JPS60174852A - 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法Info
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- JPS60174852A JPS60174852A JP59027995A JP2799584A JPS60174852A JP S60174852 A JPS60174852 A JP S60174852A JP 59027995 A JP59027995 A JP 59027995A JP 2799584 A JP2799584 A JP 2799584A JP S60174852 A JPS60174852 A JP S60174852A
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- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
優れたプレス成形性が要求されるたとえば自動車のパネ
ル用などの使途で適合する冷延鋼板に関連してこの明I
IIで述べる技術内容は、Nbと8の複合含有による鋼
板特性への著しい寄与についての開発成果を提案すると
ころにある。
ル用などの使途で適合する冷延鋼板に関連してこの明I
IIで述べる技術内容は、Nbと8の複合含有による鋼
板特性への著しい寄与についての開発成果を提案すると
ころにある。
(背景技術)
上記用途に使用される冷延鋼板には次の材料特性が要求
される。
される。
(1)深絞り性二ランクフォード値(「値)で評価され
、厳しい絞り成形には「値2.0以上が要求される。
、厳しい絞り成形には「値2.0以上が要求される。
(2)高延性:低い降伏強度(YS)と高い伸び(Eぶ
)特性が要求される。
)特性が要求される。
(3)常温非時効性:常温で長時間保持しても時効硬化
により材質が劣化しない特性を要する。
により材質が劣化しない特性を要する。
(4)耐プント性ニブレス後の部品が軽荷重ではへこま
ない性質で、プレス成形後の鋼板の降伏強度が^いこと
が要求される。
ない性質で、プレス成形後の鋼板の降伏強度が^いこと
が要求される。
(4)にのべた耐プント性に関しプレス成形時にはYS
は低いことが要求されるので一般的にはこの両者を両立
させることは容易でない。′しかし、プレス成形および
ひき続き加熱処理(例えば焼付塗装)により硬化する性
−(BH性)をそなえさせた鋼板は、成形性と耐プント
性の両者を両立させることが可能である。
は低いことが要求されるので一般的にはこの両者を両立
させることは容易でない。′しかし、プレス成形および
ひき続き加熱処理(例えば焼付塗装)により硬化する性
−(BH性)をそなえさせた鋼板は、成形性と耐プント
性の両者を両立させることが可能である。
(従来技術の問題点)
これまでに明らかにされているプレス成形用冷延鋼板の
性質は以下のように分類される。
性質は以下のように分類される。
1)低炭素アルミキルト鋼の箱焼鈍によるもの:深絞り
性、延性、常温非時効性1は優れるものの、焼付硬化性
はほとんどなく、プレス部品の耐テント性に劣る。また
この低炭素アルミキルト鋼を素材とするのでは、生産性
、製品の均質性に有利な連続焼鈍法で上記材質を確保す
ることは困難である。
性、延性、常温非時効性1は優れるものの、焼付硬化性
はほとんどなく、プレス部品の耐テント性に劣る。また
この低炭素アルミキルト鋼を素材とするのでは、生産性
、製品の均質性に有利な連続焼鈍法で上記材質を確保す
ることは困難である。
2)極低炭素鋼にNbまたはTiを添加したちの:この
鋼板は連続焼鈍法でも箱焼鈍法と同じく優れた深絞り性
と延性を有しかつ、常温非時効性である。とくにr値は
1.8以上が得られ超深較り性を有する。しかし1)と
同様にBH性を付与することは容易でなく、プレス部品
の耐テント性に劣るという欠点がある。
鋼板は連続焼鈍法でも箱焼鈍法と同じく優れた深絞り性
と延性を有しかつ、常温非時効性である。とくにr値は
