JPS6411088B2 - - Google Patents
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- JPS6411088B2 JPS6411088B2 JP2817083A JP2817083A JPS6411088B2 JP S6411088 B2 JPS6411088 B2 JP S6411088B2 JP 2817083 A JP2817083 A JP 2817083A JP 2817083 A JP2817083 A JP 2817083A JP S6411088 B2 JPS6411088 B2 JP S6411088B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
この発明は、良好なプレス成形性と高強度とを
備えた冷延鋼板をコスト安く製造する方法に関す
るものである。 近年、乗用車等の車体重量を軽減する目的で、
各種の高張力冷延鋼板が開発され、実用に供され
るようになつてきた。 ところで、乗用車等の車体に使用して従来の軟
鋼板と同等な性能を発揮しつつ車体重量を下げ得
る高張力鋼板に要求される特性としては、 製造コストが軟鋼板並に安価であること、 プレス加工性が軟鋼板並に良好であること、 パネルとしての鋼板の強度が高いこと、 の３つを特にあげることができるが、現時点で実
用に供されている高張力鋼板はいずれも、これら
の特性を十分に満足しているとは言えないもので
あつた。 例えば、プレス加工性の良好な鋼板として、Ｃ
を極力低減し、かつこのＣを炭窒化物として析出
固着するのに十分な量の合金元素を添加含有させ
た、いわゆるIF鋼（Interstitial Free Steel）が
開発され、現在、使用に供されている。このIF
鋼は、例えば炭窒化物形成元素としてTiを添加
する場合、 Ti（％）４｛Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％）｝ を満足する量のTiを添加含有させたものである
が（なお、以下、成分組成割合を示す％は重量％
とする）、この式からも明らかなように、鋼が低
Ｃ、低ＮであるほどTi添加量が少なくて済み、
製造コストが安価になるものである。しかるに、
このIF鋼においては、低ＣになるとAr3変態温度
が上昇し、冷延鋼板としての良好なプレス加工性
を確保するには熱間加工における仕上温度を高く
する必要を生ずるので、近年の省エネルギー化の
要求と相反する結果をもたらすことになるほか、
低Ｃのために強度が低下し、鋼板が軟質となつ
て、高張力鋼板としての特性に不満足な結果をも
たらすなどの問題点がでてくるものであつた。 以上のようなことから、IF鋼の低Ｃ化によつ
てもたらされる強度低下の問題をＰやSi等の固溶
強化元素の添加によつて解決しようとの試みもな
されているが、このような手段を採用すると、今
度は溶接性や表面性状の劣化がもたらされるとい
う新たな問題が生ずるのを避けることができなか
つたのである。 本発明者等は、上述のような観点から、高強度
と良好なプレス加工性とを兼ね備えた鋼板をコス
ト安く得べく、特に、本来優れたプレス加工性を
発揮する低Ｃ鋼に着目し、コスト高を招くような
繁雑な手段を要することなくその強度を改善する
ことを目指して研究を行つた結果、低Ｃ，低Ｎの
鋼に特定量のTi，Zr，及びNbのうちの１種以上
を含有させ、これらを少量の微細な炭化物として
析出させるとともに、熱間圧延時の仕上温度を高
く、かつ巻取温度を低くして細粒化を図り、さら
に冷間圧延時の圧下率を従来実施されているより
も著しく大きくし、加えて冷間圧延後に再結晶焼
鈍を施すと、強度が高く、しかも高いｒ値（ラン
クフオード値：プレス成形性の目安となる）を示
す鋼板が得られるという知見を得、また前記鋼に
Ｖ，Mo，及びＢのうちの１種以上の適量を添加
すれば、得られる鋼板の強度が一層向上すること
をも見出したのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.001〜0.015％，Si：1.0％以下， Mn：0.01〜1.00％，sol.Al：0.08％以下， Ｐ：0.10％以下， Ｎ：0.0005〜0.0060％， を含有するとともに、 Ti：0.30％以下， Nb：0.30％以下， Zr：0.30％以下， の１種以上を含み、さらに必要に応じて、 Ｖ：0.01〜0.10％， Mo：0.03〜0.25％， Ｂ：0.0005〜0.0050％， のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％） ＋48／91Zr（％） …， Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …， （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0015（％） …， 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとし
