JPH06172871A - 深絞り用高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り用高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH06172871A JPH06172871A JP33035592A JP33035592A JPH06172871A JP H06172871 A JPH06172871 A JP H06172871A JP 33035592 A JP33035592 A JP 33035592A JP 33035592 A JP33035592 A JP 33035592A JP H06172871 A JPH06172871 A JP H06172871A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】深絞り性が良好な高張力鋼板の安価な製造方法
を提供する。 【構成】Ｃ：0.010 〜 0.015％、Si： 1.5％以下、Mn：
0.3 〜 2.0％、Ｐ：0.04〜0.12％、Ｓ：0.03％以下、
Ｎ： 0.005％以下、Al：0.010 〜 0.090％で、さらに下
記式を満足するTiを含む鋼を、Ａr3点以上の温度域で
熱間圧延した後700 ℃以下で巻取り、次いで冷間圧延を
施し、その後再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍
することを特徴とする深絞り用高張力鋼板の製造方法。 1.5≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 ・・・・ ただし、 Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) 上記鋼は、さらに、Ｂ：0.0006〜0.0030％または／およ
びNb：0.01〜0.03％を含有することができる。 【効果】深絞り性が良好で引張強度が440 Ｎ/mm2を超
え、かつ２次加工脆性がない高張力鋼板を安価に製造す
ることができる。
を提供する。 【構成】Ｃ：0.010 〜 0.015％、Si： 1.5％以下、Mn：
0.3 〜 2.0％、Ｐ：0.04〜0.12％、Ｓ：0.03％以下、
Ｎ： 0.005％以下、Al：0.010 〜 0.090％で、さらに下
記式を満足するTiを含む鋼を、Ａr3点以上の温度域で
熱間圧延した後700 ℃以下で巻取り、次いで冷間圧延を
施し、その後再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍
することを特徴とする深絞り用高張力鋼板の製造方法。 1.5≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 ・・・・ ただし、 Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) 上記鋼は、さらに、Ｂ：0.0006〜0.0030％または／およ
びNb：0.01〜0.03％を含有することができる。 【効果】深絞り性が良好で引張強度が440 Ｎ/mm2を超
え、かつ２次加工脆性がない高張力鋼板を安価に製造す
ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、引張強度が440 Ｎ/m
m2を超える深絞り用高張力鋼板を安価に製造する方法に
関する。
m2を超える深絞り用高張力鋼板を安価に製造する方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車業界においては、重量を軽
減して燃料消費量を低減すべく、乗用車を初めとした各
種自動車類に高張力冷延鋼板を使用することが一般化し
てきた。これに伴って、より一層強度が高くかつ深絞り
性にも優れた鋼板の需要が増している。
減して燃料消費量を低減すべく、乗用車を初めとした各
種自動車類に高張力冷延鋼板を使用することが一般化し
てきた。これに伴って、より一層強度が高くかつ深絞り
性にも優れた鋼板の需要が増している。
【０００３】従来から強度が高くしかも深絞り性の優れ
た冷延鋼板の開発には多大の努力が払われており、各種
鋼板が開発されてきた。特に、極低炭素鋼をベースとし
Si、Ｐ、Mn等を添加して強度を向上させた高張力鋼板に
