JPS61276932A - 耐２次加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
耐２次加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方法Info
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- JPS61276932A JPS61276932A JP11666685A JP11666685A JPS61276932A JP S61276932 A JPS61276932 A JP S61276932A JP 11666685 A JP11666685 A JP 11666685A JP 11666685 A JP11666685 A JP 11666685A JP S61276932 A JPS61276932 A JP S61276932A
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- steel
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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】
（産業上の利用分野）
自動車外板などの超深絞り加工、それもとりわけか酷な
深絞り性の要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の
製造に関連してこの明細書には、連続焼鈍法の有利な適
用の下に、高延性でかつ材質の異方性が少なくて超深絞
りを具備するとともに耐２次加工ぜい性に極めて優れる
冷延鋼板の適切な製法についての開発研究の成果を述べ
る。
深絞り性の要求される部位に使用して好適な冷延鋼板の
製造に関連してこの明細書には、連続焼鈍法の有利な適
用の下に、高延性でかつ材質の異方性が少なくて超深絞
りを具備するとともに耐２次加工ぜい性に極めて優れる
冷延鋼板の適切な製法についての開発研究の成果を述べ
る。
（従来の技術）
プレス加工用＠仮は、従来、低炭素（Ｃ：０．０２〜０
．０７ｗｔ％；以下単に％であられず）Ａ７！キルト“
鋼を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、
最近はプレス性の一層の向上と高生産性を得るためＣ＜
０．０１％の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製造
されるようになっている。
．０７ｗｔ％；以下単に％であられず）Ａ７！キルト“
鋼を素材として、一般に箱焼鈍法で製造されていたが、
最近はプレス性の一層の向上と高生産性を得るためＣ＜
０．０１％の極低炭素鋼を素材として連続焼鈍法で製造
されるようになっている。
極低炭素鋼では、鋼中に固溶して鋼板の延性、絞り性を
損いまた歪時効劣化を由来するＣやＮを固定するため、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ及びＴａなどの炭窒化物形成元素
が添加される。従来これらの元素は高価なこともあって
単独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用さ
れているＴｉとＮｂの性質を比較すると次のとおりであ
る。
損いまた歪時効劣化を由来するＣやＮを固定するため、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ及びＴａなどの炭窒化物形成元素
が添加される。従来これらの元素は高価なこともあって
単独で添加されることが多く、最もポピユラーに使用さ
れているＴｉとＮｂの性質を比較すると次のとおりであ
る。
Ｔｉ添加鋼はＮｂ添加鋼に比べ、再結晶温度が低いこと
、酸洗などの脱スケール性の良好な６００℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び（Ｅｌ）、ランクフォード値（
