JPH0756051B2 - 加工用高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工用高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH0756051B2 JPH0756051B2 JP2159856A JP15985690A JPH0756051B2 JP H0756051 B2 JPH0756051 B2 JP H0756051B2 JP 2159856 A JP2159856 A JP 2159856A JP 15985690 A JP15985690 A JP 15985690A JP H0756051 B2 JPH0756051 B2 JP H0756051B2
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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- C21D8/0431—Warm rolling
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、外板向けのプレス成形、張り出し成形など
に適し、また深絞り用にも適用できる加工用高張力冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
に適し、また深絞り用にも適用できる加工用高張力冷延
鋼板の製造方法に関するものである。
近年、特に自動車用冷延鋼板においては、自動車の燃料
消費量を少なくするための車体重量の軽減や乗員の安全
保護のために高強度鋼板の要望が非常に高まってきてい
る。
消費量を少なくするための車体重量の軽減や乗員の安全
保護のために高強度鋼板の要望が非常に高まってきてい
る。
そして、最近の高強度冷延鋼板は、自動車の内板はもち
ろんフード、トランク、フェンダー等の外板にも使用さ
れるために、優れた加工性が要求されている。
ろんフード、トランク、フェンダー等の外板にも使用さ
れるために、優れた加工性が要求されている。
（従来の技術） 冷延鋼板の加工性の改善のために、炭素量の低減と、炭
窒化物形成元素の添加等の方策がとられた技術が提案さ
れており、例えば、特開昭63-317648号公報には、極低
炭素鋼にTi,Nb,Bを添加した加工性の優れる冷延鋼板が
提案開示されている。
窒化物形成元素の添加等の方策がとられた技術が提案さ
れており、例えば、特開昭63-317648号公報には、極低
炭素鋼にTi,Nb,Bを添加した加工性の優れる冷延鋼板が
提案開示されている。
さらに前記成分系にP,Mn等の強化元素を増量する提案も
なされており、特公昭61-11294号公報にはＰを、特公昭
1-28817号公報には、ＰとMnを増量した鋼を用いて、冷
延後連続焼鈍を施す加工性に優れる高張力冷延鋼板の製
造方法が開示されている。
なされており、特公昭61-11294号公報にはＰを、特公昭
1-28817号公報には、ＰとMnを増量した鋼を用いて、冷
延後連続焼鈍を施す加工性に優れる高張力冷延鋼板の製
造方法が開示されている。
しかしながら、これらの技術でも、未だ強度上昇に伴う
加工性の劣化は避けられず、さらに高強度化ならびに加
工性の向上が求められている。
加工性の劣化は避けられず、さらに高強度化ならびに加
工性の向上が求められている。
（発明が解決しようとする課題） この発明は、極低炭素鋼を用い、より優れた加工性を有
する加工用高張力冷延鋼板の製造方法を提供することを
目的とするものである。
する加工用高張力冷延鋼板の製造方法を提供することを
目的とするものである。
（課題を解決するための手段） この発明は、 C:0.02wt％以下、 Si:1.0wt％以下、 Mn:2.0wt％以下、 Ti:0.01wt％以上、0.10wt％以下、 で、さらに Ti＞（48/12）Cwt％＋（48/14）Nwt％ を満足する範囲で含有し、かつ、 Nb:0.0010wt％以上、0.0100wt％以下、 B:0.0002wt％以上、0.0020wt％以下、 P:0.03wt％以上、0.20wt％以下、 S:0.03wt％以下、 Al:0.010wt％以上、0.100wt％以下、 N:0.008wt％以下、及び、 O:0.0045wt％以下、 であり、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を、鋳
造、熱間圧延の後、板温が300℃以下であり、かつ板温
Ｔ（℃）と圧延における歪速度（s-1）との関係が、 Ｔ×≧50,000℃s-1 を満たす各圧下の圧下率の和が50％以上の冷間圧延を施
し、しかる後、連続焼鈍を施すことを特徴とする加工用
