JPH083136B2 - 塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法 - Google Patents
塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法Info
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- JPH083136B2 JPH083136B2 JP3095529A JP9552991A JPH083136B2 JP H083136 B2 JPH083136 B2 JP H083136B2 JP 3095529 A JP3095529 A JP 3095529A JP 9552991 A JP9552991 A JP 9552991A JP H083136 B2 JPH083136 B2 JP H083136B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度でかつプレス成
形にすぐれた高張力薄鋼板、特に引張強さ38kgf/mm2 以
上、降伏応力 (引張強さ−12kgf/mm2)以下、ｒ値1.5 以
上でかつ塗装焼付硬化性を有する高張力薄鋼板とその製
造法に関する。本発明にかかる高張力薄鋼板は、冷延鋼
板としてまたは溶融亜鉛めっき鋼板として適宜表面処理
やプレス加工をした後、例えば自動車、家電製品、鋼構
造物用に使用されるのであり、特にそれらに要求される
造形性と強度を付与すると同時に、塗装焼付時に更に歪
時効硬化する特性 (焼付硬化性) を付与することが可能
である。その結果、今日特に要求されているそれらの製
品の薄肉化すなわち軽量化を効果的に実現するものであ
る。
形にすぐれた高張力薄鋼板、特に引張強さ38kgf/mm2 以
上、降伏応力 (引張強さ−12kgf/mm2)以下、ｒ値1.5 以
上でかつ塗装焼付硬化性を有する高張力薄鋼板とその製
造法に関する。本発明にかかる高張力薄鋼板は、冷延鋼
板としてまたは溶融亜鉛めっき鋼板として適宜表面処理
やプレス加工をした後、例えば自動車、家電製品、鋼構
造物用に使用されるのであり、特にそれらに要求される
造形性と強度を付与すると同時に、塗装焼付時に更に歪
時効硬化する特性 (焼付硬化性) を付与することが可能
である。その結果、今日特に要求されているそれらの製
品の薄肉化すなわち軽量化を効果的に実現するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】焼付硬化性高張力冷延鋼板、すなわち製
鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素としてから微量
のTiおよびNbを添加した極低炭素TiあるいはTi−Nb添加
鋼をベースにSi、Mn、CrやＰを添加して強度を上げた焼
付硬化性高張力冷延鋼板については幾つかの提案がすで
にある。例えば、特公平２−1217号には、極低炭素Tiお
よびTi−Nb添加鋼に多量のＰおよびSiを添加した冷延鋼
板が開示されている。しかし、この場合、Mnは0.50％以
下しか含まれていないこともあり、得られるｒ値は1.6
〜1.9 が限界になっている。
鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素としてから微量
のTiおよびNbを添加した極低炭素TiあるいはTi−Nb添加
鋼をベースにSi、Mn、CrやＰを添加して強度を上げた焼
付硬化性高張力冷延鋼板については幾つかの提案がすで
にある。例えば、特公平２−1217号には、極低炭素Tiお
よびTi−Nb添加鋼に多量のＰおよびSiを添加した冷延鋼
板が開示されている。しかし、この場合、Mnは0.50％以
下しか含まれていないこともあり、得られるｒ値は1.6
〜1.9 が限界になっている。
【０００３】また特公平２−4657号には、極低炭素鋼に
