JPH068483B2 - 連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時効焼付硬化性冷延鋼板 - Google Patents
連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時効焼付硬化性冷延鋼板Info
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- JPH068483B2 JPH068483B2 JP1046209A JP4620989A JPH068483B2 JP H068483 B2 JPH068483 B2 JP H068483B2 JP 1046209 A JP1046209 A JP 1046209A JP 4620989 A JP4620989 A JP 4620989A JP H068483 B2 JPH068483 B2 JP H068483B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はＩＦ鋼（Interstitial Atoms Free Steel・以
下ＩＦ鋼と称する）（製鋼で炭素を極く低いレベルであ
る数ppmまで低下させ、さらに炭素と親和力の強いTiやN
bを添加して鋼中の固溶炭素及び窒素を完全になくした
鋼）によらずに、通常の炭素レベルの低炭Ａキルド鋼
を用いて、箱焼鈍材なみの非時効性と局部延性を兼ね備
え、さらに焼付硬化性（以下ＢＨ性と称する）を有す
る、連続焼鈍によるJIS・G3141第３種深絞り用冷延鋼板
「記号ＳＰＣＥ」に係わる。
下ＩＦ鋼と称する）（製鋼で炭素を極く低いレベルであ
る数ppmまで低下させ、さらに炭素と親和力の強いTiやN
bを添加して鋼中の固溶炭素及び窒素を完全になくした
鋼）によらずに、通常の炭素レベルの低炭Ａキルド鋼
を用いて、箱焼鈍材なみの非時効性と局部延性を兼ね備
え、さらに焼付硬化性（以下ＢＨ性と称する）を有す
る、連続焼鈍によるJIS・G3141第３種深絞り用冷延鋼板
「記号ＳＰＣＥ」に係わる。
（従来の技術） 連続焼鈍によるＳＰＣＥ級の製造はもっぱらＩＦ鋼によ
っていた。このＩＦ鋼は特公昭44-18066号公報記載の発
明を基本とし、最近では多くの改善・改良発明がなされ
ている。しかし、ＩＦ鋼は製鋼での真空脱ガス処理に長
時間を要し経済的には従来法である箱焼鈍Ａキルド鋼
より劣るという状況であり、製鋼設備にも大きな制約が
必要となる。またＢＨ性の付与がきわめて困難となる。
ＩＦ鋼によらず通常のＡキルド鋼で連続焼鈍ＳＰＣＥ
級を製造することも試みられたが、耐歪時効性と局部延
性に劣るという二つの基本的な問題があり、使用される
に到っていない。
っていた。このＩＦ鋼は特公昭44-18066号公報記載の発
明を基本とし、最近では多くの改善・改良発明がなされ
ている。しかし、ＩＦ鋼は製鋼での真空脱ガス処理に長
時間を要し経済的には従来法である箱焼鈍Ａキルド鋼
より劣るという状況であり、製鋼設備にも大きな制約が
必要となる。またＢＨ性の付与がきわめて困難となる。
ＩＦ鋼によらず通常のＡキルド鋼で連続焼鈍ＳＰＣＥ
級を製造することも試みられたが、耐歪時効性と局部延
性に劣るという二つの基本的な問題があり、使用される
に到っていない。
（発明が解決しようとする課題） 歪時効に対しては近年、連続焼鈍の冷却・過時効処理を
適正化することで固溶炭素を低減させ時効を抑制するこ
とを目的とした多くの発明がなされている。そして、プ
レス成形品の外観品質を損なうストレッチャーストレイ
ンを防ぐには、時効指数（以下ＡＩと称する）を３kgf/
mm2以下とする必要があることは一般に良く知られてい
る。一方、連続焼鈍のような短時間の過時効処理により
歪時効の原因となる固溶炭素を十分析出させるには、析
出サイトとなる炭化物を粒内に多く分布させた方が有利
になる。しかし高橋等（The Metallurgical Society of
AIME,1982,p51）、細谷等（The Metallurgical Societ
y of AIME,1984,p61）及び特公昭59-59832号によれば粒
内炭化物密度の増加は降伏強度（ＹＰ）を増加させ、延
