋼片を、Ar3 変態点以下に冷却するこ
となく、Ar3 変態点以上で熱間圧延し、常温〜700 ℃で
コイルに巻き取り、次いで、脱スケール後、圧下率50〜
90％で冷間圧延し、その後連続焼鈍炉で再結晶焼鈍して
から、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて最高加熱温度
を550 ℃以下でめっきすることを特徴とする、延性、深
絞り性および耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の製
造法である。以上のように、本発明によれば、高強度化
と深絞り性、延性、耐２次加工脆性の改善を同時に達成
することが可能となる。
【００１５】
【作用】次に、本発明における鋼板の鋼組成を上記のよ
うに限定する理由を説明する。なお、本明細書において
は「％」は特に断りがない限り、「重量％」とする。
うに限定する理由を説明する。なお、本明細書において
は「％」は特に断りがない限り、「重量％」とする。
【００１６】Ｃ:本発明の重要な構成要因の一つであ
る。鋼中に必然的に含有されるもので、少ないほど好ま
しい。しかし、0.0005％未満には現在の製鋼技術では容
易かつ安定してはできない。また、0.0050％超にする
と、Tiの必要な添加量が増し、コスト上昇につながるば
かりでなく、TiＣの析出量が多くなり、延性を阻害する
ので、これを上限とした。好ましくは0.0030％以下であ
る。
る。鋼中に必然的に含有されるもので、少ないほど好ま
しい。しかし、0.0005％未満には現在の製鋼技術では容
易かつ安定してはできない。また、0.0050％超にする
と、Tiの必要な添加量が増し、コスト上昇につながるば
かりでなく、TiＣの析出量が多くなり、延性を阻害する
ので、これを上限とした。好ましくは0.0030％以下であ
る。
【００１７】Si:本発明において、鋼板の延性を高める
ためには、0.50％以上の添加が必要であり、2.50％を超
えると、鋼板中にSiＮ、SiO2等の析出物が多くなり逆に
延性が劣化する。好ましくは、0.60％以上である。
ためには、0.50％以上の添加が必要であり、2.50％を超
えると、鋼板中にSiＮ、SiO2等の析出物が多くなり逆に
延性が劣化する。好ましくは、0.60％以上である。
【００１８】Mn:本発明の重要な構成要因の一つであ
る。MnはＳと結合してMnＳを形成するために、0.50％を
超えて添加する必要がある。これ以下ではTiＳが析出し
鋼中に固溶Ｃが残り、また、Ｐ、Siと複合添加する効果
がなくなり、冷延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶
集合組織が得られない。また、3.00％を超えると鋼板が
硬くなりすぎる。好ましくは、0.90％超、２％以下であ
る。
る。MnはＳと結合してMnＳを形成するために、0.50％を
超えて添加する必要がある。これ以下ではTiＳが析出し
鋼中に固溶Ｃが残り、また、Ｐ、Siと複合添加する効果
がなくなり、冷延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶
集合組織が得られない。また、3.00％を超えると鋼板が
硬くなりすぎる。好ましくは、0.90％超、２％以下であ
る。
【００１９】さらに、MnとSiの添加量の差(Mn −Si) が
2.00％を超える、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大きく、冷
延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組織が得ら
れない。また、この差が−1.00未満より小さい場合も、
同様にAr3、Ar1 変態点が変動し深絞り性に好ましい再
結晶集合組織が得られない。
2.00％を超える、Ar3 、Ar1 変態点の変動が大きく、冷
延・焼鈍後に深絞り性に好ましい再結晶集合組織が得ら
れない。また、この差が−1.00未満より小さい場合も、
同様にAr3、Ar1 変態点が変動し深絞り性に好ましい再
結晶集合組織が得られない。
【００２０】Ｐ:本発明の重要な構成要因の一つであ
る。Mnと複合添加して鋼板の強度を高めると同時に深絞
り性を高めるために添加される。0.04％未満では効果が
ない。一方、0.15％を超えると鋼板が脆くなり、プレス
等の塑性加工に適さなくなる。ＰはMnとの比(Mn/Ｐ)は
５以上に制限するが、これは、本発明の主旨であるSiを
活用するため、Siと同じくフェライト安定化元素のＰの
量を、オーステナイト安定化元素のMnの量との比で規制
しておく必要があるためである。なお、MnとＰとの量的
範囲は図１にグラフでもって示す。また図２にはSiとＭ
ｎとの量的範囲をグラフでもって示す。