下値）などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
、酸洗などの脱スケール性の良好な６００℃以下の低温
巻取りを行っても全伸び（Ｅｌ）、ランクフォード値（
下値）などの機械的性質が良好であることなどの利点が
ある。
一方Ｎｂ添加鋼はＴｉ添加鋼に比べ、下値の異方性が少
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
ないこと、塗装前処理である化成処理性が良好であるこ
となどの特色がある。
これらＴｉ、 Ｎｈ両者の利点を同時に発揮することに
関し特公昭５８〜１０７４１４号公報に開示されている
。
関し特公昭５８〜１０７４１４号公報に開示されている
。
この場合Ｔ＋の含有量の」−眼を、
大部分が優先的にＴｉＮとして消費され、固溶Ｃについ
ては残りの有効Ｔｉ（ｔｏｔａｌＴｉ−Ｔｉ ａｓ Ｔ
ｉＮ） とＮｂで固定するこにより非時効性と深絞り性
とを確保するとごろにある。しかし実際に上記開示に従
う有効Ｔｉの範囲で実験すると、鋼中ＣがＴｉで有効に
結合され得すして、絞り性の著しい悪化や、固溶Ｃ残留
による歪時効劣化をしばしば引起す。
ては残りの有効Ｔｉ（ｔｏｔａｌＴｉ−Ｔｉ ａｓ Ｔ
ｉＮ） とＮｂで固定するこにより非時効性と深絞り性
とを確保するとごろにある。しかし実際に上記開示に従
う有効Ｔｉの範囲で実験すると、鋼中ＣがＴｉで有効に
結合され得すして、絞り性の著しい悪化や、固溶Ｃ残留
による歪時効劣化をしばしば引起す。
（発明が解決しようとする問題点）
そこでＴｉ、 Ｎｂの複合添加の効果をより一層十分に
発揮させ、とくにＣ，Ｎを連続焼鈍以前の］１程で固定
し下値の向上、それもｒ≧２．０の超深絞り用冷延鋼板
を得るようにするとき、固溶Ｃがなくなるための２次加
工ぜい性に関して問題となるが、この対策にはＢ、Ｓｈ
などの添加が有効とは云え、コスｌ−Ｊ：の不利がさけ
られない。
発揮させ、とくにＣ，Ｎを連続焼鈍以前の］１程で固定
し下値の向上、それもｒ≧２．０の超深絞り用冷延鋼板
を得るようにするとき、固溶Ｃがなくなるための２次加
工ぜい性に関して問題となるが、この対策にはＢ、Ｓｈ
などの添加が有効とは云え、コスｌ−Ｊ：の不利がさけ
られない。
このような難点なしに、耐２次加工ぜい性に極めて優れ
た超深絞り用冷延鋼板のとくに有利な製造方法を確率す
ることがこの発明の目的である。
た超深絞り用冷延鋼板のとくに有利な製造方法を確率す
ることがこの発明の目的である。
（問題点を解決するための手段）
発明者らは、この実状に鑑み、前述の極低炭素Ｔｉ、
Ｎｂ複合添加綱の有利な点を損うことなくプレス加工性
とりわけ超深絞り性を、高延性でなおかつ材質の異方性
が少ないことに加えて、耐２次加工ぜい性の著しい向上
にあわせ実現させる方法を検討した。
Ｎｂ複合添加綱の有利な点を損うことなくプレス加工性
とりわけ超深絞り性を、高延性でなおかつ材質の異方性
が少ないことに加えて、耐２次加工ぜい性の著しい向上
にあわせ実現させる方法を検討した。
発明者らは、まずＴｉとＮｂの複合添加効果についてよ
り詳細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕
上圧延の前段階である、粗圧延時にて、ＴｉＳとＴｉＮ
が優先的に析出し、固溶Ｃについては残りの有効Ｔｉと
Ｎｂで固定されることが判明した。
り詳細に調査した結果、スラブ加熱の段階又は、熱間仕
上圧延の前段階である、粗圧延時にて、ＴｉＳとＴｉＮ
が優先的に析出し、固溶Ｃについては残りの有効Ｔｉと
Ｎｂで固定されることが判明した。
つまり有効Ｔｉとしては（ｔｏｔａｌ Ｔｉ−Ｔｉ ａ
ｓ ＴｉＮ−Ｔｉａｓ Ｔｉ５）を用いるべきであるこ
とがわかった。
ｓ ＴｉＮ−Ｔｉａｓ Ｔｉ５）を用いるべきであるこ
とがわかった。
加えて極低Ｃ鋼のＣ，Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＮｂ量を限定
した熱延鋼板の冷間圧延に引続て連続焼鈍の際における
冷却過程を鋼中Ｐ含有量に応じて制御することにより、
超深絞り用冷延鋼板の耐２次加工ぜい性の格別な増強が
