JPH06240363A - 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH06240363A JPH06240363A JP4733993A JP4733993A JPH06240363A JP H06240363 A JPH06240363 A JP H06240363A JP 4733993 A JP4733993 A JP 4733993A JP 4733993 A JP4733993 A JP 4733993A JP H06240363 A JPH06240363 A JP H06240363A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 引張強度５０kgf／mm2以上にて、深絞り性、
伸びフランジ性などの加工性の優れた冷延鋼板を安価に
製造し得る方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.００５０％以下、Ｓi：１.０％以
下、Ｍn：１.０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０
１０％以下、Ａl：０.００５〜０.１０％、Ｎ：０.００
４０％以下、Ｃu：０.８〜２.０％、Ｎi：０.２〜１.５
％、更にＴi：０.０１０〜０.１０％及びＮb：０.００
５〜０.０６０％の１種又は２種を含み、必要に応じ
て、更にＢ：０.０００５〜０.００３０％を含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、スラ
ブとした後、Ａr3点以上の仕上温度で熱間圧延を行い、
平均冷却速度３０℃／s以上にて冷却し、巻取温度７２
０℃以下にてコイルとし、酸洗、冷間圧延後、７５０℃
〜Ａc3点にて連続焼鈍による短時間の再結晶焼鈍を行
い、室温まで冷却後、０.５〜５％の歪の付与を行い、
更に５００〜７００℃にて１〜１０minの連続焼鈍を行
うことを特徴としている。
伸びフランジ性などの加工性の優れた冷延鋼板を安価に
製造し得る方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.００５０％以下、Ｓi：１.０％以
下、Ｍn：１.０％以下、Ｐ：０.１０％以下、Ｓ：０.０
１０％以下、Ａl：０.００５〜０.１０％、Ｎ：０.００
４０％以下、Ｃu：０.８〜２.０％、Ｎi：０.２〜１.５
％、更にＴi：０.０１０〜０.１０％及びＮb：０.００
５〜０.０６０％の１種又は２種を含み、必要に応じ
て、更にＢ：０.０００５〜０.００３０％を含有し、残
部がＦe及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、スラ
ブとした後、Ａr3点以上の仕上温度で熱間圧延を行い、
平均冷却速度３０℃／s以上にて冷却し、巻取温度７２
０℃以下にてコイルとし、酸洗、冷間圧延後、７５０℃
〜Ａc3点にて連続焼鈍による短時間の再結晶焼鈍を行
い、室温まで冷却後、０.５〜５％の歪の付与を行い、
更に５００〜７００℃にて１〜１０minの連続焼鈍を行
うことを特徴としている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は加工性に優れた高強度冷
延鋼板の製造方法に関し、より詳しくは、引張強度５０
kgf／mm2以上にて、深絞り性、伸びフランジ性などの加
工性の優れた冷延鋼板の製造方法に関するものである。
延鋼板の製造方法に関し、より詳しくは、引張強度５０
kgf／mm2以上にて、深絞り性、伸びフランジ性などの加
工性の優れた冷延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】最近、
自動車業界等では軽量化、安全性の観点から益々の高強
度化と高加工性を兼備した鋼板が望まれている。
自動車業界等では軽量化、安全性の観点から益々の高強
度化と高加工性を兼備した鋼板が望まれている。
【０００３】従来より、加工性の優れた高強度冷延鋼板
として、極低炭素又は低炭素Ａlキルド鋼にＳi、Ｍn、
Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼板が知られている。
しかし、この方法では、高加工性は得られるものの、引
張強さは４５kgf／mm2が上限である。
として、極低炭素又は低炭素Ａlキルド鋼にＳi、Ｍn、
