JPH058258B2 - - Google Patents
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- JPH058258B2 JPH058258B2 JP21346786A JP21346786A JPH058258B2 JP H058258 B2 JPH058258 B2 JP H058258B2 JP 21346786 A JP21346786 A JP 21346786A JP 21346786 A JP21346786 A JP 21346786A JP H058258 B2 JPH058258 B2 JP H058258B2
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Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、プレス成形性に優れ、しかもプレス
成形後の塗装焼付工程において、顕著な焼付硬化
が得られる深絞り用冷延鋼板の製造方法に関す
る。 〔従来の技術〕 自動車の外装パネルには冷延鋼板が用いられ
る。この冷延鋼板は、車体の軽量化を図るため
に、近年その薄肉化が強く求められているが、薄
肉化を進めようとすると、高い耐デント性、すな
わち指で押したり石が当たつたとき永久変形を起
こし難い性質が必要となる。 一般に、この耐デント性は降伏応力が高いほど
良好とされるが、一方でこの種の鋼板は良好なプ
レス成形性を必要とするので、ｒ値が高く降伏応
力の低いことが求められる。すなわち、降伏応力
はプレス成形性の面からは低いことが要求され、
耐デント性の面からは高いことが求められるので
ある。 焼付硬化は、この降伏応力についての矛盾を解
消するものである。すなわち、焼付硬化は塗装焼
付時に実施される140〜200℃、10〜30分程度の熱
処理で降伏応力の向上をもたらすので、プレス成
形時には降伏応力が低くてもその後の塗装焼付に
おいて降伏応力が高めることができるのである。
したがつて、自動車の外装パネルに用いられる冷
延鋼板には、ｒ値の高いことと合わせて、この焼
付硬化性の優れることが強く求められる。そし
て、このような要求に沿つた冷延鋼板は、従来は
次の三つの方法で製造可能なことが知られてい
る。 第１は特公昭61−7452号公報に見られるよう
に、本来ｒ値が高く、降伏応力の低い低炭A1キ
ルド鋼に成分調整を施し、これを熱間圧延、冷間
圧延後、バツチ焼鈍することにより焼付硬化性を
与える方法である。第２の方法は、特公昭60−
46166号公報に示されるように、極低炭素鋼に適
量のTiを添加した冷延鋼板を850℃以上の高温で
連続焼鈍するものであり、第３の方法は、特公昭
60−47328号公報に示されるように、Ｂ、Ti、
Nbを複合添加した極低炭素鋼を熱間圧延、冷間
圧延後、連続焼鈍するものである。しかしなが
ら、これら従来方法はいずれも次のような問題を
有している。 〔発明が解決しようとする問題点〕 第１の従来方法は、冷間圧延後の焼鈍をバツチ
炉で行うため、生産性に問題がある。これに対
し、第２、第３の従来方法はいずれも連続焼鈍を
用いるので生産性には優れるが、第２の従来方法
にあつては焼鈍温度が850℃以上と高い。このよ
うな高温で連続焼鈍を行うと、鋼板の平坦度が低
下し、かつ破断を生じやすくなるばかりでなく、
炉寿命、熱エネルギーの面でも不利となる。ま
た、第３の従来方法は、固溶Ｂが焼付硬化性の発
現を助長するので、第２の従来方法とくらべて焼
鈍温度を低下させることができる反面、必要量の
固溶Ｂを確保のために最小でも5ppmのＢを必要
とする。このような多量のＢは製品コストを高め
るのみならず、スラブ割れを生じやすくし、製品
工程でトラブルを多発させる原因となる。 本発明はこれらの問題点を全て解決して、高ｒ
値、高焼付硬化性の冷延鋼板を生産性よく経済的
に製造する方法を提供するものである。 〔問題点を解決するための手段〕 基本的に、本発明の方法は高ｒ値を確保しつ
つ、Ｂに依存することなくしかも低温の連続焼鈍
で高焼付硬化性を冷延鋼板に付与せしめるもので
ある。この場合、新たな高コスト成分を使用した
り、製造工程を複雑化したのでは、生産性、経済
性の向上は望めない。本発明の方法は高コスト成
分の使用、製造工程の複雑化を回避しつつ、冷延
鋼板に高ｒ値、高焼付硬化性を付与し得る、極め
て合理的な方法であり、下記の治金反応を背景と
するものである。 焼鈍後に存在する固溶Ｃは、焼付硬化性の付与
