JPH09118955A - プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents
プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板Info
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- JPH09118955A JPH09118955A JP29904595A JP29904595A JPH09118955A JP H09118955 A JPH09118955 A JP H09118955A JP 29904595 A JP29904595 A JP 29904595A JP 29904595 A JP29904595 A JP 29904595A JP H09118955 A JPH09118955 A JP H09118955A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 良好な深絞り性を有すると共に、降伏強度の
低い、伸びの大きな優れたプレス成形性を有する高強度
冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 質量％でＣ：0.005 ％以下、Mn：0.05％
〜2.0 ％、Si：1.0 ％以下、Ｐ：0.03〜0.15％、Ｓ：0.
02％以下、Al：0.04〜0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以下、Ti：
x 〜0.1 ％（但し、x ＝4 [C] ＋3.43[N] ＋1.5[S]で、
[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、Ｎ、Ｓの％）を含み、
必要に応じてNb：0.004 〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0025
％の１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱延後、５５０〜６３０℃で巻取り、直径
１５ｎｍ以下のＦｅＴｉＰ系化合物を１μm2当たり２０
０個以下とした熱延鋼板を冷延し焼鈍する。
低い、伸びの大きな優れたプレス成形性を有する高強度
冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 質量％でＣ：0.005 ％以下、Mn：0.05％
〜2.0 ％、Si：1.0 ％以下、Ｐ：0.03〜0.15％、Ｓ：0.
02％以下、Al：0.04〜0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以下、Ti：
x 〜0.1 ％（但し、x ＝4 [C] ＋3.43[N] ＋1.5[S]で、
[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、Ｎ、Ｓの％）を含み、
必要に応じてNb：0.004 〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0025
％の１種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、熱延後、５５０〜６３０℃で巻取り、直径
１５ｎｍ以下のＦｅＴｉＰ系化合物を１μm2当たり２０
０個以下とした熱延鋼板を冷延し焼鈍する。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明はプレス成形性に優れ
た引張強度３４０Ｎ／mm2 〜４４０Ｎ／mm2 級の高強度
冷延鋼板に関する。
た引張強度３４０Ｎ／mm2 〜４４０Ｎ／mm2 級の高強度
冷延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車車体の内外板に用いられるプレス
加工用鋼板として、加工形状の複雑化に伴いＴｉやＮｂ
等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼板（いわゆ
るＩＦ鋼板）が多量に用いられるようになってきた。
加工用鋼板として、加工形状の複雑化に伴いＴｉやＮｂ
等の炭窒化物形成元素を添加した極低炭素鋼板（いわゆ
るＩＦ鋼板）が多量に用いられるようになってきた。
【０００３】近年、地球環境問題に端を発する燃費の改
善や排ガス量の低減のため、車体軽量化の要望が高まっ
ており、前記難成形部品に対しても鋼板の高強度化によ
る薄肉化が要望されている。このため、プレス成形性の
より優れた高強度鋼板が強く求められるようになってき
た。
善や排ガス量の低減のため、車体軽量化の要望が高まっ