微量のNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗと多量のＰを単独添加した例
が開示されている。この場合は高いｒ値が得られるが、
十分に大きな焼付硬化量が得られ難い。特開昭63−2473
38号には、極低炭素Ti添加鋼にＰとSiを添加する例が開
示されているが、強度のレベルは必ずしも高くない。
微量のNb、Ti、Ｖ、Zr、Ｗと多量のＰを単独添加した例
が開示されている。この場合は高いｒ値が得られるが、
十分に大きな焼付硬化量が得られ難い。特開昭63−2473
38号には、極低炭素Ti添加鋼にＰとSiを添加する例が開
示されているが、強度のレベルは必ずしも高くない。
【０００４】さらに、特公平２−1217号および特開昭63
−247338号には、焼付硬化性を適正な範囲に制御するた
めに、TiあるいはTiとNbの量をＮ、Ｃ、Ｓとの関連で制
御することが提案されている。しかし、現実の製鋼工程
において、４〜５種の微量な成分元素を同時に制御する
ことは実質的に不可能に近い。前述の特公平２−4657号
においては、その目的が遅時効性鋼板の製造法を提供す
ることであるため、焼付硬化性の制御法については何一
つ示唆することがない。
−247338号には、焼付硬化性を適正な範囲に制御するた
めに、TiあるいはTiとNbの量をＮ、Ｃ、Ｓとの関連で制
御することが提案されている。しかし、現実の製鋼工程
において、４〜５種の微量な成分元素を同時に制御する
ことは実質的に不可能に近い。前述の特公平２−4657号
においては、その目的が遅時効性鋼板の製造法を提供す
ることであるため、焼付硬化性の制御法については何一
つ示唆することがない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の一般
的目的は、引張強さが38kgf/mm2 以上の高張力冷延鋼板
において低い降伏応力と高いｒ値を有し成形性が軟鋼板
並に良好でかつ焼付硬化性を具備した冷延鋼板およびそ
れを通常の連続焼鈍でかつ低コストの合金添加で製造す
る方法を提供することである。本発明の具体的目的は、
引張強さが38kgf/mm2 以上の高張力冷延鋼板において、
降伏応力が (引張強さ−12kgf/mm2)以下、ｒ値1.8 以上
かつ塗装焼付硬化性を有する高張力薄鋼板およびその製
造法を提供することである。
的目的は、引張強さが38kgf/mm2 以上の高張力冷延鋼板
において低い降伏応力と高いｒ値を有し成形性が軟鋼板
並に良好でかつ焼付硬化性を具備した冷延鋼板およびそ
れを通常の連続焼鈍でかつ低コストの合金添加で製造す
る方法を提供することである。本発明の具体的目的は、
引張強さが38kgf/mm2 以上の高張力冷延鋼板において、
降伏応力が (引張強さ−12kgf/mm2)以下、ｒ値1.8 以上
かつ塗装焼付硬化性を有する高張力薄鋼板およびその製
造法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、かかる目
的達成のため、前述の極低炭素Ti添加鋼に着目して鋭意
研究を続けてきた。ここに、本発明者らは、極低炭素微
量Ti添加鋼をベースに適量のMnとＰを共存させると、冷
間圧延、焼鈍後の引張強さが上昇するだけでなく同時に
ｒ値が著しく向上し、さらに塗装焼付硬化性を発現させ
るに足りる少量の固溶Ｃが残存していてもｒ値が高くな
ることを新らたに見い出し、本発明を完成した。
的達成のため、前述の極低炭素Ti添加鋼に着目して鋭意
研究を続けてきた。ここに、本発明者らは、極低炭素微
量Ti添加鋼をベースに適量のMnとＰを共存させると、冷
間圧延、焼鈍後の引張強さが上昇するだけでなく同時に
ｒ値が著しく向上し、さらに塗装焼付硬化性を発現させ
るに足りる少量の固溶Ｃが残存していてもｒ値が高くな
ることを新らたに見い出し、本発明を完成した。