に有効とされる。しかし、その反面、固溶Ｃが多
く存在すると、ｒ値を低下させる結果になる。ま
たＮ、Ｓといつた元素もｒ値を低下させる原因に
なる。本発明の方法では、Ｃを0.003％以下に抑
えた極低炭素鋼において、鋼中Ｃ、Ｎ、Ｓのほと
んど全部を析出固定させるのに必要な量のTiを
添加しておく。こうすることにより、ともかく非
時効で、ｒ値の高い鋼板の基礎ができる。そして
先ず、この極低炭素鋼に対して熱間圧延を行い、
その終了温度をAr3点以上する。こうすることに
より、この熱間圧延も高ｒ値の確保に有効に寄与
することになる。そして次に、この熱間圧延後、
急冷して低温で巻き取る。こうすることにより、
TiCがダイホールあるいはクラスターの状態にな
つて粗大に析出するのが阻止される。熱延板にお
いてTiCが粗大だと、それを溶解するために冷間
圧延後に高温で連続焼鈍を行う必要が生じるが、
TiCが析出物の形をとらず、TiCダイホールある
いはTiCクラスターの状態にしておくと、連続焼
鈍時に焼鈍温度が低くてもTiCが溶解し、焼鈍後
の鋼板に焼付硬化性を与えることが可能となる。
ただし、巻き取り温度が低くなりすぎると、Ｃの
多くが固溶状態になつてしまい、焼鈍後に高ｒ値
が得られなくなる。すなわち、Ｃ：0.003％以下
の極低炭素鋼の熱延板においてTiCをダイホール
やクラスターのような不安定な結合状態にしてお
くことにより、低温の連続焼鈍でＣが都合がよく
一部適量固溶し、これにより固溶Ｂに依存するこ
となく高ｒ値を確保したままで焼付硬化性が得ら
れることになるのである。 本発明はこのような知見を骨子とするもので、
その要旨とするところは、Ｃ：0.0010〜0.0030
％、Mn：0.03〜0.60％、Ｓ：≦0.007％、Ｎ：
0.0005〜0.0030％、Ti：0.008〜0.060％でかつTi
≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）を含み、
更に必要に応じてＢ：0.0001〜0.0004％を含み、
残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼をAr3点
以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、直ちに急
冷して200〜480℃で巻き取り、次いで圧下率60％
以上で冷間圧延後に700〜850℃で連続焼鈍する冷
延鋼板の製造方法にある。 本発明の方法によれば、1.9以上のｒ値と4.0Kg
ｆ／mm2以上の焼付硬化性が得られる。 以下、数値限定についての条件を述べ、本発明
の構成を更に明瞭にする。 Γ成分組織 Ｃ：焼鈍後に一部を固溶Ｃの形で存在させて焼付
硬化性の付与に寄与し、残りもTiにより固定
してｒ値の低下を抑える。0.0010％未満では固
溶Ｃが不足し4.0Kgｆ／mm2以上の焼付硬化性は
得られない。逆に0.0030％を超えると、固溶Ｃ
が過多となり、ｒ値を低下させる。このように
Ｃ量の調整は重要であり、製鋼時の脱炭により
Ｃ量を0.0010〜0.0030％の範囲に規制すること
は本発明の大きなポイントである。 Mn：熱間脆性を防ぐのに有効な元素であるが、
0.03％未満ではその効果が十分でない。ただ
し、0.60％超では熱間脆性の防止効果が飽和
し、もつぱらコスト上昇の原因になる。 Ｎ：脆化を生じ、ｒ値を低下させる原因になるの
で少ないほうが望ましいが、0.0005％未満に抑
えようとする製鋼コストが上昇する。一方、
0.0030％超では固定に必要なTi量が増加し、コ
スト上昇を招く上にｒ値も低下させる。 Ｓ：熱延板の段階において、粗大なTiSを形成す
ることから、TiCを粗大化する原因になり、焼
付硬化性を与える際の大きな障害になる。した
がつて本発明では0.007％以下に抑えることが
重要である。下限については、Ｓ量が低いほど
焼付硬化性を高めることができるので、特に制
限を設けないが、実際には製鋼コスト等の点か
ら自ずと限界が決まる。 Ti：ＮおよびＳの全量を固定し、かつＣについ
ても10ppm程度を除いて残り全部を固定するこ
とのできる量が必要である。この量は、後で詳
述するとおりTi≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ12/34Ｓ−
0.0010）なる関係式で基本的に表される。Tiが
この関係を満足しないときはＣ、Ｎ、Ｓの固定
が不十分で所望のｒ値が得られない。ただし、
この関係が満足されていても0.008％未満のTi
