JPH0853736A - 深絞り用薄鋼板とその製造方法 - Google Patents
深絞り用薄鋼板とその製造方法Info
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- JPH0853736A JPH0853736A JP18724994A JP18724994A JPH0853736A JP H0853736 A JPH0853736 A JP H0853736A JP 18724994 A JP18724994 A JP 18724994A JP 18724994 A JP18724994 A JP 18724994A JP H0853736 A JPH0853736 A JP H0853736A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】深絞り用薄鋼板とその製造方法を提供する。
【構成】(1) C:0.01〜0.045 %、Si: 0.1%以下、M
n:0.05〜0.5 %、sol.Al: 0.1%を超え 0.7%以下、S
b:0〜0.5 %を含み、不純物中のPは 0.1%以下、S
は0.01%以下、Nは0.01%以下である深絞用薄鋼板。 (2)上記(1) の成分の素材鋼スラブを熱間圧延し、800
℃以上で熱間圧延を完了後、500 ℃以上、かつ{ 625−
250・( Al% )}℃以上 700℃以下(図示の範囲)で巻
取り、脱スケールを施し、圧下率65〜90%で冷間圧延
後、連続焼鈍法で再結晶焼鈍を施す深絞用薄鋼板の製造
方法。 【効果】プレス加工用に好適な、延性、深絞り性及び耐
常温歪み時効性に優れた薄鋼板を得ることができる。
n:0.05〜0.5 %、sol.Al: 0.1%を超え 0.7%以下、S
b:0〜0.5 %を含み、不純物中のPは 0.1%以下、S
は0.01%以下、Nは0.01%以下である深絞用薄鋼板。 (2)上記(1) の成分の素材鋼スラブを熱間圧延し、800
℃以上で熱間圧延を完了後、500 ℃以上、かつ{ 625−
250・( Al% )}℃以上 700℃以下(図示の範囲)で巻
取り、脱スケールを施し、圧下率65〜90%で冷間圧延
後、連続焼鈍法で再結晶焼鈍を施す深絞用薄鋼板の製造
方法。 【効果】プレス加工用に好適な、延性、深絞り性及び耐
常温歪み時効性に優れた薄鋼板を得ることができる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、プレス加工等により様
々な形状に成形されて用いられる、延性、深絞り性およ
び耐常温歪み時効性の優れた深絞り用薄鋼板に関する。
々な形状に成形されて用いられる、延性、深絞り性およ
び耐常温歪み時効性の優れた深絞り用薄鋼板に関する。
【0002】
【従来の技術】従来、絞り用鋼板は低炭素Alキルド鋼を
箱焼鈍する方法で製造してきた。ところが近年、生産性
向上のために、この種の絞り用薄鋼板の製造にも連続焼
鈍が広く用いられるようになり、それに伴って、従来の
低炭素Alキルド鋼では必要な材料特性が容易には得られ
ないという問題が生じている。
箱焼鈍する方法で製造してきた。ところが近年、生産性
向上のために、この種の絞り用薄鋼板の製造にも連続焼
鈍が広く用いられるようになり、それに伴って、従来の
低炭素Alキルド鋼では必要な材料特性が容易には得られ
ないという問題が生じている。
【0003】低炭素Alキルド鋼を連続焼鈍して絞り用冷
延鋼板を製造する方法として、例えば特公昭50−811 号
公報には、熱間圧延完了後 650〜730 ℃でコイルに巻き
取り、セメンタイトの粗大化および窒化アルミニウムの
析出を図るものが示されている。しかし、このような高
温で巻き取りを行うと種々の品質上の問題が生じる。
延鋼板を製造する方法として、例えば特公昭50−811 号
公報には、熱間圧延完了後 650〜730 ℃でコイルに巻き
取り、セメンタイトの粗大化および窒化アルミニウムの
析出を図るものが示されている。しかし、このような高
温で巻き取りを行うと種々の品質上の問題が生じる。
【0004】例えば、コイルの先端部は巻取機の巻取軸
に接した時に急速に冷却され、後端部は熱放射により速
く冷却されるため、上記の目的が達成されない。そのた
め、製品となった時、これらの部分の特性はコイルの中
央部と比較して劣る。
に接した時に急速に冷却され、後端部は熱放射により速
く冷却されるため、上記の目的が達成されない。そのた
