JPS646262B2 - - Google Patents
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Description
この発明は、プレス成形性および耐デント性に
優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法に関す
るものである。 近年、自動車の低燃費対策の一環として、その
構成部材の軽量化が進められている。このような
自動車構成部材の軽量化に当つては、当然のこと
ながら、車体重量の40％を占める冷延鋼板につい
てもその材質の高張力化によるゲージダウンが実
施されつつある。 上記した自動車用冷延鋼板の高張力化に当り、
最近注目されているのは、連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板である。この連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板は、強度と伸びのバランス、および
製造コストの点で、従来の箱型焼鈍により製造を
行なつていた固溶元素添加による固溶強化型高張
力冷延鋼板、および、析出物により強化を図つた
析出強化型高張力冷延鋼板に比べ優れており、自
動車用冷延鋼板の高張力化に拍車をかけている。 しかしながら、連続焼鈍型２相組織高張力冷延
鋼板は、上記の如き優れた特性を有している一
方、高張力化に伴う成形性の劣化、および、ゲー
ジダウンを行なつたときの張剛性の劣化などにつ
いて、従来の高張力冷延鋼板と同様に問題があつ
た。このため、その適用範囲は必ずしも多岐に渡
るものではなく、実際には、バンパー、ガードバ
ー等に代表される強度部材、および、成形の際に
生ずる面歪などがあまり問題とはならない内板部
材に限られているのが現状である。 その結果、自動車用冷延鋼板として、もつとも
使用量の多い外板に関しては、その高張力化のメ
リツトが早くから認識されていたにもかかわら
ず、優れた成形性と耐デント性とを兼ね備える高
張力冷延鋼板が得られないため、末だ十分に高張
力化するに至らず、通常のSPCC乃至SPCEクラ
スの軟質冷延鋼板を主に使用しているのが現状で
あり、その高張力化が強く要請されている。 現在、自動車等の外板用鋼板として要求される
引張り強度は、38〜45Kg／mm2であり、上記クラス
の冷延鋼板としては、その成形性から判断して、
Ｐが成分中に含有されたバツチ焼鈍型のAlキル
ド鋼板が知られている。 前記バツチ焼鈍型のＰ含有Alキルド鋼板は、
鋼中のＰ分が深絞り性等を劣化させることなく、
高張力化に寄与することを巧みに利用したもので
あるが、例えば、40Kg／mm2程度の引張り強度を目
標とする場合には、鋼中に少なくとも0.07〜0.10
％程度のＰ分の含有が必要とされる結果、前記Ｐ
分の固溶によつて降伏強度は必然的に28〜30Kg／
mm2となる。このような高降伏点化は、塗装の際に
生ずる焼付け硬化性が無いこの種の鋼板において
は、鋼板の上記降伏強度が直接製品の耐デント性
に寄与することから考えると、耐デント性の面か
らは好ましい傾向である。しかし、その反面、上
記の如き高降伏点化は、成形時に生ずるスプリン
グバツク、形状凍結性の劣化等、プレス成形上の
問題の発生を避けることができない。 更に、上記Ｐ含有Alキルド鋼板は、バツチ焼
鈍型のために生産性が低く、今後自動車外板等が
高張力化するにつれて要求される、効率的な素材
供給と、コスト低減に対応することはできない。 そこで、本発明者等は、連続焼鈍によつて、前
記バツチ焼鈍型Ｐ含有Alキルド鋼板に匹敵する
鋼板を得べく研究を重ねた。 先づ、本発明者等は、前記連続焼鈍型２相組織
高張力冷延鋼板に、自動車用外板等に要求される
成形性を付与し、且つ前記連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板で比較的容易に得られる、塗装の際
の焼付け硬化性を利用することによつて、塗装焼
付け工程を経た製品に耐デント性を付与するべ
く、前記鋼板に対し下記の材料特性を与えること
に着目した。 (1) 成形性 (a) スプリングバツクおよび形状凍結性の点か
ら、降伏強度を下げること。 (b) 加工性向上のために、高い伸び値を与える
こと。 (c) 深絞り性向上のために、高いランクフオー
ド値を与えること。 (d) 遅時効性とすること。 (2) 耐デント性 (a) 焼付け硬化性を与えること。 そこで、上述の各材料特性を兼ね備えた連続焼
鈍型２相組織高張力冷延鋼板を得るべく、前記各
材料特性につき研究を行なつた結果、下記諸点に
ついて知見を得た。 (1) 降伏強度と伸び 降伏強度と伸びは、主に鋼中の固溶元素量に
よつて支配される。従つて、低降伏強度と高い
伸びを得るためには、次の処理によつて、置換
型および侵入型の固溶元素量の低減を図ること
が必要とされる。 (a) 低成分系の鋼種を使用すること。 (b) 十分な過時効処理を施すこと。 (c) 結晶粒の成長を促すこと。 (2) ランクフオード値 急速加熱焼鈍で高いランクフオード値を得る
ためには、次の処理が必要とされる。 (a) 適正な再結晶集合組織の生成を促すため
に、成分組成上、置換型固溶元素特にMn分
を低減すること。 (b) フエライト組織中に固溶している窒素およ
び炭素を、それぞれAlNおよび粗大カーバ
イトとして、焼鈍の前段階で析出させるため
に、高温巻取りを行なうこと。 (c) 再結晶集合組織の十分な発達を促すため
に、高温巻取りと高温焼鈍によつて、結晶粒
の成長を促進させること。 (3) 遅時効性 遅時効性とするためには、固溶炭素量および
固溶窒素量の低減を図り、更に組織的にフエラ
イトと低温変態相の２相組織とすることによ
り、降伏点伸びの出現に対する抑制効果を与え
ることが必要とされる。 (4) 焼付け硬化性 塗装時の焼付け硬化性は、固溶炭素量および
固溶窒素量に直接支配される。従つて、耐デン
ト性を考慮して大きな焼付け硬化量を得ようと
する場合には、前記伸びおよび遅時効性をある
程度犠牲にしても、固溶炭素および固溶窒素を
残すことが必要とされる。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
ので、鋼の成分組成および製造条件を巧みにコン
トロールすることにより、プレス成形性および耐
デント性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造
方法を提供するもので、 Ｃ：0.02〜0.06％、 Mn：0.06〜0.25％、 Ｐ：0.01〜0.06％、 Sol.Al：0.020〜0.060％、 Ｎ≦0.005％、 Feおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）の成分組成を有し、フエライトと
低温変態相の２相組織からなり、且つ、前記低温
変態相の体積率が10％以下であるAlキルド鋼で
あつて、 引張り強度：35Kg／mm2以上、降伏強度30Kg／mm2
以下、ランクフオード値：1.4以上、塗装焼付け
処理による降伏強度上昇値：８Kg／mm2以上を有す
ることを特徴とするプレス成形性および耐デント
性に優れた高張力冷延鋼板と、上記成分組成の鋼
を熱間圧延した後、650〜770℃の高温度で巻き取
り、次いで前記巻き取つた熱延板を冷間圧延して
冷延板を調製し、次ぎに前記冷延板を、750〜880
℃の焼鈍温度で連続焼鈍し、次いで、前記焼鈍温