【０００７】このような優れた作用効果が発揮される冶
金学的原因は不明ではあるが、Ti、Mn、Ｐ、ＳとＣの間
の相互作用に起因するものと考えられ、例えば、MnとＰ
が共存していない鋼においてはTiＣとMnＳがそれぞれ安
定な析出物として形成されているため、Ti≧4(Ｃ＋12/1
4 Ｎ) のTiが添加されていれば固溶Ｃは残存しないが、
Mn:0.50 ％超、3.0 ％以下、Ｐ:0.04 〜0.12％と多量の
MnとＰが共存しているとTiＣの一部が分解され、鋼中に
はTiＣ、MnＳ、FeTiＰ、TiＳ、MnＰなどの析出物が形成
され、固溶状態のＣが存在することになると思われる。
このような状態で再結晶焼鈍させるとこの微量の固溶Ｃ
のためｒ値に好ましい再結晶集合組織が発達し、ｒ値が
著しく向上する上にそのような固溶Ｃは焼鈍後の鋼板中
にも残存し、焼付硬化性を発揮することも可能となり、
かつ結晶粒界を強化し、２次加工脆性は完全に防止され
る。
金学的原因は不明ではあるが、Ti、Mn、Ｐ、ＳとＣの間
の相互作用に起因するものと考えられ、例えば、MnとＰ
が共存していない鋼においてはTiＣとMnＳがそれぞれ安
定な析出物として形成されているため、Ti≧4(Ｃ＋12/1
4 Ｎ) のTiが添加されていれば固溶Ｃは残存しないが、
Mn:0.50 ％超、3.0 ％以下、Ｐ:0.04 〜0.12％と多量の
MnとＰが共存しているとTiＣの一部が分解され、鋼中に
はTiＣ、MnＳ、FeTiＰ、TiＳ、MnＰなどの析出物が形成
され、固溶状態のＣが存在することになると思われる。
このような状態で再結晶焼鈍させるとこの微量の固溶Ｃ
のためｒ値に好ましい再結晶集合組織が発達し、ｒ値が
著しく向上する上にそのような固溶Ｃは焼鈍後の鋼板中
にも残存し、焼付硬化性を発揮することも可能となり、
かつ結晶粒界を強化し、２次加工脆性は完全に防止され
る。
【０００８】また、Ｂの添加により熱延板組織が細粒化
し、焼鈍板のｒ値が向上することをも見い出した。そこ
で、上記の知見をベースに安価な強化元素であるSiを適
量添加したところ上記の効果は失われず容易に高強度が
得られる上、Mn量とＰ量が上記範囲にある鋼ではSiによ
る酸化の問題が軽減され冷延鋼板や亜鉛めっき鋼板には
有利なことも同時に見い出された。
し、焼鈍板のｒ値が向上することをも見い出した。そこ
で、上記の知見をベースに安価な強化元素であるSiを適
量添加したところ上記の効果は失われず容易に高強度が
得られる上、Mn量とＰ量が上記範囲にある鋼ではSiによ
る酸化の問題が軽減され冷延鋼板や亜鉛めっき鋼板には
有利なことも同時に見い出された。
【０００９】ここに、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ:0.0010 〜0.0025％、 Ｎ:0.001〜0.008
％、sol.Al:0.08 ％以下、 Ｓ:0.010％以下、Ti:0.0
25％以下、かつ48/14(Ｎ−0.0005) ≦Ti≦48/14・Ｎ＋
0.003 を含み、さらにMn:0.5％超え、3.0 ％以下、Ｐ:
0.04〜0.15％、かつＰ≦Mn/10 、および残部Feおよび不
可避不純物より成る鋼組成を有する、成形性の良好な塗
装焼付硬化性高張力薄鋼板である。
量％で、Ｃ:0.0010 〜0.0025％、 Ｎ:0.001〜0.008
％、sol.Al:0.08 ％以下、 Ｓ:0.010％以下、Ti:0.0
25％以下、かつ48/14(Ｎ−0.0005) ≦Ti≦48/14・Ｎ＋
0.003 を含み、さらにMn:0.5％超え、3.0 ％以下、Ｐ:
0.04〜0.15％、かつＰ≦Mn/10 、および残部Feおよび不
可避不純物より成る鋼組成を有する、成形性の良好な塗
装焼付硬化性高張力薄鋼板である。
【００１０】本発明の好適態様によれば、上記鋼組成
は、さらに、Ｂ:0.0005 〜0.0015％を含むものであって
もよいさらに別の好適態様によれば、上記鋼組成は、S