た後、このスラブを1000〜1200℃の温度に加熱
し、ついで仕上温度：800〜950℃，巻取温度：
480℃以下の条件で熱間圧延を施し、引き続いて
82〜93％の圧下率での冷間圧延と660℃以上の温
度での再結晶焼鈍とを施すことによつて、プレス
成形性の良好な高強度冷延鋼板をコスト安く製造
する点に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の方法において、成分組成及
び製造条件を上記の通りに数値限定した理由を説
明する。 Ａ 成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、微細な炭窒化物を形成して鋼板
の強度を向上させる作用があるが、その含有量
が0.001％未満では前記作用に所望の効果が得
られずに軟質化が過ぎてしまう上、溶製も困難
となる。一方、0.015％を越えてＣを含有させ
ると、多くの炭窒化物形成元素を必要とするば
かりでなく、炭窒化物の析出量が多くなり過ぎ
てプレス加工性の劣化を招くようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.015％と定めた。 (b) Si Si成分には、鋼板の強度を上昇させる作用が
あるが、その含有量が1.0％を越えると鋼板の
表面性状を劣化するようになるので、その含有
量を1.0％以下と定めた。 (c) Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用が
あるが、その含有量が0.01％未満では熱間脆性
が発生するようになり、一方1.00％を越えて含
有させると鋼の溶製が困難となる上、コストア
ツプの原因ともなることから、その含有量を
0.01〜1.00％と定めた。 (d) sol.Al sol.Alは、鋼の脱酸を十分に行つて炭窒化物
形成元素の歩留りを向上させるために含有せし
められるが、0.08％を越えて含有させてもより
一層の脱酸効果を得ることができず、コスト高
を招くことにもなることから、その含有量を
0.08％以下と定めた。 (e) Ｐ Ｐは、Si成分と同様に鋼板の強度を上昇させ
る作用があるが、その含有量が0.10％を越える
と鋼板の脆化を招くこととなるので、Ｐ含有量
を0.10％以下と定めた。 (f) Ｎ Ｎは、少なければ少ないほど炭窒化物形成元
素の添加含有量が少なくて済むので好ましい
が、その含有量を0.0005％未満とすることは鋼
溶製上極めて困難なことであり、またその含有
量が0.0060％を越えると、炭窒化物形成元素を
含有させたとしてもｒ値の低下を避けることが
できないことから、その含有量を0.0005〜
0.0060％と定めた。 (g) Ti，Nb，及びZr これらの成分には、鋼中に微細な炭窒化物を
形成してプレス成形性や強度を向上させるとい
う均等な作用があるので１種以上を添加するも
のであるが、各々の含有量がそれぞれ0.30％を
越えても前記作用により一層の向上効果が認め
られない上、コスト高をも招くこととなるの
で、それぞれの含有量を、Ti：0.30％以下，
Nb：0.30％以下、及びZr：0.30％以下と定め
た。 (h) Ｖ，Mo，及びＢ これらの成分には、鋼板の強度を一段と向上
させる均等的作用があるので、より一層の強度
が要求される場合に必要に応じて含有せしめら
れるものであるが、その含有量がそれぞれ、
Ｖ：0.01％未満，Mo：0.03％未満，及びＢ：
0.0005％未満であると所望の強度向上効果を得
ることができず、一方、それぞれＶ：0.10％，
Mo：0.25％，及びＢ：0.0050％を越えて含有
させると鋼板の溶接性が劣化するようになるこ
とから、それぞれの含有量を、Ｖ：0.01〜0.10
％，Mo：0.03〜0.25％，及びＢ：0.0005〜
0.0050％と定めた。 (i) Ti当量とＣ当量との関係 前記乃至式は、固溶（Ｃ＋Ｎ）を0.0015
％以下とし、残りのＣ及びＮを炭窒化物として
析出させるための関係を示すものであるが、
式、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量） の値を0.0015（％）以下としたのは、この上限
値を越えると鋼中の固溶（Ｃ＋Ｎ）が多くなつ
て鋼板のプレス成形性が劣化するようになるか
らである。 また、上記各成分は、鋼中に均一に分布させる
必要があり、このためには偏析の少ない連続鋳造
を適用するのが最適で、連続鋳造の採用によつて
はじめて強度とプレス成形性とが共に向上した冷
延鋼板を得ることができるのである。 Ｂ 製造条件 (a) スラブ加熱温度 加熱温度が1000℃未満では炭窒化物を十分に
固溶させることができず、この結果、鋼板の強
化を図ることができないので、1000℃以上の温
度に加熱することが不可欠である。しかし、
1200℃を越えて加熱すると細粒化が困難となつ
て特性改善を図ることができず、またコスト高
をも招くことから、加熱温度を1000〜1200℃と
定めた。 (b) 仕上温度 熱間圧延における仕上温度は800℃以上が必
要である。なぜなら、800℃未満の仕上温度で