ており、前記難成形部品に対しても鋼板の高強度化によ
る薄肉化が要望されている。このため、プレス成形性の
より優れた高強度鋼板が強く求められるようになってき
た。
【０００４】プレス成形性に優れた高強度鋼板として
は、極低炭素ＩＦ鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の強化元素を添
加する方法が既に知られている。例えば、特開平１−１
９１７４８号公報には、極低炭素Ｔｉ添加鋼や極低炭素
Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加した鋼を熱
延し、高温で巻き取った後、冷延、焼鈍した高強度冷延
鋼板が開示されている。
は、極低炭素ＩＦ鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等の強化元素を添
加する方法が既に知られている。例えば、特開平１−１
９１７４８号公報には、極低炭素Ｔｉ添加鋼や極低炭素
Ｔｉ−Ｎｂ添加鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加した鋼を熱
延し、高温で巻き取った後、冷延、焼鈍した高強度冷延
鋼板が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｔｉを
多量に含有する極低炭素鋼では、Ｐ添加により強化した
場合、高温巻取によって熱延鋼板中にＦｅＴｉＰ系化合
物が析出し、これが原因となって冷延焼鈍板の深絞り性
が劣化する。このため、特開平６−１７１４２号公報に
開示されているように熱延鋼板の巻取り温度を５５０〜
６３０℃にすることが提案されている。これによりＰ化
合物が結晶粒界に粗大羽毛状に析出するのを防止するこ
とができ、深絞り性が改善されたのであるが、近年、鋼
板の薄肉化がより一層求められるに及んで、より一層の
プレス成形性の向上が求められている。
多量に含有する極低炭素鋼では、Ｐ添加により強化した
場合、高温巻取によって熱延鋼板中にＦｅＴｉＰ系化合
物が析出し、これが原因となって冷延焼鈍板の深絞り性
が劣化する。このため、特開平６−１７１４２号公報に
開示されているように熱延鋼板の巻取り温度を５５０〜
６３０℃にすることが提案されている。これによりＰ化
合物が結晶粒界に粗大羽毛状に析出するのを防止するこ
とができ、深絞り性が改善されたのであるが、近年、鋼
板の薄肉化がより一層求められるに及んで、より一層の
プレス成形性の向上が求められている。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、良好な深絞り性を有すると共に、降伏強度の低い、
伸びの大きな優れたプレス成形性を有する高強度冷延鋼
板を提供することを目的とする。
で、良好な深絞り性を有すると共に、降伏強度の低い、
伸びの大きな優れたプレス成形性を有する高強度冷延鋼
板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
は、化学組成が、質量％でＣ：0.005 ％以下、Mn：0.05
％〜2.0 ％、Si：1.0 ％以下、 Ｐ：0.03〜0.15％、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.04〜0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以
下、Ti：x 〜0.1 ％、（但し、x ＝4 [C] ＋3.43[N] ＋
1.5[S]で、[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、Ｎ、Ｓの含
有質量％を示す）を含み、必要に応じて更にNb：0.004
〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0025％の１種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、熱延後５５
０〜６３０℃で巻取り、これにより得られた直径１５ｎ
ｍ以下のＦｅＴｉＰ系化合物が１μm2当たり２００個以
下とされた熱延鋼板を冷延し焼鈍することにより製造さ
れたものである。
は、化学組成が、質量％でＣ：0.005 ％以下、Mn：0.05
％〜2.0 ％、Si：1.0 ％以下、 Ｐ：0.03〜0.15％、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.04〜0.1 ％、Ｎ：0.005 ％以
下、Ti：x 〜0.1 ％、（但し、x ＝4 [C] ＋3.43[N] ＋
1.5[S]で、[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、Ｎ、Ｓの含