る。Mnと複合添加して鋼板の強度を高めると同時に深絞
り性を高めるために添加される。0.04％未満では効果が
ない。一方、0.15％を超えると鋼板が脆くなり、プレス
等の塑性加工に適さなくなる。ＰはMnとの比(Mn/Ｐ)は
５以上に制限するが、これは、本発明の主旨であるSiを
活用するため、Siと同じくフェライト安定化元素のＰの
量を、オーステナイト安定化元素のMnの量との比で規制
しておく必要があるためである。なお、MnとＰとの量的
範囲は図１にグラフでもって示す。また図２にはSiとＭ
ｎとの量的範囲をグラフでもって示す。
【００２１】Ｓ：鋼中に必然的に含有されるもので、少
ないほど好ましい。Ｓ含有量が多いと、その分だけMnの
添加量が多くなりコストがかさむので、0.010 ％以下と
した。
ないほど好ましい。Ｓ含有量が多いと、その分だけMnの
添加量が多くなりコストがかさむので、0.010 ％以下と
した。
【００２２】酸可溶Al:製鋼段階で脱酸材として添加さ
れるAlの一部として0.001 ％以上必ず含有される。0.1
％超えではAl203 が多くなり、延性を損なうことにな
る。
れるAlの一部として0.001 ％以上必ず含有される。0.1
％超えではAl203 が多くなり、延性を損なうことにな
る。
【００２３】Ｎ:Ｎは低い程好ましい。しかし、Ｃと同
様に鋼中に必然的に含有されるもので、現在の製鋼技術
では0.0005％未満には容易かつ安定してはできない。ま
た、0.0100％を超えると、Tiの必要な添加量が多くなり
コストアップを招くだけでなく、TiＮの析出量が多くな
り延性の劣化を招くので、これを上限とした。
様に鋼中に必然的に含有されるもので、現在の製鋼技術
では0.0005％未満には容易かつ安定してはできない。ま
た、0.0100％を超えると、Tiの必要な添加量が多くなり
コストアップを招くだけでなく、TiＮの析出量が多くな
り延性の劣化を招くので、これを上限とした。
【００２４】Ti:本発明にかかる薄鋼板の重要な構成元
素の一つで、Ｃ、ＮをそれぞれTiＣ、TiＮとして固定
し、鋼をいわゆるIF鋼(Interstitial Free) にするた
め、48×(C／12＋Ｎ／14) ％以上必要である。一般には
0.02〜0.06％であれば十分である。好ましくは0.015 〜
0.04％である。
素の一つで、Ｃ、ＮをそれぞれTiＣ、TiＮとして固定
し、鋼をいわゆるIF鋼(Interstitial Free) にするた
め、48×(C／12＋Ｎ／14) ％以上必要である。一般には
0.02〜0.06％であれば十分である。好ましくは0.015 〜
0.04％である。
【００２５】本発明にかかる高張力鋼板は、特にプレス
成形用ということから、例えば厚さ３mm以下という薄鋼
板の形態で使用される。したがって、特にそれに制限さ
れるものではないが、本発明における薄鋼板としては厚
さ２mm以下であれば十分である。
成形用ということから、例えば厚さ３mm以下という薄鋼
板の形態で使用される。したがって、特にそれに制限さ
れるものではないが、本発明における薄鋼板としては厚
さ２mm以下であれば十分である。
【００２６】さらに、本発明にかかる高張力鋼板の製造
法について、その限定理由と作用をさらに詳述する。上
述の鋼組成を有する鋼を溶製してから、通常は連続鋳造
法によって鋼片とする。このようにして得た鋼片は、Ar
3 点以下に冷却することなく、次工程の熱間圧延工程に
送られるが、その場合にあっても必要に応じ適宜加熱炉
あるいは端部加熱装置によって鋼片あるいはその端部を
加熱してもよい。
法について、その限定理由と作用をさらに詳述する。上
述の鋼組成を有する鋼を溶製してから、通常は連続鋳造
法によって鋼片とする。このようにして得た鋼片は、Ar
3 点以下に冷却することなく、次工程の熱間圧延工程に
送られるが、その場合にあっても必要に応じ適宜加熱炉
あるいは端部加熱装置によって鋼片あるいはその端部を
加熱してもよい。
【００２７】必要によっては造塊法によって得られた鋼
塊を分塊圧延を経て鋼片としてもよく、その場合にあっ
ては分塊圧延後にAr3 点以上に加熱してからは、それ以
下に冷却することなく、熱間圧延工程に送られる。熱間
圧延工程は、圧延終了温度がAr3 点以上であれば特に制
限はないが、好ましくは、結晶粒の細粒化を図るという
観点からは Ar3＋50〜Ar3 の間で最終圧下を行うのが好
ましい。
塊を分塊圧延を経て鋼片としてもよく、その場合にあっ
ては分塊圧延後にAr3 点以上に加熱してからは、それ以
下に冷却することなく、熱間圧延工程に送られる。熱間
圧延工程は、圧延終了温度がAr3 点以上であれば特に制
限はないが、好ましくは、結晶粒の細粒化を図るという
観点からは Ar3＋50〜Ar3 の間で最終圧下を行うのが好
ましい。