は、この発明の対象鋼の場合、冷延鋼板のｒ値
が低くなる上、強度不足をも招くようにもな
り、さらに、フエライト相とオーステナイト相
が共存することとなつて鋼板長手方向に特性の
バラツキを生ずるからである。そして、この発
明の方法においては、冷間圧延の圧下率を従来
よりも著しく高くしているので熱間圧延板の板
厚が厚くなり、従つて熱間圧延時の温度低下を
も防止できて、スラブの加熱温度が低かつたと
しても800℃以上の仕上温度を容易に確保し得
るのである。 一方、仕上温度が950℃を越えると細粒化が
困難となり、特性改善を図ることができない。 (c) 巻取温度 熱間圧延における巻取温度が480℃を越える
と、析出した炭窒化物が凝集し、粗大となるこ
とから細粒組織を得ることができなくなり、こ
の結果、冷延鋼板の強度が低下するようになる
ので、巻取温度を480℃以下と定めた。 (d) 冷間圧延の圧下率 冷間圧延の圧下率は、この発明の方法におい
て極めて重要なものである。 通常のプレス加工用冷延鋼板の製造において
は、冷間圧延の圧下率が75％を越えると製品の
プレス成形性及びｒ値が低下するとの理由で、
該冷間圧延の圧下率は60〜75％とされるのが普
通であつたが、この発明の方法では、対象鋼の
Ｃ含有量及び式 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量） の値を限定し、熱間圧延時の高温仕上温度から
急冷し、480℃以下の低温巻取を行うことによ
つて結晶粒を微細化し、冷間圧延率を従来より
も高くして高強度でかつ高ｒ値の冷延鋼板を得
るものである。 そして、冷間圧延の圧下率が82％未満である
と高いｒ値を持つた鋼板を得ることができない
ばかりでなく、連続焼鈍後の結晶粒が大きくな
つて軟質となり、所望の高強度を得ることも不
可能になる。一方、圧下率が93％を越えると製
品のｒ値が低下するようになるので、冷間圧延
の圧下率を82〜93％と定めた。 (e) 再結晶焼鈍の温度 焼鈍には、急速加熱，短時間均熱，及び急速
冷却が可能な連続焼鈍を採用するのが好ましい
が、徐加熱、長時間均熱の箱焼鈍を採用しても
良いことはもちろんのことである。 いずれの場合にも、焼鈍温度が660℃未満では
冷延鋼板のｒ値が低くなつて良好なプレス成形性
を得ることができないことから、再結晶焼鈍の温
度を660℃以上と定めた。 つぎに、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.0030％，Si：0.010％，Mn：0.18％，sol.
Al：0.001％，Ｐ：0.012％，Ｓ：0.004％，Ｎ：
0.0015％，Ti：0.10％，Fe及び不可避不純物：残
り、から成る組成の溶鋼を、連続鋳造にてスラブ
とした後、これを1180℃に加熱し、続いて第１表
に示す仕上温度及び巻取温度にて熱間圧延を行つ
て６種類の熱延鋼板を製造した。なお、上記鋼の
Ti当量は0.100％，Ｃ当量は0.0043％であり、い
ずれも先に説明した式を満足するものであつ
た。また、熱延条件についても、いずれも本発明
方法の条件を満足するものであつた。 そして、引き続き前記６種の熱延板を酸洗し、
同じく第１表に示す如き圧下率にて0.8mm厚に冷
間圧延し、さらに、得られた冷延板に温度：830
℃，保持時間：１分間の連続焼鈍を施した。 このようにして製造された各種の冷延鋼板につ
いて、JIS5号の引張り試験片を用いた引張試験を
行い、引張強さを測定するとともに、鋼板のｒ値
を求めた。
備えた冷延鋼板をコスト安く製造する方法に関す
るものである。 近年、乗用車等の車体重量を軽減する目的で、
各種の高張力冷延鋼板が開発され、実用に供され
るようになつてきた。 ところで、乗用車等の車体に使用して従来の軟
鋼板と同等な性能を発揮しつつ車体重量を下げ得
る高張力鋼板に要求される特性としては、 製造コストが軟鋼板並に安価であること、 プレス加工性が軟鋼板並に良好であること、 パネルとしての鋼板の強度が高いこと、 の３つを特にあげることができるが、現時点で実
用に供されている高張力鋼板はいずれも、これら
の特性を十分に満足しているとは言えないもので
あつた。 例えば、プレス加工性の良好な鋼板として、Ｃ
を極力低減し、かつこのＣを炭窒化物として析出
固着するのに十分な量の合金元素を添加含有させ
た、いわゆるIF鋼（Interstitial Free Steel）が
開発され、現在、使用に供されている。このIF
鋼は、例えば炭窒化物形成元素としてTiを添加
する場合、 Ti（％）４｛Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％）｝ を満足する量のTiを添加含有させたものである
が（なお、以下、成分組成割合を示す％は重量％
とする）、この式からも明らかなように、鋼が低
Ｃ、低ＮであるほどTi添加量が少なくて済み、
製造コストが安価になるものである。しかるに、
このIF鋼においては、低ＣになるとAr3変態温度
が上昇し、冷延鋼板としての良好なプレス加工性
を確保するには熱間加工における仕上温度を高く