め、製品となった時、これらの部分の特性はコイルの中
央部と比較して劣る。
【0005】このような問題に対処すべく、特開昭55−
77910 号公報には、低炭素Alキルド鋼にBを添加し、熱
延後 680℃以下で巻き取っても、鋼中NをBNとして析
出させ、連続焼鈍により深絞り性に好ましい再結晶集合
組織を発達させるという方法が提案されている。
77910 号公報には、低炭素Alキルド鋼にBを添加し、熱
延後 680℃以下で巻き取っても、鋼中NをBNとして析
出させ、連続焼鈍により深絞り性に好ましい再結晶集合
組織を発達させるという方法が提案されている。
【0006】本発明者も同様の目的で、特開昭63−2354
34号公報において、Mnを 0.001〜0.20%の低値に限定し
て熱間圧延後の巻き取り時におけるセメンタイトの粗大
化を促進させ、かつ熱間脆性を防止するためにTiまたは
Zrを添加した低炭素Alキルド鋼を熱間圧延後、CとMnの
含有量の特定関係式から導かれる一定温度以上で巻き取
る加工用冷延鋼板の製造方法を示した。しかし、この方
法においても、Ti、Zrの添加量が原子比でN+Sを上ま
わる場合、窒化物および硫化物を形成した後、TiC、Zr
Cを形成し延性が劣化することがある。
34号公報において、Mnを 0.001〜0.20%の低値に限定し
て熱間圧延後の巻き取り時におけるセメンタイトの粗大
化を促進させ、かつ熱間脆性を防止するためにTiまたは
Zrを添加した低炭素Alキルド鋼を熱間圧延後、CとMnの
含有量の特定関係式から導かれる一定温度以上で巻き取
る加工用冷延鋼板の製造方法を示した。しかし、この方
法においても、Ti、Zrの添加量が原子比でN+Sを上ま
わる場合、窒化物および硫化物を形成した後、TiC、Zr
Cを形成し延性が劣化することがある。
【0007】上記の発明で用いられているようなB、T
i、Zrには、熱間圧延後の巻き取り時におけるセメンタ
イト粗大化の促進効果がなく、最終製品の長手方向の深
絞り性の均一度の改善が不十分である。
i、Zrには、熱間圧延後の巻き取り時におけるセメンタ
イト粗大化の促進効果がなく、最終製品の長手方向の深
絞り性の均一度の改善が不十分である。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
課題を解決し、低炭素Alキルド鋼から、深絞り加工に好
適な均一特性を有する加工用冷延薄鋼板を、安定かつ安
価に製造する方法を提供することにある。
課題を解決し、低炭素Alキルド鋼から、深絞り加工に好
適な均一特性を有する加工用冷延薄鋼板を、安定かつ安
価に製造する方法を提供することにある。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
(1) の深絞り用薄鋼板と、(2) のその製造方法にある。
(1) の深絞り用薄鋼板と、(2) のその製造方法にある。
【0010】(1)重量%で、C:0.01〜0.045 %、Si:
0.1%以下、Mn:0.05〜0.5 %、酸可溶Al: 0.1%を超
えて 0.7%以下およびSb:0〜0.5 %を含み、残部はFe
および不可避的不純物からなり、不純物中のPは 0.1%
以下、Sは0.01%以下、Nは0.01%以下であることを特
徴とする深絞り用薄鋼板。
0.1%以下、Mn:0.05〜0.5 %、酸可溶Al: 0.1%を超
えて 0.7%以下およびSb:0〜0.5 %を含み、残部はFe
および不可避的不純物からなり、不純物中のPは 0.1%
以下、Sは0.01%以下、Nは0.01%以下であることを特
徴とする深絞り用薄鋼板。
【0011】(2)上記(1) の成分の素材鋼スラブを熱間
圧延し、800 ℃以上で熱間圧延を完了した後、500 ℃以
上、かつ{ 625− 250・( Al% )}℃以上 700℃以下の
温度域で巻き取り、脱スケールを施し、圧下率65〜90%
で冷間圧延を行った後、連続焼鈍法を用いて再結晶焼鈍
を施すことを特徴とする深絞り用薄鋼板の製造方法。
圧延し、800 ℃以上で熱間圧延を完了した後、500 ℃以
上、かつ{ 625− 250・( Al% )}℃以上 700℃以下の
温度域で巻き取り、脱スケールを施し、圧下率65〜90%
で冷間圧延を行った後、連続焼鈍法を用いて再結晶焼鈍
を施すことを特徴とする深絞り用薄鋼板の製造方法。
【0012】上記鋼板または素材鋼において、Sbは無添
加でもよい。積極的に含有させる場合の下限は、0.005
%とするのが望ましい。