性を低下させることを明らかにしている。従って、非時
効でかつ加工性に優れた冷延鋼板は現実的には適度の固
溶炭素量と粒内炭化物密度を有する必要がある。
適正化することで固溶炭素を低減させ時効を抑制するこ
とを目的とした多くの発明がなされている。そして、プ
レス成形品の外観品質を損なうストレッチャーストレイ
ンを防ぐには、時効指数（以下ＡＩと称する）を３kgf/
mm2以下とする必要があることは一般に良く知られてい
る。一方、連続焼鈍のような短時間の過時効処理により
歪時効の原因となる固溶炭素を十分析出させるには、析
出サイトとなる炭化物を粒内に多く分布させた方が有利
になる。しかし高橋等（The Metallurgical Society of
AIME,1982,p51）、細谷等（The Metallurgical Societ
y of AIME,1984,p61）及び特公昭59-59832号によれば粒
内炭化物密度の増加は降伏強度（ＹＰ）を増加させ、延
性を低下させることを明らかにしている。従って、非時
効でかつ加工性に優れた冷延鋼板は現実的には適度の固
溶炭素量と粒内炭化物密度を有する必要がある。
歪時効の原因となる固溶炭素は、プレス成形後の焼付塗
装により材料を硬化させ、パネルの耐デント性を向上さ
せる利点も持っているので、適量の固溶炭素量を残存さ
せることによりストレッチャーストレインが発生せずか
つ高いＢＨ性が確保されることが最も望ましい。しかし
従来のＩＦ鋼もしくは箱焼鈍によるＡキルド鋼は残存
固溶炭素が殆どゼロであるので完全非時効であるものの
ＢＨ性の付与がきわめて困難であった。
装により材料を硬化させ、パネルの耐デント性を向上さ
せる利点も持っているので、適量の固溶炭素量を残存さ
せることによりストレッチャーストレインが発生せずか
つ高いＢＨ性が確保されることが最も望ましい。しかし
従来のＩＦ鋼もしくは箱焼鈍によるＡキルド鋼は残存
固溶炭素が殆どゼロであるので完全非時効であるものの
ＢＨ性の付与がきわめて困難であった。
局部延性に関しては従来その評価指標が明確でなく、通
常の引張試験における延性では評価することができず、
また局部延性に影響を及ぼす材料因子も明確でなかっ
た。
常の引張試験における延性では評価することができず、
また局部延性に影響を及ぼす材料因子も明確でなかっ
た。
しかしながら本発明者らの研究の結果から、従来不明瞭
であった局部延性の評価法としてＡ．Ｋ．GHOSHの提案
によるＬＤＨ０(Met.Eng.Quart.,15(1975)53)が、後述
するように有効であることが判明した（試験法はほぼ
Ａ．Ｋ．GHOSHの提案にそっているが、具体的には実施
例１を参照。）。また非時効性と加工法を両立させ、か
つＢＨ性を確保するには、粒内炭化物密度と固溶炭素量
のバランスを最適化することが最も基本となる技術であ
ることも明らかとなった。従って、本発明は粒内炭化物
密度と固溶炭素量の制御により、非時効性とＢＨ性を兼
ねそなえ、かつ従来の連続焼鈍によるＡキルド鋼板の
局部延性に劣るという欠点を克服した深絞り用冷延鋼板
を提供するものである。
であった局部延性の評価法としてＡ．Ｋ．GHOSHの提案
によるＬＤＨ０(Met.Eng.Quart.,15(1975)53)が、後述
するように有効であることが判明した（試験法はほぼ
Ａ．Ｋ．GHOSHの提案にそっているが、具体的には実施
例１を参照。）。また非時効性と加工法を両立させ、か
つＢＨ性を確保するには、粒内炭化物密度と固溶炭素量
のバランスを最適化することが最も基本となる技術であ
ることも明らかとなった。従って、本発明は粒内炭化物
密度と固溶炭素量の制御により、非時効性とＢＨ性を兼
ねそなえ、かつ従来の連続焼鈍によるＡキルド鋼板の
局部延性に劣るという欠点を克服した深絞り用冷延鋼板
を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：0.008〜0.025％、Mn：
0.05〜0.20％、Ｓ：0.004〜0.015％、酸可溶Ａ：0.03
〜0.15％を含有し、不純物としてＰを0.012％以下、Ｎ
を0.0030％以下とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、通常の熱間圧延を行い続いて冷延−連続焼鈍