する必要を生ずるので、近年の省エネルギー化の
要求と相反する結果をもたらすことになるほか、
低Ｃのために強度が低下し、鋼板が軟質となつ
て、高張力鋼板としての特性に不満足な結果をも
たらすなどの問題点がでてくるものであつた。 以上のようなことから、IF鋼の低Ｃ化によつ
てもたらされる強度低下の問題をＰやSi等の固溶
強化元素の添加によつて解決しようとの試みもな
されているが、このような手段を採用すると、今
度は溶接性や表面性状の劣化がもたらされるとい
う新たな問題が生ずるのを避けることができなか
つたのである。 本発明者等は、上述のような観点から、高強度
と良好なプレス加工性とを兼ね備えた鋼板をコス
ト安く得べく、特に、本来優れたプレス加工性を
発揮する低Ｃ鋼に着目し、コスト高を招くような
繁雑な手段を要することなくその強度を改善する
ことを目指して研究を行つた結果、低Ｃ，低Ｎの
鋼に特定量のTi，Zr，及びNbのうちの１種以上
を含有させ、これらを少量の微細な炭化物として
析出させるとともに、熱間圧延時の仕上温度を高
く、かつ巻取温度を低くして細粒化を図り、さら
に冷間圧延時の圧下率を従来実施されているより
も著しく大きくし、加えて冷間圧延後に再結晶焼
鈍を施すと、強度が高く、しかも高いｒ値（ラン
クフオード値：プレス成形性の目安となる）を示
す鋼板が得られるという知見を得、また前記鋼に
Ｖ，Mo，及びＢのうちの１種以上の適量を添加
すれば、得られる鋼板の強度が一層向上すること
をも見出したのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.001〜0.015％，Si：1.0％以下， Mn：0.01〜1.00％，sol.Al：0.08％以下， Ｐ：0.10％以下， Ｎ：0.0005〜0.0060％， を含有するとともに、 Ti：0.30％以下， Nb：0.30％以下， Zr：0.30％以下， の１種以上を含み、さらに必要に応じて、 Ｖ：0.01〜0.10％， Mo：0.03〜0.25％， Ｂ：0.0005〜0.0050％， のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％） ＋48／91Zr（％） …， Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …， （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0015（％） …， 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとし
た後、このスラブを1000〜1200℃の温度に加熱
し、ついで仕上温度：800〜950℃，巻取温度：
480℃以下の条件で熱間圧延を施し、引き続いて
82〜93％の圧下率での冷間圧延と660℃以上の温
度での再結晶焼鈍とを施すことによつて、プレス
成形性の良好な高強度冷延鋼板をコスト安く製造
する点に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の方法において、成分組成及
び製造条件を上記の通りに数値限定した理由を説
明する。 Ａ 成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、微細な炭窒化物を形成して鋼板
の強度を向上させる作用があるが、その含有量
が0.001％未満では前記作用に所望の効果が得
られずに軟質化が過ぎてしまう上、溶製も困難
となる。一方、0.015％を越えてＣを含有させ
ると、多くの炭窒化物形成元素を必要とするば
かりでなく、炭窒化物の析出量が多くなり過ぎ
てプレス加工性の劣化を招くようになることか
ら、その含有量を0.001〜0.015％と定めた。 (b) Si Si成分には、鋼板の強度を上昇させる作用が
あるが、その含有量が1.0％を越えると鋼板の
表面性状を劣化するようになるので、その含有
量を1.0％以下と定めた。 (c) Mn Mn成分には、鋼板の靭性を改善する作用が
あるが、その含有量が0.01％未満では熱間脆性
が発生するようになり、一方1.00％を越えて含
有させると鋼の溶製が困難となる上、コストア
ツプの原因ともなることから、その含有量を
0.01〜1.00％と定めた。 (d) sol.Al sol.Alは、鋼の脱酸を十分に行つて炭窒化物
形成元素の歩留りを向上させるために含有せし
められるが、0.08％を越えて含有させてもより
一層の脱酸効果を得ることができず、コスト高
を招くことにもなることから、その含有量を
0.08％以下と定めた。 (e) Ｐ Ｐは、Si成分と同様に鋼板の強度を上昇させ
る作用があるが、その含有量が0.10％を越える
と鋼板の脆化を招くこととなるので、Ｐ含有量
を0.10％以下と定めた。 (f) Ｎ Ｎは、少なければ少ないほど炭窒化物形成元
素の添加含有量が少なくて済むので好ましい
が、その含有量を0.0005％未満とすることは鋼
溶製上極めて困難なことであり、またその含有
量が0.0060％を越えると、炭窒化物形成元素を