度から、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域まで冷却し、
次いで前記Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域から、exp
｛−5.6（Ｃ％γ／Mn％／６＋Si％／24）＋7.8｝
℃／sec以上の速度で急速冷却することによつて、
低温変態相の体積率が10％以下である、フエライ
トと低温変態相とからなる２相組織となし、続い
て260〜360℃の温度範囲で過時効処理を施すこと
により、プレス成形性および耐デント性に優れた
高張力冷延鋼板を製造することに特徴を有するも
のである。 ついで、この発明の鋼において、上述のように
成分組成範囲および製造条件を限定した理由につ
いて説明する。 Ａ 成分組成範囲および金属組織の限定理由 先づ、鋼種をAlキルド鋼としたのは、鋼中
の窒素をAlNとして固定することによる窒素
時効の抑制と、焼鈍時に固溶窒素が適正な再結
晶核の生成を阻害することを避けるためであ
る。 (1) Ｃ Ｃ分は、鋼中に固溶して鋼の強度を高め、
また、焼入れ性を増す性質を有するから、後
記する焼鈍後の急冷によつて、鋼を２相組織
により強化する作用がある。しかし、その含
有量が0.02％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方、0.06％を超えて含有させ
ると、降伏強度が所定値（30Kg／mm2）より高
くなり過ぎ、また伸びの低下を招き、かつ深
絞り性に有利に作用する再結晶集合組織の生
成が不十分となる。従つて、その含有量を
0.02〜0.06％と定めた。 (2) Mn Mn分は、Ｃ分と同様、鋼の強度を高め、
焼鈍後の急冷によつて、鋼を２相組織により
強化する作用があるが、その含有量が0.06％
未満では前記作用に所望の効果が得られな
い。一方、0.25％を超えて含有させると、降
伏強度が所定値（30Kg／mm2）より高くなり過
ぎ、また伸びの低下を招き、かつ深絞り性に
有利に作用する再結晶集合組織の生成が不十
分となる。またMnは、ランクフオード値
（）に大きな影響を及ぼす。第１図は、焼
鈍板におけるMn含有量とランクフオード値
（）との関係を示す図で、Ｃ：0.03〜0.04
％、熱延板の巻取り温度：750℃、焼鈍条
件：850℃×90秒、過時効処理条件：350℃×
３分、の条件により製造される焼鈍板につい
て、そのMn含有量を変化させた場合のラン
クフオード値（）が示されている。図面か
ら明らかように、ランクフオード値を目標値
である1.4以上に安定して得るためには、Mn
含有量は0.20％以下が望ましい。Mn含有量
が0.25％を超えると、ランクフオード値
（）は著しく低下し、所定の目標値（1.4）
を得ることができない。従つて、その含有量
を0.06〜0.25％と定めた。 (3) Ｐ Ｐ分は、成形性特に深絞り性を劣化させる
ことなく鋼の強度を高める作用があるが、そ
の含有量が0.01％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方、0.06％を超えて含有
させると、降伏強度が所定値（30Kg／mm2）よ
り高くなり過ぎるため、その含有量を0.01〜
0.06％と定めた。 (4) Sol.AlおよびＮ Sol.Al分およびＮ分の組成範囲は、Alキ
ルド鋼として製造するに際し、AlNの析出
に必要な範囲について定めたもので、Sol.Al
が0.020％未満ではAlNの析出が不十分とな
り、一方、Sol.Alが0.060％を超え、またＮ
が0.005％を超えると、冷延鋼板の表面欠陥
を引起す原因となるところから、Sol.Alの含
有量を0.020〜0.060％、Ｎの含有量を0.005％
以下となした。上記した範囲のSol.AlとＮと
を共存させることは、安定したAlNを得る
ために必要な条件である。 (5) 金属組織 既に述べたように、鋼を遅時効性となし且
つその強度を高めるためには、鋼の組織をフ
エライトと低温変態相とからなる２相組織に
する必要がある。しかしながら、低温変態相
の組織全体に対して占める割合即ち体積率が
高過ぎると、降伏強度が高くなりプレス成形
性を損う問題が生ずる。従つて、前記低温変
態相の体積率の上限は、降伏強度30Kg／mm2以
下という条件を考慮すると、10％としなけれ
ばならない。なお、過時効性を安定して確保
するためには、前記低温変態相の体積率は２
％以上であることが望ましい。 Ｂ 製造条件の限定理由 (1) 巻取り温度 ランクフオード値を高める再結晶集合組織
の形成のためには、鋼中の窒素をAlNとし
て析出させ、連続焼鈍の際の急速加熱による
再結晶時に、カーバイトの再溶解を少くする
必要がある。そのために、熱延板の巻取りを
650℃以上の高温で行なうことに定めた。第
２図は、巻取り温度とランクフオード値
（）との関係を示す図で、焼鈍条件：850℃
×90秒、過時効処理条件：350℃×３分で、
Ｃ含有量が0.03％であり、Mn含有量が0.07
％（白丸印）、0.10％（三角印）、0.16％（黒
丸印）の焼鈍板について、その巻取り温度を
変化させた場合のランクフオード値（）が
示されている。図面から明らかなように、巻
取り温度が650℃未満では、ランクフオード
値（）は所定の目標値（1.4）に満たない。
なお巻取り温度が770℃を超えると、高温巻
取りの効果は得られるが、粗大粒が現れやす
く、また酸洗性が悪くなるため好ましくな
い。 (2) 焼鈍条件 焼鈍に当り、結晶粒の成長を促し、降伏強
度を下げ、伸びと深絞り性の改善が図られる
最適条件として、焼鈍温度を750〜880℃に定
めた。第３図は、焼鈍温度とランクフオード
値（）および降伏強度との関係を示す図
で、巻取り温度：750℃、過時効処理条件350
℃×３分で、Ｃ含有量が0.03％であり、Mn
含有量が0.07％（白丸印）、0.10％（三角
印）、0.16％（黒丸印）の焼鈍板について、
その焼鈍温度を変化させた場合（但し、焼鈍
時間は何れも90秒）のランクフオード値
（）と降伏強度との関係が示されている。
図面において、実線はランクフオード値
（）、点線は降伏強度で、図面から明らかな
ように、焼鈍温度が750℃未満では、十分な
フエライト粒の成長を促すために長時間を要
し、連続焼鈍のように短時間焼鈍で、1.4以
上の高いランクフオード値（）を得ること
はできない。また、焼鈍温度が880℃を超え
ると、焼準処理温度に近づき、集合組織がラ
ンダム化するため、ランクフオード値（）
が急激に低下する上、操業上のコストアツプ
を招いて好ましくない。また、焼鈍温度が
750℃未満または880℃を超えると、降伏強度
も増加する傾向になり好ましくない。また、
焼鈍時間は、適正なフエライト粒の成長を促
すために30秒以上は必要であるが、５分を超
えても材質上著しい効果は認められず、また
連続焼鈍プロセス上からの制約もあるので、
30秒以上５分以下とすることが好ましい。 (3) 冷却条件 焼鈍後の冷却に当り、塗装時に焼付け硬化
性を付与するに足りる炭素を固溶させ、且つ
組織をフエライトと、体積率が10％以下の低
温変態相とからなる２相組織とするための条
件として、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度範囲か
ら、exp｛−5.6（Ｃ％γ＋Mn％／６＋Si％／
24）＋7.8｝℃／sec以上の速度で冷却するこ
とに定めた。即ち、塗装時における焼付け硬
化性を得るためには、焼鈍後の冷却を、炭素
当量が高い場合でも約20℃／sec以上の速度