i:0.01 〜1.2 ％を含むものであってもよい。本発明は
別の面からは、上記鋼組成を有する鋼を熱間圧延し、熱
間圧延後の巻取り温度を常温〜700 ℃とし、次いで冷間
加工そして再結晶焼鈍をすることを特徴とする成形性の
良好な塗装焼付硬化性高張力鋼板の製造法である。
は、さらに、Ｂ:0.0005 〜0.0015％を含むものであって
もよいさらに別の好適態様によれば、上記鋼組成は、S
i:0.01 〜1.2 ％を含むものであってもよい。本発明は
別の面からは、上記鋼組成を有する鋼を熱間圧延し、熱
間圧延後の巻取り温度を常温〜700 ℃とし、次いで冷間
加工そして再結晶焼鈍をすることを特徴とする成形性の
良好な塗装焼付硬化性高張力鋼板の製造法である。
【００１１】
【作用】次に、本発明において鋼組成および製造条件を
上述のように限定する理由についてさらに説明する。な
お、本明細書において特にことわりがない限り、「％」
は「重量％」である。
上述のように限定する理由についてさらに説明する。な
お、本明細書において特にことわりがない限り、「％」
は「重量％」である。
【００１２】Ｃ:Ｃは鋼中に必然的に含有される元素で
ある。前述の塗装焼付硬化性を確保するのに必要な量
は、0.0010％であるため、下限を0.0010％にした。しか
し、Ｃ量が0.0025％を超えて多くなると塗装焼付硬化量
が大きくなりすぎ、常温でも歪時効が起こり、プレス時
にストレッチャーストレインが発生する。したがって、
本発明にあってＣ量の上限を0.0025％とした。
ある。前述の塗装焼付硬化性を確保するのに必要な量
は、0.0010％であるため、下限を0.0010％にした。しか
し、Ｃ量が0.0025％を超えて多くなると塗装焼付硬化量
が大きくなりすぎ、常温でも歪時効が起こり、プレス時
にストレッチャーストレインが発生する。したがって、
本発明にあってＣ量の上限を0.0025％とした。
【００１３】Si:Siは安価に鋼板の強度を上げることが
できる元素であり、Si添加によって強度を上げた分だ
け、脆化を起こし易いＰの添加量を低減できる利点があ
る。したがって、本発明においては、所望により、0.01
％以上添加してもよい。一方、本発明のようにMnとＰを
多量に含む鋼においてはSiの添加による表面酸化の促進
は軽減され、従来考えているより多量に添加できる。し
かし、1.2 ％を超えると酸洗性が悪くなったり、表面酸
化もはなはだしくなるので、Siを添加する場合にあって
も、その量は1.2 ％以下とした。
できる元素であり、Si添加によって強度を上げた分だ
け、脆化を起こし易いＰの添加量を低減できる利点があ
る。したがって、本発明においては、所望により、0.01
％以上添加してもよい。一方、本発明のようにMnとＰを
多量に含む鋼においてはSiの添加による表面酸化の促進
は軽減され、従来考えているより多量に添加できる。し
かし、1.2 ％を超えると酸洗性が悪くなったり、表面酸
化もはなはだしくなるので、Siを添加する場合にあって
も、その量は1.2 ％以下とした。
【００１４】Ｎ:Ｎは少ない方が望ましい。しかし、そ
の低減にはコストがかかるため、下限を0.001 ％とし
た。一方、余り多いと多量のTi添加が必要なことから上
限を0.008％とした。
の低減にはコストがかかるため、下限を0.001 ％とし
た。一方、余り多いと多量のTi添加が必要なことから上
限を0.008％とした。
【００１５】sol.Al:Alは脱酸調整用に添加される。添
加しなくてもよいがその時はTiの添加歩留が低下する。
sol.Alが多いとコストアップになるので上限を0.08％と
した。
加しなくてもよいがその時はTiの添加歩留が低下する。
sol.Alが多いとコストアップになるので上限を0.08％と
した。
【００１６】Ｓ:本発明においてはＳ含有量は特に低下
するのが望ましい。Ｓ量が0.010 ％を超えると多量のMn