含有させたとしてもｒ値の低下を避けることが
できないことから、その含有量を0.0005〜
0.0060％と定めた。 (g) Ti，Nb，及びZr これらの成分には、鋼中に微細な炭窒化物を
形成してプレス成形性や強度を向上させるとい
う均等な作用があるので１種以上を添加するも
のであるが、各々の含有量がそれぞれ0.30％を
越えても前記作用により一層の向上効果が認め
られない上、コスト高をも招くこととなるの
で、それぞれの含有量を、Ti：0.30％以下，
Nb：0.30％以下、及びZr：0.30％以下と定め
た。 (h) Ｖ，Mo，及びＢ これらの成分には、鋼板の強度を一段と向上
させる均等的作用があるので、より一層の強度
が要求される場合に必要に応じて含有せしめら
れるものであるが、その含有量がそれぞれ、
Ｖ：0.01％未満，Mo：0.03％未満，及びＢ：
0.0005％未満であると所望の強度向上効果を得
ることができず、一方、それぞれＶ：0.10％，
Mo：0.25％，及びＢ：0.0050％を越えて含有
させると鋼板の溶接性が劣化するようになるこ
とから、それぞれの含有量を、Ｖ：0.01〜0.10
％，Mo：0.03〜0.25％，及びＢ：0.0005〜
0.0050％と定めた。 (i) Ti当量とＣ当量との関係 前記乃至式は、固溶（Ｃ＋Ｎ）を0.0015
％以下とし、残りのＣ及びＮを炭窒化物として
析出させるための関係を示すものであるが、
式、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量） の値を0.0015（％）以下としたのは、この上限
値を越えると鋼中の固溶（Ｃ＋Ｎ）が多くなつ
て鋼板のプレス成形性が劣化するようになるか
らである。 また、上記各成分は、鋼中に均一に分布させる
必要があり、このためには偏析の少ない連続鋳造
を適用するのが最適で、連続鋳造の採用によつて
はじめて強度とプレス成形性とが共に向上した冷
延鋼板を得ることができるのである。 Ｂ 製造条件 (a) スラブ加熱温度 加熱温度が1000℃未満では炭窒化物を十分に
固溶させることができず、この結果、鋼板の強
化を図ることができないので、1000℃以上の温
度に加熱することが不可欠である。しかし、
1200℃を越えて加熱すると細粒化が困難となつ
て特性改善を図ることができず、またコスト高
をも招くことから、加熱温度を1000〜1200℃と
定めた。 (b) 仕上温度 熱間圧延における仕上温度は800℃以上が必
要である。なぜなら、800℃未満の仕上温度で
は、この発明の対象鋼の場合、冷延鋼板のｒ値
が低くなる上、強度不足をも招くようにもな
り、さらに、フエライト相とオーステナイト相
が共存することとなつて鋼板長手方向に特性の
バラツキを生ずるからである。そして、この発
明の方法においては、冷間圧延の圧下率を従来
よりも著しく高くしているので熱間圧延板の板
厚が厚くなり、従つて熱間圧延時の温度低下を
も防止できて、スラブの加熱温度が低かつたと
しても800℃以上の仕上温度を容易に確保し得
るのである。 一方、仕上温度が950℃を越えると細粒化が
困難となり、特性改善を図ることができない。 (c) 巻取温度 熱間圧延における巻取温度が480℃を越える
と、析出した炭窒化物が凝集し、粗大となるこ
とから細粒組織を得ることができなくなり、こ
の結果、冷延鋼板の強度が低下するようになる
ので、巻取温度を480℃以下と定めた。 (d) 冷間圧延の圧下率 冷間圧延の圧下率は、この発明の方法におい
て極めて重要なものである。 通常のプレス加工用冷延鋼板の製造において
は、冷間圧延の圧下率が75％を越えると製品の
プレス成形性及びｒ値が低下するとの理由で、
該冷間圧延の圧下率は60〜75％とされるのが普
通であつたが、この発明の方法では、対象鋼の
Ｃ含有量及び式 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量） の値を限定し、熱間圧延時の高温仕上温度から
急冷し、480℃以下の低温巻取を行うことによ
つて結晶粒を微細化し、冷間圧延率を従来より
も高くして高強度でかつ高ｒ値の冷延鋼板を得
るものである。 そして、冷間圧延の圧下率が82％未満である
と高いｒ値を持つた鋼板を得ることができない
ばかりでなく、連続焼鈍後の結晶粒が大きくな
つて軟質となり、所望の高強度を得ることも不
可能になる。一方、圧下率が93％を越えると製
品のｒ値が低下するようになるので、冷間圧延
の圧下率を82〜93％と定めた。 (e) 再結晶焼鈍の温度 焼鈍には、急速加熱，短時間均熱，及び急速
冷却が可能な連続焼鈍を採用するのが好ましい
が、徐加熱、長時間均熱の箱焼鈍を採用しても
良いことはもちろんのことである。 いずれの場合にも、焼鈍温度が660℃未満では
冷延鋼板のｒ値が低くなつて良好なプレス成形性
を得ることができないことから、再結晶焼鈍の温
度を660℃以上と定めた。 つぎに、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 １ Ｃ：0.0030％，Si：0.010％，Mn：0.18％，sol.