【００２８】熱間圧延後の巻取り温度を700 ℃以下とし
たのは、700 ℃を超える温度で巻取った場合、粗大結晶
粒が生じ易く、焼鈍板の深絞り性の低下につながるため
である。本発明鋼の場合、低温で巻取ると、熱延板組織
が微細化し、深絞り性の向上につながるので好ましくは
500 ℃以下である。
たのは、700 ℃を超える温度で巻取った場合、粗大結晶
粒が生じ易く、焼鈍板の深絞り性の低下につながるため
である。本発明鋼の場合、低温で巻取ると、熱延板組織
が微細化し、深絞り性の向上につながるので好ましくは
500 ℃以下である。
【００２９】冷間圧延に先立っては、スケール除去を行
うが、これは一般には酸洗などで行えばよいが、その他
機械的に行う手段など慣用の手段を適宜用いてもよい。
冷間加工の圧下率を50％以上90％以下としたのは、焼鈍
後、深絞り性の改善に好ましい再結晶集合組織を形成さ
せるためで、一方、圧下率が90％超では圧延が困難にな
るから通常はそのような高い圧下率での冷間圧延は行わ
ない。上記範囲内では、基本的には圧下率が高いほど望
ましい。
うが、これは一般には酸洗などで行えばよいが、その他
機械的に行う手段など慣用の手段を適宜用いてもよい。
冷間加工の圧下率を50％以上90％以下としたのは、焼鈍
後、深絞り性の改善に好ましい再結晶集合組織を形成さ
せるためで、一方、圧下率が90％超では圧延が困難にな
るから通常はそのような高い圧下率での冷間圧延は行わ
ない。上記範囲内では、基本的には圧下率が高いほど望
ましい。
【００３０】このようにして冷間圧延された鋼板には、
次いで再結晶焼鈍処理を行うが、この再結晶焼鈍は、箱
焼鈍、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっきのいずれでもよ
い。このときの焼鈍温度は再結晶温度以上である。焼鈍
板で深絞り性を得るためには、焼鈍温度はAc3 変態点以
下とする。
次いで再結晶焼鈍処理を行うが、この再結晶焼鈍は、箱
焼鈍、連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっきのいずれでもよ
い。このときの焼鈍温度は再結晶温度以上である。焼鈍
板で深絞り性を得るためには、焼鈍温度はAc3 変態点以
下とする。
【００３１】また、Si、Mnは酸化傾向が強いため、本発
明にしたがって溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛め
っき鋼板等を製造する場合、通常の連続溶融亜鉛めっき
法で行うと、加熱過程で板表面にSi、Mnの酸化物が形成
され、不めっき、合金化不足を招く。そのため、めっき
工程に先だって、水素焼鈍炉のように露点の低い焼鈍
炉、あるいは気水冷却または水焼入れ型冷却と酸洗装置
を有する連続焼鈍炉で再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛
めっきラインにおいて最高加熱温度を550 ℃以下でめっ
きし、安定なめっき層を形成してもよい。また、必要に
応じて合金化処理をして、安定した合金化めっき層を得
るようにしてもよい。
明にしたがって溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛め
っき鋼板等を製造する場合、通常の連続溶融亜鉛めっき
法で行うと、加熱過程で板表面にSi、Mnの酸化物が形成
され、不めっき、合金化不足を招く。そのため、めっき
工程に先だって、水素焼鈍炉のように露点の低い焼鈍
炉、あるいは気水冷却または水焼入れ型冷却と酸洗装置
を有する連続焼鈍炉で再結晶焼鈍した後、連続溶融亜鉛
めっきラインにおいて最高加熱温度を550 ℃以下でめっ
きし、安定なめっき層を形成してもよい。また、必要に
応じて合金化処理をして、安定した合金化めっき層を得
るようにしてもよい。
【００３２】その後、焼鈍板は、必要に応じて調質圧延
され、さらに電気めっき等の表面処理を施された後、出
荷される。次に、本発明の実施例を示すが、これは単に
本発明の例示であって、これにより本発明が不当に制限
されるものではない。
され、さらに電気めっき等の表面処理を施された後、出
荷される。次に、本発明の実施例を示すが、これは単に
本発明の例示であって、これにより本発明が不当に制限
されるものではない。
【００３３】
【実施例】真空溶解炉において、表１に示す組成を有す
る鋼を溶解し、鋼塊とした。これらの鋼塊を熱間鍛造に
より25mm厚の鋼片 (スラブ) とした。次に各スラブを電
気炉で1250℃、１時間加熱した後、そのまゝ1150℃から
930℃の範囲のAr3 点以上の温度範囲で、熱間圧延機に
より３パス圧延し、５mm厚の熱延鋼板を得た。
る鋼を溶解し、鋼塊とした。これらの鋼塊を熱間鍛造に
より25mm厚の鋼片 (スラブ) とした。次に各スラブを電