もたらせれることが次の通り究明されたのである。
した熱延鋼板の冷間圧延に引続て連続焼鈍の際における
冷却過程を鋼中Ｐ含有量に応じて制御することにより、
超深絞り用冷延鋼板の耐２次加工ぜい性の格別な増強が
もたらせれることが次の通り究明されたのである。
この発明は Ｃ：０．００５０葬ｔ％以下＋ Ｓｔ ：
１．Ｏｗｔ％以下＋ Ｍｎ ： １．５ ｗｔ％以下
。
１．Ｏｗｔ％以下＋ Ｍｎ ： １．５ ｗｔ％以下
。
八ｌｌ ： ０．００５〜０．０ｗ１％、 Ｐ ：
０．０１５ｗｔ！以下１Ｎ ： ０．Ｏ０５０ｗＬ％以
下、 Ｓ ： ０．０１５訂％以下。
０．０１５ｗｔ！以下１Ｎ ： ０．Ｏ０５０ｗＬ％以
下、 Ｓ ： ０．０１５訂％以下。
を含有する組成になる熱間圧延に冷間圧延を施した上で
連続焼鈍し、その均熱温度からの冷却中、６００〜４０
０°Ｃの温度域を、鋼中Ｐ含有量に応じて５０００ ・
（Ｐ（χ） 〜０．００５） ”Ｃ／ｓ以上でかつ１０
℃八以へ二 の冷却速度にて、冷却制御することを特徴とする、耐２
次加工ぜい性に極めて優れる超絞り用冷延鋼板の製造方
法である。
連続焼鈍し、その均熱温度からの冷却中、６００〜４０
０°Ｃの温度域を、鋼中Ｐ含有量に応じて５０００ ・
（Ｐ（χ） 〜０．００５） ”Ｃ／ｓ以上でかつ１０
℃八以へ二 の冷却速度にて、冷却制御することを特徴とする、耐２
次加工ぜい性に極めて優れる超絞り用冷延鋼板の製造方
法である。
すでに明らかなようにこの発明では、”ｉ＋ Ｎｂのの
有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要事項であ
り、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作用につ
き、説明を進める。
有効性の解明が、出発材の成分を限定する重要事項であ
り、この解明に至る経緯から順次にこの発明の作用につ
き、説明を進める。
（作 用）
さて発明者らが行ったラボ実験の結果について先ず説明
する。
する。
化学成分としてＣ： ０．００２０〜０．００４０％。
Ｓｉ ： ｔｒ〜０．０２％、 Ｍｎ ： ０，１０
〜０．１３％、 八７！：０．０２〜０．０４２χ、Ｎ
： ０．００１８〜０．００２６％、Ｓ ： ０．０
０５〜０．０１０χを含み、かつＴｉ：０．０２７〜０
．０３８″Ａ、 Ｎｂ：０．００４〜０．０１０χにお
いて」１掲（＋１． ＋２１各式を満ずほかＰを０．０
０１〜０．０２％の範囲にて７水準に分けた各供試鋼を
実験室的に溶製し、何れも分塊圧延で３０ｍｍ厚のシー
トバーとし、次いで熱間圧延において７パスで２．８
ｍｍ厚とし、９００±５℃で仕−１−げた。
〜０．１３％、 八７！：０．０２〜０．０４２χ、Ｎ
： ０．００１８〜０．００２６％、Ｓ ： ０．０
０５〜０．０１０χを含み、かつＴｉ：０．０２７〜０
．０３８″Ａ、 Ｎｂ：０．００４〜０．０１０χにお
いて」１掲（＋１． ＋２１各式を満ずほかＰを０．０
０１〜０．０２％の範囲にて７水準に分けた各供試鋼を
実験室的に溶製し、何れも分塊圧延で３０ｍｍ厚のシー
トバーとし、次いで熱間圧延において７パスで２．８
ｍｍ厚とし、９００±５℃で仕−１−げた。
次に各熱延鋼板を圧延終了後０．８秒後に水スプレーを
用いて３５℃／Ｓで５５０℃まで冷却し、次いでただち
に５５０℃の炉中に装入し、５ｈｒ保持した後炉冷処理
を行った。この処理により巻取り温度５５０℃のシミュ
レーションを行った。
用いて３５℃／Ｓで５５０℃まで冷却し、次いでただち
に５５０℃の炉中に装入し、５ｈｒ保持した後炉冷処理
を行った。この処理により巻取り温度５５０℃のシミュ
レーションを行った。
次いで酸洗後圧工率７５％の冷間圧延を行った。
続いて連続焼鈍処理として抵抗加熱装置により７００℃
まで１２℃／Ｓで加熱し以後３℃／Ｓの加熱速度で８６
０°Ｃまで加熱し、８６０ ’Ｃに２５秒間保持した後
室温まで冷却し、この均熱後の冷却中６００〜４００℃
の温度域における冷却速度を変化させた。
まで１２℃／Ｓで加熱し以後３℃／Ｓの加熱速度で８６
０°Ｃまで加熱し、８６０ ’Ｃに２５秒間保持した後