ついては多くの提案があるが、製造上種々の制限があ
り、引張強度が440 Ｎ/mm2を超え、しかも充分な深絞り
性をもつ鋼板の製造は難しい。
た冷延鋼板の開発には多大の努力が払われており、各種
鋼板が開発されてきた。特に、極低炭素鋼をベースとし
Si、Ｐ、Mn等を添加して強度を向上させた高張力鋼板に
ついては多くの提案があるが、製造上種々の制限があ
り、引張強度が440 Ｎ/mm2を超え、しかも充分な深絞り
性をもつ鋼板の製造は難しい。
【０００４】特開昭64−4429号公報に示されるようにCu
添加により強度の確保を狙う方法もあるが、この場合Cu
の添加によってもたらされる熱間脆性を防止するため、
相当量のNiを添加する必要があり、得られる鋼板は非常
に高価なものとなる。
添加により強度の確保を狙う方法もあるが、この場合Cu
の添加によってもたらされる熱間脆性を防止するため、
相当量のNiを添加する必要があり、得られる鋼板は非常
に高価なものとなる。
【０００５】以上のように、優れた深絞り性と高張力と
を共に有する鋼板の安価な製造方法は未だ開発されてい
ない。
を共に有する鋼板の安価な製造方法は未だ開発されてい
ない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、深絞
り性が良好で、しかも引張強度が440 Ｎ/mm2を超え、か
つ２次加工脆性がない高張力鋼板の安価な製造方法を提
供することにある。
り性が良好で、しかも引張強度が440 Ｎ/mm2を超え、か
つ２次加工脆性がない高張力鋼板の安価な製造方法を提
供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、深絞り性が
良好で、かつ安価な高張力鋼板の開発を目指し種々の検
討を行った結果、「Ｃ含有量が0.010 〜 0.015％の鋼を
ベースとし、ＣおよびTiの含有量を適正にし、かつ熱延
巻取温度を限定することによりTiC の析出をコントロー
ルし、結晶の細粒化を図れば深絞り性に優れた高張力鋼
板が得られる」という知見を得るに至った。
良好で、かつ安価な高張力鋼板の開発を目指し種々の検
討を行った結果、「Ｃ含有量が0.010 〜 0.015％の鋼を
ベースとし、ＣおよびTiの含有量を適正にし、かつ熱延
巻取温度を限定することによりTiC の析出をコントロー
ルし、結晶の細粒化を図れば深絞り性に優れた高張力鋼
板が得られる」という知見を得るに至った。
【０００８】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、その要旨は下記の製造方法にある。
のであり、その要旨は下記の製造方法にある。
【０００９】(1) 重量％で、Ｃ：0.010 〜 0.015％、S
i： 1.5％以下、Mn：0.3 〜 2.0％、Ｐ：0.04〜0.12
％、Ｓ：0.03％以下、Ｎ： 0.005％以下、Al：0.010 〜
0.090％で、さらに下記式を満足するTiを含み、残部
がFeと不可避的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度
域で熱間圧延した後 700℃以下で巻取り、次いで冷間圧
延を施し、その後再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で
焼鈍することを特徴とする深絞り用高張力鋼板の製造方
法。
i： 1.5％以下、Mn：0.3 〜 2.0％、Ｐ：0.04〜0.12
％、Ｓ：0.03％以下、Ｎ： 0.005％以下、Al：0.010 〜
0.090％で、さらに下記式を満足するTiを含み、残部
がFeと不可避的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度
域で熱間圧延した後 700℃以下で巻取り、次いで冷間圧
延を施し、その後再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で
焼鈍することを特徴とする深絞り用高張力鋼板の製造方
法。
【００１０】 1.5≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 ・・・・ ただし、 Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) (2) 上記鋼が、さらに重量％で、Ｂ：0.0006〜0.0030％