Ｐなどの固溶強化元素を添加した鋼板が知られている。
しかし、この方法では、高加工性は得られるものの、引
張強さは４５kgf／mm2が上限である。
【０００４】一方、最近、引張強度４５kgf／mm2以上で
高加工性を得る方法としてＣuを添加した熱処理強化型
鋼板が提案されている。これは、鋼板の焼鈍中或いはプ
レス成形後の熱処理にて鋼中にε−Ｃuを析出させて高
強度化を図るものである。例えば、Ｃuを添加した極
低炭素Ａlキルド鋼又はこれにＴi、Ｎbを添加した鋼板
を連続焼鈍時の過時効帯でε−Ｃuを析出させる、又は
鋼板での析出処理は行わずに加工変形後に析出処理を行
う方法(特開昭６４−４４２９号)、同様な成分鋼につ
いて連続焼鈍後の過時効帯或いは再加熱による熱処理な
どでε−Ｃu析出物の芽となる核生成のみを行い、加工
後の熱処理によりε−Ｃu析出物の成長を行い高強度化
を図る(特開平４−１４１５２４号)などである。
高加工性を得る方法としてＣuを添加した熱処理強化型
鋼板が提案されている。これは、鋼板の焼鈍中或いはプ
レス成形後の熱処理にて鋼中にε−Ｃuを析出させて高
強度化を図るものである。例えば、Ｃuを添加した極
低炭素Ａlキルド鋼又はこれにＴi、Ｎbを添加した鋼板
を連続焼鈍時の過時効帯でε−Ｃuを析出させる、又は
鋼板での析出処理は行わずに加工変形後に析出処理を行
う方法(特開昭６４−４４２９号)、同様な成分鋼につ
いて連続焼鈍後の過時効帯或いは再加熱による熱処理な
どでε−Ｃu析出物の芽となる核生成のみを行い、加工
後の熱処理によりε−Ｃu析出物の成長を行い高強度化
を図る(特開平４−１４１５２４号)などである。
【０００５】しかし、これらの方法においては、連続焼
鈍後の過時効帯で析出を充分に行なわせ高強度化を図る
ためには５００℃以上の温度が必要であり、現状の設備
能力(４５０℃以下)から考えると製造上の問題となる。
一方、加工変形後の熱処理による方法では、エネルギ
ー、設備設置によるコスト増や熱処理による加工部品の
表面性状、寸法精度の変化などが問題となる。
鈍後の過時効帯で析出を充分に行なわせ高強度化を図る
ためには５００℃以上の温度が必要であり、現状の設備
能力(４５０℃以下)から考えると製造上の問題となる。
一方、加工変形後の熱処理による方法では、エネルギ
ー、設備設置によるコスト増や熱処理による加工部品の
表面性状、寸法精度の変化などが問題となる。
【０００６】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
て、引張強度５０kgf／mm2以上にて、深絞り性、伸びフ
ランジ性などの加工性の優れた冷延鋼板を安価に製造し
得る方法を提供することを目的とするものである。
て、引張強度５０kgf／mm2以上にて、深絞り性、伸びフ
ランジ性などの加工性の優れた冷延鋼板を安価に製造し
得る方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、前記課題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、高加工性と引
張強さ５０kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2)の高
強度を有する冷延鋼板を得るためには、Ｔi、Ｎbを添加
した極低炭素鋼とＣu添加を利用し、かつ圧延、熱処理
条件等を規制することにより、現状の設備で、加工後の
熱処理を必要としない所望特性の鋼板の製造が可能であ
るとの知見を得て、ここに本発明を完成したものであ
る。
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、高加工性と引
張強さ５０kgf／mm2以上(特に５０〜６５kgf／mm2)の高
強度を有する冷延鋼板を得るためには、Ｔi、Ｎbを添加
した極低炭素鋼とＣu添加を利用し、かつ圧延、熱処理
条件等を規制することにより、現状の設備で、加工後の
熱処理を必要としない所望特性の鋼板の製造が可能であ
るとの知見を得て、ここに本発明を完成したものであ
る。
【０００８】すなわち、本発明は、Ｃ：０.００５０％
以下、Ｓi：１.０％以下、Ｍn：１.０％以下、Ｐ：０.
１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａl：０.００５〜
０.１０％、Ｎ：０.００４０％以下、Ｃu：０.８〜２.
０％、Ｎi：０.２〜１.５％、更にＴi：０.０１０〜０.