室温まで冷却し、この均熱後の冷却中６００〜４００℃
の温度域における冷却速度を変化させた。
次いで該鋼板に０．７５％の調質圧延を施して得られた
試料につき、絞り比２，２０で円筒絞りしたカップを一
４０℃にて、１０ｋｇ Ｘ ４０ｃｍの条件で薄型試験
に供し、耐２次加工ぜい性を、試験で生じた割れの長さ
に応じ次の評点で対比し、第１図のように、Ｐ含有酸レ
ヘルと、連続焼鈍後の冷却中６００〜４００℃の温度域
での冷却速度とに依存した、耐２次加工ぜい性をもつこ
とかたしかめられた。
試料につき、絞り比２，２０で円筒絞りしたカップを一
４０℃にて、１０ｋｇ Ｘ ４０ｃｍの条件で薄型試験
に供し、耐２次加工ぜい性を、試験で生じた割れの長さ
に応じ次の評点で対比し、第１図のように、Ｐ含有酸レ
ヘルと、連続焼鈍後の冷却中６００〜４００℃の温度域
での冷却速度とに依存した、耐２次加工ぜい性をもつこ
とかたしかめられた。
ここに第１図に示した耐２次加工ぜい性評点４以上は、
−Ｆ掲のＴｉ、 Ｎｂ複合添加鋼につき、上記したＰ量
に応じる冷却制御の配慮を欠くときには在来の低Ｃ材の
箱焼鈍のレヘルに遠し得なかったのを、そのレヘルと匹
敵し、または凌駕することを意味している。
−Ｆ掲のＴｉ、 Ｎｂ複合添加鋼につき、上記したＰ量
に応じる冷却制御の配慮を欠くときには在来の低Ｃ材の
箱焼鈍のレヘルに遠し得なかったのを、そのレヘルと匹
敵し、または凌駕することを意味している。
さてこの発明において、Ｔｉ、 Ｎｂ複合添加鋼の成分
を限定する理由は次の通りである。
を限定する理由は次の通りである。
Ｃ： 加工用鋼板として最も重要な、全伸び（Ｅ １
）およびランクフォード値（〒）を向上させるためＣは
少ないほどよくＣ５０，００５０％より好しくはＣ５０
，００３５％がよい。Ｃが増加すると、これを炭化物と
して固定するため、多量のＴｉ。
）およびランクフォード値（〒）を向上させるためＣは
少ないほどよくＣ５０，００５０％より好しくはＣ５０
，００３５％がよい。Ｃが増加すると、これを炭化物と
して固定するため、多量のＴｉ。
Ｎｂを必要とし、生成する析出物Ｔ ｉＣ＋ Ｎ ｂ
Ｃなどの析出強化により加工性が劣化するばかりでなく
、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等の悪影響が現れる。
Ｃなどの析出強化により加工性が劣化するばかりでなく
、連続焼鈍時の再結晶温度上昇等の悪影響が現れる。
Ｓｉ： 深絞り用高強度鋼板の強度上昇のために添加
してもよいが、過度の添加は耐２次加工ぜい性、化成処
理性の劣化を起すため好ましくないその上限を１．０χ
とする。
してもよいが、過度の添加は耐２次加工ぜい性、化成処
理性の劣化を起すため好ましくないその上限を１．０χ
とする。
Ｍｎ： ＭｎもＳｉと全く同様の理由により上限を１
．５χとする。
．５χとする。
Ｎ ： Ｎは、次にのべるＳと同様に熱延前にＴｉで固
定されるためＮ単独では有害ではない。しかし多量の添
加により形成されたＴｉＮは、全伸び、Ｔ値を低下させ
るためその上限を０．００５０χとするが、より好まし
い範囲は、０．００３５％以下である。
定されるためＮ単独では有害ではない。しかし多量の添
加により形成されたＴｉＮは、全伸び、Ｔ値を低下させ
るためその上限を０．００５０χとするが、より好まし
い範囲は、０．００３５％以下である。
Ｓ： Ｓはこの発明においてはＴｉ量との関係におい
て最も重要な元素である。Ｓは熱間圧延前のたとえばス
ラブとして加熱中にＴｉＳとして無害化されるが、過剰
のＳはそれを固定するためのＴｉ量が増加し、材質劣化
の原因となるため上限を０．０１５χとする。
て最も重要な元素である。Ｓは熱間圧延前のたとえばス
ラブとして加熱中にＴｉＳとして無害化されるが、過剰
のＳはそれを固定するためのＴｉ量が増加し、材質劣化
の原因となるため上限を０．０１５χとする。
Ｔｉ： Ｔｉはこの発明の化学成分の中で、最も重要
な元素であって、Ｔｉは八ｌやＮｂに先立って熱間圧延
前にＳやＮを固定する。Ｔｉの下限はＳとＮを固定する
量すなわち （＝ｔｏｔａｌ Ｔｉ−Ｔｉ ａｓ ＴｉＮ−Ｔｉ ａ