または／およびNb：0.01〜0.03％を含有する上記(1) に
記載の深絞り用高張力鋼板の製造方法。
または／およびNb：0.01〜0.03％を含有する上記(1) に
記載の深絞り用高張力鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】まず、本発明の方法の基本原理について述べ
る。
る。
【００１２】本発明の製造方法では、通常の極低炭素鋼
よりＣ含有量の高い鋼を用いる。そして、このＣ含有量
に見合ったTiを含有させて熱間圧延時に炭化物を大量に
析出させ、γ（オーステナイト）の再結晶およびγ粒の
成長を抑制し、特に熱延板の段階で細粒化を図る。この
結果、冷間圧延後も、焼鈍後も共に細粒となり、この細
粒強化により深絞り性と強度を共に上昇させる。また、
このとき同時に炭化物( もしくは炭窒化物 )による析出
硬化も強度の改善に大きく寄与する。
よりＣ含有量の高い鋼を用いる。そして、このＣ含有量
に見合ったTiを含有させて熱間圧延時に炭化物を大量に
析出させ、γ（オーステナイト）の再結晶およびγ粒の
成長を抑制し、特に熱延板の段階で細粒化を図る。この
結果、冷間圧延後も、焼鈍後も共に細粒となり、この細
粒強化により深絞り性と強度を共に上昇させる。また、
このとき同時に炭化物( もしくは炭窒化物 )による析出
硬化も強度の改善に大きく寄与する。
【００１３】上記のような特定の化学組成の鋼を用いて
前記の条件で製造することにより、高張力でかつ深絞り
性の良好な鋼板を得ることができる。
前記の条件で製造することにより、高張力でかつ深絞り
性の良好な鋼板を得ることができる。
【００１４】以下に、本発明方法において素材とする鋼
の化学組成および製造条件を前記のように限定した理由
を説明する。なお、％は全て重量％を意味する。
の化学組成および製造条件を前記のように限定した理由
を説明する。なお、％は全て重量％を意味する。
【００１５】（ａ）Ｃ ＣはTiと共に最も重要な元素である。Ｃ含有量が0.010
％未満では、TiC 、TiCN等の析出量が少なく、結晶粒の
細粒化効果および析出による張力の上昇効果は小さい。
一方、0.015 ％を超えると炭化物の析出量が多すぎ、焼
鈍後にも深絞り性に好ましい組織が得られない。また延
性の低下も著しい。さらに、後述するＴｉの含有量も多
くしなければならずコスト増となる。よって、下限を
０．０１０％、上限を 0.015％とした。
％未満では、TiC 、TiCN等の析出量が少なく、結晶粒の
細粒化効果および析出による張力の上昇効果は小さい。
一方、0.015 ％を超えると炭化物の析出量が多すぎ、焼
鈍後にも深絞り性に好ましい組織が得られない。また延
性の低下も著しい。さらに、後述するＴｉの含有量も多
くしなければならずコスト増となる。よって、下限を
０．０１０％、上限を 0.015％とした。
【００１６】（ｂ）Si Mn、Ｐ等に比べ強度を上昇させる割には延性を低下させ
ないので強化元素として積極的に使用する。しかし、Si
は鋼板を脆化させる性質があり、1.5 ％を超えると耐２
次加工脆性の悪化をもたらす。よって、上限を 1.5％と
した。
ないので強化元素として積極的に使用する。しかし、Si
は鋼板を脆化させる性質があり、1.5 ％を超えると耐２
次加工脆性の悪化をもたらす。よって、上限を 1.5％と
した。
【００１７】（ｃ）Mn MnはＳと結合してMnS となり、Ti添加の効果を妨げるTi
S およびTi4C2S2 の生成を防ぐ。すなわち、Mn含有量が
低いとこれらの細粒化や強度向上に望ましくないTiS お
よびTi4C2S2 が生成し、結晶粒の細粒化に不可欠なTiC
やTiCNの生成を妨げる。よって、下限を 0.3％とした。
一方、Mnは高張力特性を得るためにも有効な元素であ
る。しかし、過剰に含有させると絞り性を劣化させるの
で、上限を2.0 ％とした。
S およびTi4C2S2 の生成を防ぐ。すなわち、Mn含有量が
低いとこれらの細粒化や強度向上に望ましくないTiS お
よびTi4C2S2 が生成し、結晶粒の細粒化に不可欠なTiC
やTiCNの生成を妨げる。よって、下限を 0.3％とした。
一方、Mnは高張力特性を得るためにも有効な元素であ
る。しかし、過剰に含有させると絞り性を劣化させるの
で、上限を2.0 ％とした。