1.8以上が得られ超深較り性を有する。しかし1)と
同様にBH性を付与することは容易でなく、プレス部品
の耐テント性に劣るという欠点がある。
3)低炭素アルミキルト鋼に3i 、 Mn 、Qrな
との合金元素を添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制御す
ることにより、フェライト相とマルテンサイト相な共存
さゼたいわゆるデュアルフェーズ鋼: この鋼板は強度に対して降伏強度が従来鋼板よりも低い
ので張り出し成形性に優れかつ、高強度を得やすいとい
う長所を持ち、さらに常温非時効性でかつ高いBH性を
有する。しかしながら、r値は1.0程度と低く絞り性
に劣るという欠点を残している。
との合金元素を添加し、連続焼鈍後の冷却速度を制御す
ることにより、フェライト相とマルテンサイト相な共存
さゼたいわゆるデュアルフェーズ鋼: この鋼板は強度に対して降伏強度が従来鋼板よりも低い
ので張り出し成形性に優れかつ、高強度を得やすいとい
う長所を持ち、さらに常温非時効性でかつ高いBH性を
有する。しかしながら、r値は1.0程度と低く絞り性
に劣るという欠点を残している。
ちなみに、複合組織を有する加工用冷延鋼板の製造法に
ついてはこれまでに米国特許第4,050.959号、
同4,062,700号各明細書および特公昭53−3
9368号、特開昭50−75113号、特開昭51−
39524号各公報などで明らかになっているがこれら
はいずれも高いr値を有する鋼板の製造法ではなく、こ
の発明で所期するところにははるかに及んでいない。
ついてはこれまでに米国特許第4,050.959号、
同4,062,700号各明細書および特公昭53−3
9368号、特開昭50−75113号、特開昭51−
39524号各公報などで明らかになっているがこれら
はいずれも高いr値を有する鋼板の製造法ではなく、こ
の発明で所期するところにははるかに及んでいない。
(発明の目的)
鋼板特性として(1)高r値、(2)高延性、(3)常
温非時効性、(4)高BH性、のすべてを兼備した複合
組織冷延鋼板を与えることがこの発明の目的である。
温非時効性、(4)高BH性、のすべてを兼備した複合
組織冷延鋼板を与えることがこの発明の目的である。
(発明の構成)
この発明の基礎になった研究の経緯から説明を始める。
C’;0.004%、M n :、 0.3%、N ’
;0.004%、A1= o、os%の鋼においてNb
と8の添加量を種々変えた組成の鋼片を熱間圧延−冷間
圧延一連続焼鈍して得られた冷延鋼板の降伏点伸び(Y
E、g)、降伏強度(YS)、およびランクフォード値
(r)を第1図に示す。
;0.004%、A1= o、os%の鋼においてNb
と8の添加量を種々変えた組成の鋼片を熱間圧延−冷間
圧延一連続焼鈍して得られた冷延鋼板の降伏点伸び(Y
E、g)、降伏強度(YS)、およびランクフォード値
(r)を第1図に示す。
この連続焼鈍のヒートサイルは910℃に加熱してその
温度にて20秒均熱したのち、750℃fでの平均速度
を3.0℃/s、750℃以下は同じり21℃/sとし
、その後調質圧延を施さずに、JIS5185号試験い
てめた。
温度にて20秒均熱したのち、750℃fでの平均速度
を3.0℃/s、750℃以下は同じり21℃/sとし
、その後調質圧延を施さずに、JIS5185号試験い
てめた。
Nbと8の複合添加鋼においてのみYEiが1%以下に
て常温非時効性が得られている。
て常温非時効性が得られている。
またこのとき鋼板の組織はフェライト相と転移密度の高
い低温変態生成相(これは従来の複合組織鋼板のマルテ
ンサイト相とは異なる)からなる複合組織を認めた。
い低温変態生成相(これは従来の複合組織鋼板のマルテ
ンサイト相とは異なる)からなる複合組織を認めた。
Nbと8の複合添加量と材質の関係は第1図に示すよう
にNb (%)+1oB(%)のパラメータでよく整理
でき、Nb (%)+103(%)が0.010%未満
ではYflが高くなって複合組織が得られないし、また
r値も低い一方、Nb (%)+10B(%)がo、o
ao%を越えるとYSの上昇およびr値の劣化が大きく