では、TiC、TiN、TiSの固定が不足してｒ値
を低下させ、0.060％超では熱延板の段階にお
いて粗大なTiCが形成されやすく、所望の焼付
硬化性を得ることができなくなる。 Ｂ：特に２次加工脆性を防止する場合に0.0001〜
0.0004％の添加が有効である。ここにおけるＢ
は焼付硬化を発現させるものではなく、粒界に
偏析を生じさせて粒界の強化を図ることを目的
とするものであり、この観点から0.0001％以上
の添加が有効である。一方、0.0004％超の添加
は、粒界強化に対して効果がないばかりでな
く、コスト上昇、スラブ割れの要因をつくる。 不可避物的不純物：Sol.Al、Ｐ、Si等をいう。こ
れらはＮ、Ｓと同様高ｒ値、高焼付効果性を付
与する際の障害となるので極力少なくするほう
がよく、目安となるのはSol.Al≦0.05％、Ｐ≦
0.02％、Si≦0.10％である。下限については、
いずれも少なければ少ないほどよいので、下限
をもうけない。ただし、少なくすると製鋼コス
トの上昇につながる場合がある。ただし、高張
力鋼板を製造する場合にはP0.03〜0.12％、
Si0.1〜1.0％の含有が有効である。 Γ熱間圧延 圧延終了後：オーステナイト域で熱間圧延を終了
しないと、フエライト相が加工されて集合組織
が形成される。その結果、ｒ値が低下するの
で、Ar3点以上の温度で熱間圧延を終了するこ
とが必要である。圧延終了温度の上限について
は、特にもうけないが、950℃以下が普通であ
る。 圧延後の冷却：この冷却速度が不足すると、TiC
が粗大な析出物となるので、熱間圧延後は少な
くとも500℃付近まで出来るだけ急速に冷却す
ることが望まれる。具体的には、20℃／sec以
上が望まれるが、熱間圧延後の冷却速度を実際
に制御することは困難であるので、冷却速度を
特定することは避ける。急冷手段として一般に
採用されている水冷を仕上圧延直後に行うこと
により、20〜100℃／secの冷却速度が確保でき
る。 巻き取り温度：本発明において重要な事項であ
り、熱延板を急冷後、480℃以下の温度で巻き
取ることによりTiCが粗大析出物の形をとら
ず、TiCダイポールあるいはTiCクラスターの
状態にされ、冷延後の連続焼鈍を850℃以下で
実施してもTiCが溶解し、適量の固溶Ｃを生じ
ることにより４Kgｆ／mm2以上の焼付硬化性を発
現させることができる。すなわち、この巻き取
り温度が通常設定される500〜700℃の場合には
TiCの粗大析出物が生じ、850℃以下の連続焼
鈍では所望の焼付硬化性が得られない。ただ
し、この巻き取り温度が200℃未満になると、
熱延板中に固溶炭素が増え、望ましい再結晶集
合組織が発達しないためｒ値が低下する。 Γ冷間圧延 通常の条件で行えばよく、圧下率は60〜95％
程度である。なお、圧下率が60％未満は冷間圧
延集合組織の発達が不足で、望ましい再結晶集
合組織、すなわち高いｒ値が得られない。 Γ連続焼鈍 焼鈍温度：700℃未満では焼鈍時の再結晶が不安
定となり、ｒ値を低下させる。850℃超では板
の破断が生じやすくなるとともに、板の平坦度
が悪化し、更に何といつても熱経済性が低下す
る。 保持時間：通常の条件で行えばよく、０秒〜60秒
が生産性から望ましい。 Γ〔実施冷〕 実施例 １ 第１表に成分組織を示す極低炭素鋼を転炉溶製
し、そのスラブを1100℃に加熱後、圧延終了温度
890℃、仕上板厚4.0mmで熱間圧延した。この鋼の
Ar3点は860℃である。そして、圧延後の複数の
鋼板に対し、スプレー冷却（推定冷却速度15℃／
sec）により急冷を行い、これらを巻き取る際に
巻き取り温度として常温から700℃までの種々の
温度を設定した。 次に、得られた各コイルを巻き戻しながら酸洗
し、0.7mm厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍炉で
800℃、40sec均熱、ガスジエツト冷却（冷却速度
約15℃／sec）の連続焼鈍を行い、更に伸び率0.3
％で調質圧延を行つた。 最後に、得られた各種鋼板から３方向にJIS5号
引張試験片を採取し、各々についてｒ値と焼付硬
化性とを測定した。なお、焼付硬化性について
は、試験片に引張りにより圧延方向の２％予歪を
加え、一旦除荷した後170℃、20分の焼付相当熱
処理を施してから、再度引張りを行い、このとき
の降伏応力の上昇量を測定することにより評価し
た。
成形後の塗装焼付工程において、顕著な焼付硬化
が得られる深絞り用冷延鋼板の製造方法に関す