−調質圧延を行って得た鋼板（帯）であって、固溶炭素
量を５ppm以下、２ppm以上とし、粒内炭化物密度（ρ，
コ／mm2）を時効指数（ＡＩ，kgf/mm2）の関数である次
式の範囲とし、 ρ≦（−0.1941×ＡＩ＋3.8831)×10５、かつ ρ≦（−0.6415×ＡＩ＋4.8048)×10５ 時効処理後(100℃×１ｈ）の降伏強度（ＹＰ）が19kgf/
mm2以下、局部延性の指標であるＬＤＨ０が30.9mm以上
で、２〜５kgf/mm2の焼付硬化能を有する冷延鋼板にあ
る。
0.05〜0.20％、Ｓ：0.004〜0.015％、酸可溶Ａ：0.03
〜0.15％を含有し、不純物としてＰを0.012％以下、Ｎ
を0.0030％以下とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、通常の熱間圧延を行い続いて冷延−連続焼鈍
−調質圧延を行って得た鋼板（帯）であって、固溶炭素
量を５ppm以下、２ppm以上とし、粒内炭化物密度（ρ，
コ／mm2）を時効指数（ＡＩ，kgf/mm2）の関数である次
式の範囲とし、 ρ≦（−0.1941×ＡＩ＋3.8831)×10５、かつ ρ≦（−0.6415×ＡＩ＋4.8048)×10５ 時効処理後(100℃×１ｈ）の降伏強度（ＹＰ）が19kgf/
mm2以下、局部延性の指標であるＬＤＨ０が30.9mm以上
で、２〜５kgf/mm2の焼付硬化能を有する冷延鋼板にあ
る。
（作用） まず本発明のＣ，Mn，Ｐ，Ｓ，Ａ，Ｎの各成分につい
て数値限定をした理由について述べる。
て数値限定をした理由について述べる。
Ｃの下限は時効性の観点から制限される。すなわち過時
効析出にあたっては析出の駆動力を増すためＣの過飽和
度を増す必要があるがＣ含有量が少ないといくら焼鈍後
急冷を施してもＣの過飽和度は増加しない。この意味で
はＣは0.008％以上とする必要がある。またＣの上限は
加工性により制限され0.025％以上とすると目的とする
加工性が得られない。Mnの下限及びＳの上限はＦｅＳ生
成防止の観点から制限される。すなわちMn／Ｓの比が小
さいとＳはＦｅＳとなって析出しこれが熱間脆性をもた
らす。そのためMnは0.05％以上、Ｓは0.015％以下とす
る必要がある。一方、Ｓの下限は適当なMnＳ確保のため
制限される。すなわちMnＳは粒内に析出するセメンタイ
トの析出サイトであり、MnＳを適当に分散させることに
より、セメンタイトの核発生密度を適度に高め炭素の拡
散距離を短くし拡散に要する時間を短くして非時効化を
促進する。このためＳは0.004％以上とする。またMnの
上限は加工性の観点から0.15％以下とする必要がある。
ＡはＡＮ析出を促進するために0.03％以上とする必
要があるがあまり多すぎると鋼を硬化にし、またｒ値を
劣化させるので0.15％以下とする必要がある。Ｐ及びＮ
は加工性の観点からそれぞれ0.012％，0.0030％以下と
する必要がある。
効析出にあたっては析出の駆動力を増すためＣの過飽和
度を増す必要があるがＣ含有量が少ないといくら焼鈍後
急冷を施してもＣの過飽和度は増加しない。この意味で
はＣは0.008％以上とする必要がある。またＣの上限は
加工性により制限され0.025％以上とすると目的とする
加工性が得られない。Mnの下限及びＳの上限はＦｅＳ生
成防止の観点から制限される。すなわちMn／Ｓの比が小
さいとＳはＦｅＳとなって析出しこれが熱間脆性をもた
らす。そのためMnは0.05％以上、Ｓは0.015％以下とす
る必要がある。一方、Ｓの下限は適当なMnＳ確保のため
制限される。すなわちMnＳは粒内に析出するセメンタイ
トの析出サイトであり、MnＳを適当に分散させることに
より、セメンタイトの核発生密度を適度に高め炭素の拡
散距離を短くし拡散に要する時間を短くして非時効化を
促進する。このためＳは0.004％以上とする。またMnの
上限は加工性の観点から0.15％以下とする必要がある。
ＡはＡＮ析出を促進するために0.03％以上とする必
要があるがあまり多すぎると鋼を硬化にし、またｒ値を
劣化させるので0.15％以下とする必要がある。Ｐ及びＮ