【００１８】（ｄ）Ｐ Ｐは最も強化能の大きな元素であり、安価に鋼板の張力
を上昇させることができるので積極的に添加する。Ｐ含
有量が0.04％未満では、所望の張力上昇が得られないの
で下限を0.04％とした。しかし、0.12％を超えて多量に
含有させると粒界偏析量が多くなって鋼板が脆化し、２
次加工割れが発生しやすいものとなる。
を上昇させることができるので積極的に添加する。Ｐ含
有量が0.04％未満では、所望の張力上昇が得られないの
で下限を0.04％とした。しかし、0.12％を超えて多量に
含有させると粒界偏析量が多くなって鋼板が脆化し、２
次加工割れが発生しやすいものとなる。
【００１９】よって、上限を0.12％とした。
【００２０】（ｅ）Ｓ Ｓ含有量が多いとTiS が生成しやすくなりTiC の生成が
妨げられる。TiS はかなり大きい形状で析出し、結晶粒
の細粒化には寄与しない。TiS をなるべく析出させない
ため上限を0.03％とした。
妨げられる。TiS はかなり大きい形状で析出し、結晶粒
の細粒化には寄与しない。TiS をなるべく析出させない
ため上限を0.03％とした。
【００２１】（ｆ）Ti 本発明の方法では、熱延板の段階でTiC を多数析出させ
なければならないので、TiはＣとともに重要な元素であ
る。
なければならないので、TiはＣとともに重要な元素であ
る。
【００２２】Tiは、TiN を生成しやすく、深絞り性に悪
影響をおよぼす固溶Ｎをなくす効果がある。まず、この
固溶Ｎの存在を消失させ、さらに結晶粒の細粒化に寄与
するTiC を生成させるためには、その含有量は、TiN と
して固定されるTi量を差し引いた値とする必要がある。
このTi含有量が、 Ti* (％) ＝Ti（％）−（48／14) Ｎ（％） で表されるものである。（48／14) は、TiN を生成する
ときのTiとＮとの化学当量比である。
影響をおよぼす固溶Ｎをなくす効果がある。まず、この
固溶Ｎの存在を消失させ、さらに結晶粒の細粒化に寄与
するTiC を生成させるためには、その含有量は、TiN と
して固定されるTi量を差し引いた値とする必要がある。
このTi含有量が、 Ti* (％) ＝Ti（％）−（48／14) Ｎ（％） で表されるものである。（48／14) は、TiN を生成する
ときのTiとＮとの化学当量比である。
【００２３】さらに、熱延板の段階でTiC の析出を強化
して結晶粒の細粒化を計り、張力を本発明が目標とする
程度に上昇させるためには、Ti含有量は、TiとＣとが結
合する化学当量よりも、Ｃ含有量に対して過剰でなけれ
ばならない。このTi含有量の過剰度について、Ti含有量
からTiN として固定されるTi量を差し引いた値、すなわ
ち、Ti* ＝ Ti−（48／14）Ｎ とＣ含有量の４倍との
比 Ti* ／４Ｃ を指標として用いると、後述する実施
例で示すように鋼板の張力およびｒ値 (絞り性) との関
係を明瞭にすることができる。
して結晶粒の細粒化を計り、張力を本発明が目標とする
程度に上昇させるためには、Ti含有量は、TiとＣとが結
合する化学当量よりも、Ｃ含有量に対して過剰でなけれ
ばならない。このTi含有量の過剰度について、Ti含有量
からTiN として固定されるTi量を差し引いた値、すなわ
ち、Ti* ＝ Ti−（48／14）Ｎ とＣ含有量の４倍との
比 Ti* ／４Ｃ を指標として用いると、後述する実施
例で示すように鋼板の張力およびｒ値 (絞り性) との関
係を明瞭にすることができる。
【００２４】Ti * (％) ／４Ｃ (％) が1.5 未満で
は、ＣおよびTiの高張力化に対する寄与は小さく、ｒ値
もよくない。一方、2.5 を超えるとTiC による結晶粒の
微細化効果が飽和し、ｒ値と伸びの劣化が著しくなる。
また、過剰のTi含有量となるのでコスト的にも不利とな
る。よって、1.5 ≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 、
ただし、Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) と
した。
は、ＣおよびTiの高張力化に対する寄与は小さく、ｒ値
もよくない。一方、2.5 を超えるとTiC による結晶粒の
微細化効果が飽和し、ｒ値と伸びの劣化が著しくなる。
また、過剰のTi含有量となるのでコスト的にも不利とな