る。 〔従来の技術〕 自動車の外装パネルには冷延鋼板が用いられ
る。この冷延鋼板は、車体の軽量化を図るため
に、近年その薄肉化が強く求められているが、薄
肉化を進めようとすると、高い耐デント性、すな
わち指で押したり石が当たつたとき永久変形を起
こし難い性質が必要となる。 一般に、この耐デント性は降伏応力が高いほど
良好とされるが、一方でこの種の鋼板は良好なプ
レス成形性を必要とするので、ｒ値が高く降伏応
力の低いことが求められる。すなわち、降伏応力
はプレス成形性の面からは低いことが要求され、
耐デント性の面からは高いことが求められるので
ある。 焼付硬化は、この降伏応力についての矛盾を解
消するものである。すなわち、焼付硬化は塗装焼
付時に実施される140〜200℃、10〜30分程度の熱
処理で降伏応力の向上をもたらすので、プレス成
形時には降伏応力が低くてもその後の塗装焼付に
おいて降伏応力が高めることができるのである。
したがつて、自動車の外装パネルに用いられる冷
延鋼板には、ｒ値の高いことと合わせて、この焼
付硬化性の優れることが強く求められる。そし
て、このような要求に沿つた冷延鋼板は、従来は
次の三つの方法で製造可能なことが知られてい
る。 第１は特公昭61−7452号公報に見られるよう
に、本来ｒ値が高く、降伏応力の低い低炭A1キ
ルド鋼に成分調整を施し、これを熱間圧延、冷間
圧延後、バツチ焼鈍することにより焼付硬化性を
与える方法である。第２の方法は、特公昭60−
46166号公報に示されるように、極低炭素鋼に適
量のTiを添加した冷延鋼板を850℃以上の高温で
連続焼鈍するものであり、第３の方法は、特公昭
60−47328号公報に示されるように、Ｂ、Ti、
Nbを複合添加した極低炭素鋼を熱間圧延、冷間
圧延後、連続焼鈍するものである。しかしなが
ら、これら従来方法はいずれも次のような問題を
有している。 〔発明が解決しようとする問題点〕 第１の従来方法は、冷間圧延後の焼鈍をバツチ
炉で行うため、生産性に問題がある。これに対
し、第２、第３の従来方法はいずれも連続焼鈍を
用いるので生産性には優れるが、第２の従来方法
にあつては焼鈍温度が850℃以上と高い。このよ
うな高温で連続焼鈍を行うと、鋼板の平坦度が低
下し、かつ破断を生じやすくなるばかりでなく、
炉寿命、熱エネルギーの面でも不利となる。ま
た、第３の従来方法は、固溶Ｂが焼付硬化性の発
現を助長するので、第２の従来方法とくらべて焼
鈍温度を低下させることができる反面、必要量の
固溶Ｂを確保のために最小でも5ppmのＢを必要
とする。このような多量のＢは製品コストを高め
るのみならず、スラブ割れを生じやすくし、製品
工程でトラブルを多発させる原因となる。 本発明はこれらの問題点を全て解決して、高ｒ
値、高焼付硬化性の冷延鋼板を生産性よく経済的
に製造する方法を提供するものである。 〔問題点を解決するための手段〕 基本的に、本発明の方法は高ｒ値を確保しつ
つ、Ｂに依存することなくしかも低温の連続焼鈍
で高焼付硬化性を冷延鋼板に付与せしめるもので
ある。この場合、新たな高コスト成分を使用した
り、製造工程を複雑化したのでは、生産性、経済
性の向上は望めない。本発明の方法は高コスト成
分の使用、製造工程の複雑化を回避しつつ、冷延
鋼板に高ｒ値、高焼付硬化性を付与し得る、極め
て合理的な方法であり、下記の治金反応を背景と
するものである。 焼鈍後に存在する固溶Ｃは、焼付硬化性の付与
に有効とされる。しかし、その反面、固溶Ｃが多
く存在すると、ｒ値を低下させる結果になる。ま
たＮ、Ｓといつた元素もｒ値を低下させる原因に
なる。本発明の方法では、Ｃを0.003％以下に抑
えた極低炭素鋼において、鋼中Ｃ、Ｎ、Ｓのほと
んど全部を析出固定させるのに必要な量のTiを
添加しておく。こうすることにより、ともかく非
時効で、ｒ値の高い鋼板の基礎ができる。そして
先ず、この極低炭素鋼に対して熱間圧延を行い、
その終了温度をAr3点以上する。こうすることに
より、この熱間圧延も高ｒ値の確保に有効に寄与
することになる。そして次に、この熱間圧延後、
急冷して低温で巻き取る。こうすることにより、
TiCがダイホールあるいはクラスターの状態にな
つて粗大に析出するのが阻止される。熱延板にお
いてTiCが粗大だと、それを溶解するために冷間
圧延後に高温で連続焼鈍を行う必要が生じるが、
TiCが析出物の形をとらず、TiCダイホールある
いはTiCクラスターの状態にしておくと、連続焼
鈍時に焼鈍温度が低くてもTiCが溶解し、焼鈍後
の鋼板に焼付硬化性を与えることが可能となる。