は加工性の観点からそれぞれ0.012％，0.0030％以下と
する必要がある。
次に、固溶炭素量とＢＨ性の関係を調べるために種々の
固溶炭素量を有する材料のＢＨ性を調べた。その結果を
第１図に示す。ストレッチャーストレインの観点からＡ
Ｉ≦３kgf/mm2とする必要があるが、このためには残存
固溶炭素量を５ppm以下にする必要がある。一方下限は
ＢＨにより制限され、２kgf/mm2以上のＢＨを付与する
には残存固溶炭素量を２ppm以上とする必要がある。以
上の条件を満足させながら、最大５kgf/mm2のＢＨを付
与することが可能であることが第１図からわかる。
固溶炭素量を有する材料のＢＨ性を調べた。その結果を
第１図に示す。ストレッチャーストレインの観点からＡ
Ｉ≦３kgf/mm2とする必要があるが、このためには残存
固溶炭素量を５ppm以下にする必要がある。一方下限は
ＢＨにより制限され、２kgf/mm2以上のＢＨを付与する
には残存固溶炭素量を２ppm以上とする必要がある。以
上の条件を満足させながら、最大５kgf/mm2のＢＨを付
与することが可能であることが第１図からわかる。
従来不明瞭であった低炭素Ａキルド鋼の連続焼鈍材に
おける局部延性問題とは種々の観点から詳細に検討した
結果、実際のプレス現場で生じる平面歪破断であり、こ
れが破断の多くを占めることが判明した。従って、局部
延性とは、平面歪状態における延性を意味し、平面歪状
態では拡散くびれと局部くびれがほぼ同時に発生し、こ
れは材料にとって最も厳しい変形状態である。しかし、
平面歪変形下の延性は、通常の引張試験では平面歪状態
が得られないので評価できない。このような平面歪変形
下の延性の評価法として、Ａ．Ｋ．GHOSHの提案による
ＬＤＨ０に注目して、これが最も簡便でかつ有効である
ことがわかった。そこで本発明では局部延性の評価指標
としてＬＤＨ０を採用した。次にＬＤＨ０の支配因子を
調べた。その結果を第２，３図に示す。第２図はＡＩ及
び固溶炭素量とＬＤＨ０の関係を時効処理（100℃×１
ｈ）前後について調べたものである。第３図は固溶炭素
量を０ppmとし炭化物密度を連続的に変化させた材料に
ついて、ＬＤＨ０と炭化物密度の関係を調べたものであ
る。尚、固溶炭素量は内部摩擦法により、炭化物密度は
10000倍の抽出レプリカ電子顕微鏡写真により決定し
た。これらの結果より、ＬＤＨ０は歪時効と粒内炭化物
密度の増加により著しく劣化することが判明した。
おける局部延性問題とは種々の観点から詳細に検討した
結果、実際のプレス現場で生じる平面歪破断であり、こ
れが破断の多くを占めることが判明した。従って、局部
延性とは、平面歪状態における延性を意味し、平面歪状
態では拡散くびれと局部くびれがほぼ同時に発生し、こ
れは材料にとって最も厳しい変形状態である。しかし、
平面歪変形下の延性は、通常の引張試験では平面歪状態
が得られないので評価できない。このような平面歪変形
下の延性の評価法として、Ａ．Ｋ．GHOSHの提案による
ＬＤＨ０に注目して、これが最も簡便でかつ有効である
ことがわかった。そこで本発明では局部延性の評価指標
としてＬＤＨ０を採用した。次にＬＤＨ０の支配因子を
調べた。その結果を第２，３図に示す。第２図はＡＩ及
び固溶炭素量とＬＤＨ０の関係を時効処理（100℃×１
ｈ）前後について調べたものである。第３図は固溶炭素
量を０ppmとし炭化物密度を連続的に変化させた材料に
ついて、ＬＤＨ０と炭化物密度の関係を調べたものであ
る。尚、固溶炭素量は内部摩擦法により、炭化物密度は
10000倍の抽出レプリカ電子顕微鏡写真により決定し
た。これらの結果より、ＬＤＨ０は歪時効と粒内炭化物
密度の増加により著しく劣化することが判明した。
一方、連続焼鈍のような短時間の過時効処理により固溶
炭素を十分析出させるには、析出サイトとなる炭化物を
粒内に多く分布させた方が有利になる。しかし粒内炭化
物密度が過度に存在すると、降伏点（ＹＰ）が上昇しＬ
ＤＨ０か低下する。また固溶炭素の析出が不十分だと歪
時効によりＹＰが上昇しＬＤＨ０が低下する。従って固
溶炭素量と粒内炭化物密度を適度に制御する必要があ
る。そこでこの条件を明らかにするために、第４図に示
すような熱処理により種々の固溶炭素量、粒内炭化物密