る。よって、1.5 ≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 、
ただし、Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) と
した。
【００２５】（ｇ) Ｎ 前記のように、固溶Ｎが存在すると深絞り性が劣化する
ため、ＮはTiN として析出させて固定しなければならな
い。TiN はスラブ鋳造段階で既に析出するため、熱延板
の段階での結晶粒の細粒化に対しては効果は少なく、ま
たＮ含有量が増えるとこれを固定するためのTi含有量が
多くなり、コスト的にも不利となるだけである。このた
めＮ含有量の上限を 0.005％とした。
ため、ＮはTiN として析出させて固定しなければならな
い。TiN はスラブ鋳造段階で既に析出するため、熱延板
の段階での結晶粒の細粒化に対しては効果は少なく、ま
たＮ含有量が増えるとこれを固定するためのTi含有量が
多くなり、コスト的にも不利となるだけである。このた
めＮ含有量の上限を 0.005％とした。
【００２６】（ｈ）Al Alは、鋼の脱酸によりTi、Ｂまたは／およびNbの歩留り
を向上させるために添加する。そのためには0.010 ％以
上の含有量が必要である。AlはAlN としてＮを固定する
作用もあるが、本発明の対象となる鋼では、この作用は
Tiに担わせるので過剰に含有させる必要はない。これら
の効果は、0.090 ％のAl含有量までである。よって、Al
含有量の範囲は 0.010〜0.090 ％とした。
を向上させるために添加する。そのためには0.010 ％以
上の含有量が必要である。AlはAlN としてＮを固定する
作用もあるが、本発明の対象となる鋼では、この作用は
Tiに担わせるので過剰に含有させる必要はない。これら
の効果は、0.090 ％のAl含有量までである。よって、Al
含有量の範囲は 0.010〜0.090 ％とした。
【００２７】（ｉ）Ｂ Ｂは粒界強度を高め、耐２次加工脆性を改善するために
添加するが、含有量が0.006 ％未満ではその効果が期待
できない。一方、過剰に含有させるとｒ値を低下させ
る。よって、上限を0.0030％とした。しかし、Ｂは再結
晶温度を上昇させるので、耐２次加工脆性がそれほど問
題とならない場合は含有させないことが望ましい。
添加するが、含有量が0.006 ％未満ではその効果が期待
できない。一方、過剰に含有させるとｒ値を低下させ
る。よって、上限を0.0030％とした。しかし、Ｂは再結
晶温度を上昇させるので、耐２次加工脆性がそれほど問
題とならない場合は含有させないことが望ましい。
【００２８】（ｊ）Nb 鋼板の高張力化に対しては、Tiと同様の効果を与えるの
でNbを含有させることは有利である。しかし、Nb含有量
が0.01％未満ではその効果が小さく、一方、0.03％を超
えて含有させると再結晶温度が上昇する。
でNbを含有させることは有利である。しかし、Nb含有量
が0.01％未満ではその効果が小さく、一方、0.03％を超
えて含有させると再結晶温度が上昇する。
【００２９】（ｋ）熱間圧延仕上げ温度 熱間圧延の仕上げ温度がＡr3点未満であると、熱延板の
結晶方位が深絞り性に好ましくない方位となり、その後
の冷間圧延、焼鈍の条件をどのように選択しても、この
好ましくない結晶方位が残存して良好な深絞り性を得る
ことができない。よって、熱間圧延の仕上げ温度をＡr3
点以上とした。
結晶方位が深絞り性に好ましくない方位となり、その後
の冷間圧延、焼鈍の条件をどのように選択しても、この
好ましくない結晶方位が残存して良好な深絞り性を得る
ことができない。よって、熱間圧延の仕上げ温度をＡr3
点以上とした。
【００３０】（ｌ）熱延後の巻取温度 巻取温度が700 ℃を超えるとコイルにした後の冷却速度
が遅くなって熱延板の結晶粒径は大きくなり、これを冷
間圧延した後でも所望の強度および深絞り性は得られな
い。よって、巻取温度の上限を700 ℃とした。
が遅くなって熱延板の結晶粒径は大きくなり、これを冷
間圧延した後でも所望の強度および深絞り性は得られな
い。よって、巻取温度の上限を700 ℃とした。
【００３１】（ｍ）焼鈍温度 再結晶温度未満またはＡc3点を超える温度で焼鈍を行う
と深絞り性に好ましくない集合組織しか得られないの
で、焼鈍温度は再結晶温度以上Ａc3点以下の温度とし
た。
と深絞り性に好ましくない集合組織しか得られないの