ただし、巻き取り温度が低くなりすぎると、Ｃの
多くが固溶状態になつてしまい、焼鈍後に高ｒ値
が得られなくなる。すなわち、Ｃ：0.003％以下
の極低炭素鋼の熱延板においてTiCをダイホール
やクラスターのような不安定な結合状態にしてお
くことにより、低温の連続焼鈍でＣが都合がよく
一部適量固溶し、これにより固溶Ｂに依存するこ
となく高ｒ値を確保したままで焼付硬化性が得ら
れることになるのである。 本発明はこのような知見を骨子とするもので、
その要旨とするところは、Ｃ：0.0010〜0.0030
％、Mn：0.03〜0.60％、Ｓ：≦0.007％、Ｎ：
0.0005〜0.0030％、Ti：0.008〜0.060％でかつTi
≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）を含み、
更に必要に応じてＢ：0.0001〜0.0004％を含み、
残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼をAr3点
以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、直ちに急
冷して200〜480℃で巻き取り、次いで圧下率60％
以上で冷間圧延後に700〜850℃で連続焼鈍する冷
延鋼板の製造方法にある。 本発明の方法によれば、1.9以上のｒ値と4.0Kg
ｆ／mm2以上の焼付硬化性が得られる。 以下、数値限定についての条件を述べ、本発明
の構成を更に明瞭にする。 Γ成分組織 Ｃ：焼鈍後に一部を固溶Ｃの形で存在させて焼付
硬化性の付与に寄与し、残りもTiにより固定
してｒ値の低下を抑える。0.0010％未満では固
溶Ｃが不足し4.0Kgｆ／mm2以上の焼付硬化性は
得られない。逆に0.0030％を超えると、固溶Ｃ
が過多となり、ｒ値を低下させる。このように
Ｃ量の調整は重要であり、製鋼時の脱炭により
Ｃ量を0.0010〜0.0030％の範囲に規制すること
は本発明の大きなポイントである。 Mn：熱間脆性を防ぐのに有効な元素であるが、
0.03％未満ではその効果が十分でない。ただ
し、0.60％超では熱間脆性の防止効果が飽和
し、もつぱらコスト上昇の原因になる。 Ｎ：脆化を生じ、ｒ値を低下させる原因になるの
で少ないほうが望ましいが、0.0005％未満に抑
えようとする製鋼コストが上昇する。一方、
0.0030％超では固定に必要なTi量が増加し、コ
スト上昇を招く上にｒ値も低下させる。 Ｓ：熱延板の段階において、粗大なTiSを形成す
ることから、TiCを粗大化する原因になり、焼
付硬化性を与える際の大きな障害になる。した
がつて本発明では0.007％以下に抑えることが
重要である。下限については、Ｓ量が低いほど
焼付硬化性を高めることができるので、特に制
限を設けないが、実際には製鋼コスト等の点か
ら自ずと限界が決まる。 Ti：ＮおよびＳの全量を固定し、かつＣについ
ても10ppm程度を除いて残り全部を固定するこ
とのできる量が必要である。この量は、後で詳
述するとおりTi≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ12/34Ｓ−
0.0010）なる関係式で基本的に表される。Tiが
この関係を満足しないときはＣ、Ｎ、Ｓの固定
が不十分で所望のｒ値が得られない。ただし、
この関係が満足されていても0.008％未満のTi
では、TiC、TiN、TiSの固定が不足してｒ値
を低下させ、0.060％超では熱延板の段階にお
いて粗大なTiCが形成されやすく、所望の焼付
硬化性を得ることができなくなる。 Ｂ：特に２次加工脆性を防止する場合に0.0001〜
0.0004％の添加が有効である。ここにおけるＢ
は焼付硬化を発現させるものではなく、粒界に
偏析を生じさせて粒界の強化を図ることを目的
とするものであり、この観点から0.0001％以上
の添加が有効である。一方、0.0004％超の添加
は、粒界強化に対して効果がないばかりでな
く、コスト上昇、スラブ割れの要因をつくる。 不可避物的不純物：Sol.Al、Ｐ、Si等をいう。こ
れらはＮ、Ｓと同様高ｒ値、高焼付効果性を付
与する際の障害となるので極力少なくするほう
がよく、目安となるのはSol.Al≦0.05％、Ｐ≦
0.02％、Si≦0.10％である。下限については、
いずれも少なければ少ないほどよいので、下限
をもうけない。ただし、少なくすると製鋼コス
トの上昇につながる場合がある。ただし、高張
力鋼板を製造する場合にはP0.03〜0.12％、