Ｓが形成され、これが加工性を劣化させる上に前述のMn
Ｐが形成されにくくなる。
するのが望ましい。Ｓ量が0.010 ％を超えると多量のMn
Ｓが形成され、これが加工性を劣化させる上に前述のMn
Ｐが形成されにくくなる。
【００１７】Ti:Ti％は
【００１８】
【数１】
【００１９】で決められる。
【００２０】これは、本発明の主旨に従えばＮをTiＮと
して固着するに足りる必要かつ十分なTi量を添加すべき
であるが、多少のＮが残ること、あるいは多少のTiが残
ることも許容することを示している。またTiは0.025 ％
超添加するとコストアップをもたらすばかりか、前述の
固溶Ｃが残りにくくなるため0.025 ％以下に限定した。
して固着するに足りる必要かつ十分なTi量を添加すべき
であるが、多少のＮが残ること、あるいは多少のTiが残
ることも許容することを示している。またTiは0.025 ％
超添加するとコストアップをもたらすばかりか、前述の
固溶Ｃが残りにくくなるため0.025 ％以下に限定した。
【００２１】Ｍｎ： Ｍｎは、ＭｎＳ、ＭｎＰを形成させるために必要であ
る。０．５％以下ではその形成が不十分で高いｒ値が得
られない。一方、３．０％を超えるとＭｎＰが形成され
過ぎ、却ってｒ値が低下する。したがって、０．５％
超、３．０％以下に限定した。好ましくは、０．９０〜
３．０％、より好ましくは１．２〜２．０％である。
る。０．５％以下ではその形成が不十分で高いｒ値が得
られない。一方、３．０％を超えるとＭｎＰが形成され
過ぎ、却ってｒ値が低下する。したがって、０．５％
超、３．０％以下に限定した。好ましくは、０．９０〜
３．０％、より好ましくは１．２〜２．０％である。
【００２２】Ｐ:ＰもMnＰ、TiＰを形成させるために必
要である。特にTiＣよりTiをTiP として捕捉してしま
い、Ｃを固溶させる作用がある。0.04％未満ではそのよ
うな効果が不足で高いｒ値が達成できない。一方、0.15
％を超えると鋼中でのＰ偏析が多くなり、スラブの割れ
などが生じやすくなる。したがって、0.04〜0.15％、好
ましくは0.04〜0.12％に限定した。さらに、ＰはMn/10
以下に制限する。Mn/10 超ではMn量が少なすぎ、Ｐ偏析
が顕著になる。
要である。特にTiＣよりTiをTiP として捕捉してしま
い、Ｃを固溶させる作用がある。0.04％未満ではそのよ
うな効果が不足で高いｒ値が達成できない。一方、0.15
％を超えると鋼中でのＰ偏析が多くなり、スラブの割れ
などが生じやすくなる。したがって、0.04〜0.15％、好
ましくは0.04〜0.12％に限定した。さらに、ＰはMn/10
以下に制限する。Mn/10 超ではMn量が少なすぎ、Ｐ偏析
が顕著になる。
【００２３】Ｂ:Ｂは粒界に偏析し粒界を強化する作用
を有し、熱間圧延時にオーステナイトからフェライトへ
の変態を抑制し、結果として熱延板結晶粒径を細かくす
る。これは深絞り性 (ｒ値) に好ましい再結晶集合組織
の発達を促進する。また少量のＢの複合添加は、それに
よる粒界強化作用とＣが粒界に偏析し粒界を強化する作
用とが相乗的に作用してより効果的に２次加工脆性が防
止できる。
を有し、熱間圧延時にオーステナイトからフェライトへ
の変態を抑制し、結果として熱延板結晶粒径を細かくす
る。これは深絞り性 (ｒ値) に好ましい再結晶集合組織
の発達を促進する。また少量のＢの複合添加は、それに
よる粒界強化作用とＣが粒界に偏析し粒界を強化する作
用とが相乗的に作用してより効果的に２次加工脆性が防
止できる。
【００２４】なお、上述の塗装焼付硬化性高張力薄鋼板
は従来の製造方法によって製造してもよいが、より好ま
しくは、熱間圧延後の巻取り温度を常温〜700 ℃とし、
次いで冷間加工そして再結晶焼鈍することによってさら
に成形性を改善できる。次に、本発明によるかかる好適
製造法における条件限定の理由について述べる。
は従来の製造方法によって製造してもよいが、より好ま