ｓ Ｔｉ５）の一部が、ＴｉＣを形成することから析出
するＴｉＣ及びさらに固溶状態で存在するＴｉが、材質
低下や合金コストアンプ及び生産性、すなわち再結晶温
度上昇による生産性低下を引起さないような範囲に限定
すべきである。これらを考慮するとＴｉの上限は となる。
な元素であって、Ｔｉは八ｌやＮｂに先立って熱間圧延
前にＳやＮを固定する。Ｔｉの下限はＳとＮを固定する
量すなわち （＝ｔｏｔａｌ Ｔｉ−Ｔｉ ａｓ ＴｉＮ−Ｔｉ ａ
ｓ Ｔｉ５）の一部が、ＴｉＣを形成することから析出
するＴｉＣ及びさらに固溶状態で存在するＴｉが、材質
低下や合金コストアンプ及び生産性、すなわち再結晶温
度上昇による生産性低下を引起さないような範囲に限定
すべきである。これらを考慮するとＴｉの上限は となる。
Ｎｂ： Ｎｂは熱間加工段階でＣを固定しするため重
要でありＣとの関連で最低 Ｎｂ量は、ＴｉＴ：Ｃを固定できない場合に固溶Ｃの２
０％しか、Ｎｂで固定しえないように思われるが我々の
経験では、残留している８０％の固溶Ｃの大部分も、析
出したＮｂＣの周囲で析出前段階と思われる特殊な雰囲
気を形成し時効性や延性に悪影響を及ぼすことはないこ
とが確められた。
要でありＣとの関連で最低 Ｎｂ量は、ＴｉＴ：Ｃを固定できない場合に固溶Ｃの２
０％しか、Ｎｂで固定しえないように思われるが我々の
経験では、残留している８０％の固溶Ｃの大部分も、析
出したＮｂＣの周囲で析出前段階と思われる特殊な雰囲
気を形成し時効性や延性に悪影響を及ぼすことはないこ
とが確められた。
ＮｂはＴｉと複合添加することにより、Ｔｉ１ｆｐ独添
加鋼の欠点である下値、Ｅｌの異方性を小さくする。例
えばｒ値の平均値下が１．７程度のＴｉ単独鋼では圧延
方向（ｒ、）、圧延直角方向（ｒｑ。）が約２．１ある
にもかかわらず対各方向（ｒ４５）は１．３程度であり
、異方性これに対してこの発明に従って、Ｎｂを添加し
た鋼では、Δｒが０．２〜０．４程度になり、異方性が
非常に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。Ｌか
しなからＮｂの過剰の添加は低温巻取での材質劣化を引
起すばかりでなく、再結晶温度の著しい上昇やコストア
ンプを引起すのでこの−に限をＣと当量すなわちＡ６：
Ｉｌは溶鋼中の０を固定しＴｉ、 Ｎｈの歩留りを向−
卜させるため最低０．００５％必要である。
加鋼の欠点である下値、Ｅｌの異方性を小さくする。例
えばｒ値の平均値下が１．７程度のＴｉ単独鋼では圧延
方向（ｒ、）、圧延直角方向（ｒｑ。）が約２．１ある
にもかかわらず対各方向（ｒ４５）は１．３程度であり
、異方性これに対してこの発明に従って、Ｎｂを添加し
た鋼では、Δｒが０．２〜０．４程度になり、異方性が
非常に小さくなり、プレス時の割れを激減させる。Ｌか
しなからＮｂの過剰の添加は低温巻取での材質劣化を引
起すばかりでなく、再結晶温度の著しい上昇やコストア
ンプを引起すのでこの−に限をＣと当量すなわちＡ６：
Ｉｌは溶鋼中の０を固定しＴｉ、 Ｎｈの歩留りを向−
卜させるため最低０．００５％必要である。
一方？＠鋼中Ｎにつき上述のようにＴｉで大部分が固定
されるため、Ａ１の多量の添加はコストアンプとなり、
このため−上限を０．１０％とする。
されるため、Ａ１の多量の添加はコストアンプとなり、
このため−上限を０．１０％とする。
Ｐ ： Ｐは下値を低下させることなく強度上昇に最も
有効な元素であるが、 極めて優れた耐２次加工ぜい性
を確保するためにその」−限を０．０１５χとし、しか
もその含有量に応じて連続焼鈍後の冷却制御を行うこと
が不可欠である。
有効な元素であるが、 極めて優れた耐２次加工ぜい性
を確保するためにその」−限を０．０１５χとし、しか
もその含有量に応じて連続焼鈍後の冷却制御を行うこと
が不可欠である。
次に熱間圧延条件に関して、熱間圧延前のスラブ加熱温
度はとくに限定しないが、Ｓ、ＮをＴｉで固定するため
１２８０℃以下好しくは１２３０℃以下さらに好しくは
１１５０℃以下が望ましい。
度はとくに限定しないが、Ｓ、ＮをＴｉで固定するため
１２８０℃以下好しくは１２３０℃以下さらに好しくは