で、焼鈍温度は再結晶温度以上Ａc3点以下の温度とし
た。
【００３２】冷間圧延条件については特に限定する必要
はない。しかし、圧下率が増加するに伴い、ｒ値すなわ
ち深絞り性は向上する傾向があり、さらに２次加工脆性
は鋼板のｒ値が高いほど発生しにくいことから、冷間圧
延圧下率は60％以上とするのが望ましい。
はない。しかし、圧下率が増加するに伴い、ｒ値すなわ
ち深絞り性は向上する傾向があり、さらに２次加工脆性
は鋼板のｒ値が高いほど発生しにくいことから、冷間圧
延圧下率は60％以上とするのが望ましい。
【００３３】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶製して、連続鋳
造によりスラブとし、その後仕上げ温度を 900〜940 ℃
として熱間圧延し、さらに巻取温度を 600〜630 ℃とし
て巻取った。熱延板厚さは 4.5mmであり、これを酸洗後
1.2mmに冷間圧延し、得られた冷延鋼板を焼鈍炉にて焼
鈍した。このときの焼鈍サイクルは約10℃／秒で所定の
温度まで加熱し830 ℃にて約40秒間保持した後、室温ま
で冷却速度40℃／秒で冷却した。さらに 0.8％の調質圧
延を施した後材質試験に供した。
造によりスラブとし、その後仕上げ温度を 900〜940 ℃
として熱間圧延し、さらに巻取温度を 600〜630 ℃とし
て巻取った。熱延板厚さは 4.5mmであり、これを酸洗後
1.2mmに冷間圧延し、得られた冷延鋼板を焼鈍炉にて焼
鈍した。このときの焼鈍サイクルは約10℃／秒で所定の
温度まで加熱し830 ℃にて約40秒間保持した後、室温ま
で冷却速度40℃／秒で冷却した。さらに 0.8％の調質圧
延を施した後材質試験に供した。
【００３４】このようにして製造された鋼板の引張強度
（ＴＳ）、ｒ値および遷移温度を表２に示す。図１は、
その代表例について引張強度（ＴＳ）、ｒ値とTi* ／４
Ｃとの関係を示す図である。ここで「遷移温度」とは脆
性割れを発生する境界温度を意味し、絞り比 1.6の円筒
に絞り成形した後これを円錐台に被せ、衝撃を加えて押
し込んだときの脆性割れを調べる方法により測定した。
（ＴＳ）、ｒ値および遷移温度を表２に示す。図１は、
その代表例について引張強度（ＴＳ）、ｒ値とTi* ／４
Ｃとの関係を示す図である。ここで「遷移温度」とは脆
性割れを発生する境界温度を意味し、絞り比 1.6の円筒
に絞り成形した後これを円錐台に被せ、衝撃を加えて押
し込んだときの脆性割れを調べる方法により測定した。
【００３５】本発明で定める条件どおりに製造された供
試材鋼板Ａ〜Ｆでは、いずれも極めて良好なｒ値および
耐２次加工脆性 (低い遷移温度) を示す。一方、供試材
鋼板Ｇ、ＪおよびＬでは、Mn含有量、Ｃ含有量およびTi
* ／４Ｃがそれぞれ本発明で定める上限を超えているた
めｒ値が低下している。同じくＫでは、Ti* ／４Ｃが本
発明で定める下限を下まわっているためｒ値が低下して
いる。また、同じくＨおよびＩでは、Ｐ、Siの含有量が
それぞれ本発明で定める上限を超えているため耐２次加
工脆性に劣る。
試材鋼板Ａ〜Ｆでは、いずれも極めて良好なｒ値および
耐２次加工脆性 (低い遷移温度) を示す。一方、供試材
鋼板Ｇ、ＪおよびＬでは、Mn含有量、Ｃ含有量およびTi
* ／４Ｃがそれぞれ本発明で定める上限を超えているた
めｒ値が低下している。同じくＫでは、Ti* ／４Ｃが本
発明で定める下限を下まわっているためｒ値が低下して
いる。また、同じくＨおよびＩでは、Ｐ、Siの含有量が
それぞれ本発明で定める上限を超えているため耐２次加
工脆性に劣る。
【００３６】図１から明らかなように、引張強度（Ｔ
Ｓ）とｒ値が共に良好なTi* ／４Ｃの範囲は 1.5〜2.5
である。
Ｓ）とｒ値が共に良好なTi* ／４Ｃの範囲は 1.5〜2.5
である。
【００３７】以上のように本発明で限定する条件から外
れる製造方法で得られたものは、深絞り用高張力鋼板と
して十分に満足できる特性を有していない。本発明の方
法による鋼板は、以上のように優れた特性を有してお
り、この方法をZn−Niなどの電気メッキや合金化亜鉛メ
ッキ用の鋼板に適用することもできる。
れる製造方法で得られたものは、深絞り用高張力鋼板と
して十分に満足できる特性を有していない。本発明の方
法による鋼板は、以上のように優れた特性を有してお