なる。
にNb (%)+1oB(%)のパラメータでよく整理
でき、Nb (%)+103(%)が0.010%未満
ではYflが高くなって複合組織が得られないし、また
r値も低い一方、Nb (%)+10B(%)がo、o
ao%を越えるとYSの上昇およびr値の劣化が大きく
なる。
第1図に明らかなとおり、Nb (%)+10i3(%
)のパラメータの値を0.010−0.080%の範囲
内の複合金有とすることにより、高いr値、低YS1お
よび常温非時効性(低YEA>のすべてが満足できた。
)のパラメータの値を0.010−0.080%の範囲
内の複合金有とすることにより、高いr値、低YS1お
よび常温非時効性(低YEA>のすべてが満足できた。
またこのNbとBの複合添加による連続焼鈍鋼板はプレ
ス時に相当する予歪を付加し、さらに焼付塗装相当の熱
処理を加えたところ、降伏強度が大きく上昇するという
性質(BH性)を有することが判明した。
ス時に相当する予歪を付加し、さらに焼付塗装相当の熱
処理を加えたところ、降伏強度が大きく上昇するという
性質(BH性)を有することが判明した。
次にC= o、oos%、Mnコ0.3%、Aiン00
OS%を基本組成とする極低炭素アルミキルド鋼にC「
をNilおよびBとともに複合金有させた3種類の小型
鋼塊°(X:Cr −Nb−B、Y:Nb−B、Z :
Cr−8)につき、実験室で熱延−冷延−再結晶焼鈍し
たときの降伏点伸び(Yll)、降伏強度と引張強さの
比(丁R)、およびr値と焼鈍時の150℃から室温ま
での平均冷却速度の関係を第2図に示す。なお均熱温度
は900℃で、750℃までの冷却速度は5℃/Sとし
た。材質は調質圧延を施さず、J 185号試験片とし
てめた。
OS%を基本組成とする極低炭素アルミキルド鋼にC「
をNilおよびBとともに複合金有させた3種類の小型
鋼塊°(X:Cr −Nb−B、Y:Nb−B、Z :
Cr−8)につき、実験室で熱延−冷延−再結晶焼鈍し
たときの降伏点伸び(Yll)、降伏強度と引張強さの
比(丁R)、およびr値と焼鈍時の150℃から室温ま
での平均冷却速度の関係を第2図に示す。なお均熱温度
は900℃で、750℃までの冷却速度は5℃/Sとし
た。材質は調質圧延を施さず、J 185号試験片とし
てめた。
0r−B鋼は冷却速度によらず高いYEβを有し常温非
時効性が得られないし、またr値は低いし、YRが高く
延性に劣る。
時効性が得られないし、またr値は低いし、YRが高く
延性に劣る。
一方Nb−8は150℃以下の冷却速度を20’C/S
以上とすることにより常温非時効性が得られるものの、
この冷却速度の範囲ではYRが55%程度ありやや延性
に劣る。Or −Nb −B鋼については^「値、高延
性および常温非時効性のすべてが満足される。さらにこ
の鋼板は軽度の予歪を加え、110℃で熱処理すると降
伏強度が大ぎく上昇するいわゆる高BH性をも有してい
ることが判明し、またこの鋼板の組織も転移密度の低い
フェライト相と転移密度の高い低温変態生成相(従来の
複合鋼板のマルテンサイト相とは異なる)の複合組織を
有していることが確認された。
以上とすることにより常温非時効性が得られるものの、
この冷却速度の範囲ではYRが55%程度ありやや延性
に劣る。Or −Nb −B鋼については^「値、高延
性および常温非時効性のすべてが満足される。さらにこ
の鋼板は軽度の予歪を加え、110℃で熱処理すると降
伏強度が大ぎく上昇するいわゆる高BH性をも有してい
ることが判明し、またこの鋼板の組織も転移密度の低い
フェライト相と転移密度の高い低温変態生成相(従来の
複合鋼板のマルテンサイト相とは異なる)の複合組織を
有していることが確認された。
この発明において鋼組成を限定する理由は次のとおりで
ある。
ある。
C:Cは0.008%をこえて含有するとr値が著しく
劣化する。またo、ooi%未満では高いBH性を得る
ことができない。したがってo、ooi−0,008%
の範囲を限定し、とくに0.002−0.004%は最
適である。
劣化する。またo、ooi%未満では高いBH性を得る