しくは、熱間圧延後の巻取り温度を常温〜700 ℃とし、
次いで冷間加工そして再結晶焼鈍することによってさら
に成形性を改善できる。次に、本発明によるかかる好適
製造法における条件限定の理由について述べる。
【００２５】熱間圧延、冷間圧延、焼鈍： これまで熱間圧延終了後の巻取温度は通常５５０〜７０
０℃であり、コイル位置による変動を入れて５００〜７
５０℃である。本発明においてはこのような通常の巻取
条件においても高ｒ値となり効果を発揮できるが、本発
明にあってはさらに巻取温度を低温にするとｒ値が一層
向上する。すなわち、巻取温度を常温〜７００℃、好ま
しくは常温〜６５０℃の範囲の温度とすることにより、
ｒ値の改善は一層顕著となる。これは、低温巻取により
上述のＭｎＰ析出物がｒ値を上げるのに望ましい大きさ
になるためと推測される。しかし、７００℃超ではその
効果が小さく通常の巻取条件の場合と変わりない。４５
０℃以下ではｒ値の向上が一層顕著となる。一方、常温
未満では巻取ることができないので、下限を常温とし
た。
０℃であり、コイル位置による変動を入れて５００〜７
５０℃である。本発明においてはこのような通常の巻取
条件においても高ｒ値となり効果を発揮できるが、本発
明にあってはさらに巻取温度を低温にするとｒ値が一層
向上する。すなわち、巻取温度を常温〜７００℃、好ま
しくは常温〜６５０℃の範囲の温度とすることにより、
ｒ値の改善は一層顕著となる。これは、低温巻取により
上述のＭｎＰ析出物がｒ値を上げるのに望ましい大きさ
になるためと推測される。しかし、７００℃超ではその
効果が小さく通常の巻取条件の場合と変わりない。４５
０℃以下ではｒ値の向上が一層顕著となる。一方、常温
未満では巻取ることができないので、下限を常温とし
た。
【００２６】ここに、「常温」とは一般には室温を云
い、25℃程度であるが、本発明の場合はそれにのみ限定
されず、特別の冷却手段を用いない周囲温度のことであ
る。
い、25℃程度であるが、本発明の場合はそれにのみ限定
されず、特別の冷却手段を用いない周囲温度のことであ
る。
【００２７】熱間圧延後、冷間圧延および焼鈍が行われ
るが、この場合にあっても通常の冷延鋼板や表面処理鋼
板の製造法が適用される。本発明にあってそれらも特定
のものに制限されず、慣用の条件を利用できる。なお、
焼鈍は連続焼鈍が望ましい。その場合の焼鈍温度は700
〜920 ℃が好ましい。連続溶融亜鉛めっきラインで連続
焼鈍する場合も同様である。バッチ焼鈍の場合は700 〜
750 ℃で行うのが好ましい。この後適当量の調質圧延を
行って製造される。
るが、この場合にあっても通常の冷延鋼板や表面処理鋼
板の製造法が適用される。本発明にあってそれらも特定
のものに制限されず、慣用の条件を利用できる。なお、
焼鈍は連続焼鈍が望ましい。その場合の焼鈍温度は700
〜920 ℃が好ましい。連続溶融亜鉛めっきラインで連続
焼鈍する場合も同様である。バッチ焼鈍の場合は700 〜
750 ℃で行うのが好ましい。この後適当量の調質圧延を
行って製造される。
【００２８】かくして、本発明によれば、引張強さが38
kgf/mm2以上、降伏応力は (引張強さ−12kgf/mm2)以
下、ｒ値1.5 以上でかつ焼付硬化性を有する高張力薄鋼
板が容易に製造される。次に、実施例によって本発明を
詳述する。
kgf/mm2以上、降伏応力は (引張強さ−12kgf/mm2)以
下、ｒ値1.5 以上でかつ焼付硬化性を有する高張力薄鋼
板が容易に製造される。次に、実施例によって本発明を
詳述する。
【００２９】実施例 表１に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブとなした後、
1100℃にて１時間加熱してから直ちに熱間圧延を開始
し、仕上温度880 ℃にて3.2 mm厚の熱延鋼板に仕上げ
た。巻取温度は、650 ℃であった。酸洗後、これらを0.