Al：0.001％，Ｐ：0.012％，Ｓ：0.004％，Ｎ：
0.0015％，Ti：0.10％，Fe及び不可避不純物：残
り、から成る組成の溶鋼を、連続鋳造にてスラブ
とした後、これを1180℃に加熱し、続いて第１表
に示す仕上温度及び巻取温度にて熱間圧延を行つ
て６種類の熱延鋼板を製造した。なお、上記鋼の
Ti当量は0.100％，Ｃ当量は0.0043％であり、い
ずれも先に説明した式を満足するものであつ
た。また、熱延条件についても、いずれも本発明
方法の条件を満足するものであつた。 そして、引き続き前記６種の熱延板を酸洗し、
同じく第１表に示す如き圧下率にて0.8mm厚に冷
間圧延し、さらに、得られた冷延板に温度：830
℃，保持時間：１分間の連続焼鈍を施した。 このようにして製造された各種の冷延鋼板につ
いて、JIS5号の引張り試験片を用いた引張試験を
行い、引張強さを測定するとともに、鋼板のｒ値
を求めた。
【表】
このようにして得られた測定結果を、冷間圧延
の圧下率と関連づけて第１図に示した。 第１図に示される結果からも、冷間圧延の圧下
率が本発明の範囲内にある場合には、引張強さ：
34Kgｆ／mm2以上の高強度を有し、かつ2.0以上の
高ｒ値をもつた冷延鋼板が得られることが明らか
である。 実施例 ２ Ｃ含有量を、0.002〜0.012％の範囲内で変化さ
せ、かつ、Si：0.01％，Mn：0.18％，sol.Al：
0.021％，Ｐ：0.010％，Ｓ：0.006％，Ｎ：0.0020
％，Ti：0.022％を含有し、残りがFe及び不可避
不純物から成る各種の溶鋼を、連続鋳造にてスラ
ブとした後、このスラブに対して、加熱温度：
1050℃，仕上温度：900℃，巻取温度：100℃の条
件で熱間圧延を施し、厚さ：5.0mmの熱延板を製
造した。 ついで、この熱延板に酸洗を施した後、圧下
率：88％にて冷間圧延を施して0.6mm厚の冷延板
とし、引続いて温度：720℃に５時間保持すると
いう条件の箱焼鈍を施すことによつて、Ｃ含有量
の異つた複数の冷延鋼板を製造した。 得られた各々の冷延鋼板からｒ値を測定し、こ
の結果を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、即ち前記式
として示した〔（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）〕との 関係において第２図に示した。 第２図からは、前記式の値が0.0015％以下の
場合に高いｒ値を得られることが明白である。 実施例 ３ まず、通常の方法によつて第２表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｐを溶製した。 つぎに、これらの各鋼を連続鋳造にてスラブと
した後、いずれのスラブも温度：1190℃に加熱
し、引き続いて第３表に示される仕上温度及び巻
取温度で熱間圧延を行つて6.0mm厚の熱延板とし
た。 ついで、これらの熱延板を酸洗し、同じく第３
表に示される圧下率での冷間圧延と、温度：800
℃に90秒保持の条件での連続焼鈍を施すことによ
つて冷延鋼板を製造した。なお、比較法15〜21
は、いずれも鋼の成分組成、熱間圧延条件及び冷
間圧延圧下率のいずれかがこの発明の範囲から外
れているものである。 このようにして得られた各冷延鋼板について、
引張強さ及びｒ値を測定したが、その結果も第３
表に併せて示した。 第３表に示される結果からも明らかなように、
の圧下率と関連づけて第１図に示した。 第１図に示される結果からも、冷間圧延の圧下
率が本発明の範囲内にある場合には、引張強さ：
34Kgｆ／mm2以上の高強度を有し、かつ2.0以上の
高ｒ値をもつた冷延鋼板が得られることが明らか
である。 実施例 ２ Ｃ含有量を、0.002〜0.012％の範囲内で変化さ
せ、かつ、Si：0.01％，Mn：0.18％，sol.Al：
0.021％，Ｐ：0.010％，Ｓ：0.006％，Ｎ：0.0020
％，Ti：0.022％を含有し、残りがFe及び不可避
不純物から成る各種の溶鋼を、連続鋳造にてスラ
ブとした後、このスラブに対して、加熱温度：
1050℃，仕上温度：900℃，巻取温度：100℃の条
件で熱間圧延を施し、厚さ：5.0mmの熱延板を製
造した。 ついで、この熱延板に酸洗を施した後、圧下
率：88％にて冷間圧延を施して0.6mm厚の冷延板
とし、引続いて温度：720℃に５時間保持すると
いう条件の箱焼鈍を施すことによつて、Ｃ含有量
の異つた複数の冷延鋼板を製造した。 得られた各々の冷延鋼板からｒ値を測定し、こ
の結果を前記冷延鋼板の固溶Ｃ量、即ち前記式
として示した〔（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）〕との 関係において第２図に示した。 第２図からは、前記式の値が0.0015％以下の
場合に高いｒ値を得られることが明白である。 実施例 ３ まず、通常の方法によつて第２表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｐを溶製した。 つぎに、これらの各鋼を連続鋳造にてスラブと