ことができない。したがってo、ooi−0,008%
の範囲を限定し、とくに0.002−0.004%は最
適である。
Si 、P:Si 、Pは必要とする強度レベルを得る
のに有効な元素であるが、p> 0.15%。
のに有効な元素であるが、p> 0.15%。
3i>1%となるとr値の劣化が大きくなるのでP≦0
.15%、3i≦1.0%の範囲とする。
.15%、3i≦1.0%の範囲とする。
Mn:Mnは赤熱脆化防止に0.05%以上必要である
が1.8%を超えるとr値の劣化が大きいので0.05
〜1.8%の範囲を限定し0.1−0.9%はとくに好
適である。
が1.8%を超えるとr値の劣化が大きいので0.05
〜1.8%の範囲を限定し0.1−0.9%はとくに好
適である。
へβ:へぶは鋼中Oの低減化およびNをAβNとして析
出固定するに有効であるので0.01%以上必要である
が、0.10%を超えると非金属介在物の急激な増加お
よび延性の劣化を招くのでAβはo、oi −o、io
%の範囲とする。
出固定するに有効であるので0.01%以上必要である
が、0.10%を超えると非金属介在物の急激な増加お
よび延性の劣化を招くのでAβはo、oi −o、io
%の範囲とする。
Nb、B:これら合金元素はこの発明においてとくに重
要なものであり、この元素を複合することが必須である
。N b 0.002%未満、またBO,0005%未
満あるいはNb+1013(%)< 0.010%では
複合組織鋼板が得られないし、Nb > 0.050%
、3 > 0.0050%あるいはNb (%)+10
3(%) > 0.080%ではその効果が飽和するの
みならず、延性およびr値の劣化が大きくなる。したが
ってN b O,002〜0.050%、 B 000
005−0.0050%の範囲のNbとBを、Nb +
10B (%) −o、oio〜0.080%の範囲で
複合含有することが必須である。なおNbと8の複合添
加の効果についてその機構はまだ明らかになっていない
。Bは鋼材の焼入れ性を向上させる元素として知られて
いるが、第1図に示したように極低炭素アルミキルド鋼
ではB添加のみでは低温変態生成相が得られていない。
要なものであり、この元素を複合することが必須である
。N b 0.002%未満、またBO,0005%未
満あるいはNb+1013(%)< 0.010%では
複合組織鋼板が得られないし、Nb > 0.050%
、3 > 0.0050%あるいはNb (%)+10
3(%) > 0.080%ではその効果が飽和するの
みならず、延性およびr値の劣化が大きくなる。したが
ってN b O,002〜0.050%、 B 000
005−0.0050%の範囲のNbとBを、Nb +
10B (%) −o、oio〜0.080%の範囲で
複合含有することが必須である。なおNbと8の複合添
加の効果についてその機構はまだ明らかになっていない
。Bは鋼材の焼入れ性を向上させる元素として知られて
いるが、第1図に示したように極低炭素アルミキルド鋼
ではB添加のみでは低温変態生成相が得られていない。
またBは一般には冷延鋼板の深絞り性(r値)を劣化さ
せる元素として知られているのに対して、この発明鋼板
ではBを含有しているにもかかわらずきわめて高いr値
が得られている。
せる元素として知られているのに対して、この発明鋼板
ではBを含有しているにもかかわらずきわめて高いr値
が得られている。
すなわちこの発明におけるNbと8の複合含有の効果は
、これまでに明らかにされていなかったまったくの新炭
事項である。
、これまでに明らかにされていなかったまったくの新炭
事項である。
第2発明においては、Cr、NbおよびBの複合含有が
とくに重要であり、これら3元素すべてが必須である。
とくに重要であり、これら3元素すべてが必須である。
CI’は高r値と低YRのの高延性を得るのにとくに有
効であり、0.05%未満ではその効果がないし、1.
0θ%をこえるとその効果が飽和するのみならず材質と
くに延性への悪影響が大きくなるのでCrは0.05−
1.00%の範囲とする。
効であり、0.05%未満ではその効果がないし、1.