で急冷することが必要である。更に、上記し
たフエライトと、体積率が10％以下の低温変
態相とからなる２相組織とするための条件と
しては、第４図に示した炭素当量と冷却速度
との関係図に基づき、Ar1乃至Ar1＋60℃の
温度範囲から、exp｛−5.6（Ｃ％γ＋Mn％／
６＋Si％／24）＋7.8｝℃／sec以上の冷却速
度で急冷することが必要となる。 即ち、第４図において、横軸は炭素当量
（Ｃ％γ＋Mn％／６＋Si％／24）、縦軸は冷
却速度（℃／sec）、曲線は下部臨界冷却速度
を示し、Ｃ％はAr1乃至Ar1＋60℃の範囲で
の第２相のオーステナイト中における炭素濃
度で、近似的に、｛（831−急冷開始温度
（℃））／135｝％である。つまり、前記冷却
速度は、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度範囲で存
在するオーステナイトの下部臨界冷却速度に
相当し、第２相中にマルテンサイトの混在を
認め得る必要最低限の冷却速度として定めた
ものである。急冷開始温度を、Ar1〜Ar1＋
60℃の温度範囲に定めた理由は、急冷開始温
度がAr1未満では熱処理後の鋼板がフエライ
トのみの組織となり、低温変態相が生成しな
いので本発明の目的を達成することができ
ず、一方、急冷開始温度がAr1＋60℃を超え
ると、低温変態相の体積率が10％を超えて高
くなりすぎる結果、降伏点の上昇をもたら
し、プレス成形性が劣化するからである。 (4) 過時効処理条件 過時効処理に当り、焼鈍後行なつた冷却に
よつて過飽和に固溶した炭素に基づく伸びの
低下と、降伏強度の上昇とを軽減せしめ、か
つ塗装時の焼付け硬化性に寄与するに足りる
固溶炭素を残存させるための条件として、過
時効処理温度範囲を260〜360℃に定めた。第
５図は、過時効処理温度と、焼付け硬化量、
伸びおよび内部摩擦との関係を示す図で、Ｃ
含有量、Mn含有量、熱延板の巻取り温度、
焼鈍条件および冷却条件が上述した範囲の焼
鈍板について、過時効処理温度を200〜400℃
に変化させ（過時効処理時間は３分）た場合
における、焼付け硬化量と、伸びと、内部摩
擦値（即ち固溶Ｃ量）とが示されている。図
面において、実線は焼付け硬化量、点線は伸
び、１点鎖線は内部摩擦値である。図面から
５Kg／mm2以上の焼付け硬化量と、35％以上の
伸びと、15×10-4以下の内部摩擦値とが同時
に得られる条件として、過時効処理温度を
260〜360℃に定めた。 即ち、過時効処理温度が260℃未満では、
固溶炭素の析出が十分に行なわれないため、
焼付け硬化量は高くても伸びが低く、また内
部摩擦値が高いため常時時効性が問題となり
好ましくなく、一方過時効処理温度が360℃
を超えると、固溶炭素がほぼ全部析出するた
め、良好な伸びは得られるが、焼付け硬化性
が低くて好ましくない。 また、上記した温度範囲による過時効処理
の効果をあげるためには、過時効処理時間を
１〜10分とすることが好ましい。 次に、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。 それぞれ下記第１表に示す成分組成をもつた本
発明鋼Ａ〜Ｆおよび比較鋼Ｇ、Ｈの試験材を、通
常の工程に従つて溶製した。本発明鋼Ａ〜Ｆは
Alキルド鋼、比較鋼Ｇ、Ｈはバツチ焼鈍型Ｐ含
有Alキルド鋼である。本発明鋼Ａ〜Ｄと比較鋼
Ｇ、Ｈはそのまま造塊し、本発明鋼Ｅ、Ｆは軽度
の脱ガス処理を施して鋼中のＣとＮの含有量を下
げてから造塊を行なつた。なお造塊は、鋳型鋳造
あるいは連続焼鈍の何れによつても行ない得る
が、この実施例では、鋳型鋳造により行なつた。 上記により造塊された鋼塊を、分塊圧延によつ
て厚さ120〜200mmのスラブとした後、前記スラブ
を熱間圧延した。熱間圧延条件は、1250℃に加熱
したスラブを粗圧延、仕上げ圧延によつて、板厚
2.8mmの鋼帯となし、本発明鋼Ａ〜Ｆは700℃で、
また比較鋼Ｇ、Ｈは550℃で巻取つた。次いで上
記により巻取られた鋼帯を酸洗処理した後、冷間
圧延し、板厚0.7mmの冷延鋼帯を製造した。 次に、上記冷延鋼帯を焼鈍した。焼鈍に当り、
本発明鋼Ａ〜Ｆは、連続焼鈍炉を用い850℃に加
熱後、その温度で90秒保持し、次いでガスジエツ
ト冷却法により750℃まで冷却した後、直ちに噴
流水中に浸漬して急冷し、引続いて300℃に昇温
し同温度で３分間過時効処理を施した。一方、比
較鋼Ｇ、Ｈは、箱型焼鈍炉を用い、加熱速度100
℃／Ｈで700℃に加熱し、同温度で
優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法に関す
るものである。 近年、自動車の低燃費対策の一環として、その
構成部材の軽量化が進められている。このような
自動車構成部材の軽量化に当つては、当然のこと
ながら、車体重量の40％を占める冷延鋼板につい
てもその材質の高張力化によるゲージダウンが実
施されつつある。 上記した自動車用冷延鋼板の高張力化に当り、
最近注目されているのは、連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板である。この連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板は、強度と伸びのバランス、および
製造コストの点で、従来の箱型焼鈍により製造を
行なつていた固溶元素添加による固溶強化型高張
力冷延鋼板、および、析出物により強化を図つた
析出強化型高張力冷延鋼板に比べ優れており、自
動車用冷延鋼板の高張力化に拍車をかけている。 しかしながら、連続焼鈍型２相組織高張力冷延
鋼板は、上記の如き優れた特性を有している一
方、高張力化に伴う成形性の劣化、および、ゲー
ジダウンを行なつたときの張剛性の劣化などにつ
いて、従来の高張力冷延鋼板と同様に問題があつ
た。このため、その適用範囲は必ずしも多岐に渡
るものではなく、実際には、バンパー、ガードバ
ー等に代表される強度部材、および、成形の際に
生ずる面歪などがあまり問題とはならない内板部
材に限られているのが現状である。 その結果、自動車用冷延鋼板として、もつとも
使用量の多い外板に関しては、その高張力化のメ
リツトが早くから認識されていたにもかかわら
ず、優れた成形性と耐デント性とを兼ね備える高
張力冷延鋼板が得られないため、末だ十分に高張
力化するに至らず、通常のSPCC乃至SPCEクラ
スの軟質冷延鋼板を主に使用しているのが現状で
あり、その高張力化が強く要請されている。 現在、自動車等の外板用鋼板として要求される
引張り強度は、38〜45Kg／mm2であり、上記クラス
の冷延鋼板としては、その成形性から判断して、
Ｐが成分中に含有されたバツチ焼鈍型のAlキル
ド鋼板が知られている。 前記バツチ焼鈍型のＰ含有Alキルド鋼板は、
鋼中のＰ分が深絞り性等を劣化させることなく、
高張力化に寄与することを巧みに利用したもので
あるが、例えば、40Kg／mm2程度の引張り強度を目
標とする場合には、鋼中に少なくとも0.07〜0.10
％程度のＰ分の含有が必要とされる結果、前記Ｐ
分の固溶によつて降伏強度は必然的に28〜30Kg／
mm2となる。このような高降伏点化は、塗装の際に
生ずる焼付け硬化性が無いこの種の鋼板において
は、鋼板の上記降伏強度が直接製品の耐デント性
に寄与することから考えると、耐デント性の面か
らは好ましい傾向である。しかし、その反面、上
記の如き高降伏点化は、成形時に生ずるスプリン
グバツク、形状凍結性の劣化等、プレス成形上の
問題の発生を避けることができない。 更に、上記Ｐ含有Alキルド鋼板は、バツチ焼