有質量％を示す）を含み、必要に応じて更にNb：0.004
〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0025％の１種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、熱延後５５
０〜６３０℃で巻取り、これにより得られた直径１５ｎ
ｍ以下のＦｅＴｉＰ系化合物が１μm2当たり２００個以
下とされた熱延鋼板を冷延し焼鈍することにより製造さ
れたものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】極低炭素Ｔｉ添加鋼においては、
Ｎの固定はＴｉで行われるので、Ａｌは専ら脱酸材とし
て用いられるに過ぎなかったが、Ｐ強化型のプレス加工
用高強度鋼板においては、Ａｌを積極的に添加すること
によって、成形性を妨げる微細なＦｅＴｉＰ系化合物の
析出量を減少させることができ、降伏強度の低下、伸び
の向上をより一層図ることができる。まず、かかる知見
の根拠を詳細に説明する。
Ｎの固定はＴｉで行われるので、Ａｌは専ら脱酸材とし
て用いられるに過ぎなかったが、Ｐ強化型のプレス加工
用高強度鋼板においては、Ａｌを積極的に添加すること
によって、成形性を妨げる微細なＦｅＴｉＰ系化合物の
析出量を減少させることができ、降伏強度の低下、伸び
の向上をより一層図ることができる。まず、かかる知見
の根拠を詳細に説明する。
【０００９】０．００２５％Ｃ−０．０１％Ｓｉ−１．
７３％Ｍｎ−０．１１％Ｐ−０．０６５％Ｔｉ−０．０
０１９％Ｎ（単位は質量％（wt％））−Ｆｅからなる鋼
をベースとして、種々量のＡｌを添加した鋼を熱延し、
６００℃で巻き取った後、酸洗、冷延、焼鈍後の鋼板に
ついて、各種機械的性質に及ぼすＡｌ添加量（含有量）
の影響を調べた。その結果を図１に示す。
７３％Ｍｎ−０．１１％Ｐ−０．０６５％Ｔｉ−０．０
０１９％Ｎ（単位は質量％（wt％））−Ｆｅからなる鋼
をベースとして、種々量のＡｌを添加した鋼を熱延し、
６００℃で巻き取った後、酸洗、冷延、焼鈍後の鋼板に
ついて、各種機械的性質に及ぼすＡｌ添加量（含有量）
の影響を調べた。その結果を図１に示す。
【００１０】図１から明らかなように、Ａｌ含有量を
０．０４％以上、好ましくは０．０５％以上とすること
によりＹＰ（降伏点、降伏強度）が低下し、Ｅｌ（伸
び）が向上し、プレス成形性が向上するが、深絞り性の
重要な因子であるｒ値の低下は認められない。一方、Ａ
ｌ含有量が０．１％を越えると、プレス成形性の改善作
用は飽和することが分かる。
０．０４％以上、好ましくは０．０５％以上とすること
によりＹＰ（降伏点、降伏強度）が低下し、Ｅｌ（伸
び）が向上し、プレス成形性が向上するが、深絞り性の
重要な因子であるｒ値の低下は認められない。一方、Ａ
ｌ含有量が０．１％を越えると、プレス成形性の改善作
用は飽和することが分かる。
【００１１】また、前記調査に使用した熱延板を用い
て、その析出物を分析したところ、ＦｅＴｉＰ系の化合
物であることが確認された。図１中の試料Ａ（Ａｌ：
０．０４５％）及びＢ（Ａｌ：０．０１５％）の熱延板
について、抽出レプリカ法による析出物のＴＥＭ（透過
型電子顕微鏡）観察結果を図３に示す。図３のＡ及びＢ
は図１の各符号に対応しており、組織写真の倍率は１５
００００倍である。
て、その析出物を分析したところ、ＦｅＴｉＰ系の化合
物であることが確認された。図１中の試料Ａ（Ａｌ：
０．０４５％）及びＢ（Ａｌ：０．０１５％）の熱延板
について、抽出レプリカ法による析出物のＴＥＭ（透過
型電子顕微鏡）観察結果を図３に示す。図３のＡ及びＢ
は図１の各符号に対応しており、組織写真の倍率は１５
００００倍である。
【００１２】図３より、直径１５ｎｍを越える比較的大
きな析出物についてはＡ及びＢ共に存在しているが、直
径１５ｎｍ以下の微小な析出物についてはＡに比してＢ
が圧倒的に多量に存在することが分かる。この際、直径
１５ｎｍを越える大きな析出物は、降伏強度や伸びに及
ぼす影響は少ないと考えられる。
きな析出物についてはＡ及びＢ共に存在しているが、直
径１５ｎｍ以下の微小な析出物についてはＡに比してＢ
が圧倒的に多量に存在することが分かる。この際、直径
１５ｎｍを越える大きな析出物は、降伏強度や伸びに及
ぼす影響は少ないと考えられる。
【００１３】そこで、１μm2当たりの１５ｎｍ以下の微
細析出物の個数と、図１で示した機械的性質（ＹＰ及び
Ｅｌ）との関係を整理した結果を図２に示す。尚、本発
明において「１５ｎｍ以下」とは、実質的に観察するこ
とができる析出物の大きさの下限は直径５ｎｍであるた
め、個数観察の対象とする析出物は、事実上、直径５〜
１５ｎｍの大きさのものであることを意味する。
細析出物の個数と、図１で示した機械的性質（ＹＰ及び