高張力冷延鋼板の製造方法である。
造、熱間圧延の後、板温が300℃以下であり、かつ板温
Ｔ（℃）と圧延における歪速度（s-1）との関係が、 Ｔ×≧50,000℃s-1 を満たす各圧下の圧下率の和が50％以上の冷間圧延を施
し、しかる後、連続焼鈍を施すことを特徴とする加工用
高張力冷延鋼板の製造方法である。
ここに、板温Ｔ（℃）は各冷延スタンド出側直直近の鋼
板を赤外線温度計で測温してこの値を用い、その圧延に
おける歪速度は下式に従い算出した値を用いる。
板を赤外線温度計で測温してこの値を用い、その圧延に
おける歪速度は下式に従い算出した値を用いる。
ここでn:ロール周速（rpm） H0：入側板厚（mm） γ：圧下率 R:ロール半径（mm） （作用） この発明は、加工用高張力冷延鋼板の加工性の改善につ
いて研究を重ねた結果、特にＰを多量に含有し、かつ酸
素を低減した極低炭素鋼において、冷間圧延時の歪付与
条件に工夫を凝らすことにより、優れた加工特性を有す
る高張力冷延鋼板が得られることを発見したものであ
る。
いて研究を重ねた結果、特にＰを多量に含有し、かつ酸
素を低減した極低炭素鋼において、冷間圧延時の歪付与
条件に工夫を凝らすことにより、優れた加工特性を有す
る高張力冷延鋼板が得られることを発見したものであ
る。
前記研究結果にもとづいて、初めに板温と歪速度の積が
50,000℃s-1以上である各圧下の圧下率の和が50％以上
とすることの限定理由について述べる。
50,000℃s-1以上である各圧下の圧下率の和が50％以上
とすることの限定理由について述べる。
まず、転炉で溶製し、表１に示す成分組成を有するA,B,
C3鋼種の連鋳スラブを用い、該連鋳スラブを1250℃に加
熱し、圧下率88％の粗圧延、圧下率88％の熱間仕上げ圧
延（熱延終了温度:880℃、コイル巻取温度:500℃）を経
て板厚4.0mmのホットコイルとし、その後圧下率82.5％
の冷間圧延を行ない0.7mmの板厚とした後、810℃の温度
で連続焼鈍し、圧下率0.8％の調質圧延を施し圧延板と
した。
C3鋼種の連鋳スラブを用い、該連鋳スラブを1250℃に加
熱し、圧下率88％の粗圧延、圧下率88％の熱間仕上げ圧
延（熱延終了温度:880℃、コイル巻取温度:500℃）を経
て板厚4.0mmのホットコイルとし、その後圧下率82.5％
の冷間圧延を行ない0.7mmの板厚とした後、810℃の温度
で連続焼鈍し、圧下率0.8％の調質圧延を施し圧延板と
した。
ここで、冷間圧延は、板温を30℃から300℃の範囲内
で、また圧下速度、すなわち歪速度を10s-1から2,000
s-1の範囲内で変えて行なった。
で、また圧下速度、すなわち歪速度を10s-1から2,000
s-1の範囲内で変えて行なった。
また、板温は、冷延開始板温と冷却水量により調整し
た。
た。
かくして得られた冷延板について、値、伸び、引張り
強さ、実際の成形に、より近い加工性をあらわす円錐台
成形試験による円錐台形成高さなどを測定した。
強さ、実際の成形に、より近い加工性をあらわす円錐台
成形試験による円錐台形成高さなどを測定した。
なお、円錐台成形試験条件は以下の通りである。
ポンチ径 :80mmφ ダイス径 :140mmφ しわ押え力:10t 第１図は、これらの測定値と、冷間圧延における板温と
歪速度の積が50,000℃s-1以上である各圧下の圧下率の
和の関係を示したものである。
歪速度の積が50,000℃s-1以上である各圧下の圧下率の
和の関係を示したものである。
この図から明らかなように、Ｐ含有量の多い低酸素材Ａ
鋼は、引張り強さがＰ含有量の少ないＢ鋼にくらべ高
く、かつ板温と歪速度の積が50,000℃s-1以上である各
圧下の圧下率の和が50％以上になると、伸び、値は微
増に止まっているが、円錐台成形高さ、すなわち実際に
近い成形加工性は顕著に改善され、引張り強さの低いＢ
鋼と同程度の値となる。
鋼は、引張り強さがＰ含有量の少ないＢ鋼にくらべ高
く、かつ板温と歪速度の積が50,000℃s-1以上である各
圧下の圧下率の和が50％以上になると、伸び、値は微
増に止まっているが、円錐台成形高さ、すなわち実際に
近い成形加工性は顕著に改善され、引張り強さの低いＢ
鋼と同程度の値となる。
なお、Ｐ含有量が多くとも酸素含有量の多いＣ鋼では、
前記加工性の顕著な改善は見られない。
前記加工性の顕著な改善は見られない。
したがって、加工性に優れる高張力冷延鋼板の製造にあ
たっては、Ｐ含有量の多い低酸素材を用い、その製造に
あたっては、冷間圧延において、板温と歪速度の積が5
0、000℃s-1以上である各圧下の圧下率の和が50％以上
とすることが必要である。
たっては、Ｐ含有量の多い低酸素材を用い、その製造に
あたっては、冷間圧延において、板温と歪速度の積が5