１１５０℃以下が望ましい。
なお、いわゆるスラブ直送圧延や、３０ｍｍ厚程度０シ
ートバーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を行っても同
様の効果が期待できる。
ートバーとして鋳込んでそのまま熱間圧延を行っても同
様の効果が期待できる。
熱間圧延の仕上げ温度は通常のＡｒ１点以上が好しいが
、α域である７００℃程度まで低下させてもその時の材
質劣化は小さい。
、α域である７００℃程度まで低下させてもその時の材
質劣化は小さい。
ところでこの仕上圧延後、巻取りまでの冷却パターンの
変化により熱延鋼板のフェライト （α）粒径が大きく
変化する。一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの冷
却速度が遅いとα粒が粗大化し、この発明のＴｉ、 Ｎ
ｈ複合添加鋼ではこの傾向が特に顕著となる。
変化により熱延鋼板のフェライト （α）粒径が大きく
変化する。一般に圧延終了後ストリップ巻取りまでの冷
却速度が遅いとα粒が粗大化し、この発明のＴｉ、 Ｎ
ｈ複合添加鋼ではこの傾向が特に顕著となる。
α粒が粗大化すると粒界面積が減少し焼鈍後に（１１１
）集合組織が発達せずｒ値が劣るぽかりでなく、焼鈍後
の結晶粒径も大きくなるため、耐２次加工ぜい性も劣る
。このため、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的
には２秒間以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始から
巻取りまでの平均冷却速度を１０℃八以上とすることが
望ましい。
）集合組織が発達せずｒ値が劣るぽかりでなく、焼鈍後
の結晶粒径も大きくなるため、耐２次加工ぜい性も劣る
。このため、仕上圧延終了後できるだけ速やかに具体的
には２秒間以内に急冷を開始し、なおかつ冷却開始から
巻取りまでの平均冷却速度を１０℃八以上とすることが
望ましい。
巻取り温度は６００℃以下の低温で行っても材質は良好
であるが６００℃以上の高温巻取りを行うとさらに材質
は向上する。なお巻取り温度が７１０℃を越えると材質
向上効果が飽和するばかりでなくデスケーリング性が著
しく劣化するので７１０℃以下とするのがのぞましい。
であるが６００℃以上の高温巻取りを行うとさらに材質
は向上する。なお巻取り温度が７１０℃を越えると材質
向上効果が飽和するばかりでなくデスケーリング性が著
しく劣化するので７１０℃以下とするのがのぞましい。
次に冷間圧延の条件については、絞り性を向上させるた
め、デスケーリング後の冷間圧延率は５０χ以上、より
好ましくは７０％〜９０％が推奨される。
め、デスケーリング後の冷間圧延率は５０χ以上、より
好ましくは７０％〜９０％が推奨される。
さらに連続焼鈍条件としてはすでに述べたように、Ｃ，
Ｎ及びＳ量に応じてＴｉ、 Ｎｂ量を限定することによ
り著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性の良好な銅板
が製造できるが、これらの元素の限定のみでは耐２次加
工ぜい性の改善は十分ではない。
Ｎ及びＳ量に応じてＴｉ、 Ｎｂ量を限定することによ
り著しく良深絞り性で、耐時効性や異方性の良好な銅板
が製造できるが、これらの元素の限定のみでは耐２次加
工ぜい性の改善は十分ではない。
とくにこの発明では目脂した超深絞工用冷延綱板は、自
動車のハイルーフ、エンジンのオイルパンなどの強加工
部位に使用される例が多いため、耐２次加工ぜい性の改
善は不可欠である。耐２次加工ぜい性が劣ると強度のプ
レス加工後に衝撃によってぜい性的に銅板が破壊され、
車体の安全上好ましくないからである。なお耐２次加工
ぜい性を改善する方法としてＢ（ボロン）添加、Ｓｂ
（アンチモン）添加等が考えられる。しかし前者の場合
著しく再結晶温度が上昇すること、後者の場合コストア
ンプになることの問題点がある。
動車のハイルーフ、エンジンのオイルパンなどの強加工
部位に使用される例が多いため、耐２次加工ぜい性の改
善は不可欠である。耐２次加工ぜい性が劣ると強度のプ