度を有する材料を調整した。第４図の熱処理（Ａ）で
は、急冷終点温度（ＴＥ）を低下させるに従い粒内炭化
物密度が増加し、過時効時間（ｔＯＡ）を長くするほど
固溶炭素量が減少する。また第４図の（Ｂ）では、ＴＥ
を低下させるに従い粒内炭化物密度が増加し、ｔＯＡを
長くするほど固溶炭素量が減少する。このようにして得
られた試料について、調質圧延直後及び時効処理後（10
0℃×１ｈ）にＬＤＨ０試験及び引張試験を行い、第５
図に示すような結果を得た。第５図は、供試材の固溶炭
素量、粒内炭化物密度に対し時効処理後（100℃×１
ｈ）のＬＤＨ０及びＹＰを示したものである。その結
果、次の条件を満足すれば時効処理後もＹＰ≦19kgf/mm
2（箱焼鈍によるＡキルド鋼の上限）、ＬＤＨ０≧30.
9mm（箱焼鈍によるＡキルド鋼の平均）を満足するこ
とが判明した。
炭素を十分析出させるには、析出サイトとなる炭化物を
粒内に多く分布させた方が有利になる。しかし粒内炭化
物密度が過度に存在すると、降伏点（ＹＰ）が上昇しＬ
ＤＨ０か低下する。また固溶炭素の析出が不十分だと歪
時効によりＹＰが上昇しＬＤＨ０が低下する。従って固
溶炭素量と粒内炭化物密度を適度に制御する必要があ
る。そこでこの条件を明らかにするために、第４図に示
すような熱処理により種々の固溶炭素量、粒内炭化物密
度を有する材料を調整した。第４図の熱処理（Ａ）で
は、急冷終点温度（ＴＥ）を低下させるに従い粒内炭化
物密度が増加し、過時効時間（ｔＯＡ）を長くするほど
固溶炭素量が減少する。また第４図の（Ｂ）では、ＴＥ
を低下させるに従い粒内炭化物密度が増加し、ｔＯＡを
長くするほど固溶炭素量が減少する。このようにして得
られた試料について、調質圧延直後及び時効処理後（10
0℃×１ｈ）にＬＤＨ０試験及び引張試験を行い、第５
図に示すような結果を得た。第５図は、供試材の固溶炭
素量、粒内炭化物密度に対し時効処理後（100℃×１
ｈ）のＬＤＨ０及びＹＰを示したものである。その結
果、次の条件を満足すれば時効処理後もＹＰ≦19kgf/mm
2（箱焼鈍によるＡキルド鋼の上限）、ＬＤＨ０≧30.
9mm（箱焼鈍によるＡキルド鋼の平均）を満足するこ
とが判明した。
ストレッチャーストレインの観点から時効指数（ＡＩ）
を３kgf/mm2以下とし、形状凍結性（ＹＰ，kgf/mm2）と
局部延性（ＬＤＨ０，mm）の観点から粒内炭化物密度
（ρ，コ／mm2を） ρ≦（−0.1941×ＡＩ＋3.8831)×10５ (1) ρ≦（−0.6415×ＡＩ＋4.8048)×10５ (2) に制御する。
を３kgf/mm2以下とし、形状凍結性（ＹＰ，kgf/mm2）と
局部延性（ＬＤＨ０，mm）の観点から粒内炭化物密度
（ρ，コ／mm2を） ρ≦（−0.1941×ＡＩ＋3.8831)×10５ (1) ρ≦（−0.6415×ＡＩ＋4.8048)×10５ (2) に制御する。
従来の連続焼鈍によるＡキルド鋼においては、このよ
うな固溶炭素量及び粒内炭化物密度のバランスの最適化
がなされていないため、上記のようなρの範囲は使用さ
れるに到ってない。従って本発明は、固溶炭素量及び粒
内炭化物密度のバランスを最適化した、従来製造が不可
能とされていた連続焼鈍によるＡキルド深絞り用冷延
鋼板であり、さらにＩＦ鋼もしくは箱焼鈍Ａキルド鋼
ではその付与が困難であるＢＨ性を有する冷延鋼板であ
る。
うな固溶炭素量及び粒内炭化物密度のバランスの最適化
がなされていないため、上記のようなρの範囲は使用さ
れるに到ってない。従って本発明は、固溶炭素量及び粒
内炭化物密度のバランスを最適化した、従来製造が不可
能とされていた連続焼鈍によるＡキルド深絞り用冷延
鋼板であり、さらにＩＦ鋼もしくは箱焼鈍Ａキルド鋼
ではその付与が困難であるＢＨ性を有する冷延鋼板であ
る。
次に本発明が箱焼鈍Ａキルド鋼、ＩＦ鋼と比較してい
かに有用であるかを実施例にて説明する。
かに有用であるかを実施例にて説明する。
（実施例−１） 第１表に示す化学成分を有する鋼を出鋼し、連続鋳造法
によってスラブを製造した後、このスラブを1030〜1050
℃に加熱し、仕上終了温度が860〜880℃、板厚4.0mmと
なるように熱延を行い、続いてランナウトテーブルで平
均冷却速度が15℃／ｓとなるように冷却を行い、その後