0、000℃s-1以上である各圧下の圧下率の和が50％以上
とすることが必要である。
ここで、従来より行なわれている冷延鋼板の冷間圧延に
おける板温と歪速度の積が50,000℃s-1以上である各圧
下の圧下率の和は、通常約30％であり、この圧下率の和
を50％以上とするためには、圧延速度の増加、ラインで
の冷却水量の制御、前工程（通常酸洗ライン）からの連
続化等による圧延開始板温の引き上げ、等の手段を要す
る。
おける板温と歪速度の積が50,000℃s-1以上である各圧
下の圧下率の和は、通常約30％であり、この圧下率の和
を50％以上とするためには、圧延速度の増加、ラインで
の冷却水量の制御、前工程（通常酸洗ライン）からの連
続化等による圧延開始板温の引き上げ、等の手段を要す
る。
このように、Ｐの含有量の多い低酸素材を用いて冷間圧
延における歪付与条件を特定することにより、優れた加
工性が得られるが、その理由について明らかでない。
延における歪付与条件を特定することにより、優れた加
工性が得られるが、その理由について明らかでない。
しかし、一般に、Ｐの含有量が多い場合、顕微鏡による
組織観察において、板厚方向中央部に特有の偏析帯が見
られるが、この発明方法により製造した鋼板には、前記
偏析帯がほとんど見られない。このことは、この発明の
冷延条件により、従来法とは異なる何らかの変化を偏析
帯に与えたことを示すもので、その一つとして、この発
明の冷延条件によれば、板厚方向により均一な加工が行
なわれることにより、偏析帯に、より大きな圧延加工が
なされたことがあげられる。
組織観察において、板厚方向中央部に特有の偏析帯が見
られるが、この発明方法により製造した鋼板には、前記
偏析帯がほとんど見られない。このことは、この発明の
冷延条件により、従来法とは異なる何らかの変化を偏析
帯に与えたことを示すもので、その一つとして、この発
明の冷延条件によれば、板厚方向により均一な加工が行
なわれることにより、偏析帯に、より大きな圧延加工が
なされたことがあげられる。
この偏析帯は引張試験における伸び、値などにはさし
て悪影響を及ぼさないものの、板厚方向に材質的不均一
性をもたらしているため、実際の成形では加工性の劣化
を生じることが考えられる。
て悪影響を及ぼさないものの、板厚方向に材質的不均一
性をもたらしているため、実際の成形では加工性の劣化
を生じることが考えられる。
したがって、この発明方法によれば、冷延により偏析帯
が都合よい加工を受けることにより、板厚方向の均一性
が改善され、実際に近い条件での成形加工性の向上をも
たらしたものと考えられる。
が都合よい加工を受けることにより、板厚方向の均一性
が改善され、実際に近い条件での成形加工性の向上をも
たらしたものと考えられる。
また、Ｏが多量に存在する場合は、多量の介在物が妨げ
となって、偏析帯への冷延歪が減少し、前記加工性の改
善効果が得られなくなるものと考えられる。
となって、偏析帯への冷延歪が減少し、前記加工性の改
善効果が得られなくなるものと考えられる。
つぎに、この発明の鋼組成における化学成分範囲の限定
理由について述べる。
理由について述べる。
C:強化元素であり、特にTiと共に添加することにより加
工性の劣化しない強化元素として有効である。しかし、
0.02wt％をこえるとTiの添加量を増しても良好な加工性
が得られなくなる。したがって、Ｃ量は0.02wt％を上限
とする。なお、より優れた加工性を得るためには0.006w
t％以下が好ましい。
工性の劣化しない強化元素として有効である。しかし、
0.02wt％をこえるとTiの添加量を増しても良好な加工性
が得られなくなる。したがって、Ｃ量は0.02wt％を上限
とする。なお、より優れた加工性を得るためには0.006w
t％以下が好ましい。
Si:1.0wt％より多く存在すると伸びおよび絞り性を劣化
させるので、1.0wt％を上限とする。
させるので、1.0wt％を上限とする。
Mn:絞り性を劣化させずに強度を上げるのに有効である
が、過剰な添加は伸び及び絞り性を劣化させるので2.0w
t％を上限とする。
が、過剰な添加は伸び及び絞り性を劣化させるので2.0w
t％を上限とする。
Ti:鋼中のＣ及びＮを固定し固溶Ｃによる材質劣化を防
ぐとともに、BNの形成を阻害して有効な固溶Ｂの低下を
防ぐ役割を果たす重要な元素である。したがって、Ｃ当
量：（48/12）Cwt％とＮ当量：（48/14）Nwt％の和を超
えて添加する必要がある。一方、0.01wt％未満では鋼中
分布が希薄になりすぎその効果、発揮することができ
ず、0.10wt％を超えて添加すると強度低下を招く。した
がって、 0.01wt％以上、0.10wt％以下で、かつ、 （48/12）Cwt％＋（48/14）Nwt％を超えとする。