気炉で1250℃、１時間加熱した後、そのまゝ1150℃から
930℃の範囲のAr3 点以上の温度範囲で、熱間圧延機に
より３パス圧延し、５mm厚の熱延鋼板を得た。
【００３４】巻取りのシュミレーションとして、熱延鋼
板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却
により、500 ℃の温度まで冷却し、次にその温度に保持
した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で１時間保持
した後に20℃／hrで炉冷した。次に、表面研削により熱
延鋼板を3.2 mm厚の冷延母材とし、0.8 mm厚まで圧下率
75％で冷間圧延した。得られた冷延鋼板は、赤外線加熱
炉にて10℃/sで820 ℃まで加熱し、その温度で40s 保持
後、700 ℃まで３℃/sで徐冷し、次いで50℃/sで室温ま
で冷却した。
板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプレー冷却
により、500 ℃の温度まで冷却し、次にその温度に保持
した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で１時間保持
した後に20℃／hrで炉冷した。次に、表面研削により熱
延鋼板を3.2 mm厚の冷延母材とし、0.8 mm厚まで圧下率
75％で冷間圧延した。得られた冷延鋼板は、赤外線加熱
炉にて10℃/sで820 ℃まで加熱し、その温度で40s 保持
後、700 ℃まで３℃/sで徐冷し、次いで50℃/sで室温ま
で冷却した。
【００３５】焼鈍後、伸び率1.2 ％で調質圧延をしてか
ら、JIS ５号引張試験片に成形し引張試験に供した。ま
た、２％の予歪を引張変形にて付加し、170 ℃で20分保
持した後、再度引張試験に供し、熱処理の前後の変形応
力の差として焼付硬化量を測定した。表２に、引張試験
および焼付硬化試験の結果を示す。強度の異なる鋼の延
性を比較するために、引張強度×破断伸びを計算した。
ら、JIS ５号引張試験片に成形し引張試験に供した。ま
た、２％の予歪を引張変形にて付加し、170 ℃で20分保
持した後、再度引張試験に供し、熱処理の前後の変形応
力の差として焼付硬化量を測定した。表２に、引張試験
および焼付硬化試験の結果を示す。強度の異なる鋼の延
性を比較するために、引張強度×破断伸びを計算した。
【００３６】本発明の範囲の組成を外れている比較例N
o.7、９、11〜14はｒ値が低く、また比較例No.7〜10、1
3は強度−延性バランスが悪い。本発明の範囲内の組成
を有する鋼板はいずれもTS×El＝1700以上を有してお
り、強度および成形性の両者に優れていることが分か
る。
o.7、９、11〜14はｒ値が低く、また比較例No.7〜10、1
3は強度−延性バランスが悪い。本発明の範囲内の組成
を有する鋼板はいずれもTS×El＝1700以上を有してお
り、強度および成形性の両者に優れていることが分か
る。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】次に、表１の鋼No.1を標準組成にしてSi量
を変化させ、同じく表２の例No.1に順じて熱間圧延、冷
間圧延そして焼鈍をして高張力薄鋼板を得、その機械的
特性を評価した。結果を図３にSi量に対してグラフで示
す。
を変化させ、同じく表２の例No.1に順じて熱間圧延、冷
間圧延そして焼鈍をして高張力薄鋼板を得、その機械的
特性を評価した。結果を図３にSi量に対してグラフで示
す。
【００４０】
【発明の効果】このように、本発明によれば、深絞り性
と延性を損なうことなく、鋼板の強度を高めることがで
きる。ことに、地球環境問題から自動車の燃費改善への
社会的要求が高まっている昨今では、本発明にかかる鋼
板は車体の軽量化に大きく寄与するものであり、本発明
の産業上の効果は大きい。
と延性を損なうことなく、鋼板の強度を高めることがで
きる。ことに、地球環境問題から自動車の燃費改善への
社会的要求が高まっている昨今では、本発明にかかる鋼
板は車体の軽量化に大きく寄与するものであり、本発明
の産業上の効果は大きい。
【図１】ＰとMnのマップ上での本発明の範囲を示すグラ
フである。
フである。
【図２】SiとMnのマップ上での本発明の範囲を示すグラ
フである
フである
【図３】実施例の結果をまとめて示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ:0.0005 〜0.0050％、Si:0.50 〜2.50％、Mn:0.50 ％
超3.00％以下、 かつ、Mn−Si＝−1.00〜＋2.00％ Ｐ:0.040〜0.150 ％、かつ５≦Mn／Ｐ Ｎ:0.0005 〜0.0100％、酸可溶Al:0.1％以下、Ｓ:0.010