した後、いずれのスラブも温度：1190℃に加熱
し、引き続いて第３表に示される仕上温度及び巻
取温度で熱間圧延を行つて6.0mm厚の熱延板とし
た。 ついで、これらの熱延板を酸洗し、同じく第３
表に示される圧下率での冷間圧延と、温度：800
℃に90秒保持の条件での連続焼鈍を施すことによ
つて冷延鋼板を製造した。なお、比較法15〜21
は、いずれも鋼の成分組成、熱間圧延条件及び冷
間圧延圧下率のいずれかがこの発明の範囲から外
れているものである。 このようにして得られた各冷延鋼板について、
引張強さ及びｒ値を測定したが、その結果も第３
表に併せて示した。 第３表に示される結果からも明らかなように、
【表】
【表】
(注) ＊印は本発明の条件から外れていることを
示す。
示す。
【表】
【表】
(注) ＊印は本発明の条件から外れていることを
示す。
本発明方法１〜14によつて得られた冷延鋼板は
いずれも高強度で、かつ2.0以上の高ｒ値、即ち
良好なプレス成形性を有していることがわかる。 これに対して、比較法15によつて得られた冷延
鋼板はＣ含有量が本発明範囲を越えて高く、また
比較法16によつて得られた冷延鋼板は〔（Ｃ当量）
−１／４（Ti当量）〕の値が本発明範囲を越えて高 いので、ｒ値が低く、従つてプレス成形性に劣る
製品となつていることがわかる。そして、比較法
17によつて得られた冷延鋼板は炭窒化物形成元素
を含有していないために強度及びｒ値とも低い値
を示しており、比較法18によつて得られた冷延鋼
板は熱間圧延仕上温度が本発明範囲から低い方に
外れているため、同一組成の鋼を使用する本発明
方法13及び14にて得られた冷延鋼板に比してｒ値
の低いものとなつている。また、比較法19によつ
て得られた冷延鋼板は巻取温度が本発明範囲を越
えているために強度及びｒ値が低くなつており、
比較法20及び21によつて得られた冷延鋼板は、冷
間圧延の圧下率が本発明の範囲から外れているの
でｒ値の低い製品となつている。 上述のように、この発明の方法によれば、良好
なプレス成形性及び高強度を有する冷延鋼板を、
省エネルギー下でコスト安く製造することがで
き、しかもこの冷延鋼板を自動車等の車体に用い
ることによつてその重量軽減が容易に達成できる
など工業上有用な効果がもたらされるのである。
示す。
本発明方法１〜14によつて得られた冷延鋼板は
いずれも高強度で、かつ2.0以上の高ｒ値、即ち
良好なプレス成形性を有していることがわかる。 これに対して、比較法15によつて得られた冷延
鋼板はＣ含有量が本発明範囲を越えて高く、また
比較法16によつて得られた冷延鋼板は〔（Ｃ当量）
−１／４（Ti当量）〕の値が本発明範囲を越えて高 いので、ｒ値が低く、従つてプレス成形性に劣る
製品となつていることがわかる。そして、比較法
17によつて得られた冷延鋼板は炭窒化物形成元素
を含有していないために強度及びｒ値とも低い値
を示しており、比較法18によつて得られた冷延鋼
板は熱間圧延仕上温度が本発明範囲から低い方に
外れているため、同一組成の鋼を使用する本発明
方法13及び14にて得られた冷延鋼板に比してｒ値
の低いものとなつている。また、比較法19によつ
て得られた冷延鋼板は巻取温度が本発明範囲を越
えているために強度及びｒ値が低くなつており、
比較法20及び21によつて得られた冷延鋼板は、冷
間圧延の圧下率が本発明の範囲から外れているの
でｒ値の低い製品となつている。 上述のように、この発明の方法によれば、良好
なプレス成形性及び高強度を有する冷延鋼板を、
省エネルギー下でコスト安く製造することがで
き、しかもこの冷延鋼板を自動車等の車体に用い
ることによつてその重量軽減が容易に達成できる
など工業上有用な効果がもたらされるのである。
第１図は冷間圧延における圧下率が引張強さ及
びｒ値に及ぼす影響を示した線図であり、第２図
は鋼板の〔（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）〕とｒ値と の関係を示した線図である。
びｒ値に及ぼす影響を示した線図であり、第２図
は鋼板の〔（Ｃ当量）−１／４（Ti当量）〕とｒ値と の関係を示した線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.001〜0.015％、 Si：1.0％以下、 Mn：0.01〜1.00％、 sol.Al：0.08％以下、 Ｐ：0.10％以下、 Ｎ：0.0005〜0.0060％、 を含有するとともに、 Ti：0.30％以下、 Nb：0.30％以下、 Zr：0.30％以下、 のうちの１種以上をも含み、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％） ＋48／91Zr（％） …、 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0015（％） …、 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の鋼を連続鋳造
してスラブとした後、このスラブを1000〜1200℃
の温度に加熱し、ついで仕上温度：800〜950℃、