ぐとともに、BNの形成を阻害して有効な固溶Ｂの低下を
防ぐ役割を果たす重要な元素である。したがって、Ｃ当
量：（48/12）Cwt％とＮ当量：（48/14）Nwt％の和を超
えて添加する必要がある。一方、0.01wt％未満では鋼中
分布が希薄になりすぎその効果、発揮することができ
ず、0.10wt％を超えて添加すると強度低下を招く。した
がって、 0.01wt％以上、0.10wt％以下で、かつ、 （48/12）Cwt％＋（48/14）Nwt％を超えとする。
Nb:値を改善し、またＢと共同添加により強度を上げ
るために不可欠な元素であるが、0.0010wt％未満ではそ
の効果は薄く、また0.0100wt％を超えて添加すると加工
性が低下し、強度と加工性のバランスが劣化する。した
がって、0.0010wt％以上、0.0100wt％以下とするが、深
絞りの用途も考慮すると0.0075wt％以下が好ましい。
るために不可欠な元素であるが、0.0010wt％未満ではそ
の効果は薄く、また0.0100wt％を超えて添加すると加工
性が低下し、強度と加工性のバランスが劣化する。した
がって、0.0010wt％以上、0.0100wt％以下とするが、深
絞りの用途も考慮すると0.0075wt％以下が好ましい。
B:耐２次加工脆性を有し、Nbと共同添加により強度を上
げるために不可欠な元素であるが、0.0002wt％未満では
その結果は乏しく、また、0.0020wt％を超えて添加する
と材質劣化が著しくなる。したがって、0.0002wt％以
上、0.0020wt％以下とするが、好ましくは0.0012wt％以
下が望ましい。
げるために不可欠な元素であるが、0.0002wt％未満では
その結果は乏しく、また、0.0020wt％を超えて添加する
と材質劣化が著しくなる。したがって、0.0002wt％以
上、0.0020wt％以下とするが、好ましくは0.0012wt％以
下が望ましい。
P:重要な強化元素であり、その効果は0.03wt％以上で顕
著である。しかし、0.20wt％を超えると、強度と加工性
のバランスが劣化するうえ脆性への悪影響が無視できな
くなる。したがって、0.03wt％以上、0.20wt％以下とす
る。さらに好ましい範囲としては、0.04wt％以上、0.15
wt％以下が望ましい。
著である。しかし、0.20wt％を超えると、強度と加工性
のバランスが劣化するうえ脆性への悪影響が無視できな
くなる。したがって、0.03wt％以上、0.20wt％以下とす
る。さらに好ましい範囲としては、0.04wt％以上、0.15
wt％以下が望ましい。
S:鋼中のＳ量を低減することは、深絞り性向上のために
必要であるが、その含有量が0.03wt％以下になるとさほ
ど加工性に悪影響を及ぼさないので0.03wt％を上限とす
る。
必要であるが、その含有量が0.03wt％以下になるとさほ
ど加工性に悪影響を及ぼさないので0.03wt％を上限とす
る。
Al:脱酸を行い炭窒化物形成元素の歩留を向上させると
ともに、TiO2の生成による鋼板の表面疵の発生を避ける
ためにも必要であるが、0.010wt％未満では添加効果が
なく、また、0.10wt％を超えて添加しても、より一層の
脱酸効果は得られず、しかもAl2O3による鋼板の表面疵
が問題となるため、0.01wt％以上、0.10wt％以下とす
る。
ともに、TiO2の生成による鋼板の表面疵の発生を避ける
ためにも必要であるが、0.010wt％未満では添加効果が
なく、また、0.10wt％を超えて添加しても、より一層の
脱酸効果は得られず、しかもAl2O3による鋼板の表面疵
が問題となるため、0.01wt％以上、0.10wt％以下とす
る。
N:深絞り性を劣化する上、Tiで固定しないとＢと結合し
て耐２次加工脆性の低下をもたらすので、その量が多い
ほどTiの必要量が増加し不経済である。したがって、0.
008wt％を上限とするが、好ましくは0.006wt％以下が望
ましい。
て耐２次加工脆性の低下をもたらすので、その量が多い
ほどTiの必要量が増加し不経済である。したがって、0.
008wt％を上限とするが、好ましくは0.006wt％以下が望
ましい。
O:前記したようにこの発明の要件である加工性の改善を
得るためには含有量を低減する必要がある。含有量が0.
0045wt％を超えると前記したように多量の介在物が妨げ
となって偏析帯への冷延歪が減少し、この冷延歪による
加工性の改善が得られなくなって加工性が劣化する上、
脆性に対する影響も無視できなくなる。したがって上限
を0.0045wt％とする。
得るためには含有量を低減する必要がある。含有量が0.
0045wt％を超えると前記したように多量の介在物が妨げ