鈍型のために生産性が低く、今後自動車外板等が
高張力化するにつれて要求される、効率的な素材
供給と、コスト低減に対応することはできない。 そこで、本発明者等は、連続焼鈍によつて、前
記バツチ焼鈍型Ｐ含有Alキルド鋼板に匹敵する
鋼板を得べく研究を重ねた。 先づ、本発明者等は、前記連続焼鈍型２相組織
高張力冷延鋼板に、自動車用外板等に要求される
成形性を付与し、且つ前記連続焼鈍型２相組織高
張力冷延鋼板で比較的容易に得られる、塗装の際
の焼付け硬化性を利用することによつて、塗装焼
付け工程を経た製品に耐デント性を付与するべ
く、前記鋼板に対し下記の材料特性を与えること
に着目した。 (1) 成形性 (a) スプリングバツクおよび形状凍結性の点か
ら、降伏強度を下げること。 (b) 加工性向上のために、高い伸び値を与える
こと。 (c) 深絞り性向上のために、高いランクフオー
ド値を与えること。 (d) 遅時効性とすること。 (2) 耐デント性 (a) 焼付け硬化性を与えること。 そこで、上述の各材料特性を兼ね備えた連続焼
鈍型２相組織高張力冷延鋼板を得るべく、前記各
材料特性につき研究を行なつた結果、下記諸点に
ついて知見を得た。 (1) 降伏強度と伸び 降伏強度と伸びは、主に鋼中の固溶元素量に
よつて支配される。従つて、低降伏強度と高い
伸びを得るためには、次の処理によつて、置換
型および侵入型の固溶元素量の低減を図ること
が必要とされる。 (a) 低成分系の鋼種を使用すること。 (b) 十分な過時効処理を施すこと。 (c) 結晶粒の成長を促すこと。 (2) ランクフオード値 急速加熱焼鈍で高いランクフオード値を得る
ためには、次の処理が必要とされる。 (a) 適正な再結晶集合組織の生成を促すため
に、成分組成上、置換型固溶元素特にMn分
を低減すること。 (b) フエライト組織中に固溶している窒素およ
び炭素を、それぞれAlNおよび粗大カーバ
イトとして、焼鈍の前段階で析出させるため
に、高温巻取りを行なうこと。 (c) 再結晶集合組織の十分な発達を促すため
に、高温巻取りと高温焼鈍によつて、結晶粒
の成長を促進させること。 (3) 遅時効性 遅時効性とするためには、固溶炭素量および
固溶窒素量の低減を図り、更に組織的にフエラ
イトと低温変態相の２相組織とすることによ
り、降伏点伸びの出現に対する抑制効果を与え
ることが必要とされる。 (4) 焼付け硬化性 塗装時の焼付け硬化性は、固溶炭素量および
固溶窒素量に直接支配される。従つて、耐デン
ト性を考慮して大きな焼付け硬化量を得ようと
する場合には、前記伸びおよび遅時効性をある
程度犠牲にしても、固溶炭素および固溶窒素を
残すことが必要とされる。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
ので、鋼の成分組成および製造条件を巧みにコン
トロールすることにより、プレス成形性および耐
デント性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造
方法を提供するもので、 Ｃ：0.02〜0.06％、 Mn：0.06〜0.25％、 Ｐ：0.01〜0.06％、 Sol.Al：0.020〜0.060％、 Ｎ≦0.005％、 Feおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）の成分組成を有し、フエライトと
低温変態相の２相組織からなり、且つ、前記低温
変態相の体積率が10％以下であるAlキルド鋼で
あつて、 引張り強度：35Kg／mm2以上、降伏強度30Kg／mm2
以下、ランクフオード値：1.4以上、塗装焼付け
処理による降伏強度上昇値：８Kg／mm2以上を有す
ることを特徴とするプレス成形性および耐デント
性に優れた高張力冷延鋼板と、上記成分組成の鋼
を熱間圧延した後、650〜770℃の高温度で巻き取
り、次いで前記巻き取つた熱延板を冷間圧延して
冷延板を調製し、次ぎに前記冷延板を、750〜880
℃の焼鈍温度で連続焼鈍し、次いで、前記焼鈍温
度から、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域まで冷却し、
次いで前記Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域から、exp
｛−5.6（Ｃ％γ／Mn％／６＋Si％／24）＋7.8｝
℃／sec以上の速度で急速冷却することによつて、
低温変態相の体積率が10％以下である、フエライ
トと低温変態相とからなる２相組織となし、続い
て260〜360℃の温度範囲で過時効処理を施すこと
により、プレス成形性および耐デント性に優れた
高張力冷延鋼板を製造することに特徴を有するも
のである。 ついで、この発明の鋼において、上述のように
成分組成範囲および製造条件を限定した理由につ
いて説明する。 Ａ 成分組成範囲および金属組織の限定理由 先づ、鋼種をAlキルド鋼としたのは、鋼中
の窒素をAlNとして固定することによる窒素
時効の抑制と、焼鈍時に固溶窒素が適正な再結
晶核の生成を阻害することを避けるためであ
る。 (1) Ｃ Ｃ分は、鋼中に固溶して鋼の強度を高め、
また、焼入れ性を増す性質を有するから、後
記する焼鈍後の急冷によつて、鋼を２相組織
により強化する作用がある。しかし、その含
有量が0.02％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方、0.06％を超えて含有させ
ると、降伏強度が所定値（30Kg／mm2）より高
くなり過ぎ、また伸びの低下を招き、かつ深
絞り性に有利に作用する再結晶集合組織の生
成が不十分となる。従つて、その含有量を
0.02〜0.06％と定めた。 (2) Mn Mn分は、Ｃ分と同様、鋼の強度を高め、
焼鈍後の急冷によつて、鋼を２相組織により
強化する作用があるが、その含有量が0.06％
未満では前記作用に所望の効果が得られな
い。一方、0.25％を超えて含有させると、降
伏強度が所定値（30Kg／mm2）より高くなり過
ぎ、また伸びの低下を招き、かつ深絞り性に
有利に作用する再結晶集合組織の生成が不十
分となる。またMnは、ランクフオード値
（）に大きな影響を及ぼす。第１図は、焼
鈍板におけるMn含有量とランクフオード値
（）との関係を示す図で、Ｃ：0.03〜0.04
％、熱延板の巻取り温度：750℃、焼鈍条
件：850℃×90秒、過時効処理条件：350℃×
３分、の条件により製造される焼鈍板につい
て、そのMn含有量を変化させた場合のラン
クフオード値（）が示されている。図面か
ら明らかように、ランクフオード値を目標値
である1.4以上に安定して得るためには、Mn
含有量は0.20％以下が望ましい。Mn含有量
が0.25％を超えると、ランクフオード値
（）は著しく低下し、所定の目標値（1.4）
を得ることができない。従つて、その含有量
を0.06〜0.25％と定めた。 (3) Ｐ Ｐ分は、成形性特に深絞り性を劣化させる
ことなく鋼の強度を高める作用があるが、そ
の含有量が0.01％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方、0.06％を超えて含有
させると、降伏強度が所定値（30Kg／mm2）よ
り高くなり過ぎるため、その含有量を0.01〜
0.06％と定めた。 (4) Sol.AlおよびＮ Sol.Al分およびＮ分の組成範囲は、Alキ
ルド鋼として製造するに際し、AlNの析出
に必要な範囲について定めたもので、Sol.Al