加でもよい。積極的に含有させる場合の下限は、0.005
%とするのが望ましい。
【0013】本発明者は、連続焼鈍による低炭素Alキル
ド冷延鋼板の機械的性質に及ぼす鋼中Al量と、熱間圧延
後の巻取温度(以下、熱延巻取温度という)の影響を詳
細に調査した。その結果、次の〜の知見を得た。
ド冷延鋼板の機械的性質に及ぼす鋼中Al量と、熱間圧延
後の巻取温度(以下、熱延巻取温度という)の影響を詳
細に調査した。その結果、次の〜の知見を得た。
【0014】熱延巻取温度によらず、酸可溶Al含有量
の増加に伴って、降伏強度と引張強度は低下し、酸可溶
Al含有量が0.04%で極小になった後、逆に上昇する。
の増加に伴って、降伏強度と引張強度は低下し、酸可溶
Al含有量が0.04%で極小になった後、逆に上昇する。
【0015】熱延巻取温度によらず、全伸びは、酸可
溶Al含有量が 0.1〜0.2 %で極大になる。
溶Al含有量が 0.1〜0.2 %で極大になる。
【0016】熱延巻取温度が低いほど、また酸可溶Al
含有量が少ないほど、時効性の指数である焼付硬化量は
低くなる。
含有量が少ないほど、時効性の指数である焼付硬化量は
低くなる。
【0017】このような、機械的性質の変化が生じる原
因は未だ解明されていないが、以下の(a) 〜(c) のよう
な現象が原因となっているものと考えられる。すなわ
ち、高い含有量の酸可溶Alにより、 (a)熱間圧延過程でAlNの析出が促進される。例えば、
0.2 %以上の酸可溶Alを含有させると、熱延巻取温度が
600℃でも鋼中のNが全てAlNとして析出する。そのた
め、熱延板中に固溶Nが残存しない。
因は未だ解明されていないが、以下の(a) 〜(c) のよう
な現象が原因となっているものと考えられる。すなわ
ち、高い含有量の酸可溶Alにより、 (a)熱間圧延過程でAlNの析出が促進される。例えば、
0.2 %以上の酸可溶Alを含有させると、熱延巻取温度が
600℃でも鋼中のNが全てAlNとして析出する。そのた
め、熱延板中に固溶Nが残存しない。
【0018】(b)Ar3変態点が高くなるが、Ar1変態点
は変化せず、結果としてフェライト+オーステナイト域
が広くなり、オーステナイト→フェライト変態が従来鋼
に比べて低速で進行するため、巻き取り時にセメンタイ
トの粗大化が促進される。
は変化せず、結果としてフェライト+オーステナイト域
が広くなり、オーステナイト→フェライト変態が従来鋼
に比べて低速で進行するため、巻き取り時にセメンタイ
トの粗大化が促進される。
【0019】鋼中のCの活量が高くなるので、焼鈍の
加熱過程でセメンタイトが再固溶抑制される。その結
果、焼鈍加熱時の固溶C、Nが少なくなり、深絞り性に
好ましい再結晶集合組織が形成される。
加熱過程でセメンタイトが再固溶抑制される。その結
果、焼鈍加熱時の固溶C、Nが少なくなり、深絞り性に
好ましい再結晶集合組織が形成される。
【0020】
【作用】本発明の薄鋼板またはその素材鋼の化学組成
を、前記のように限定した理由について説明する。成分
含有量についての%は重量%を意味する。
を、前記のように限定した理由について説明する。成分
含有量についての%は重量%を意味する。
【0021】C:0.01〜0.045 % C含有量が 0.01 %未満では、連続焼鈍の過時効処理帯
入り側に達した時に、鋼板中の過飽和固溶C量が少ない
ため、粒内セメンタイトが析出し難くなり、極めて長時
間の過時効処理を要するようになる。そのため、通常の
連続焼鈍の熱処理サイクルでは、焼鈍後、逆に鋼板中の
過飽和固溶C量が多くなり、常温歪み時効を生じやすく
なる。一方、Cが 0.045%を超えるとセメンタイトの体
積率が大きくなりすぎ、深絞り用薄鋼板に必要な延性が
得られない。好ましいのは0.01〜0.02%の範囲である。
入り側に達した時に、鋼板中の過飽和固溶C量が少ない
ため、粒内セメンタイトが析出し難くなり、極めて長時
間の過時効処理を要するようになる。そのため、通常の
連続焼鈍の熱処理サイクルでは、焼鈍後、逆に鋼板中の
過飽和固溶C量が多くなり、常温歪み時効を生じやすく
なる。一方、Cが 0.045%を超えるとセメンタイトの体
積率が大きくなりすぎ、深絞り用薄鋼板に必要な延性が
得られない。好ましいのは0.01〜0.02%の範囲である。
【0022】Si: 0.1%以下 Si含有量が高くなると、鋼板の深絞り性を劣化させるの
で、少ないほど好ましい。 0.1%を超えると劣化の許容