となって偏析帯への冷延歪が減少し、この冷延歪による
加工性の改善が得られなくなって加工性が劣化する上、
脆性に対する影響も無視できなくなる。したがって上限
を0.0045wt％とする。
つぎに、この発明の成分組成を有する素材及び鋼板を製
造する際の条件および望ましい条件について述べる。
造する際の条件および望ましい条件について述べる。
まず、製鋼、熱間圧延については常法に従って行なえば
よく、特にこの発明では条件の限定は必要としない。
よく、特にこの発明では条件の限定は必要としない。
熱間圧延における巻取り温度は、通常の400℃から700℃
程度の温度で十分に優れた材質が得られとくに高温巻取
りは必要としない。むしろコストおよび軟質化を防止す
るためには、550℃以下の低温巻取りが望ましい。
程度の温度で十分に優れた材質が得られとくに高温巻取
りは必要としない。むしろコストおよび軟質化を防止す
るためには、550℃以下の低温巻取りが望ましい。
冷間圧延については、前記したこの発明の条件、すなわ
ち、板温と歪温度の積が50,000℃s-1以上である各圧下
の圧下率の和が50％以上である条件を満たせば、総圧下
率の制限は特になく常識の範囲内でよい。
ち、板温と歪温度の積が50,000℃s-1以上である各圧下
の圧下率の和が50％以上である条件を満たせば、総圧下
率の制限は特になく常識の範囲内でよい。
板温については、圧延温度が高くなると鋼板表面に剪断
変形が集中して中心偏析部が加工されにくくなるので30
0℃までが限度であるが、冷延設備の過加熱による負担
を考えると150℃以下が好ましい。
変形が集中して中心偏析部が加工されにくくなるので30
0℃までが限度であるが、冷延設備の過加熱による負担
を考えると150℃以下が好ましい。
冷延後の焼鈍において、箱焼鈍法を用いると、この発明
の成分組成では軟質化を招きやすいので、連続焼鈍法を
用いるが、この連続焼鈍の焼鈍温度は通常のように再結
晶温度TR以上であればよいが、望ましくは軟質化を最小
限に抑えるために最高加熱温度はTR＋100℃とすること
が望ましい。
の成分組成では軟質化を招きやすいので、連続焼鈍法を
用いるが、この連続焼鈍の焼鈍温度は通常のように再結
晶温度TR以上であればよいが、望ましくは軟質化を最小
限に抑えるために最高加熱温度はTR＋100℃とすること
が望ましい。
焼鈍後の調質圧延は、板形状矯正などの目的で通常常識
の範囲（板厚（mm）％程度）で行ってかまわない。
の範囲（板厚（mm）％程度）で行ってかまわない。
（実施例） 転炉で溶製し、連続鋳造で鋳造した、表２に示す化学成
分を有する、この発明の適合例７鋼種と比較例３鋼種の
計10鋼種の連鋳スラブを、熱間圧延して板厚3.0mmのホ
ットコイルとした後、冷間圧延により板厚0.72mmとし、
連続焼鈍を施し、さらに、鋼種No.3以外は0.7％の調質
圧延を施し冷延コイルとした。
分を有する、この発明の適合例７鋼種と比較例３鋼種の
計10鋼種の連鋳スラブを、熱間圧延して板厚3.0mmのホ
ットコイルとした後、冷間圧延により板厚0.72mmとし、
連続焼鈍を施し、さらに、鋼種No.3以外は0.7％の調質
圧延を施し冷延コイルとした。
なお、冷間圧延に用いたロールの直径は600mm、圧延速
度は最終スタンド出側で1500〜2500m/minである。
度は最終スタンド出側で1500〜2500m/minである。
前記10鋼種のうち、鋼種No.1及びNo.2については、冷延
条件、連続焼鈍条件を変えて各々３条件で、No.3につい
ては２条件で、また他の鋼種については各々１条件で製
造した。
条件、連続焼鈍条件を変えて各々３条件で、No.3につい
ては２条件で、また他の鋼種については各々１条件で製
造した。
これらの熱間圧延条件及び連続焼鈍条件を表３に、冷間
圧延条件を表４に示し、さらにこのようにして得られた
冷延鋼板の材質調査結果を表５に示す。
圧延条件を表４に示し、さらにこのようにして得られた
冷延鋼板の材質調査結果を表５に示す。
表６より、試料No.2,5,6,9,13,14及び15の比較例は、実
際の加工性に近い性質をあらわす円錐台形成高さが20mm
から35mmの値を示しているのに対し、この発明の適合例
は45mmから55mmと高く、実際の加工性に優れていること
を示している。
際の加工性に近い性質をあらわす円錐台形成高さが20mm
から35mmの値を示しているのに対し、この発明の適合例
は45mmから55mmと高く、実際の加工性に優れていること
を示している。
なお、試料No.3は、連続焼鈍を合金化溶融亜鉛メッキ処
理に替えて行なった適合例であるが、この合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板も、冷延鋼板と同様優れた加工性を示して