690℃でコイルに巻き取った。この熱延鋼帯を酸洗後0.8
mmまで冷延を行って冷延鋼帯とし、続いてこの冷延鋼帯
に連続焼鈍を施した。連続焼鈍の条件は、焼鈍温度：82
0℃、均熱時間：１min、最初の徐冷：690℃まで5.5℃／
ｓで冷却、それ以降の急冷：250℃まで120℃／ｓで冷
却、過冷条件：250℃で２ｓ保定、再加熱条件：340℃ま
で30℃／ｓで加熱、過時効条件、終了温度を270℃で過
時効時間を200s、とした。その後約1.0％の伸び率でス
キンパス圧延を行い試験に供した。
によってスラブを製造した後、このスラブを1030〜1050
℃に加熱し、仕上終了温度が860〜880℃、板厚4.0mmと
なるように熱延を行い、続いてランナウトテーブルで平
均冷却速度が15℃／ｓとなるように冷却を行い、その後
690℃でコイルに巻き取った。この熱延鋼帯を酸洗後0.8
mmまで冷延を行って冷延鋼帯とし、続いてこの冷延鋼帯
に連続焼鈍を施した。連続焼鈍の条件は、焼鈍温度：82
0℃、均熱時間：１min、最初の徐冷：690℃まで5.5℃／
ｓで冷却、それ以降の急冷：250℃まで120℃／ｓで冷
却、過冷条件：250℃で２ｓ保定、再加熱条件：340℃ま
で30℃／ｓで加熱、過時効条件、終了温度を270℃で過
時効時間を200s、とした。その後約1.0％の伸び率でス
キンパス圧延を行い試験に供した。
試験として、スキンパス圧延直後及び100℃×１ｈの人
口時効処理後に引張及びＬＤＨ０試験を行った。引張試
験は、JIS Z2201，５号試験片を用い同Z2241記載の方法
に従って行った。またＡＩ，ＢＨ性及び固溶炭素量、粒
内炭化物密度も求めた。ＡＩは10％予歪後100℃×60min
の人工促進時効を行いこの時効前後での降伏強度の上昇
分で示す。ＢＨは２％予歪後、170℃×20minの人工促進
時効を行いこの時効前後での降伏強度の上昇分で示す。
固溶炭素量は内部摩擦法により、粒内炭化物密度は1000
0倍の抽出レプリカ電子顕微鏡写真により決定した。Ｌ
ＤＨ０試験は、100mmφの球頭ポンチ及び、108mmφのダ
イを用い、ポンチ速度を40mm/min、材料流入がないこと
を確認ししわ押さえ圧力（ＢＨＦ）を30ton、実際のプ
レス条件を考慮し防錆油潤滑により行った。
口時効処理後に引張及びＬＤＨ０試験を行った。引張試
験は、JIS Z2201，５号試験片を用い同Z2241記載の方法
に従って行った。またＡＩ，ＢＨ性及び固溶炭素量、粒
内炭化物密度も求めた。ＡＩは10％予歪後100℃×60min
の人工促進時効を行いこの時効前後での降伏強度の上昇
分で示す。ＢＨは２％予歪後、170℃×20minの人工促進
時効を行いこの時効前後での降伏強度の上昇分で示す。
固溶炭素量は内部摩擦法により、粒内炭化物密度は1000
0倍の抽出レプリカ電子顕微鏡写真により決定した。Ｌ
ＤＨ０試験は、100mmφの球頭ポンチ及び、108mmφのダ
イを用い、ポンチ速度を40mm/min、材料流入がないこと
を確認ししわ押さえ圧力（ＢＨＦ）を30ton、実際のプ
レス条件を考慮し防錆油潤滑により行った。
試験結果を第２表に示す。この表から明らかなように本
発明に従った鋼Ａ，Ｂ，Ｃは、箱焼鈍材なみの成形性を
示し、かつ２〜５kgf/mm2のＢＨを有する。これに対
し、鋼ＤはＡＩ＝4.5kgf/mm2のためストレッチャースト
レインの観点から不適で、さらに歪時効により時効処理
後ＹＰが著しく上昇し、ＬＤＨ０も著しく低下する。鋼
Ｅは、粒内炭化物密度が高いためスキンパス直後ですで
にＹＰが高くＬＤＨ０が低い。また、鋼ＦはＡＩ、粒内
炭化物密度ともに高く、すべての面で不適である。
発明に従った鋼Ａ，Ｂ，Ｃは、箱焼鈍材なみの成形性を
示し、かつ２〜５kgf/mm2のＢＨを有する。これに対
し、鋼ＤはＡＩ＝4.5kgf/mm2のためストレッチャースト
レインの観点から不適で、さらに歪時効により時効処理
後ＹＰが著しく上昇し、ＬＤＨ０も著しく低下する。鋼
Ｅは、粒内炭化物密度が高いためスキンパス直後ですで
にＹＰが高くＬＤＨ０が低い。また、鋼ＦはＡＩ、粒内
炭化物密度ともに高く、すべての面で不適である。
（実施例−２） 第１表の鋼Ｂを用いて、実施例−１と同様の製造条件で