限界を超えるので、その上限は 0.1%とした。
で、少ないほど好ましい。 0.1%を超えると劣化の許容
限界を超えるので、その上限は 0.1%とした。
【0023】Mn:0.05〜0.5 % Mnは、不純物元素であるSとMnSを形成させ、SがFeS
を形成して熱間脆性を引き起こすのを防止するために添
加する。この効果を得るにはMn含有量は0.05%以上とす
る必要がある。しかし、Mn含有量が 0.5%を超えると巻
き取り時のセメンタイト粗大化の促進効果が得られず、
かつ固溶炭素と共存することにより再結晶抑制効果が大
きくなりすぎ、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が容
易に得られなくなる。
を形成して熱間脆性を引き起こすのを防止するために添
加する。この効果を得るにはMn含有量は0.05%以上とす
る必要がある。しかし、Mn含有量が 0.5%を超えると巻
き取り時のセメンタイト粗大化の促進効果が得られず、
かつ固溶炭素と共存することにより再結晶抑制効果が大
きくなりすぎ、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が容
易に得られなくなる。
【0024】酸可溶Al: 0.1%を超えて 0.7%以下 従来、Alは脱酸および鋼中のNを窒化アルミニウムとし
て固定するために添加され、通常その含有量は酸可溶Al
として 0.1%以下であった。これに対し本発明では、熱
間圧延条件とも関連し、少なくとも次の、の効果を
得ることが可能となる量を、酸可溶Alとして含有させる
こととした。すなわち、 巻取温度が低くても、鋼中Nの 100%が窒化アルミニ
ウムとして固定されること。
て固定するために添加され、通常その含有量は酸可溶Al
として 0.1%以下であった。これに対し本発明では、熱
間圧延条件とも関連し、少なくとも次の、の効果を
得ることが可能となる量を、酸可溶Alとして含有させる
こととした。すなわち、 巻取温度が低くても、鋼中Nの 100%が窒化アルミニ
ウムとして固定されること。
【0025】Ar3変態点を高くし、フェライト+オー
ステナイト域を広くし、熱間圧延の巻き取り工程でセメ
ンタイトの粗大化が促進されること。
ステナイト域を広くし、熱間圧延の巻き取り工程でセメ
ンタイトの粗大化が促進されること。
【0026】酸可溶Al含有量が 0.1%以下では上記二つ
の効果が得られない。一方、 0.7%を超えると鋼板が硬
質化し、逆に延性が低下する。
の効果が得られない。一方、 0.7%を超えると鋼板が硬
質化し、逆に延性が低下する。
【0027】P: 0.1%以下 Pは鋼中に不可避的に含有される不純物である。鋼を硬
化させるためP含有量は少ない方が望ましい。P含有量
が 0.1%を超えると、深絞り用薄鋼板に必要な延性が確
保できない。
化させるためP含有量は少ない方が望ましい。P含有量
が 0.1%を超えると、深絞り用薄鋼板に必要な延性が確
保できない。
【0028】S:0.01%以下 Sは鋼中に不可避的に含有される不純物である。前述の
ように、熱間脆性の原因になるのでS含有量は少ないほ
ど好ましい。MnによりMnSとして析出させ無害化する
が、S含有量が0.01%を超えると多量のMn添加を必要と
し、製造コストが高くなる。
ように、熱間脆性の原因になるのでS含有量は少ないほ
ど好ましい。MnによりMnSとして析出させ無害化する
が、S含有量が0.01%を超えると多量のMn添加を必要と
し、製造コストが高くなる。
【0029】N:0.01%以下 Nは鋼中に不可避的に含有される不純物であり、その含
有量は少ないほど好ましい。N含有量が0.01%を超える
とAlの添加量を増さなければならず、製造コストが高く
なる。好ましいのは0.0030%以下である。
有量は少ないほど好ましい。N含有量が0.01%を超える
とAlの添加量を増さなければならず、製造コストが高く
なる。好ましいのは0.0030%以下である。
【0030】Sb:0〜0.5 % 本発明の薄鋼板またはその素材鋼では、焼鈍過程におけ
る窒化を防止するために、必要に応じてSbを含有させて
もよい。この効果を得るためにSbを積極的に含有させる
場合の下限は、 0.005%とするのが望ましい。しかし、
Sb含有量が 0.5%を超えると、熱間脆性が生じ熱間圧延
工程でスラブが割れる可能性が高いので上限は 0.5%と
した。Sbを含有させる場合の好ましい範囲は 0.005〜0.