が0.020％未満ではAlNの析出が不十分とな
り、一方、Sol.Alが0.060％を超え、またＮ
が0.005％を超えると、冷延鋼板の表面欠陥
を引起す原因となるところから、Sol.Alの含
有量を0.020〜0.060％、Ｎの含有量を0.005％
以下となした。上記した範囲のSol.AlとＮと
を共存させることは、安定したAlNを得る
ために必要な条件である。 (5) 金属組織 既に述べたように、鋼を遅時効性となし且
つその強度を高めるためには、鋼の組織をフ
エライトと低温変態相とからなる２相組織に
する必要がある。しかしながら、低温変態相
の組織全体に対して占める割合即ち体積率が
高過ぎると、降伏強度が高くなりプレス成形
性を損う問題が生ずる。従つて、前記低温変
態相の体積率の上限は、降伏強度30Kg／mm2以
下という条件を考慮すると、10％としなけれ
ばならない。なお、過時効性を安定して確保
するためには、前記低温変態相の体積率は２
％以上であることが望ましい。 Ｂ 製造条件の限定理由 (1) 巻取り温度 ランクフオード値を高める再結晶集合組織
の形成のためには、鋼中の窒素をAlNとし
て析出させ、連続焼鈍の際の急速加熱による
再結晶時に、カーバイトの再溶解を少くする
必要がある。そのために、熱延板の巻取りを
650℃以上の高温で行なうことに定めた。第
２図は、巻取り温度とランクフオード値
（）との関係を示す図で、焼鈍条件：850℃
×90秒、過時効処理条件：350℃×３分で、
Ｃ含有量が0.03％であり、Mn含有量が0.07
％（白丸印）、0.10％（三角印）、0.16％（黒
丸印）の焼鈍板について、その巻取り温度を
変化させた場合のランクフオード値（）が
示されている。図面から明らかなように、巻
取り温度が650℃未満では、ランクフオード
値（）は所定の目標値（1.4）に満たない。
なお巻取り温度が770℃を超えると、高温巻
取りの効果は得られるが、粗大粒が現れやす
く、また酸洗性が悪くなるため好ましくな
い。 (2) 焼鈍条件 焼鈍に当り、結晶粒の成長を促し、降伏強
度を下げ、伸びと深絞り性の改善が図られる
最適条件として、焼鈍温度を750〜880℃に定
めた。第３図は、焼鈍温度とランクフオード
値（）および降伏強度との関係を示す図
で、巻取り温度：750℃、過時効処理条件350
℃×３分で、Ｃ含有量が0.03％であり、Mn
含有量が0.07％（白丸印）、0.10％（三角
印）、0.16％（黒丸印）の焼鈍板について、
その焼鈍温度を変化させた場合（但し、焼鈍
時間は何れも90秒）のランクフオード値
（）と降伏強度との関係が示されている。
図面において、実線はランクフオード値
（）、点線は降伏強度で、図面から明らかな
ように、焼鈍温度が750℃未満では、十分な
フエライト粒の成長を促すために長時間を要
し、連続焼鈍のように短時間焼鈍で、1.4以
上の高いランクフオード値（）を得ること
はできない。また、焼鈍温度が880℃を超え
ると、焼準処理温度に近づき、集合組織がラ
ンダム化するため、ランクフオード値（）
が急激に低下する上、操業上のコストアツプ
を招いて好ましくない。また、焼鈍温度が
750℃未満または880℃を超えると、降伏強度
も増加する傾向になり好ましくない。また、
焼鈍時間は、適正なフエライト粒の成長を促
すために30秒以上は必要であるが、５分を超
えても材質上著しい効果は認められず、また
連続焼鈍プロセス上からの制約もあるので、
30秒以上５分以下とすることが好ましい。 (3) 冷却条件 焼鈍後の冷却に当り、塗装時に焼付け硬化
性を付与するに足りる炭素を固溶させ、且つ
組織をフエライトと、体積率が10％以下の低
温変態相とからなる２相組織とするための条
件として、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度範囲か
ら、exp｛−5.6（Ｃ％γ＋Mn％／６＋Si％／
24）＋7.8｝℃／sec以上の速度で冷却するこ
とに定めた。即ち、塗装時における焼付け硬
化性を得るためには、焼鈍後の冷却を、炭素
当量が高い場合でも約20℃／sec以上の速度
で急冷することが必要である。更に、上記し
たフエライトと、体積率が10％以下の低温変
態相とからなる２相組織とするための条件と
しては、第４図に示した炭素当量と冷却速度
との関係図に基づき、Ar1乃至Ar1＋60℃の
温度範囲から、exp｛−5.6（Ｃ％γ＋Mn％／
６＋Si％／24）＋7.8｝℃／sec以上の冷却速
度で急冷することが必要となる。 即ち、第４図において、横軸は炭素当量
（Ｃ％γ＋Mn％／６＋Si％／24）、縦軸は冷
却速度（℃／sec）、曲線は下部臨界冷却速度
を示し、Ｃ％はAr1乃至Ar1＋60℃の範囲で
の第２相のオーステナイト中における炭素濃
度で、近似的に、｛（831−急冷開始温度
（℃））／135｝％である。つまり、前記冷却
速度は、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度範囲で存
在するオーステナイトの下部臨界冷却速度に
相当し、第２相中にマルテンサイトの混在を
認め得る必要最低限の冷却速度として定めた
ものである。急冷開始温度を、Ar1〜Ar1＋
60℃の温度範囲に定めた理由は、急冷開始温
度がAr1未満では熱処理後の鋼板がフエライ
トのみの組織となり、低温変態相が生成しな
いので本発明の目的を達成することができ
ず、一方、急冷開始温度がAr1＋60℃を超え
ると、低温変態相の体積率が10％を超えて高
くなりすぎる結果、降伏点の上昇をもたら
し、プレス成形性が劣化するからである。 (4) 過時効処理条件 過時効処理に当り、焼鈍後行なつた冷却に
よつて過飽和に固溶した炭素に基づく伸びの
低下と、降伏強度の上昇とを軽減せしめ、か
つ塗装時の焼付け硬化性に寄与するに足りる
固溶炭素を残存させるための条件として、過
時効処理温度範囲を260〜360℃に定めた。第
５図は、過時効処理温度と、焼付け硬化量、
伸びおよび内部摩擦との関係を示す図で、Ｃ
含有量、Mn含有量、熱延板の巻取り温度、
焼鈍条件および冷却条件が上述した範囲の焼
鈍板について、過時効処理温度を200〜400℃
に変化させ（過時効処理時間は３分）た場合
における、焼付け硬化量と、伸びと、内部摩
擦値（即ち固溶Ｃ量）とが示されている。図
面において、実線は焼付け硬化量、点線は伸
び、１点鎖線は内部摩擦値である。図面から
５Kg／mm2以上の焼付け硬化量と、35％以上の
伸びと、15×10-4以下の内部摩擦値とが同時
に得られる条件として、過時効処理温度を
260〜360℃に定めた。 即ち、過時効処理温度が260℃未満では、
固溶炭素の析出が十分に行なわれないため、
焼付け硬化量は高くても伸びが低く、また内
部摩擦値が高いため常時時効性が問題となり
好ましくなく、一方過時効処理温度が360℃
を超えると、固溶炭素がほぼ全部析出するた
め、良好な伸びは得られるが、焼付け硬化性
が低くて好ましくない。 また、上記した温度範囲による過時効処理
の効果をあげるためには、過時効処理時間を
１〜10分とすることが好ましい。 次に、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。 それぞれ下記第１表に示す成分組成をもつた本
発明鋼Ａ〜Ｆおよび比較鋼Ｇ、Ｈの試験材を、通
常の工程に従つて溶製した。本発明鋼Ａ〜Ｆは
Alキルド鋼、比較鋼Ｇ、Ｈはバツチ焼鈍型Ｐ含
有Alキルド鋼である。本発明鋼Ａ〜Ｄと比較鋼
Ｇ、Ｈはそのまま造塊し、本発明鋼Ｅ、Ｆは軽度
の脱ガス処理を施して鋼中のＣとＮの含有量を下