連続鋳造−熱延−酸洗−冷延を行い、第３表に示す条件
で連続焼鈍を行った。その後約1.0％の伸び率でスキン
パス圧延を行い試験に供した。試験方法については実施
例−１と同じである。
連続鋳造−熱延−酸洗−冷延を行い、第３表に示す条件
で連続焼鈍を行った。その後約1.0％の伸び率でスキン
パス圧延を行い試験に供した。試験方法については実施
例−１と同じである。
試験結果を第４表に示す。第４表の熱処理符号は第３表
のそれに対応している。第４表中の鋼ａはＡＩ＝４kgf/
mm2，ｂはＡＩ＝５kgf/mm2のためストレッチャーストレ
インの観点から不適で、さらに歪時効により時効処理後
ＹＰが著しく上昇し、ＬＤＨ０も著しく低下する。鋼
ｃ，ｄはＡＩ＝１、0.5kgf/mm2と低く歪時効により成形
性が低下したり、ストレッチャーストレインが発生する
という問題はないが、粒内炭化物密度が高いためスキン
パス直後ですでにＹＰが高くＬＤＨ０が低い。さらに、
焼付硬化能も殆どない。これらの鋼に対し、本発明であ
る鋼ｅ，ｆ，ｇは箱焼鈍材なみの成形性を示し、かつ２
〜５kgf/mm2のＢＨ性を有する。
のそれに対応している。第４表中の鋼ａはＡＩ＝４kgf/
mm2，ｂはＡＩ＝５kgf/mm2のためストレッチャーストレ
インの観点から不適で、さらに歪時効により時効処理後
ＹＰが著しく上昇し、ＬＤＨ０も著しく低下する。鋼
ｃ，ｄはＡＩ＝１、0.5kgf/mm2と低く歪時効により成形
性が低下したり、ストレッチャーストレインが発生する
という問題はないが、粒内炭化物密度が高いためスキン
パス直後ですでにＹＰが高くＬＤＨ０が低い。さらに、
焼付硬化能も殆どない。これらの鋼に対し、本発明であ
る鋼ｅ，ｆ，ｇは箱焼鈍材なみの成形性を示し、かつ２
〜５kgf/mm2のＢＨ性を有する。
（発明の効果） 冷延鋼板は自動車、電気製品や建材に大量に消費され、
また表面処理鋼板の素材でもある。本発明はこのような
用途に使用される冷延鋼板に関するものであり、従来に
ない良好な成形性とＢＨ性を有する連続焼鈍によるＳＰ
ＣＥ級の低炭素Ａキルド冷延鋼板である。従って、産
業上極めて大きな効果が期待される。
また表面処理鋼板の素材でもある。本発明はこのような
用途に使用される冷延鋼板に関するものであり、従来に
ない良好な成形性とＢＨ性を有する連続焼鈍によるＳＰ
ＣＥ級の低炭素Ａキルド冷延鋼板である。従って、産
業上極めて大きな効果が期待される。
【図面の簡単な説明】 図面は本発明の技術内容を示すものであり、第１図はＡ
ＩとＢＨ及びＹＰ−Ｅの関係を示す図表。第２図はＬ
ＤＨ０に及ぼす固溶炭素量の影響を示す図表。第３図は
ＬＤＨ０に及ぼす粒内炭化物密度の影響を示す図表。第
４図(A)，(B)は供試材の熱処理サイクルを示す図。第５
図はＡＩ、粒内炭化物密度と時効処理（100℃×１ｈ）
後のＬＤＨ０、ＹＰ及びＢＨの関係を示す図表である。
ＩとＢＨ及びＹＰ−Ｅの関係を示す図表。第２図はＬ
ＤＨ０に及ぼす固溶炭素量の影響を示す図表。第３図は
ＬＤＨ０に及ぼす粒内炭化物密度の影響を示す図表。第
４図(A)，(B)は供試材の熱処理サイクルを示す図。第５
図はＡＩ、粒内炭化物密度と時効処理（100℃×１ｈ）
後のＬＤＨ０、ＹＰ及びＢＨの関係を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 秋末 治 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式会社第二技術研究所内 (56)参考文献 特開 平１−177320（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−276935（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.008〜0.025％、Mn：0.05
〜0.20％、Ｓ：0.004〜0.015％、酸可溶Ａ：0.03〜0.
15％を含有し、不純物としてＰを0.012％以下、Ｎを0.0
030％以下とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
鋼を、通常の熱間圧延を行い続いて冷間圧延−連続焼鈍