0θ%をこえるとその効果が飽和するのみならず材質と
くに延性への悪影響が大きくなるのでCrは0.05−
1.00%の範囲とする。
次に製鋼にあたって極低炭素鋼を溶製するには、底吹転
炉とRH脱ガス装置の組み合わせが最適である。
炉とRH脱ガス装置の組み合わせが最適である。
鋼片は分塊圧延法、連続鋳造法いずれでも製造できる。
熱間圧延は従来の再加熱方式または直接熱延法のいずれ
でもよいし、また溶鋼から直接100 mm以下の薄鋳
片として熱延に供してもよい。
でもよいし、また溶鋼から直接100 mm以下の薄鋳
片として熱延に供してもよい。
熱延の仕上温度は950−700℃が最適である。
熱延鋼帯の冷却方法、巻取温度などはあまり重要ではな
いが、銅帯の酸洗性から600℃以下の巻□取温度が好
ましい。
いが、銅帯の酸洗性から600℃以下の巻□取温度が好
ましい。
冷間圧延の冷延圧下率は高r値を得るため、50%以上
が好ましい。
が好ましい。
連続焼鈍における加熱速度はあまり重要でないが生産性
の観点から10℃/S以上が好ましい。均熱温度はα→
γ変態温度以上、1000℃以下範囲が好ましく、とく
に850−950℃が最適である。
の観点から10℃/S以上が好ましい。均熱温度はα→
γ変態温度以上、1000℃以下範囲が好ましく、とく
に850−950℃が最適である。
均熱後の冷却過程は目的とする材質を得るに重要な工程
である。
である。
均熱温度から750℃までを0.5〜b却速度で徐冷し
、150℃から300℃以下まで20℃/8以上の冷却
速度で冷却することが必要である。このことを実験デー
タに基づいて説明する。
、150℃から300℃以下まで20℃/8以上の冷却
速度で冷却することが必要である。このことを実験デー
タに基づいて説明する。
0.004%G−0,50%Mn −0,02%P−0
,056%An−0.015%Nb −0,0026%
Bからなる組成の鋼片を′熱延−冷延−再結晶焼鈍した
と引張強さくTS)、全伸び(Eβ)、およびr値と焼
鈍時の急冷開始温度の関係を第3図に示す。
,056%An−0.015%Nb −0,0026%
Bからなる組成の鋼片を′熱延−冷延−再結晶焼鈍した
と引張強さくTS)、全伸び(Eβ)、およびr値と焼
鈍時の急冷開始温度の関係を第3図に示す。
なお均熱温度は900℃で、各急冷開始温度までの冷却
速度は2℃/S急冷速度は30℃/Sとした。
速度は2℃/S急冷速度は30℃/Sとした。
材質は調質圧延を施さず、JIS5号試験片としてめた
。
。
均熱温度から直ちに急冷するとYEAは1%以下になり
常温非時効化が可能となるが、強度レベルに対して降伏
強度がやや高く、伸びも低い。これに対して均熱温度か
ら750℃までを徐冷するとYSの著しい低下、EJ2
の著しい増加がみられる。
常温非時効化が可能となるが、強度レベルに対して降伏
強度がやや高く、伸びも低い。これに対して均熱温度か
ら750℃までを徐冷するとYSの著しい低下、EJ2
の著しい増加がみられる。
しかし750℃以下まで徐冷処理を加えるとYEJ2が
急上昇する。
急上昇する。
以上から連続焼鈍の均熱後の冷却方法が目的とする冷延
鋼板を得ることに重要な工程であることがわかる。
鋼板を得ることに重要な工程であることがわかる。
焼鈍後は形状矯正等を目的として調質圧延を施すことが
可能であるが降伏点伸び(YEA)は低いので2%以下
で十分である。
可能であるが降伏点伸び(YEA)は低いので2%以下
で十分である。
一方、ここで得られる鋼板に電気亜鉛めっきなと表面処
理を加えることは何ら問題がない。とくにライン内焼鈍
方式の溶融金属めっき処理(合金化処理を含む)による
表面処理鋼板の製造に適している。
理を加えることは何ら問題がない。とくにライン内焼鈍
方式の溶融金属めっき処理(合金化処理を含む)による
表面処理鋼板の製造に適している。
第1表に示すA−Hの組成鋼を底吹転炉、RH脱ガス処
理一連続鋳造により鋼片とした。
理一連続鋳造により鋼片とした。
鋼片を1200℃で均熱処理し仕上温度860〜900
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し3 、2 in
板厚の銅帯とした。、酸洗@ OJmn板厚とし連続焼
鈍ラインにて均熱温度910℃、910℃から150℃
までの平均冷却速度3.2℃/S、750℃から250
℃までの平均冷却速度40℃/Sで焼鈍したま壕の鋼板
の材料特性を第2表に示す。
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し3 、2 in
板厚の銅帯とした。、酸洗@ OJmn板厚とし連続焼
鈍ラインにて均熱温度910℃、910℃から150℃
までの平均冷却速度3.2℃/S、750℃から250
℃までの平均冷却速度40℃/Sで焼鈍したま壕の鋼板