05%、さらに好ましい範囲は 0.02 〜0.05%である。
る窒化を防止するために、必要に応じてSbを含有させて
もよい。この効果を得るためにSbを積極的に含有させる
場合の下限は、 0.005%とするのが望ましい。しかし、
Sb含有量が 0.5%を超えると、熱間脆性が生じ熱間圧延
工程でスラブが割れる可能性が高いので上限は 0.5%と
した。Sbを含有させる場合の好ましい範囲は 0.005〜0.
05%、さらに好ましい範囲は 0.02 〜0.05%である。
【0031】次に、本発明の製造方法の工程と条件の限
定理由を説明する。
定理由を説明する。
【0032】素材鋼スラブの製造方法は連続鋳造法また
は造塊法のいずれでもよい。熱間圧延工程へのスラブの
移送、加熱、再加熱などは常法に従って行う。すなわ
ち、スラブの加熱条件は特に限定しない。これは本発明
鋼板では、連続鋳造されたスラブを直接熱間圧延して
も、いったん冷却して再度1050℃以上に加熱してから熱
間圧延しても、最終製品の特性の変動が小さいためであ
る。
は造塊法のいずれでもよい。熱間圧延工程へのスラブの
移送、加熱、再加熱などは常法に従って行う。すなわ
ち、スラブの加熱条件は特に限定しない。これは本発明
鋼板では、連続鋳造されたスラブを直接熱間圧延して
も、いったん冷却して再度1050℃以上に加熱してから熱
間圧延しても、最終製品の特性の変動が小さいためであ
る。
【0033】熱間圧延条件:完了温度 800℃以上 フェライト域で熱間圧延すると、深絞り性を劣化させる
再結晶集合組織の形成の原因となる熱間圧延集合組織が
鋼板表層に生成するので、熱間圧延は原則としてオース
テナイト域で完了するのが好ましいが、 800℃程度まで
は変態量が少ないので影響が小さい。この理由で、熱間
圧延完了温度は 800℃以上とした。好ましい範囲は 840
〜870 ℃である。
再結晶集合組織の形成の原因となる熱間圧延集合組織が
鋼板表層に生成するので、熱間圧延は原則としてオース
テナイト域で完了するのが好ましいが、 800℃程度まで
は変態量が少ないので影響が小さい。この理由で、熱間
圧延完了温度は 800℃以上とした。好ましい範囲は 840
〜870 ℃である。
【0034】熱延巻取温度: 500℃以上、かつ{ 625−
250・(Al %) }℃以上 700℃以下 巻取温度が 500℃未満では、フェライト+オーステナイ
ト域の広い酸可溶Alを多く含む鋼でもセメンタイトの粗
大化が望めない。また、酸可溶Alの含有量が低いの場
合、{ 625− 250・(Al %) }℃未満では、AlNが完全
に析出しない。一方、巻取温度が 720℃を超えると、巻
き取ったコイルの端部に放射冷却による温度むらが生
じ、最終製品の特性変動を招く。好ましい巻取温度は 6
00〜650 ℃の範囲である。図1は、上記の好適熱延巻取
温度の範囲を、酸可溶Al (sol.Al) の含有量との関係で
示す図である。
250・(Al %) }℃以上 700℃以下 巻取温度が 500℃未満では、フェライト+オーステナイ
ト域の広い酸可溶Alを多く含む鋼でもセメンタイトの粗
大化が望めない。また、酸可溶Alの含有量が低いの場
合、{ 625− 250・(Al %) }℃未満では、AlNが完全
に析出しない。一方、巻取温度が 720℃を超えると、巻
き取ったコイルの端部に放射冷却による温度むらが生
じ、最終製品の特性変動を招く。好ましい巻取温度は 6