Si0.1〜1.0％の含有が有効である。 Γ熱間圧延 圧延終了後：オーステナイト域で熱間圧延を終了
しないと、フエライト相が加工されて集合組織
が形成される。その結果、ｒ値が低下するの
で、Ar3点以上の温度で熱間圧延を終了するこ
とが必要である。圧延終了温度の上限について
は、特にもうけないが、950℃以下が普通であ
る。 圧延後の冷却：この冷却速度が不足すると、TiC
が粗大な析出物となるので、熱間圧延後は少な
くとも500℃付近まで出来るだけ急速に冷却す
ることが望まれる。具体的には、20℃／sec以
上が望まれるが、熱間圧延後の冷却速度を実際
に制御することは困難であるので、冷却速度を
特定することは避ける。急冷手段として一般に
採用されている水冷を仕上圧延直後に行うこと
により、20〜100℃／secの冷却速度が確保でき
る。 巻き取り温度：本発明において重要な事項であ
り、熱延板を急冷後、480℃以下の温度で巻き
取ることによりTiCが粗大析出物の形をとら
ず、TiCダイポールあるいはTiCクラスターの
状態にされ、冷延後の連続焼鈍を850℃以下で
実施してもTiCが溶解し、適量の固溶Ｃを生じ
ることにより４Kgｆ／mm2以上の焼付硬化性を発
現させることができる。すなわち、この巻き取
り温度が通常設定される500〜700℃の場合には
TiCの粗大析出物が生じ、850℃以下の連続焼
鈍では所望の焼付硬化性が得られない。ただ
し、この巻き取り温度が200℃未満になると、
熱延板中に固溶炭素が増え、望ましい再結晶集
合組織が発達しないためｒ値が低下する。 Γ冷間圧延 通常の条件で行えばよく、圧下率は60〜95％
程度である。なお、圧下率が60％未満は冷間圧
延集合組織の発達が不足で、望ましい再結晶集
合組織、すなわち高いｒ値が得られない。 Γ連続焼鈍 焼鈍温度：700℃未満では焼鈍時の再結晶が不安
定となり、ｒ値を低下させる。850℃超では板
の破断が生じやすくなるとともに、板の平坦度
が悪化し、更に何といつても熱経済性が低下す
る。 保持時間：通常の条件で行えばよく、０秒〜60秒
が生産性から望ましい。 Γ〔実施冷〕 実施例 １ 第１表に成分組織を示す極低炭素鋼を転炉溶製
し、そのスラブを1100℃に加熱後、圧延終了温度
890℃、仕上板厚4.0mmで熱間圧延した。この鋼の
Ar3点は860℃である。そして、圧延後の複数の
鋼板に対し、スプレー冷却（推定冷却速度15℃／
sec）により急冷を行い、これらを巻き取る際に
巻き取り温度として常温から700℃までの種々の
温度を設定した。 次に、得られた各コイルを巻き戻しながら酸洗
し、0.7mm厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍炉で
800℃、40sec均熱、ガスジエツト冷却（冷却速度
約15℃／sec）の連続焼鈍を行い、更に伸び率0.3
％で調質圧延を行つた。 最後に、得られた各種鋼板から３方向にJIS5号
引張試験片を採取し、各々についてｒ値と焼付硬
化性とを測定した。なお、焼付硬化性について
は、試験片に引張りにより圧延方向の２％予歪を
加え、一旦除荷した後170℃、20分の焼付相当熱
処理を施してから、再度引張りを行い、このとき
の降伏応力の上昇量を測定することにより評価し
た。
【表】
結果を第１図に示す。この冷延鋼板は成分組成
が本発明範囲内であり、製造条件も一部の巻き取
り温度を除き本発明の範囲内にある。同図から明
らかなように、巻き取り温度が本発明範囲外の
480℃超ではｒ値は高いものの、４Kgｆ／mm2の焼
付硬化性は得られず、同200℃未満では焼付硬化
性は良好なるもｒ値が1.9未満となる。 Γ実施例 ２ 成分組成を第２表に示す範囲内で種々調整した
23種類の鋼を溶製し、更に各鋼を実施例１と同じ
方法で冷間圧延した後、ｒ値と焼付硬化性とを測
定して、Ｃ、Ｎ、ＳとTiとの関係がｒ値および
焼付硬化性に与える影響を調査した。なお、巻き
取り温度は350〜400℃とした。結果を第２図に示
す。
が本発明範囲内であり、製造条件も一部の巻き取
り温度を除き本発明の範囲内にある。同図から明
らかなように、巻き取り温度が本発明範囲外の
480℃超ではｒ値は高いものの、４Kgｆ／mm2の焼
付硬化性は得られず、同200℃未満では焼付硬化
性は良好なるもｒ値が1.9未満となる。 Γ実施例 ２ 成分組成を第２表に示す範囲内で種々調整した
23種類の鋼を溶製し、更に各鋼を実施例１と同じ
方法で冷間圧延した後、ｒ値と焼付硬化性とを測
定して、Ｃ、Ｎ、ＳとTiとの関係がｒ値および