レス加工後に衝撃によってぜい性的に銅板が破壊され、
車体の安全上好ましくないからである。なお耐２次加工
ぜい性を改善する方法としてＢ（ボロン）添加、Ｓｂ
（アンチモン）添加等が考えられる。しかし前者の場合
著しく再結晶温度が上昇すること、後者の場合コストア
ンプになることの問題点がある。
この点のぞましくは前述の熱間圧延時の冷却制御のほか
とくにここで説明する連続焼鈍の冷却制御を組合せるこ
とは、この問題点の解決に有利に役立つ。
とくにここで説明する連続焼鈍の冷却制御を組合せるこ
とは、この問題点の解決に有利に役立つ。
具体的には加熱中の４００〜６００℃までの加熱速度を
５℃／Ｓ以」二とすることで、これらの温度域は鋼中に
固溶しているＰが著しく粒界偏析し易い温度域であり、
ごの温度域を急熱することによりＰの粒界偏析が抑制さ
れ、粒界強度が上昇して耐２次加工ぜい性の一層の向上
に寄与させ得するからである。
５℃／Ｓ以」二とすることで、これらの温度域は鋼中に
固溶しているＰが著しく粒界偏析し易い温度域であり、
ごの温度域を急熱することによりＰの粒界偏析が抑制さ
れ、粒界強度が上昇して耐２次加工ぜい性の一層の向上
に寄与させ得するからである。
この発明においては連続焼鈍の均熱を経たのちの冷却中
６００〜４００℃の温度域についてとくに鋼中Ｐ含有量
に応して５０００°（Ｐ（χ）−０，００５） ’Ｃ／
ｓ以上でかつ１０°Ｃ／ｓ以」二の冷却速度で冷却制御
をしたときに限って極めて優れた耐２次加工ぜい性が得
られることはすでに第１図につき説明を加えたところで
ある。
６００〜４００℃の温度域についてとくに鋼中Ｐ含有量
に応して５０００°（Ｐ（χ）−０，００５） ’Ｃ／
ｓ以上でかつ１０°Ｃ／ｓ以」二の冷却速度で冷却制御
をしたときに限って極めて優れた耐２次加工ぜい性が得
られることはすでに第１図につき説明を加えたところで
ある。
なお連続焼鈍の最高加熱温度は深絞り性を確保するため
、７００℃以−ヒで１秒間以−にの均熱を要し、一方Ａ
ｃ３点（約９２０〜９３０℃）を越えると、深絞り性が
急激に低下するので加熱温度は７００〜Ａｃ３とする。
、７００℃以−ヒで１秒間以−にの均熱を要し、一方Ａ
ｃ３点（約９２０〜９３０℃）を越えると、深絞り性が
急激に低下するので加熱温度は７００〜Ａｃ３とする。
（実施例）
表１に示した成分組成の各供試鋼を転炉出鋼しＲＨ肌脱
ガス後続鋳造でスラブとした。次いでスラブを１１６０
℃に再加熱した後、９００℃で仕」二げ次いでホットラ
ンアウトテーブル上で１秒後に３５℃／Ｓで急冷を開始
し、５３０°Ｃで巻取った。酸洗後８０％の圧下率で冷
間圧延を行った。
ガス後続鋳造でスラブとした。次いでスラブを１１６０
℃に再加熱した後、９００℃で仕」二げ次いでホットラ
ンアウトテーブル上で１秒後に３５℃／Ｓで急冷を開始
し、５３０°Ｃで巻取った。酸洗後８０％の圧下率で冷
間圧延を行った。
次いで連続焼鈍はその加熱時の４００〜６００℃までの
加熱速度を１．５℃／ｓ、なお４００℃までの加熱速度
は１５℃八、また６００〜７９５°Ｃまでの加熱速度は
４℃八として７９５℃に４０ｓ均熱し７９５°Ｃから６
００℃まで１．５℃／Ｓで冷却し、その後６００〜４０
０°Ｃの温度域では表１に示した冷速基準と対比される
冷却速度の制御を行った。
加熱速度を１．５℃／ｓ、なお４００℃までの加熱速度
は１５℃八、また６００〜７９５°Ｃまでの加熱速度は
４℃八として７９５℃に４０ｓ均熱し７９５°Ｃから６
００℃まで１．５℃／Ｓで冷却し、その後６００〜４０
０°Ｃの温度域では表１に示した冷速基準と対比される
冷却速度の制御を行った。
ここに冷連基準は５０００°（Ｐ（χ）−０，００５）
’Ｃ／ｓの値である。
’Ｃ／ｓの値である。
引続＜０．５χ調質圧延後の結果を表２に示す。この発
明に従う冷却制御によって、ｒ値や延性を劣化させるこ
となく耐２次加工ぜい性が向上しているは明らかである
。
明に従う冷却制御によって、ｒ値や延性を劣化させるこ
となく耐２次加工ぜい性が向上しているは明らかである
。
（発明の効果）
この発明により自動車車体などのプレス加工用鋼板が必