00〜650 ℃の範囲である。図1は、上記の好適熱延巻取
温度の範囲を、酸可溶Al (sol.Al) の含有量との関係で
示す図である。
【0035】脱スケール:常法に従い、例えば酸洗によ
って行う。
って行う。
【0036】冷間圧延:圧下率65〜90% 通常、冷間圧延の圧下率が大きいほど、深絞り性に好ま
しい再結晶方位の発達が促進される。しかし、過度の高
圧下率になると、深絞り性を阻害するような再結晶方位
が形成され、圧下率の増加に伴ってその量が増える。そ
のため、圧下率は最適な領域が存在する。圧下率が65%
未満では、深絞り性に好ましい再結晶方位の発達が不十
分で、所望の深絞り性が得られない。一方、90%を超え
る高圧下率では、深絞り性を阻害するような再結晶方位
が多すぎて所望の深絞り性が得られない。
しい再結晶方位の発達が促進される。しかし、過度の高
圧下率になると、深絞り性を阻害するような再結晶方位
が形成され、圧下率の増加に伴ってその量が増える。そ
のため、圧下率は最適な領域が存在する。圧下率が65%
未満では、深絞り性に好ましい再結晶方位の発達が不十
分で、所望の深絞り性が得られない。一方、90%を超え
る高圧下率では、深絞り性を阻害するような再結晶方位
が多すぎて所望の深絞り性が得られない。
【0037】再結晶焼鈍:連続焼鈍による。
【0038】再結晶焼鈍は、過時効処理帯を有する連続
焼鈍設備を用いて行う。その条件には特に制約はない。
しかし、望ましいのは次の条件である。即ち、平均加熱
速度5〜100 ℃/sで加熱し、再結晶温度以上、Ar3変態
点以下の温度域に10〜60分間保持した後、 650〜720 ℃
の温度域まで平均冷却速度1〜15℃/sで冷却した後、更
に 250〜450 ℃の温度域まで平均冷却速度15〜150 ℃/s
で冷却し、その温度域で60〜240 分間保持または徐冷
し、100 ℃以下の温度域まで平均冷却速度10℃以下で冷
却する。
焼鈍設備を用いて行う。その条件には特に制約はない。
しかし、望ましいのは次の条件である。即ち、平均加熱
速度5〜100 ℃/sで加熱し、再結晶温度以上、Ar3変態
点以下の温度域に10〜60分間保持した後、 650〜720 ℃
の温度域まで平均冷却速度1〜15℃/sで冷却した後、更
に 250〜450 ℃の温度域まで平均冷却速度15〜150 ℃/s
で冷却し、その温度域で60〜240 分間保持または徐冷
し、100 ℃以下の温度域まで平均冷却速度10℃以下で冷
却する。
【0039】
【実施例】表1に示す組成の鋼を実験用真空溶解炉で溶
解し、インゴットを製造した。
解し、インゴットを製造した。
【0040】
【表1】
【0041】これらを熱間鍛造し、厚さ25mmの実験用ス
ラブとした。次に、スラブを電気炉で1250℃で1時間加
熱した後、実験用熱間圧延機を用いて1050℃から 880℃
の温度範囲で3パス圧延し、厚さ5mmの熱延板を得た。
ラブとした。次に、スラブを電気炉で1250℃で1時間加
熱した後、実験用熱間圧延機を用いて1050℃から 880℃
の温度範囲で3パス圧延し、厚さ5mmの熱延板を得た。
【0042】このときの巻き取りのシミュレーションと
して、鋼板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプ
レー冷却により 540〜720 ℃まで冷却し、次にその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で1時