Ｅｌ）との関係を整理した結果を図２に示す。尚、本発
明において「１５ｎｍ以下」とは、実質的に観察するこ
とができる析出物の大きさの下限は直径５ｎｍであるた
め、個数観察の対象とする析出物は、事実上、直径５〜
１５ｎｍの大きさのものであることを意味する。
【００１４】図２から明らかなように、降伏強度および
伸びは直径１５ｎｍ以下の微細な析出物の量と強い相関
があり、前記微細な析出物の量が１μm2当たり２００個
以下、好ましくは１００個以下の場合に降伏強度が低下
し、伸びが向上することが分かる。尚、前記微細析出物
の個数の２００個以下（好ましくは１００個以下）は、
図１よりＡｌ含有量では０．００４％以上（好ましくは
０．００５％以上）に対応している。
伸びは直径１５ｎｍ以下の微細な析出物の量と強い相関
があり、前記微細な析出物の量が１μm2当たり２００個
以下、好ましくは１００個以下の場合に降伏強度が低下
し、伸びが向上することが分かる。尚、前記微細析出物
の個数の２００個以下（好ましくは１００個以下）は、
図１よりＡｌ含有量では０．００４％以上（好ましくは
０．００５％以上）に対応している。
【００１５】以上の結果より、ＰとＴｉを多量に添加し
た極低炭素鋼に所定量のＡｌを添加することにより、お
そらく固溶したＡｌの影響と思われるが、微細なＦｅＴ
ｉＰ系化合物を減少させることができ、プレス成形性の
より一層の向上が図れることが明らかになった。
た極低炭素鋼に所定量のＡｌを添加することにより、お
そらく固溶したＡｌの影響と思われるが、微細なＦｅＴ
ｉＰ系化合物を減少させることができ、プレス成形性の
より一層の向上が図れることが明らかになった。
【００１６】ここで、本発明鋼の成分の限定理由につい
て説明する。単位は質量％（重量％）である。 Ｃ：０．００５％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化し、また鋼中の固溶
Ｃを析出固定するために必要なＴｉの添加量が増えるの
で、上限を０．００５％とする。
て説明する。単位は質量％（重量％）である。 Ｃ：０．００５％以下 Ｃは多量に添加すると加工性が劣化し、また鋼中の固溶
Ｃを析出固定するために必要なＴｉの添加量が増えるの
で、上限を０．００５％とする。
【００１７】Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｍｎは熱間脆性を防止するため、また強度を確保するた
めに添加される。０．０５％未満ではその作用が過少で
あり、一方多量に添加すると加工性が劣化するので、そ
の上限を２．０％とする。
めに添加される。０．０５％未満ではその作用が過少で
あり、一方多量に添加すると加工性が劣化するので、そ
の上限を２．０％とする。
【００１８】Ｓｉ：１．０％以下 ＳｉもＭｎと同様、強度の向上に有効であるが、１．０
％を越えて添加すると加工性が劣化するので、１．０％
以下に限定する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、
多量に添加すると不めっきの発生およびめっき密着性の
劣化を招来するので、０．３％以下に止めることが望ま
しい。
％を越えて添加すると加工性が劣化するので、１．０％
以下に限定する。合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、
多量に添加すると不めっきの発生およびめっき密着性の
劣化を招来するので、０．３％以下に止めることが望ま
しい。
【００１９】Ｐ：０．０３〜０．１５％ Ｐは深絞り性の劣化が小さい強化元素である。添加量が
０．０３％未満ではその効果が過少であり、−方、０．
１５％を超えると鋼板の溶接性が劣化し、また２次加工
脆性の助長を招くので０．１５％以下に止める。
０．０３％未満ではその効果が過少であり、−方、０．
１５％を超えると鋼板の溶接性が劣化し、また２次加工
脆性の助長を招くので０．１５％以下に止める。
【００２０】Ｓ：０．０２％以下 Ｓは不純物元素であるため少ない程望ましいが、０．０
２％以下であれば材質に与える影響は小さい。プレス成
形性をより改善するためには０．０１％以下に止めるこ
とが望ましい。
２％以下であれば材質に与える影響は小さい。プレス成
形性をより改善するためには０．０１％以下に止めるこ
とが望ましい。
【００２１】Ａｌ：０．０４〜０．１％ Ａｌは本発明において最も重要な元素であり、叙上のよ
うに降伏強度の低下および伸びの向上を達成するため、
０．０４％以上の含有が必要であり、０．０５％以上の
含有が好ましい。−方、０．１％を越えて添加しても上
記効果が飽和するばかりでなく、コストアップ、表面性
状の悪化を招くので、上限を０．１％、好ましくは０．
０８％とする。