の材料特性を第2表に示す。
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃〜10100
daの時効処理後のYS上昇量(kg / cシ)、B
Hは2%引張予歪時は170℃−2010の焼付塗装相
当処理を施したときの変形応力の差で示した。発明鋼(
B、C,F、H)rはr値が2.0以上、高延性、常温
非時効性、および高BH性が得られている。またC、H
,FはT 835kg / xi以上の高強度冷延鋼板
の製造例である。一方第1表のC鋼を用い第3表に示す
連続焼鈍条件で処理したときの材質を第4表に示す。
daの時効処理後のYS上昇量(kg / cシ)、B
Hは2%引張予歪時は170℃−2010の焼付塗装相
当処理を施したときの変形応力の差で示した。発明鋼(
B、C,F、H)rはr値が2.0以上、高延性、常温
非時効性、および高BH性が得られている。またC、H
,FはT 835kg / xi以上の高強度冷延鋼板
の製造例である。一方第1表のC鋼を用い第3表に示す
連続焼鈍条件で処理したときの材質を第4表に示す。
第3表
この発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板(2,3お
よび5)では目的とする優れた特性が得られている。
よび5)では目的とする優れた特性が得られている。
次に第5表に示すI−Rの組成鋼を底吹転炉、RH鋭ガ
ス処理一連続鋳造により鋼片とした。
ス処理一連続鋳造により鋼片とした。
鋼片を1200℃で均熱処理し仕上温度860〜900
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し、3 、2 n
板厚の銅帯とした。酸洗後0.8mm板厚の冷延板とし
連続焼鈍ラインにて均熱部[900℃、900℃から1
50℃までの平均冷却速度4.2℃/s、750℃から
280℃までの平均冷却速度34℃/Sで焼鈍したとき
の鋼板の材料特性を第6表に示す。
℃、巻取温度500〜600℃で熱延し、3 、2 n
板厚の銅帯とした。酸洗後0.8mm板厚の冷延板とし
連続焼鈍ラインにて均熱部[900℃、900℃から1
50℃までの平均冷却速度4.2℃/s、750℃から
280℃までの平均冷却速度34℃/Sで焼鈍したとき
の鋼板の材料特性を第6表に示す。
引張試験片はJIS5号、ΔYSは35℃〜100℃の
時効処理後のYS上昇量(kg/++j) 、BHは2
%引張予歪時と110℃−2010の焼付塗装相当処理
を施したときの変形応力の差で示した。
時効処理後のYS上昇量(kg/++j) 、BHは2
%引張予歪時と110℃−2010の焼付塗装相当処理
を施したときの変形応力の差で示した。
発明鋼(J、に、L、M)では高r値、高延性、常温非
時効性、および高BH性が得られている。
時効性、および高BH性が得られている。
一方第5表り鋼を用い第7表に示す連続焼鈍条件で処理
したときの材質を第8表に示づ。
したときの材質を第8表に示づ。
第2発明の最適範囲内の条件で処理した鋼板(L−3,
1−4,およびL−7)では目的とする特性が得られ、
ている。
1−4,およびL−7)では目的とする特性が得られ、
ている。
(発明の効果)
第1発明および!I2発明は自動車のパネル用などとし
て優れたプレス成形性が要求される冷延鋼板について、
深い絞り性、高延性、常温非時効性がプレス前における
低いYSの下での充分に高い耐プント性にあわせ実現さ
れ、また第3、第4各発明に従い第1発明および第2発
明の鋼板を有利に得ることができる。
て優れたプレス成形性が要求される冷延鋼板について、
深い絞り性、高延性、常温非時効性がプレス前における
低いYSの下での充分に高い耐プント性にあわせ実現さ
れ、また第3、第4各発明に従い第1発明および第2発
明の鋼板を有利に得ることができる。
第1図はNll+10BをパラメータとしてYEβ。
YSおよびr値に及ぼす影響を示すグラフ、第2図は、
連続焼鈍後の冷却速度が、YEβ。 YR#よびr値に及ぼす影響を示すグラフ、第3図は同
じく冷却開始温度がYll、YS。 TS、EJおよびrに及ぼす影響を示すグラフである。 第1図 0 0.02 0.04 0.06 0.0eNb+f
OB(%) 第2図 75oac4+=+却−i泉(’c/s)η 13図
連続焼鈍後の冷却速度が、YEβ。 YR#よびr値に及ぼす影響を示すグラフ、第3図は同
じく冷却開始温度がYll、YS。 TS、EJおよびrに及ぼす影響を示すグラフである。 第1図 0 0.02 0.04 0.06 0.0eNb+f
OB(%) 第2図 75oac4+=+却−i泉(’c/s)η 13図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C09001〜0.008重量%、S: ≦ 1.