間保持した後、20℃/hr で炉冷した。
して、鋼板は熱間圧延後直ちに強制空冷あるいは水スプ
レー冷却により 540〜720 ℃まで冷却し、次にその温度
に保持した電気炉の中に挿入し、さらにその温度で1時
間保持した後、20℃/hr で炉冷した。
【0043】得られた熱延板を表面研削して厚さ3.2mm
の冷間圧延母材とし、厚さ 1.4mmまで冷間圧延した。
の冷間圧延母材とし、厚さ 1.4mmまで冷間圧延した。
【0044】冷延板の再結晶焼鈍は次の方法で行った。
即ち、赤外線加熱炉を用いて10℃/sで 820℃まで加熱
し、その温度で40秒間保持後 700℃まで3℃/sで徐冷
し、後は50℃/sで400 ℃まで冷却し、その温度で 2.5分
保持し、最後に10℃/sで室温まで冷却した。
即ち、赤外線加熱炉を用いて10℃/sで 820℃まで加熱
し、その温度で40秒間保持後 700℃まで3℃/sで徐冷
し、後は50℃/sで400 ℃まで冷却し、その温度で 2.5分
保持し、最後に10℃/sで室温まで冷却した。
【0045】さらに伸び率 1.5%の調質圧延を行った。
【0046】このようにして得られた薄鋼板から JIS5
号引張試験片を切り出し、引張試験を行い、かつ焼付硬
化量を測定した。なお、焼付硬化量は2%の引張歪みを
加えた後 170℃×20分の熱処理を行い、それを再度引張
試験に供して求めた。表2にその結果の例を示す。
号引張試験片を切り出し、引張試験を行い、かつ焼付硬
化量を測定した。なお、焼付硬化量は2%の引張歪みを
加えた後 170℃×20分の熱処理を行い、それを再度引張
試験に供して求めた。表2にその結果の例を示す。
【0047】
【表2】
【0048】表中の平均r値は、圧延方向、斜め45°方
向、幅方向のr値を下記式(1) で平均した値である。
向、幅方向のr値を下記式(1) で平均した値である。
【0049】 平均r値 =(r0 +2・r45+r90)/4・・・・・(1) 図2〜図4に表2の結果を示す。
【0050】図2は、鋼No.1〜5 について、巻取温度 7
20℃、660 ℃および 600℃の場合の再結晶焼鈍薄鋼板の
機械的性質に及ぼす酸可溶(sol.)Al含有量の影響を示す
図である。図2に示すように、本発明で定める範囲より
sol.Al含有量が少ないと、降伏強度が高くなり、また調
質圧延後に降伏点伸びが残りやすく、さらに平均r値も
低い。一方、sol.Al含有量が本発明で定める範囲を超え
ると、鋼板が硬質化し、全伸びおよびn値が低下するだ
けでなく、平均r値も低くなる。同時にsol.Al含有量の
増加に伴い焼付硬化量が大きくなり、常温歪み時効性を
起こしやすくなる。
20℃、660 ℃および 600℃の場合の再結晶焼鈍薄鋼板の
機械的性質に及ぼす酸可溶(sol.)Al含有量の影響を示す
図である。図2に示すように、本発明で定める範囲より
sol.Al含有量が少ないと、降伏強度が高くなり、また調
質圧延後に降伏点伸びが残りやすく、さらに平均r値も
低い。一方、sol.Al含有量が本発明で定める範囲を超え
ると、鋼板が硬質化し、全伸びおよびn値が低下するだ
けでなく、平均r値も低くなる。同時にsol.Al含有量の
増加に伴い焼付硬化量が大きくなり、常温歪み時効性を
起こしやすくなる。
【0051】図3は、sol.Al含有量が約 0.2%の鋼No.