１０％及びＮb：０.００５〜０.０６０％の１種又は２
種を含み、必要に応じて、更にＢ：０.０００５〜０.０
０２０％を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物から
なる鋼を溶製し、スラブとした後、Ａr3点以上の仕上温
度で熱間圧延を行い、平均冷却速度３０℃／s以上にて
冷却し、巻取温度７２０℃以下にてコイルとし、酸洗、
冷間圧延後、７５０℃〜Ａc3点にて連続焼鈍による短時
間の再結晶焼鈍を行い、室温まで冷却後、０.５〜５％
の歪の付与を行い、更に５５０〜７００℃にて１〜１０
minの連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた
高強度冷延鋼板の製造方法を要旨としている。
以下、Ｓi：１.０％以下、Ｍn：１.０％以下、Ｐ：０.
１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａl：０.００５〜
０.１０％、Ｎ：０.００４０％以下、Ｃu：０.８〜２.
０％、Ｎi：０.２〜１.５％、更にＴi：０.０１０〜０.
１０％及びＮb：０.００５〜０.０６０％の１種又は２
種を含み、必要に応じて、更にＢ：０.０００５〜０.０
０２０％を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物から
なる鋼を溶製し、スラブとした後、Ａr3点以上の仕上温
度で熱間圧延を行い、平均冷却速度３０℃／s以上にて
冷却し、巻取温度７２０℃以下にてコイルとし、酸洗、
冷間圧延後、７５０℃〜Ａc3点にて連続焼鈍による短時
間の再結晶焼鈍を行い、室温まで冷却後、０.５〜５％
の歪の付与を行い、更に５５０〜７００℃にて１〜１０
minの連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた
高強度冷延鋼板の製造方法を要旨としている。
【０００９】
【作用】以下に本発明の詳細について説明する。まず、
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
【００１０】Ｃ：Ｃは高強度でも加工性に影響を及ぼす
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップにもなるため、Ｃ量は０.００
５０％以下とする。
元素であり、深絞り性、伸びフランジ性を優れたものに
するには、極力少なくする必要がある。Ｃ量が増すと前
記の加工性が劣化するばかりか、Ｃを固定するＴi、Ｎb
量が増し、コストアップにもなるため、Ｃ量は０.００
５０％以下とする。
【００１１】Ｓi：Ｓiは加工性を損なわずに強度を高め
る元素であるが、過度の添加は電気めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、１.０％以下とする。
る元素であるが、過度の添加は電気めっき性や熱延鋼板
での酸洗性の劣化を招くため、１.０％以下とする。
【００１２】Ｍn：Ｍnは熱間圧延時のＳによる熱間脆性
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、１.０％以下
とする。
を防止するために添加する。しかし、過度の添加は加工
性の劣化や精錬コストの増加を招くため、１.０％以下
とする。
【００１３】Ｐ：Ｐは深絞り性を損なわずに強度を高め
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じ
るため、０.１０％以下とする。
る元素として、その必要強度に応じて添加することがで
きる。しかし、過度の添加は鋼板の二次加工脆性を生じ
るため、０.１０％以下とする。
【００１４】Ｓ：Ｓは加工性、特に伸びフランジ性に影
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００
１０〜０.００５０％である。
響を及ぼす元素である。Ｓ量が多いと介在物が増し、清
浄性が悪くなり、伸びフランジ性が劣化する。このた
め、Ｓ量は０.０１０％以下とする。好ましくは０.００
１０〜０.００５０％である。
【００１５】Ａl：Ａlは脱酸調整のために０.００５％
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
以上添加するが、過度の添加はアルミナ系介在物を増
し、特に伸びフランジ性の劣化を生じるため、上限を
０.１０％とする。
【００１６】Ｎ：Ｎは深絞り性を高めるためには少ない
ほど好ましいので、０.００４０％以下とする。
ほど好ましいので、０.００４０％以下とする。
【００１７】Ｃu：Ｃuは本発明における重要な必須元素