8 mm厚まで冷間圧延し、次いで、昇温速度80℃/sec、均
熱820 ℃×60秒、冷却速度40℃/secの連続焼鈍により再
結晶焼鈍を行った。その後、伸び率0.8 ％の調質圧延を
行い、それよりJIS 5 号引張試験片を採取し引張試験を
行った。また、焼付硬化試験を行いそのときの硬化量を
求めた。結果は表２にまとめて示す。
1100℃にて１時間加熱してから直ちに熱間圧延を開始
し、仕上温度880 ℃にて3.2 mm厚の熱延鋼板に仕上げ
た。巻取温度は、650 ℃であった。酸洗後、これらを0.
8 mm厚まで冷間圧延し、次いで、昇温速度80℃/sec、均
熱820 ℃×60秒、冷却速度40℃/secの連続焼鈍により再
結晶焼鈍を行った。その後、伸び率0.8 ％の調質圧延を
行い、それよりJIS 5 号引張試験片を採取し引張試験を
行った。また、焼付硬化試験を行いそのときの硬化量を
求めた。結果は表２にまとめて示す。
【００３０】ここに、「焼付硬化量」は２％の予歪を加
えた後、１７０℃、２０ｍｉｎの時効処理をし、次いで
再度引張を行いこの時の降伏応力の上昇量から求めた。
鋼板中に固溶炭素量が多いとこの焼付硬化量が高い値を
示すことが分かっている。本発明にかかる鋼板は、いず
れも引張強さが４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でかつ降伏応力
が（引張強さ−１２ｋｇｆ／ｍｍ２）以下であり、また
強度の割に伸びがよく、ｒ値も１．５以上で非常に高い
ことが分かる。
えた後、１７０℃、２０ｍｉｎの時効処理をし、次いで
再度引張を行いこの時の降伏応力の上昇量から求めた。
鋼板中に固溶炭素量が多いとこの焼付硬化量が高い値を
示すことが分かっている。本発明にかかる鋼板は、いず
れも引張強さが４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でかつ降伏応力
が（引張強さ−１２ｋｇｆ／ｍｍ２）以下であり、また
強度の割に伸びがよく、ｒ値も１．５以上で非常に高い
ことが分かる。
【００３１】一方、表２からも分かるように、ＣとTiの
関係において、鋼No.1はＣが少なすぎ、また鋼No.12 は
Tiが多すぎて、焼付硬化量が小さい。一方、鋼No.3はＣ
が多すぎ、また鋼No.10 はTiが少な過ぎて、焼付硬化量
が大き過ぎる。そのためこれらの鋼は、本発明の目的で
ある常温で実質的に非時効性の焼付硬化性鋼板として不
向きである。また、Mn、Ｐに関しては、鋼No.6のように
Mnが多すぎるとｒ値が低くなり、鋼No.7のようにＰが少
なすぎるとｒ値が低くなり、鋼No.9のようにＰが多すぎ
ると伸びが小さくなり、絞り加工に向かない。
関係において、鋼No.1はＣが少なすぎ、また鋼No.12 は
Tiが多すぎて、焼付硬化量が小さい。一方、鋼No.3はＣ
が多すぎ、また鋼No.10 はTiが少な過ぎて、焼付硬化量
が大き過ぎる。そのためこれらの鋼は、本発明の目的で
ある常温で実質的に非時効性の焼付硬化性鋼板として不
向きである。また、Mn、Ｐに関しては、鋼No.6のように
Mnが多すぎるとｒ値が低くなり、鋼No.7のようにＰが少
なすぎるとｒ値が低くなり、鋼No.9のようにＰが多すぎ
ると伸びが小さくなり、絞り加工に向かない。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】このように、本発明によれば、成形性に
すぐれた高張力鋼が低コストの製造法によって得られる
のであり、コストの低減そして製造ラインの簡素化が強
く求められている今日的状況からはその効果は著しいも
のと云わざるを得ない。特に、本発明による鋼板は自動
車のフレーム、その他、主要構造部材類に使用した場
合、車体重量の軽減に大きく寄与するものであり、その
産業上の意義、利益は大きい。
すぐれた高張力鋼が低コストの製造法によって得られる
のであり、コストの低減そして製造ラインの簡素化が強
く求められている今日的状況からはその効果は著しいも
のと云わざるを得ない。特に、本発明による鋼板は自動
車のフレーム、その他、主要構造部材類に使用した場
合、車体重量の軽減に大きく寄与するものであり、その