3、6、7および8について、巻取温度 660℃の場合
の、再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼすC含有量の
影響を示す図である。図3に示すように、C含有量が本
発明で定める下限より少ない場合、焼付硬化量が大きく
なりすぎ、常温歪み時効性を起こしやすくなる。一方、
C含有量が本発明で定める範囲を超えると、鋼板が硬質
化し、全伸びおよびn値が低下するだけでなく、平均r
値も低くなる。
3、6、7および8について、巻取温度 660℃の場合
の、再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼすC含有量の
影響を示す図である。図3に示すように、C含有量が本
発明で定める下限より少ない場合、焼付硬化量が大きく
なりすぎ、常温歪み時効性を起こしやすくなる。一方、
C含有量が本発明で定める範囲を超えると、鋼板が硬質
化し、全伸びおよびn値が低下するだけでなく、平均r
値も低くなる。
【0052】図4は、鋼No.3 (○) およびNo.4 (□) に
ついて、再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼす熱延巻
取温度の影響を示す図である。図4に示すように、熱延
巻取温度が本発明で定める範囲より低い (○の540 ℃の
データ) と、YSおよびYPE が大きく一方、本発明で定め
る上限を超えると、焼付硬化量が高くなる。その場合、
製品出荷後、常温歪み時効が生じ、プレス成形時にスト
レッチャーストレインが生じる危険性が高くなるため、
好ましくない。
ついて、再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼす熱延巻
取温度の影響を示す図である。図4に示すように、熱延
巻取温度が本発明で定める範囲より低い (○の540 ℃の
データ) と、YSおよびYPE が大きく一方、本発明で定め
る上限を超えると、焼付硬化量が高くなる。その場合、
製品出荷後、常温歪み時効が生じ、プレス成形時にスト
レッチャーストレインが生じる危険性が高くなるため、
好ましくない。
【0053】
【発明の効果】本発明によれば、プレス加工用として好
適な、延性、深絞り性および耐常温歪み時効性の優れた
薄鋼板を得ることができる。本発明方法では、熱延巻取
温度が比較的低いため、コイル先端部および後端部の品
質特性の均一度が向上する効果も得られる。
適な、延性、深絞り性および耐常温歪み時効性の優れた
薄鋼板を得ることができる。本発明方法では、熱延巻取
温度が比較的低いため、コイル先端部および後端部の品
質特性の均一度が向上する効果も得られる。
【図1】好適熱延巻取温度の範囲をsol.Al含有量との関
係で示す図である。
係で示す図である。
【図2】再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼすsol.Al
含有量の影響を示す図である。
含有量の影響を示す図である。
【図3】sol.Al含有量が約 0.2%の場合の、再結晶焼鈍
薄鋼板の機械的性質に及ぼすC含有量の影響を示す図で
ある。
薄鋼板の機械的性質に及ぼすC含有量の影響を示す図で
ある。
【図4】再結晶焼鈍薄鋼板の機械的性質に及ぼす熱延巻
取温度の影響を示す図である。
取温度の影響を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項1】重量%で、C:0.01〜0.045 %、Si: 0.1
%以下、Mn:0.05〜0.5 %、酸可溶Al:0.1 %を超えて
0.7%以下およびSb:0〜0.5 %を含み、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなり、不純物中のPは 0.1%以
下、Sは0.01%以下、Nは0.01%以下であることを特徴
とする深絞り用薄鋼板。 - 【請求項2】重量%で、C:0.01〜0.045 %、Si: 0.1
%以下、Mn:0.05〜0.5 %、酸可溶Al: 0.1%を超えて
0.7%以下およびSb:0〜0.5 %を含み、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなり、不純物中のPは 0.1%以
下、Sは0.01%以下、Nは0.01%以下である素材鋼スラ
ブを、熱間圧延し、 800℃以上で熱間圧延を完了した
後、500 ℃以上、かつ{ 625− 250・( Al% )}℃以上
700℃以下の温度域で巻き取り、脱スケールを行い、圧
下率65〜90%で冷間圧延を行った後、連続焼鈍法を用い
て再結晶焼鈍を施すことを特徴とする深絞り用薄鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18724994A JPH0853736A (ja) | 1994-08-09 | 1994-08-09 | 深絞り用薄鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18724994A JPH0853736A (ja) | 1994-08-09 | 1994-08-09 | 深絞り用薄鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0853736A true JPH0853736A (ja) | 1996-02-27 |
Family
ID=16202665
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18724994A Pending JPH0853736A (ja) | 1994-08-09 | 1994-08-09 | 深絞り用薄鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0853736A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005273008A (ja) * | 2004-02-25 | 2005-10-06 | Jfe Steel Kk | 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-08-09 JP JP18724994A patent/JPH0853736A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005273008A (ja) * | 2004-02-25 | 2005-10-06 | Jfe Steel Kk | 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP4613618B2 (ja) * | 2004-02-25 | 2011-01-19 | Jfeスチール株式会社 | 深絞り成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
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