げてから造塊を行なつた。なお造塊は、鋳型鋳造
あるいは連続焼鈍の何れによつても行ない得る
が、この実施例では、鋳型鋳造により行なつた。 上記により造塊された鋼塊を、分塊圧延によつ
て厚さ120〜200mmのスラブとした後、前記スラブ
を熱間圧延した。熱間圧延条件は、1250℃に加熱
したスラブを粗圧延、仕上げ圧延によつて、板厚
2.8mmの鋼帯となし、本発明鋼Ａ〜Ｆは700℃で、
また比較鋼Ｇ、Ｈは550℃で巻取つた。次いで上
記により巻取られた鋼帯を酸洗処理した後、冷間
圧延し、板厚0.7mmの冷延鋼帯を製造した。 次に、上記冷延鋼帯を焼鈍した。焼鈍に当り、
本発明鋼Ａ〜Ｆは、連続焼鈍炉を用い850℃に加
熱後、その温度で90秒保持し、次いでガスジエツ
ト冷却法により750℃まで冷却した後、直ちに噴
流水中に浸漬して急冷し、引続いて300℃に昇温
し同温度で３分間過時効処理を施した。一方、比
較鋼Ｇ、Ｈは、箱型焼鈍炉を用い、加熱速度100
℃／Ｈで700℃に加熱し、同温度で
【表】
【表】
３時間保持した後、炉冷した。
第２表には、上述のようにして製造された各試
験材を、伸張率１％で調質圧延を行なつた後の引
張り試験値およびランクフオード値が示されてい
る。 また第３表には、同じく上述のようにして製造
された各試験材に対し、その使用状態、即ちプレ
ス加工後、塗装焼付け処理を施したときにおける
機械的性質の変化を調べるため、前記各試験材に
２％引張り歪を付加した後、170℃で20分間時効
処理を施したときの機械的性質と、伸張率１％で
調質圧延を行なつた後、38℃で８日間時効処理を
施したときの機械的性質とが示されている。 上記第２表から、この発明方法で製造された本
発明鋼は、バツチ焼鈍型の比較鋼に比べて、引張
強度および伸びについてはほぼ同等のレベルであ
り、また降伏強度は比較鋼よりかなり低い値を示
していることから成形性に優れていることがわか
り、更にランクフオード値についても、比較鋼に
匹敵する値が得られ、優れた深絞り性を有してい
る
験材を、伸張率１％で調質圧延を行なつた後の引
張り試験値およびランクフオード値が示されてい
る。 また第３表には、同じく上述のようにして製造
された各試験材に対し、その使用状態、即ちプレ
ス加工後、塗装焼付け処理を施したときにおける
機械的性質の変化を調べるため、前記各試験材に
２％引張り歪を付加した後、170℃で20分間時効
処理を施したときの機械的性質と、伸張率１％で
調質圧延を行なつた後、38℃で８日間時効処理を
施したときの機械的性質とが示されている。 上記第２表から、この発明方法で製造された本
発明鋼は、バツチ焼鈍型の比較鋼に比べて、引張
強度および伸びについてはほぼ同等のレベルであ
り、また降伏強度は比較鋼よりかなり低い値を示
していることから成形性に優れていることがわか
り、更にランクフオード値についても、比較鋼に
匹敵する値が得られ、優れた深絞り性を有してい
る
【表】
ことが明らかである。
また本発明鋼は、上記第２表について説明した
如く、その降伏強度は比較鋼より低いにもかかわ
らず、第３表で示した塗装焼付け処理後における
降伏強度は、比較鋼と同等またはそれ以上の値を
示し、ΔYS値（塗装焼付け処理による降伏強度
上昇値）は、８Kg／mm2以上で、比較鋼に比べて本
発明鋼が顕著に高く、これよりプレス成形後、塗
装焼付け処理を施した本発明鋼は、優れた耐デン
ト性を有していることが明らかである。 また遅時効性についても、第３表から明らかな
如く、38℃×８日時効後においても、降伏点の伸
びが現われていないことから、全く問題はない。 以上説明したように、この発明によれば、連続
焼鈍によつて、自動車用の外板等に要求される、
高降伏強度の耐デント性と、ランクフオード値、
伸び、ｎ値等が何れも良好なプレス成形性とを共
に備えた引張り強度35Kg／mm2以上の高張力冷延鋼
板を、極めて効率的に低コストで製造することが
できる等、工業上極めて優れた効果がもたらされ
る。
如く、その降伏強度は比較鋼より低いにもかかわ
らず、第３表で示した塗装焼付け処理後における
降伏強度は、比較鋼と同等またはそれ以上の値を
示し、ΔYS値（塗装焼付け処理による降伏強度
上昇値）は、８Kg／mm2以上で、比較鋼に比べて本
発明鋼が顕著に高く、これよりプレス成形後、塗
装焼付け処理を施した本発明鋼は、優れた耐デン
ト性を有していることが明らかである。 また遅時効性についても、第３表から明らかな
如く、38℃×８日時効後においても、降伏点の伸
びが現われていないことから、全く問題はない。 以上説明したように、この発明によれば、連続
焼鈍によつて、自動車用の外板等に要求される、
高降伏強度の耐デント性と、ランクフオード値、
伸び、ｎ値等が何れも良好なプレス成形性とを共
に備えた引張り強度35Kg／mm2以上の高張力冷延鋼
板を、極めて効率的に低コストで製造することが
できる等、工業上極めて優れた効果がもたらされ
る。
第１図はMn含有量とランクフオード値（）
との関係を示す図、第２図は巻取り温度とランク
フオード値（）との関係を示す図、第３図は焼
鈍温度とランクフオード値（）および降伏強度
との関係を示す図、第４図は炭素当量と冷却速度
との関係を示す図、第５図は過時効処理温度と焼
付け硬化量、伸びおよび内部摩擦との関係を示す
図である。
との関係を示す図、第２図は巻取り温度とランク
フオード値（）との関係を示す図、第３図は焼
鈍温度とランクフオード値（）および降伏強度
との関係を示す図、第４図は炭素当量と冷却速度
との関係を示す図、第５図は過時効処理温度と焼
付け硬化量、伸びおよび内部摩擦との関係を示す
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.06％、 Mn：0.06〜0.25％、 Ｐ：0.01〜0.06％、 Sol.Al：0.020〜0.060％、 Ｎ≦0.005％、 Feおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）の成分組成を有し、フエライトと
低温変態相との２相組織からなり、且つ、前記低
温変態相の体積率が10％以下であるAlキルド鋼
であつて、 引張り強度：35Kg／mm2以上、降伏強度：30Kg／
mm2以下、ランクフオード値：1.4以上、塗装焼付
け処理による降伏強度上昇値：８Kg／mm2以上を有
することを特徴とするプレス成形性および耐デン
ト性に優れた高張力冷延鋼板。 ２ Ｃ：0.02〜0.06％、 Mn：0.06〜0.25％、 Ｐ：0.01〜0.06％、 Sol.Al：0.020〜0.060％、 Ｎ≦0.005％、 Feおよび不可避不純物：残り、 （以上重量％）の成分組成を有するAlキルド鋼
を、熱間圧延した後、650〜770℃の高温度で巻き
取り、次いで前記巻き取つた熱延板を冷間圧延し
て冷延板を調製し、次ぎに前記冷延板を、750〜
880℃の焼鈍温度で連続焼鈍し、次いで、前記焼
鈍温度から、Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域まで冷
却し、次いで前記Ar1乃至Ar1＋60℃の温度域か
ら、exp｛−5.6（Ｃ％γ＋Mn％／６＋Si％／24）＋
7.8｝℃／sec以上の速度で急速冷却することによ
つて、低温変態相の体積率が10％以下である、フ
エライトと低温変態相とからなる２相組織とな
し、次いで、260〜360℃の温度範囲で過時効処理
を施すことを特徴とする、プレス成形性および耐