いる。
理に替えて行なった適合例であるが、この合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板も、冷延鋼板と同様優れた加工性を示して
いる。
また、たとえ板温と歪速度の積が50,000℃s-1以上の各
圧下の圧下率の和が50％以上であっても、板温が300℃
を超える場合には試料No.6のように円錐台成形高さは20
mmと低く、加工性は改善されていない。
圧下の圧下率の和が50％以上であっても、板温が300℃
を超える場合には試料No.6のように円錐台成形高さは20
mmと低く、加工性は改善されていない。
（発明の効果） この発明は、Ｐを多く含有する低酸素、極低炭素鋼を用
いて、冷間圧延時の歪付与条件を特定することにより、
加工性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法を確立したも
ので、この発明方法によって製造される冷延鋼板は、プ
レス成形、張り出し成形、深絞りなどの加工を行う用途
に用いて好適である。
いて、冷間圧延時の歪付与条件を特定することにより、
加工性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法を確立したも
ので、この発明方法によって製造される冷延鋼板は、プ
レス成形、張り出し成形、深絞りなどの加工を行う用途
に用いて好適である。
第１図は、値、伸び、引張り強さ、円錐台成形高さな
どの冷延鋼板の特性と、冷間圧延における板温と歪速度
の積が50,000℃s-1となる各圧下の圧下率の和との関係
を示すグラフである。
どの冷延鋼板の特性と、冷間圧延における板温と歪速度
の積が50,000℃s-1となる各圧下の圧下率の和との関係
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.02wt％以下、 Si:1.0wt％以下、 Mn:2.0wt％以下、 Ti:0.01wt％以上、0.10wt％以下、 で、さらに Ti＞（48/12）Cwt％＋（48/14）Nwt％ を満足する範囲で含有し、かつ、 Nb:0.0010wt％以上、0.0100wt％以下、 B:0.0002wt％以上、0.0020wt％以下、 P:0.03wt％以上、0.20wt％以下、 S:0.03wt％以下、 Al:0.010wt％以上、0.100wt％以下、 N:0.008wt％以下、及び、 O:0.0045wt％以下、 であり、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を、鋳
造、熱間圧延の後、板温が300℃以下であり、かつ板温
Ｔ（℃）と圧延における歪速度（s-1）との関係が、 Ｔ×≧50,000℃s-1 を満たす各圧下の圧下率の和が50％以上の冷間圧延を施
し、しかる後、連続焼鈍を施すことを特徴とする加工用
高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2159856A JPH0756051B2 (ja) | 1990-06-20 | 1990-06-20 | 加工用高張力冷延鋼板の製造方法 |
| DE69123088T DE69123088T2 (de) | 1990-06-20 | 1991-04-26 | Verfahren zum Herstellen bearbeitbarer, hochfester, kaltgewalzter Stahlbleche |
| EP91106841A EP0462380B1 (en) | 1990-06-20 | 1991-04-26 | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| AU75971/91A AU632228B2 (en) | 1990-06-20 | 1991-04-26 | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| CA002041403A CA2041403C (en) | 1990-06-20 | 1991-04-29 | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
| KR1019910007515A KR930004809B1 (ko) | 1990-06-20 | 1991-05-10 | 가공용 고장력 냉연 강판의 제조방법 |