−調質圧延して得た鋼板であって、該鋼板の、固溶炭素
量が５ppm以下２ppm以上、粒内炭化物密度（ρ，コ／mm
2）が時効指数（ＡＩ，kgf/mm2）の関数である次式の範
囲にあり、 ρ≦（−0.1941×ＡＩ＋3.8831)×10５、かつ ρ≦（−0.6415×ＡＩ＋4.8048)×10５ 時効処理後（100℃×１ｈ）の降伏強度（ＹＰ）が19kgf
/mm2以下、局部延性の指標であるＬＤＨ０が30.9mm以上
で、２〜５kgf/mm2の焼付硬化能を有することを特徴と
する連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時
効焼付硬化性冷延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1046209A JPH068483B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時効焼付硬化性冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1046209A JPH068483B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時効焼付硬化性冷延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02225644A JPH02225644A (ja) | 1990-09-07 |
| JPH068483B2 true JPH068483B2 (ja) | 1994-02-02 |
Family
ID=12740699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1046209A Expired - Fee Related JPH068483B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 連続焼鈍によって製造された局部延性に優れた非時効焼付硬化性冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH068483B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20120134078A (ko) * | 2011-05-31 | 2012-12-11 | 아크레이 가부시키가이샤 | 동일 또는 근방의 검출 파장을 갖는 형광 색소로 수식된 복수의 올리고뉴클레오티드를 사용하여, 1종류의 파장에서 복수의 유전자 다형을 검출하는 방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60165321A (ja) * | 1984-02-07 | 1985-08-28 | Nippon Steel Corp | 連続焼鈍による非時効性冷延鋼板の製造方法 |
| DE8418527U1 (de) * | 1984-06-19 | 1984-09-20 | Lucas Industries P.L.C., Birmingham, West Midlands | Druckregler fuer hydraulische fahrzeug-bremsanlagen |
-
1989
- 1989-02-27 JP JP1046209A patent/JPH068483B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20120134078A (ko) * | 2011-05-31 | 2012-12-11 | 아크레이 가부시키가이샤 | 동일 또는 근방의 검출 파장을 갖는 형광 색소로 수식된 복수의 올리고뉴클레오티드를 사용하여, 1종류의 파장에서 복수의 유전자 다형을 검출하는 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02225644A (ja) | 1990-09-07 |
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