要とする特性、とくに耐２次加工ぜい性に極めて優れる
超深絞り用冷延綱板が製造でき、その効果は絶大なるも
のがある。
要とする特性、とくに耐２次加工ぜい性に極めて優れる
超深絞り用冷延綱板が製造でき、その効果は絶大なるも
のがある。
第１図は、鋼板の２次加工ぜい性評点図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％
以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、 Ｔｉ：［（４８／１４）Ｎ（％）＋（４８／３２）Ｓ（
％）］〜［３・（４８／１２）Ｃ（％）＋（４８／１４
）Ｎ（％）＋（４８／３２）Ｓ（％））ｗｔ％Ｎｂ：［
０．２・（９３／１２）Ｃ（％）］〜［（９３／１２）
Ｃ（％）］ｗｔ％Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、
Ｐ：０．０１５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５０ｗｔ％以
下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、を含有する組成になる
熱延鋼板に冷間圧延を施した上で、連続焼鈍し、その均
熱温度からの冷却中６００〜４００°の温度域を、鋼中
Ｐ含有量に応じて ５０００・（Ｐ（％）−０．００５）℃／ｓ以上でかつ
１０℃／ｓ以上 の冷却速度にて冷却制御することを特徴とする、耐２次
加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11666685A JPS61276932A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 耐２次加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11666685A JPS61276932A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 耐２次加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61276932A true JPS61276932A (ja) | 1986-12-06 |
Family
ID=14692886
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11666685A Pending JPS61276932A (ja) | 1985-05-31 | 1985-05-31 | 耐２次加工ぜい性に極めて優れる超深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61276932A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254779A (ja) * | 1988-08-18 | 1990-02-23 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性および塗装後密着性に優れた有機複合めっき鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-05-31 JP JP11666685A patent/JPS61276932A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0254779A (ja) * | 1988-08-18 | 1990-02-23 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性および塗装後密着性に優れた有機複合めっき鋼板の製造方法 |
| JPH0520512B2 (ja) * | 1988-08-18 | 1993-03-19 | Kawasaki Steel Co |
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