デント性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16161579A JPS5684443A (en) | 1979-12-14 | 1979-12-14 | High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture |
| US06/208,537 US4336080A (en) | 1979-12-14 | 1980-11-20 | Method for manufacturing high-strength cold-rolled steel strip excellent in press-formability |
| GB8037455A GB2070056B (en) | 1979-12-14 | 1980-11-21 | Method for manufacturing high-strength cold-rolled steel strip excellent in pressformability |
| CA365,310A CA1128841A (en) | 1979-12-14 | 1980-11-24 | Method for manufacturing high-strength cold-rolled steel strip excellent in press-formability |
| BE0/202997A BE886429A (fr) | 1979-12-14 | 1980-12-01 | Procede pour produire du feuillard d'acier lamine a froid a haute resistance se pretant au faconnage a la presse |
| IT26376/80A IT1134555B (it) | 1979-12-14 | 1980-12-02 | Metodo per la produzione di nastro di acciaio di alta resistenza laminato a freddo ottimo nella formabilita' in pressa |
| DE3045761A DE3045761C2 (de) | 1979-12-14 | 1980-12-04 | Verfahren zur Herstellung eines hochfesten kaltgewalzten Stahlbands mit ausgezeichneter Preßformbarkeit |
| FR8026335A FR2472021A1 (fr) | 1979-12-14 | 1980-12-11 | Procede pour fabriquer une bande d'acier a haute resistance laminee a froid ayant une excellente aptitude au formage a la presse |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16161579A JPS5684443A (en) | 1979-12-14 | 1979-12-14 | High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5684443A JPS5684443A (en) | 1981-07-09 |
| JPS646262B2 true JPS646262B2 (ja) | 1989-02-02 |
Family
ID=15738528
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16161579A Granted JPS5684443A (en) | 1979-12-14 | 1979-12-14 | High tensile cold rolled steel plate excellent in press moldability and denting resistance and its manufacture |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4336080A (ja) |
| JP (1) | JPS5684443A (ja) |
| BE (1) | BE886429A (ja) |
| CA (1) | CA1128841A (ja) |
| DE (1) | DE3045761C2 (ja) |
| FR (1) | FR2472021A1 (ja) |
| GB (1) | GB2070056B (ja) |
| IT (1) | IT1134555B (ja) |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5773132A (en) * | 1980-10-24 | 1982-05-07 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing |
| US4426235A (en) | 1981-01-26 | 1984-01-17 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same |
| JPS5825436A (ja) * | 1981-08-10 | 1983-02-15 | Kawasaki Steel Corp | 遅時効性、異方性小なる深絞り用冷延鋼板の製造方法 |
| JPS5867827A (ja) * | 1981-09-18 | 1983-04-22 | Nippon Steel Corp | 深紋り用冷延鋼板の製造方法 |
| US4793870A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon high manganese steel |
| US4793869A (en) * | 1987-04-10 | 1988-12-27 | Signode Corporation | Continuous treatment of cold-rolled carbon manganese steel |
| JPH01108392A (ja) * | 1987-10-19 | 1989-04-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 車体外装用Ｚｎ系合金電気メッキ鋼板およびその製造方法 |
| US5123969A (en) * | 1991-02-01 | 1992-06-23 | China Steel Corp. Ltd. | Bake-hardening cold-rolled steel sheet having dual-phase structure and process for manufacturing it |
| DE19547181C1 (de) * | 1995-12-16 | 1996-10-10 | Krupp Ag Hoesch Krupp | Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, höherfesten Bandstahles mit guter Umformbarkeit bei isotropen Eigenschaften |