焼付硬化性に与える影響を調査した。なお、巻き
取り温度は350〜400℃とした。結果を第２図に示
す。
【表】
第２図において、〇はｒ値が1.9以上で焼付硬
化性が4.0Kgｆ／mm2以上、●はｒ値が1.9以上で焼
付硬化性が4.0Kgｆ／mm2未満、△はｒ値が1.9未満
で焼付硬化性が4.0Kgｆ／mm2以上、▲はｒ値が1.9
未満で焼付硬化性が4.0Kgｆ／mm2未満をそれぞれ
表している。また、直線ＸはTi＝４×（Ｃ＋12/1
４Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）、直線ＹはTi＝0.06％で
ある。 同図より明らかなように、ｒ値が1.9以上、焼
付硬化性が4.0Kgｆ／mm2以上を同時達成するため
には、Ti≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）
でかつTi≦0.06％を満足しなければならない。 Γ実施例 ３ 第３表に示す組成の鋼Ａ〜Ｅを、第４表に示す
製造方法No.１〜10で冷延鋼板とし、各鋼板の材料
特性を調査した結果を第４表に併示する。なお、
表中、★は本発明範囲外を表している。第２表に
表されている以外の製造条件は下記のとおりであ
る。 スラブ加熱温度：1150℃ 熱間圧延後の冷却速度：30℃／sec 連続焼鈍均熱時間：40秒 調圧伸び率：0.5％
化性が4.0Kgｆ／mm2以上、●はｒ値が1.9以上で焼
付硬化性が4.0Kgｆ／mm2未満、△はｒ値が1.9未満
で焼付硬化性が4.0Kgｆ／mm2以上、▲はｒ値が1.9
未満で焼付硬化性が4.0Kgｆ／mm2未満をそれぞれ
表している。また、直線ＸはTi＝４×（Ｃ＋12/1
４Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）、直線ＹはTi＝0.06％で
ある。 同図より明らかなように、ｒ値が1.9以上、焼
付硬化性が4.0Kgｆ／mm2以上を同時達成するため
には、Ti≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）
でかつTi≦0.06％を満足しなければならない。 Γ実施例 ３ 第３表に示す組成の鋼Ａ〜Ｅを、第４表に示す
製造方法No.１〜10で冷延鋼板とし、各鋼板の材料
特性を調査した結果を第４表に併示する。なお、
表中、★は本発明範囲外を表している。第２表に
表されている以外の製造条件は下記のとおりであ
る。 スラブ加熱温度：1150℃ 熱間圧延後の冷却速度：30℃／sec 連続焼鈍均熱時間：40秒 調圧伸び率：0.5％
【表】
以上の説明から明らかなように、本発明の製造
方法により得られる冷延鋼板は、ｒ値、焼付硬化
性ともに良好で、プレス成形時には軟質で成形性
に優れ、プレス成形後の塗装焼付工程において耐
デント性が向上するので、自動車の外装パネル等
に対して特に良好な適性を示し、その薄肉化、軽
量化等に大きく貢献するものとなる。その上、本
発明の方法により製造される鋼板は、焼付硬化性
を与えるにあたりＢ等の高コスト成分を多量に使
用する必要がなく、また複雑な熱処理や高温の熱
処理を必要とすることもないので、経済性、生産
性に著しく優れ、これにより製造コストの大幅な
引下げを期待できるものとなる。
方法により得られる冷延鋼板は、ｒ値、焼付硬化
性ともに良好で、プレス成形時には軟質で成形性
に優れ、プレス成形後の塗装焼付工程において耐
デント性が向上するので、自動車の外装パネル等
に対して特に良好な適性を示し、その薄肉化、軽
量化等に大きく貢献するものとなる。その上、本
発明の方法により製造される鋼板は、焼付硬化性
を与えるにあたりＢ等の高コスト成分を多量に使
用する必要がなく、また複雑な熱処理や高温の熱
処理を必要とすることもないので、経済性、生産
性に著しく優れ、これにより製造コストの大幅な
引下げを期待できるものとなる。
第１図および第２図は本発明の根拠を示すグラ
フで、第１図は巻き取り温度がｒ値および焼付硬
化性に及ぼす影響を示し、第２図はTiとＣ、Ｎ、
Ｓとの関係がｒ値および焼付硬化性に及ぼす影響
を示している。
フで、第１図は巻き取り温度がｒ値および焼付硬
化性に及ぼす影響を示し、第２図はTiとＣ、Ｎ、
Ｓとの関係がｒ値および焼付硬化性に及ぼす影響
を示している。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.0010〜0.0030％、Mn：0.03〜0.60％、