り、この方法をZn−Niなどの電気メッキや合金化亜鉛メ
ッキ用の鋼板に適用することもできる。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【発明の効果】本発明の方法によれば、引張強度が440
Ｎ/mm2を超え、かつ高ｒ値を有し耐２次加工脆性にも優
れた鋼板を製造することができる。この鋼板は、CuやNi
を含まないので安価であり、かつ自動車用鋼板として要
求される厳しい諸特性を十分に満たすことができる。
Ｎ/mm2を超え、かつ高ｒ値を有し耐２次加工脆性にも優
れた鋼板を製造することができる。この鋼板は、CuやNi
を含まないので安価であり、かつ自動車用鋼板として要
求される厳しい諸特性を十分に満たすことができる。
【図１】引張強度（ＴＳ）、ｒ値とTi* ／４Ｃとの関係
を示す図である。
を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.010 〜 0.015％、Si：
1.5％以下、Mn：0.3 〜 2.0％、Ｐ：0.04〜0.12％、
Ｓ：0.03％以下、Ｎ： 0.005％以下、Al：0.010 〜 0.0
90％で、さらに下記式を満足するTiを含み、残部がFe
と不可避的不純物からなる鋼を、Ａr3点以上の温度域で
熱間圧延した後 700℃以下で巻取り、次いで冷間圧延を
施し、その後再結晶温度以上Ａc3点以下の温度域で焼鈍
することを特徴とする深絞り用高張力鋼板の製造方法。 1.5≦ Ti* (％) ／４Ｃ (％) ≦2.5 ・・・・ ただし、 Ti* (％) ＝Ti (％) −(48 ／14) Ｎ (％) - 【請求項２】前記鋼がさらに、重量％で、Ｂ：0.0006〜
0.0030％または／およびNb：0.01〜0.03％を含有する請
求項１に記載の深絞り用高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33035592A JPH06172871A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33035592A JPH06172871A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172871A true JPH06172871A (ja) | 1994-06-21 |
Family
ID=18231691
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33035592A Pending JPH06172871A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 深絞り用高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06172871A (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02240220A (ja) * | 1989-03-15 | 1990-09-25 | Nippon Steel Corp | 深紋り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03267321A (ja) * | 1990-03-16 | 1991-11-28 | Nippon Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-12-10 JP JP33035592A patent/JPH06172871A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02240220A (ja) * | 1989-03-15 | 1990-09-25 | Nippon Steel Corp | 深紋り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPH03267321A (ja) * | 1990-03-16 | 1991-11-28 | Nippon Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
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