| FR2795741B1 (fr) * | 1999-07-01 | 2001-08-03 | Lorraine Laminage | Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage |
| FR2795740B1 (fr) * | 1999-07-01 | 2001-08-03 | Lorraine Laminage | Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage |
| DE19936151A1 (de) * | 1999-07-31 | 2001-02-08 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung |
| BE1015018A3 (fr) * | 2002-07-02 | 2004-08-03 | Ct Rech Metallurgiques Asbl | Procede pour le traitement thermique d'une bande d'acier laminee a froid, procede de fabrication d'une bande d'acier adaptee au fromage et bande d'acier ainsi obtenue. |
| FR2850671B1 (fr) * | 2003-02-05 | 2006-05-19 | Usinor | Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue |
| JP5381154B2 (ja) * | 2009-02-24 | 2014-01-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス加工と塗装焼付け後の強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| RU2491357C1 (ru) * | 2012-05-10 | 2013-08-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Способ производства листовой стали |
| CN104046890A (zh) * | 2014-06-09 | 2014-09-17 | 首钢总公司 | 一种高屈强比热镀锌微碳铝镇静钢板及其生产方法 |
| CN110724884B (zh) * | 2019-10-10 | 2020-11-27 | 柳州钢铁股份有限公司 | 一种货架用低成本冷轧高强钢的制造方法 |
| CN110699608B (zh) * | 2019-10-10 | 2020-11-27 | 柳州钢铁股份有限公司 | 一种货架用低成本冷轧高强钢 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4145235A (en) * | 1972-12-28 | 1979-03-20 | Nippon Steel Corporation | Process for producing cold rolled steel sheet and strip having improved cold formabilities |
| JPS5441983B2 (ja) * | 1973-07-12 | 1979-12-11 | ||
| JPS5551410B2 (ja) * | 1974-01-31 | 1980-12-24 | ||
| JPS5157623A (en) * | 1974-11-18 | 1976-05-20 | Nippon Kokan Kk | Takaitosoyakitsukekokaseitosugureta hijikoseiomotsukochoryokureienkohanno seizohoho |
| US3936324A (en) * | 1975-03-14 | 1976-02-03 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making high strength cold reduced steel by a full continuous annealing process |
| JPS5226313A (en) * | 1975-08-25 | 1977-02-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacturing process of cold roled steel sheets of low yielding point by continuous annealing |
| US4313770A (en) * | 1979-06-28 | 1982-02-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing cold rolled steel strip having improved press formability and bake-hardenability |
-
1979
- 1979-12-14 JP JP16161579A patent/JPS5684443A/ja active Granted
-
1980
- 1980-11-20 US US06/208,537 patent/US4336080A/en not_active Expired - Lifetime
- 1980-11-21 GB GB8037455A patent/GB2070056B/en not_active Expired
- 1980-11-24 CA CA365,310A patent/CA1128841A/en not_active Expired
- 1980-12-01 BE BE0/202997A patent/BE886429A/fr not_active IP Right Cessation
- 1980-12-02 IT IT26376/80A patent/IT1134555B/it active
- 1980-12-04 DE DE3045761A patent/DE3045761C2/de not_active Expired
- 1980-12-11 FR FR8026335A patent/FR2472021A1/fr active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2070056A (en) | 1981-09-03 |
| DE3045761A1 (de) | 1981-06-25 |
| JPS5684443A (en) | 1981-07-09 |
| BE886429A (fr) | 1981-04-01 |
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| DE3045761C2 (de) | 1986-11-13 |
| US4336080A (en) | 1982-06-22 |
| CA1128841A (en) | 1982-08-03 |
| FR2472021B1 (ja) | 1984-03-02 |
| FR2472021A1 (fr) | 1981-06-26 |
| GB2070056B (en) | 1983-10-26 |
| IT1134555B (it) | 1986-08-13 |
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