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.８〜２.０％の範囲とする。
であり、ε−Ｃuの析出を利用して目標とする高強度を
得るために添加する。しかし、０.５％未満ではε−Ｃu
の析出が少なく目標強度が得られず、また２.５％を超
える過度の添加は深絞り性、伸びフランジ性の劣化を招
くため、Ｃu量は０.８〜２.０％の範囲とする。
【００１８】Ｎi：Ｎiは熱間圧延時のＣuによる熱間脆
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
性を防止するために添加する。Ｃu添加量に応じて添加
するが、０.２％未満では効果が得られなく、また１.５
％を超えるとその効果が飽和するばかりかコスト高とな
るため、Ｎi量は０.２〜１.５％の範囲とする。
【００１９】Ｔi、Ｎb：Ｔi、Ｎbはいずれも、鋼中の
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と歪時効性を向上させるため
に、Ｔi：０.０１〜０.１０％、Ｎb：０.００５〜０.０
６％にて１種又は２種を添加する。いずれも、下限未満
では固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残り、上記特性が得られな
い。また上限を超えると効果が飽和するばかりか、コス
ト高となるので好ましくない。
Ｃ、Ｎを固定して深絞り性と歪時効性を向上させるため
に、Ｔi：０.０１〜０.１０％、Ｎb：０.００５〜０.０
６％にて１種又は２種を添加する。いずれも、下限未満
では固溶Ｃ、Ｎ量が多量に残り、上記特性が得られな
い。また上限を超えると効果が飽和するばかりか、コス
ト高となるので好ましくない。
【００２０】Ｂ：Ｂは結晶粒界に偏析し、鋼板の耐二次
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００３０％と
する。
加工脆性を向上させる効果があり、必要に応じて添加す
ることができる。添加する場合、０.０００５％未満で
はその効果がなく、しかし余りに多いと深絞り性の劣化
や焼鈍温度の上昇を招くため、上限を０.００３０％と
する。
【００２１】次に本発明の製造条件を限定した理由につ
いて述べる。
いて述べる。
【００２２】〈スラブ加熱温度〉上記化学成分を有する
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に深絞り性を高める場合は１
０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。またス
ラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温ま
で冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行って
もよい。
鋼は、常法により溶製し、スラブとして熱間圧延を行
う。スラブ加熱温度は特に規定するものではなく、１１
５０℃以上あれば良い。更に深絞り性を高める場合は１
０００〜１１００℃の低温加熱を行っても良い。またス
ラブを加熱炉を通さず圧延する直接熱間圧延及び室温ま
で冷却せずに加熱圧延するホットチャージ圧延を行って
もよい。
【００２３】〈仕上温度〉但し、熱間圧延の仕上温度は
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
Ａr3点以上とする。Ａr3点未満では、熱延鋼板での結晶
粒の粗大化を招くと共に加工組織となり、最終製品での
深絞り性が劣化する。なお、仕上温度がＡr3点＋５０℃
の範囲であると、特に熱延鋼板での結晶粒が細粒化し、
深絞り性の改善が図れるので望ましい。
【００２４】〈冷却速度〉極低炭素鋼は結晶粒が成長し
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
易いため、熱延仕上げ後の冷却が遅いと粗大粒となり、
深絞り性の劣化や材質の異方性が悪くなる。結晶粒の細
粒化を図るためには冷却速度は速い方がよく、巻取りま
での平均冷却速度を３０℃／sec以上とする。これより
遅い冷却速度では結晶粒が大きくなり、深絞り性や異方
性に劣るので好ましくない。
【００２５】〈巻取温度〉巻取り後、熱延コイル状態で
は巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得
られる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、７５０℃以