うに降伏強度の低下および伸びの向上を達成するため、
０．０４％以上の含有が必要であり、０．０５％以上の
含有が好ましい。−方、０．１％を越えて添加しても上
記効果が飽和するばかりでなく、コストアップ、表面性
状の悪化を招くので、上限を０．１％、好ましくは０．
０８％とする。
【００２２】Ｎ：０．００５％以下 Ｎは多過ぎるとこれを析出固定するのに必要なＴｉの添
加量が増し、コスト高になるとともに、加工性を劣化さ
せるので、０．００５％以下とする。
加量が増し、コスト高になるとともに、加工性を劣化さ
せるので、０．００５％以下とする。
【００２３】Ｔｉ：ｘ〜０．１％、但し、x ＝4 [C] ＋
3.43[N] ＋1.5[S]で、[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、
Ｎ、Ｓの含有％を示す。Ｔｉは鋼中のＣ、Ｓ、Ｎを析出
固定するために、それぞれの等量以上添加する。そのた
め、4 [C] ＋3.43[N] ＋1.5[S]以上の添加を必要とし、
不足すると深絞り性や時効性の劣化を引き起こす。−
方、０．１％を超えて添加しても、効果が飽和するだけ
でなく、コスト高を招くので上限を０．１％とする。
3.43[N] ＋1.5[S]で、[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、
Ｎ、Ｓの含有％を示す。Ｔｉは鋼中のＣ、Ｓ、Ｎを析出
固定するために、それぞれの等量以上添加する。そのた
め、4 [C] ＋3.43[N] ＋1.5[S]以上の添加を必要とし、
不足すると深絞り性や時効性の劣化を引き起こす。−
方、０．１％を超えて添加しても、効果が飽和するだけ
でなく、コスト高を招くので上限を０．１％とする。
【００２４】本発明の鋼板は、以上の成分を含み、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物により構成されるが、物性をよ
り向上させるため、必要に応じて更に下記元素の一種以
上を含有することができる。
Ｆｅ及び不可避的不純物により構成されるが、物性をよ
り向上させるため、必要に応じて更に下記元素の一種以
上を含有することができる。
【００２５】Ｎｂ：０．００４〜０．０５％ Ｎｂは異方性を改善する作用を有する。０．００４％未
満ではその作用が過少であり、一方０．０５％を越える
と再結晶温度を著しく高めるため、その上限を０．０５
％とする。
満ではその作用が過少であり、一方０．０５％を越える
と再結晶温度を著しく高めるため、その上限を０．０５
％とする。
【００２６】Ｂ：０．０００３〜０．００２５％ Ｂは耐２次加工脆性の改善を図る作用を有する。０．０
００３％未満ではその作用が過少であり、一方多量に添
加してもその効果は飽和し、却って深絞り性を劣化させ
るので０．００２５％以下とする。
００３％未満ではその作用が過少であり、一方多量に添
加してもその効果は飽和し、却って深絞り性を劣化させ
るので０．００２５％以下とする。
【００２７】既述のように、熱延板に析出するＦｅＴｉ
Ｐ系化合物のうち、直径１５ｎｍを超える析出物は降伏
強度及び伸びに及ぼす影響が小さく、直径１５ｎｍ以下
の微細な析出物はそれらに対する影響が大きいので、降
伏強度の低下、伸びの向上を図るためには直径１５ｎｍ
以下のＦｅＴｉＰ系化合物の個数を１μm2当たり２００
個以下、好ましくは１００個以下に制限しなければなら
ない。
Ｐ系化合物のうち、直径１５ｎｍを超える析出物は降伏
強度及び伸びに及ぼす影響が小さく、直径１５ｎｍ以下
の微細な析出物はそれらに対する影響が大きいので、降
伏強度の低下、伸びの向上を図るためには直径１５ｎｍ
以下のＦｅＴｉＰ系化合物の個数を１μm2当たり２００
個以下、好ましくは１００個以下に制限しなければなら
ない。
【００２８】熱間圧延における巻取温度は５５０℃〜６
３０℃に限定する。巻取り温度が５５０℃未満では、炭
窒化物が充分析出しないため、延性、深絞り性が劣化す
るとともに、固溶炭素が残存するため耐時効性も低下す
る。−方、６３０℃を越えると、ＦｅＴｉＰ化合物が多
量に析出するようになり、延性、深絞り性が悪化する。
３０℃に限定する。巻取り温度が５５０℃未満では、炭
窒化物が充分析出しないため、延性、深絞り性が劣化す
るとともに、固溶炭素が残存するため耐時効性も低下す
る。−方、６３０℃を越えると、ＦｅＴｉＰ化合物が多
量に析出するようになり、延性、深絞り性が悪化する。
【００２９】その他の熱延、冷延、焼鈍条件については
常法に従えばよい。好ましくは、熱延仕上げ温度はＡr3
点〜Ａr3点＋１００℃とする。Ａr3点未満では焼鈍後の
深絞り性にとって不利な集合組織が発達する。一方、Ａ
r3点＋１００℃を越えるとオーステナイト域での粒成長
が著しく、γ−α変態後の結晶粒径も大きくなり、焼鈍
後の深絞り性に悪影響を与える。
常法に従えばよい。好ましくは、熱延仕上げ温度はＡr3
点〜Ａr3点＋１００℃とする。Ａr3点未満では焼鈍後の
深絞り性にとって不利な集合組織が発達する。一方、Ａ
r3点＋１００℃を越えるとオーステナイト域での粒成長
が著しく、γ−α変態後の結晶粒径も大きくなり、焼鈍
後の深絞り性に悪影響を与える。
【００３０】また、冷間圧延における圧下率について
は、６０〜９５％に設定することが好ましい。６０％未
満では焼鈍後、深絞り性に好ましい集合組織が十分に発
達せず、一方９５％を越えと面内異方性が大きくなる。
より好ましい範囲は７５〜９０％である。
は、６０〜９５％に設定することが好ましい。６０％未
満では焼鈍後、深絞り性に好ましい集合組織が十分に発
達せず、一方９５％を越えと面内異方性が大きくなる。
より好ましい範囲は７５〜９０％である。
【００３１】冷延されたコイルは焼鈍されるが、再結晶
焼鈍については箱焼鈍あるいは連続焼鈍いずれもよく、
また焼鈍温度については延性および深絞り性を確保する
ため、再結晶温度〜Ａc1点の温度とすることが好まし
い。
焼鈍については箱焼鈍あるいは連続焼鈍いずれもよく、
また焼鈍温度については延性および深絞り性を確保する
ため、再結晶温度〜Ａc1点の温度とすることが好まし
い。
【００３２】尚、冷延焼鈍後に、必要に応じて、電気め
っきや溶融亜鉛めっき等の表面処理を施してもよく、ま
た調質圧延、防錆処理、潤滑剤塗布等を行ってもよい。
っきや溶融亜鉛めっき等の表面処理を施してもよく、ま
た調質圧延、防錆処理、潤滑剤塗布等を行ってもよい。
【００３３】
【実施例】表１に示す成分の鋼片を用いて、仕上げ温度
を８８０℃として熱延し、表２に示す巻取温度で巻き取
った。得られた熱延鋼板に対して、直径１５ｎｍ以下の
ＦｅＴｉＰ系化合物の１μm2当たりの個数を調べた。そ
の結果を表２に併せて示す。
を８８０℃として熱延し、表２に示す巻取温度で巻き取
った。得られた熱延鋼板に対して、直径１５ｎｍ以下の
ＦｅＴｉＰ系化合物の１μm2当たりの個数を調べた。そ
の結果を表２に併せて示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】熱延鋼板を酸洗した後、圧下率を７５％と
して０．８ｍｍまで冷間圧延し、８３０℃で焼鈍して冷
延鋼板を得た。この冷延鋼板の機械的性質を調べた結果
を表２に併せて示す。
して０．８ｍｍまで冷間圧延し、８３０℃で焼鈍して冷
延鋼板を得た。この冷延鋼板の機械的性質を調べた結果
を表２に併せて示す。
【００３７】表２から明らかなように、本発明の鋼成分
を有し、熱延後の巻取り温度を５５０〜６３０℃の範囲
内とした実施例（試料No. １、３、４、７、９、１０）
は降伏強度が低く、伸びが大きいため、良好なプレス成
形性を有しており、またｒ値が大きく、良好な深絞り性
を備えていることが分かる。
を有し、熱延後の巻取り温度を５５０〜６３０℃の範囲
内とした実施例（試料No. １、３、４、７、９、１０）
は降伏強度が低く、伸びが大きいため、良好なプレス成
形性を有しており、またｒ値が大きく、良好な深絞り性
を備えていることが分かる。
【００３８】一方、本発明の鋼成分を有し、巻取り温度
を本発明範囲外とした比較例（試料No. ６、８、１２、
１４）は同一成分系の実施例（No. ６及び８に対してN
o. ７、No. １２及び１４に対してNo. １３）と比較し
た場合、プレス成形性はまあまあであるが、ｒ値の低下
が大きく、深絞り性の劣化が著しい。
を本発明範囲外とした比較例（試料No. ６、８、１２、
１４）は同一成分系の実施例（No. ６及び８に対してN
o. ７、No. １２及び１４に対してNo. １３）と比較し
た場合、プレス成形性はまあまあであるが、ｒ値の低下
が大きく、深絞り性の劣化が著しい。
【００３９】また、巻取り温度は本発明範囲内である
が、Ａｌ含有量が本発明範囲外の比較例（試料No. ２、
５、１１）は、熱延板中のＦｅＴｉＰ系析出物の密度
（１μm2当たりの個数）が本発明範囲外となり、Ａｌ含
有量以外同成分系の実施例（No.２に対してNo. ３及び
４、No. ５に対してNo. ７、No. １１に対してNo. １
３）と比較した場合、ｒ値は比較的良好であるものの、
降伏強度が高く、伸びも低いため、プレス成形性に劣る
ことが分かる。
が、Ａｌ含有量が本発明範囲外の比較例（試料No. ２、
５、１１）は、熱延板中のＦｅＴｉＰ系析出物の密度
（１μm2当たりの個数）が本発明範囲外となり、Ａｌ含
有量以外同成分系の実施例（No.２に対してNo. ３及び
４、No. ５に対してNo. ７、No. １１に対してNo. １
３）と比較した場合、ｒ値は比較的良好であるものの、
降伏強度が高く、伸びも低いため、プレス成形性に劣る
ことが分かる。
【００４０】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の冷延鋼板に
よれば、Ａｌを０．００４〜０．０１％含有させると共
に、巻取温度を５５０〜６３０℃にしたので、これによ
り微細なＦｅＴｉＰ系化合物の析出数を抑制することが
でき、高強度であるにも関わらず、深絞り性を損なうこ
となく、降伏強度が低下し、伸びが増大して優れたプレ
ス成形性を備える。
よれば、Ａｌを０．００４〜０．０１％含有させると共
に、巻取温度を５５０〜６３０℃にしたので、これによ
り微細なＦｅＴｉＰ系化合物の析出数を抑制することが
でき、高強度であるにも関わらず、深絞り性を損なうこ
となく、降伏強度が低下し、伸びが増大して優れたプレ
ス成形性を備える。
【図１】Ｐ添加極低炭素Ｔｉ鋼の各種機械的性質に及ぼ
すＡｌ添加量（含有量）の影響を示すグラフである。
すＡｌ添加量（含有量）の影響を示すグラフである。
【図２】Ｐ添加極低炭素Ｔｉ鋼の熱延板中のＦｅＴｉＰ
系析出物の密度と各種機械的性質の関係を示すグラフで
ある。
系析出物の密度と各種機械的性質の関係を示すグラフで
ある。
【図３】図１中の符号ＡおよびＢに対応する熱延鋼板の
抽出レプリカ法による析出物のＴＥＭ観察結果を示す金
属組織写真である。
抽出レプリカ法による析出物のＴＥＭ観察結果を示す金
属組織写真である。
Claims (2)
- 【請求項１】 化学組成が、質量％でＣ：0.005 ％以
下、Mn：0.05％〜2.0 ％、Si：1.0 ％以下、 Ｐ：0.03
〜0.15％、Ｓ：0.02％以下、 Al：0.04〜0.1 ％、Ｎ：
0.005 ％以下、Ti：x 〜0.1 ％、（但し、x ＝4 [C] ＋
3.43[N] ＋1.5[S]で、[C] 、 [N]、 [S]はそれぞれＣ、
Ｎ、Ｓの含有質量％を示す）を含み、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、熱延後５５０〜６３０℃で巻
取り、これにより得られた直径１５ｎｍ以下のＦｅＴｉ
Ｐ系化合物が１μm2当たり２００個以下とされた熱延鋼
板を冷延し焼鈍することにより製造されたプレス成形性
に優れた高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１の成分を含み、更にNb：0.004
〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0025％の１種以上を含有する
請求項１に記載したプレス成形性に優れた高強度冷延鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29904595A JPH09118955A (ja) | 1995-10-23 | 1995-10-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29904595A JPH09118955A (ja) | 1995-10-23 | 1995-10-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09118955A true JPH09118955A (ja) | 1997-05-06 |
Family
ID=17867505
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29904595A Pending JPH09118955A (ja) | 1995-10-23 | 1995-10-23 | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09118955A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100957993B1 (ko) * | 2002-10-31 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 저항복비와 우수한 연신율을 갖는 고강도 냉연강판의제조방법 |
-
1995
- 1995-10-23 JP JP29904595A patent/JPH09118955A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100957993B1 (ko) * | 2002-10-31 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 저항복비와 우수한 연신율을 갖는 고강도 냉연강판의제조방법 |
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