巻取温度：480℃以下の条件で熱間圧延を施し、
引き続いて82〜93％の圧下率での冷間圧延と660
℃以上の温度での再結晶焼鈍とを施すことを特徴
とする、プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の
製造法。 ２ Ｃ：0.001〜0.015％、 Si：1.0％以下、 Mn：0.01〜1.00％、 sol.Al：0.08％以下、 Ｐ：0.10％以下、 Ｎ：0.0005〜0.0060％、 を含有するとともに、 Ti：0.30％以下、 Nb：0.30％以下、 Zr：0.30％以下、 のうちの１種以上を含み、さらに、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Mo：0.03〜0.25％、 Ｂ：0.0005〜0.0050％、 のうちの１種以上をも含有し、かつ、 Ti当量＝Ti（％）＋48／93Nb（％） ＋48／91Zr（％） …、 Ｃ当量＝Ｃ（％）＋12／14Ｎ（％） …、 （Ｃ当量）−１／４（Ti当量）0.0015（％） …、 上記式で計算されるTi当量と上記式で計
算されるＣ当量との関係が上記式を満足し、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の鋼を連続鋳造
してスラブとした後、このスラブを1000〜1200℃
の温度に加熱し、ついで仕上温度：800〜950℃、
巻取温度：480℃以下の条件で熱間圧延を施し、
引き続いて82〜93％の圧下率での冷間圧延と660
℃以上の温度での再結晶焼鈍とを施すことを特徴
とする、プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2817083A JPS59153837A (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | プレス成形用高強度冷延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2817083A JPS59153837A (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | プレス成形用高強度冷延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59153837A JPS59153837A (ja) | 1984-09-01 |
| JPS6411088B2 true JPS6411088B2 (ja) | 1989-02-23 |
Family
ID=12241261
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2817083A Granted JPS59153837A (ja) | 1983-02-22 | 1983-02-22 | プレス成形用高強度冷延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59153837A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63128149A (ja) * | 1986-11-18 | 1988-05-31 | Kobe Steel Ltd | 焼付硬化性に優れた深絞り用冷延鋼板 |
| JPH02173242A (ja) * | 1988-12-26 | 1990-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 加工用高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JPH11305987A (ja) * | 1998-04-27 | 1999-11-05 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | テキスト音声変換装置 |
| US9067260B2 (en) | 2006-09-06 | 2015-06-30 | Arcelormittal France | Steel plate for producing light structures and method for producing said plate |
| EP1897963A1 (fr) * | 2006-09-06 | 2008-03-12 | ARCELOR France | Tole d'acier pour la fabrication de structures allegées et procédé de fabrication de cette tole |
-
1983
- 1983-02-22 JP JP2817083A patent/JPS59153837A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59153837A (ja) | 1984-09-01 |
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