上にて再結晶焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃu
の再固溶が生じるためか、焼鈍後の強度は巻取温度によ
る影響を殆ど受けない。このため、本発明における巻取
温度は、熱延後に行われる酸洗性を損わない７２０℃以
下とする。通常は４００〜７００℃であり、必要な場合
は室温まで冷却して巻取ってもよい。
は巻取温度によりε−Ｃuの析出状態が異なるため、得
られる強度も異なる。しかし、冷間圧延後、７５０℃以
上にて再結晶焼鈍を行う本発明では、焼鈍時にε−Ｃu
の再固溶が生じるためか、焼鈍後の強度は巻取温度によ
る影響を殆ど受けない。このため、本発明における巻取
温度は、熱延後に行われる酸洗性を損わない７２０℃以
下とする。通常は４００〜７００℃であり、必要な場合
は室温まで冷却して巻取ってもよい。
【００２６】〈冷間圧延率〉巻取られたコイルは常法に
従い酸洗によるスケールの除去を行い、冷間圧延に供す
る。冷間圧延率は特に規定するものではないが、５０％
以上、好ましくは７０〜８５％で高冷延率になるにつれ
深絞り性は向上する。
従い酸洗によるスケールの除去を行い、冷間圧延に供す
る。冷間圧延率は特に規定するものではないが、５０％
以上、好ましくは７０〜８５％で高冷延率になるにつれ
深絞り性は向上する。
【００２７】〈連続焼鈍〉冷間圧延後に連続焼鈍を施
す。この連続焼鈍は２回に別けられ、１回目は深絞り性
の付与と熱延コイルに生じたε−Ｃu析出物の再固溶を
充分に行うためのものであり、焼鈍温度を７５０℃〜Ａ
c3点以下とする。７５０℃未満では未再結晶組織とな
り、深絞り性、伸びフランジ性が得られないばかりか、
ε−Ｃuの再固溶も不充分となる。またＡc3点を超える
とγ域となり深絞り性が劣る。
す。この連続焼鈍は２回に別けられ、１回目は深絞り性
の付与と熱延コイルに生じたε−Ｃu析出物の再固溶を
充分に行うためのものであり、焼鈍温度を７５０℃〜Ａ
c3点以下とする。７５０℃未満では未再結晶組織とな
り、深絞り性、伸びフランジ性が得られないばかりか、
ε−Ｃuの再固溶も不充分となる。またＡc3点を超える
とγ域となり深絞り性が劣る。
【００２８】１回目の連続焼鈍後は、室温まで冷却し、
又は通常の過時効処理(４５０℃以下、１０min以下)を
行っても良い。この過時効処理ではε−Ｃuの析出は殆
どない。焼鈍後の冷却速度は特に問わないが、速い程、
生産性の面から好ましく、平均冷却速度で３０℃／s以
上である。
又は通常の過時効処理(４５０℃以下、１０min以下)を
行っても良い。この過時効処理ではε−Ｃuの析出は殆
どない。焼鈍後の冷却速度は特に問わないが、速い程、
生産性の面から好ましく、平均冷却速度で３０℃／s以
上である。
【００２９】次いで、以下の目的で歪を与えた後、再
度、連続焼鈍を行う。この２回目の連続焼鈍はε−Ｃu
の析出物を実質的に全量析出、成長させ、高強度を得る
ための熱処理であって、処理条件は５００〜７００℃に
て１〜１０minである。この範囲外では析出が充分に生
じないため高強度が得られない。また１０minを超える
処理は設備制約にて困難である。焼鈍、析出処理後の冷
却速度は特に規定しないが、生産性の点から平均冷却速
度３０℃／sec以上の速い方が望ましい。
度、連続焼鈍を行う。この２回目の連続焼鈍はε−Ｃu
の析出物を実質的に全量析出、成長させ、高強度を得る
ための熱処理であって、処理条件は５００〜７００℃に
て１〜１０minである。この範囲外では析出が充分に生
じないため高強度が得られない。また１０minを超える
処理は設備制約にて困難である。焼鈍、析出処理後の冷
却速度は特に規定しないが、生産性の点から平均冷却速
度３０℃／sec以上の速い方が望ましい。
【００３０】〈歪付与〉前記歪付与は、１回目の連続焼
鈍(再結晶焼鈍)後で２回目の連続焼鈍の析出処理前に行
うものであって、歪の導入により、ε−Ｃuの析出促進
による処理時間のより短時間化を主目的としたものであ
る。歪付与の方法は特に問わないが、通常は圧延、レベ
ラー等が用いられ、０.５〜５％の範囲である。０.５％
未満では析出促進効果が小さく、５％を超えても効果が
飽和する。通常は１〜２％にて実施される。
鈍(再結晶焼鈍)後で２回目の連続焼鈍の析出処理前に行
うものであって、歪の導入により、ε−Ｃuの析出促進
による処理時間のより短時間化を主目的としたものであ
る。歪付与の方法は特に問わないが、通常は圧延、レベ
ラー等が用いられ、０.５〜５％の範囲である。０.５％
未満では析出促進効果が小さく、５％を超えても効果が
飽和する。通常は１〜２％にて実施される。
【００３１】なお、２回目の連続焼鈍による析出処理後
に、必要に応じて調質圧延を施しても良い。また、本発