産業上の意義、利益は大きい。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ:0.0010 〜0.0025％、 Ｎ:
0.001〜0.008 ％、sol.Al:0.08 ％以下、 Ｓ:0.010
％以下、Ti:0.025％以下、かつ48/14(Ｎ−0.0005) ≦Ti
≦48/14・Ｎ＋0.003 を含み、さらにMn:0.5％超え、3.0
％以下、Ｐ:0.04 〜0.15％、かつＰ≦Mn/10 、および
残部Feおよび不可避不純物より成る鋼組成を有する、成
形性の良好な塗装焼付硬化性高張力薄鋼板。 - 【請求項２】 さらに、Ｂ:0.0005 〜0.0015％を含む請
求項１記載の鋼板。 - 【請求項３】 さらに、Si:0.01 〜1.2 ％を含む請求項
１または２記載の鋼板。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼
組成を有する鋼を熱間圧延し、熱間圧延後の巻取り温度
を常温〜700 ℃とし、次いで冷間加工そして再結晶焼鈍
をすることを特徴とする成形性の良好な塗装焼付硬化性
高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3095529A JPH083136B2 (ja) | 1991-04-25 | 1991-04-25 | 塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3095529A JPH083136B2 (ja) | 1991-04-25 | 1991-04-25 | 塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04325654A JPH04325654A (ja) | 1992-11-16 |
| JPH083136B2 true JPH083136B2 (ja) | 1996-01-17 |
Family
ID=14140085
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3095529A Expired - Lifetime JPH083136B2 (ja) | 1991-04-25 | 1991-04-25 | 塗装焼付硬化性高張力薄鋼板とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH083136B2 (ja) |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5798630A (en) * | 1980-12-08 | 1982-06-18 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of high-tension cold-rolled steel plate with high lankford value and baking hardness |
| JPS60174852A (ja) * | 1984-02-18 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
| JPS61276931A (ja) * | 1985-05-31 | 1986-12-06 | Kawasaki Steel Corp | 焼付硬化性を有する超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63190141A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製法 |
| JP2530338B2 (ja) * | 1987-08-31 | 1996-09-04 | 住友金属工業株式会社 | 成形性の良好な高張力冷延鋼板とその製造法 |
-
1991
- 1991-04-25 JP JP3095529A patent/JPH083136B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04325654A (ja) | 1992-11-16 |
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