％以下、 Ti≧48×(N／14＋Ｃ／12) 、および残部Feおよび不可避
的不純物よりなる鋼組成を有する、延性、深絞り性およ
び耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼組成を有する鋼片を、
Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar3 変態点以上で
熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻き取り、次い
で、脱スケール後、圧下率50〜90％で冷間圧延し、さら
に再結晶焼鈍することを特徴とする、延性、深絞り性お
よび耐２次加工脆性の良好な高張力薄鋼板の製造法。 - 【請求項３】 請求項１記載の鋼組成を有する鋼片を、
Ar3 変態点以下に冷却することなく、Ar3 変態点以上で
熱間圧延し、常温〜700 ℃でコイルに巻き取り、次い
で、脱スケール後、圧下率50〜90％で冷間圧延し、その
後連続焼鈍炉で再結晶焼鈍してから、連続溶融亜鉛めっ
きラインにおいて最高加熱温度を550 ℃以下でめっきす
ることを特徴とする、延性、深絞り性および耐２次加工
脆性の良好な高張力薄鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22011791A JPH0559490A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22011791A JPH0559490A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559490A true JPH0559490A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=16746186
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22011791A Withdrawn JPH0559490A (ja) | 1991-08-30 | 1991-08-30 | プレス加工用の高張力薄鋼板とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559490A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5792548A (en) * | 1995-03-03 | 1998-08-11 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium having a magnetic layer and an intermediate layer of specified composition |
| US5906885A (en) * | 1995-03-28 | 1999-05-25 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium |
| US6265032B1 (en) | 1995-12-30 | 2001-07-24 | Tdk Corporation | Method for production of magnetic recording medium |
-
1991
- 1991-08-30 JP JP22011791A patent/JPH0559490A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5792548A (en) * | 1995-03-03 | 1998-08-11 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium having a magnetic layer and an intermediate layer of specified composition |
| US5906885A (en) * | 1995-03-28 | 1999-05-25 | Tdk Corporation | Magnetic recording medium |
| US6265032B1 (en) | 1995-12-30 | 2001-07-24 | Tdk Corporation | Method for production of magnetic recording medium |
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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: 19981112 |