0重量%、 Mn O,05〜1.8重量%、 P 50.15重量%、および 八β 0.01〜0.10重量%、 を含みかつ0.002〜0.050重最%のNbとo、
ooos〜0,0050重量%のBとを、Nb(%)+
10B(%) = 0,010〜o、oao%の範囲で
複合含有し残部実質的にFeおよび不可避不純物の組成
にしてフェライト相と低温変態生成相からなり、深絞り
性に優れる複合組織冷延鋼板。 2、 G O,001〜 o、ooa重量%、Si ≦
1.0重量%、 Mn 0005〜1.8重量%、 P 50.15重量%、および Ai 0.01〜0.10重量%、 を含みかつ0.002−0.050重量%のNbとo、
ooos〜0.0050重量%のBとを、Nb(%)+
103(%) = 0.010〜0.080 %の範囲
で複合含有する組成の鋼片を、熱間圧延および冷間圧延
したのち、連続焼鈍外によりα→γ変態点以上1ooo
℃以下の温度に加熱して均熱し、その均熱温度から75
0℃までを平均冷却速度0.5℃/S以上20’C/s
未満で冷却し、ひき続き750℃から300℃以下まで
を平均冷却速度20℃乙S以上で冷却することを特徴と
する複合組織冷延鋼板の製造方法。 3、G 00001〜o、ooa重社%、Si≦1.0
重量%。、 Mn ’ 0.05〜1.8重量%、 P ≦0.15・重量%、 八ぶ 0.01〜0.10重量%、およびOr 0.0
5〜1.00重量%、 を含みかつN b O,002〜0.050重量%とB
0.0005〜0.0050重山%とを、Nb (%)
+10B(%) = o、oio〜o、oao%♀範囲
で複合含有し残部実質的にl”eおJ:び不可避不純物
の組成にして)エライトと低温変態生成相からなる深絞
り性に優れる複合組織冷延鋼板。− 4、G O,001〜0.008重山%、S1≦ i、
o重量%。、 Mn 0005〜1.8重囲%、 P 50.15重量%、 Aぶ 0.01〜0.10重量%、およびCr 0.0
5〜1.00重量%、 を含ミカツNb 0.002〜0.050重量%トBG
、0095−0.0050重量%とを、Nb (%)+
10B (%) = 0.010〜0.080%の範囲
で複合含有する組成の鋼片を、熱同圧延および冷間圧延
したのち、連続焼鈍法によりα→γ変態点以上1000
’C以上の温度に加熱して均熱し、その均熱湯度から7
50℃までを平均冷却速度0.5℃/S以上20℃/S
未満で冷却し、ひき続き750℃から300℃以下まで
を平均冷却速度20℃/S以上で冷却することを特徴と
する複合組織冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (7)
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CA000449894A CA1229750A (en) | 1984-02-18 | 1984-03-19 | Cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
US06/790,641 US4615749A (en) | 1984-02-18 | 1985-10-23 | Cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability and a method of manufacturing the same |
US06/881,915 US4708748A (en) | 1984-02-18 | 1986-07-03 | Method of making cold rolled dual-phase structure steel sheet having an excellent deep drawability |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59027995A JPS60174852A (ja) | 1984-02-18 | 1984-02-18 | 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
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---|---|
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JPH032224B2 JPH032224B2 (ja) | 1991-01-14 |
Family
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---|---|
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JP (1) | JPS60174852A (ja) |
CA (1) | CA1229750A (ja) |
DE (1) | DE3468906D1 (ja) |
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US9290835B2 (en) | 2005-10-05 | 2016-03-22 | Nippon Steel & Summitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet excellent in paint bake hardenability and ordinary-temperature non-aging property and method of producing the same |
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