明で得られる鋼板は電気めっきによる各種表面処理を施
しても何ら問題なく使用可能である。
に、必要に応じて調質圧延を施しても良い。また、本発
明で得られる鋼板は電気めっきによる各種表面処理を施
しても何ら問題なく使用可能である。
【００３２】以上の製造条件により、引張強さ５０kgf
／mm2以上の高強度と、優れた深絞り性(ｒ値≧１.４)、
伸びフランジ性(穴拡げ率≧９０％)の冷延鋼板をプレス
加工後の熱処理を必要とすることなく、ライン内にて製
造することが可能である。
／mm2以上の高強度と、優れた深絞り性(ｒ値≧１.４)、
伸びフランジ性(穴拡げ率≧９０％)の冷延鋼板をプレス
加工後の熱処理を必要とすることなく、ライン内にて製
造することが可能である。
【００３３】次に本発明の実施例を示す。
【００３４】表１に示す化学成分の鋼について、実験室
にて溶解して得たスラブを表２に示す熱間圧延と、冷
却、巻取処理を行い、３.２mm厚の熱延鋼板とした。酸
洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷間圧延後、表２に示
す条件で連続焼鈍をシミュレートしたソルトバスにて再
結晶焼鈍(１回目連続焼鈍)を行った後、歪を与え、再度
ソルトバス中にてＣuの析出処理(２回目連続焼鈍)を施
した。その後、０.５％の調質圧延を行った。
にて溶解して得たスラブを表２に示す熱間圧延と、冷
却、巻取処理を行い、３.２mm厚の熱延鋼板とした。酸
洗後、この鋼板を０.８mm厚まで冷間圧延後、表２に示
す条件で連続焼鈍をシミュレートしたソルトバスにて再
結晶焼鈍(１回目連続焼鈍)を行った後、歪を与え、再度
ソルトバス中にてＣuの析出処理(２回目連続焼鈍)を施
した。その後、０.５％の調質圧延を行った。
【００３５】得られた鋼板の引張特性、深絞り性(ｒ
値)、伸びフランジ性(穴拡げ率)、耐二次加工脆性など
の調査結果を表２に示す。
値)、伸びフランジ性(穴拡げ率)、耐二次加工脆性など
の調査結果を表２に示す。
【００３６】その結果、本発明鋼Ｎo.１〜Ｎo.７は、５
０kgf／mm2以上の高強度で深絞り性、伸びフランジ性に
優れ、−３０℃での二次加工脆性においても縦割れの発
生は見られなかった。なお、鋼Ｎo.４、Ｎo.７のＢ添加
鋼では−６０℃でも縦割れの発生は見られず、耐二次加
工性は更に優れていた。これに対し、本発明範囲外の成
分鋼である比較鋼Ｎo.８〜Ｎo.１４においては、上記特
性のいずれかが劣り、目的とする鋼板が得られないこと
が明らかである。
０kgf／mm2以上の高強度で深絞り性、伸びフランジ性に
優れ、−３０℃での二次加工脆性においても縦割れの発
生は見られなかった。なお、鋼Ｎo.４、Ｎo.７のＢ添加
鋼では−６０℃でも縦割れの発生は見られず、耐二次加
工性は更に優れていた。これに対し、本発明範囲外の成
分鋼である比較鋼Ｎo.８〜Ｎo.１４においては、上記特
性のいずれかが劣り、目的とする鋼板が得られないこと
が明らかである。
【００３７】また、本発明範囲内の化学成分を有する鋼
Ｎo.１について、製造条件の影響を調べた。各鋼(１Ａ
〜１Ｇ)とも、化学成分は表１に示す鋼Ｎo.１と同じで
あるが、製造条件は表２に示すように変化させた。同様
の試験結果を表２に併記する。
Ｎo.１について、製造条件の影響を調べた。各鋼(１Ａ
〜１Ｇ)とも、化学成分は表１に示す鋼Ｎo.１と同じで
あるが、製造条件は表２に示すように変化させた。同様
の試験結果を表２に併記する。
【００３８】表２より明らかなように、鋼ｌＡ、１Ｂ
は、熱間仕上温度又は冷却速度のいずれかが本発明範囲
外であるため深絞り性に劣り、鋼１Ｃは巻取温度が高す
ぎるため酸洗性に劣っている。鋼１Ｄは再結晶温度が低
いため、再結晶組織とならず、深絞り性、伸びフランジ
性ともに皆無である。鋼１Ｅは析出処理前の軽圧下を施
していないため、本析出処理条件では析出が不充分とな
り、目標強度が充分ではない。また、鋼１Ｆ、１Ｇも析
出処理温度乃至時間が本発明範囲外であるためε−Ｃu
の析出が不充分となり、目標強度が得られない。
は、熱間仕上温度又は冷却速度のいずれかが本発明範囲
外であるため深絞り性に劣り、鋼１Ｃは巻取温度が高す
ぎるため酸洗性に劣っている。鋼１Ｄは再結晶温度が低
いため、再結晶組織とならず、深絞り性、伸びフランジ
性ともに皆無である。鋼１Ｅは析出処理前の軽圧下を施
していないため、本析出処理条件では析出が不充分とな
り、目標強度が充分ではない。また、鋼１Ｆ、１Ｇも析
出処理温度乃至時間が本発明範囲外であるためε−Ｃu
の析出が不充分となり、目標強度が得られない。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性の優れた引張強さ