Ｓ：≦0.007％、Ｎ：0.0005〜0.0030％、Ti：
0.008〜0.060％でかつTi≧４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋1
２／３４Ｓ−0.0010）を含み、残部Feおよび不可避的
不純物よりなる鋼をAr3以上の圧延終了温度で熱
間圧延した後、直ちに急冷して200〜480℃で巻き
取り、次いで圧下率60％以上で冷間圧延後に700
〜850℃で連続焼鈍することを特徴とする焼付硬
化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.0010〜0.0030％、Mn：0.03〜0.60％、
Ｓ：≦0.007％、Ｎ：0.0005〜0.0030％、Ｂ：
0.0001〜0.0004、Ti：0.008〜0.060％でかつTi≧
４×（Ｃ＋12/14Ｎ＋12/34Ｓ−0.0010）を含み、
残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼をAr3以
上の圧延終了温度で熱間圧延した後、直ちに急冷
して200〜480℃で巻き取り、次いで圧下率60％以
上で冷間圧延後に700〜850℃で連続焼鈍すること
を特徴とする焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21346786A JPS6369923A (ja) | 1986-09-09 | 1986-09-09 | 焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21346786A JPS6369923A (ja) | 1986-09-09 | 1986-09-09 | 焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6369923A JPS6369923A (ja) | 1988-03-30 |
| JPH058258B2 true JPH058258B2 (ja) | 1993-02-01 |
Family
ID=16639686
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21346786A Granted JPS6369923A (ja) | 1986-09-09 | 1986-09-09 | 焼付硬化性をもつ深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6369923A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2602699B2 (ja) * | 1988-09-07 | 1997-04-23 | 日新製鋼株式会社 | 極低炭素Ｔｉキルド冷延鋼板のフクレ疵の防止方法 |
| US5053194A (en) * | 1988-12-19 | 1991-10-01 | Kawasaki Steel Corporation | Formable thin steel sheets |
| JP3111456B2 (ja) * | 1990-03-07 | 2000-11-20 | 住友金属工業株式会社 | 焼付硬化性超深絞り用鋼板の製造方法 |
| JP3111462B2 (ja) * | 1990-07-19 | 2000-11-20 | 住友金属工業株式会社 | 高強度焼付硬化性鋼板の製造方法 |
| JPH0742547B2 (ja) * | 1990-10-16 | 1995-05-10 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| US8973383B2 (en) | 2007-05-15 | 2015-03-10 | Espec Corp. | Humidity control apparatus, environment test apparatus, and temperature and humidity control apparatus |
-
1986
- 1986-09-09 JP JP21346786A patent/JPS6369923A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6369923A (ja) | 1988-03-30 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |