JPH108201A - 深絞り用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
深絞り用鋼板及びその製造方法Info
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- JPH108201A JPH108201A JP17999496A JP17999496A JPH108201A JP H108201 A JPH108201 A JP H108201A JP 17999496 A JP17999496 A JP 17999496A JP 17999496 A JP17999496 A JP 17999496A JP H108201 A JPH108201 A JP H108201A
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Abstract
工脆性にも優れる引張強度340MPa以上の高強度深絞
り用鋼板の安定提供手段を確立する。 【構成】 C:0.0030%以上 0.010%未満,Si:0.2%以
下,Mn:0.07〜0.25%,P:0.05%以下,S:0.015%以
下,Nb:0.01〜0.04%,Al:0.01〜 0.1%,N:0.005
%以下を含むか、更にB:0.0003〜0.0030%を含み、か
つTi量が下記 (1)式の条件を、またCal.Sol.C量とMn量
とが下記 (2)式の条件を満足する如くに深絞り用鋼板を
構成する。なお、この鋼板は、鋼片を熱間圧延し、低温
巻取りを行ってから冷間圧延,連続焼鈍による再結晶処
理を施すことにより製造し得る。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
Description
軟質で良好なプレス成形性を示すと共に塗装焼付時に降
伏強度,引張強度が上昇して高強度が確保される焼付硬
化性”並びに“優れた時効性”、あるいは更に“優れた
耐二次加工脆性”を有するところの、引張強度340M
Pa以上の高強度深絞り用鋼板(冷延鋼板,電気めっき鋼
板,溶融亜鉛めっき鋼板)、及びその製造方法に関する
ものである。
は車体軽量化による燃費向上策が指向されており、その
ため材料の薄肉化が強く推進されてきた。そして、これ
に伴い衝突時の安全確保や耐デント性(静的な耐へこみ
性)の観点からより強度の高い鋼板が要望されてきた。
しかし、鋼板は高強度化するに伴って加工性が劣化する
ため、高強度鋼板の適用可能部位は自ずと制限されざる
を得なかった。
工性を示し、 その後の塗装焼付後に降伏強度及び引張強
さが上昇するという特性(いわゆる焼付け硬化性)」を
有した高強度鋼板(冷延鋼板,電気めっき鋼板,溶融亜
鉛めっき鋼板)が注目され、その開発にしのぎが削られ
るようになった。そして、例えば特公昭60−4732
8号公報には、成分調整による固溶C量の確保とB添加
とによって優れた成形性と焼付硬化性を得る方法が、ま
た特公昭61−45689号公報や特開昭61−276
928号公報には極低炭素鋼をベ−スとし、その固溶C
量をC,N,S量とTi,Nb量によって制御することで優
れた成形性と焼付硬化性を備えた鋼板を得る方法がそれ
ぞれ提案されている。更に、特公平5−30900号公
報には、再結晶焼鈍中に浸炭処理を行うことによって焼
付け硬化性を付与させた深絞り用高強度鋼板の製造方法
が提案されている。
N,S量とTi,Nb量との関係から結果的に決まるとした
固溶C量”あるいは“浸炭処理によって確保される固溶
C量”のみを調整して焼付硬化性の制御を行おうとする
ものであり、固溶C量に影響を及ぼす他の元素への留意
に欠けていたこともあって、優れた常温時効性を示すと
共に25〜55N/mm2の焼付硬化量が安定して得られる
深絞り用高強度鋼板の製造方法としては満足できるもの
ではなかった。
も着目し、これらを調整することによってより的確に焼
付硬化量を制御しようとした方法も幾つか提案されてい
る。例えば、特開平3−28326号公報には、極低炭
Ti添加鋼のMn及びS含有量を調整することによって高い
焼付硬化性と良好な成形性,時効性を示す加工用冷延鋼
板の製造方法が開示されている。しかし、この方法で
は、焼付硬化量のコントロ−ルが今一つ十分とは言え
ず、強度や常温時効性の点でも安定性に欠ける結果がも
たらされる懸念が拭えなかった。
「特にC含有量:0.010〜 0.015%(以降、 成分割合を表
す%は重量%とする)のTi添加鋼をベ−スとし、 その見
掛け固溶C量(C含有量,Nb含有量,Mn含有量,P含有
量により算出される)を制御することによって、 引張強
度が340MPa以上でかつ高い焼付硬化性が付与された
高強度鋼板を製造する方法」が開示されている。しかし
ながら、この方法で得られる高強度鋼板は深絞り性の点
で十分な満足を得られなかった。
溶強化,析出強化,細粒強化等が知られており、C含有
量を高めると固溶C量が増加して高強度化されることは
周知であるが、一方でC含有量が多くなると深絞り性の
改善が難しくなる。例えば、前記特開平7−70648
号公報に開示されているような“C含有量が0.01重量%
以上の鋼板”では引張強度が360N/mm2以上のレベル
となりがちで、いわゆる340BH鋼(引張強さ:34
0N/mm2)よりは高強度となって深絞り性はその分だけ
劣化する。
硬化性高強度鋼板の製造に、C含有量の低減、例えばC
含有量の極力低い極低炭素鋼を適用することが考えられ
る。しかし、深絞り性の優れた極低炭素鋼をベ−スとし
て引張強度で340MPa以上の高強度化を実現するため
の工業的手段としては一般にSi,Mn,P等の強化元素を
添加する方法が採用されるが、これらの元素を多量添加
すると、例えば合金化溶融亜鉛めっきでの処理性劣化や
P偏析等による外観不良を招くおそれが出てくる。従っ
て、深絞り性改善のために低C化した鋼において上記弊
害を招くことなく引張強度340MPa以上の高強度化を
実現するには、Si,Mn,P等の強化元素の多量添加によ
り高強度化を図るのではなく、コストや手間のかかるそ
の他の高強度化手法を組み合わせることが必要であっ
た。そのため、経済性の面から実際には極低炭素鋼の採
用は好ましいものとは言えなかった。
のは、十分な焼付硬化性並びに優れた時効性を有してい
てプレス成形時には軟質で良好なプレス成形性を示し、
耐二次加工脆性にも優れる引張強度340MPa以上の高
強度深絞り用鋼板を工業的に安定提供できる手段を確立
することであった。
を達成すべく鋭意研究を行った結果、次の (a)〜 (d)に
示すような知見を得ることができた。 (a) 特開平7−70648号公報に開示されているよう
な0.01〜 0.015%ものCを含有する鋼板では比較的C含
有量が高いが故の加工性劣化に加え、この高いC含有量
とNb添加のためにNbCが多数析出することにより深絞り
性が不芳であるとの究明事項を踏まえると共に、極低炭
素鋼に高強度化のためSi,Mn,P等の多量添加を行うこ
とによるめっき性等への不利を十分にわきまえた本発明
者等は、まず、これらの手法によらない加工用高強度鋼
板の製造可能性を様々な観点から検討し、「極低炭素鋼
ベ−スにSi,Mn,Pの多量添加を行ったりC含有量を0.
01%以上に増加させたりしなくても、 C含有量を特にセ
ミ極低炭素鋼レベル(C量が0.0030%以上0.01%未満の
レベル)に調整した上で熱間圧延時に低温巻取を採用す
れば、 上述したSi,Mn,P等の添加量を低減しても十分
な強度レベルが確保できることを見出した。
超えた多大な困難が伴った。なぜなら、鋼板のC含有量
レベルが異なると固溶Cの作用に及ぼすSi,Mn,P等の
影響は変化し、そのため特定のC含有量レベルでのSi,
Mn,P等の強度向上への寄与度が判明していても、C含
有量レベル異なるとその知見が生かされないという問題
があったからである。その上、C量が増量されるに伴っ
て炭化物形成元素(TiやNb等)との拡散距離が短くなっ
て拡散しやすくなるので、C量の違いにより炭化物生成
の度合いは刻々と変わるという問題もあり、従ってC含
有量レベルが異なる領域での固溶C量を予測することも
極めて困難であったからである。
未満のセミ極低炭素鋼の焼付硬化性は、“単純に算出す
ることができる上にNbによって調整可能な計算固溶C
量”と“Mn量”とによってコントロ−ルできることも分
かった。
説明する。即ち、図1は鋼板の焼付硬化性と計算固溶C
量{=Cal.Sol.C量=Total.C−(12/93)Nb }との関係
を、図2は焼付硬化性とMn量との関係を、そして図3は
焼付硬化性とCal.Sol.C及びMn量との関係を示したグラ
フであるが、この結果を得た試験は次の方法で実施され
た。
%,P:0.020〜 0.023%,S:0.008%,Ti:0.011〜 0.0
12%,Al:0.04〜0.05%,N:0.0030%を同一レベルと
し、C,Mn及びNbをC:0.003〜0.0094%,Mn:0.16〜0.
19%,Nb:0.010〜 0.035%の範囲で変化させた12の鋼種
を実験室で溶製し、鍛造により厚さ25mmのスラブとし
てから仕上温度900〜940℃で厚さ6mmまで熱間圧
延した後、500℃と650℃の2温度で巻き取った。
次に、これらの熱延鋼板を表裏面とも1mm機械研削して
から 0.8mm厚に冷間圧延し、続いて焼鈍炉で再結晶焼鈍
を施した。ここで、焼鈍は、昇温速度約10℃/sで所定
の温度まで加熱し、810℃で50秒間保持した後に室
温まで冷却速度約10℃/sで冷却するサイクルとした。
そして、焼鈍後に更にスキンパスを 1.6%かけて試験試
料を得た。
き、焼付硬化性の評価試験を行った。なお、焼付硬化性
の評価はBH量(2%引張予歪後における焼付加熱前後
の降伏強度の差)により行った。
%以上0.01%未満のセミ極低炭素鋼におけるBH量は、
Cal.Sol.C量(計算固溶C量)と相関が見られるものの
バラツキが非常に大きく(図1参照)、またMn量の影響
も大きくて無視することができない(図2参照)。しか
るに、図3が明瞭に示す如く、BH量はCal.Sol.C量と
Mn量の相互作用を受けていることが明らかであり、特定
の関係の下で整理されるCal.Sol.C量とMn量の値とBH
量とにはすっきりした相関が認められたことから、この
Cal.Sol.C量とMn量とよりBH量を的確に推定できるこ
とが判明した。
インにて前記各種成分のセミ極低炭素鋼板を製造してB
H量に関する成分の影響を検討した。その結果は図4に
示す通りであった。この図4に示す結果からも、BH量
は実機ラインで製造された鋼板の場合でもCal.Sol.C量
とMn量(式 10000×Cal.Sol.C− 420×Mn+80)より的
確に推定でき、該式により精度良く予測できることが分
かる。なお、上述した実験室にて製造したもの(図3参
照)と実機ラインにて製造したもの(図4参照)とで
“Cal.Sol.C量とMn量との関係式におけるCal.Sol.C及
びMnの係数”が異なっているのは、熱間圧延時の歪量が
異なることによるものであると考えられる(実機ライン
においては熱間圧延時の歪量が大きく、 炭化物の析出に
は歪誘起析出の影響が出ているためであると考えられ
る)。
は有利なセミ極低炭素鋼であっても二次加工脆性の問題
を避け得ないが、このセミ極低炭素鋼でもP量規制によ
って耐二次加工脆性に関する不利が緩和される上、これ
に加えて適量のBの添加を行うと耐二次加工脆性の顕著
な改善が認められる。
討により、セミ極低炭素鋼(C量:0.0030%以上0.01%
未満)を適用することによる極低炭素鋼に比べてのC量
増量や低温巻取による高強度化手法を組み合わせ、かつ
焼付硬化性はNbによって調整可能なCal.Sol.C量とMn量
によってコントロ−ルすることにより、またTi添加によ
る時効性改善手法及びP量規制やB添加による耐二次加
工脆性の改善を図る手法を組み合わせることにより、引
張強さで340MPa以上の高強度化を実現すると共に安
定した焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加工脆性
を示し、めっき性にも優れた高強度深絞り用冷延鋼板を
得られることが明らかとなった。
されたもので、次の〜項に示す深絞り用鋼板及びそ
の製造方法を特徴とするものである。 C:0.0030%以上 0.010%未満, Si: 0.2%以下, Mn:0.07〜0.25%, P:0.05%以下, S: 0.015%以下, Nb:0.01〜0.04%, Al:0.01〜 0.1%, N: 0.005%以下 を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi量が下記 (1)式の条件を、またCal.Sol.C量(計算
固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足している
ことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定し
た焼付硬化性並びに優れた時効性を有する深絞り用鋼
板。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
つTi量が下記 (1)式の条件を、またCal.Sol.C量(計算
固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足している
ことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定し
た焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加工脆性を有
する深絞り用鋼板。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
つTi量が下記 (1)式の条件を満足し、またCal.Sol.C量
(計算固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足す
る鋼片を、Ar3点以上の温度域にて熱間圧延してから6
50℃未満の温度で巻取り、その後、酸洗及び冷間圧延
に次いで連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上で焼鈍を施
すことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定
した焼付硬化性並びに優れた時効性を有する深絞り用鋼
板の製造方法。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
つTi量が下記 (1)式の条件を満足し、またCal.Sol.C量
(計算固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足す
る鋼片を、Ar3点以上の温度域にて熱間圧延してから6
50℃未満の温度で巻取り、その後、酸洗及び冷間圧延
に次いで連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上で焼鈍を施
すことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定
した焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加工脆性を
有する深絞り用鋼板の製造方法。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
板の製造条件を前記の如くに限定した理由を、その作用
と共に説明する。
伸びやr値等の成形性に有利であるが、鋼板に340M
Pa以上の強度をSi,Mn,Pの添加量を抑えつつ確保する
ためにはC含有量は0.0030%以上とする必要がある。一
方、C含有量が 0.010%以上になると、固溶Cを適量に
制御するために必要なNbの添加量が増大するので製造コ
ストの増加につながり、更には深絞り性の指標であるr
値の低下をもたらす。従って、C含有量は0.0030%以上
0.010%未満と定めた。なお、先に紹介した特開平7−
70648号公報に記載の発明では340MPa以上の高
強度と必要な焼付硬化性はC含有量が 0.010%未満では
得られないとされているが、本発明のように低温巻取を
組み合わせればC含有量:0.010%未満であってもこの問
題を解消することができる。
強度の上昇を目的として添加する有効な成分であるが、
その含有量が 0.2%を超えると表面性状や化成処理性あ
るいは塗装密着性を劣化させることから、Si含有量の上
限を 0.2%と定めた。
の1つである。まず、Mn含有量が0.07%未満であると製
鋼コストが増加するので、Mn含有量0.07%以上を確保す
る必要がある。
用があるので、Mn含有量が上昇するに伴ってS固定に必
要なTi量は少なくて済むようになり、焼付硬化性,時効
性を支配する鋼中の固溶CがTiCとして析出するように
なる。更には、MnSが析出することによりNbC等の炭化
物の析出核が増大して析出が促進されるので鋼中の固溶
C量が減少するなど、固溶Cに大きく影響を及ぼし焼付
硬化性を大きく支配する。従って、Mnは、C,Nb含有量
と共にBH量を表す下記 (2)式の条件を満たすように含
有量を調整する必要がある。 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕 なお、上記 (2)式における「 10000×Cal.Sol.C[%] −
420×Mn[%] + 80 」の値が25未満であると深絞り性と
強度との関係で必要とする焼付硬化量を確保することが
できず、一方、該値が55を超えると焼付硬化性が著しく
高くなり、時効性の劣化を招くという不都合が出てく
る。
せると深絞り性の指標であるr値の低下、更には前記図
2からも分かるようにBH量に及ぼすMnの寄与度が小さ
くなり、BH量が (2)式で制御できなくなる。従って、
Mn含有量は、0.07〜0.25%の範囲であって、かつ上記式
(2)を満たすように調整する必要がある。
強度を確保するために必要な成分であるが、その含有量
が0.05%を超えると合金化溶融亜鉛めっき時における合
金化処理性遅延や耐二次加工脆性の劣化を招くため、P
含有量は0.05%以下と定めた。なお、望ましくはP含有
量を 0.015〜0.05%に調整するのが良い。
であり、S含有量の増加に伴いSを析出物として固定す
るのに必要なTi量が増加する上、赤熱脆性による表面疵
を招くようになる。従って、S含有量の上限を 0.015%
と定めた。
であり、S及びNを析出物として固定する作用を有して
いる。しかし、Ti含有量(%)が「(48/14)N[%] 」に
達しないと鋼中のNをTiNとして固定することができな
くなり時効性の劣化を招くおそれが出てくる。一方、Ti
含有量(%)が「 (48/14)N[%] + (48/32)S[%] 」を
超えると、NやSと結合せずに残った過剰のTiがCと炭
化物を作って固溶C量を減少させ、焼付硬化量に悪影響
を及ぼす。従って、Ti含有量は下記 (1)式を満たす範囲
に制御する必要がある。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1)
支配する重要な元素であるため、前述の(2) 式を満足す
るように含有量を制御する必要がある。また、Nb含有量
が0.01%よりも低いとCを固定するためのNb量が少なく
て焼付硬化性が著しく高くなり、時効性の劣化を招くほ
か、Cと共にNbCとして析出してしまうので細粒強化に
よる高強度への寄与が小さくなる。一方、0.04%を超え
るほどのNbの多量添加では、鋼板に焼付硬化性を具備さ
せるのが困難になると共に、再結晶温度の上昇を招くよ
うになる。従って、Nb含有量を0.01〜0.04%に調整する
ことも重要である。
歩留を向上させるために少なくとも0.01%は含有させる
必要がある。一方、Alの必要以上の添加はコストアップ
につながることから、Al含有量の上限を0.08%と定め
た。
であり、材質を劣化させるので極力少ない方が好まし
い。従って、N含有量の上限は許容限界である 0.005%
と定めた。
工脆性を向上させる作用を有しているため必要に応じて
含有せしめられる成分であるが、その含有量が0.0003%
未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方、
0.0030%を超えて含有させてもその効果は飽和し、また
延性の劣化も招く。従って、B含有量は0.0003〜0.0030
%と定めた。
ず、常法通りに転炉等で溶製され連続鋳造法で製造され
た前記化学組成のスラブを熱間のまま熱間圧延するか、
又は一旦室温まで冷却された前記スラブを再加熱して熱
間圧延する工程が採られる。この場合、Ar3点未満で圧
延を終了すると熱延鋼板の結晶方位が深絞り性に好まし
くない方位となるため、Ar3点以上で熱間圧延を完了さ
せる。
同一組成であっても容易に高強度化されるため650℃
未満(好ましくは600℃以下)とする。即ち、図5は
前記図1〜3の結果を得たのと同様な試験試料について
高温巻取り(650℃巻取り)を行った場合と低温巻取
り(500℃巻取り)を行った場合の機械的性質を比較
したものであるが、この図5からも、低温巻取が鋼板の
高強度化のために有効であることを確認できる。そし
て、優れた延性と深絞り性を示す340BH鋼を製造す
るためにはCの低下が必要であるが、低C域で高強度化
を図るには低温巻取りが有効に作用することを窺うこと
ができる。なお、巻取り温度を650℃未満とすること
はライン通板性並びに製造安定性の観点からも好ましい
ことである。
で常法通りに酸洗されて冷間圧延に供される。この場
合、冷間圧延条件は特に限定する必要はないが、冷間圧
延率の増加に伴い深絞り性が向上する傾向にあるので6
0%以上の冷間圧延率とするのが望ましい。
イン(連続溶融亜鉛めっきラインを含む)で焼鈍が施さ
れる。なお、焼鈍温度は再結晶がなされる以上の温度で
あれば特に限定する必要がない。
に説明する。
1に示す化学組成の素材鋼スラブを得た。
0℃まで加熱してから熱間圧延し、900℃で仕上圧延
を完了した後、600℃で巻取り、 4.0mm厚の熱延鋼帯
とした。その後、この熱延鋼帯を酸洗してから 0.8mm厚
まで冷間圧延を行い、次いで連続焼鈍ライン(CAL)
にて820℃の温度で再結晶焼鈍するか、あるいは連続
溶融亜鉛めっきライン(CGL)にて820℃の温度で
再結晶させてからめっき並びに板温600℃での合金化
処理を行うかした。そして、これに続き、CAL材及び
CGL材とも伸び率:1.4〜 1.6%の条件で調質圧延を施
した。
それぞれ試験片を切り出し、引張特性,r値及びBH量
の測定並びに加速時効試験(100℃×60分にて熱処理)を
行った。なお、加速時効試験では、時効試験後の降伏点
伸び(YPE)と初期降伏点伸びとから算出されるΔY
PEにより時効性を評価した。また、各鋼板について耐
二次加工脆性の調査も行った。耐二次加工脆性は、試験
片を絞り比:1.8で円筒形に成形した後、これらを円錐台
に載せ、衝撃を加えつつ押し込んだ時に脆性割れが発生
する温度で評価した。更に、溶融めっき材については、
実機ライン通板時のめっき性を調査した。これらの結果
を表2に示す。
は、何れも引張強度が340MPa以上の高強度、r値が
1.5を上回る優れた深絞り性、並びに「25(N/mm2)
≦BH≦55(N/mm2)」の安定した焼付硬化量、そし
てΔYPEが 0.1以下の優れた時効性を示している。ま
た、合金化溶融亜鉛めっきでのめっき性も良好である。
用鋼の「A式の値」が25を下回るために良好な焼付硬
化性が得られず、また比較例16及び17では適用鋼の「A
式の値」が55を上回るために焼付硬化量が大きく、時
効性も不芳である。また、比較例11及び13では、適用鋼
のP量,Si量が本発明の規定範囲よりも多いため、溶融
亜鉛めっき性が不芳である。
定範囲から外れているため、深絞り性の指標であるr値
が劣り、また「A式の値」でのBH量の制御が困難とな
っている。更に、比較例19でも、適用鋼のC量が本発明
の規定範囲から外れているために深絞り性の指標である
r値が比較例12の場合と同様に劣っている。
ば、引張強度で340MPa以上の高強度を有し、更に良
好で安定した焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加
工脆性,めっき性を示す高強度深絞り用鋼板(冷延鋼
板,電気めっき鋼板,溶融めっき鋼板,合金化溶融亜鉛
めっき鋼板)を安定提供することが可能となり、自動車
用鋼板等としての厳しい要求に十分応えることができる
など、産業上有用な効果がもたらされる。
C量=Total.C−(12/93)Nb }との関係を示したグラフ
である。
フである。
係を示したグラフである。
Sol.C及びMn量との関係を示すグラフである。
場合の鋼板の機械的性質を比較したグラフである。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量割合にて C:0.0030%以上 0.010%未満, Si: 0.2%以下, Mn:0.07〜0.25%, P:0.05%以下, S: 0.015%以下, Nb:0.01〜0.04%, Al:0.01〜 0.1%, N: 0.005%以下 を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi量が下記 (1)式の条件を、またCal.Sol.C量(計算
固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足している
ことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定し
た焼付硬化性並びに優れた時効性を有する深絞り用鋼
板。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕 - 【請求項2】 重量割合にて C:0.0030%以上 0.010%未満, Si: 0.2%以下, Mn:0.07〜0.25%, P:0.05%以下, S: 0.015%以下, Nb:0.01〜0.04%, Al:0.01〜 0.1%, N: 0.005%以下, B:0.0003〜0.0030% を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi量が下記 (1)式の条件を、またCal.Sol.C量(計算
固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足している
ことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定し
た焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加工脆性を有
する深絞り用鋼板。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕 - 【請求項3】 重量割合にて C:0.0030%以上 0.010%未満, Si: 0.2%以下, Mn:0.07〜0.25%, P:0.05%以下, S: 0.015%以下, Nb:0.01〜0.04%, Al:0.01〜 0.1%, N: 0.005%以下 を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi量が下記 (1)式の条件を満足し、またCal.Sol.C量
(計算固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足す
る鋼片を、Ar3点以上の温度域にて熱間圧延してから6
50℃未満の温度で巻取り、その後、酸洗及び冷間圧延
に次いで連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上で焼鈍を施
すことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定
した焼付硬化性並びに優れた時効性を有する深絞り用鋼
板の製造方法。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕 - 【請求項4】 重量割合にて C:0.0030%以上 0.010%未満, Si: 0.2%以下, Mn:0.07〜0.25%, P:0.05%以下, S: 0.015%以下, Nb:0.01〜0.04%, Al:0.01〜 0.1%, N: 0.005%以下, B:0.0003〜0.0030% を含むと共に残部がFe及び不可避的不純物から成り、か
つTi量が下記 (1)式の条件を満足し、またCal.Sol.C量
(計算固溶C量)とMn量とが下記 (2)式の条件を満足す
る鋼片を、Ar3点以上の温度域にて熱間圧延してから6
50℃未満の温度で巻取り、その後、酸洗及び冷間圧延
に次いで連続焼鈍ラインにて再結晶温度以上で焼鈍を施
すことを特徴とする、引張強度が340MPa以上で安定
した焼付硬化性並びに優れた時効性,耐二次加工脆性を
有する深絞り用鋼板の製造方法。 (48/14)N[%] ≦ Ti[%]≦ (48/14)N[%] + (48/32)S[%] ……(1) 25 ≦ 10000×Cal.Sol.C[%] − 420×Mn[%] + 80 ≦ 55 ……(2) 〔但し、 Cal.Sol.C[%] =Total.C[%] − (12/93)Nb
[%] 〕
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