５０kgf／mm2以上の高強度冷延鋼板を連続焼鈍ラインを
用いて製造できるので、非常に安価に提供可能となるも
のである。
深絞り性、伸びフランジ性等の加工性の優れた引張強さ
５０kgf／mm2以上の高強度冷延鋼板を連続焼鈍ラインを
用いて製造できるので、非常に安価に提供可能となるも
のである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ：０.００５
０％以下、Ｓi：１.０％以下、Ｍn：１.０％以下、Ｐ：
０.１０％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａl：０.００５
〜０.１０％、Ｎ：０.００４０％以下、Ｃu：０.８〜
２.０％、Ｎi：０.２〜１.５％、更にＴi：０.０１０〜
０.１０％及びＮb：０.００５〜０.０６０％の１種又は
２種を含み、残部がＦe及び不可避的不純物からなる鋼
を溶製し、スラブとした後、Ａr3点以上の仕上温度で熱
間圧延を行い、平均冷却速度３０℃／s以上にて冷却
し、巻取温度７２０℃以下にてコイルとし、酸洗、冷間
圧延後、７５０℃〜Ａc3点にて連続焼鈍による短時間の
再結晶焼鈍を行い、室温まで冷却後、０.５〜５％の歪
の付与を行い、更に５００〜７００℃にて１〜１０min
の連続焼鈍を行うことを特徴とする加工性に優れた高強
度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼が、更にＢ：０.０００５〜０.０
０３０％を含有している請求項１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4733993A JPH06240363A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4733993A JPH06240363A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06240363A true JPH06240363A (ja) | 1994-08-30 |
Family
ID=12772436
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4733993A Pending JPH06240363A (ja) | 1993-02-12 | 1993-02-12 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06240363A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9293166B2 (en) | 2008-04-30 | 2016-03-22 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Sputtering target material for producing intermediate layer film of perpendicular magnetic recording medium and thin film produced by using the same |
| CN113604736A (zh) * | 2021-07-26 | 2021-11-05 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高强度中厚板及其制备方法 |
-
1993
- 1993-02-12 JP JP4733993A patent/JPH06240363A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9293166B2 (en) | 2008-04-30 | 2016-03-22 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Sputtering target material for producing intermediate layer film of perpendicular magnetic recording medium and thin film produced by using the same |
| CN113604736A (zh) * | 2021-07-26 | 2021-11-05 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高强度中厚板及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030513 |