| US07/891,685 US5279683A (en) | 1990-06-20 | 1992-05-29 | Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2159856A JPH0756051B2 (ja) | 1990-06-20 | 1990-06-20 | 加工用高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0452230A JPH0452230A (ja) | 1992-02-20 |
| JPH0756051B2 true JPH0756051B2 (ja) | 1995-06-14 |
Family
ID=15702727
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
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| CA (1) | CA2041403C (ja) |
| DE (1) | DE69123088T2 (ja) |
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| KR100729125B1 (ko) * | 2005-12-28 | 2007-06-14 | 현대하이스코 주식회사 | 소성 변형비가 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 |
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| JPS6045689B2 (ja) * | 1982-02-19 | 1985-10-11 | 川崎製鉄株式会社 | プレス成形性にすぐれた冷延鋼板の製造方法 |
| JPS59193221A (ja) * | 1983-04-15 | 1984-11-01 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた二次加工性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| US4676844A (en) * | 1985-03-06 | 1987-06-30 | Kawasaki Steel Corporation | Production of formable thin steel sheet excellent in ridging resistance |
| JPS61276927A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性の良好な冷延鋼板の製造方法 |
| JPS6386819A (ja) * | 1986-09-30 | 1988-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| US4889566A (en) * | 1987-06-18 | 1989-12-26 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel sheets having improved spot weldability |
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1990
- 1990-06-20 JP JP2159856A patent/JPH0756051B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-04-26 DE DE69123088T patent/DE69123088T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-26 EP EP91106841A patent/EP0462380B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-26 AU AU75971/91A patent/AU632228B2/en not_active Expired
- 1991-04-29 CA CA002041403A patent/CA2041403C/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-05-10 KR KR1019910007515A patent/KR930004809B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
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| EP0462380B1 (en) | 1996-11-13 |
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